焊接性优异的490MPa级低屈服比冷成形钢管及其制造方法

专利名称：焊接性优异的490MPa级低屈服比冷成形钢管及其制造方法
技术领域：
本发明涉及焊接性优异、低屈服比而抗拉强度为490MPa级的冷成形钢管及其制造方法，特别涉及能够适用于抗震性优异的CFT(Concrete-Filled Tube)结构的建筑物的490MPa级的冷成形钢管、及用于制造这种冷成形钢管的有效的方法。
背景技术：
在建筑结构物中，要求有优异的抗震性和耐火性，特别是为了构筑抗震性优异的所述CFT结构的建筑物，就需要以高强度、低屈服比而发挥优异的焊接性的冷成形钢管。
作为关于满足如此要求特性的冷成形用钢管的技术，一直以来提出有多种。例如，在特开平6-128641号公报中，公开有如下技术以600MPa级和800MPa级的低屈服比钢管为对象，热轧后，将空冷或水冷过的钢板，在t/D(t板厚，D钢管外径)≤10％的范围通过冷成形制作钢管，将控制为屈服比(YR)≤80-0.8×t/D的钢板，在其后750～850℃的温度范围进行正火。
另外，在专利第252904号公报中，公开有如下技术以590MPa级的低屈服比的钢管为对象，使轧制完成温度为(Ar3-20℃)～(Ar3+120℃)进行轧制后，将钢板空冷至(Ar3-100℃)～(Ar3-120℃)，接着从该温度到常温进行淬火，还进行回火处理到Ac1点以下的温度范围，在上述t/D≤10％的范围冷成形为管状，其后在500～600℃的温度范围进行退火。
此外，在特开平7-233416号公报中公开有以590MPa级的低屈服比钢管为对象，再加热到Ac3点以上的温度进行淬火或淬火·回火，在所述t/D≤10％的范围实施冷成形而制作钢管，其后再加热到650～750℃的温度范围正火。
所述各技术，均以590MPa级的低屈服比的冷成形钢管为对象，但是，其中在特开平6-128641号公报中，是在冷成形后进行正火。在专利第2529042号公报中，因为是在轧制线上空冷到二相域，所以会导致轧制中的生产率降低，从经济的观点出发不为优选。
在所述特开平7-233416号公报的技术中，因为钢原材中以Cu、Ni等的元素为必须成分而含有，所以存在原材成本变高的问题。另外，在该技术中，虽然通过添加Cu带来的析出强化实现了钢管的强度提高，但是因为在热处理工序中，外面侧与内面侧的温度变得不均一，Cu的析出发生不均，所以能够充分预想到有材质的偏差发生。
在所述任一的技术中，冷成形后以屈服比的降低为目的，均需要实施热处理，这在成本面和生产率的点上存在问题。另外，若应用所述专利第2529042号公报的所谓Delay DQ法，则与从Ar3点以上的温度直接淬火(DQ)相比，淬火后的强度变低，因此为了对其补偿需要增加合金元素，其结果是使焊接性劣化。
从如上出发，作为在冷成形后不实施热处理的方法，也提出有像特开平7-109521号公报这样的技术，在该技术中，热轧后再加热到Ac3～1000℃淬火，继续再加热到750～850℃的温度进行淬火，在Ac1点以下进行回火处理，且采用控制在YR(％)≤80-0.8×t/D的钢板，在t/D≤10％的范围通过冷成形制作钢管，由此得到板厚100mm以下，管轴方向的YR为80％以下的建筑用低屈服比600MPa级钢管。
该技术以600MPa级的低屈服比钢管为对象，以轧制后用于将组织贝氏体化的再加热淬火、用于韧性改善和防止钢管的焊接、应力去除处理等的软化的回火为必须工序，从生产率和成本的观点出发残留若干问题。而且在该技术中，从强度确保这一观点出发，需要增加合金元素，在焊接性这点上依然存在问题。
另一方面，作为490MPa级的低屈服比高张力钢板的制造方法，也提出有例如特开昭55-115921号公报这样的技术。在该技术中，以900℃以下的累积压下率为50％以上的方式轧制，且在Ar3点以上结束轧制，冷却到Ac1点以下后，再加热到730～850℃以下的范围，进行空冷。
在该技术中，与从二相域温度(超过Ac1点，低于Ac3点)进行淬火(Q’)处理相比，强度变低，所以碳当量Ceq(JIS)为0.40％以下，焊接性良好，其能够适用于厚达32mm左右的板厚(例如，表1的钢No.1、2、4～6)，但是，如果将其应用于冷成形用的厚重钢管，则需要大幅提高碳当量Ceq(例如表1的No.3)，随之而来的是焊接性劣化，将需要预热。而且，因为在奥氏体未再结晶区域(约900～Ar3点)下的压下率增大，所以无法满足建筑用钢所要求的声音各向异性小这样的必要条件。
那么，根据新抗震设计法的修正(1981年)，在建筑领域允许大地震时钢材的塑性变形，吸收地震的能量而防止结构物的倒塌这样的设计理念被中心地纳入高层建筑物中，因此作为钢材所需要的特性，就要求有低屈服比。
在应用于混凝土(concrete)充填钢管柱的冷成形钢管中，施加t/D5～10％这样严格的冷弯曲时，因为在t/4部付与相当于约2.5～5％的应变(ε)，所以屈服应力上升，即使抗拉强度为490MPa级的钢材，也不能确保作为目标屈服比(屈服点/抗拉强度)在85％以下。这样的情况下，不得不实施冷成形后以残留应力的除去为目的的退火(Stress RelievingSR处理)，导致高成本化、工期的长期化和生产率的降低。

发明内容
本发明在如此的状况而形成，其目的在于，提供一种低屈服比的冷成形钢管、和用于制造这种冷成形钢管的有效的方法，其不需实施SR处理，抗拉强度在490MPa以上。
所谓能够达成所述目的的本发明的490MPa级低屈服比冷成形钢管，由如下这种板厚为t(mm)钢板得到，其具有如下化学组成，含有C0.07～0.18％(质量％的意思，以下相同)、Si0.05～1.0％、Mn0.7～1.7％、Ti0.002～0.025％、sol.Al0.005～0.1％、和N0.001～0.008％，除此之外，还含有从由如下构成的组中选择的1种或2种以上Cr0.6％以下(含0％)、Mo0.5％以下(含0％)和V0.08％以下(含0％)，Mn含量[Mn]和C含量[C]的比满足[Mn]/[C]≤15，由下述(1)所示的碳当量Ceq值在0.34～0.42％的范围，并且由下述(2)式所示的A值满足1.1～2.6，余量由Fe和不可避免的杂质组成，且微观组织由如下各相构成4～70面积％的多边形铁素体相；0～20面积％的准多边形铁素体相；和0～5面积％，纵横比(aspect ratio)(长径/短径)为4.0以下的岛状马氏体相；余量为贝氏体相，该冷成形钢管能够从板厚为t(mm)的钢板得到，在所述钢管的外侧冷弯曲直径为d(mm)时具有t/d为10％以下的冷成形部位。
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15…(1)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V的含量(质量％)。
A＝(2.16{Cr}+1)×(3.0{Mo}+1)×(1.75{V}+1)…(2)其中，{Cr}、{Mo}和{V}分别表示Cr、Mo和V在钢板中的固溶量(质量％)。
在本发明的冷成形钢管中，根据需要，还含有如下元素等也是有效的，(a)Cu0.5％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)；(b)Nb0.015％以下(不含0％)；(c)Ca0.003％以下(不含0％)；(d)稀土类元素0.02％以下(不含0％)，根据这些含有成分能够进一步使钢管的特性提高。
当制造上述这样的冷成形钢管时，可以将将具有本发明规定的化学成分组成的钢坯加热到950～1250℃的温度范围，将下述(3)式所示的奥氏体未再结晶化温度Aγ(℃)以下的累积压下率作为60％以下(含0％)而结束轧制成为钢板后，以4～100℃/秒的冷却速度从Ar3相变点以上的温度加速冷却到450℃以下，接着再加热到730～830℃的温度范围之后进行淬火，接着在前述记载t/d为10％以下的范围进行冷成形。
Aγ(℃)＝887+467[C]+(6445[Nb]-644√-[Nb])+(732[V]-230√-[V])+890[Ti]+363[Al]-357[Si]…(3)其中，[C]、[Nb]、[V]、[Ti]、[Al]和[Si]，分别表示C、Nb、V、Ti、Al和Si的含量(质量％)。
在此制造方法中，优选附加如下等条件(1)再加热到730～830℃的温度范围而淬火后，在500℃以下对所述钢板实施回火；(2)结束所述轧制后，在加速冷却之前，进行“在线校平机”(in-line leveller)矫正；(3)将钢板温度作为400℃以下进行冷成形。
根据本发明，通过适当地调整钢板的化学组成，并且适当地控制微观组织中的各相的体积分率，即使不实施SR处理，也能够以低屈服比得到490MPa级的冷成形钢管，这样的冷成形钢管通过适当地控制制造条件能够获得，所得到的钢管能够适用于CFT结构的建筑物。
具体实施例方式
本发明者们，在板厚为t(mm)、外侧冷弯曲直径为d(mm)时具有t/d为10％以下的冷成形部位，抗拉强度为490MPa以上的钢管中，为了达成焊接性优异，且屈服比作为目标值85％以下，对化学成分组成和微观组织进行了详细地研究。
其结果是得出以下结论，为了使钢管的屈服比降低，重要的是预先把钢板阶段的屈服比降低钢管时的上升的量以上、和使同一拉伸δu(达到最大载荷的塑性拉伸)增加。
然后判明了，为了在钢板阶段使低屈服比和抗拉强度并存，使微观组织共存成为硬质相的贝氏体相(B)和成为软质相的多边化了的铁素体相(多边形铁素体相αP)，将此多边形铁素体相(αP)的面积百分率控制在40～70％是有效的。另外可知，通过使铁素体相多边化能够使同一拉伸δu增大。
在钢板阶段(冷成形前)中，马氏体形成为岛状时，发挥着降低屈服点，使冷弯曲后的屈服比进一步处于低位的作用。岛状马氏体，由马氏体相和奥氏体相(残留奥氏体相)混合的相构成(Martensite-AusteniteconstituteM-A相)，但是存在于岛状马氏体中的残留奥氏体相γR通过冷弯曲相变成加工感应马氏体，由此能够使同一拉伸δu进一步增大。还有，对这样的组织实施冷弯曲而成为冷成形钢管时，组织中的残留奥氏体相消失，作为相变的马氏体相而存在。
在本发明的冷成形钢管中，从所述观点出发，需要适当地控制微观组织，在该组织中的各相的范围(面积百分率)限定理由如下。

为了使屈服比处于低位，使相变后的微观组织中生成位错密度小的多边化的铁素体(αP)是有效的，为了在钢板阶段预先降低屈服比，需要将其面积百分率控制在40～70％的范围。若多边形铁素体相(αP)的面积百分率超过70％，则在厚壁材中目标强度的确保困难。另一方面，若多边形铁素体相(αP)的面积百分率低于40％，则屈服比会超过目标值(85％)。
为了满足该多边形铁素体相的面积百分率条件，需要满足本发明规定的组成条件(也包括满足所述式(1)、(2))，并且满足后述的制造条件。
位错密度高的准多边形铁素体相αq，使强度上升，另一方面，因为妨碍可动位错的移动而使屈服比上升，所以越少越好，以面积百分率计为0～20％左右。可以优选为0～15％左右。
准多边形铁素体相，不成长为6角形(由JIS G0551定义)，不圆滑，而形成锯齿的形态。因此，准多边形铁素体相和多边形铁素体相通过显微镜能够明确地区别。
钢板阶段的马氏体相(M)或马氏体·奥氏体混合相(M-A相)，为了让未相变奥氏体中的C、合金元素的偏析大的部分不发生贝氏体相变，而局部地成为岛状马氏体相(M)和残留奥氏体相(γR)。其中，马氏体相(M)有效地作用于抗拉强度上升，屈服比的降低。另外残留奥氏体(γR)，因为通过来自外部的加工应变而使加工感应相变出现，所以有效地作用于同一拉伸的增大。因此，在冷成形钢管中，为了进一步促进屈服比的相对降低和同一拉伸δu的增大，而使岛状马氏体相(也包含M-A从残留奥氏体的相变后的马氏体相M)生成。岛状马氏体相(M-A)的面积百分率，可以是0～5％左右。若岛状马氏体相(M-A)的面积百分率超过5％，则韧性劣化。该面积百分率可以优选为0～4％左右。
即使岛状马氏体相(M-A)的面积百分率为5％以下，若因其形状纵横比(长径/短径)超过4.0，则同一拉伸未增大，韧性仍会劣化。另外，由于M-A相形成于旧奥氏体晶界，所以将其纵横比控制在4.0以下，是旧奥氏体料的伸展度小的结果，由于轧制集合组织的形成也很微小，所以能够减小钢管的缝焊(seam weld)部(相当于端弯曲的无加工部)的声音各向异性。
在本发明的冷成形钢管中，虽然具有板厚为t(mm)、外侧冷弯曲直径为d(mm)时t/d为10％以下的冷成形部，但是，在此t/d超过10％这样的冷加工中，因为拉伸变形侧的屈服比在加工后超过了85％，所以为了抑制屈服比的上升，需要热、温下的成形，或成形后的应力去除的退火处理(所述SR处理)。为此，需要所述t/d在10％以下。此t/d优选为7.5％以下为宜。在用于达成该t/d的加工方法中，不限定于压曲成形，也可以是例如辊弯、压缩挤压、旋压(spinning)等的应用。另外弯曲温度，不但能够允许常温，而且允许达到不损害本发明的钢板的材质的程度(400℃左右)的温度。还有，本发明的冷成形钢管，其截面形状包括圆形、边形的任一种。另外，所述外侧冷弯曲直径d意思是被冷成形(弯曲加工)的部位的曲率直径，钢管的截面形状为圆形时，外侧冷弯曲直径d与钢管外径D一致。
在本发明的冷成形钢管中，为了如上述这样控制微观组织中的铁素体(αP)的量的比例(以面积百分率计为40～70％)，有效的是使相变曲线的铁素体凸头(nose)向短时间侧移动，具体地说，就是使Mn含量[Mn]和C含量[C]的比([Mn]/[C])在15以下，使二相域(α+γ区域)温度保持的C的二相分离化变得容易。另外，为了使这样的效果发挥，作为二相域淬火温度为730～830℃左右有效(关于该条件后述)。
铁素体的软质化和渗碳体的硬质化，被认为有效的是在添加对铁素体来说负的偏析元素，在两相域温度保持中存在的奥氏体和铁素体的共存状态中，使对铁素体来说负的偏析元素在未相变奥氏体中扩散，其后使贝氏体相变发生，在贝氏体相变过程中使其吐出的合金元素在渗碳体中浓化。
作为对于铁素体来说负的偏析元素，着眼于Cr、Mo和V的巨大作用，作为其固溶量，将所述(2)式所规定的量控制在1.1～2.6，从而能够使合金元素二相分离化。还有，为了将所述(2)式规定的量控制在1.1～2.6，有效的是通过将钢坯加热到950～1250℃的温度范围、和在轧制结束后从Ar3相变点以上的温度急冷，从而一边实现所述各元素的氮化物析出温度区域中的析出的回避，一边在Cr、Mo和V成为固溶状态后，进行二相域淬火(关于该条件后述)。
在降低屈服点以及使同一拉伸δu增大中，有效的是在铁素体相变后，以无加工使之粒成长而多边化，由此使铁素体的位错密度处于低位。
为了降低冷成形钢管的屈服比，且仍确保韧性，需要使更为各向同性的马氏体相形成，但是从这一观点出发，需要使所述纵横比为4.0以下。另外通过使纵横比处于低位，因为轧制集合组织也变少，所以对于钢管的缝焊部(相当于端弯曲的无加工部)的声音各向异性的降低也有效。
作为抑制钢板阶段的马氏体相或与奥氏体的混合层的扁平化的手段，将由所述(3)式所示的奥氏体未再结晶化温度Aγ以下的累积压下率作为60％以下而结束轧制，对于抑制旧奥氏体粒和粒界析出的马氏体相或与奥氏体的混合相的扁平化有效。另外，这时的轧制结束温度，从旧奥氏体粒的扁平化的抑制这一观点出发，优选在奥氏体未再结晶化温度Aγ以上。此外，为了以所述方式控制马氏体的组织分率，需要以本发明所示的合金元素(特别是Cr、Mo、V等)置换碳当量式中的C。
在本发明的冷成形钢管中，其微观组织，除了所述以外(余量)基本由贝氏体构成，但是，为此而使本发明范围的多边形铁素体αP析出后，为了不使珠光体相变而直接加速冷却即可。
那么，在本发明的冷成形钢管中，也需要焊接性良好，为此，通过不添加B便能够抑制焊接热影响区(HAZ)中的马氏体化或贝氏体化，能够使耐裂纹性和HAZ韧性提高。另外，通过Ti的添加，使TiN生成，通过使母材和HAZ中的旧奥氏体粒的细微化作用发挥，韧性会提高。
接着，说明本发明的冷成形钢管的化学成分组成的限定理由。首先，在本发明中，如所述含有C0.07～0.18％、Si0.05～1.0％、Mn0.7～1.7％(其中，Mn含量[Mn]和C含量[C]的比[Mn]/[C]≤15)、Ti0.002～0.025％、sol.Al0.005～0.1％和N0.001～0.008％，除此之外，还含有由从如下构成的组中选择的1种或2种以上Cr0.6％以下(含0％)、Mo0.5％以下(含0％)和V0.08％以下(含0％)，并且需要将所述(1)式和(2)式规定的值控制在适当的范围，这些元素的范围限定理由如下。
虽然C是最廉价的对强度提升有效的元素，但是若过量地含有，则焊接性显著降低，因此其含量的上限为0.18％。然而，若C含量低于0.07％，则发生强度不足，为了对其加以弥补，就需要合金元素的添加，但是若过多地进行这些合金元素的添加，则导致屈服比的增加，因此不为优选。为了抑制此屈服比的增加并确保目标的强度(以抗拉强度计490MPa以上)，至少需要使C含有0.07％以上。还有，从母材强度和焊接HAZ韧性并存的观点出发，C含量的优选下限为0.08％，优选上限为0.16％。
为了脱氧需要使Si含有0.05％以上，但是若超过1.0％而使之过量地含有，则使焊接性和HAZ韧性降低。由此出发，Si含量需要为0.05～1.0％。还有，Si含量的优选下限为0.10％，优选上限为0.9％。
和C含量[C]的比[Mn]/[C]≤15)]Mn作为同时提高强度和韧性的元素有效。为了使这样的效果发挥，需要使Mn含有0.7％以上。然而若使Mn过量地含有，则焊接性和HAZ韧性显著劣化，因此其上限为1.7％。还有，Mn含量的优选下限为1.0％，优选上限为1.6％。
另外，Mn含量由与C含量的关系需要调整到适当的范围。Mn含量[Mn]和C含量[C]的比[Mn]/[C]，成为在成分上控制连续冷却相变曲线(CCT曲线)和等温相变曲线(TTT曲线)的铁素体相变曲线的突出(凸头nose)的程度的因素，若所述比[Mn]/[C]超过15，则铁素体凸头向长时间侧后退，因此用于由二相域热处理(Q’)形成平衡状态的二相组织(α+γ)的保持时间变长，在生产上受到制约而低效率。为此，所述比[Mn]/[C]需要为15以下。
Ti在板坯(slab)加热时在钢中作为细微的TiN而存在，具有防止加热奥氏体粒的粗大化的效果。利用适当的奥氏体(γ)再结晶温度区域轧制、接着的γ未再结晶温度Aγ域轧制、和细微的TiN生成的复合效果，可以确保良好的韧性和超声波声音各向异性。另外Ti在直接淬火后的Q’处理中，也从逆相变奥氏体，以TiN为铁素体相变核，使多边形铁素体的析出促进，对屈服比降低，同一拉伸δu的增大有效。为了使这样的效果发挥，Ti含量需要为0.002％以上。然而，因为使Ti过量地含有其效果也是饱和，所以其上限为0.025％。还有，Ti含量的优选下限为0.008％，优选上限为0.015％。
为了脱氧至少需要使sol.Al(可溶性铝)含有0.005％，但是若使之过量地含有，则非金属夹杂物增加而韧性降低，因此其需要为0.1％以下。还有，sol.Al含量的优选下限为0.01％，优选上限为0.06％。
N与Ti反应生成TiN，是防止加热时的奥氏体的粗大化的有效的元素。为了使这样的效果发挥，至少需要使之含有0.001％以上，但是若使之过量含有则熔接接头部的韧性劣化，因此其需要在0.008％以下。还有，N含量优选下限为0.002％，优选上限为0.006％。
Cr、Mo和V是使强度提高的元素，但是作为化合物析出时，由于析出强化而使屈服比上升，另一方面会使韧性劣化。为了使屈服比保持在低位的状态而确保高强度和高韧性，有效的是以固溶状态在渗碳体使正偏析发生，在铁素体使负偏析发生。由此出发，需要Cr、Mo和V的含量分别为0.6％以下、0.5％以下、0.08％以下(均含0％)，通过所述(2)式规定的A值将其固溶量控制在1.1～2.6的范围内。若该成分元素量和A值超过上限，则会损害焊接性。另外，若A值低于1.1，则钢管成形后的屈服比不能满足目标值。还有，各元素优选为Cr0.3％以下、Mo0.3％以下、V0.06％以下为宜。另外，A值的优选范围是1.05～2.0左右。
所述(1)式表示的碳当量Ceq是表示HAZ的硬化性的指标(例如，JIS G 3106)，为了降低焊接裂缝敏感性，使y形焊接裂缝试验中的裂缝防止预热温度为25℃以下，需要将Ceq值作为0.42％以下。另一方面，为了确保抗拉强度在490MPa以上，Ceq值需要为0.34％以上。Ceq值的优选下限为0.36％，优选上限为0.40％。还有，在所述(1)式中，除了作为基本成分的C、Si、Mn、Cr、Mo、V等之外，作为式中的项目也包含根据需要所含有的成分(Ni)，但是，含有这些成分时要考虑其含量而作为(1)式的值计算，不包含时可以不必考虑其含量而计算。
在本发明的冷成形钢管中，所述成分以外，由Fe和不可避免的杂质组成，但是，也可以包含熔炼上不可避免地混入的微量成分(允许成分)(例如，P、S、O、B≤0.0005％等)，这样的钢板坯也包含于本发明的范围。另外，在本发明的冷成形钢管中，根据需要，进一步含有如下成分等也是有效的(a)Cu0.5％以下(不含0％)和/或Ni3.0％以下(不含0％)；(b)Nb0.015％(不含0％)；(c)Ca0.003％以下(不含0％)；(d)稀土类元素0.02％以下(不含0％)，含有这些成分时的范围限定理由如下。
因为这些元素昂贵，而且使屈服比上升，所以其添加优选尽可能地避免。但是，因为具有在厚壁钢板中抑制板厚中心部的强度降低的作用，所以有时会微量添加。添加这些元素时，需要使Cu以0.5％为上限、Ni以3.0％为上限而含有。Cu含量的更优先上限为0.3％，Ni的更优选上限为1.5％。
Nb已知是同时使强度和韧性提高的元素，但是在热轧后进行加速冷却的情况下，在含有作为淬火性提高元素的Nb的钢中，第二相组织的贝氏体量增加，而且软质的铁素体难以生成。其结果是，屈服比上升。由此出发，含有Nb时，优选到0.015％左右。Nb含量的更优选上限为0.010％左右。
Ca具有非金属夹杂物的球状化作用，有助于各向异性的降低，但是若超过0.005％而含有，则由于夹杂物的增加韧性会劣化。因此，使Ca含有时，优选为0.005％以下。Ca含量的优选下限为0.0005％，更优选上限为0.003％。
稀土类元素(以下简略记述为REM)，是作为其氧硫化物(oxysulfide)在TiN共存下抑制奥氏体异常成长而使HAZ的韧性提高的元素，但是若超过0.02％过量地含有，则破坏钢的纯净度，使内部缺陷发生。为了使来自REM的效果发挥，优选使之含有0.002％以上，更优选上限为0.01％。还有，所谓REM，只要是属于周期表第3族的钪(Sc)、钇(Y)和镧系(lanthanoid)稀土类元素均能够使用。
为了制造本发明的冷成形钢管，基本上采用来自由连续铸造法和铸锭法所制作的板坯的钢坯，经加热-热轧-冷却-热处理等的工序、或热轧后的控制冷却(也包括加速冷却和直接淬火)等的工序，由此能够制造出具有所述这样的化学成分组成和组织的钢管，因此该制造方法没有特别限定(后述实施例的实验No.42～46)，但是优选遵循本发明方法而制造。接下来说明由本发明的制造方法规定的各必要条件。
若钢坯的加热温度作为超过1250℃的温度，则钢坯的奥氏体粒引起急剧粒成长，相变后的组织成为粗大的贝氏体组织，钢板的韧性成为显著的低位。另一方面，若加热温度低于950℃，则低于(γ未再结晶化温度Aγ-50℃)下的累积压下率变大，引起旧奥氏体粒的过大的细粒化，屈服点YP、0.2％极限应力σ0.2和屈服比YR将大幅度上升。由此出发，钢坯的加热温度需要在950～1250℃的范围。该加热温度可以优选为1000℃以上，1150℃以下。
如前所述，为了抑制钢板阶段的马氏体相或与奥氏体相的混合相的扁平化，在γ未再结晶化温度Aγ以下的累积压下率需要为60％以下。另外若该积积压下率超过60％，则引起旧奥氏体粒的过大的细粒化，屈服比将上升。还有，所谓所述“压下率”，是把轧制前·后的钢板的厚度分别作为t1(mm)和t2(mm)时，由{(t1-2)/t1}×100(％)所表示的。
实现钢板的微观组织中的C的均一分散和Cr、Mo、V的固溶并确保强度，以此为目的就需要在轧制后，从Ar3相变点以上加速冷却到450℃以下。冷却开始温度会变得比Ar3相变点低，冷却停止温度变得比450℃高，如果冷却速度低于4℃/秒，则相变强化不充分(即，两相组织的第二相难以变成贝氏体)，并且无法达成Cr、Mo和V的全部固溶。关于这时的冷却速度的上限，从冷却媒体的冷却能的界限这一观点出发，需要将其作为100℃/秒以下。还有，所谓本发明的Ar3相变点，采用根据下述(4)式计算的值。
Ar3相变点＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8)…(4)其中，t板厚[从再加热到730～830℃的温度范围后淬火]通过将加速冷却的钢板保持在二相域(α+γ)温度，暂时分散的C，被二相分离至在加速冷却时所生成的准多边形铁素体和逆相变奥氏体，使准多边形铁素体中的C的负偏析(比平均浓度(添加量)的浓度低)、奥氏体的正偏析(比平均浓度(添加量)的浓度高)发生。另外，通过加速冷却，即使在暂时固溶的Cr、Mo和V的各元素中，在此二相域保持下，也能够使向准多边形铁素体的负偏析、向奥氏体的正偏析发生，能够解决屈服比的降低和高强度的确保这种相反的课题。此二相域下保持温度低于730℃时、和超过830℃时，分别因为逆相变奥氏体量、准多边形铁素体量过少，所以钢板阶段的屈服比变高，冷成形钢管后的屈服比不能满足目标屈服比。另外之所以保持在二相域温度后再淬火，是为了通过从逆相变奥氏体淬火而使主相的贝氏体组织与岛状马氏体相析出。
在本发明的冷成形钢管中，为了让拉伸变形侧的屈服比在加工后成为85％以下，而具有t/d为10％以下的冷成形部分，但是，为了成形这种部位，要在t/d为10％以下的范围进行冷成形。
在本发明的制造方法中，根据需要而优选附加如下等条件(1)再加热到730～830℃的温度范围，从该范围淬火后，在500℃以下对所述钢板实施回火；(2)结束所述轧制后，在加速冷却之前，进行在线校平机矫正；(3)将钢板温度设为400℃以下进行冷成形，规定这些必要条件的理由如下。
为了消除二相域淬火过的钢板的残留应力，选择性地在500℃以下实施回火也有效。若这时的回火温度超过500℃，则淬火状态生成的贝氏体组织中的C扩散·凝集而使珠光体生成，因此强度会降低。由此出发，回火温度应在500℃以下，优选为480℃以下。
轧制结束后，即使有时轧制过后的钢板的前后端会产生平坦不良，通过直接淬火前的热矫正而使平坦度良好，从而可以进行对前后端部的均一冷却，机械性质稳定，生产率提高。由此出发，有效的是在轧制结束后直接淬火前，进行在线校平机矫正。
弯曲温度(成形温度)正如上述，不但能够允许常温，而且允许达到不损害本发明的钢板的材质的程度(400℃左右)的温度，但是为了减轻冷成形时的弹性后效(springback)等的成形阻碍因素，而在不使微观组织变化，能够让位错密度降低的400℃以下进行选择性的成形(温成形)也有效。若这时的成形温度超过400℃，则C扩散而主相的贝氏体的一部分开始变化成珠光体，因而将导致强度降低。该形成温度的优选温度为300℃以下。
以下，通过实施例更具体地说明本发明，但是本发明当然不受下述实施例限制，当然可以在能够符合前·后述的宗旨的范围加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围。
实施例根据通常的熔炼方法熔炼下述表1、2所示的化学成分组成的钢，进行下述所示的各项处理(类型1～3)，制造钢板。还有，在表1、2中，由所述(1)式规定的碳当量Ceq的值，也表示[Mn]/[C]的值和γ未再结晶化温度。
类型1进行通常的加热、热轧后，进行直接淬火(DQ)，其后以二相域温度(Ac1点以上，低于Ac3点)在热处理保持后进行淬火(Q’)或加热冷却到500℃以下。
类型2轧制结束后，空冷程度的缓慢冷却至低于Ar3点之后，从二相域温度(超过Ar1点，低于Ar3点)进行加速冷却或直接淬火(DQ’)。
类型3热轧后，加速冷却保持在二相域温度后，再进行加速冷却或直接淬火(DQ’)。
其后，其中一部分，除了没有低于Ac1点的温度的回火(T)外，实施了回火。这时的制造条件，与所述(2)式的值和Ar3相变点等一起在下述表3～5中表示。
表1


表2


表3


表4


表5


对于所得到的各钢板，使t/d变化，进行冷压成形，制作钢管。测定钢板的机械的特性(屈服点YP、抗拉强度TS、同一拉伸δu)和微观组织的种类，并且测定钢管的管轴向(L方向)的机械的特性(屈服点、抗拉强度TS、屈服比YR和韧性)和Cr、Mo、V的固溶量及微观组织，以下述的基准评价材质。
在钢管的Cr、Mo和V的固溶量中，作为各元素的添加量-作为析出物而析出的各元素量进行计算。对作为析出物而析出的Cr、Mo、V的元素量，在与钢管的外侧t/4部的表面平行的截面中，通过电解提取残渣法而测定析出元素量。
作为材质评价标准，将如下设定为目标钢管的管轴向的抗拉强度TS490MPa以上；屈服比YR85％以下；断裂转变温度(vTrs)20℃以下。
机械的特性(钢板和钢管)的评价方法，钢管的韧性评价方法和微观组织测定方法如下述。
从钢板的t/4部(t为板厚)顺L方向(轧制方向)和与钢管的外侧t/4部的管轴平行方向(相当于钢板的主轧制方向)，采取JIS Z 22014号试验片，以JIS Z 2201的要领进行拉伸试验，测定钢板的机械的特性(屈服点YP、抗拉强度TS、同一拉伸δu)，钢管的机械特性(屈服点YP、抗拉强度TS、屈服比(屈伏点/抗拉强度×100％)YR)。
从钢管的外侧t/4部与管轴平行方向，采取JIS Z 22024号试验片，按照JIS Z 2202进行摆锤冲击试验，测定断裂转变温度(vTrs)。
在钢板阶段，用光学显微镜观察钢板的主轧制方向的t/4部的微观组织，对存在的残留奥氏体γR，进行电解研磨为50～100μm的钢板t/4部的X射线衍射，根据α-Fe(200)面与γ-Fe(200)面的峰值强度比确认残留奥氏体γR的存在。对与钢管的管轴平行方向(相当于钢板的主轧制方向)的外侧t/4部、和钢板的主轧制方向的t/4部，对硝酸乙醇浸蚀了的微观组织的照片进行图像分析，测定铁素体的形态(多边形铁素体αP，准多边形铁素体αq)、它们的面积百分率、贝氏体(B)的面积百分率、珠光体(P)的面积百分率等。岛状马氏体相(M-A)，对用LePera试剂将轧制方向板厚面的1/4部腐蚀的微观组织的写真做图像分析，测定面积百分率和纵横比。
对满足所述的材质标准的钢管，根据下述的方法评价焊接性(耐焊接裂缝性和HAZ韧性)。
遵循规定为JIS Z 3158的y形焊接裂缝试验法，以输入热量1.7KJ/mm进行二氧化碳焊接，测定根部裂纹(root crack)防止预热温度。25℃以下为合格。
进行输入热量7KJ/mm的双面潜弧焊(SAW)的缝焊(X坡口)，从外侧t/4部与管轴成直角方向采取摆锤冲击试验片(JIS Z 22044号)，求得0℃的平均冲击吸收能vE0(3次试验的平均值)。平均vE0为47J以上为合格。
焊接性试验结果，与机械特性(钢板和钢管)和微观组织等一起在下述表6～8中显示，但是，由这些结果能够进行如下考察。首先，实验No.1是V单独添加钢的控制轧制材，因为Ceq超过本发明规定的范围，所以耐焊接防止预热温度高达50℃，HAZ韧性也在低位。
实验No.2是Nb单独添加钢的加速冷却450℃停止材，因为在微观组织中未生成有多边形铁素体，所以冷弯曲后屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.3是在Nb单独添加钢的加速冷却450℃停止后，进行了二相域温度淬火(Q’)，因为多边形铁素体相的面积百分率比本发明的规定范围少，所以冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.14虽然所述(2)式的值(A值)处于本发明规定的范围内，但是C含量比本发明规定的范围多，所以母材和HAZ的韧性在低位。
实验No.15其Mn含量比本发明规定的范围多，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.18其C含量和Mn含量比本发明规定的范围少，冷弯曲后的抗线强度TS不满足目标值的490MPa以上。
实验No.22其Ti含量比本发明规定的范围多，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.24其Mo含量比本发明规定的范围多，HAZ韧性不满足目标值的47J以上。
实验No.29其Si含量比本发明规定的范围多，钢管的岛状马氏体分率比本发明规定的范围多，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.32其Cu含量比本发明规定的范围多，耐焊接防止预热温度不满足目标的25℃以下。另外不满足断裂转变温度vTrs为-20℃以下，和HAZ韧性为47J以上的目标值。
实验No.35其Nb含量比本发明规定的范围多，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.38其Ca和REM的含量比本发明规定的范围多，冷弯曲后的断裂转变温度vTrs不满足-20℃以下。
实验No.51其加热温度为1300℃，冷弯曲后的断裂转变温度vTrs不满足-20℃以下。
实验No.54其加热温度为900℃，另外累积压下率为100％，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。另外实验No.55其累积压下率为80％，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.58其轧制后的加速冷却开始温度为760℃，多边形铁素体分率为80面积％，抗拉强度TS降低。
实验No.60其轧制后的加速冷却停止温度为580℃，因为加速冷却时贝氏体减少而珠光体生成，所以抗拉强度TS降低。
实验No.61其轧制后的加速冷却速度为1.5℃/秒，因为加速冷却时贝氏体减少而珠光体生成，所以抗拉强度TS降低。
实验No.63其淬火前的再加热温度为850℃，多边形铁素体分率为35面积％，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.66其淬火前的再加热温度为紧接Ac1的700℃，因为使淬火前的再加热升温时生成的珠光体残存，所以抗拉强度TS降低。
实验No.68其回火温度为600℃，多边形铁素体分率为80面积％，抗拉强度TS降低，并且冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
实验No.70其冷成形时的t/d为15％，冷弯曲后的屈服比YR不满足目标值85％以下。
相对于此，在满足本发明规定的要件的各项的(试验No.4～13、16、17、19～21、23、25～28、30、31、34、36、37、39～50、52、53、56、57、59、62、64、65、67、69、71)中，全部的特性均满足目标值。
还有，实验No.4～71的制造上的要点如下。即，实验No.4～38，将所述表1、2所示的化学成分组成的钢材在轧制结束后进行二相域温度淬火(Q’)，实验No.39进一步实施了回火处理(T)。
实验No.40在轧制结束后，加速冷却在450℃停止，实验No.41进一步实施了回火处理(T)。
实验No.42在轧制结束后进行缓冷(空冷)，从二相域温度进行直接淬火(DQ’)，实验No.43进一步实施了回火处理(T)。
实验No.44在轧制结束后，在超过Ar1点至低于Ar3点进行加速冷却，其后空冷保持60秒，使多边形铁素体αP生成，接着进行直接淬火。
实验No.45在轧制结束后，在超过Ar1点至低于Ar3点进行加速冷却，其后以在线保持炉保持在二相域温度，使多边形铁素体αP生成，接着进行淬火，实验No.46进一步实施了回火处理(T)。
实验No.47、48在本发明规定的范围内使t/d变化为7.5、5(％)。实验No.49是板厚为40mm的结果。实验No.50是在400℃升温后压弯。
实验No.51～54，以本发明规定的化学成分使加热温度在900～1300℃的范围变化。实验No.55～58，以本发明规定的化学成分，使轧制后的加速冷却开始温度变化。
实验No.59、60，以本发明规定的化学成分，使加速冷却停止温度变化。实验No.60～62，以本发明规定的化学成分，使轧制后的加速冷却速度变化。
实验No.63～66，以本发明规定的化学成分，使淬火时的加热温度(Q’)变化。实验No.67、68，以本发明规定的化学成分，使回火温度(T)变化。
实验No.69，以本发明规定的化学成分，在加速冷却前进行在线校平机矫正。实验No.70，以本发明规定的化学成分，使冷变曲的t/d在本发明规定的范围外。实验No.71，以本发明规定的化学成分，将弯曲成形温度作为400℃。
表6


表7


表8


权利要求
1.一种冷成形钢管，其特征在于，以质量％计，含有C0.07～0.18％、Si0.05～1.0％、Mn0.7～1.7％、Ti0.002～0.025％、sol.Al0.005～0.1％、和N0.001～0.008％，以及Fe和不可避免的杂质，还含有从由如下元素构成的群中选出的至少1种Cr0.6％以下，且含0％；Mo0.5％以下，且含0％；和V0.08％以下，且含0％，其中，Mn含量[Mn]和C含量[C]的比满足[Mn]/[C]≤15，由下述(1)式所示的碳当量Ceq值在0.34～0.42％的范围内，由下述(2)式所示的A值在1.1～2.6的范围内，微观组织由如下各相构成40～70面积％的多边形铁素体相；0～20面积％的准多边形铁素体相；和0～5面积％的纵横比即长径/短径为4.0以下的岛状马氏体相；余量为贝氏体相，该冷成形钢管从板厚为t的钢板得到，在所述钢管的外侧冷弯曲直径为d时具有t/d为10％以下的冷成形部位，其中，t、d的单位为mm，Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15…(1)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V的以质量％计的含量，A＝(2.16{Cr}+1)×(3.0{Mo}+1)×(1.75{V}+1)…(2)其中，{Cr}、{Mo}和[V}分别表示Cr、Mo和V在钢板中的以质量％计的固溶量。
2.根据权利要求1所述的冷成形钢管，其特征在于，以质量％计，还含有从Cu0.5％以下但不含0％和Ni3.0％以下但不含0％中选择的至少一种。
3.根据权利要求1所述的冷成形钢管，其特征在于，以质量％计，还含有Nb0.015％以下，但不含0％。
4.根据权利要求1所述的冷成形钢管，其特征在于，以质量％计，还含有Ca0.005％以下，但不含0％。
5.根据权利要求1所述的冷成形钢管，其特征在于，以质量％计，还含有稀土类元素0.02％以下但不含0％。
6.一种制造权利要求1、2、4、5所述的冷成形钢管的方法，其特征在于，包括如下工序将钢坯加热到950～1250℃的温度范围；轧制所述钢坯制成钢板，使处于下述(3)式所示的奥氏体未再结晶化温度Aγ以下时的累积压下率成为60％以下，其中包括0％；以4～100℃/秒的冷却速度将所述钢板从Ar3相变点以上的温度加速冷却到450℃以下；将加速冷却后的所述钢板再加热到730～830℃的温度范围，接着进行淬火；将淬火后的所述钢板在所述t/d为10％以下的范围进行冷成形，Aγ＝887+467[C]+(732[V]-230[V])+890[Ti]+363[Al]-357[Si] …(3)其中，[C]、[V]、[Ti]、[Al]和[Si]，分别表示C、V、Ti、sol.Al和Si的以质量％计的含量，Aγ的单位为℃。
7.根据权利要求6所述的冷成形钢管的制造方法，其特征在于，对再加热到730～830℃的温度范围接着进行过淬火的所述钢板，在500℃以下实施回火。
8.根据权利要求6所述的冷成形钢管的制造方法，其特征在于，对于结束了所述轧制后的所述钢板，在所述加速冷却之前进行在线校平机矫正。
9.根据权利要求6所述的冷成形钢管的制造方法，其特征在于，将钢板温度设为400℃以下而进行所述冷成形。
10.根据权利要求2所述的冷成形钢管，其特征在于，由下述式(1)’所示的碳当量ceq’值在0.34～0.42％的范围内，Ceq’＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15…(1)’其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]，分别表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V的以质量％计的含量。
11.一种制造权利要求3所述的冷成形钢管的方法，其特征在于，包括如下工序将钢坯加热到950～1250℃的温度范围；轧制所述钢坯制成钢板，使处于下述(3)’式所示的奥氏体未再结晶化温度Aγ’以下时的累积压下率成为60％以下，其中包括0％；以4～100℃/秒的冷却速度将所述钢板从Ar3相变点以上的温度加速冷却到450℃以下；将加速冷却后的所述钢板再加热到730～830℃的温度范围，接着进行淬火；将淬火后的所述钢板在所述t/d为10％以下的范围进行冷成形，Aγ’＝887+467[C]+(6445[Nb]-644[Nb])+(732[V]-230[V])+890[Ti]+363[Al]-357[Si] …(3)’其中，[C]、[Nb]、[V]、[Ti]、[Al]和[Si]，分别表示C、Nb、V、Ti、sol.Al和Si的以质量％计的含量，Aγ’的单位为℃。
全文摘要
本发明的冷成形钢管，具有规定的化学成分组成，钢板的微观组织由如下构成4～70面积％的多边形铁素体相；0～20面积％的准多边形铁素体相；和0～20面积％，纵横比(长径/短径)为4.0以下的马氏体相；余量为贝氏体相，其在板厚为t(mm)、外侧冷弯曲直径为d(mm)时具有t/d为10％以下的冷成形部位。通过这样的结构，不用实施SR处理，便能够得到抗拉强度为490MPa以上低屈服比的冷成形钢管。
文档编号B23K35/00GK1940110SQ200610151638
公开日2007年4月4日 申请日期2006年9月7日 优先权日2005年9月28日
发明者柴田光明 申请人:株式会社神户制钢所