(57)【要約】【課題】複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０  ％、Ｍｎ：０．０１〜３．０  ％、Ａｌ：０．００５  〜０．１０％、Ｓ：０．００５０％以下、Ｐ：０．１  ％以下を含み、あるいはさらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＲＥＭ  、Ｃａのうち１種または２種以上を所定量む組成の帯鋼を電縫溶接してなる鋼管を、縮径率：２５％以上の条件で縮径圧延するにあたり、まず、縮径率：１０％以上、圧延開始温度：Ａ３  点以上、圧延終了温度：（Ａ１  点−５０℃）以上Ａ３  点以下の条件で縮径圧延し、次いでＡ３  点以上に再加熱し、次いで縮径率：５％以上、圧延終了温度：Ａ３  点以上の条件で縮径圧延する。Ａ３  点、Ａ１  点は組成との関係式で定義。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０  ％、Ｍｎ：０．０１〜３．０  ％、Ａｌ：０．００５  〜０．１０％、Ｓ：０．００５０％以下、Ｐ：０．１  ％以下を含む組成の帯鋼を電縫溶接してなる鋼管を、縮径率：２５％以上の条件で縮径圧延するにあたり、まず、縮径率：１０％以上、圧延開始温度：下記〔式１〕で定義されるＡ３  点以上、圧延終了温度：（下記〔式２〕で定義されるＡ１  点−５０℃）以上前記Ａ３  点以下の条件で縮径圧延し、次いで前記Ａ３  点以上に再加熱し、次いで縮径率：５％以上、圧延終了温度：前記Ａ３  点以上の条件で縮径圧延することを特徴とする複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法。
記
〔式１〕
Ａ３  点（℃）＝９１０  −２０３  ×√（％Ｃ）−１５．２×（％Ｎｉ）＋４４．７×（％Ｓｉ）＋１０４  ×（％Ｖ）＋３１．５×（％Ｍｏ）−〔３０×（％Ｍｎ）＋１１×（％Ｃｒ）＋２０×（％Ｃｕ）−７００  ×（％Ｐ）−４００  ×（％Ａｌ）−４００  ×（％Ｔｉ）〕
〔式２〕
Ａ１  点（℃）＝７２３  −１０．７×（％Ｍｎ）−１６．９×（％Ｎｉ）＋２９．１×（％Ｓｉ）＋１６．９  ×（％Ｃｒ）
ここに、右辺の（％元素記号）は当該元素の鋼中成分含有量（質量％）であり、含有されない元素については０が代入される。
【請求項２】
前記組成にさらに、質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１  ％以下、Ｖ：０．５  ％以下、Ｔｉ：０．２  ％以下、Ｂ：０．００５  ％以下、ＲＥＭ  ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０１％以下のうち１種または２種以上が含まれることを特徴とする請求項１記載の複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法に関し、詳しくは、曲げ加工、縮径加工、管端扁平加工の組み合わせよりなる複合二次加工において、表面および／または端部に亀裂を生じることなく加工を完了しうる性質である複合二次加工性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高張力鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶接鋼管を母管とした熱間縮径圧延による鋼管製造に関する従来の技術としては、電縫溶接鋼管を用いて、  熱間絞り圧延してコイル状鋼管を製造する際に、  コイル状鋼管の内面ビード部に発生した内面シワ疵による冷間加工時の割れを防止するために、該電縫溶接鋼管の内面ビード部を切削又は／及び研削してビード高さを−２００〜＋２０  μｍ  とし、  続いて熱間絞り圧延し、  コイル状に巻き取りコイル状鋼管を製造することを特徴とするコイル状鋼管の製造方法（特許文献１）や、焼鈍することなく二次加工でき、しかも、管内面にスケールのない長尺のコイル状鋼管を製造するために、鋼管をストレッチレデューサにより熱間絞り圧延し、該圧延をＡ１  点以上の温度で終了させ、ついでコイルに巻取り放冷することを特徴とするコイル状鋼管の製造方法（特許文献２）や、製管工程、  加熱工程、そして圧延仕上げ工程を備えた熱間電縫管の製造方法において、接合部の局部腐食（溝状腐食）のない熱間電縫管の安定製造を目的として、製管後、得られた母管の圧延仕上げに先立って、燃焼加熱炉そして誘導加熱装置によって前記母管を加熱して、  所定の圧延仕上げ温度を確保することを特徴とする熱間電縫管の製造方法（特許文献３）や、ハイドロフォーム成形性に優れた鋼管を得るために、電縫管製造工程で製造した鋼管を、電縫溶接部を中心として両側、周方向に肉厚の５倍の範囲において最小肉厚が円周方向全体の肉厚の平均値より小さくならないようにビード切削を行い、この素管をＡｃ３点−３０℃以上の温度に加熱し、オーステナイト、またはオーステナイト＋フェライト２相組織となる温度で、かつ  ７００℃以上の温度域で縮径圧延を行い、その後冷却することを特徴とする成形性に優れた鋼管の製造方法（特許文献４）などが知られている。
【０００３】
【特許文献１】
特開平６−２３８４８８号公報
【特許文献２】
特公昭６３−５３２４８号公報
【特許文献３】
特許第３０３１２３３号公報
【特許文献４】
特開２００２−１１５０２９号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
一方、例えば、自動車用構造用鋼（例えば足回り部品等）などの用途分野では、引張強度（ＴＳと記す）５５０ＭＰａ以上の高張力鋼管に、複合二次加工（：曲げ加工、縮径加工、管端扁平加工を２種以上組み合わせてなる二次加工）を施して複雑な形状に成形したものが使用されるようになってきており、そのため、相当に大きい加工量の複合二次加工を受けても割れを生じない（すなわち複合二次加工性に優れた）高張力鋼管の要求が強まっている。しかし、上記従来の技術では、複合二次加工性が考慮されておらず、必ずしも十分な複合二次加工性を有する高張力鋼管を得ることはできなかった。そこで、本発明は、ＴＳ：５５０ＭＰａ以上を有し複合二次加工を受けても割れを生じない鋼管を安定して製造しうる複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、前記目的を達成するために鋭意検討した結果、特定の組成（＝化学組成）の帯鋼を電縫溶接してなる鋼管を特定の縮径率で縮径圧延するものとし、かつ、この縮径圧延を前段と後段に分けてその中間で再加熱を行い、前段圧延ではγ域ないしγ＋αの２相域で圧延し、中間再加熱ではγ域に昇温し、後段圧延ではγ域で圧延することにより、複合二次加工性に優れた高張力鋼管を安定製造しうることを見出し、本発明をなした。
【０００６】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０  ％、Ｍｎ：０．０１〜３．０  ％、Ａｌ：０．００５  〜０．１０％、Ｓ：０．００５０％以下、Ｐ：０．１  ％以下を含み、あるいはさらに、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１  ％以下、Ｖ：０．５  ％以下、Ｔｉ：０．２  ％以下、Ｂ：０．００５  ％以下、ＲＥＭ  ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０１％以下のうち１種または２種以上む組成の帯鋼を電縫溶接してなる鋼管を、縮径率：２５％以上の条件で縮径圧延するにあたり、まず、縮径率：１０％以上、圧延開始温度：下記〔式１〕で定義されるＡ３  点以上、圧延終了温度：（下記〔式２〕で定義されるＡ１  点−５０℃）以上前記Ａ３  点以下の条件で縮径圧延し、次いで前記Ａ３  点以上に再加熱し、次いで縮径率：５％以上、圧延終了温度：前記Ａ３  点以上の条件で縮径圧延することを特徴とする複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法である。
【０００７】
記
〔式１〕
Ａ３  点（℃）＝９１０  −２０３  ×√（％Ｃ）−１５．２×（％Ｎｉ）＋４４．７×（％Ｓｉ）＋１０４  ×（％Ｖ）＋３１．５×（％Ｍｏ）−〔３０×（％Ｍｎ）＋１１×（％Ｃｒ）＋２０×（％Ｃｕ）−７００  ×（％Ｐ）−４００  ×（％Ａｌ）−４００  ×（％Ｔｉ）〕
〔式２〕
Ａ１  点（℃）＝７２３  −１０．７×（％Ｍｎ）−１６．９×（％Ｎｉ）＋２９．１×（％Ｓｉ）＋１６．９  ×（％Ｃｒ）
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明において、帯鋼の組成（＝化学組成）を上記範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．６０％
Ｃは、基地中に固溶しあるいは炭化物として析出し、鋼の強度を増加させる元素であり、また、硬質な第２相（第２相粒子または第２相組織）として析出したセメンタイト、  パーライト、  ベイナイト、  マルテンサイトが高強度化と延性向上に寄与する。所望の強度を確保し、第２相として析出したセメンタイト等による延性向上の効果を得るためには、Ｃは、０．０１％以上、好ましくは０．０４％以上の含有を必要とするが、０．６０％を超えて含有すると延性が劣化する。このため、Ｃは０．０１〜０．６０％の範囲に限定した。
【０００９】
Ｓｉ：０．０１〜２．０  ％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、基地中に固溶し鋼の強度を増加させる。この効果は、０．０１％以上、好ましくは０．１  ％以上の含有で認められるが、２．０  ％を超える含有は延性を劣化させる。このことから、Ｓｉは０．０１〜２．０  ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、強度延性バランスの点から０．１０〜１．５  ％の範囲である。
【００１０】
Ｍｎ：０．０１〜３．０  ％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる元素であり第２相としてのセメンタイトの微細析出、あるいはマルテンサイト、ベイナイトの析出を促進させる。このような効果は、０．０１％以上の含有で認められるが、３．０  ％を超える含有は延性を劣化させる。このため、Ｍｎは０．０１〜３．０  ％の範囲に限定した。なお、強度延性バランスの観点から、Ｍｎは０．２  〜１．３  ％の範囲が好ましく、より好ましくは０．６  〜１．３  ％の範囲である。
【００１１】
Ａｌ：０．００５  〜０．１０％
Ａｌは、結晶粒を微細化する作用を有している。これにより、素材鋼管段階における第２相組織の分散を微細分散とし、本発明の効果をより大きくする。このためには少なくとも０．００５  ％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超えると酸化物系介在物量が増加し清浄度が劣化する。このため、Ａｌは０．００５  〜０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１５  〜０．０６％である。
【００１２】
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、硫化物を増加し清浄度を劣化させるのでできるだけ低減するのが望ましいが、とくに０．００５０％を超えて含有すると複合二次加工性を著しく損なう。よって、Ｓは０．００５０％以下とする。
Ｐ：０．１  ％以下
Ｐは、微量の含有で鋼の強度を増加させるが、過度に含有すると粒界に偏析して複合二次加工性を著しく劣化させるので、０．１  ％以下とする。
【００１３】
上記した基本組成に加えて、次に述べる合金元素群（第１群〜第３群）を単独あるいは複合して添加してもよい。すなわち、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下の１種または２種以上からなる第１群、Ｎｂ：０．１  ％以下、Ｖ：０．５  ％以下、Ｔｉ：０．２  ％以下、Ｂ：０．００５  ％以下の１種または２種以上からなる第２群、ＲＥＭ  ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０１％以下の１種または２種からなる第３群である。
【００１４】
第１群の元素Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じ１種または２種以上を添加できる。これら元素は、変態点を低下させ、フェライト粒あるいは第２相組織を微細化する効果を有している。しかし、Ｃｕは多量添加すると熱間加工性が劣化するため１％を上限とした。Ｎｉは強度増加とともに靭性をも改善するが１％を超えて添加してもコスト高に比して効果が飽和してくるため、１％を上限とした。Ｃｒ、Ｍｏは多量添加すると溶接性、延性が劣化するうえコスト高となるため、それぞれ２％、１％を上限とした。なお、好ましくはＣｕ：０．１  〜０．６  ％、Ｎｉ：０．１  〜０．７  ％、Ｃｒ：０．１  〜１．５  ％、Ｍｏ：０．０５〜０．５  ％である。
【００１５】
第２群の元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは、いずれも炭化物、窒化物または炭窒化物として析出し、結晶粒の微細化ひいては第２相組織の微細分散化に寄与するとともに、高強度化に寄与する元素であり、特に高温に加熱される接合部を有する鋼管では、接合時の加熱過程での粒微細化の効果に加え、冷却過程でのフェライトの析出核として作用し、接合部の硬化を防止する効果もあり、必要に応じ１種または２種以上添加できる。しかし多量添加すると、溶接性、靭性とも劣化するため、Ｎｂは０．１  ％、Ｖは０．５  ％、Ｔｉは０．２  ％、Ｂは０．００５  ％をそれぞれ上限とした。なお、好ましくはＮｂ：０．００５  〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．１  ％、Ｔｉ：０．００５  〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２  ％である。
【００１６】
第３群の元素ＲＥＭ  、Ｃａは、いずれも介在物の形状を調整し、加工性を向上させる作用を有しており、さらに、硫化物、酸化物、または酸硫化物として析出し、接合部を有する鋼管での接合部の硬化を防止する作用をも有し、必要に応じ１種または２種添加できる。しかし、ＲＥＭ  が０．０２％を超え、あるいは、Ｃａが０．０１％を超えると介在物が多くなりすぎ清浄度が低下し、延性が劣化するので、ＲＥＭ  は０．０２％、Ｃａは０．０１％をそれぞれ上限とした。なお、ＲＥＭ  が０．００４  ％未満、Ｃａが０．００１  ％未満では前記作用による効果が少ないため、ＲＥＭ  ：０．００４  ％以上、Ｃａ：０．００１  ％以上とするのが好ましい。
【００１７】
上に説明した成分元素以外の組成部分（残部）は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。本発明では、不可避的不純物として、Ｎ：０．０１０  ％以下、Ｏ：０．００６  ％以下が許容される。これら不可避的不純物元素について述べると、Ｎは、Ａｌと結合して結晶粒を微細化ひいては第２相組織を微細化するに効果ある量０．０１０  ％までは許容できるが、０．０１０  ％超の含有は延性を劣化させるため、０．０１０  ％以下に低減するのが好ましく、より好ましくは、０．００２  〜０．００６  ％である。また、Ｏは、酸化物として清浄度を劣化させるため、できるだけ低減するのが好ましいが、０．００６  ％までは許容できる。
【００１８】
次に、本発明の鋼管製造方法について説明する。
本発明では、上記組成を有する帯鋼を電縫溶接して鋼管（電縫鋼管）にする。電縫溶接方法はとくに限定されず、冷間、  熱間のいずれで行ってもよい。そして、得られた電縫鋼管を、ストレッチレデューサなどを用いて縮径圧延（＝絞り圧延）し、所望の外径の鋼管にする。この縮径圧延全体での縮径率（全縮径率；Ｒと記す）は、製造効率を確保する観点から２５％以上とする。
【００１９】
本発明では、縮径圧延を前段圧延と後段圧延の２段階に分けて行い、前段圧延と後段圧延との間で中間加熱を行う。前段圧延ではγ域から圧延開始してα域の高温側〜α＋γ域で圧延終了することで、フェライト組織ないしフェライト＋オーステナイト混合組織に十分に圧延歪を導入し、第２相を微細に分散させ、圧延集合組織の発達を促す。さらに中間加熱でγ域に加熱し、後段圧延でγ域のみで圧延することで、管断面全域に再結晶を起こさせて、混粒組織の形成を回避し、微細かつ均一な整粒オーステナイト組織とする。これにより、圧延後の冷却変態組織を、第２相が微細に分散しかつ延性に好適な集合組織（例えば、｛１１０  ｝面が管径方向に直交しかつ＜１１１  ＞方向が管軸方向に沿う結晶方位をもつもの）が発達したフェライト主体の微細粒組織にすることができ、高強度でかつ複合二次加工性に優れた鋼管が得られる。
【００２０】
本発明で採用した上記前段圧延、中間加熱および後段圧延に係る操業条件の限定理由を以下に述べる。
前段圧延の縮径率（ｒ１  と記す）：１０％以上
ｒ１  が１０％未満では、材料（：被圧延鋼管）に圧延歪が十分に導入されず、第２相の微細分散化が不十分となるうえ、圧延集合組織の形成も不十分となり、その後の工程による集合組織の発達がなされなくなるので、ｒ１  は１０％以上とする。なお、好ましくは２０％以上である。
【００２１】
前段圧延の圧延開始温度（Ｔ０  と記す）：Ａ３  点以上
Ｔ０  がＡ３  点未満では、後工程の中間加熱‐後段圧延で消し去るのが困難な程の混粒組織が生じやすいので、Ｔ０  はＡ３  点以上とする。なお、さらなる結晶粒微細化の観点からはＡ３  点〜Ａ３  点＋２５０  ℃の範囲が好ましい。
前段圧延の圧延終了温度（Ｔ１  と記す）：（Ａ１  点−５０℃）以上Ａ３  点以下
Ｔ１  が（Ａ１  点−５０℃）未満では、表面性状の悪化や形状の乱れが生起しやすくなり、一方、Ｔ１  がＡ３  点超では前段圧延がγ域のみで行われ、次の中間加熱でα→γ変態が起こらず、該変態の核生成による細粒化効果が期待できないので、Ｔ１  は（Ａ１  点−５０℃）以上Ａ３  点以下とする。
【００２２】
中間加熱の加熱温度（ＴＩＨと記す）：Ａ３  点以上
ＴＩＨがＡ３  点未満では、次の後段圧延がγ＋α域で行われ、均一微細な再結晶γ整粒組織が得られなくなるので、ＴＩＨはＡ３  点以上とする。なお、さらなる結晶粒微細化の観点からはＡ３  点〜Ａ３  点＋２５０  ℃の範囲が好ましい。
後段圧延の縮径率（ｒ２  と記す）：５％以上
ｒ２  が５％未満であると、管断面全域を均一に再結晶させることが困難で、混粒組織となりやすいので、ｒ２  は５％以上とする。なお、前段圧延および後段圧延の縮径率ｒ１  およびｒ２  と全縮径率Ｒとは、式：Ｒ＝１−（１−ｒ１  ）×（１−ｒ２  ）で関係づけられる。
【００２３】
後段圧延の圧延終了温度（Ｔ２  と記す）：Ａ３  点以上
Ｔ２  がＡ３  点未満であると、圧延中にγ→α変態が起こり、変態生成したフェライトが圧延されて加工硬化し、延性が劣化するので、Ｔ２  はＡ３  点以上とする。
後段圧延した後は、常法に従って冷却すればよい。この冷却は空冷および水冷のいずれで行ってもよい。
【００２４】
【実施例】
表１に示す組成になる板厚２．５ｍｍ  の帯鋼（熱延鋼板を条切りしたもの）を常法により冷間にて電縫溶接し、次いでビード切削を行って、外径１４６．０ｍｍ  の素管とし、該素管を表２に示す種々の条件で絞り圧延し、表２に示すサイズの製品管を得た。絞り圧延ではタンデム配置の４ロール式レデューサを使用した。前段圧延前の加熱は、高周波誘導コイルを用いて行った。中間加熱は高周波誘導コイルを用いて行った。なお、後段圧延後の冷却は空冷とした。
【００２５】
得られた製品管について、ＴＳおよび複合加工性を調査した。ＴＳは管軸方向を試験方向として採取したＪＩＳ  １２号Ａ試験片（円弧型試験片、平行部幅１９ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）の引張試験により測定した。複合二次加工性は、各製品管から１０本ずつ切り出した２００ｍｍ  長さの鋼管試験片について、押し抜きダイスにより３０％縮径後、３０°曲げ加工および管端から１００ｍｍ  長さ部分の扁平加工を施して、割れ発生比率（割れ発生本数／１０と表記）を調査し、その結果を用いて評価した。これらの調査結果を表２に示す。表２より、本発明に則って製造された製品管は高引張強度でかつ優れた複合二次加工性を有することがわかる。
【００２６】
【表１】
2004292922.tif 000002
【００２７】
【表２】
2004292922.tif 000003
【００２８】
【発明の効果】
本発明によれば、ＴＳ：５５０ＭＰａ以上の高引張強度を有し、かつ複合二次加工を受けたときに割れを生じない、複合二次加工性に優れた高張力鋼管を安定製造できるようになるという優れた効果を奏する。