电阻焊钢管的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及疲劳特性（fatiguecharacteristic)优异的电阻焊钢管（electric resistanceweldedsteelpipe)〇
【背景技术】
[0002]汽车工业中，为了兼得轻型化（weightsaving)和刚性（stiffnessproperty)，以 往，以使用了棒钢（barsteel)的传动轴（driveshaft)等为代表的驱动系部件（driving part)的中空化（hollowing)得到发展。作为这样的中空化所使用的材料之一，提出了无缝 钢管（seamlesssteelpipe)，例如，专利文献1中公开了一种中空驱动轴（hollowdrive axis)，其以将钢组成控制在所希望范围内的无缝钢管为材料，兼具淬火后的奥氏体晶粒度 编号（austenitegrainsizenumber)为 9 以上的优异的冷加工性（coldworkability)、淬 透性（hardenability)、韧性（toughness)和扭转疲劳强度（torsionfatiguestrength) (以下有时简称为疲劳强度），发挥稳定的疲劳寿命（fatiguelife)。
[0003] 然而，无缝钢管在其制造方法上存在如下问题：因表面脱炭（surface decarburization)、表面瑕疵大，为了得到充分的耐疲劳特性必须对表面进行研削、研磨 的问题；因偏心偏厚（unevennessandeccentricityinthickness)而未必适合旋转物 (rotatedobject)的问题。
[0004] 另一方面，研宄了将上述问题少的电阻焊钢管用于传动轴用途。例如，专利文献 2中公开了以将钢组成控制在所希望范围内的电阻焊钢管为材料，对电阻焊部（weldof ERW)及其附近实施淬火、回火处理而进行硬化处理（hardeningtreatment)，从而提高钢管 本身的强度的技术。
[0005]现有技术文献
[0006] 专利文献
[0007] 专利文献1 :国际公开W02006/104023号公报
[0008] 专利文献2 :日本特开2002-356742号公报
【发明内容】
[0009] 然而，电阻焊钢管虽与无缝钢管相比尺寸精度优异，但对于传动轴等要求非常高 的尺寸精度的用途而言，需要利用冷拔加工（colddrawing)提高尺寸精度（dimension accuracy)。这种情况下，需要在冷拔加工后进行正火（normalizing)。其理由是利用正火 消除以下问题：（1)冷拔加工状态下因加工应变（processingstrain)的影响导致韧性下 降；（2)电阻焊焊接部经过焊接时的急热和急冷的热历程（thermalhistory)而淬硬，局部 硬质化；（3)在电阻焊焊接的接合面存在碳浓度低的被称为白色层（whitelayer)的薄层 等问题。
[0010] 若进行正火，则由于电阻焊钢管的韧性低，所以有实际使用环境下发生脆性破坏 (brittlefailure)的危险性。另外，用于传动轴时，由于负荷反复的剪切应力（shearing stress)、弯曲应力（bendingstress)，所以在电阻焊焊接部及其附近部产生局部应力集中(stressconcentration)，有寿命短、发生疲劳破坏（fatiguebreaking)的危险性。因此， 正火处理在将电阻焊钢管用于传动轴时极其重要，同时是对成为最终制品的钢管的特性影 响大的处理。
[0011] 以高碳钢作为电阻焊钢管的材料时，由于正火后的冷却速度的偏差导致金属组织 (metallicstructure)发生很大变化，从铁素体（ferrite)、珠光体（pearlite)转变成马 氏体（martensite)。因此，也会生成马氏体组织，所以以高碳钢作为电阻焊钢管的材料时， 如专利文献1、专利文献2所公开的那样，从确保韧性的观点考虑回火处理是必需工序，有 导致制造成本上升的问题。
[0012] 本发明的目的在于，为了解决上述课题，提供一种即便以高碳钢作为电阻焊钢管 的材料时，正火后的金属组织和拉伸强度也不易受到正火后的冷却速度的影响，能够确保 稳定的疲劳强度的电阻焊钢管。
[0013] 本发明人等为了解决上述课题，进行了深入研宄，结果发现通过将钢中的A1量控 制在适当范围内，从而正火后的金属组织和拉伸强度不易受到正火后的冷却速度的影响， 能够确保稳定的疲劳强度。此外，通过将原奥氏体粒径（primaryaustenitegrainsize) 控制在适当范围内，即便为具有同等程度的拉伸强度的铁素体钢、珠光体钢，（1)珠光体本 身的强度也增大，（2)疲劳裂纹扩展阻力（fatiguecrackpropagationresistance)也增 大，得到更高的疲劳强度。
[0014] 本发明人等将以钢标准SAE1541(0. 42%C-1. 5%Mn-0. 0035%N)为基本成分 且改变了A1量的热轧钢板（卷取温度650°C)作为材料，通过辊轧成型和高频电阻焊 (high-frequencyresistancewelding)将其制成电阻焊钢管（外径89mm、壁厚4. 7mm)后， 经过热缩径乳制（hotreducing)制成缩径乳制钢管（外径45mm、壁厚4. 5mm)。其后，利用 冷拔加工制成冷拔钢管（外径40mm、壁厚4. 0mm)后，进行正火（保持920°CX10分钟，均 热后的冷却速度〇. 5~3. 0°C/s)制成制品钢管。
[0015] 图1中示出正火的冷却速度与HV硬度（Vickershardness)的关系。可知A1量 为0.005%以下时，在冷却速度宽泛的范围内得到几乎恒定的HV硬度，与此相对，A1量为 0. 007%以上时，HV硬度受冷却速度的影响大，冷却速度慢时HV硬度急剧下降。
[0016] 图2中示出A1量与片层间距（lamellarspacing)的关系，图3中示出A1量与原 奥氏体粒径的关系，并且图4中示出A1量与扭转疲劳强度的关系。应予说明，正火的冷却 速度为l°c/s。可知随着A1量减少原奥氏体晶粒粗大化，随之扭转疲劳强度上升。A1量为 0. 005%以下时其效果达到饱和，扭转疲劳强度也稳定。
[0017] 图5是表示对疲劳试验（fatiguetest)后的断裂部进行截面观察 (cross-sectionobservation)的结果，图5(a)是表示0. 03%A1材的疲劳裂纹扩展状况 的图，图5 (b)是表示0. 003 %A1材的疲劳裂纹扩展状况的图。用白线表示裂纹的扩展路径 (propagasionroute)。可知疲劳裂纹按以管的外面侧为起点，其后穿过软质的先共析铁素 体（pro-eutectoidferrite)的方式进行裂纹扩展。另外，推断被先共析铁素体包围的表 面的珠光体晶粒（相当于原奥氏体晶粒）大，随之裂纹在大幅蜿蜒行进的同时呈Z字形（in azig-zagmanner)扩展，因此裂纹扩展阻力增加，疲劳强度提高。
[0018] 对于得到图1、图2和图3的结果的理由如下考虑。即，A1量少，在正火前的阶段析 出的氮化错（aluminumnitride)的量就少，因此氮化错产生的钉扎效应（pinningeffect) 降低，促进正火工序中的奥氏体的晶粒生长。由于珠光体、铁素体以原奥氏体晶界为相变位 置，所以如果原奥氏体粒径变大，晶界面积变少，则相变位置也减少，铁素体的分率减少。特 另IJ是图1中在冷却速度慢的区域观察到由A1量引起的硬度差是由于如果A1量多则由在正 火前析出的氮化铝（A1N)产生的钉扎效应抑制正火工序中的奥氏体晶粒生长，同时最终生 成的珠光体的片层间距宽，所以硬度下降。该硬度的下降量在不易淬硬的低冷却速度域特 别明显，且较强地依赖于钢中41量（析出4以量）。41量为0.005%以下时氮化铝（八1吣 的析出少，即便析出也在正火工序中溶解，因此钉扎效应消失，奥氏体晶粒容易进行晶粒生 长，珠光体的片层间距变窄。并且由冷却速度引起的变化也小。
[0019] 对于奥氏体粒径与片层间距和强度的关系如下考虑。即，如果奥氏体粒径大则珠 光体的相变位置（主要为奥氏体晶界）减少，因此珠光体相变温度下降。其结果，从珠光体 平衡相变温度（pearli