JP3975852B2

JP3975852B2 - Steel pipe excellent in workability and manufacturing method thereof

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Publication number: JP3975852B2
Application number: JP2002218541A
Authority: JP
Inventors: 高明豊岡; 昌利荒谷; 良和河端; 正徳西森; 光男木村; 裕二橋本
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-10-25
Filing date: 2002-07-26
Publication date: 2007-09-12
Anticipated expiration: 2022-07-26
Also published as: JP2003201543A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車構造部材用鋼管に係り、とくに、自動車構造部材用として高強度でかつ加工性に優れ、さらには低温短時間熱処理硬化性（塗装焼付け硬化性）を有する鋼管に関する。なお、本発明でいう「低温短時間熱処理」とは、 150 から 300 ℃の温度で 10 〜 20min 保持する処理をいう。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車車体の軽量化が強く要望されている。このような自動車車体の軽量化要求に伴い、自動車構造用部材として使用される鋼管にも、薄肉化・高強度化が要望されている。鋼管は、自動車構造部材のうちでも懸架機構関係の用途に向けられることが多い。懸架機構用部材として用いられる鋼管は、単純な直管として使用される場合もあるが、曲げ、縮径、拡管等の成形を経て使用される場合が多い。このため、鋼管の特性として、高強度に加えて、加工性にも優れていることが要求される。
【０００３】
自動車の懸架機構部品としては、例えば、スタビライザーがある。スタビライザーは、自動車の旋回時の乗り心地および走行安定性を向上する部品であり、重要保安部品として指定されている。したがって、スタビライザーには十分な強度と耐久性を有することが要求されている。
従来から、自動車の懸架機構部品としてのスタビライザーは、熱延棒鋼または熱延線材を素材として、該素材に熱間鍛造および熱間曲げ成形等により所定の形状の成形品にしたのち、該成形品に焼入れ、焼戻し処理を施す方法で製造されていた。しかしながら、この方法では、複雑な工程と大掛かりな設備を必要とし製造コストの高騰を招くとともに、加熱および焼入れ処理中に変形が生じる場合があり矯正工程が必須となるという問題があった。また、加熱中の酸化にともなう肌荒れ、脱炭の生成などにより耐疲労性が劣化するという問題もあった。
【０００４】
また、最近では、自動車車体の軽量化の要求や、車体部品の生産効率の向上要求から、スタビライザー等部品素材の中空化が検討されている。従来から、種々の断面形状を有する中空部材を製造するには、鋼板をプレス成形した部品同士を溶接代であるフランジ部でスポット溶接する方法が採用されてきた。しかし、最近ではこのような中空部材にも、衝突時に、より高い衝撃吸収能を有することが求められるようになり、素材として一層高強度化した鋼板が使用されるようになってきた。そのため、従来のプレス成形を用いる方法では、成形欠陥のない、また成形品の形状、寸法精度に優れた、中空部材を製造することが困難になりつつある。
【０００５】
また、素材の中空化には、鋼管を使用することが考えられるが、部材の製造方法として従来の方法をそのまま踏襲したのでは、上記したような、矯正工程を必要とすること、耐疲労性が劣化することといった問題は依然として未解決のままとなる。
このような問題を解決するための新しい成形方法として、最近、ハイドロフォーミングが注目されている。ハイドロフォーミングは、鋼管の内部に高圧液体を注入して所要形状の部材に成形する方法であり、鋼管の断面寸法を拡管加工などにより変化させて、複雑な形状の部材を一体成形でき、強度・剛性を高める機能を持つ優れた成形法である。
【０００６】
【発明の解決しようとする課題】
ハイドロフォーミングに供される鋼管としては、ハイドロフォーミングに耐えうる加工性を有することが必要なことから、Ｃ：0.02〜0.1 質量％の低炭素鋼板を素材とした引張強さ：580MPa以下の電縫鋼管が多用されていた。しかしながら、このような低強度の鋼管では、最近の自動車用部材の薄肉化・高強度化の流れに対応できないため、ハイドロフォーミングに耐えうる加工性を有する高強度鋼管の開発が熱望されていた。
【０００７】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、引張強さ：970MPa 以上の高強度を有し、加工性に優れた自動車構造部材用高強度鋼管およびその製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、歪発生の原因となる焼入れやオフラインの熱処理を行うことなく、高強度と優れた加工性を兼ね備えた鋼管を製造する方法について、鋭意研究した。その結果、特定範囲の組成を有する素材鋼管に、圧延終了温度を400 ℃以上 800℃未満とする絞り圧延を行い、圧延終了後空冷することにより、組織がマルテンサイトおよびフェライトあるいはさらに残留オーステナイトおよび／またはベイナイトの混合組織となり、オフライン熱処理を行うことなく、高強度でかつ加工性に優れた製品管が得られることを見いだした。
【０００９】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.30％、Si：0.01〜2.0 ％、Mn：2.5 〜4.0 ％、Al：0.005 〜0.10％、Ｓ：0.003 ％以下を含有し、あるいはさらにCu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：0.05〜 1.0％、Mo：１％以下、Nb：0.01〜 0.1％、Ti：0.01〜 0.1％、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上および／またはREM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、マルテンサイト、フェライトあるいはさらに残留オーステナイトおよび／またはベイナイトを含む混合組織であり、引張強さが970MPa以上で降伏比：70％以下を有し、150 〜 300 ℃の温度で 10 〜 20min 保持する低温短時間熱処理を施したのちの降伏比が80％以上となることを特徴とする加工性に優れる自動車構造部材用高強度鋼管である。
【００１０】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.30％、Si：0.01〜1.0 ％、Mn：2.5 〜4.0 ％、Al：0.005 〜0.10％、Ｓ：0.003 ％以下を含有し、あるいはさらにCu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：0.05〜 1.0％、Mo：１％以下、Nb：0.01〜 0.1％、Ti：0.01〜 0.1％、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上および／またはREM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する素材鋼管に、加熱および均熱処理を施したのち、圧延終了温度：400 ℃以上 800℃未満、累積縮径率：20％以上の絞り圧延を施して製品管とすることを特徴とする加工性に優れた自動車構造部材用高強度鋼管の製造方法である。なお、このようにして製造された製品管は、圧延ままで引張強さが970MPa以上、降伏比：70％以下を有し、150 〜300 ℃で10〜20min の低温短時間熱処理を施した後に、降伏応力が大きく上昇し、降伏比が80％以上となる優れた低温短時間熱処理硬化性（塗装焼付け硬化性）を有する。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明の自動車構造部材用高強度鋼管は、引張強さＴＳが970MPa 以上で、かつ降伏比ＹＲ（降伏強さＹＳ／引張強さＴＳ）が70％以下であり、好ましくは限界拡管率が15％以上である、加工性に優れた高強度鋼管である。本発明の鋼管は、電縫鋼管、鍛接鋼管等の溶接鋼管、あるいは継目無鋼管のいずれでもよく、その素材鋼管の製造方法には限定されない。
【００１２】
なお、限界拡管率LBR （％）とは、円形断面自由バルジ変形させてバーストさせる自由バルジ試験においてバーストしたときの試験体の最大外径ｄ_maxを測定し、次式
LBR （％）＝｛（ｄ_max−ｄ₀）／ｄ₀｝×100
（ここに、ｄ₀：製品管（試験体）の外径）
から算出された値である。
【００１３】
さらに、本発明の自動車構造部材用高強度鋼管は、低温短時間熱処理を施すことにより、降伏応力が大きく上昇し、降伏比ＹＲが80％以上となる特性を有する。なお、本発明の自動車構造部材用高強度鋼管は、歪量５％以下の予変形を施したのち、同様の低温短時間熱処理を行っても同様の高降伏比が得られる。
本発明でいう「低温短時間熱処理」とは、150 〜300 ℃の温度で10〜20min 保持する処理をいう。低温短時間熱処理の温度が、150 ℃未満では大きな降伏応力の増加効果が得られず、一方、300 ℃を超える温度では、引張強さが低下するうえ、コスト高となる。また、低温短時間熱処理の時間は、できるだけ短時間とすることが生産性、コストの面から好ましいが、10min 未満では十分な効果が得られず、一方で20min を超えると、引張強さが低下する。
【００１４】
また、自動車用部材の場合、部品形状に成形加工を施した後に、塗装、焼付け工程を経ることが多い。塗装焼付け条件として、一般的には170 〜180 ℃で20min 程度で行われる。本発明鋼管の場合は、従来のようにＱＴ（Quench-Temper ）処理を施して強度や加工性を確保する必要はなく、塗装焼付け時の熱を利用することにより所望の強度を確保することができる。また、上記した低温短時間熱処理条件内であれば、加工性の低下も少なく、加工性を保持したままで所望の強度を確保することが可能となる。
【００１５】
まず、本発明の自動車構造部材用高強度鋼管の組成限定理由を説明する。以下、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.05〜0.30％
Ｃは、基地中に固溶しあるいは他の元素と結合し炭化物として析出し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有が必要となる。一方、0.30％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、本発明では、Ｃは0.05〜 0.30 ％の範囲に限定した。
【００１６】
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元素である。これらの効果は、0.01％以上、好ましくは 0.10 ％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。このため、Siは0.01〜 2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.01〜 1.0％である。
【００１７】
Mn：2.5 〜4.0 ％
Mnは、鋼の強度を増加させ、また、焼入れ性を向上させ圧延後の冷却時にマルテンサイト、残留オーステナイトの形成を促進する作用を有する元素である。 4.0 ％を超える含有は延性を劣化させる。オフライン熱処理をせずに970MPa以上の高強度を確保するため、Mnは 2.5〜 4.0％の範囲とした。なお、より好ましくは、2.5 〜 3.0％である。
【００１８】
Al： 0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用することに加えて、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。この結晶粒微細化の効果により、素材鋼管の組織を微細化し、本発明の効果をより大きくする。このような効果は、0.005 ％以上の含有で認められるが、 0.10 ％を超える含有は、酸化物系介在物量を増加させ、清浄度を低下させる。このため、Alは 0.001〜0.10％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｓ： 0.003％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在し、この非金属介在物を起点としてハイドロフォームなどの加工を行った際に、鋼管が破断する場合がある。このため、Ｓはできるだけ低減することが耐破断性（ハイドロフォーミング性）を改善するという観点から好ましい。しかし、0.003 ％以下に低減すれば、耐破断性（ハイドロフォーミング性）改善効果が現れる。このため、Ｓは0.003 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.0010％以下である。
【００２０】
上記した基本組成に加えて、下記に示す合金元素を必要に応じ含有することが好ましい。
Cu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：0.05〜 1.0％、Mo：１％以下、Nb：0.01〜 0.1％、Ti：0.01〜 0.1％、Ｂ： 0.005％以下のうちから選ばれた１種あるいは２種以上、
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ti、Ｂ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種以上含有できる。
【００２１】
Cu、Ni、Moは、強度を増加させることに加えてさらに、変態点を低下させ、組織を微細化する効果を有している。このような効果は、Cu：0.1 ％以上、Ni：0.1 ％以上、Mo：0.1 ％以上をそれぞれ含有することにより顕著となる。
一方、Cuを１％を超えて多量に含有すると熱間加工性が劣化する。また、Niは強度増加とともに靱性をも改善するが、１％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。また、Moを１％を超えて多量に含有すると、溶接性、延性が劣化するうえコスト高となる。このようなことから、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下とするのが好ましい。
【００２２】
Crは、焼入れ性を向上させて、マルテンサイトを生成させやすくして、強度を増加させるとともに、耐食性を向上させる元素である。このような効果は0.05％以上の含有で認められる。一方、1.0 ％を超えて含有すると、溶接性、延性が劣化する。このため、Crは0.05〜 1.0％の範囲に限定することが好ましい。
Nbは、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物として析出し、鋼の高強度化に寄与する元素である。とくに、高温に加熱される接合部を有する溶接鋼管では、接合時の加熱過程での粒の微細化や、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を有する。このような効果は、0.01％以上の含有で認められる。一方、0.1 ％を超えて多量に添加すると、溶接性、靱性ともに劣化する。このため、Nbは0.01〜0.1 ％に限定することが好ましい。
【００２３】
Tiは、Nbと同様に、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物として析出し、高強度化に寄与する元素である。本発明では、0.01％以上の含有を必要とするが、0.1 ％を超えて多量に添加すると、溶接性、靱性とも劣化する。このため、Tiは0.01〜0.1 ％に限定することが好ましい。
Ｂは、焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素である。このような効果は、0.0005％以上の含有で顕著となる。一方、0.005 ％を超えて多量に含有すると溶接性、靱性とも劣化する。このため、Ｂは0.005 ％以下に限定するのが好ましい。
【００２４】
REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種あるいは２種
REM ，Caは、いずれも硫化物、酸化物、または酸硫化物として鋼中に存在して、介在物の形状を球状化して、鋼の加工性を向上させる作用を有し、必要に応じ選択して含有できる。また、REM ，Caはともに、接合部を有する溶接鋼管の接合部の硬化を防止する作用を有する。このような効果は、REM ：0.003 ％以上、Ca：0.003 ％以上で顕著となる。
【００２５】
一方、REM が0.02％、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。このため、REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下とすることが好ましい。
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下、Ｐ：0.10％以下が許容できる。
【００２６】
つぎに、本発明鋼管の組織について説明する。
本発明鋼管は、マルテンサイトおよびフェライトの混合組織、もしくはマルテンサイト、フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織、あるいはマルテンサイト、フェライトおよびベイナイトの混合組織、あるいはマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイトおよびベイナイトの混合組織を有する。混合組織におけるフェライトは、面積率で70％以下とする。フェライトの存在量が面積率で70％を超えて多くなると所望の高強度が確保できなくなる。なお、好ましくは、50％以下である。
【００２７】
フェライト以外の残部は、主として、マルテンサイトである。なお、残留オーステナイトは、面積率で15％以下、ベイナイトは25％以下とすることが好ましい。残留オーステナイトが15％を超え、あるいはベイナイトが25％を超えると所望の高強度が確保できなくなる。
つぎに、本発明の高強度鋼管の製造方法について説明する。
【００２８】
本発明の製造方法においては、上記した組成を有する鋼管を素材鋼管（素管）として、該素材鋼管に、加熱および均熱処理を施したのち、絞り圧延を施して製品管とする。
本発明では、素材鋼管の製造方法は、通常公知の造管法がいずれも好適であり、特に限定する必要はない。造管方法としては、例えば、帯鋼を冷間または熱間でロール成形あるいは曲げ加工してオープン管とし、該オープン管の両エッジ部を高周波電流を利用して融点以上に加熱しスクイズロールで衝合接合する電気抵抗溶接法（素管名称：電縫管、熱管の場合は熱間電縫管）、オープン管両エッジ部を固相圧接温度域に加熱し圧接接合する固相圧接法（素管名称：固相圧接管）、鍛接法（素管名称：鍛接管）およびマンネスマン式穿孔圧延法（素管名称：継目無鋼管）のいずれも好適に使用できる。
【００２９】
上記した組成を有し、好ましくは上記した造管法のいずれかで製造された素材鋼管に、まず、加熱あるいは均熱処理を施す。
素材鋼管に施す加熱処理あるいは均熱処理の条件は、後述する絞り圧延条件を満足することができればとくに限定されないが、Ac₃変態点〜Ac₁変態点間に加熱するか、あるいはAc₃変態点以上に加熱し、冷却することにより絞り圧延条件を満足するように調整することが好ましい。なお、素材鋼管の製造が温間または熱間で行われ、絞り圧延に際し、充分な温度を保有している場合には、室温まで冷却することなく、管温度分布の均熱化のために均熱処理を施すのみで充分である。素材鋼管の保有する温度が低い場合には、加熱処理を施すことが好ましい。なお、加熱処理に際し、必ずしも室温まで冷却する必要はない。なお、本発明では、加熱または均熱処理後の冷却を適宜調整して、所望の絞り圧延条件を満足させることが好ましい。
【００３０】
加熱処理または均熱処理を施された素材鋼管は、ついで絞り圧延を施される。
絞り圧延は、累積縮径率：20％以上、より好ましくは30％以上とすることが好ましい。累積縮径率が20％未満では、圧延集合組織の発達が不十分で高いｒ値が得られないため、優れた加工性を確保できない。ｒ値を高くする観点からは、累積縮径率は高い方が好ましいが、生産性の観点からは上限を95％とすることが望ましい。なお、好ましくは40〜80％である。
【００３１】
絞り圧延の圧延終了温度は400 ℃以上 800℃未満、より好ましくは400 ℃以上700 ℃未満とすることが好ましい。なお、より好ましくはα＋γ二相域、あるいは二相域直上で、加工することが好ましい。α＋γ二相域、あるいは二相域直上で、加工することにより、オ−ステナイトが不安定となり、フェライトへの変態が促進され、オ−ステナイト（γ）分率が低下するため、γへのＣ，Mnの濃縮が進行しやすくなり、焼入れ性が向上する。
【００３２】
絞り圧延の圧延終了温度が400 ℃未満では、圧延時の負荷が過大となるとともに、圧延時の加工硬化量が大きくなり、そのため加工性が低下し、所望の優れた加工性を確保することができなくなる。一方、絞り圧延の圧延終了温度が 800℃以上では、低温短時間熱処理硬化性が低下し、所望の低温短時間熱処理後の特性が確保できなくなる。なお、圧延終了温度は高強度化の観点から、マルテンサイトまたはベイナイト変態終了温度以上とするのが好ましい。
【００３３】
なお、絞り圧延終了後は、常法に従って冷却すればよい。冷却は空冷または水冷いずれでもよい。
また、絞り圧延には、レデューサーと称される複数の孔型圧延機をタンデムに配列した圧延機列を使用することが好ましい。
なお、本発明では、絞り圧延は、潤滑下での圧延（潤滑圧延）とすることが好適である。絞り圧延を潤滑圧延とすることにより、厚み方向の歪み分布が均一となり、組織の微細化や集合組織の形成を厚み方向で均一にすることができる。無潤滑圧延では、剪断効果により材料表層部にのみ圧延歪が集中し、厚み方向に不均一な組織が形成される傾向となる。
【００３４】
【実施例】
表１に示す組成の熱延鋼板（2.3 mm厚）を、管状にロール成形した後、両端を誘導加熱して衝合接合し、溶接鋼管（電縫鋼管：外径 146mmφ）とした。これら溶接鋼管を素材鋼管とし、素材鋼管に表２に示す加熱処理を施し、さらに、表２に示す条件で絞り圧延を施し、製品管とした。絞り圧延はダンデム配置のレデューサーを使用して行った。
【００３５】
得られた製品管について、組織、引張特性、低温短時間熱処理硬化特性、引張曲げ特性、拡管率を調査した。また、一部の鋼管については、自由バルジ試験によりハイドロフォーム加工を行い、バーストした時の拡管率を調査した。
試験方法は下記のとおりである。
（１）組織
各製品管から、試験片を採取し、管長手方向と直交する断面について、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡を用いて組織を撮像した。得られた組織写真について画像解析装置を用い、組織の種類、組織分率を求めた。
（２）引張特性
各製品管から長手方向にJIS 12 A号試験片（標点間距離50mm）を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張り試験を実施し、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ、加工硬化指数ｎ値、およびランクフォード値ｒ値を求めた。
【００３６】
ｎ値は、５〜10％間の真応力の変化に対する真歪の変化の値、すなわち、ｎ＝（lnσ_10%ーlnσ_5%）／（lnｅ_10%−lnｅ_5%）により求めた。なお、σは真応力、ｅは真歪である。
また、ｒ値は、引張試験における板厚真歪に対する板幅真歪の比で定義される。
【００３７】
ｒ＝ｌｎ（Ｗ_i／Ｗ_f）／ｌｎ（Ｔ_i／Ｔ_f）
ここで、Ｗ_i：最初の板幅、Ｗ_f：最終の板幅、
Ｔ_i：最初の板厚、Ｔ_f：最終の板厚。
ただし、板厚測定は、かなりの誤差を伴うためｒ、通常は試験片の体積は一定であるとして、次式によりｒ値を求める。
【００３８】
ｒ＝ｌｎ（Ｗ_i／Ｗ_f）／ｌｎ（Ｌ_fＷ_f／Ｌ_iＷ_i）
ここで、Ｗ_i：最初の板幅、Ｗ_f：最終の板幅、
Ｌ_i：最初の長さ、Ｌ_f：最終の長さ。
本発明では、ｒ値は、引張試験片にゲージ長さが２mmの歪ゲージを貼り付け、公称歪で６〜７％の引張を行った時の長手方向の真歪、幅方向の真歪を測定し、前記式により算出した。
（３）低温短時間熱処理硬化特性
得られた各製品管から長手方向にJIS 12 A号試験片（標点間距離50mm）を採取して、まず引張塑性歪５％を付与する予変形を実施した。ついで、試験片に、 180℃×20min の低温短時間熱処理を施した。そして、引張試験片に再引張りを行い、予変形時の最大応力と再引張り時の0.2 ％耐力との差を求め、低温短時間熱処理硬化量（ＢＨ量）として低温短時間熱処理硬化特性を評価した。なお、低温短時間熱処理後の降伏比についても測定した。
（４）拡管率
外径38.1mm以上の製品管を500 mmの長さに切断しハイドロフォーム用試験体とした。このハイドロフォーム用試験体を、図１に示すように、ハイドロフォーム加工装置にセットし、試験体の両端から水を供給して、円形断面自由バルジ変形させ、バースト（破断）させた。バーストしたときの試験体の最大外径ｄ_maxを測定し、次式
LBR （％）＝｛（ｄ_max−ｄ₀）／ｄ₀｝×100
（ここに、ｄ₀：製品管（試験体）の外径）
で限界拡管率LBR を算出した。なお、使用した金型の断面図を図２に示す。
【００３９】
上部金型２ａ，下部金型２ｂは、ぞれぞれ長さ方向両端側に、鋼管の外径ｄ_Oに略等しい径の半筒状面で構成される鋼管保持部３を有し、長さ方向中央部には、径ｄ_cの半筒状変形部４および傾斜角θ＝45°のテーパー状変形部５よりなる変形部６を有する。なお、変形部６の長さ１ｃはｄ_Oの２倍としている。また、半円筒状変形部４の径ｄ_cは、鋼管の外径ｄ_Oの２倍程度あればよい。
【００４０】
試験方法の詳細についてさらに説明する。
図１に示すように、この上部金型２ａと下部金型２ｂとで、金型それぞれの鋼管保持部３に鋼管１が嵌まるように鋼管１を挟み込む。この状態で、鋼管１の両端から該鋼管１の内面側に、軸押シリンダ７ａを介して水等の液体を供給して、液圧Ｐを付与し、円形断面自由バルジ変形させてバーストした時の最大外径ｄ_maxを測定する。なお、図１中の８，９はぞれぞれ金型２ａ，２ｂが鋼管が鋼管を挟み込んだ状態に保持しておくための、金型ホルダ、アウターリングである。なお、ハイドロフォームでは、管の両端を固定した場合と、管の両端から圧縮力を加える場合（軸方向圧縮という）があるが、一般に、管端圧縮の方が高い拡管率を得ることが可能である。ここでは、高い拡管率が得られるよう、管の両端から圧縮力を適宜負荷した。この圧縮力の負荷は、図１において、軸押シリンダ７ａ，７ｂに対して軸方向に圧縮力Ｆを負荷することにより実施できる。なお、ここで使用した金型寸法（図２）は、ｌ_Cが127.0 mm、ｄ_cが127.0 mm、ｒ_dが５mm、ｌ_Oが550 mm、θが45°であった。
【００４１】
得られた結果を表３に示す。
【００４２】
【表１】

【００４３】
【表２】

【００４４】
【表３】

【００４５】
本発明例は、いずれも引張強さ970MPa 以上でかつ、70％以下の低降伏比と高延性を有し、さらに、拡管率LBR が高く、ハイドロフォーム性にも優れている。さらに、低温短時間熱処理により、大きなＢＨ量が得られ、また降伏比も80％以上の高ＹＲが得られている。したがって、本発明例はいずれも、加工後に高強度を確保することが可能となる。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、引張強さが低いか、降伏比が高いか、LBR が低いかして加工性が低下している。
【００４６】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、オフライン熱処理を行うことなく、高強度でかつ加工性に優れた高強度鋼管を安価に製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の高強度鋼管は、高強度に加え、高延性で高い限界拡管率を有してハイドロフォーム性に優れ、自動車構造部材用として自動車車体の軽量化に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】自由バルジ試験に用いるハイドロフォーミング加工装置の構成の例を示す断面図である。
【図２】自由バルジ試験に用いる金型の一例を示す断面図である。
【符号の説明】
１試験体（試験鋼管）
２金型
２ａ上部金型
２ｂ下部金型
３鋼管保持部
４半円筒状変形部
５テーパ状変形部
６変形部
７ａ、７ｂ軸押シリンダ
８金型ホルダ
９アウターリング[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel pipe for automobile structural members, and more particularly to a steel pipe having high strength and excellent workability for automobile structural members, and further having low temperature and short time heat treatment curability (paint bake curability). In the present invention, “low temperature short time heat treatment” refers to a treatment of holding at a temperature of 150 to 300 ° C. for 10 to 20 minutes .
[0002]
[Prior art]
In recent years, there has been a strong demand for reducing the weight of automobile bodies from the viewpoint of conservation of the global environment. With the demand for reducing the weight of automobile bodies, steel pipes used as automobile structural members are also required to be thinner and stronger. Steel pipes are often used for applications related to suspension mechanisms among automobile structural members. Steel pipes used as suspension mechanism members are sometimes used as simple straight pipes, but are often used after being bent, reduced in diameter, or expanded. For this reason, it is requested | required that the property of a steel pipe is excellent in workability in addition to high strength.
[0003]
As a suspension mechanism component of an automobile, for example, there is a stabilizer. Stabilizers are components that improve ride comfort and running stability when turning a car, and are designated as important safety parts. Therefore, the stabilizer is required to have sufficient strength and durability.
Conventionally, a stabilizer as a suspension mechanism part of an automobile is made of hot-rolled steel bar or hot-rolled wire as a raw material, and after forming the material into a predetermined shape by hot forging, hot bending, etc. It was manufactured by a method of quenching and tempering. However, this method has a problem that a complicated process and large-scale equipment are required, resulting in an increase in manufacturing cost, and deformation may occur during the heating and quenching process, and a correction process is essential. There is also a problem that fatigue resistance deteriorates due to rough skin due to oxidation during heating, generation of decarburization, and the like.
[0004]
In recent years, hollowing of parts materials such as stabilizers has been studied due to demands for reducing the weight of automobile bodies and demands for improving the production efficiency of body parts. Conventionally, in order to manufacture a hollow member having various cross-sectional shapes, a method of spot-welding parts obtained by press-forming steel plates with a flange portion which is a welding allowance has been employed. Recently, however, such hollow members are also required to have a higher shock absorption capacity at the time of collision, and steel plates with higher strength have been used as materials. Therefore, in the conventional method using press molding, it is becoming difficult to produce a hollow member free from molding defects and having excellent shape and dimensional accuracy of a molded product.
[0005]
In addition, it is conceivable to use a steel pipe for hollowing out the material. However, if the conventional method is followed as it is as a manufacturing method of the member, it will require a correction process as described above, and fatigue resistance. The issue of degradation of the problem remains unresolved.
Recently, hydroforming has attracted attention as a new molding method for solving such problems. Hydroforming is a method of injecting high-pressure liquid into a steel pipe and forming it into a member of the required shape. By changing the cross-sectional dimension of the steel pipe by tube expansion, etc., it is possible to integrally form a member with a complex shape. It is an excellent molding method with a function to increase rigidity.
[0006]
[Problem to be Solved by the Invention]
Steel pipes used for hydroforming need to have workability that can withstand hydroforming, so C: 0.02 to 0.1% by mass Low carbon steel sheet, tensile strength: 580MPa or less Steel pipes were frequently used. However, since such low-strength steel pipes cannot cope with the recent trend of thinning and high-strength automotive members, development of high-strength steel pipes having workability that can withstand hydroforming has been eagerly desired.
[0007]
An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, and to propose a high-strength steel pipe for automobile structural members having a high tensile strength of 970 MPa or more and excellent workability, and a method for producing the same. To do.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have earnestly studied a method for producing a steel pipe having high strength and excellent workability without performing quenching and off-line heat treatment that cause distortion. . As a result, the material steel pipe having a composition in a specific range is subjected to drawing rolling at a rolling end temperature of 400 ° C. or higher and lower than 800 ° C., and air-cooled after the rolling ends, so that the structure becomes martensite and ferrite or further retained austenite and / or It was also found that a bainite mixed structure was obtained, and a product tube having high strength and excellent workability was obtained without performing offline heat treatment.
[0009]
The present invention has been completed by further studies based on the above-described findings.
That is, the first aspect of the present invention contains, in mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 2.5 to 4.0%, Al: 0.005 to 0.10%, S: 0.003% or less, Alternatively, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 1% or less, Nb: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.005% or less One or two or more selected from the above and / or REM: 0.02% or less, Ca: 0.01% or less selected from one or two selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities, The structure is martensite, ferrite or a mixed structure containing residual austenite and / or bainite, has a tensile strength of 970 MPa or more and a yield ratio of 70% or less, and is kept at a temperature of 150 to 300 ° C. for 10 to 20 minutes. excellent in workability yield ratio of after having been subjected to low-temperature short-time heat treatment to is characterized in that a 80% That is an automobile structural member for high strength steel pipe.
[0010]
Moreover, 2nd this invention contains C: 0.05-0.30%, Si: 0.01-1.0%, Mn: 2.5-4.0%, Al: 0.005-0.10%, S: 0.003% or less by the mass%, Alternatively, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 1% or less, Nb: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.005% or less (s) and / or REM was 0.02% or less, Ca: contain one or two species selected from among 0.01% or less, the material having a composition consisting of the remaining portion Fe and unavoidable impurities It is excellent in workability, characterized by subjecting the steel pipe to hot rolling and soaking, and then subjecting it to drawing rolling at a rolling end temperature of 400 ° C or higher and lower than 800 ° C and a cumulative diameter reduction ratio of 20% or higher. This is a method for producing a high-strength steel pipe for automobile structural members. The product tube thus manufactured has a tensile strength of 970 MPa or more and a yield ratio of 70% or less as it is rolled, and is subjected to low-temperature short-time heat treatment at 150 to 300 ° C. for 10 to 20 minutes. It has excellent low-temperature short-time heat-treatment curability (coating bake hardenability) that yield stress greatly increases and yield ratio is 80% or more.
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The high-strength steel pipe for automobile structural members of the present invention has a tensile strength TS of 970 MPa or more and a yield ratio YR (yield strength YS / tensile strength TS) of 70% or less. % High-strength steel pipe with excellent workability. The steel pipe of the present invention may be any of a welded steel pipe such as an electric-welded steel pipe and a forged steel pipe, or a seamless steel pipe, and is not limited to a method for manufacturing the material steel pipe.
[0012]
Note that the limit expansion ratio LBR (%) is the maximum outer diameter d _max of the test specimen when bursting in a free bulge test in which a circular section free bulge is deformed and burst.
LBR (%) = {(d _max −d ₀ ) / d ₀ } × 100
(Where d ₀ is the outer diameter of the product tube (test body))
It is a value calculated from
[0013]
Furthermore, the high-strength steel pipe for automobile structural members of the present invention has characteristics that the yield stress is greatly increased and the yield ratio YR is 80% or more by performing a low-temperature short-time heat treatment. In addition, the high strength steel pipe for automobile structural members of the present invention can obtain the same high yield ratio even if the same low temperature and short time heat treatment is performed after pre-deformation with a strain amount of 5% or less.
The term “low-temperature short-time heat treatment” as used in the present invention refers to a treatment of holding at a temperature of 150 to 300 ° C. for 10 to 20 minutes. If the temperature of the low-temperature short-time heat treatment is less than 150 ° C., a large yield stress increase effect cannot be obtained. On the other hand, if the temperature exceeds 300 ° C., the tensile strength decreases and the cost increases. In addition, it is preferable from the viewpoint of productivity and cost that the time for the low-temperature short-time heat treatment is as short as possible. However, if it is less than 10 minutes, a sufficient effect cannot be obtained, while if it exceeds 20 minutes, the tensile strength decreases. To do.
[0014]
Moreover, in the case of a member for automobiles, a part is often subjected to a painting and baking process after being subjected to a molding process. As a condition for paint baking, it is generally performed at 170 to 180 ° C. for about 20 minutes. In the case of the steel pipe of the present invention, it is not necessary to secure the strength and workability by applying the QT (Quench-Temper) treatment as in the past, and it is possible to secure the desired strength by utilizing the heat at the time of paint baking. it can. Moreover, if it is in the above-mentioned low-temperature short-time heat treatment conditions, it is possible to ensure a desired strength while maintaining the workability with little decrease in workability.
[0015]
First, the reasons for limiting the composition of the high-strength steel pipe for automobile structural members of the present invention will be described. Hereinafter, mass% is simply referred to as%.
C: 0.05-0.30%
C is an element that contributes to increasing the strength of the steel by dissolving in the matrix or combining with other elements to precipitate as carbides. In order to acquire such an effect, 0.05% or more must be contained. On the other hand, when it contains exceeding 0.30%, weldability will deteriorate. For this reason, in the present invention, C is limited to the range of 0.05 to 0.30%.
[0016]
Si: 0.01-2.0%
Si is an element that acts as a deoxidizing agent and dissolves in the matrix to increase the strength of the steel. These effects are observed when the content is 0.01% or more, preferably 0.10% or more. However, the content exceeding 2.0% deteriorates the ductility. For this reason, Si was limited to the range of 0.01 to 2.0%. In addition, Preferably, it is 0.01 to 1.0%.
[0017]
Mn: 2.5 to 4.0%
Mn is an element that increases the strength of steel, improves hardenability, and promotes the formation of martensite and retained austenite during cooling after rolling . If the content exceeds 4.0%, ductility deteriorates . Order to ensure a high strength of at least 970MPa without offline heat treatment, Mn is in the range of 2.5 to 4.0%. More preferably, it is 2.5 to 3.0%.
[0018]
Al: 0.005-0.10%
In addition to acting as a deoxidizer, Al is an element that has the effect of refining crystal grains. Due to the effect of refining crystal grains, the structure of the material steel pipe is refined, and the effect of the present invention is further increased. Such an effect is recognized when the content is 0.005% or more. However, when the content exceeds 0.10%, the amount of oxide inclusions is increased and the cleanliness is lowered. For this reason, Al was limited to the range of 0.001 to 0.10%.
[0019]
S: 0.003% or less S is present as non-metallic inclusions in the steel, and the steel pipe may break when processing such as hydroform is performed using the non-metallic inclusions as a starting point. Therefore, it is preferable to reduce S as much as possible from the viewpoint of improving fracture resistance (hydroforming property). However, if it is reduced to 0.003% or less, the effect of improving fracture resistance (hydroforming property) appears. For this reason, S was limited to 0.003% or less. In addition, Preferably it is 0.0010% or less.
[0020]
In addition to the basic composition described above, the following alloy elements are preferably contained as required.
Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 1% or less, Nb: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.005% or less One or more,
Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, Ti, and B are all elements that increase the strength, and can be contained singly or in combination of two or more as required.
[0021]
In addition to increasing the strength, Cu, Ni, and Mo have the effect of further reducing the transformation point and refining the structure. Such an effect becomes remarkable by containing Cu: 0.1% or more, Ni: 0.1% or more, and Mo: 0.1% or more.
On the other hand, when Cu is contained in a large amount exceeding 1%, hot workability deteriorates. Ni also improves toughness as the strength increases. However, even if Ni is contained in a large amount exceeding 1%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. Further, if Mo is contained in a large amount exceeding 1%, weldability and ductility are deteriorated and cost is increased. Therefore, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and Mo: 1% or less are preferable.
[0022]
Cr is an element that improves hardenability, facilitates the formation of martensite, increases strength, and improves corrosion resistance. Such an effect is recognized when the content is 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds 1.0%, weldability and ductility deteriorate. For this reason, Cr is preferably limited to a range of 0.05 to 1.0%.
Nb is an element that precipitates as carbide, nitride, or carbonitride and contributes to increasing the strength of steel. In particular, welded steel pipes with joints heated to high temperatures have the effect of preventing the hardening of the joints by acting as fine grains in the heating process during joining and as ferrite precipitation nuclei during the cooling process. . Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. On the other hand, if added over 0.1%, both weldability and toughness deteriorate. For this reason, Nb is preferably limited to 0.01 to 0.1%.
[0023]
Ti, like Nb, precipitates as carbide, nitride, or carbonitride, and is an element contributing to high strength. In the present invention, it is necessary to contain 0.01% or more. However, if it is added in a large amount exceeding 0.1%, both weldability and toughness deteriorate. For this reason, it is preferable to limit Ti to 0.01 to 0.1%.
B is an element that improves the strength through the improvement of hardenability. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.0005% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.005%, both weldability and toughness deteriorate. For this reason, B is preferably limited to 0.005% or less.
[0024]
One or two selected from REM: 0.02% or less, Ca: 0.01% or less
REM and Ca are all present in steel as sulfides, oxides, or oxysulfides, and have the effect of improving the workability of steel by spheroidizing the shape of inclusions. Select as required. Can be contained. Both REM and Ca have an effect of preventing hardening of the joint portion of the welded steel pipe having the joint portion. Such an effect becomes significant when REM is 0.003% or more and Ca is 0.003% or more.
[0025]
On the other hand, when REM exceeds 0.02% or Ca exceeds 0.01%, the amount of inclusions becomes too much, and the cleanliness decreases and ductility deteriorates. For this reason, it is preferable to set REM: 0.02% or less and Ca: 0.01% or less.
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. As unavoidable impurities, N: 0.01% or less, O: 0.01% or less, and P: 0.10% or less are acceptable.
[0026]
Next, a description of the present invention the steel pipe organization for.
The steel pipe of the present invention has a mixed structure of martensite and ferrite, or a mixed structure of martensite, ferrite and retained austenite, or a mixed structure of martensite, ferrite and bainite, or a mixed structure of martensite, ferrite, retained austenite and bainite. that Yusuke. Ferrite in the mixed structure shall be the 70% or less in area ratio. If the abundance of ferrite exceeds 70% in area ratio, the desired high strength cannot be secured. Incidentally, good Mashiku is 50% or less.
[0027]
The balance other than ferrite is mainly martensite. The retained austenite is preferably 15% or less in area ratio and bainite is preferably 25% or less. If the retained austenite exceeds 15% or bainite exceeds 25%, the desired high strength cannot be secured.
Below, the manufacturing method of the high strength steel pipe of this invention is demonstrated.
[0028]
In the production method of the present invention, a steel pipe having the above composition is used as a raw steel pipe (elementary pipe), and the raw steel pipe is subjected to heating and soaking, and then subjected to drawing rolling to obtain a product pipe.
In the present invention, as a method for producing a raw steel pipe, any of the generally known pipe making methods is suitable, and there is no need to particularly limit it. As a pipe making method, for example, a steel strip is cold-formed or hot-rolled or bent into an open pipe, and both edge portions of the open pipe are heated to a melting point or higher by using a high-frequency current, and then squeezed with a squeeze roll. Electric resistance welding method (impact pipe name: ERW pipe, hot ERW pipe in the case of hot pipe), solid-phase pressure welding method (Open pipe both edges are heated to the solid pressure welding temperature range and pressure welding ( Any of the pipe name: solid-phase pressure welded pipe), the forging method (raw pipe name: forged pipe) and the Mannesmann piercing and rolling method (raw pipe name: seamless steel pipe) can be suitably used.
[0029]
First, a raw steel pipe having the above-described composition and preferably manufactured by any of the above-described pipe making methods is first subjected to heating or soaking.
The conditions for the heat treatment or soaking treatment applied to the raw steel pipe are not particularly limited as long as the drawing rolling conditions described below can be satisfied, but the heating is performed between the Ac ₃ transformation point and the Ac ₁ transformation point, or more than the Ac ₃ transformation point. It is preferable to adjust so as to satisfy the drawing rolling conditions by heating and cooling. In addition, when the raw steel pipe is manufactured warmly or hotly and has a sufficient temperature at the time of drawing rolling, it is not cooled to room temperature, but is equalized to equalize the temperature distribution of the pipe. It is sufficient to apply heat treatment. When the temperature of the material steel pipe is low, heat treatment is preferably performed. Note that the heat treatment is not necessarily performed at room temperature. In the present invention, it is preferable to appropriately adjust the cooling after heating or soaking to satisfy the desired drawing rolling conditions.
[0030]
The material steel pipe that has been subjected to heat treatment or soaking is then subjected to drawing rolling.
Drawing rolling is preferably performed at a cumulative diameter reduction ratio of 20% or more, more preferably 30% or more. If the cumulative diameter reduction is less than 20%, the rolled texture is insufficiently developed and a high r value cannot be obtained, so that excellent workability cannot be ensured. From the viewpoint of increasing the r value, a higher cumulative diameter reduction is preferable, but from the viewpoint of productivity, the upper limit is desirably 95%. In addition, Preferably it is 40 to 80%.
[0031]
The rolling end temperature of the drawing rolling is preferably 400 ° C. or higher and lower than 800 ° C., more preferably 400 ° C. or higher and lower than 700 ° C. It is more preferable to process in the α + γ two-phase region or just above the two-phase region. By processing in the α + γ two-phase region or immediately above the two-phase region, austenite becomes unstable, the transformation to ferrite is promoted, and the austenite (γ) fraction decreases, so C to γ ， Mn enrichment is easy to proceed and hardenability is improved.
[0032]
When the rolling end temperature of drawing rolling is less than 400 ° C, the load during rolling becomes excessive and the work hardening amount during rolling increases, so that the workability decreases and the desired excellent workability can be ensured. become unable. On the other hand, if the rolling finish temperature of drawing rolling is 800 ° C. or higher, the low-temperature short-time heat treatment curability decreases, and the desired characteristics after the low-temperature short-time heat treatment cannot be secured. In addition, it is preferable that rolling completion temperature shall be more than martensite or bainite transformation completion temperature from a viewpoint of high strengthening.
[0033]
In addition, what is necessary is just to cool in accordance with a conventional method after completion | finish of drawing rolling. The cooling may be either air cooling or water cooling.
Moreover, it is preferable to use the rolling mill row | line | column which arranged several hole type rolling mills called a reducer in tandem for drawing rolling.
In the present invention, the drawing rolling is preferably rolling under lubrication (lubricating rolling). When the drawing rolling is lubricated rolling, the strain distribution in the thickness direction becomes uniform, and the refinement of the structure and the formation of the texture can be made uniform in the thickness direction. In non-lubricated rolling, rolling strain concentrates only on the material surface layer due to the shear effect, and a non-uniform structure tends to be formed in the thickness direction.
[0034]
【Example】
Hot rolled steel sheets (2.3 mm thick) having the composition shown in Table 1 were roll-formed into a tubular shape, and both ends were induction-heated and abutted to form welded steel pipes (electrically welded steel pipe: outer diameter 146 mmφ). These welded steel pipes were used as raw steel pipes, the raw steel pipes were subjected to the heat treatment shown in Table 2, and further subjected to drawing rolling under the conditions shown in Table 2 to obtain product pipes. Drawing rolling was performed using a reducer with a dandem arrangement.
[0035]
The obtained product tube was examined for structure, tensile properties, low-temperature short-time heat-treatment hardening properties, tensile bending properties, and tube expansion rate. In addition, some steel pipes were hydroformed by a free bulge test to investigate the pipe expansion rate when bursting.
The test method is as follows.
(1) Tissue A test piece was collected from each product tube, and the tissue was imaged using an optical microscope and a scanning electron microscope on a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the tube. About the obtained structure | tissue photograph, the kind of structure | tissue and the tissue fraction were calculated | required using the image-analysis apparatus.
(2) Tensile properties JIS 12 A test pieces (distance between gauge points 50 mm) are taken from each product tube in the longitudinal direction, and a tensile test is performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241. Yield stress YS, tensile Strength TS, elongation El, work hardening index n value, and Rankford value r value were determined.
[0036]
The n value was determined by the value of change in true strain with respect to change in true stress between 5 and 10%, that is, n = (lnσ _10% −lnσ _5% ) / (lne _10% −lne _5% ). Here, σ is true stress and e is true strain.
The r value is defined by the ratio of the plate width true strain to the plate thickness true strain in the tensile test.
[0037]
r = ln (W _i / W _f ) / ln (T _i / T _f )
Where W _{i is the} initial plate width, W _{f is the} final plate width,
T _i : initial plate thickness, T _f : final plate thickness.
However, since the plate thickness measurement involves a considerable error, it is assumed that r, usually the volume of the test piece is constant, and the r value is obtained by the following equation.
[0038]
r = ln (W _i / W _f ) / ln (L _f W _f / L _i W _i )
Where W _{i is the} initial plate width, W _{f is the} final plate width,
L _i : initial length, L _f : final length.
In the present invention, the r value indicates the true strain in the longitudinal direction and the true strain in the width direction when a strain gauge having a gauge length of 2 mm is attached to the tensile test piece and the tensile strain is 6 to 7% at the nominal strain. Measured and calculated by the above formula.
(3) Low-temperature short-time heat treatment hardening characteristics JIS 12 A test piece (distance between gauge points 50 mm) is taken from each product tube obtained in the longitudinal direction, and pre-deformation is first applied to give 5% tensile plastic strain. did. Subsequently, the test piece was subjected to low-temperature short-time heat treatment at 180 ° C. × 20 min. Then, the tensile test piece is re-tensioned, the difference between the maximum stress during pre-deformation and the 0.2% proof stress during re-tension is determined, and the low-temperature short-time heat-treatment hardening amount (BH amount) is evaluated. did. Note that the yield ratio after the low-temperature short-time heat treatment was also measured.
(4) Pipe expansion rate A product tube having an outer diameter of 38.1 mm or more was cut into a length of 500 mm to obtain a hydrofoam test specimen. As shown in FIG. 1, this hydrofoam test specimen was set in a hydrofoam processing apparatus, water was supplied from both ends of the test specimen, and the circular cross section free bulge was deformed and burst (broken). Measure the maximum outer diameter d _max of the specimen when bursting,
LBR (%) = {(d _max −d ₀ ) / d ₀ } × 100
(Here, d _0: the outside diameter of the product pipe (specimen))
The critical tube expansion ratio LBR was calculated. A sectional view of the mold used is shown in FIG.
[0039]
Upper die 2a, the lower mold 2b is a Zorezo Re length direction end sides, have constructed steel tube holding portion 3 in a semi-cylindrical surface of diameter substantially equal to the outer diameter d _O of the steel pipe, the length the direction central portion is, having a deformation portion 6 made of tapered deformable portion 5 of the semi-cylindrical deformation portion 4 and the inclination angle theta = 45 ° of the diameter d _c. The length 1c of the deforming portion 6 is twice as long as d 2 _O. The diameter d _c of the semi-cylindrical deformation portion 4 may if 2 times the outer diameter d _O of the steel tube.
[0040]
Details of the test method will be further described.
As shown in FIG. 1, the steel pipe 1 is sandwiched between the upper mold 2a and the lower mold 2b so that the steel pipe 1 fits in the steel pipe holding portion 3 of each mold. In this state, when a liquid such as water is supplied from both ends of the steel pipe 1 to the inner surface side of the steel pipe 1 via the axial cylinder 7a, and a hydraulic pressure P is applied, and a circular cross section free bulge is deformed and burst. The maximum outer diameter d _max is measured.

Reference numerals

8 and 9 in FIG. 1 denote a mold holder and an outer ring for holding the

molds

2a and 2b in a state where the steel pipe sandwiches the steel pipe, respectively. In hydroform, there are cases where both ends of the tube are fixed and cases where compressive force is applied from both ends of the tube (referred to as axial compression). In general, tube end compression can provide a higher tube expansion rate. It is. Here, a compressive force was appropriately applied from both ends of the tube so as to obtain a high tube expansion rate. The compressive force can be applied by applying a compressive force F in the axial direction to the

axial cylinders

7a and 7b in FIG. Here, using a mold dimension (Fig. 2) is, l _C is 127.0 mm, d _c is 127.0 mm, r _d is 5 mm, l _O is 550 mm, theta was 45 °.
[0041]
The obtained results are shown in Table 3.
[0042]
[Table 1]

[0043]
[Table 2]

[0044]
[Table 3]

[0045]
The examples of the present invention all have a tensile strength of 970 MPa or more , a low yield ratio of 70% or less and high ductility, a high tube expansion ratio LBR, and excellent hydroforming properties. Furthermore, a large amount of BH is obtained by low-temperature short-time heat treatment, and a high YR with a yield ratio of 80% or more is obtained. Accordingly, all of the inventive examples can ensure high strength after processing. On the other hand, in a comparative example that is out of the scope of the present invention, the workability deteriorates because the tensile strength is low, the yield ratio is high, or the LBR is low.
[0046]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a high-strength steel pipe having high strength and excellent workability can be manufactured at low cost without performing off-line heat treatment, and a remarkable industrial effect can be achieved. In addition to high strength, the high-strength steel pipe of the present invention has high ductility, high limit pipe expansion ratio, excellent hydroformability, and has an effect that it can contribute to weight reduction of an automobile body for automobile structural members.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing an example of the configuration of a hydroforming apparatus used for a free bulge test.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing an example of a mold used for a free bulge test.
[Explanation of symbols]
1 Test body (test pipe)
2 Mold

2a Upper mold

2b Lower mold 3 Steel pipe holding part 4 Semi-cylindrical deformed part 5 Tapered deformed part 6

Deformed parts

7a and 7b Axial cylinder 8 Mold holder 9 Outer ring

Claims

% By mass
C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.01 to 2.0%,
Mn: 2.5 to 4.0%, Al: 0.005 to 0.10%,
S: 0.003% or less, having a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, the structure is martensite, ferrite, or a mixed structure containing residual austenite and / or bainite, and a tensile strength of 970 MPa or more in yield ratio: it has 70% or less, for automobile structural member having excellent workability yield ratio after subjected to low temperature short-time heat treatment of 10 ~ 20min at 0.99 ~ 300 ° C. is characterized by comprising 80% or more High strength steel pipe.

In addition to the above composition, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, Mo: 1% or less, Nb: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 1 type or 2 types or more selected from 0.005% or less are contained, The high strength steel pipe for motor vehicle structural members of Claim 1 characterized by the above-mentioned.

The automobile according to claim 1 or 2, further comprising one or two kinds selected from REM: 0.02% or less and Ca: 0.01% or less in mass% in addition to the composition. High-strength steel pipe for structural members.

% By mass
C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.01 to 2.0%,
Mn: 2.5 to 4.0%, Al: 0.005 to 0.10%,
S: see contains 0.003% or less, or even, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.05 ~ 1.0%, Mo: 1% or less, Nb: 0.01 ~ 0.1%, Ti: 0.01 ~ 0.1% B: One or more selected from 0.005 % or less and / or REM : 0.02 % or less, Ca : One or two selected from 0.01 % or less, and the balance Fe and the material steel pipe having a composition consisting of unavoidable impurities, then subjected to heating and soaking, rolling end temperature: 400 ° C. or higher 800 than ° C., cumulative radial contraction rate: subjected to more than 20% of the reducing rolling, the tensile strength There yield ratio above 970 MPa: has 70% or less, wherein the yield ratio after subjected to low temperature short-time heat treatment of 10 ~ 20min at 0.99 ~ 300 ° C. is a product tube to be 80% or more machining For producing high-strength steel pipes for automobile structural members having excellent properties.