专利名称：耐震性优异的压弯冷成形圆形钢管的制造方法
技术领域：
本发明涉及一种通过冷成形将钢板制造成钢管后不进行热处理，而是应用压弯冷成形法制造钢管抗拉强度为490MPa级以上这样的冷成形圆钢管的方法，特别是涉及用于制造耐震性优异，能够适用于建筑结构物的压弯冷成形圆钢管的有用的方法。
背景技术：
在使用于建筑结构物的柱材上的圆形钢管中，从耐震安全性的观点出发，要求屈服比YR(＝屈服应力YS/抗拉强度TS)为85％以下。另一方面，作为通过冷形成来制造钢管的方法，除了管线用钢管所适用的UOE成形法(Uing press-Oing press-expande法)以外，基本上采用的是压弯冷成形法(以下简称为“压弯法”)。
上述成形法之中，据UOE成形法可以以高效率进行高精度的加工，但是由于设备能力的界限，仅限于钢板厚度t低于40mm，t/D(D钢管的外径)低于0.05的情况。相对于此，压弯法是将钢板的一部分(直线部)进行压模弯曲加工，依次使压模位置移动而成形为圆形的方法，是加工能力高的方法。因此，在诸如建筑结构物的柱材上所使用的这种钢板厚度为40mm以上的厚钢板，t/D为0.05～0.10这样有强加工要求的钢管的成形中，将应用压弯法。
由这样的压弯法进行t/D为0.05以上的弯曲形成时，因为屈强度YR的上升变大，大多超过85％，所以不得不对成形后(制管后)的钢管实施以除去残留应力为目的退火(Stress RelievingSR处理)，这招致了高成本化、工期的长期化及生产效率的降低。
另外在冷成形后不进行热处理的方法中存在的实际情况是，在加工度(t/D)小的(例如低于0.05)的钢管中，能够确保屈服比YR在85％以下，但若加工度(t/D)变大(例如在0.05以上)，则无法制造屈强比确保在85％以下的钢管。
作为涉及冷成形钢管和适用于这种钢管的钢板技术，至今为止有各种提案。例如在特开2005-163159号公报中公开有，作为制造用于590MPa级的建筑用低屈服比钢管的钢板的技术，是通过从热轧后Ar3温度以下直接淬火，其后不进行回火的方法，和再加热至Ac1～Ac3的温度范围并淬火，其后不进行回火的方法等，制造抗拉强度为680MPa以上、屈强比YR为80％以下的钢板，对钢管进行冷成形后以Ac1以下的温度进行热处理，由此将钢管的抗拉强度TS调整到适当的范围。
然而，该技术以冷成形后以Ac1以下的温度对钢管进行热处理为前提，虽然在钢板阶段的屈服比YR低，但韧性低，而且抗拉强度TS变得过高，因此必须进行制管后的热处理，从而不能解决高成本化、工期的长期化及生产效果降低这样的问题。
在特开平6-128641号公报中，作为建筑用低屈服比钢板的制造方法，提出的方法有，在热轧后，通过冷成形对空冷或水冷的钢板在加工度(t/D)为0.10以下(10％以下)的范围进行制管，将该钢管再加热到700～850℃的温度再退火的方法。另外在特开2004-300461号公报中，公开了将钢板加热到Ac3以上的温度后急冷至室温，其后加热到Ac1～Ac3的二相域温度后，将空冷的钢板进行制管，此外再加热到500～600℃的温度范围的方法。这些技术与上述特开2005-163159号公报一样，是以冷成形后(制管后)进行热处理为前提的技术，仍存在高成本化、工期的长期化及生产效果降低这样的问题。
另一方面，作为在成形后对钢管不实施热处理的方法，也提出有例如特开平7-109521号公报这样的技术。在该技术中，采用的钢板是在热轧后再加热到Ac3～1000℃进行淬火，接着再加热到700～850℃的温度进行淬火，再在Ac1点以下进行回火处理，将钢板的屈服比YR控制在YR(％)≤80-0.8×[(t/D)×100]的钢板，在t/D≤0.10的范围通过冷成形制作钢管，由此得到板厚100mm以下，管轴向的YR为80％以下的建筑用低屈服比600MPa级钢管。
另外，在特开平6-264144号公报中公开的方法是，热轧后从750℃以上的温度到常温进行淬火，接着再加热到700～850℃的温度进行淬火，再在Ac1点以下进行回火处理，由此将钢板的屈服比YR控制在YR(％)≤80-0.8×[(t/D)×100]，通过冷成形将此钢板制作成钢管。
此外，在特开平6-264143号公报中公开的方法是，将终轧温度设为Ar3+120℃～Ar3+20℃进行轧制后空冷，从Ar3-20℃～Ar3-100℃到200℃以下进行淬火，再以Ar3以下的温度进行回火，由此将钢板的屈服比YR控制在YR(％)≤80-0.8×[(t/D)×100]，通过冷成形将此钢板制作成钢管。
上述特开平7-109521号公报、特开平6-264144号公报、特开平6-264143号公报的技术，虽然是关于590MPa级的钢管，但是只实现了屈服比YR的降低，而将钢管规格的屈服应力YS和抗拉强度TS直接用于钢板。因此，难以达成所谓钢板中适当的屈服应力YS和抗拉强度TS。由此，成形为钢管后屈服应力YS和抗拉强度TS将从钢管的最佳值很大地脱离而大幅超出。若钢管的强度变得过高，则钢管柱的耐震性(屈服比YR、韧性)劣化，并且因为无法进行钢板阶段的屈服应务YS和抗拉强度TS的控制，成形为钢管后的屈服应力YS和抗拉强度TS的变动大，建筑结构物均一的塑性变形能降低，作为结构物的耐震性将产生问题。为了避免这样的问题，最终是需要在钢管成形后进行热处理。
另外，在只将屈服比YR降低至80-0.8×[(t/D)×100](％)左右(例如，t/D为0.1的时候YR处于72％左右)的钢板中，加工度(t/D)小的钢管中能够制管，而进行加工度(t/D)为0.1的强弯曲加工时，屈服比YR上升得过大，远远超过屈服比YR的上限(85％)的情况变多，结果是需要钢管的热处理。因此，只将钢板的屈服比规定在此程度，还是不能确实地获得冷成形状态无需热处理的钢管。
除了上述技术以外，作为了包括钢管成形条件的技术，例如在特开平10-31081号公报中，提出了不需要制管后的热处理的钢管的制造方法，其是以Ar3以上的温度热轧后，加速冷却至Ar3-50℃±30℃，然后保持1～150秒后，以1～40℃/秒的冷却速度加速冷却至400～600℃，将所得到的钢板进行制管，再进行扩管。然而，该技术假定是制造管线用钢管，钢板厚度被限定至50mm，而且在造管后需要扩管率0.8％以上的扩管工序。
另外在特开平5-156357号公报中，提出有无需制管后的热处理的490MPa级钢管的制造方法，其是通过在780℃以上的温度终止轧制，其后根据UOE法对空冷的钢板进行制管。然而，该技术也是假管为管线用钢管的制造，用UOE法钢板厚度限制在50mm左右，不能应用在钢板厚度达到50～100mm的厚钢板上。
发明内容
本发明在这样的状况下而进行，其目的在于提供一种用于制造通过压弯法将板厚为50mm以上这样的厚钢板成形为钢管时，即使在成形后不实施SR处理，仍能够发挥规定的机械特性的抗拉强度490MPa级以上的低屈服比冷成形圆形钢管的有效的方法。
能够达成上述目的的本发明的制造方法，是通过压弯冷成形制造抗拉强度为490MPa级以上、屈服比为85％以下的圆形钢管的方法，准备一种钢板，通过压弯冷成形将所述钢板制成圆形钢管，不用进行压弯冷成形后的热处理，该钢板含有C0.02～0.20％(质量％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分别抑制在P0.02％以下及S0.008％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，厚度为t(mm)，并将所述钢板控制为，在设所述钢管的外径为D(mm)，钢管制品规格的屈服强度为YS0(MPa)以上，抗拉强度为TS0(MPa)以上时，使屈服强度为(YS0-980t/D)～(YS0-980t/D+120)(MPa)，抗拉强度为(TS0-560t/D)～(TS0-560t/D+100)(MPa)，屈服比为(75-82t/D)(％)以下，距表里面的深度1mm的硬度为HV140～200。
在本发明作为对象的钢坯中，根据需要还含有如下等元素也有效(a)从Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％所构成的群中选择的1种以上；(b)Nb0.005～0.05％；(c)V0.005～0.1％；(d)B0.0005～0.003％；(e)Ca0.0005～0.005％及/或稀土类元素0.005～0.05％；(f)Ti0.005～0.025％，根据这些所含有的成分能够使钢管的特性进一步提高。
根据本发明，通过适当调整钢板的化学成分组成，并且采用实施了适当的热处理的厚钢板，从而通过压弯法成形为钢管后，即使不实施SR处理也能够得到低屈服比、490MPa级以上的冷成形圆形钢管，该钢管能够适用于有耐震性要求的建筑结构物。
图1是表示加工度(t/D)与成形后的屈服应力变化量ΔYS的关系的曲线图。
图2是表示加工度(t/D)与成形后的抗拉强度变化量ΔTS的关系的曲线图。
图3是表示加工度(t/D)与成形后的屈服比变化量ΔYR的关系的曲线图。
具体实施例方式
建筑结构物用的圆形钢管柱材，以厚钢板作为原材来使用，应用压弯法通过挤压弯曲加工将其制管，但是如果根据这种方法进行强加工(所述加工度t/D在0.5以上)，则制管后的屈服比YR的上升变大，因此为了降低屈服比YR，一般在冷成形(制管)后进行SR处理。然而，在制管后实施热处理在成本或生产效率的方面存在问题。由此本发明者们从各种角度研究了在制管后能够省略SR处理的方法。特别是，上述热处理因为也有使冷成形后的钢管品质稳定化的效果，所以为了在制管后省略热处理，还要基于使制管后的品质稳定化为重要的发现进行研究。
根据本发明者们的研究，判明了冷成形后的机械的特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)的变化量，仅根据拉伸应变的变化量的测定是不能把握(预测)的。例如，存在有拉伸预应变后的屈服应力YS和抗拉强度TS的变化量记载为日本焊接协会的WES规格(WES2808-2003)，但是制管后的变化量根据WES规格的记载不能预测的情况。作为这样的情况列举下述(a)～(c)三点。
(a)WES规格中拉伸预应变的方向和预应变后的拉伸试验的方向为同一方向，但是制管的弯曲应变方向与制管后的拉伸试验方向成直角方向。
(b)WES规格的拉伸预应变，因为被均一地附加到全体板厚，所以预应变后的拉伸试验为采用均一的预应变材的试验，但是经弯曲加工的应变最表面的应变最大，在板厚方向应变分布倾斜，因此弯曲加工后的拉伸试验中，将评价在试验片的截面方向有预应变分布的材料的抗拉特性。
(c)在WES规格中是理想的均一拉伸预应变后的抗拉特性，但是在实际的弯曲加工中，进行挤压弯曲的压模的部分和没有压模的部分应变不同，在内周向没有均一的预应变。
如此，挤压弯曲加工后的机械的特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)的变化量，因预应变方向不同带来的鲍欣格(bauschinger)效果，和板厚方向的应变分布不同，压模弯曲应变的影响等，与理想的拉伸预应变后的机械的特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)的变化量不同，所以不能正确地预测制管后的机械的特性。
根据WES规格，将预应变量设为ε时，屈服应力YS的变化量ΔYS，抗拉强度TS的变化量ΔTS分别由ΔYS＝4400ε，ΔTS＝800ε赋予。但是，拉伸应变和弯曲应变是根本不同的概念，不能使之做此对应。即，如果不考虑拉伸应变量，不考虑弯曲加工度(t/D)这样的必要条件，则不能正确地评价成形后的钢管的机械的特性的变化量。
因此，本发明者们就预应变方向的差异的影响、实际的弯曲加工后的拉伸性能的变化量进行了各种的实验。于是，在与拉伸预应变的方向成直角方向的实验结果中，屈服应力YS的变化量(ΔYS)不管是不是相同的预应变，都成为二分之一以下这样的结果。关于这种现状发生的理由，被明确地认为来自鲍欣格效果这种新的现象，由此判明以WES规格这样的预应变公式无论如何也不能预测。
另外加上弯曲加工这种未知的要素时，判明弯曲加工造成的加工硬化比拉伸造成的加工硬化大。即，抗拉强度TS的变化量(ΔTS)与WES规格预测的变化量相比，能够得到大1.5倍左右这样的结果。之所以会产生这样的结果，被认为是由于挤压弯曲成形中塑性变形量变大。
在弯曲加工后不实施热处理时，如果不能正确地预测弯曲加工后的拉伸特性的变化量，则不能稳定确保钢管的拉伸特性，但是在至今为止的技术中预测弯曲加工后的机械特性并制造钢管仍很困难。
本发明者们对于各种的钢板(满足本发明规定的化学成分的)进行挤压弯曲加工成形时，对其机械的特性的变化量(所述ΔYS、ΔTS、ΔYR)与加工度(t/D)的关系进行了调查(拉伸试验条件参照后述实施例)。其结果在图1～3中显示(x轴为t/D，y轴为ΔYS、ΔTS或ΔYR)。即，图1表示加工度(t/D)与成形后的屈服应力变化量ΔYS的关系，图2表示加工度(t/D)与成形后的抗拉强度变化量ΔTS的关系，图3表示加工度(t/D)与成形后的屈服比变化量ΔYR的关系。
设钢板厚度为t，钢管的外径为D时，对应弯曲加工度(t/D)的变化量(ΔYS、ΔTS、ΔYR)由最小二乘法计算出近似值，其结果判明，在加工度(t/D)为0.05～0.1的范围，下述(1)～(3)式的关系成立(参照所述图1～3)。
ΔYS＝980(t/D)+40(MPa)…(1)ΔTS＝560(t/D)(MPa) …(2)ΔYR＝82(t/D)+8(％) …(3)根据这些关系式，对应钢管的弯曲加工度可以预测钢管成形后的机械特性，因此通过设定钢板的目标品质，以及控制钢板的品质，可以高精度地管理钢管的品质。即，设钢管制品规格的屈服应力YS的下限为YS0(MPa)，抗拉强度TS的下限为TS0(MPa)，屈服比YR的上限为85％时，如果作为目标的屈服比YR为83％，则根据490～550MPa级的钢板规格的屈服应力YS和抗拉强度TS的平衡，成为钢管的目标的屈服应力YS能够设定为YS0(MPa)+100(MPa)，成为钢管的目标抗拉强度TS能够设定为TS0+50(MPa)。
此外，如果考虑到钢板自身的机械特性的偏差和成形为钢管后的机械特性的偏差，把钢板的目标YS量程(range)设为120MPa，把目标TS量程设为100MPa，则作为所使用的钢板的目标被管理的机械特性需要在下述(4)～(6)式的范围。
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)不论钢管规格，明确钢板阶段的目标性能而进行制造管理，使冷成形后的钢管的机械特性稳定化，能够在制管后省略热处理。即，为了省略制管后的热处理，且使制管后的品质稳定化，高精度地预测制管后的机械特性的变化量，并基于此预测在钢板阶段构建适当的品质极其重要。
还有，若制管前的钢板表里面的硬度过高，则在挤压弯曲加工时会发生裂纹，因此需要使距钢板的表里面1mm的截面硬度以维氏硬度HV计为200以下。但是，若表里面硬度过低，则不能确保挤压弯曲加工后的钢管的抗拉强度TS在490MPa级以上，因此需要钢板阶段的表里面硬度为140HV以上。
其次，对于本发明中如上所述的钢板中的化学成分组成的限定理由进行说明。本发明中使用的钢板，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分别抑制在P0.02％以下及S0.008％以下，这些元素的范围限定理由如下。
(C0.02～0.20％)C是在强度上升方面有效的元素，但是若过量地含有，则有马氏体组织等的硬化组织产生，因此淬火后的表面附近变硬，不仅弯曲加工性劣化，而且成为焊接性和韧性劣化的原因，所以C含量的上限为0.20％。然而，若C含量低于0.02％，则会发生强度不足(抗拉强度低于490MPa)。还有，C含量的优选下限为0.05％，优选上限为0.16％。
(Si0.05～0.5％)为了脱氧而需要使Si含有0.05％以上，但是若超过0.5％过量地含有，则焊接性将降低。由此，需要Si含量为0.05～0.5％。还有，Si含量的优选下限为0.1％，优选上限为0.4％。
(Mn0.50～2.0％)Mn是有效地将强度和韧性一起提高的元素。为了发挥这样的效果，需要使Mn含有0.50％以上。然而若使Mn过量地含有，则焊接性劣化，因此其上限为2.0％。还有，Mn含量的优选下限为0.8％，优选上限为1.6％。
(Al0.01～0.1％)为了脱氧而需要至少含有0.01％的Al，但是若过量含有，则非金属夹杂物增加韧性降低，因此需要其在0.1％以下。还有，Al含量的优选下限为0.02％，优选上限为0.05％。
(N0.002～0.007％)N会在炼钢时不可避免混入，完全地除去很困难，因此其下限为0.002％。另外若N含量变得过量，则会因冷弯曲加工后的应变时效造成韧性劣化，因此需要其在0.007％以下。还有，N含量的优选上限为0.006％。
(P0.02％以下)P是不可避免地混入的杂质，但若其含量过量，则使钢板的韧性劣化，因此需要将其抑制在0.02％以下。还有，P含量优选抑制在0.015％以下。
(S0.008％以下)S也是不可避免混入的杂质，但若其含量过量，则使钢板厚度方向的性能劣化，并且在板厚中心部生成MnS夹杂物，在弯曲加工时导致来自该界面的裂纹发生，因此需要将其抑制在0.008％以下。还有，S含量优选抑制在0.006％以下。
在本发明所使用的钢板中，除上述成述以外，余量是Fe和不可避免的杂质，不过也可以包含熔炼上不可避免地混入的微量成分(允许成分)(例如Co、Mg、Zr等)，这样的钢板也包含于本发明中使用的钢板的范围内。另外，在本发明使用的钢板中，根据需要还含有如下等元素也有效(a)从Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％构成的群中选择至少1种；(b)Nb0.005～0.05％；(c)V0.005～0.1％；(d)B0.0005～0.003％；(e)Ca0.0005～0.005％及/或稀土类元素0.005～0.05％；(f)Ti0.005～0.025％，使这些成分含有时的范围限定理由如下。
(从Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％构成的群中选择的1种以上)这些元素是在使钢板的强度提高上有效的元素。为了发挥此效果，对于任意元素而言，优选均至少含有0.1％。另一方面，若其含量变得过量，则会使焊接性劣化。由此，对于Cu、Cr及Mo来说需要在1％以下，对于Ni来说需要在1.5％以下。
(Nb0.005～0.05％)Nb在加热时使之固溶并轧制，由此会延迟奥氏体的再结晶，将应变导入奥氏体中，从而发挥使冷却至室温后的钢板的强度和韧性提高的效果。为了发挥此效果，优选至少含有0.005％。该效果随其含量增加而增大，但若过量含有，则焊接部的HAZ(热影响部)韧性将劣化。由此，使Nb含有时，优选达到0.05％左右。Nb含量的更优选上限为0.025％左右。
(V0.005～0.1％)V是在提高钢板的强度和韧性上有效的元素。为了发挥此效果，优选至少含有0.005％。另一方面，若其含量变得过量，则焊接部的HAZ韧性劣化。由此，含有V时优选其达到0.1％左右。
(B0.0005～0.003％)B在少量的含量下是在大幅提高钢板强度上有效的元素。为了发挥该效果，优选至少含有0.0005％。另一方面，若其含量变得过量，则焊接性劣化，因此优选其达到0.003％左右。
(Ca0.0005～0.005％及/或稀土类元素0.005～0.05％)Ca和稀土类元素(以下简述为“REM”)是在控制MnS系夹杂物的形态，并在改善钢板厚度方向的特性上有效的元素。为了发挥该效果，优选使Ca至少含有0.0005％，使REM至少含有0.005％。这一效果随着其含量的增加而增大，但若过量含有，则粗大的夹杂物生成而成为裂纹的原因。由此，含有Ca和REM时，优选Ca为0.005％以下，REM为0.05％以下。还有，REM只要是属于元素周期表第三族的钪(Sc)、钇(Y)及镧系元素系列稀土类元素[例如铈(Ce)和镧(La)等]均能够使用。
(Ti0.005～0.025％)Ti有提高焊接接头部的HAZ韧性的效果。为了发挥此效果，优选至少含有0.005％。这一效果随着其含量增加而增大，但因为过量含有Ti其效果饱和，所以将其上限设为0.025％。还有，Ti含量的优选下限为0.005％，更优选上限为0.020％。
为了制造冷成形圆形钢管，使用满足如上所述的必要条件的钢板，由压弯法冷成形为圆形钢管即可，但是为了制造这样的钢板，需要采用满足上述化学成分的钢坯，实施下述所示的(1)～(3)的任意项的热处理。
(1)将钢坯加热到1000～1250℃并轧制后，从800℃以上的温度空冷，再加热到850℃以上的温度后，以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下，接着再加热到700～850℃的二相域温度后，以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下，再加热到500～700℃的温度后空冷。
(2)将钢坯加热到1000～1250℃并轧制后，从800℃以上的温度以1～50℃/秒的冷却速度冷却至200℃以下，接着再加热到700～850℃的二相域温度后，以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下，再加热到500～700℃的温度后空冷。
(3)将钢坯加热到1000～1250℃并轧制后，从650～800℃的二相域温度以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下，再加热到500～700℃的温度后空冷。
上述(1)的热处理，是在通常的钢坯加热后，在800℃以上(Ar3以上)的温度终止轧制，采用将其空冷过的钢板，经在线的3次热处理制作低屈服比YR的钢板。首先，将轧制后的钢板再加热到850℃以上(Ar3以上)的温度，完全奥氏体化之后，以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下而形成成为基材的组织。这时的冷却速度越慢则越多形成软的组织，屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR均低。接着，再加热到700～850℃的二相域温度，由此软化基材组织并使一部分组织奥氏体化。而后，为了通过其后的冷却而使奥氏体化的组织硬化，以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下淬火。该阶段的热处理是在制造低屈服比YR钢上最重要的工序，通过该处理能够形成硬质相和软质相。在到达该冷却的再加热时，若脱离上述二相域温度(700～850℃)，则作为目标的硬质相和软质相无法形成。通过再加热到500～700℃(Ac1)的温度后进行空冷(回火热处理)，能够缓和钢板组织内的残留应力并使硬化组织恢复，确保作为目标的钢板特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)。
上述(2)的热处理，是在通常的钢坯加热后，在800℃以上(Ar3以上)的温度终止轧制，从800℃以上通过水冷(直接淬火DQ或加速冷却)冷却至200℃以下，采用这样的钢板通过在线的2次热处理制成低屈服比YR的钢板。首先，将轧制后的钢板从奥氏体状态(Ar3以上)冷却到200℃以下，由此形成成为基材的组织。这时的冷却速度越慢则越多形成软的组织，屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR均低。接着，通过加热到700～850℃的二相域温度，软化基材组织并使一部分组织奥氏体化。而后，为了通过其后的冷却而使奥氏体化的组织硬化，以1～50℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下淬火。与上述(1)的热处理一样，该阶段的热处理是在制造低屈服比YR钢上最重要的工序，通过该处理能够形成硬质相和软质相。在到达该冷却的再加热时，若脱离上述二相域温度(700～850℃)，则作为目标的硬质相和软质相无法形成。通过再加热到500～700℃(Ac1)的温度后进行空冷(回火热处理)，能够缓和钢板组织内的残留应力并使硬化组织恢复，确保作为目标的钢板特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)。
上述(3)的热处理，是在通常的钢坯加热后进行轧制，从650～800℃的二相域温度通过水冷(直径淬火DQ或加速水冷)冷却到200℃以下，采用这样的钢板经在线的回火热处理制成低屈服比YR的钢板。首先，轧制可以在800℃以上的奥氏体温度域结束，也可以一部分二相温度域(Ar3以下)结束。将其后的冷却开始温度设为650～800℃的二相域温度很重要，轧制结束后至650～800℃的冷却空冷或水冷均可。在此二相域温度的状态下，形成已经有一部分相变为铁素体的软质相，余量成为相变前的奥氏体的状态的二相组织。从650～800℃的冷却需要进行水冷(直径淬火DQ或加速水冷)，为了通过该水冷使奥氏体组织的部分成为硬化组织，以1～50℃/秒的冷却速度水冷至200℃以下的温度。该阶段的热处理是在制造低屈服比YR钢上最重要的工序，通过该处理能够形成硬质相和软质相。此外，通过加热到500～700℃(Ac1)的温度后进行空冷(回火热处理)，由此能够缓和钢板组织内的残留应力并使硬化组织恢复，确保作为目标的钢板特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)。
以下通过实施例更具体地说明本发明，但本发明当然并不受下述实施列的限制，不用说可以在符合前、后述的宗旨的范围加以变更实施，这些均包含于本发明的技术性范围。
实施例使用下述表1所示的化学成分组成的各种钢坯(钢种)，进行轧制和热处理，按规定的钢板特性进行制造，制造各种钢板。这时的制造条件(轧制和热处理的条件)根据下述所示的任意一种方法。
(a)QQ’T将钢坯加热到1100℃以后，在900℃终止热轧，将这种钢板进行空冷后，再加热到900℃并进行淬火(Q)，其后再加热到780℃进行淬火(Q’)，在550℃进行回火(T)(获得本发明所使用的钢板的热处理)。
(b)D QQ’T将钢坯加热到1100℃以后，在900℃终止热轧，将这种钢板通过直接淬火(DQ)冷却到室温后，再加热到780℃并进行淬火(Q’)，在550℃进行回火(T)(获得本发明所使用的钢板的热处理)。
(c)CR-DQ’T将钢坯加热到1100℃以后，以终轧温度为800℃以上的方式进行控制轧制(CR)至规定的板厚，之后进行空冷而成为700℃以后再水冷(DQ’)至室温，在550℃进行回火(T)(获得本发明所使用的钢板的热处理)。
(d)DQT将钢坯加热到1100℃以后，在900℃终止热轧，将这种钢板通过直接淬火(DQ)冷却到室温后，在600℃进行回火(T)(作为比较例的热处理)。
(e)TMCP(热加工控制)将钢坯加热到1100℃以后，使终轧温度成为850℃，如此终止热轧，将这种钢板通过其后加速冷却水冷至500℃，之后空冷至室温。
表1
使加工度(t/D)变化，通过压弯冷成形把得到的各钢板制作成钢管。这时，对钢管在挤压弯曲成形时是否发生裂纹也进行调查。另外任何情况下，成形成钢管后都未进行热处理。
测定钢板的机械的特性(屈服应力YS、抗拉强度TS及屈服比YR)，并且测定钢管的管轴向(L方向)的机械特性(屈服应力YS、抗拉强度TS、屈服比YR及韧性)。另外还有在任何情况下，成形为钢管后都不进行热处理。机械特性(钢板及钢管)的评价方法，钢管的韧性评价方法如下。
从钢板的t/4(t为板厚)沿L方向(轧制方向)、及与钢管的外侧t/4部的管轴平行方向(相当于钢板的主轧制方向)，提取JIS Z 2201 4号试验片，按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定钢板的机械特性(屈服应力YS、抗拉强度TS、屈服比[屈服应力点/抗拉强度×100％YR])、钢管的机械特性(屈服点YP、抗拉强度TS、屈服比[屈服应力YS/抗拉强度×100％YR])。另外对钢板以载荷10N/mm2测定截面方向表里面下1mm的位置的维氏硬度。
从钢管的外侧t/4部与管轴平行方向(钢板的主轧制方向)上提取JIS Z 2202 4号试验片，依据JIS Z 2242进行摆锤冲击试验，测定断裂转变温度(vTrs)。
钢板的机械特性(实测值)与板厚、制造条件、钢板的适当范围[所述(4)式～(6)式的范围计算值]及钢板表里面下1mm的维氏硬度(HV)显示在下述表2中。另外，钢管的机械特性(实测值)与钢管的机械的特性(规格值)、加工度(t/D)、钢管的冲击特性(韧性值)及钢板在弯曲成形时有无裂纹显示在下述表3中。
表2
表3
根据这些结果能够做如下考察。首先钢坯中的化学成分，钢种A～C、G～Q满足本发明规定的化学组成范围，钢种D、E、F、R、S在本发明规定的化学成分范围之外。
其中钢种D其C含量过量，使用此钢种，即使制造条件合适，仍会在钢板的应当性能范围之外，钢管的屈服比YR超过85％(实验No.11)。另外韧性差，在弯曲成钢管时有裂纹发生。
钢种E其Mn含量少，使用此钢种即使制造条件适当，钢板的抗拉强度TS仍低，在适当性能范围之外，钢管成形后的抗拉强度TS不足(实施No.12)。
钢种F其S含量过量，使用此钢种时，钢管成形后的韧性低，发生裂纹(No.13)。钢种R其N含量过量，使用此钢种时，钢管成形后的韧性低，发生裂纹(实验No.25)。钢种S其Mn含量过量，使用此钢种时，钢板的屈服应力YS及抗拉强度TS变高，钢管成形后的屈服比YS超过85％，韧性低，有裂纹发生(实验No.26)。另外在钢板表面下1mm的硬度高时，可知钢管在弯曲时处于容易发生裂纹的状况(实验No.11、25、26)。
实验No.5、6、9其钢坯的化学成分组成虽然满足本发明规定的范围，但是钢板的机械的特性在适当性能范围之外，因此钢管的机械的特性偏离规格值。另外钢板表面下1mm的硬度高时，可知钢管在弯曲时处于易发生裂纹的状况(实验No.11、25、26)。
相对于此，实验No.1～4、7、8、10、14～24，钢坯的化学成分组成满足本发明规定的范围，通过适当的制造条件，钢板的机械的特性满足适当性能范围，其结果可知能够得到机械的特性满足规格值的钢管。
权利要求
1.一种通过压弯冷成形制造抗拉强度为490MPa级以上、屈服比为85％以下的圆形钢管的方法，其特征在于，准备一种钢板，该钢板以质量％计含有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分别抑制在P0.02％以下及S0.008％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，厚度为t(mm)，并将该钢板控制为在设所述钢管的外径为D(mm)、钢管制品规格的屈服强度为YS0(MPa)以上、抗拉强度为TS0(MPa)以上时，使屈服强度为(YS0-980t/D)～(YS0-980t/D+120)(MPa)、抗拉强度为(TS0-560t/D)～(TS0-560t/D+100)(MPa)、屈服比为(75-82t/D)(％)以下，距表里面深度1mm的硬度为HV140～200，通过压弯冷成形将所述钢板制成圆形钢管，不进行压弯冷成形后的热处理。
2.根据权利要求1所述的压弯冷成形圆形钢管制造方法，其特征在于，钢坯以质量％计还含有从Cu0.1～1％、Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1％及Mo0.1～1％构成的群中选择的至少一种。
3.根据权利要求1所述的压弯冷成形圆形钢管制造方法，其特征在于，钢坯以质量％计还含有Nb0.005～0.05％。
4.根据权利要求1所述的压弯冷成形圆形钢管制造方法，其特征在于，钢坯以质量％计还含有V0.005～0.1％。
5.根据权利要求1所述的压弯冷成形圆形钢管制造方法，其特征在于，钢坯以质量％计还含有B0.0005～0.003％。
6.根据权利要求1所述的压弯冷成形圆形钢管制造方法，其特征在于，钢坯以质量％计还含有Ca0.0005～0.005％及稀土类元素0.005～0.05％的至少一种。
7.根据权利要求1所述的压弯冷成形圆形钢管制造方法，其特征在于，钢坯以质量％计还含有Ti0.005～0.025％。
全文摘要
本发明通过压弯冷成形制造抗拉强度为490MPa以上屈服比为85％以下的圆形钢管的方法，准备一种钢板，通过压弯冷成形将所述钢板制成圆形钢管，不用进行压弯冷成形后的热处理，该钢板具有规定的化学成分组成，厚度为t(mm)，并将所述钢板控制为，在设所述钢管的外径为D(mm)，钢管制品规格的屈服强度为YS
文档编号C22C38/14GK101045974SQ20071008902
公开日2007年10月3日 申请日期2007年3月29日 优先权日2006年3月31日
发明者盐饱丰明, 柴田光明 申请人:株式会社神户制钢所