(57)【要約】【課題】  結晶粒度特性に優れ、冷間加工性に優れる継目無鋼管を脱炭などの品質を損なうことなく、安価に製造する方法を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％の３元素のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を加熱温度１２５０℃以上として穿孔圧延を行った熱間の鋼管を仕上げ圧延前にＡｒ1点以下に０．１℃／ｓ以上の速度で冷却した後、Ａｃ3点以上から１０５０℃に再加熱して仕上げ圧延を行う冷間加工性及び結晶粒度特性に優れた肌焼鋼継目無鋼管の製造方法。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％の３元素のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を加熱温度１２５０℃以上として穿孔圧延を行った熱間の鋼管を仕上げ圧延前にＡｒ1点以下に０．１℃／ｓ以上の速度で冷却した後、Ａｃ3点以上から１０５０℃に再加熱して仕上げ圧延を行うことを特徴とする冷間加工性及び結晶粒度特性に優れた肌焼鋼継目無鋼管の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％の３元素のうち１種または２種以上を含有し、さらに、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％の２元素のうち１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を加熱温度１２５０℃以上として穿孔圧延を行った熱間の鋼管を仕上げ圧延前にＡｒ1点以下に０．１℃／ｓ以上の速度で冷却した後、Ａｃ3点以上から１０５０℃に再加熱して仕上げ圧延を行うことを特徴とする冷間加工性及び結晶粒度特性に優れた肌焼鋼継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば自動車の等速ジョイントの保持器のような継目無鋼管を用いて切削もしくは冷鍛で製造されるリング形状の浸炭部品や、継目無鋼管を用いた冷間圧延もしくは冷間引抜き鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の等速ジョイントの保持器などの用途に使用する高強度高靱性肌焼鋼には成分や不純物を最適化することにより浸炭中に発生する表面異常層を減らし、疲労強度の向上を図っている。さらに高清浄度操業をして介在物低減と相俟って長寿命化を指向している。さらに出願人はＴｉを０．１５％添加した高清浄度鋼を開発しており、これは連続鋳造により鋼塊を製造し、鋼片への圧延工程、その後の棒鋼材への圧延工程および製造への鍛造工程において、１２５０℃〜１４００℃に加熱した後、一端、常温まで冷却した後、さらにＡｃ3〜１０５０℃に再加熱して目的サイズに圧延して棒鋼材としている（特許文献１参照）。ところで、この工程は、棒鋼材や部品の製造であり、鋼管の製造方法に合致しない。鋼管の製造は、穿孔圧延工程など特別な製造工程となるため、通常の鋼材の工程では加工性が劣化し、圧延後に熱処理を追加する必要がある。
【０００３】
さらに、例えば、１２００℃に加熱し、穿孔圧延した後、粗圧延し、Ａｃ1点以下まで十分に温度が下がらないうちに９００℃から１０００℃に再加熱して仕上げ圧延する一般的な継目無鋼管の製造方法では、仕上げ圧延後の硬さが高く、圧延後に再熱処理が必要となるためコストアップとなる。また再熱処理により脱炭も進み、品質が劣化し、また結晶粒度特性も良くない問題がある。
【０００４】
一方、Ｔｉを０．０１〜０．３％含有する成分の鋼を熱間製管して管材とした後、断面積減少率５０％以下の冷間加工と６５０〜９５０℃で焼鈍を施すことによって肌焼用鋼管を製造する方法（特許文献２参照。）がある。しかし、この方法は熱間圧延後で冷間加工前の特性処理工程については、なんら技術的考慮が払われてない。
【０００５】
【特許文献１】特開平１１−９２８２４号公報
【特許文献２】特開平９−５３２５０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明が解決しようとする課題は、結晶粒度特性に優れ、冷間加工性に優れる継目無鋼管を表面疵や脱炭などの品質を損なうことなく、安価に製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％（望ましくは０．２０〜０．６０％）、Ｃｒ：０．８０〜２．００％（望ましくは０．８０〜１．５０％）、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％（望ましくは０．１０〜０．２０％）、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％の３元素のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を加熱温度１２５０℃以上として穿孔圧延を行った熱間の鋼管を仕上げ圧延前にＡｒ1点以下（望ましくはＡｒ1点−１００℃以下）に０．１℃／ｓ以上の速度で冷却した後、Ａｃ3点以上から１０５０℃に再加熱して仕上げ圧延を行うことを特徴とする冷間加工性及び結晶粒度特性に優れた肌焼鋼継目無鋼管の製造方法である。
【０００８】
請求項２の発明では、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％（望ましくは０．２０〜０．６０％）、Ｃｒ：０．８０〜２．００％（望ましくは０．８０〜１．５０％）、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％（望ましくは０．１０〜０．２０％）、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％の３元素のうち１種または２種以上を含有し、さらに、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％の２元素のうち１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を加熱温度１２５０℃以上として穿孔圧延を行った熱間の鋼管を仕上げ圧延前にＡｒ1点以下（望ましくはＡｒ1点−１００℃以下）に０．１℃／ｓ以上の速度で冷却した後、Ａｃ3点以上から１０５０℃に再加熱して仕上げ圧延を行うことを特徴とする冷間加工性及び結晶粒度特性に優れた肌焼鋼継目無鋼管の製造方法である。
【０００９】
上記の鋼材の成分の限定理由を説明する。なお、％は質量％である。
【００１０】
Ｃ：０．１０〜０．３５％
Ｃは、機械構造用部品として浸炭処理後の芯部強度を確保するために必要な元素であり、０．１０％未満ではその効果は十分に得られず、０．３５％を超えると芯部の靱性を低下させる。そこでＣは０．１０〜０．３５％とする。
【００１１】
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸剤として添加する元素であるが、０．０５％未満では脱酸効果が十分に得られず、０．３５％を超えて添加すると加工性を低下させると共に浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、さらに疲労特性を低下させる。そこでＳｉは０．０５〜０．３５％とする。
【００１２】
Ｍｎ：０．２０〜１．００％（望ましくは０．２０〜０．６０％）
Ｍｎは焼入性を確保するために必要な元素であるが、０．２０％未満ではその効果は十分に得られず、１．００％を超えると加工性を低下させる。そこでＭｎは０．２０〜１．００％とし、望ましくは０．２０〜０．６０％とする。
【００１３】
Ｃｒ：０．８０〜２．００％（望ましくは０．８０〜１．５０％）
Ｃｒは焼入性および浸炭性を向上させる元素であるが、０．８０％未満ではその効果は十分でなく、２．００％を超えて含有させると浸炭層で粗大な炭化物を形成し、機械的性質および疲労特性を低下させ、また加工性を劣化させる。そこでＣｒは０．８０〜２．００％とし、望ましくは０．８０〜１．５０％とする。
【００１４】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは極く微量の添加によって鋼の焼入性を著しく向上させる元素である。０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．００５％を超えると逆に焼入性を低下させる。そこでＢ：０．０００５〜０．００５０％とする。
【００１５】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは０．０１０％を超えて含有するとＴｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そこでＮは１．００１０％以下とする。
【００１６】
Ｔｉ：０．０５〜０．２０％（望ましくは０．１０〜０．２０％）
Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定し、Ｂの焼入性の効果を向上させると共にＴｉ炭化物、Ｔｉを含有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析出させることによって、ＡｌＮに代わって浸炭時のオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制するために必要な元素である。特に、鋼中に微細に分散したナノオーダーのＴｉＣが結晶粒の成長を抑制する。Ｔｉが０．０５％未満ではその効果が十分でなく、０．２％を超えると析出物の過剰となり加工性を低下させる。そこでＴｉは０．０５〜０．２０％とし、望ましくは０．１０〜０．２０％とする。
【００１７】
Ｎｂ：０．０２〜０．２０％
Ｎｂは炭化物あるいは窒化物を形成し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。特に、鋼中に微細に分散したナノオーダーのＮｂＣが結晶粒の成長を抑制する。Ｎｂが０．０２％未満ではその効果が得られず、０．２０％を超えると析出物の量が過剰となり加工性を低下させる。そこでＮｂは０．０２〜０．２０％とする。
【００１８】
Ｖ：０．０２〜０．２０％
Ｖは炭化物を形成し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。特に、鋼中に微細に分散したナノオーダーのＶＣが結晶粒の成長を抑制する。Ｖが０．０２％未満ではその効果が得られず、０．２０％を超えると析出物の量が過剰となり加工性を低下させる。そこでＶは０．０２〜０．２０％とする。
【００１９】
以上のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの３元素はそのうち１種または２種以上を選択的に請求項１に係る発明では必須の元素として含有する。
【００２０】
Ｎｉ：０．０５〜１．００％
Ｎｉは焼入性および靱性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果は得られず、１．００％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造後にベイナイトやマルテンサイト組織となり加工性を著しく低下させ、コストアップにつながる。そこで、Ｎｉは０．０５〜１．００％とする。
【００２１】
Ｍｏ：０．０３〜０．５０％
Ｍｏは焼入性および靱性を向上させる元素であるが、０．０３％未満ではその効果は得られず、０．５０％を超えて含有させるとＮｉと同様に圧延あるいは鍛造後にベイナイトやマルテンサイト組織となり加工性を著しく低下させ、コストアップにつながる。そこで、Ｍｏは０．０３〜０．５０％とする。
【００２２】
以上のＮｉ、Ｍｏの２元素は選択的に１種または２種を選択的に請求項２に係る発明では必須の元素として含有する。
【００２３】
さらに、製造方法における限定理由を説明する。
穿孔圧延をするために加熱温度を１２５０℃以上とする理由は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物を固溶するためである。
【００２４】
再加熱前の冷却温度をＡｒ1点以下とする理由は、上記の固溶したＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物を析出させるためであり、望ましくは再加熱前の冷却温度をＡｒ1点−１００℃以下とする。
【００２５】
上記の冷却温度への冷却速度を０．１℃／ｓ以上とする理由は、上記の固溶したＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物を微細に析出させるためでる。
【００２６】
仕上げ圧延前の再加熱温度をＡｃ3点以上かから１０５０℃とする理由は、Ａｃ3点以上とすることで再オーステナイト化により既に析出した析出物とマトリックスの整合性をなくし軟化させるためであり、１０５０℃を超えると析出物が再固溶するので１０５０℃以下とする。
【発明の効果】
【００２７】
本願の発明はボロンを含有する肌焼鋼材を穿孔圧延してなる熱間の鋼管を仕上げ圧延前にＡｒ1点以下の温度に、望ましくはＡｒ1点−１００℃以下の温度に、０．１℃／ｓ以上の速度で冷却した後、Ａｃ3点〜１０５０℃に再加熱して仕上げ圧延を行うことで、その後の冷間加工により、例えば等速ジョイントの保持器やリング状の浸炭部品などの自動車部品を製造することのできる、優れた結晶粒度特性と優れた加工性とを備えた肌焼鋼継目無鋼管を、脱炭などの品質を損なうことなく製造することができるなど、本願の発明は優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
本発明実施するための最良を表および実施例を通じて説明する。
【実施例】
【００２９】
表１に示す本発明の鋼成分を発明Ｎｏ．１〜３に比較例の鋼成分を比較Ｎｏ．１〜６に示す。表１に示すそれぞれの成分の鋼を１トンＶＩＭ（真空誘導溶解炉）で溶製し、連続鋳造し、得られた鋳片を分塊圧延して鋼管母材のφ８０ｍｍの棒鋼とする。
【００３０】
【表１】
2005105379.tif 000002
【００３１】
得られた棒鋼を表２に示す製造条件の熱間圧延条件による鋼管製造工程により鋼管に製造する。表２における鋼種の発明鋼および比較鋼並びにそのＮｏ．は、表１における発明と比較の各Ｎｏ．の成分の鋼を示すものである。すなわち、表２の比較例中の発明鋼のＮｏ．７〜１１の５種は、それぞれ表１の発明のＮｏ．１の成分の鋼においてその製造条件を本発明の製造条件と相違するものとした比較例である。例えば、Ｎｏ．７は穿孔圧延温度を１２１０℃と本発明の穿孔圧延温度の１２５０℃以上よりも低いものである。Ｎｏ．８は再加熱前温度（再加熱前の冷却温度）がＡｒ1＋１５℃と本発明の再加熱前の温度のＡｒ1点以下よりも高いものである。Ｎｏ．９は冷却速度が０．０１℃／ｓと本発明の冷却速度０．１℃／ｓ以上より遅いものである。Ｎｏ．１０は仕上げ圧延前加熱温度がＡｃ3−４０℃と本発明の仕上げ圧延前加熱温度がＡｃ3〜１０５０℃より低いものである。Ｎｏ．１１は仕上げ圧延前加熱温度が１０９０℃と本発明の仕上げ圧延前加熱温度がＡｃ3〜１０５０℃より高いものである。
【００３２】
上記の鋼管母材のφ８０ｍｍの棒鋼をφ５５ｍｍで肉厚１２ｍｍの試片に表２に示す製造条件の熱間圧延を行った後、さらに冷間圧延によりφ３２ｍｍで肉厚７ｍｍの試片とする。熱間圧延後の硬さと冷間圧延鋼管の結晶粒度特性として９２５〜１０５０℃に６時間保持した後水冷した際の粗大化温度をそれぞれ表２に示す。本発明例のＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．３のものは、表２に見られるとおり、硬さが同順で７８ＨＲＢ、８３ＨＲＢ、７９ＨＲＢであり、これらはさらに各種の製品に冷間加工する際の最適の加工硬さであることがわかる。また、同順で粗大化温度も１０５０℃超、１０２５℃、１０００℃といずれも１０００℃以上である。これに対し、比較例のものは比較例１が硬さは８４ＨＲＢで適切であるが粗大化温度が低く、他の比較例２〜６は９５ＨＲＢ以上で冷間加工性が劣る。
【００３３】
【表２】
2005105379.tif 000003
【００３４】
上記した鋼管母材へ圧延して得たφ８０ｍｍの棒鋼を表２に示す製造条件で、１２５０℃以上に加熱してピアシングミルで穿孔圧延し、次いでエロンゲーターで粗圧延し、再加熱前温度に表２に示す冷却速度で冷却し、本発明の最も特徴とする仕上げ圧延前加熱温度のＡｃ3以上に再加熱し、シンキングミルで寸法調整して仕上げ圧延し、さらにロータリーサイザーで真円度調整して仕上げ圧延する。圧延により得られた継目無鋼管はそれぞれの製造する部品の用途に応じてさらに冷間鍛造あるいは冷間圧延もしくは冷間引抜きして部品とする。