WO2002103069A1 - Tuyau en acier a haute formabilite, et procede de fabrication - Google Patents

Tuyau en acier a haute formabilite, et procede de fabrication Download PDF

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Yoshikazu Kawabata
Akira Yorifuji
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe excellent in workability and a method for manufacturing the same.
  • the present invention provides a steel pipe excellent in workability, particularly in bending workability, having a pipe axis r value as high as that of a part melted or transformed by seam welding, and a method of manufacturing the same.
  • the purpose is to: Disclosure of the invention
  • the present inventors have considered that in order to solve the above-mentioned problems, it is necessary to process and heat-treat the ERW steel pipe in order to improve the r-value of the welded portion near the seam.
  • the ERW steel pipe was rolled at a temperature range of 600 ° C. or higher and Ac 3 or lower at a diameter reduction ratio of 30% or more (hereinafter referred to as “method according to the present invention”). It was discovered that the r value in the longitudinal direction (in the direction of the pipe axis) was significantly improved to 1.2 or more at all positions in the circumferential direction including the seam portion, and further to 1.6 or more.
  • the reason why a high r-value is not obtained even when diameter reduction rolling is performed at a low temperature is because the work hardening is large and ideal crystal rotation does not occur, or sufficient recovery and recrystallization are performed at a low temperature. This is because it does not occur.
  • the reason why high r value cannot be obtained by recrystallization annealing after cold rolling and diameter reduction is that texture develops in cold rolling and recrystallization due to the effect of the second phase and solute carbon. This is because they do not.
  • the method for producing a high r-value steel sheet is characterized in that a steel to which the amounts of C and N are reduced and to which stabilizer elements such as Ti and Nb are added is rolled at a low temperature and then recrystallized.
  • This cold rolling is different from the hot rolling of the method according to the invention.
  • the ferrite zone plate rolling is performed at 600 ° C. or higher, the r-value is not only improved but rather significantly reduced. This is because, in sheet rolling in which the reduction is performed in the thickness direction, the strain direction is different from that in diameter reduction rolling of the steel pipe in which the reduction is performed in the circumferential direction, so that a texture advantageous for the r value does not develop.
  • a high workability steel pipe having a longitudinal r value of 1.2 or more, more preferably 1.6 or more, in the entire circumferential direction including the seam portion.
  • a steel pipe formed by electric resistance welding of a steel strip is shrunk in a temperature range of 600 or more and Ac 3 or less.
  • the steel pipe formed by ERW welding of the steel strip is reduced in diameter in the temperature range of 600 ° C or higher and Ac 3 or lower.
  • a method for producing a high workability steel pipe characterized in that a diameter reduction of 30% or more is performed.
  • the reduced diameter rolled steel pipe is subjected to a heat treatment during cooling after the rolling or after the completion of the cooling, and reheating, and holding at 600 ° C or more and 900 ° C or less for 1 second or more.
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between the r value in the longitudinal direction and the diameter reduction ratio of the diameter-reduced rolled steel pipe.
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between the r value in the longitudinal direction of the diameter-reduced rolled steel pipe and the temperature on the rolling exit side.
  • Figure 3 is a graph showing the relationship between the thickness deviation of the seam of the reduced-diameter rolled steel pipe and the heating temperature before reduction rolling.
  • the high workability steel pipe according to the present invention has a longitudinal r value of 1.2 or more in the entire circumferential direction including the seam portion.
  • the reason for this is that when the r-value is 1.2 or more, the bendability of the steel pipe is significantly improved. Since the bending property is further improved when the r value is 1.6 or more, a highly workable steel pipe having an r value of 1.6 or more is more preferable.
  • the above-mentioned high workability steel pipe shall be manufactured by subjecting a steel pipe with seam welded by ERW to rolling with a diameter reduction ratio of 30% or more in a temperature range of 600 ° C or more and Ac 3 or less. Can be.
  • the r value is affected by the reduction ratio and temperature of the reduction rolling.
  • Figure 1 shows an ERW steel pipe manufactured from a steel strip having the same composition as steel A in Table 1 by a conventional method, under the condition of an outlet temperature of 730 ° C, with reduced diameter reduction and rolling.
  • Circumferential position of 4 is a graph showing the relationship between the r value in the longitudinal direction and the diameter reduction rate at 0 °, 90 °, 180 °, and 270 °. The seam position was set to 0 ° (the same applies hereinafter). From Fig. 1, it can be seen that an r value of 1.3 or more is obtained at a diameter reduction ratio of 30% or more, regardless of the circumferential position, and an r value of 1.6 or more is obtained at a diameter reduction ratio of 50% or more. .
  • Figure 2 shows that ERW pipes manufactured from strip steel having the same composition as steel A in Table 1 by the usual method were subjected to diameter-reduction rolling under various conditions of the exit temperature and the diameter reduction rate of 30%.
  • 4 is a graph showing the relationship between the r value in the longitudinal direction and the outlet temperature at circumferential positions 0 °, 90 °, 180 °, and 270 ° of the manufactured steel pipe.
  • Fig. 2 shows that an r value of 1.2 or more can be obtained at an outlet temperature of 600 ° C or more.
  • the lower limit of the diameter reduction rolling temperature was set to 600 ° C, and the lower limit of the diameter reduction rate was set to 30%.
  • the upper limit of the diameter reduction rolling temperature is the upper limit of the temperature range in which the steel structure contains ferrite, and the Ac 3 temperature.
  • the r-value does not improve even if diameter reduction rolling is performed on steel with a structure that does not contain ferrite.
  • the AC 3 temperature is determined by the chemical composition of the steel pipe, and can be determined by experiment. Its range is generally below 900 ° C.
  • the second phase phase other than ferrite
  • austenite may be in the second phase.
  • diameter reduction rolling is performed at a temperature at which ferrite becomes a main phase (a phase having a volume ratio of 50% or more).
  • the gist of the present invention is to reduce the diameter of a steel pipe in a temperature range that is a ferrite phase.
  • the heating temperature before the diameter reduction rolling may be any of a temperature at which a single phase of austenite, a temperature of two phases of austenite and ferrite, a temperature of a single phase of ferrite, and the like.
  • rolling may be performed at a temperature at which the austenite single phase or the main phase is formed.
  • FIG. 3 shows that ERW pipes manufactured from a steel strip having the same composition as steel A in Table 1 by the usual method were subjected to various heating temperatures and reduced under the conditions of a diameter reduction rate of 30% and a rolling temperature of 700. It is a graph which shows the relationship between the heating temperature of the steel pipe manufactured by diameter rolling, and a wall thickness deviation rate. From FIG. 3, it can be seen that heating before diameter reduction rolling is preferably equal to or higher than the Ac i temperature in order to suppress uneven thickness and wrinkling near the seam.
  • the Ac i temperature is a temperature determined by the chemical composition of the steel pipe, and may be determined experimentally. Its temperature is above about 800 ° C. However, if the heating temperature is too high, there is a problem that the crystal grain size becomes too large and the surface is roughened during processing.
  • Cooling after heating does not need to be particularly limited. After the heating, for example, the steel may be cooled to a temperature at which the ferrite becomes a main phase and subjected to diameter reduction rolling, or may be cooled to room temperature, reheated and then subjected to diameter reduction rolling.
  • the steel pipe after the diameter-reduction rolling is subjected to a heat treatment for holding the steel pipe at a temperature of 600 ° C. to 900 ° C. for 1 second or more.
  • the heat treatment is preferably performed under the conditions of a holding temperature of 600 ° C. or more and 900 or less and a holding time of 1 second or more.
  • the heat treatment may be performed during cooling after the diameter reduction rolling, or may be performed by reheating the steel pipe after the completion of the cooling.
  • a hot-rolled steel sheet having the chemical composition shown in Table 1 was formed into an ERW steel pipe by a normal method, and was subjected to diameter reduction rolling under the conditions shown in Table 2. Heating before diameter reduction rolling reaches the temperature shown in Table 2, Performed without holding or for 1-600 seconds. The circumferential position of the obtained steel pipe is 0 °, 90 °, 180 °.
  • the JIS 12 No. A tensile test specimen was sampled from 270 °, subjected to a tensile test nominal strain 6% to 7% Paste strain gauges gauge length 2 mm, width direction to the true strain £ L in the longitudinal Direction The true distortion E w of the sample was measured, and the r value was calculated from the slope P.
  • Table 3 shows the results together with the tensile strength (TS) and elongation (E1).
  • the r value reached 1.2 or more at any circumferential position, whereas in the comparative example, the r value was less than 1.2. Further, those having a heating temperature of Ac 1 or higher have a small wall thickness unevenness and do not have wrinkles. Industrial applicability
  • region including the seam part of a steel pipe is high, and the high workability steel pipe with favorable shape can be provided. Bending of steel pipes ⁇ The limits of pipe expansion are greatly improved, and the process can be omitted and the weight can be reduced by integral molding. Furthermore, it was difficult to increase the r-value by the conventional manufacturing method of simply welding electric steel sheets to high-strength steels such as hot-rolled steel sheets and dual-phase steels, as well as low-carbon steel, medium-carbon steel, and high-carbon steel. High r-values can be obtained even with ERW steel pipes used as the material. Expanding the scope of bending of steel pipes is important for industrial development.

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Description

明細書
高加工性鋼管およびその製造方法
技術分野
本発明は、 加工性に優れた鋼管およびその製造方法に関する。 背景技術
軽量化、 コストダウンのために、 電縫鋼管を自動車部品に適用することが検討 されている。 しかし、 従来の電縫鋼管では、 十分な加工性が得られていなかった。 例えば、 自動車の足回り部品では、 曲げ加工が行われる。 しかし、 従来の電縫鋼 管では、 曲げの外側の減肉が大きく、 著しい場合には破断するという問題があつ た。 また、 破断しない場合でも減肉が大きいと設計応力を満足するために厚肉材 を用いる必要があるので、 十分軽量化できない。
このような問題に対しては、 例えば特開昭 55— 56624 号公報に開示されている ように、 管軸方向の r値 （ランクフォード値） を向上させることが有効であるこ とが知られている。 しかし、 鋼管の r値を高くする方法としては、 例えば特開平 6 -41689 号公報に開示されているように、 鋼管の素材である帯鋼の r値を高く することが知られているのみである。 電縫鋼管を製造するとき、 シーム溶接で溶 解または変態した部分の r値が低下するという問題があった。 また、 熱延鋼板、 高張力鋼板、 低炭素、 中炭素、 高炭素鋼板といった高 r値が得られていない鋼板 に対しては適用できないといった問題があった。
そこで、 本発明は、 シーム溶接で溶解または変態した部分がそうでない部分と 同程度に高い管軸方向 r値を有して加工性、 特に曲げ加工性に優れた鋼管および その製造方法を提供することを目的とする。 発明の開示
本発明者らは、 上記の課題を解決するにあたって、 シーム近傍の溶接部の r値 を向上させるためには、 電縫鋼管を加工、熱処理することが必要であると考えた。 そして、 高 r値を有する冷延帯鋼を電縫溶接して得た鋼管について、 円周方向全 位置を均等に加工、 熱処理する方法を研究した。 この研究の過程において、 電縫 鋼管を、 600 °C以上でかつ Ac 3以下の温度域で、 縮径率 30%以上で縮径圧延する 方法 （以下 「本発明による方法」 と呼ぶ） により、 長手方向 （管軸方向） r値が シーム部分を含む円周方向全位置で 1. 2 以上、 さらには 1. 6 以上と著しく向上す ることを発見した。
さらに、 本発明による方法を種々の鋼板を素材帯鋼とした電縫鋼管に適用した 結果、 もとの帯鋼の r値に関係なく高い r値が得られることを発見した。 また、 本発明による方法によれば、 従来薄鋼板で高 r値を得るためになされていた成分 の制限、 すなわち。、 N量の低減および Ti、 Nb等スタビラィズ元素の添加は必要 ないことが判明した。 それゆえ、 帯鋼では高 r値化が困難であった熱延鋼板、 デ ュアルフェーズ鋼等の高張力鋼、 および低炭素鋼、 中炭素鋼、 高炭素鋼を素材帯 鋼に用いる場合でも、 高 r値を有する電縫鋼管を製造することができる。
鋼板では高 r値でなくても鋼管では高 r値になる理由について、 本発明者らの 考察を以下に述べる。
600 °C以上かつ Ac 3以下の温度域で縮径率 30%以上の縮径圧延を施すと、 長手 方向に〈110〉 軸、 半径方向に〈111〉 〜く 110> 軸がそれぞれ平行な理想的な圧延集 合組織が形成され、 さらに、 回復、 再結晶して発達する。 この集合組織によって 高 r値が得られる。 圧延による集合組織は、 加工歪みによって結晶が回転するた めに、 極めて駆動力が大きい。 この集合組織は、 薄鋼板で高 r値を得るときに再 結晶よって作り出される集合組織とは異なり、 第二相や固溶炭素の影響を受けに くい。 その結果、 鋼板製造段階では高 r値化が困難であった帯鋼種であっても、 鋼管製造段階では高 r値が得られる。
また、 低温で縮径圧延を行っても高 r値が得られないのは、 加工硬化が大きく て理想的な結晶回転が起こらないためか、 あるいは、 温度が低くて十分な回復、 再結晶が生じないためである。 また、 冷間で縮径圧延した後、 再結晶焼鈍する方 法では高 r値が得られないのは、 冷延、 再結晶では第二相や固溶炭素の影響によ り集合組織が発達しないためである。
なお、 薄鋼板製造分野では、 鋼を熱間フェライト域で板圧延する高 r値鋼板の 製造方法が知られている。 この高 r値鋼板の製造方法は、 C、 N量を低減し、 か つ Ti、 Nb等スタビラィズ元素を添加した鋼を低温圧延し、 さらに、 再結晶させる ことに特徴がある。 この低温板圧延は本発明による方法の高温縮径圧延とは異な る。 実際、 前記フェライト域板圧延を 600 °C以上で行うと、 r値は向上するどこ ろか逆に著しく低下する。 これは、 圧下が板厚方向にかかる板圧延では、 圧下が 円周方向にかかる鋼管の縮径圧延とは歪の向きが異なるため、 r値に有利な集合 組織が発達しないからである。
さらに調査を続けた結果、 本発明による方法において、 縮径圧延前に電縫鋼管 をー且 AC l温度以上に加熱し、 部分的にまたは全体的にオーステナィト変態させ ると、 シームの焼入れ組織とその他の部分の機械的性質の差が小さくなつて、 偏 肉率が著しく低下し、 かつシーム近傍のしわ発生が抑制できることを見出した。 本発明は、 以上の知見に基づいてなされたものであり、 その要旨は以下のとお りである。
( 1 ) シーム部分を含む円周方向全域で 1. 2 以上、 より好ましくは 1. 6 以上の 長手方向 r値を有する高加工性鋼管。
( 2 ) 帯鋼を電縫溶接してなる鋼管に、 600 以上かつ Ac 3以下の温度域で縮 径率 30%以上の縮径圧延を施すことを特徴とする高加工性鋼管の製造方法。
( 3 ) 帯鋼を電縫溶接してなる鋼管に、 AC l温度以上の加熱付与後直ちに、 あ るいは冷却 ·再加熱した後、 600 °C以上かつ Ac 3 以下の温度域で縮径率 30%以 上の縮径圧延を施すことを特徴とする高加工性鋼管の製造方法。
( 4 ) 前記縮径圧延した鋼管を、 該圧延後の冷却中に、 または該冷却完了後に 再加熱して、 600 °C以上 900 °C以下で 1秒以上保持する熱処理を行うことを特徴 とする （2 ) または （3 ) に記載の高加工性鋼管の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1 縮径圧延鋼管の長手方向 r値と縮径率の関係を示すグラフである。
図 2 縮径圧延鋼管の長手方向 r値と圧延出側温度の関係を示すグラフである。 図 3 縮径圧延鋼管のシームの偏肉率と縮径圧延前加熱温度の関係を示すグラフ である。 発明を実施するための最良の形態
本発明に係る高加工性鋼管は、 その長手方向 r値が、 シーム部分を含む円周方 向全域で 1. 2 以上である。 この理由は、 r値 1. 2 以上において鋼管の曲げ加工性 が著しく向上するためである。 なお、 r値 1. 6 以上で曲げ加工性がさらに向上す るので、 r値 1. 6 以上の高加工性鋼管がより好ましい。
上記の高加工性鋼管は、 電縫溶接されたシームを有する鋼管に、 600 °C以上か つ Ac 3以下の温度域で縮径率 30%以上の縮径圧延を施すことによって製造するこ とができる。 r値は縮径圧延の縮径率と温度に影響される。
図 1は、 表 1の鋼 Aと同じ組成の帯鋼から通常の方法で製造した電縫鋼管を出 側温度 730 °Cの条件のもとに、 縮径率を変えて縮径圧延した鋼管の円周方向位置 0 ° 、 90° 、 180 ° 、 270 ° における長手方向 r値と縮径率の関係を示すグラフ である。 なお、 シーム位置を 0 ° とした （以下同じ） 。 図 1より、 円周方向位置 によらず縮径率 30%以上で 1. 3 以上の r値が得られ、 さらに縮径率 50%以上で 1. 6 以上の r値が得られることがわかる。
図 2は、 表 1の鋼 Aと同じ組成の帯鋼から通常の方法で製造した電縫鋼管を出 側温度を種々変えて、 縮径率 30%の条件のもとに縮径圧延して製造した鋼管の円 周方向位置 0 ° 、 90° 、 180 ° 、 270 ° における長手方向 r値と出側温度の関係 を示すグラフである。 図 2より、 出側温度 600 °C以上で 1. 2 以上の r値が得られ ることがわかる。
このような実験結果に基づいて、 縮径圧延温度の下限を 600 °C、 縮径率の下限 を 30%とした。 また、 縮径圧延温度の上限は、 鋼組織がフェライトを含む温度域 の上限、 Ac 3温度とする。 フェライ トを含まない組織の鋼を縮径圧延しても r値 は向上しなレ、。 この AC 3温度は鋼管の化学成分によって決まる温度であり、 実験 によって決定することができる。 その値域はおおむね 900 °C以下である。 本発明 では、 組織にフェライトが含まれている限り、 第二相 （フェライト以外の相） に 特段の制限はない。 例えばオーステナイトが第二相をなしていてもかまわない。 より好ましいのは、 フェライトが主相 （体積率 50%以上の相） になる温度で縮径 圧延することである。
本発明の骨子は、鋼管をフェライト相である温度域で縮径圧延することである。 r値を向上させる観点からは、 縮径圧延の前履歴に特段の制限はない。 例えば、 前記縮径圧延の前の加熱温度は、 オーステナィ ト単相になる温度、 オーステナイ トとフェライトの二相になる温度、 フェライト単相になる温度等のいずれであつ てもよい。 さらに、 前記縮径圧延の前にオーステナイト単相または主相になる温 度での圧延を行ってもよい。 図 3は、 表 1の鋼 Aと同じ組成の帯鋼から通常の方法で製造した電縫鋼管を加 熱温度を種々変えて、 縮径率 30%、 圧延温度 700 の条件のもとに縮径圧延して 製造した鋼管の加熱温度と偏肉率の関係を示すグラフである。 図 3から、 縮径圧 延前の加熱は、 Ac i温度以上とするのがシーム近傍の偏肉やしわ発生を抑制する 上で好ましいことがわかる。 この Ac i温度は、 鋼管の化学成分等によって決まる 温度であって、 実験的に決定すればよい。 その温度はおおよそ 800 °C以上である。 ただし加熱温度が高くなりすぎると、 結晶粒径が大きくなりすぎて加工時に肌荒 れが生じる等の問題があるため、 900 °C以下が好ましい。
加熱後の冷却は特に制限する必要はない。 加熱後例えばフェライトが主相とな る温度まで冷却して縮径圧延してもよいし、 ー且室温まで冷却し、 再加熱して縮 径圧延してもよレ、。
さらに、 本発明では、 前記縮径圧延の後の鋼管に、 600 °C以上 900 °C以下で 1 秒以上保持する熱処理を施すことがより好ましい。
本発明では、 600 eC以上で縮径圧延を行うので加工硬化が小さく、 そのままで も十分な加工性が得られる。 前記縮径圧延後さらにある温度にある時間だけ保持 する熱処理を行うことにより、 伸び、 r値がよりいつそう向上する。 この効果は、 600 °C以上で 1秒以上保持することで現れる。 しかし、 保持温度が 900 °Cを超え ると、 組織がオーステナイト単相に変態し、 集合組織がランダムとなって r値が 低下する。 そのため、 前記熱処理は、 保持温度 600 °C以上 900 以下、 保持時間 1秒以上の条件で行うことが好ましい。 なお、 前記熱処理は、 縮径圧延後の冷却 中に行ってもよく、 また、 この冷却を終えた後の鋼管を再加熱して行ってもよレ、。 実施例
表 1に示す化学組成になる熱延鋼板を、 通常の方法により電縫鋼管となし、 表 2に示す条件で縮径圧延した。 縮径圧延前の加熱は、 表 2に記した温度に到達後、 保持することなく、 または 1〜600 秒の保持で行った。 得られた鋼管の円周方向 位置 0 ° 、 90° 、 180 。 、 270 ° から J I S 12号 A引張試験片を採取し、 ゲージ 長さ 2 mmの歪みゲージを貼り付けて公称歪み 6〜7 %の引張試験を行い、 長手方 向の真歪み £ L に対する幅方向の真歪み E w を測定し、 その傾き Pから、 r値 を計算した。 すなわち
P — ε L / ε w
r値 = ρ / ( - 1 - ρ ) 。
また、 シーム部分の肉厚 tsとその他の部分の平均肉厚 tbを測定し、 偏肉率 ηを 計算した。 すなわち
偏肉率 J? % = (ts- tb) /tb X 100%
また、 鋼管軸直交断面のシーム近傍部 50倍拡大像を観察し、 しわ発生の有無を判 定した。
その結果を引張強さ （TS) 、 伸び （E1) と共に表 3に示す。
本発明の実施例ではいずれの円周方向位置でも r値が 1. 2 以上に達しているの に対し、 比較例では r値が 1. 2 を下回っている。 また、 加熱温度 Ac 1以上のもの は、 偏肉率が小さく、 しわ発生がない。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 鋼管のシーム部分を含む円周方向全域の r値が高く、 形状も 良好な高加工性鋼管を提供できる。 鋼管の曲げ加工ゃ拡管加工の限界が著しく向 上して一体成形による工程省略や軽量化ができる。 さらに、 鋼板を単に電縫溶接 する従来製造方法では高 r値化が困難であった、 熱延鋼板、 デュアルフェーズ鋼 等の高張力鋼、 および、 低炭素鋼、 中炭素鋼、 高炭素鋼を素材とした電縫鋼管で も高 r値が得られる。 鋼管曲げ加工の適用範囲が拡大するため、 産業の発展に大
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※有効縮径率： 600 以上でかつ Ac 3 以下の温度域での縮径率 ※※冷却 ·再加熟後圧延 （他 I* &卩熱後直ちに圧延） 表 3
Figure imgf000013_0001
厚 = 1.6mm

Claims

請求の範囲
1 . シーム部分を含む円周方向全域で 1. 2 以上の長手方向 r値を有する高加工 性鋼管。
2 . 帯鋼を電鏠溶接してなる鋼管に、 600で以上かつ Ac 3 以下の温度域で縮径 率 30%以上の縮径圧延をする高加工性鋼管の製造方法。
3 . 請求項 2において、 帯鋼を電縫溶接してなる鋼管に、 AC 1 温度以上の加熱 付与後直ちに、 あるいは冷却 ·再加熱して、 600 で以上かつ Ac 3 以下の温度域 で縮径率 30%以上の縮径圧延をする高加工性鋼管の製造方法。
4 . 前記縮径圧延した鋼管を、 該圧延後の冷却中に、 または該冷却完了後に再 加熱して、 600 °C以上 900 °C以下で 1秒以上保持する熱処理を行うことを特徴と する請求項 2または 3に記載の高加工性鋼管の製造方法。
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