专利名称：可成形性优异的钢管及其生产方法
技术领域：
本发明涉及一种例如用于汽车的面板、底盘部件和结构件等的钢管及其生产方法，该方法特别适用于液压成形(参见日本未审查的专利公开平10-175027)。
本发明的钢管包括那些无需表面处理的钢管以及那些经过用于防锈的表面处理的钢管，例如经过热浸镀锌、电镀等处理的钢管。镀锌包括镀纯锌和镀含有锌作为主要成分的合金。
本发明的钢管特别适用于其中施加了轴向压力的液压成形，因此当通过液压成形对它们进行加工时可以改善汽车部件制造的效率。本发明还适用于高强度钢管，因此就可能减少部件的材料厚度，因此有助于全球环境保护。
新成形技术例如液压成形方法的实际应用希望产生出巨大的优点例如成本降低、设计工作中的自由度增加等。为了完全享有液压成形方法的优点，需要新的适用于新成形方法的材料。本发明的发明者已经在日本专利申请No.2000-52574中提出了一种可成形性优良并且具有可控织构的钢管。
α+γ相区或α相区的减径对于获得良好的r值而言是有效的，但是在通常使用的钢材料中，只有小的减径温度减小才会导致变形织构保持和n值降低的问题。
本发明提供一种可成形性改善了的钢管以及一种无需增加成本地生产该钢管的方法。
本发明通过澄清可成形性优异的钢材料的织构来提供一种对于液压成形等而言可成形性优异的钢管，以及一种通过规定织构来控制结构的方法。
因此本发明的要点如下(1)一种可成形性优异的钢管，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si.
0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S以及小于等于0.01％的N，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，沿着钢管轴向方向的r值大于等于1.4；并且其特性在于在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5，和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0。
(2)一种如(1)所述的成形性优异的钢管，其特征在于还含有0.001-0.5重量％的Al。
(3)一种可成形性优异的钢管，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，
0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，0.01-2.5％的Al以及，小于等于0.01％的O，并且满足以下的公式(1)和(2)，还含有平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于拉伸强度(TS)和钢管的n值之间的关系满足以下公式(3)；它的铁素体相的体积百分比大于等于75％；铁素体的平均颗粒尺寸大于等于10μm；纵横比为0.5-3.0的铁素体晶粒占构成铁素体的所有晶粒的90％或更多的面积。(203C+15.2Ni-44.7Si-104V-31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu-700P-200Al)<-20---(1)]]>(44.7Si+700P+200Al)＞80(2)n≥-0.126×ln(TS)+0.94 (3)(4)一种如(3)所述的可成形性优异的钢管，其特征在于，其沿着钢管纵向方向的r值大于等于1.0；并且其特性在于在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于2.0，并且在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于1.5。
(5)一种可成形性优异的钢管，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，小于等于0.2％的Ti以及小于等于0.15％的Nb，
并且满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其特性为在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0，在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于2.0。
(6)一种如(5)所述的可成形性优异的钢管，其特征在于还含有0.001-0.5重量％的Al。
(7)一种如(5)或(6)所述的可成形性优异的钢管，其特征在于，沿轴向、圆周方向和45°方向的r值中的每一个都大于等于1.4。
(8)一种如(1)-(7)任一项所述的可成形性优异的钢管，其特征在于还含有总量为0.0001-2.5重量％的以下一种或多种元素0.0001-0.5％的Zr，0.0001-0.5％的Mg，0.0001-0.5％的V，0.0001-0.01％的B，0.001-2.5％的Sn，0.001-2.5％的Cr0.001-2.5％的Cu，0.001-2.5％的Ni，0.001-2.5％的Co，0.001-2.5％的W，0.001-2.5％的Mo以及0.0001-0.01％的Ca。
(9)一种可成形性优异的钢管，其特征在于，如(1)-(8)任一项所述的钢管镀有金属。
(10)一种生产可成形性优异的钢管的方法，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，
0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S以及小于等于0.01％的N以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，将其特性为在减径前的母钢管的壁厚中央处的平面上的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>取向分量中的任一个的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于3的钢管加热至大于等于650℃到小于等于1200℃的温度范围，并在减径率为大于等于30％、壁厚减小率为5％-30％的条件下进行加工，从而该钢管沿钢管轴向方向的r值大于等于1.4，并具有如下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5，和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0。
(11)一种生产可成形性优异的钢管的方法，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S以及小于等于0.01％的N，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，将其特性为在减径前的母钢管的壁厚中央处的平面上的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>取向分量中的一个或多个的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于3的钢管加热至大于等于(Ac3-50)℃到小于等于1200℃的温度范围，并且在减径率为大于等于30％、壁厚减小率为5％-30％的条件下进行加工，从而该钢管沿钢管轴向方向的r值大于等于1.4，并具有如下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5，和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0。
(12)一种生产可成形性优异的钢管的方法，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，0.01-2.5％的Al，以及小于等于0.01％的O，并且满足以下的公式(1)和(2)，还含有平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于在减径时将母管加热至大于等于850℃，在Ar3相变温度以下至大于等于750℃的温度范围内以大于等于20％的减径率进行减径，并且在大于等于750℃下完成减径；从而拉伸强度(TS)和钢管的n值之间的关系满足以下公式(3)；其铁素体相的体积百分比大于等于75％；铁素体的平均颗粒尺寸大于等于10μm；并且纵横比为0.5-3.0的铁素体的晶体颗粒占构成铁素体的所有晶体颗粒的90％或更多的面积。(203C+15.2Ni-44.7Si-104V-31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu-700P-200Al)<-20---(1)]]>(44.7Si+700P+200Al)＞80(2)n≥-0.126×ln(TS)+0.94 (3)(13)一种生产如(12)所述的可成形性优异的钢管的方法，其特征在于，进行减径，从而使钢管在减径后的壁厚与母管的壁厚的变化率为+5％至-30％。
(14)一种生产可成形性优异的钢管的方法，该钢管的化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，小于等于0.2％的Ti以及小于等于0.15％的Nb，并且满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，在减径时将母管加热至Ac3相变温度以上，在Ar3相变温度以上的温度范围内以大于等于40％的减径率进行减径，在等于或高于Ar3相变温度完成减径，在完成减径后的5秒内开始冷却，以大于等于5℃/秒的冷却速度将被减径的钢管冷却至小于等于(Ar3-100)℃的温度，从而钢管具有以下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0，在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值小于等于2.0。
(15)一种生产可成形性优异的钢管的方法，该钢管其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，小于等于0.2％的Ti以及小于等于0.15％的Nb，
并且满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，在减径时将母管加热至大于等于Ac3相变温度的温度，在大于等于Ar3相变温度的温度范围内以大于等于40％的减径率进行减径，随后在Ar3至(Ar3-100)℃的温度范围内以大于等于10％的减径率进行另一步减径，在Ar3至(Ar3-100)℃的温度范围内完成减径，从而钢管具有以下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值为大于等于5.0，在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值为小于等于2.0。
(16)一种如(10)、(11)、(14)和(15)任一个所述的生产可成形性优异的钢管的方法，其特征在于该钢管还含有0.001-0.5重量％的Al。
(17)一种如(10)-(16)任一项所述的生产可成形性优异的钢管的方法，其特征在于该钢管还含有总量为0.0001-2.5重量％的以下一种或多种物质0.0001-0.5％的Zr，0.0001-0.5％的Mg，0.0001-0.5％的V，0.0001-0.01％的B，0.001-2.5％的Sn，0.001-2.5％的Cr0.001-2.5％的Cu，0.001-2.5％的Ni，0.001-2.5％的Co，0.001-2.5％的W，0.001-2.5％的Mo以及0.0001-0.01％的Ca。
首先说明本发明钢管的化学组成。各元素的含量是重量百分比含量。
C能有效地提高钢管的强度，因此必须添加大于等于0.0001％的C，但是由于过量添加C对于控制钢织构来说是不希望的，因此它的添加量的上限被设定在0.5％。C含量在0.001-0.3％之间是更优选的，0.002-0.2％则更好。
Si以低成本提高了钢的机械强度，并可以根据所要求的强度水平来以适当量添加。但是过量添加Si不仅会导致镀金属工序和成形中润湿性的恶化，而且会阻碍良好织构的形成。因此，Si含量的上限被设定在2.5％。其下限设定为0.001％，这是因为利用现有炼钢技术在工业上难以将Si含量降低在该数值以下。
Mn能有效地提高钢强度，因此它含量的下限被设定为0.01％。优选添加Mn而使得Mn/S≥15，以防止S导致的热裂。Mn含量的上限设定为3.0％，因为过量添加会降低延展性。应当指出对于本发明的(3)和(4)来说，Mn含量范围在0.05-0.50％之间是更优选的。
P是类似于Si的重要元素。它的作用是提高γ至α的相变温度，并扩展α+γ双相温度范围。P也能有效提高钢的强度。因此可以考虑所要求的强度水平以及与Si和Al含量的平衡来添加P。P含量的上限被设定为0.2％，因为当它的含量超过0.2％时会在热轧和减径过程中导致缺陷并使可成形性恶化。它的下限被设定为0.001％以防止炼钢成本提高。对于本发明的(3)和(4)来说，P含量范围在0.02-0.12％之间是更优选的。
S是杂质，其含量越低越好。它的含量必须小于等于0.03％，更优选的是小于等于0.015％，以防止热裂。
N也是杂质，其含量越低越好。由于N会削弱可成形性，因此它的上限设定为0.01％。更优选的含量范围是小于等于0.005％。
Al能有效脱氧。但是过量添加Al会导致氧化物和氮化物大量结晶和沉淀并且削弱电镀性能以及延展性。因此Al的添加量必须为0.001-0.50％。要注意的是，对于本发明的(3)和(4)来说Al是类似于Si和P的重要元素，因为它的作用是提高γ至α的相变温度，并扩展α+γ双相温度范围。另外，由于它几乎不改变钢的机械强度，因此它是能有效获得强度较低且可成形性优异的钢管的元素。可以考虑所要求的强度水平以及与Si和P含量的平衡来添加Al。但是Al含量超过2.5％时，会导致电镀过程中的润湿性恶化，并明显阻碍合金形成反应的进行，因此它的上限设定为2.5％。对于钢的脱氧来说，至少需要0.01％的Al，因此它的下限设定为0.01％。更优选的Al含量范围是0.1-1.5％。
O在其过量存在时会削弱钢的可成形性。因此它的上限被设定为0.01％。
当钢管含有如本发明的(3)和(4)所述的Al和O时，以下的公式(1)和(2)是重要的公式(1)的确立是用来使钢管的γ至α的相变温度提高至超过纯铁的相变温度；公式(2)表示有效使用Si、P和Al以提高γ至α的相变温度。只有同时满足这两个公式时才能获得非常优异的可成形性。203C+15.2Ni-44.7Si-104V-31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu-700P-200Al<-20---(1)]]>44.7Si+700P+200Al＞80 (2)以下的公式(1’)和(2’)更优选用于提高γ至α的相变温度以及获得更优异的成形性。203C+15.2Ni-44.7Si-104V-31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu-700P-200Al<-50---(1,)]]>44.7Si+700P+200Al＞110 (2’)除了本发明钢管的化学组成满足公式(1)和(2)之外，本发明钢管的n值和拉伸强度TS(MPa)必须满足以下公式(3)n≥-0.126×ln(TS)+0.94 (3)这意味着，由于表示可成形性的n值根据TS而变化，因此必须对应于TS数值来规定n值。例如TS值为350MPa的钢管的n值为大于等于约0.20。更优选的是满足以下公式n≥-0.126×ln(TS)+0.96根据日本工业标准(JIS)采用11号管形试验件或12号弧形断面试验件来通过拉伸测试测量TS数值和n值。n值可以在5和15％应变时测量，当均匀的延伸率小于15％时，可以在5和10％应变时测量，当均匀延伸率未达到10％时，可以在3和5％应变时测量。
Mn、Ti和Nb对于本发明的(5)和(6)尤其重要。因为这些元素通过抑制γ相的再结晶来改善织构，而且当在γ相区进行减径时在相变期间有利于变量选择(variant selection)，这些元素的一种或多种的添加量上限分别为3.0、0.2和0.15％。
如果它们的添加量超过了各自的上限，那么不会获得进一步的织构改善效果，相反会削弱延展性。
另外，对于本发明的(5)和(6)来说，必须添加Mn、Ti和Nb以满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5。当Mn+13Ti+29Nb小于0.5时，织构改善的效果就不够。相反，当这些元素的添加量使得Mn+13Ti+29Nb大于5时，织构改善的效果不再提高，但是钢管会明显硬化，并且其延展率被削弱。因此Mn+13Ti+29Nb值的上限被设定为1-4的范围是更优选的。
Zr和Mg是有效的脱氧剂。但是它们过量添加会导致氧化物、硫化物和氮化物的大量结晶和沉淀，使得钢的清洁度被恶化，并且降低了延展性和电镀性。因此按照需要可以添加这些元素中的一种或两种，总量为0.0001-0.50％。
V当其添加至大于等于0.001％时会通过形成碳化物、氮化物或碳-氮化物而提高钢强度和可成形性，但是当其含量超过0.50％时，V以碳化物、氮化物或碳-氮化物的形式大量沉淀在基质铁素体的颗粒中或颗粒边缘，削弱了延展性。因此V的添加量设定为0.001-0.50％。
B按要求添加。B能有效增强颗粒边缘并提高钢强度。但是当其含量超过0.01％时，上述效果达到饱和，相反，钢强度的提高会超出要求，因此损坏可成形性。因此B的含量限定为0.0001-0.01％。
Ni，Cr，Cu，Co，Mo，W和Sn是钢硬化元素，因此必须按照要求添加它们中的一种或多种，总量为大于等于0.001％。由于过量添加这些元素会提高制造成本，并降低钢的延展性，因此它们的添加上限被设定为总量2.5％。
Ca能有效用于脱氧和夹杂物的控制，因此其以合适量的添加增加热变形性。但是过多的添加会引起热脆，因此按要求其添加的范围限定为0.0001-0.01％。
即使在钢管中包含0.01％或更少的Zn、Pb、As、Sb等作为不可避免的杂质时也不会妨碍本发明的效果。
优选的是，按要求钢管包含总量大于等于0.0001％且小于等于2.5％的Zr、Mg、V、B、Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo、Ca等中的一种或多种。
当生产如本发明的(1)、(2)、(10)和(11)项中的所述的钢管时，除了钢化学成分之外，钢管的壁厚中央处平面上的{110}<110>取向分量组和{110}<110>到{332}<110>取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的比值对于向钢管施加液压成形等而言是最重要的特性参数。
本发明规定，在壁厚中央处平面上的X射线衍射测量以确定在不同取向分量中的X射线强度与随机试样的X射线强度的比值中，在{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的比值的平均值大于等于3.5。在该取向分量组中所包含的主要取向分量为{110}<110>、{661}<110>、{441}<110>、{331}<110>、{221}<110>和{332}<110>。
存在以下情况，{443}<110>、{554}<110>和{111}<110>取向也在上述根据本发明的钢管中形成。这些取向对于液压成形而言是好的，但是由于它们是在用于深拉伸用的冷轧钢板中通常观察到的取向，所以有意把它们排除在本发明之外以示区别。这意味着本发明上述特定的钢管具有不能通过简单地将用于深拉伸应用的冷轧钢板用电阻焊等的方法成形为管的方法而获得的晶体取向组。
另外，本发明上述钢管几乎不具有{111}<112>和{554}<225>的晶体取向，它们是高r值冷轧钢板的典型晶体取向，并且在这些取向分量中每个的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于2.0，更优选的是小于1.0。在这些取向中的X射线强度与随机X射线强度的比值可以从通过基于{110}、{100}、{211}和{310}中三个或更多的极象图的调和级数展开法计算出的三维织构中获得。换句话说，在每个结晶取向中的X射线强度与随机X射线强度的比值可以由在三维织构中的φ2＝45°断面处的(110)[1-10]、(661)[1-10]、(441)[1-10]、(331)[1-10]、(221)[1-10]和(332)[1-10]的强度来表示。
要注意根据本发明的上述钢管的织构在φ2＝45°断面处通常具有在上述取向分量组中的最高强度，并且距离取向分量组越远，则强度逐渐变小。但是考虑到以下因素例如X射线测量精度、管生产期间的轴线扭转以及在X射线样品制备中的精度，可能存在以下情况，X射线强度最高的取向偏离上述取向分量组大约±5°-±10°。
在{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值表示在上述取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值的算术平均值。当不能得到所有上述取向分量中的X射线强度时，可以将{110}<110>、{441}<110>和{221}<110>的取向分量中的那些X射线强度的算术平均值用作替代值。在这些取向分量中，{110}<110>尤为重要，并且优选的是在{110}<110>的取向分量中X射线强度与随机X射线强度的比值为5.0或更大。
{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的平均比值大于等于3.5并且在{110}<110>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度比值大于等于5.0，尤其对于用于液压成形用的钢管而言不用说这更好。还有当难以成形时，优选的是在上述取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的平均比值大于等于5.0和/或在{110}<110>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于7.0。
在其它分量例如{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>和{223}<110>中的X射线强度在发明中没有指明，因为它随着生产条件的变化而波动，但是优选的是在这些取向分量中的平均比值小于等于3.0。
根据本发明的结构的上述特性不能只是用通常所用的反极象图和传统的极象图来表示，但是优选的是，当例如在靠近壁厚中央处测量表示沿着钢管径向方向的取向的反极象图时在上述取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值如下进行规定。
在<100>中小于等于2，在<411>中小于等于2，在<211>中小于等于4，在<111>中小于等于15，在<332>中小于等于20.0，在<221>中小于等于20.0，并且在<110>中小于等于30.0。
另外，在表示沿着钢管轴向方向的取向的反极象图中在<110>中大于等于10，并且在<110>之外的所有取向分量可以小于等于3。
虽然根据本发明的上述钢管的r值随着织构的改变而变化，但是至少轴向r值大于等于1.4。该数值在某些生产条件下可能甚至会比3.0更大。本发明没有规定r值的各向异性。换句话说，该轴向r值可以比沿着圆周和径向方向的那些更小或更大。在例如通过电阻焊的方法简单地将高r值冷轧钢板成形为钢管时该轴向r值经常不可避免地变为大于等于1.4。但是根据本发明的上述钢管明显与这种钢管不同的原因在于它具有上述织构并且其r值大于等于1.4。
可以采用JISNo.11管形成形试验件或JISNo.12弧形断面试验件来评估r值。在延伸量为15％的试验中评估应变量，并且如果均匀的延伸量低于15％的话，则采用在均匀延伸量的范围内的应变量。要注意的是，优选从焊缝之外的管部分中切下试验件。
接下来，当生产在本发明的(5)、(6)、(7)、(14)和(15)项中所述的钢管时，除了钢化学成分之外，钢管的壁厚中央处平面上的{111}<110>取向分量和{111}<112>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值对于本发明的目的而言是重要的特性参数。
必要的是，在壁厚中央处平面上的X射线衍射测量以确定在不同取向分量中X射线强度与随机试样的X射线强度的比值中，在{111}<110>的取向分量中的比值大于等于5.0，并且在{111}<112>的取向分量中的比值小于2.0。
虽然{111}<110>的取向有利于液压成形，但是由于该取向是具有高r值的普通冷轧钢板的典型结晶取向，所以在该取向分量中的比值在这里被规定为小于2.0以便将本发明的钢管与冷轧钢板区别开。另外，在通过低碳冷轧钢板的装箱退火得到的织构中，{111}<110>取向为主要取向并且{111}<112>为次要的取向，这与根据本发明的结构特性相类似。还有，在装箱退火冷轧钢板的情况中，在{111}<112>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度比值变为大于等于2.0，并且因此必须将它与根据本发明的上述钢管清楚地区分开。
更优选的是，如果在{111}<110>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于7.0，并且在{111}<112>取向分量中的比值低于1.0。
{554}<225>取向和{111}<112>取向一样也是高r值冷轧钢板的主要取向，但是这些取向很少能在根据本发明的上述钢管中看到。因此优选的是，在根据本发明的钢管的{554}<225>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值小于2.0，并且更优选的是小于1.0。在这些取向中的X射线强度与随机X射线强度的比值可以从通过基于{110}、{100}、{211}和{310}中的三个或多个极象图的调和级数展开法计算出的三维织构中获得。
换句话说，在每个结晶取向中的X射线强度与随机X射线强度的比值可以通过在三维结构中的φ2＝45°断面处(111)[1-10]、(111)[1-21]、(554)[-2-25]的强度来表示。
要注意的是，根据本发明的上述钢管的结构通常在φ2＝45°断面处的(111)[1-10]的取向分量中具有最高的强度，但是在X射线样品制作中的精度会存在以下情况，X射线强度最高的取向偏离上述取向分量组大约±5°。
还有，本发明没有规定在{001}<110>取向分量中X射线强度与随机X射线强度的比值，但是由于该取向降低了r值，所以优选的是该数值为小于等于2.0，更优选该数值为小于等于1.0。本发明中没有规定在其它取向分量如{116}<110>，{114}<110>和{113}<110>的X射线强度与随机X射线强度的比值，但由于该取向降低了r值，所以优选的是该数值为小于等于2.0。
在{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{113}<110>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值可以通过在三维织构中的φ2＝45°断面处(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]和(113)[1-10]的强度来表示。
根据本发明的上述结构的特征不能只是用通常所用的反极象图和传统的极象图来表示，但是优选的是当例如在靠近壁厚中央处测量表示沿着钢管径向方向的取向的反极象图的时侯在上述取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值如下面所规定的一样。
在<100>中小于等于1.5，在<411>中小于等于1.5，在<211>中小于等于3，在<111>中大于等于6，在<332>中小于等于10，在<221>中小于等于7并且在<110>中小于等于5。
另外，在表示沿着钢管轴向方向的取向的反极象图中在<110>中大于等于15，并且在<110>之外的所有取向分量中小于等于3。
根据本发明的上述钢管的沿着轴向和圆周方向以及正好在轴向和圆周方向的中间的45°方向中的所有r值变为大于等于1.4。轴向r值可以超过2.5。本发明没有规定r值的各向异性，但是在根据本发明的上述钢管中，轴向r值稍微大于沿着圆周和45°方向的r值，然而该差值为1.0或更少。要注意的是，当例如通过电阻焊将高r值的冷轧钢板简单地成形为钢管时，轴向r值随着钢板的剪切平面变成大于等于1.4。但是，根据本发明的上述钢管明显与这种钢管的不同之处在于，本发明钢管具有上述的织构。
还有，当生产在本发明的(3)、(4)、(12)和(13)项中所述的钢管时，除了要控制其化学成分之外还要控制钢的组织。
根据本发明的上述钢管的组织包括占75％或更多的铁素体。这是因为当铁素体的百分比含量低于75％时，不能保持良好的可成形性。铁素体百分比含量为85％或更多是优选的，并且如果它为90％或更高的话则更好。即使当铁素体相的体积百分比含量为100％时也能获得本发明的效果，但是，尤其当需要增加钢强度时优选具有适当地分散在铁素体相中第二相。铁素体相之外的第二相由珠光体、渗碳体、奥氏体、贝氏体、针状铁素体、马氏体、氮化碳以及金属间化合物中的一种或多种。
铁素体的平均晶粒尺寸大于等于10μm。当它小于10μm时，就难以确保良好的延展性。优选的铁素体平均晶粒尺寸大于等于20μm，并且更优选的是大于等于30μm。对于铁素体的平均晶粒尺寸而言没有设定特殊的上限，但是当它很大时，延展性降低并且管表面变得粗糙。因此，铁素体的平均晶粒尺寸优选小于等于200μm。
铁素体的平均晶粒尺寸可以通过点计数方法或类似方法通过将沿着轧制方向和垂直于管材料钢板的表面的方向的断面镜面抛光，用合适的蚀刻试剂蚀刻被抛光的表面然后在从厚度为1/8到7/8的范围内观察随机选择的2mm2或更大的区域来确定。
另外，纵横比为0.5-3.0的晶粒必须占铁素体的90％或更多。由于根据本发明的上述钢管的结构最终是通过再结晶作用形成的，所以铁素体晶粒的尺寸被调整并且大部分晶粒将具有上述的纵横比。优选的是，上述晶粒的百分比含量大于等于95％，更优选的是大于等于98％。即使在上述百分比含量为100的情况下也能自然地获得本发明的效果。纵横比的更优选的范围为0.7-2.0。
要注意的是，纵横比被定义为在晶粒的轧制方向中的最大长度(X)除以在沿着轧制方向和垂直于钢板表面的方向的断面(L)处的晶粒的厚度方向中的最大长度(Y)的商(X/Y)。具有上述纵横比范围的体积百分比含量由该晶粒的面积百分数来表示，并且该面积百分数可以通过用合适的蚀刻试剂蚀刻L断面表面然后在从厚度为1/8到7/8的范围内观察随机选择的2mm2或更大的区域用点计数方法或类似方法来确定。
虽然根据本发明的上述钢管的r值随着结构的变化而变化，但是优选的是钢管的轴向r值大于等于1.0。如果该r值大于等于1.5则更优选。该轴向r值在特定的生产条件下可以超过2.5。本发明没有规定r数值的各向异性。换句话说，该轴向r值可以比沿着周围和径向方向的r值更小或更大。
例如当通过电阻焊将冷轧钢板简单地成形为钢管时，该轴向r值常常大于等于1.0。但是根据本发明第(4)项的钢管与这种钢管明显不同的原因在于，它具有下述的织构，并且同时其r值大于等于1.0。
在钢板壁厚度中央的平面上的{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度以及在{111}<112>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值是用于液压成形的重要性能参数。本发明规定，在壁厚中央平面的X射线衍射测量以确定在不同取向分量中的X射线强度与随机抽样的比值时，{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的平均比值为大于等于2.0。包括在该取向分量组的主取向分量是{110}<110>、{661}<110>、{441}<110>、{331}<110>、{221}<110>和{332}<110>。
存在{443}<110>、{554}<110>和{110}<110>的取向也在根据本发明的上述钢管中出现。这些取向有利于液压成形，但是由于它们也是在深拉伸用的冷轧钢板中通常观察到的取向，所以故意将它们排除在本发明之外以便区分。
这意味着根据本发明的钢管具有不是简单地通过电阻焊或类似方法将深拉伸用的冷轧钢板形成为钢管而获得的结晶取向组。
还有根据本发明的上述钢管几乎没有{110}<112>的结晶取向，该结晶取向是高r值冷轧钢板的典型结晶取向，并且在这些取向分量中的X射线取向强度与随机X射线强度的比值小于等于1.5，并且更优选的是小于1.0。在这些取向中的X射线强度与随机X射线强度的比值可以从通过基于{110}、{100}、{211}和{310}中的三个或多个极象图的调和级数展开法计算出的三维织构中得到。换句话说，在每个结晶取向中的X射线强度与随机X射线强度的比值由在三维结构中的φ2＝45°处的(110)[1-10]、(661)[1-10]、(441)[1-10]、(331)[1-10]、(221)[1-10]和(332)[1-10]的强度来表示。
要注意的是，根据本发明的上述钢管在φ2＝45°处具有在上述取向分量组的范围中的最高强度，并且它离取向分量组越远，则强度则逐渐变低。但是考虑到以下因素例如X射线测量精度、在钢管生产期间的轴向扭转以及X射线制作中的精度，可以存在以下情况，X射线强度最大的取向偏离上述取向分量组大约±5°-±10°。
在{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值表示在上述取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值的算术平均值。当不能得到所有上述取向分量的X射线强度时，在{110}<110>、{441}<110>和{221}<110>的取向分量组中的那些比值的算术平均值可以用作替代值。{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的平均比值大于等于3.0，尤其对于用于液压成形用的钢管而言不用说这更好。
还有，当难以进行成形时，在上述取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的平均比值优选大于等于4.0。在其它取向分量组例如{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>和{112}<110>中的X射线强度在本发明中没有规定，因为它随着生产条件而波动，但是在这些取向分量中的平均比值优选大于等于3.0。
对于在本发明中所规定的任何钢管的X射线衍射测量而言，从钢管中切下弧形断面试验件并且将它们压成平直件。还有，当将弧形断面试验件压制成平直件时，优选在尽可能低的应变下进行压制以避免由加工引起的晶体转动的影响。
然后，通过机械、化学或其它抛光方法将这样制出的平直试验件磨制成接近厚度中心，通过磨光将该研磨表面进行镜面抛光，然后通过电解或化学抛光除去应力，从而使该厚度中心层用于X射线衍射测量。
当在壁厚中心层中发现偏析带时，可以在距离偏析为3/8-5/8壁厚的任何区域进行测量。另外在难以进行X射线衍射测量时，可以采用EBSP方法或ECP方法以取保足够进行统计的测量次数。
尽管本发明的织构是由在壁厚中央处或如上所述与它接近处的平面上的X射线测量结果所规定的，但是优选钢管在其整个壁厚范围内而不是围绕着壁厚中央处具有类似的织构。
在本发明中，可以由这样的情况，即外表面至壁厚大约1/4处范围内的织构不满足上述要求，因为下述减径所导致的剪切变形带来了织构的改变。要注意的是，{nkl}<uvw>表示，当进行X射线衍射测量的试验件以上述方式制备时，垂直于平面表面的晶体取向是<nkl>，沿着钢管纵向的晶体取向是<uvw>。
本发明的织构特征不能只用通常使用的反极象图和传统极象图来表示，但是优选的是，当例如在靠近壁厚中央处测量表示钢管径向的取向的反极象图时，在上述取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值规定如下在<100>中小于等于2，在<411>中小于等于2，在<211>中小于等于4，在<111>中小于等于8，在<332>中小于等于10，在<221>中小于等于15.0，在<110>中小于等于20.0。
另外，在表示钢管轴向的取向的反极象图中在<110>中大于等于8，在<110>之外的所有取向中小于等于3。
以下对生产本发明的钢管的方法进行说明。
钢通过鼓风炉工序或电弧炉工序熔融，然后进行各种第二精炼工序，以及通过钢锭浇铸或连续浇铸的方法进行浇铸。在连续浇铸的情况下，可以结合采用例如CC-DR工序的方法来热轧扁铸坯而无需将它冷却至接近室温。
当然浇铸钢锭或浇铸扁铸坯可以在热轧之前再加热。本发明不特别规定热轧的再加热温度，能实现目标终轧温度的任何再加热温度都是可接受的。
热轧的终轧温度可以是在普通γ单相区、α+γ双相区、α单相区、α+珠光体区或α+渗碳体区任一个的温度范围内。可以在一个或多个热轧道次处进行辊润滑。也可以在粗热轧之后将经过粗热轧的条材连接起来，并连续进行精热轧。粗热轧之后的粗轧条材可以卷绕成卷，然后开卷用于精热轧。
本发明不特别规定热轧之后的冷却速率和卷取温度。优选在热轧之后酸洗带材。另外热轧的钢带可以进行减小率为小于等于50％的表面光轧和冷轧。
为了将轧过的带材成形为管，通常采用电阻焊，但是也可以采用其它的焊接/管成形方法例如TIG焊、MIG焊、激光焊、UO冲压方法、碰焊方法等。在上述焊管制造方法中，根据所要求的材料特性，焊缝的受热区会受到一次或多次局部溶液热处理工艺，根据情况单独地或结合地并且在多个步骤中。这将有助于提高本发明的效果。热处理意味着只作用在焊缝和焊接的受热区上，并可以在管成形过程中在线进行或离线进行。
在减径工作前的加热温度在本发明的(10)和(11)中是重要的。当在热轧钢板或加热和减径之前的母管的壁厚中央处的平面上的{111}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>所有取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于3时，该加热温度在650℃至1200℃之间。当加热温度小于650℃，减径变得困难。另外，减径后的钢管的结构变成变形的结构，从而必须再次加热钢管来保持可成形性，这就提高了生产成本。
当加热温度超过1200℃时，在管表面上形成了过量的氧化皮，这不仅损坏了它的表面质量，也损坏了它的可成形性。更优选的加热温度上限是1050℃。当例如热终轧温度在重结晶温度范围内并且不低于Ar3相变温度或者材料带材在热轧之后缓慢冷却时，母管的织构如上述改变。
另一方面，当减径之前的母管的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>中一个或多个取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值超过3时，它的加热温度必须在(Ac3-50)℃至1200℃之间。即使随后进行适当的减径，具有上述结构的母管不能获得适用于液压的织构，除非在减径前的加热温度是大于等于(Ac3-50)℃。换句话说，只有当母管的织构通过加热至α+γ双相区或γ单相区的高温并且随后立即进行减径，才能获得所预想的织构。如果加热温度大于等于Ac3相变温度，就更加优选。
如果加热温度超过1200℃，上述效果变得饱和，换句话说，会发生氧化皮问题。因此加热温度的上限被设定为1200℃。更优选的上限是1050℃。在这种情况下，母管一旦加热之后可以被冷却，然后再加热至减径的温度范围。当例如热终轧温度恰好高于还没有开始重结晶的Ar3相变温度或者低于Ar3相变温度或者材料带材在热轧之后迅速冷却时，母管的织构变得与如上所述的一样。应当指出，当确定热轧带材具有与母管同样的织构时，热轧带材的织构可以用作母管织构的替代。{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>中取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值可以用在三维织构中(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]和(112)[1-10]在φ2＝45°截面的同一比值来表示。
减径的方式也是重要的减径率必须为大于等于30％，壁厚减小率在5％-30％。当减径率低于30％时，不能充分的发展良好的织构。优选的减径率大于等于50％。无需特别设定减径率的上限即可获得本发明的效果，但是就生产观点而言，减径率优选为小于等于90％。简单地使减径率为大于等于30％是不够的，必须同时减小直径和减小壁厚。如果壁厚增加或不变，就难以获得好的织构。因此壁厚减小率必须是5-30％，更优选的是10-25％。
要注意的是，减径率设定为{(减径前的母管的直径-减径后的钢管直径)/减径前的母管直径}×100％，壁厚减小率设定为{(减径前的母管的壁厚-减径后的钢管壁厚)/减径前的母管壁厚}×100％。此处钢管的直径是它的外直径。
优选的是，减径在γ单相区、α+γ双相区、α单相区、α+珠光体区或α+渗碳体区任一个的温度范围内结束，因为在α相上赋予一定量或更多的减径对于获得良好的织构来说是必须的。
以下说明在本发明(14)和(15)中规定的要求。
在减径前的加热温度和加热后的减径条件对于本发明的上述条款是十分重要的。根据(14)和(15)的本发明基于以下新的发现发明人发现在第一步骤，通过将γ相保持在再结晶前的状态或通过在γ相区内的减径将其再结晶百分比控制为小于等于50％，从而在γ相织构形成时会大量形成对液压来说是有利的靠近{111}<110>取向的织构，然后如此形成的γ相织构发生了相变。
加热温度必须等于或高于Ac3相变温度。这是因为当在γ单相区内进行大的减径时，再结晶前就形成了γ相织构。
没有对加热温度设定特别的上限，但是为了保持好的表面性能，优选加热温度小于等于1150℃。(Ac3+100)℃至1100℃的温度范围是更优选的。
在γ相区中的减径必须进行以使减径率大于等于40％。当该比例小于40％时，再结晶前的织构不会在γ相区发展，并且它难以最终获得理想的r值和织构。优选的是，减径率大于等于50％，如果大于等于65％则更好。希望在γ相区内的减径在尽可能靠近Ar3相变温度的温度下完成。
要注意的是，在这种情况下减径率设定为{(减径前的母管的直径-在γ相区的减径后的钢管直径)/减径前的母管直径}×100％。
当在γ相区完成减径时，钢管必须在减径后的5秒内以大于等于5℃/秒的冷却速度冷却至小于等于(Ar3-100)℃。如果在减径完成超过5秒后开始冷却，那么γ相的再结晶就被加速，或者在γ至α的相变的变量选择变得不适当，并最终损坏了r值和织构。如果冷却速度低于5℃/秒，在相变的变量选择变得不适当，并损坏了r值和织构。
冷却速度为大于等于10℃/秒是优选的，如果是大于等于20℃/秒则更好。冷却的结束点温度必须小于等于(Ar3-100)℃。这改善了在γ至α的相变中的织构的形成。对于形成织构更优选的是，连续冷却至γ至α的相变完成的温度。
在Ar3至(Ar3-100)℃的温度范围在γ相区以大于等于40％的减径率进行减径，然后在大于等于10％的减径率进行另一次减径，并且如本发明(15)所述在Ar3至(Ar3-100)℃的温度完成减径是可以接受的。这还通过相变加速了{111}<110>织构的形成。在γ+α双相区的减径率被设定为{(在或低于Ar3的减径前的母管的直径-在Ar3至(Ar3-100)℃完成减径后的钢管直径)/在或低于Ar3的减径前的母管直径}×100％。
如此形成的钢管的总减径率当然是大于等于40％，优选的是大于等于60％。总减径率设定如下{(在减径前的母管的直径-减径后的钢管直径)/减径前的母管直径}×100％。
优选的是，减径后的钢管壁厚与母管壁厚的变化率被控制在+10％至-10％之间。壁厚变化率被设定为{(减径完成后的钢管壁厚-减径前的母管壁厚)/减径前的母管壁厚}×100％。
应当指出，钢管的直径是它的外直径。如果在减径后壁厚大大高于初始的壁厚或者相反大大小于，那么就难于获得良好的织构。
接下来将对本发明(12)和(13)中规定的要求进行说明。
钢管减径之前的加热温度对于获得良好的n值而言是重要的。如果加热温度低于850℃则在完成减径之后容易保留变形的结构，从而引起n值下降。如果温度低于850℃则有可能在减径期间通过采用感应加热或一些其它加热方法对钢管进行再加热来保持良好的n值，但是这会增加成本。900℃或更高是更优选的加热温度范围。当要求良好的r值时，优选将母管加热到γ单相区。对于加热温度没有设定任何具体的上限，但是如果该温度大于1200℃的话，则在管子表面上形成过多的氧化皮，从而不仅降低了表面质量而且还降低了可成形性。更优选的上限为1050℃或更低。加热的方法没有指定，但是优选通过感应加热器迅速地加热母管以便控制氧化皮形成并且保持良好的表面质量。
在加热之后必要时用水或其它一些方法除去氧化皮。
必须进行减径，从而减径率在从低于Ar3相变温度到大于750℃的温度范围内至少大于等于20％。如果在该温度范围内的减径率低于20％，则难以获得良好的r值和织构，而且由于粗糙的晶粒成形所以降低了可成形性。大于等于50％的减径率是优选的，如果它大于等于65％则更好。无需特别指定减径比例的上限即可以获得本发明的效果，但是从生产率方面来说，小于等于90％是优选的。在Ar3相变温度或以上的减径之后可以进行低于Ar3相变温度的减径。这会带来更好的r值。完成减径的温度也是非常重要的。完成温度的下限被设定为750℃。如果低于750℃，易于保留变形的结构，损坏了n值。更优选的完成温度是大于等于780℃。
要注意的是，低于Ar3相变温度的减径率定义为{(就在低于Ar3的减径前的钢管的直径-在完成减径后的钢管直径)/在低于Ar3的减径前的钢管直径}×100％。
必须进行减径，从而壁厚变化率为+5％至-30％。除非壁厚在这个范围内，否则难以获得好的织构和r值。更优选的范围是-5％至-20％。
壁厚变化率设定为{(减径完成后的钢管壁厚-减径前的母管壁厚)/减径前的母管壁厚}×100％。
此处钢管的直径是它的外直径。优选的，减径的结束点在α+γ双相区的温度范围内，因为在α相上赋予一定量或更多的减径对于获得良好的织构来说是必须的。
可以通过让母管经过结合以构成多道次成形线的成形辊或通过使用模具来使它拉伸而进行减径。在减径过程中进行润滑对于改善成形性来说是优选的。
对于确保延展性而言优选的是，本发明的钢管包括面积百分比大于等于30％的铁素体。但是根据钢管的用途不必是这样用于某些特定应用的钢管可以只由以下的一种或多种构成珠光体、贝氏体、马氏体、奥氏体、氮化碳等。
本发明的钢管覆盖了无需表面处理即使用的钢管以及在通过热浸镀覆、电镀或其它镀覆方法进行用于防锈的表面处理之后使用的钢管。纯锌、含有锌作为主要成分的合金、Al等可以用作镀覆材料。可以采用通常实践的方法进行表面处理。
这样生产出钢管的可形成性以下面方式进行评估。
直径为10mm的划线圆在每个钢管上预先打出，并且通过控制内部压力和轴向压缩量将沿着圆周方向形成的膨胀施加在它上。测量出正好在破裂之前显示出最大膨胀率的部分处的轴向应变εφ和圆周应变εΘ(膨胀率＝成形之后的最大周长/母管的周长)。
用两个应变的比值ρ＝εφ/εΘ和最大膨胀比绘图，将ρ为-0.5时的膨胀比Re定义为液压成形的可成形性指标。在减径之前从母管上和减径后的钢管上切出弧形断面试验件，并压制成平直的试验件，在如此制备的平直试验件上进行X射线测量。测量(110)、(200)、(211)和(310)的极象图，使用该极象图通过调和级数扩展方法计算三维织构，获得在φ2＝45°截面的每个晶体取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值。
表2表示在母管壁厚中央处的平面上的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值，表3表示在减径前的加热温度、减径率、壁厚减小率以及在{110}<110>至{332}<110>的取向分量组的X射线强度和在{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值、抗张强度、轴向r值rL以及在减径后钢管液压成形处的最大膨胀率。
尽管本发明的所有样品具有好的织构和r值，并显示高的最大膨胀比，但是本发明范围之外的样品具有不好的织构和r值，并显示低的最大膨胀比。
表1
表2
*1在母管壁厚中央处在每个取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值表3
*2在{110}<110>到{332}<110>的取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值*3在{110}<110>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值*4在{111}<112>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值#由于延伸不充分的所以r值不可测量。
本发明使得钢材料的织构在液压成形等方法方面的成形性优异，并提供了控制织构的方法，从而可以制造液压成形等方法中成形性优异的钢管。
这样生产出钢管的可形成性以下面方式进行评估。
直径为10mm的划线圆在每个钢管上预先打出，并且通过控制内部压力和轴向压缩量将沿着圆周方向形成的膨胀施加在它上。测量出正好在破裂之前显示出最大膨胀率的部分处的轴向应变εφ和圆周应变εΘ(膨胀率＝成形之后的最大周长/母管的周长)。
用两个应变的比值ρ＝εφ/εΘ和最大膨胀比绘图，将ρ为-0.5时的膨胀比Re定义为液压成形的可成形性指标。
在减径之前从母管上和减径后的钢管上切出弧形断面试验件，并压制成平直试验件，在如此制备的平直试验件上进行X射线测量。测量(110)、(200)、(211)和(310)的极象图，使用该极象图通过调和级数扩展方法计算三维织构，获得在φ2＝45°截面的每个晶体取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值。
表5表示减径的条件和在减径后钢管的性能。表中，rL表示轴向r值，r45表示沿45°方向的r值，rC表示圆周方向的r值。
尽管本发明的所有样品具有好的织构和r值，并显示在液压成形方面高的最大膨胀比，但是本发明范围之外的样品具有不好的织构和r值，并显示低的最大膨胀比。
表4
表5
*1在{111}<110>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值*2在{111}<112>的取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值*3在减径之后留下自然冷却。#由于延伸不充分所以r值不可测量。实施例3将具有表6所示的化学组成的热轧钢板进行酸洗，并且通过电阻焊方法将它形成为外直径为100-200mm的钢管，并且将这样形成的钢管加热到预定温度，然后进行减径。
这样生产出钢管的可形成性以下面方式进行评估。
直径为10mm的划线圆在每个钢管上预先打出，并且通过控制内部压力和轴向压缩量将沿着圆周方向形成的膨胀施加在它上。测量出正好在破裂之前显示出最大膨胀率的部分处的轴向应变εφ和圆周应变εΘ(膨胀率＝成形之后的最大周长/母管的周长)。
用两个应变的比值ρ＝εφ/εΘ和最大膨胀比绘图，将ρ为-0.5时的膨胀比Re定义为液压成形的可成形性指标。利用JISNo.12弧形断面试验件评估钢管的机械性能。将应变仪连接至各弧形断面试验件，测量受试验件形状影响的r值。在减径后的钢管上切出其它弧形断面试验件，并压制成平直试验件，在如此制备的平直试验件上进行X射线测量。测量(110)、(200)、(211)和(310)的极象图，使用该极象图通过调和级数扩展方法计算三维织构，获得在φ2＝45°截面的每个晶体取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值。
表7和表8列出了在减径前的加热温度、减径结束时的温度、减径比、壁厚减小比以及拉伸强度、n值、铁素体百分含量、平均晶体颗粒尺寸、纵横比、轴向r值和在钢管液压成形处的最大膨胀比，以及在母管壁厚中央处的取向分量组{110}<110>至{332}<110>的X射线强度以及在{111}<112>、{110}<110>、{441}<110>和{221}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值平均数。尽管本发明的所有样品具有好的织构和r值，并显示在液压成形方面高的最大膨胀比，但是本发明范围之外的样品具有不好的织构和r值，并显示低的最大膨胀比。
表6
表7
表8
公式(3)的右侧(3)＝-0.126×ln(TS)+0.94A在铁素体相中纵横比为0.5-3.0的铁素体颗粒的体积百分比1*在{111}<110>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值2*在{441}<110>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值3*在{221}<110>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值4*在{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值5*在{111}<112>取向分量中的X射线强度与随机X射线强度的比值#由于延伸不充分所以r值不可测量。**由于残余的变形结构所以晶粒尺寸不可测量。
工业应用性本发明使得钢材料的织构在液压成形等方法方面的成形性优异，并提供了控制织构的方法，从而可以制造液压成形等方法中成形性优异的钢管。
权利要求
1.一种可成形性优异的钢管，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si.0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S以及小于等于0.01％的N，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，沿着钢管轴向方向的r值大于等于1.4；并且其特性在于在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组中的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5，和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0。
2.一种如权利要求1所述的成形性优异的钢管，其特征在于还含有0.001-0.5重量％的Al。
3.一种可成形性优异的钢管，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，0.01-2.5％的Al以及，小于等于0.01％的0，并且满足以下的公式(1)和(2)，还含有平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于拉伸强度(TS)和钢管的n值之间的关系满足以下公式(3)；它的铁素体相的体积百分比大于等于75％；铁素体的平均颗粒尺寸大于等于10μm；纵横比为0.5-3.0的铁素体晶粒占构成铁素体的所有晶粒的90％或更多的面积。(203C+15.2Ni-44.7Si-104V-31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu-700P-200Al)<-20---(1)]]>(44.7Si+700P+200Al)＞80 (2)n≥-0.126×ln(TS)+0.94 (3)。
4.一种如权利要求3所述的可成形性优异的钢管，其特征在于，其沿着钢管纵向方向的r值大于等于1.0；并且其特性在于在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于2.0，并且在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于1.5。
5.一种可成形性优异的钢管，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，小于等于0.2％的Ti以及小于等于0.15％的Nb，并且满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其特性为在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0，在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于2.0。
6.一种如权利要求5所述的可成形性优异的钢管，其特征在于还含有0.001-0.5重量％的Al。
7.一种如权利要求5或6所述的可成形性优异的钢管，其特征在于，沿轴向、圆周方向和45°方向的r值中的每一个都大于等于1.4。
8.一种如权利要求1-7任一项所述的可成形性优异的钢管，其特征在于还含有总量为0.0001-2.5重量％的以下一种或多种元素0.0001-0.5％的Zr，0.0001-0.5％的Mg，0.0001-0.5％的V，0.0001-0.01％的B，0.001-2.5％的Sn，0.001-2.5％的Cr0.001-2.5％的Cu，0.001-2.5％的Ni，0.001-2.5％的Co，0.001-2.5％的W，0.001-2.5％的Mo以及0.0001-0.01％的Ca。
9.一种可成形性优异的钢管，其特征在于，如权利要求1-8任一项所述的钢管镀有金属。
10.一种生产可成形性优异的钢管的方法，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S以及小于等于0.01％的N以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，将其特性为在减径前的母钢管的壁厚中央处的平面上的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>取向分量中的任一个的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于3的钢管加热至大于等于650℃到小于等于1200℃的温度范围，并在减径率为大于等于30％、壁厚减小率为5％-30％的条件下进行加工，从而该钢管沿钢管轴向方向的r值大于等于1.4，并具有如下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5，和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0。
11.一种生产可成形性优异的钢管的方法，所述钢管其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si.0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S以及小于等于0.01％的N，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，将其特性为在减径前的母钢管的壁厚中央处的平面上的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>取向分量中的一个或多个的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于3的钢管加热至大于等于(Ac3-50)℃到小于等于1200℃的温度范围，并且在减径率为大于等于30％、壁厚减小率为5％-30％的条件下进行加工，从而该钢管沿钢管轴向方向的r值大于等于1.4，并具有如下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5，和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0。
12.一种生产可成形性优异的钢管的方法，其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，0.01-2.5％的Al，以及小于等于0.01％的O，并且满足以下的公式(1)和(2)，还含有平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于在减径时将母管加热至大于等于850℃，在Ar3相变温度以下至大于等于750℃的温度范围内以大于等于20％的减径率进行减径，并且在大于等于750℃下完成减径；从而拉伸强度(TS)和钢管的n值之间的关系满足以下公式(3)；其铁素体相的体积百分比大于等于75％；铁素体的平均颗粒尺寸大于等于10μm；并且纵横比为0.5-3.0的铁素体的晶体颗粒占构成铁素体的所有晶体颗粒的90％或更多的面积。(203C+15.2Ni-44.7Si-104V-31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu-700P-200Al)<-20---(1)]]>(44.7Si+700P+200Al)＞80 (2)n≥-0.126×ln(TS)+0.94 (3)
13.一种生产如权利要求12所述的可成形性优异的钢管的方法，其特征在于，进行减径，从而使钢管在减径后的壁厚与母管的壁厚的变化率为+5％至-30％。
14.一种生产可成形性优异的钢管的方法，该钢管的化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，小于等于0.2％的Ti以及小于等于0.15％的Nb，并且满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，在减径时将母管加热至Ac3相变温度以上，在Ar3相变温度以上的温度范围内以大于等于40％的减径率进行减径，在等于或高于Ar3相变温度完成减径，在完成减径后的5秒内开始冷却，以大于等于5℃/秒的冷却速度将被减径的钢管冷却至小于等于(Ar3-100)℃的温度，从而钢管具有以下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值大于等于5.0，在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的组X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值小于等于2.0。
15.一种生产可成形性优异的钢管的方法，该钢管其化学成分以重量计包括0.0001-0.50％的C，0.001-2.5％的Si，0.01-3.0％的Mn，0.001-0.2％的P，小于等于0.05％的S，小于等于0.01％的N，小于等于0.2％的Ti以及小于等于0.15％的Nb，并且满足公式0.5≤(Mn+13Ti+29Nb)≤5，以及平衡量的Fe和不可避免的杂质，其特征在于，在减径时将母管加热至大于等于Ac3相变温度的温度，在大于等于Ar3相变温度的温度范围内以大于等于40％的减径率进行减径，随后在Ar3至(Ar3-100)℃的温度范围内以大于等于10％的减径率进行另一步减径，在Ar3至(Ar3-100)℃的温度范围内完成减径，从而钢管具有以下特性在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<110>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值为大于等于5.0，在钢管壁厚中央处的平面上的{111}<112>取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值为小于等于2.0。
16.一种如权利要求10、11、14和15任一个所述的生产可成形性优异的钢管的方法，其特征在于该钢管还含有0.001-0.5重量％的Al。
17.一种权利要求10-16任一项所述的生产可成形性优异的钢管的方法，其特征在于该钢管还含有总量为0.0001-2.5重量％的以下一种或多种物质0.0001-0.5％的Zr，0.0001-0.5％的Mg，0.0001-0.5％的V，0.0001-0.01％的B，0.001-2.5％的Sn，0.001-2.5％的Cr0.001-2.5％的Cu，0.001-2.5％的Ni，0.001-2.5％的Co，0.001-2.5％的W，0.001-2.5％的Mo以及0.0001-0.01％的Ca。
全文摘要
本发明提供在液压成形等方法中可成形性优异的钢管以及生产方法,更具体的说:一种成形性优异的钢管,其沿着钢管轴向方向的r值大于等于1.4;并且具有以下特性:在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>至{332}<110>取向分量组的X射线强度与随机X射线强度的比值的平均值大于等于3.5,和/或在钢管壁厚中央处的平面上的{110}<110>;取向分量的X射线强度与随机X射线强度的比值为大于等于5.0;以及一种生产该成形性优异的钢管的方法,其特征在于将其特性为在母钢管的壁厚中央处的平面上的{001}<110>、{116}<110>、{114}<110>和{112}<110>取向分量中的每一个的X射线强度与随机X射线强度的比值小于等于3的钢管加热至650℃－1200℃并在减径率为大于等于30%、壁厚减小率为5%－30%的条件下进行加工。
文档编号C22C38/06GK1386143SQ01801949
公开日2002年12月18日 申请日期2001年6月7日 优先权日2000年6月7日
发明者吉永直树, 藤田展弘, 高桥学, 篠原康浩, 吉田亨, 杉浦夏子 申请人:新日本制铁株式会社