專利名稱：耐震性優異的壓彎冷成形圓形鋼管的制造方法
技術領域：
本發明涉及一種通過冷成形將鋼板制造成鋼管后不進行熱處理，而是應用壓彎冷成形法制造鋼管抗拉強度為490MPa級以上這樣的冷成形圓鋼管的方法，特別是涉及用于制造耐震性優異，能夠適用于建筑結構物的壓彎冷成形圓鋼管的有用的方法。
背景技術：
在使用于建筑結構物的柱材上的圓形鋼管中，從耐震安全性的觀點出發，要求屈服比YR(＝屈服應力YS/抗拉強度TS)為85％以下。另一方面，作為通過冷形成來制造鋼管的方法，除了管線用鋼管所適用的UOE成形法(Uing press-Oing press-expande法)以外，基本上采用的是壓彎冷成形法(以下簡稱為“壓彎法”)。
上述成形法之中，據UOE成形法可以以高效率進行高精度的加工，但是由于設備能力的界限，僅限于鋼板厚度t低于40mm，t/D(D鋼管的外徑)低于0.05的情況。相對于此，壓彎法是將鋼板的一部分(直線部)進行壓模彎曲加工，依次使壓模位置移動而成形為圓形的方法，是加工能力高的方法。因此，在諸如建筑結構物的柱材上所使用的這種鋼板厚度為40mm以上的厚鋼板，t/D為0.05～0.10這樣有強加工要求的鋼管的成形中，將應用壓彎法。
由這樣的壓彎法進行t/D為0.05以上的彎曲形成時，因為屈強度YR的上升變大，大多超過85％，所以不得不對成形后(制管后)的鋼管實施以除去殘留應力為目的退火(Stress RelievingSR處理)，這招致了高成本化、工期的長期化及生產效率的降低。
另外在冷成形后不進行熱處理的方法中存在的實際情況是，在加工度(t/D)小的(例如低于0.05)的鋼管中，能夠確保屈服比YR在85％以下，但若加工度(t/D)變大(例如在0.05以上)，則無法制造屈強比確保在85％以下的鋼管。
作為涉及冷成形鋼管和適用于這種鋼管的鋼板技術，至今為止有各種提案。例如在特開2005-163159號公報中公開有，作為制造用于590MPa級的建筑用低屈服比鋼管的鋼板的技術，是通過從熱軋后Ar3溫度以下直接淬火，其后不進行回火的方法，和再加熱至Ac1～Ac3的溫度范圍并淬火，其后不進行回火的方法等，制造抗拉強度為680MPa以上、屈強比YR為80％以下的鋼板，對鋼管進行冷成形后以Ac1以下的溫度進行熱處理，由此將鋼管的抗拉強度TS調整到適當的范圍。
然而，該技術以冷成形后以Ac1以下的溫度對鋼管進行熱處理為前提，雖然在鋼板階段的屈服比YR低，但韌性低，而且抗拉強度TS變得過高，因此必須進行制管后的熱處理，從而不能解決高成本化、工期的長期化及生產效果降低這樣的問題。
在特開平6-128641號公報中，作為建筑用低屈服比鋼板的制造方法，提出的方法有，在熱軋后，通過冷成形對空冷或水冷的鋼板在加工度(t/D)為0.10以下(10％以下)的范圍進行制管，將該鋼管再加熱到700～850℃的溫度再退火的方法。另外在特開2004-300461號公報中，公開了將鋼板加熱到Ac3以上的溫度后急冷至室溫，其后加熱到Ac1～Ac3的二相域溫度后，將空冷的鋼板進行制管，此外再加熱到500～600℃的溫度范圍的方法。這些技術與上述特開2005-163159號公報一樣，是以冷成形后(制管后)進行熱處理為前提的技術，仍存在高成本化、工期的長期化及生產效果降低這樣的問題。
另一方面，作為在成形后對鋼管不實施熱處理的方法，也提出有例如特開平7-109521號公報這樣的技術。在該技術中，采用的鋼板是在熱軋后再加熱到Ac3～1000℃進行淬火，接著再加熱到700～850℃的溫度進行淬火，再在Ac1點以下進行回火處理，將鋼板的屈服比YR控制在YR(％)≤80-0.8×[(t/D)×100]的鋼板，在t/D≤0.10的范圍通過冷成形制作鋼管，由此得到板厚100mm以下，管軸向的YR為80％以下的建筑用低屈服比600MPa級鋼管。
另外，在特開平6-264144號公報中公開的方法是，熱軋后從750℃以上的溫度到常溫進行淬火，接著再加熱到700～850℃的溫度進行淬火，再在Ac1點以下進行回火處理，由此將鋼板的屈服比YR控制在YR(％)≤80-0.8×[(t/D)×100]，通過冷成形將此鋼板制作成鋼管。
此外，在特開平6-264143號公報中公開的方法是，將終軋溫度設為Ar3+120℃～Ar3+20℃進行軋制后空冷，從Ar3-20℃～Ar3-100℃到200℃以下進行淬火，再以Ar3以下的溫度進行回火，由此將鋼板的屈服比YR控制在YR(％)≤80-0.8×[(t/D)×100]，通過冷成形將此鋼板制作成鋼管。
上述特開平7-109521號公報、特開平6-264144號公報、特開平6-264143號公報的技術，雖然是關于590MPa級的鋼管，但是只實現了屈服比YR的降低，而將鋼管規格的屈服應力YS和抗拉強度TS直接用于鋼板。因此，難以達成所謂鋼板中適當的屈服應力YS和抗拉強度TS。由此，成形為鋼管后屈服應力YS和抗拉強度TS將從鋼管的最佳值很大地脫離而大幅超出。若鋼管的強度變得過高，則鋼管柱的耐震性(屈服比YR、韌性)劣化，并且因為無法進行鋼板階段的屈服應務YS和抗拉強度TS的控制，成形為鋼管后的屈服應力YS和抗拉強度TS的變動大，建筑結構物均一的塑性變形能降低，作為結構物的耐震性將產生問題。為了避免這樣的問題，最終是需要在鋼管成形后進行熱處理。
另外，在只將屈服比YR降低至80-0.8×[(t/D)×100](％)左右(例如，t/D為0.1的時候YR處于72％左右)的鋼板中，加工度(t/D)小的鋼管中能夠制管，而進行加工度(t/D)為0.1的強彎曲加工時，屈服比YR上升得過大，遠遠超過屈服比YR的上限(85％)的情況變多，結果是需要鋼管的熱處理。因此，只將鋼板的屈服比規定在此程度，還是不能確實地獲得冷成形狀態無需熱處理的鋼管。
除了上述技術以外，作為了包括鋼管成形條件的技術，例如在特開平10-31081號公報中，提出了不需要制管后的熱處理的鋼管的制造方法，其是以Ar3以上的溫度熱軋后，加速冷卻至Ar3-50℃±30℃，然后保持1～150秒后，以1～40℃/秒的冷卻速度加速冷卻至400～600℃，將所得到的鋼板進行制管，再進行擴管。然而，該技術假定是制造管線用鋼管，鋼板厚度被限定至50mm，而且在造管后需要擴管率0.8％以上的擴管工序。
另外在特開平5-156357號公報中，提出有無需制管后的熱處理的490MPa級鋼管的制造方法，其是通過在780℃以上的溫度終止軋制，其后根據UOE法對空冷的鋼板進行制管。然而，該技術也是假管為管線用鋼管的制造，用UOE法鋼板厚度限制在50mm左右，不能應用在鋼板厚度達到50～100mm的厚鋼板上。
發明內容
本發明在這樣的狀況下而進行，其目的在于提供一種用于制造通過壓彎法將板厚為50mm以上這樣的厚鋼板成形為鋼管時，即使在成形后不實施SR處理，仍能夠發揮規定的機械特性的抗拉強度490MPa級以上的低屈服比冷成形圓形鋼管的有效的方法。
能夠達成上述目的的本發明的制造方法，是通過壓彎冷成形制造抗拉強度為490MPa級以上、屈服比為85％以下的圓形鋼管的方法，準備一種鋼板，通過壓彎冷成形將所述鋼板制成圓形鋼管，不用進行壓彎冷成形后的熱處理，該鋼板含有C0.02～0.20％(質量％的意思，下同)、Si0.05～0.5％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.1％及N0.002～0.007％，并且P和S分別抑制在P0.02％以下及S0.008％以下，余量是Fe和不可避免的雜質，厚度為t(mm)，并將所述鋼板控制為，在設所述鋼管的外徑為D(mm)，鋼管制品規格的屈服強度為YS0(MPa)以上，抗拉強度為TS0(MPa)以上時，使屈服強度為(YS0-980t/D)～(YS0-980t/D+120)(MPa)，抗拉強度為(TS0-560t/D)～(TS0-560t/D+100)(MPa)，屈服比為(75-82t/D)(％)以下，距表里面的深度1mm的硬度為HV140～200。
在本發明作為對象的鋼坯中，根據需要還含有如下等元素也有效(a)從Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％所構成的群中選擇的1種以上；(b)Nb0.005～0.05％；(c)V0.005～0.1％；(d)B0.0005～0.003％；(e)Ca0.0005～0.005％及/或稀土類元素0.005～0.05％；(f)Ti0.005～0.025％，根據這些所含有的成分能夠使鋼管的特性進一步提高。
根據本發明，通過適當調整鋼板的化學成分組成，并且采用實施了適當的熱處理的厚鋼板，從而通過壓彎法成形為鋼管后，即使不實施SR處理也能夠得到低屈服比、490MPa級以上的冷成形圓形鋼管，該鋼管能夠適用于有耐震性要求的建筑結構物。
圖1是表示加工度(t/D)與成形后的屈服應力變化量ΔYS的關系的曲線圖。
圖2是表示加工度(t/D)與成形后的抗拉強度變化量ΔTS的關系的曲線圖。
圖3是表示加工度(t/D)與成形后的屈服比變化量ΔYR的關系的曲線圖。
具體實施例方式
建筑結構物用的圓形鋼管柱材，以厚鋼板作為原材來使用，應用壓彎法通過擠壓彎曲加工將其制管，但是如果根據這種方法進行強加工(所述加工度t/D在0.5以上)，則制管后的屈服比YR的上升變大，因此為了降低屈服比YR，一般在冷成形(制管)后進行SR處理。然而，在制管后實施熱處理在成本或生產效率的方面存在問題。由此本發明者們從各種角度研究了在制管后能夠省略SR處理的方法。特別是，上述熱處理因為也有使冷成形后的鋼管品質穩定化的效果，所以為了在制管后省略熱處理，還要基于使制管后的品質穩定化為重要的發現進行研究。
根據本發明者們的研究，判明了冷成形后的機械的特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)的變化量，僅根據拉伸應變的變化量的測定是不能把握(預測)的。例如，存在有拉伸預應變后的屈服應力YS和抗拉強度TS的變化量記載為日本焊接協會的WES規格(WES2808-2003)，但是制管后的變化量根據WES規格的記載不能預測的情況。作為這樣的情況列舉下述(a)～(c)三點。
(a)WES規格中拉伸預應變的方向和預應變后的拉伸試驗的方向為同一方向，但是制管的彎曲應變方向與制管后的拉伸試驗方向成直角方向。
(b)WES規格的拉伸預應變，因為被均一地附加到全體板厚，所以預應變后的拉伸試驗為采用均一的預應變材的試驗，但是經彎曲加工的應變最表面的應變最大，在板厚方向應變分布傾斜，因此彎曲加工后的拉伸試驗中，將評價在試驗片的截面方向有預應變分布的材料的抗拉特性。
(c)在WES規格中是理想的均一拉伸預應變后的抗拉特性，但是在實際的彎曲加工中，進行擠壓彎曲的壓模的部分和沒有壓模的部分應變不同，在內周向沒有均一的預應變。
如此，擠壓彎曲加工后的機械的特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)的變化量，因預應變方向不同帶來的鮑欣格(bauschinger)效果，和板厚方向的應變分布不同，壓模彎曲應變的影響等，與理想的拉伸預應變后的機械的特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)的變化量不同，所以不能正確地預測制管后的機械的特性。
根據WES規格，將預應變量設為ε時，屈服應力YS的變化量ΔYS，抗拉強度TS的變化量ΔTS分別由ΔYS＝4400ε，ΔTS＝800ε賦予。但是，拉伸應變和彎曲應變是根本不同的概念，不能使之做此對應。即，如果不考慮拉伸應變量，不考慮彎曲加工度(t/D)這樣的必要條件，則不能正確地評價成形后的鋼管的機械的特性的變化量。
因此，本發明者們就預應變方向的差異的影響、實際的彎曲加工后的拉伸性能的變化量進行了各種的實驗。于是，在與拉伸預應變的方向成直角方向的實驗結果中，屈服應力YS的變化量(ΔYS)不管是不是相同的預應變，都成為二分之一以下這樣的結果。關于這種現狀發生的理由，被明確地認為來自鮑欣格效果這種新的現象，由此判明以WES規格這樣的預應變公式無論如何也不能預測。
另外加上彎曲加工這種未知的要素時，判明彎曲加工造成的加工硬化比拉伸造成的加工硬化大。即，抗拉強度TS的變化量(ΔTS)與WES規格預測的變化量相比，能夠得到大1.5倍左右這樣的結果。之所以會產生這樣的結果，被認為是由于擠壓彎曲成形中塑性變形量變大。
在彎曲加工后不實施熱處理時，如果不能正確地預測彎曲加工后的拉伸特性的變化量，則不能穩定確保鋼管的拉伸特性，但是在至今為止的技術中預測彎曲加工后的機械特性并制造鋼管仍很困難。
本發明者們對于各種的鋼板(滿足本發明規定的化學成分的)進行擠壓彎曲加工成形時，對其機械的特性的變化量(所述ΔYS、ΔTS、ΔYR)與加工度(t/D)的關系進行了調查(拉伸試驗條件參照后述實施例)。其結果在圖1～3中顯示(x軸為t/D，y軸為ΔYS、ΔTS或ΔYR)。即，圖1表示加工度(t/D)與成形后的屈服應力變化量ΔYS的關系，圖2表示加工度(t/D)與成形后的抗拉強度變化量ΔTS的關系，圖3表示加工度(t/D)與成形后的屈服比變化量ΔYR的關系。
設鋼板厚度為t，鋼管的外徑為D時，對應彎曲加工度(t/D)的變化量(ΔYS、ΔTS、ΔYR)由最小二乘法計算出近似值，其結果判明，在加工度(t/D)為0.05～0.1的范圍，下述(1)～(3)式的關系成立(參照所述圖1～3)。
ΔYS＝980(t/D)+40(MPa)…(1)ΔTS＝560(t/D)(MPa) …(2)ΔYR＝82(t/D)+8(％) …(3)根據這些關系式，對應鋼管的彎曲加工度可以預測鋼管成形后的機械特性，因此通過設定鋼板的目標品質，以及控制鋼板的品質，可以高精度地管理鋼管的品質。即，設鋼管制品規格的屈服應力YS的下限為YS0(MPa)，抗拉強度TS的下限為TS0(MPa)，屈服比YR的上限為85％時，如果作為目標的屈服比YR為83％，則根據490～550MPa級的鋼板規格的屈服應力YS和抗拉強度TS的平衡，成為鋼管的目標的屈服應力YS能夠設定為YS0(MPa)+100(MPa)，成為鋼管的目標抗拉強度TS能夠設定為TS0+50(MPa)。
此外，如果考慮到鋼板自身的機械特性的偏差和成形為鋼管后的機械特性的偏差，把鋼板的目標YS量程(range)設為120MPa，把目標TS量程設為100MPa，則作為所使用的鋼板的目標被管理的機械特性需要在下述(4)～(6)式的范圍。
YS(YS0-980t/D)～(YS0-980t/D+120)(MPa) …(4)TS(TS0-560t/D)～(TS0-560t/D+100)(MPa) …(5)YR(75-82t/D)[即，(83-82(t/D)-8)]％以下 …(6)不論鋼管規格，明確鋼板階段的目標性能而進行制造管理，使冷成形后的鋼管的機械特性穩定化，能夠在制管后省略熱處理。即，為了省略制管后的熱處理，且使制管后的品質穩定化，高精度地預測制管后的機械特性的變化量，并基于此預測在鋼板階段構建適當的品質極其重要。
還有，若制管前的鋼板表里面的硬度過高，則在擠壓彎曲加工時會發生裂紋，因此需要使距鋼板的表里面1mm的截面硬度以維氏硬度HV計為200以下。但是，若表里面硬度過低，則不能確保擠壓彎曲加工后的鋼管的抗拉強度TS在490MPa級以上，因此需要鋼板階段的表里面硬度為140HV以上。
其次，對于本發明中如上所述的鋼板中的化學成分組成的限定理由進行說明。本發明中使用的鋼板，如上述含有C0.02～0.20％、Si0.05～0.5％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.1％及N0.002～0.007％，并且P和S分別抑制在P0.02％以下及S0.008％以下，這些元素的范圍限定理由如下。
(C0.02～0.20％)C是在強度上升方面有效的元素，但是若過量地含有，則有馬氏體組織等的硬化組織產生，因此淬火后的表面附近變硬，不僅彎曲加工性劣化，而且成為焊接性和韌性劣化的原因，所以C含量的上限為0.20％。然而，若C含量低于0.02％，則會發生強度不足(抗拉強度低于490MPa)。還有，C含量的優選下限為0.05％，優選上限為0.16％。
(Si0.05～0.5％)為了脫氧而需要使Si含有0.05％以上，但是若超過0.5％過量地含有，則焊接性將降低。由此，需要Si含量為0.05～0.5％。還有，Si含量的優選下限為0.1％，優選上限為0.4％。
(Mn0.50～2.0％)Mn是有效地將強度和韌性一起提高的元素。為了發揮這樣的效果，需要使Mn含有0.50％以上。然而若使Mn過量地含有，則焊接性劣化，因此其上限為2.0％。還有，Mn含量的優選下限為0.8％，優選上限為1.6％。
(Al0.01～0.1％)為了脫氧而需要至少含有0.01％的Al，但是若過量含有，則非金屬夾雜物增加韌性降低，因此需要其在0.1％以下。還有，Al含量的優選下限為0.02％，優選上限為0.05％。
(N0.002～0.007％)N會在煉鋼時不可避免混入，完全地除去很困難，因此其下限為0.002％。另外若N含量變得過量，則會因冷彎曲加工后的應變時效造成韌性劣化，因此需要其在0.007％以下。還有，N含量的優選上限為0.006％。
(P0.02％以下)P是不可避免地混入的雜質，但若其含量過量，則使鋼板的韌性劣化，因此需要將其抑制在0.02％以下。還有，P含量優選抑制在0.015％以下。
(S0.008％以下)S也是不可避免混入的雜質，但若其含量過量，則使鋼板厚度方向的性能劣化，并且在板厚中心部生成MnS夾雜物，在彎曲加工時導致來自該界面的裂紋發生，因此需要將其抑制在0.008％以下。還有，S含量優選抑制在0.006％以下。
在本發明所使用的鋼板中，除上述成述以外，余量是Fe和不可避免的雜質，不過也可以包含熔煉上不可避免地混入的微量成分(允許成分)(例如Co、Mg、Zr等)，這樣的鋼板也包含于本發明中使用的鋼板的范圍內。另外，在本發明使用的鋼板中，根據需要還含有如下等元素也有效(a)從Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％構成的群中選擇至少1種；(b)Nb0.005～0.05％；(c)V0.005～0.1％；(d)B0.0005～0.003％；(e)Ca0.0005～0.005％及/或稀土類元素0.005～0.05％；(f)Ti0.005～0.025％，使這些成分含有時的范圍限定理由如下。
(從Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％構成的群中選擇的1種以上)這些元素是在使鋼板的強度提高上有效的元素。為了發揮此效果，對于任意元素而言，優選均至少含有0.1％。另一方面，若其含量變得過量，則會使焊接性劣化。由此，對于Cu、Cr及Mo來說需要在1％以下，對于Ni來說需要在1.5％以下。
(Nb0.005～0.05％)Nb在加熱時使之固溶并軋制，由此會延遲奧氏體的再結晶，將應變導入奧氏體中，從而發揮使冷卻至室溫后的鋼板的強度和韌性提高的效果。為了發揮此效果，優選至少含有0.005％。該效果隨其含量增加而增大，但若過量含有，則焊接部的HAZ(熱影響部)韌性將劣化。由此，使Nb含有時，優選達到0.05％左右。Nb含量的更優選上限為0.025％左右。
(V0.005～0.1％)V是在提高鋼板的強度和韌性上有效的元素。為了發揮此效果，優選至少含有0.005％。另一方面，若其含量變得過量，則焊接部的HAZ韌性劣化。由此，含有V時優選其達到0.1％左右。
(B0.0005～0.003％)B在少量的含量下是在大幅提高鋼板強度上有效的元素。為了發揮該效果，優選至少含有0.0005％。另一方面，若其含量變得過量，則焊接性劣化，因此優選其達到0.003％左右。
(Ca0.0005～0.005％及/或稀土類元素0.005～0.05％)Ca和稀土類元素(以下簡述為“REM”)是在控制MnS系夾雜物的形態，并在改善鋼板厚度方向的特性上有效的元素。為了發揮該效果，優選使Ca至少含有0.0005％，使REM至少含有0.005％。這一效果隨著其含量的增加而增大，但若過量含有，則粗大的夾雜物生成而成為裂紋的原因。由此，含有Ca和REM時，優選Ca為0.005％以下，REM為0.05％以下。還有，REM只要是屬于元素周期表第三族的鈧(Sc)、釔(Y)及鑭系元素系列稀土類元素[例如鈰(Ce)和鑭(La)等]均能夠使用。
(Ti0.005～0.025％)Ti有提高焊接接頭部的HAZ韌性的效果。為了發揮此效果，優選至少含有0.005％。這一效果隨著其含量增加而增大，但因為過量含有Ti其效果飽和，所以將其上限設為0.025％。還有，Ti含量的優選下限為0.005％，更優選上限為0.020％。
為了制造冷成形圓形鋼管，使用滿足如上所述的必要條件的鋼板，由壓彎法冷成形為圓形鋼管即可，但是為了制造這樣的鋼板，需要采用滿足上述化學成分的鋼坯，實施下述所示的(1)～(3)的任意項的熱處理。
(1)將鋼坯加熱到1000～1250℃并軋制后，從800℃以上的溫度空冷，再加熱到850℃以上的溫度后，以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下，接著再加熱到700～850℃的二相域溫度后，以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下，再加熱到500～700℃的溫度后空冷。
(2)將鋼坯加熱到1000～1250℃并軋制后，從800℃以上的溫度以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻至200℃以下，接著再加熱到700～850℃的二相域溫度后，以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下，再加熱到500～700℃的溫度后空冷。
(3)將鋼坯加熱到1000～1250℃并軋制后，從650～800℃的二相域溫度以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下，再加熱到500～700℃的溫度后空冷。
上述(1)的熱處理，是在通常的鋼坯加熱后，在800℃以上(Ar3以上)的溫度終止軋制，采用將其空冷過的鋼板，經在線的3次熱處理制作低屈服比YR的鋼板。首先，將軋制后的鋼板再加熱到850℃以上(Ar3以上)的溫度，完全奧氏體化之后，以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下而形成成為基材的組織。這時的冷卻速度越慢則越多形成軟的組織，屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR均低。接著，再加熱到700～850℃的二相域溫度，由此軟化基材組織并使一部分組織奧氏體化。而后，為了通過其后的冷卻而使奧氏體化的組織硬化，以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下淬火。該階段的熱處理是在制造低屈服比YR鋼上最重要的工序，通過該處理能夠形成硬質相和軟質相。在到達該冷卻的再加熱時，若脫離上述二相域溫度(700～850℃)，則作為目標的硬質相和軟質相無法形成。通過再加熱到500～700℃(Ac1)的溫度后進行空冷(回火熱處理)，能夠緩和鋼板組織內的殘留應力并使硬化組織恢復，確保作為目標的鋼板特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)。
上述(2)的熱處理，是在通常的鋼坯加熱后，在800℃以上(Ar3以上)的溫度終止軋制，從800℃以上通過水冷(直接淬火DQ或加速冷卻)冷卻至200℃以下，采用這樣的鋼板通過在線的2次熱處理制成低屈服比YR的鋼板。首先，將軋制后的鋼板從奧氏體狀態(Ar3以上)冷卻到200℃以下，由此形成成為基材的組織。這時的冷卻速度越慢則越多形成軟的組織，屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR均低。接著，通過加熱到700～850℃的二相域溫度，軟化基材組織并使一部分組織奧氏體化。而后，為了通過其后的冷卻而使奧氏體化的組織硬化，以1～50℃/秒的冷卻速度冷卻到200℃以下淬火。與上述(1)的熱處理一樣，該階段的熱處理是在制造低屈服比YR鋼上最重要的工序，通過該處理能夠形成硬質相和軟質相。在到達該冷卻的再加熱時，若脫離上述二相域溫度(700～850℃)，則作為目標的硬質相和軟質相無法形成。通過再加熱到500～700℃(Ac1)的溫度后進行空冷(回火熱處理)，能夠緩和鋼板組織內的殘留應力并使硬化組織恢復，確保作為目標的鋼板特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)。
上述(3)的熱處理，是在通常的鋼坯加熱后進行軋制，從650～800℃的二相域溫度通過水冷(直徑淬火DQ或加速水冷)冷卻到200℃以下，采用這樣的鋼板經在線的回火熱處理制成低屈服比YR的鋼板。首先，軋制可以在800℃以上的奧氏體溫度域結束，也可以一部分二相溫度域(Ar3以下)結束。將其后的冷卻開始溫度設為650～800℃的二相域溫度很重要，軋制結束后至650～800℃的冷卻空冷或水冷均可。在此二相域溫度的狀態下，形成已經有一部分相變為鐵素體的軟質相，余量成為相變前的奧氏體的狀態的二相組織。從650～800℃的冷卻需要進行水冷(直徑淬火DQ或加速水冷)，為了通過該水冷使奧氏體組織的部分成為硬化組織，以1～50℃/秒的冷卻速度水冷至200℃以下的溫度。該階段的熱處理是在制造低屈服比YR鋼上最重要的工序，通過該處理能夠形成硬質相和軟質相。此外，通過加熱到500～700℃(Ac1)的溫度后進行空冷(回火熱處理)，由此能夠緩和鋼板組織內的殘留應力并使硬化組織恢復，確保作為目標的鋼板特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)。
以下通過實施例更具體地說明本發明，但本發明當然并不受下述實施列的限制，不用說可以在符合前、后述的宗旨的范圍加以變更實施，這些均包含于本發明的技術性范圍。
實施例使用下述表1所示的化學成分組成的各種鋼坯(鋼種)，進行軋制和熱處理，按規定的鋼板特性進行制造，制造各種鋼板。這時的制造條件(軋制和熱處理的條件)根據下述所示的任意一種方法。
(a)QQ’T將鋼坯加熱到1100℃以后，在900℃終止熱軋，將這種鋼板進行空冷后，再加熱到900℃并進行淬火(Q)，其后再加熱到780℃進行淬火(Q’)，在550℃進行回火(T)(獲得本發明所使用的鋼板的熱處理)。
(b)D QQ’T將鋼坯加熱到1100℃以后，在900℃終止熱軋，將這種鋼板通過直接淬火(DQ)冷卻到室溫后，再加熱到780℃并進行淬火(Q’)，在550℃進行回火(T)(獲得本發明所使用的鋼板的熱處理)。
(c)CR-DQ’T將鋼坯加熱到1100℃以后，以終軋溫度為800℃以上的方式進行控制軋制(CR)至規定的板厚，之后進行空冷而成為700℃以后再水冷(DQ’)至室溫，在550℃進行回火(T)(獲得本發明所使用的鋼板的熱處理)。
(d)DQT將鋼坯加熱到1100℃以后，在900℃終止熱軋，將這種鋼板通過直接淬火(DQ)冷卻到室溫后，在600℃進行回火(T)(作為比較例的熱處理)。
(e)TMCP(熱加工控制)將鋼坯加熱到1100℃以后，使終軋溫度成為850℃，如此終止熱軋，將這種鋼板通過其后加速冷卻水冷至500℃，之后空冷至室溫。
表1
使加工度(t/D)變化，通過壓彎冷成形把得到的各鋼板制作成鋼管。這時，對鋼管在擠壓彎曲成形時是否發生裂紋也進行調查。另外任何情況下，成形成鋼管后都未進行熱處理。
測定鋼板的機械的特性(屈服應力YS、抗拉強度TS及屈服比YR)，并且測定鋼管的管軸向(L方向)的機械特性(屈服應力YS、抗拉強度TS、屈服比YR及韌性)。另外還有在任何情況下，成形為鋼管后都不進行熱處理。機械特性(鋼板及鋼管)的評價方法，鋼管的韌性評價方法如下。
從鋼板的t/4(t為板厚)沿L方向(軋制方向)、及與鋼管的外側t/4部的管軸平行方向(相當于鋼板的主軋制方向)，提取JIS Z 2201 4號試驗片，按JIS Z 2241的要領進行拉伸試驗，測定鋼板的機械特性(屈服應力YS、抗拉強度TS、屈服比[屈服應力點/抗拉強度×100％YR])、鋼管的機械特性(屈服點YP、抗拉強度TS、屈服比[屈服應力YS/抗拉強度×100％YR])。另外對鋼板以載荷10N/mm2測定截面方向表里面下1mm的位置的維氏硬度。
從鋼管的外側t/4部與管軸平行方向(鋼板的主軋制方向)上提取JIS Z 2202 4號試驗片，依據JIS Z 2242進行擺錘沖擊試驗，測定斷裂轉變溫度(vTrs)。
鋼板的機械特性(實測值)與板厚、制造條件、鋼板的適當范圍[所述(4)式～(6)式的范圍計算值]及鋼板表里面下1mm的維氏硬度(HV)顯示在下述表2中。另外，鋼管的機械特性(實測值)與鋼管的機械的特性(規格值)、加工度(t/D)、鋼管的沖擊特性(韌性值)及鋼板在彎曲成形時有無裂紋顯示在下述表3中。
表2
表3
根據這些結果能夠做如下考察。首先鋼坯中的化學成分，鋼種A～C、G～Q滿足本發明規定的化學組成范圍，鋼種D、E、F、R、S在本發明規定的化學成分范圍之外。
其中鋼種D其C含量過量，使用此鋼種，即使制造條件合適，仍會在鋼板的應當性能范圍之外，鋼管的屈服比YR超過85％(實驗No.11)。另外韌性差，在彎曲成鋼管時有裂紋發生。
鋼種E其Mn含量少，使用此鋼種即使制造條件適當，鋼板的抗拉強度TS仍低，在適當性能范圍之外，鋼管成形后的抗拉強度TS不足(實施No.12)。
鋼種F其S含量過量，使用此鋼種時，鋼管成形后的韌性低，發生裂紋(No.13)。鋼種R其N含量過量，使用此鋼種時，鋼管成形后的韌性低，發生裂紋(實驗No.25)。鋼種S其Mn含量過量，使用此鋼種時，鋼板的屈服應力YS及抗拉強度TS變高，鋼管成形后的屈服比YS超過85％，韌性低，有裂紋發生(實驗No.26)。另外在鋼板表面下1mm的硬度高時，可知鋼管在彎曲時處于容易發生裂紋的狀況(實驗No.11、25、26)。
實驗No.5、6、9其鋼坯的化學成分組成雖然滿足本發明規定的范圍，但是鋼板的機械的特性在適當性能范圍之外，因此鋼管的機械的特性偏離規格值。另外鋼板表面下1mm的硬度高時，可知鋼管在彎曲時處于易發生裂紋的狀況(實驗No.11、25、26)。
相對于此，實驗No.1～4、7、8、10、14～24，鋼坯的化學成分組成滿足本發明規定的范圍，通過適當的制造條件，鋼板的機械的特性滿足適當性能范圍，其結果可知能夠得到機械的特性滿足規格值的鋼管。
權利要求
1.一種通過壓彎冷成形制造抗拉強度為490MPa級以上、屈服比為85％以下的圓形鋼管的方法，其特征在于，準備一種鋼板，該鋼板以質量％計含有C0.02～0.20％、Si0.05～0.5％、Mn0.50～2.0％、Al0.01～0.1％及N0.002～0.007％，并且P和S分別抑制在P0.02％以下及S0.008％以下，余量是Fe和不可避免的雜質，厚度為t(mm)，并將該鋼板控制為在設所述鋼管的外徑為D(mm)、鋼管制品規格的屈服強度為YS0(MPa)以上、抗拉強度為TS0(MPa)以上時，使屈服強度為(YS0-980t/D)～(YS0-980t/D+120)(MPa)、抗拉強度為(TS0-560t/D)～(TS0-560t/D+100)(MPa)、屈服比為(75-82t/D)(％)以下，距表里面深度1mm的硬度為HV140～200，通過壓彎冷成形將所述鋼板制成圓形鋼管，不進行壓彎冷成形后的熱處理。
2.根據權利要求1所述的壓彎冷成形圓形鋼管制造方法，其特征在于，鋼坯以質量％計還含有從Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％構成的群中選擇的至少一種。
3.根據權利要求1所述的壓彎冷成形圓形鋼管制造方法，其特征在于，鋼坯以質量％計還含有Nb0.005～0.05％。
4.根據權利要求1所述的壓彎冷成形圓形鋼管制造方法，其特征在于，鋼坯以質量％計還含有V0.005～0.1％。
5.根據權利要求1所述的壓彎冷成形圓形鋼管制造方法，其特征在于，鋼坯以質量％計還含有B0.0005～0.003％。
6.根據權利要求1所述的壓彎冷成形圓形鋼管制造方法，其特征在于，鋼坯以質量％計還含有Ca0.0005～0.005％及稀土類元素0.005～0.05％的至少一種。
7.根據權利要求1所述的壓彎冷成形圓形鋼管制造方法，其特征在于，鋼坯以質量％計還含有Ti0.005～0.025％。
全文摘要
本發明通過壓彎冷成形制造抗拉強度為490MPa以上屈服比為85％以下的圓形鋼管的方法，準備一種鋼板，通過壓彎冷成形將所述鋼板制成圓形鋼管，不用進行壓彎冷成形后的熱處理，該鋼板具有規定的化學成分組成，厚度為t(mm)，并將所述鋼板控制為，在設所述鋼管的外徑為D(mm)，鋼管制品規格的屈服強度為YS
文檔編號C22C38/14GK101045974SQ20071008902
公開日2007年10月3日 申請日期2007年3月29日 優先權日2006年3月31日
發明者鹽飽豐明, 柴田光明 申請人:株式會社神戶制鋼所