[go: up one dir, main page]

JP4264212B2 - 成形性の優れた鋼管及びその製造方法 - Google Patents

成形性の優れた鋼管及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP4264212B2
JP4264212B2 JP2001561805A JP2001561805A JP4264212B2 JP 4264212 B2 JP4264212 B2 JP 4264212B2 JP 2001561805 A JP2001561805 A JP 2001561805A JP 2001561805 A JP2001561805 A JP 2001561805A JP 4264212 B2 JP4264212 B2 JP 4264212B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel
steel pipe
thickness
plate
ferrite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2001561805A
Other languages
English (en)
Inventor
展弘 藤田
直樹 吉永
学 高橋
均 朝日
康浩 篠原
泰士 長谷川
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of JP4264212B2 publication Critical patent/JP4264212B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/909—Tube

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

【０００１】
技術分野
本発明は、例えば自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる鋼材で、特にハイドロフォーム等の成形性に優れた高強度鋼管及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
背景技術
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化が望まれている。鋼板を高強度化することで、板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。また最近では、複雑な形状の部位について、高強度鋼の素鋼板又は鋼管からハイドロフォーム法を用いて成形加工する試みが行われている。これは、自動車の軽量化や低コスト化のニーズに伴い、部品数の減少や溶接フランジ箇所の削減などを狙ったものである。このように、ハイドロフォーム（特開平１０−１７５０２６号公報参照）などの新しい成形加工方法が実際に採用されれば、コストの削減や設計の自由度が拡大されるなどの大きなメリットが期待される。
【０００３】
このようなハイドロフォーム成形のメリットを充分に生かすためには、これらの新しい成形法に適した材料が必要となる。例えば、第５０回塑性加工連合講演大会（１９９９年，４４７頁）には、ハイドロフォーム成形に及ぼすｒ値の影響が示されている。しかし、ここでは、シミュレーションによる解析により、長手方向のｒ値がハイドロフォームでの１基本成形モードであるＴ字成形では効果的であることが示されている。また、FISITA World Automotive Congress,2000A420（於Seoul，June 12-15,2000）にあるように、結晶粒微細化を活用して高強度高延性化を図った高加工性鋼管の開発も進められつつあり、この中でも管長手方向のｒ値の向上が述べられている。
【０００４】
しかし、細粒化は厚手系の材料の靱性確保効力が大きいが、比較的低温での温間加工により細粒化を実現させる点や加工度（ここでは縮径率や減面率）を高くすることからすると、ハイドロフォーム等の成形に重要なｎ値が低くなってしまうことや、成形性の指標である平均ｒ値を向上させる結果には至らないことが懸念される。
【０００５】
以上のように、ハイドロフォーム等の１基本成形モードだけでなく、種々の成形に適した材料開発は実用レベルではほとんど行われておらず、既存の高ｒ値鋼板や高延性鋼板がハイドロフォーム成形に使用されつつある。
【０００６】
発明の開示
本発明は、材料の特性値を限定してハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【０００７】
本発明者らは、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の金属組織、集合組織及びその制御方法を見出し、これらを規定することでハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管及びその製造方法を提供する。
【０００８】
即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上がフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１〜２００μｍの範囲にあり、各フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が０．５〜３．０であり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であることを特徴とする成形性の優れた鋼管。
【０００９】
（２）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上がフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１〜２００μｍの範囲にあり、各フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が０．５〜３．０であり、鋼管の集合組織として、
(1)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
(2)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の何れか一方又は両方が３．０以下であること、
(3)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方又は両方であること、
の上記（１）乃至（３）のうちの何れか１又は２項目以上を満たすことを特徴とする成形性の優れた鋼管。
【００１０】
（３）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上がフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１〜２００μｍの範囲にあり、各フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が０．５〜３．０であり、
(1)鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が１．５以上、かつ、
(2)鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が５．０以下、を満たすことを特徴とする成形性の優れた鋼管。
（４）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上を満たすことを特徴とする前記（３）に記載の成形性の優れた鋼管。
（５）鋼中に、更に、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｚｒ：０．００１〜０．５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．５％、の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）乃至（４）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（６）質量％で、Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含むことを特徴とする前記（５）に記載の成形性の優れた鋼管。
【００１１】
（７）鋼中に、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）乃至（６）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（８）質量％で、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５％含むことを特徴とする前記（７）に記載の成形性の優れた鋼管。
（９）鋼中に、更に、質量％で、Ｐを０．００１〜０．２０％含むことを特徴とする前記（１）乃至（８）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（１０）鋼中に、更に、Ｎ：０．０００１〜０．０３％を含むことを特徴とする前記（１）乃至（９）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（１１）鋼中に、更に、質量％で、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする前記（１）乃至（１０）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
【００１２】
（１２）鋼中に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜１．５％、Ｃｕ：０．００１〜１．５％、Ｎｉ：０．００１〜１．５％、Ｃｏ：０．００１〜１．５％、Ｗ：０．００１〜１．５％、Ｍｏ：０．００１〜１．５％、の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）乃至（１１）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（１３）質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．５％含むことを特徴とする前記（１２）に記載の成形性の優れた鋼管。
（１４）鋼中に、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．５％、希土類元素（Ｒｅｍ）：０．０００１〜０．５％、の１種又は２種を含むことを特徴とする前記（１）乃至（１３）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（１５）質量％で、Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）の１種又は２種を合計で０．０００１〜０．５％含むことを特徴とする前記（１４）に記載の成形性の優れた鋼管。
（１６）鋼中に、更に、質量％で、Ｈｆ：０．００１〜２．０％、Ｔａ：０．００１〜２．０％、の１種又は２種を含むことを特徴とする前記（１）乃至（１５）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
【００１３】
（１７）各フェライト粒径の粒径分布の標準偏差が平均粒径の±４０％以内にあることを特徴とする前記（１）乃至（１６）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（１８）各フェライト粒径が１〜２００μｍで粒径分布をなすことを特徴とする前記（１７）に記載の成形性の優れた鋼管。
（１９）フェライトの平均粒径が１０〜２００μｍであることを特徴とする前記（１）乃至（１８）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（２０）フェライトの平均粒径が１０〜４０μｍであることを特徴とする前記（１）乃至（１８）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（２１）フェライトの面積率が８２％以上であることを特徴とする前記（１）乃至（２０）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
【００１４】
（２２）鋼管の特性として、
(1)管長手方向のｎ値が０．１２以上であること、
(2)管円周方向のｎ値が０．１２以上であること、
の何れか一方又は両方を満たすことを特徴とする前記（１）乃至（２１）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（２３）鋼管の特性として、管長手方向のｒ値が１．１以上であることを特徴とする前記（２２）に記載の成形加工性に優れた鋼管。
（２４）鋼管の特性として、
(1)管長手方向のｎ値が０．１８以上であること、
(2)管周方向のｎ値が０．１８以上であること、
の何れか一方又は両方を満たすことを特徴とする前記（１）乃至（２１）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（２５）鋼管の特性として、管長手方向のｒ値が０．６以上２．２未満であることを特徴とする前記（２４）に記載の成形性の優れた鋼管。
【００１５】
（２６）前記（１）乃至（２５）の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法であって、前記（１）乃至（１６）の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼塊を１０５０℃〜１３００℃に加熱して熱間圧延をＡr3変態点−１０℃以上Ａr3変態点＋１２０℃未満で行い、巻き取り処理を７５０℃以下で行い、得られた熱延板、又は、更に、冷間圧延、焼鈍を行って得られた冷延板を基板として母管を造管した後、９２０〜９８０℃に加熱後、８８０〜６５０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形加工性に優れた鋼管の製造方法。
（２７）前記縮径加工の縮径率が１０〜４０％であることを特徴とする前記（２６）に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法。
【００１６】
発明を実施するための最良の形態
以下に、本発明を詳細に説明する。まず、前記（１）の発明について説明する。
【００１７】
以下の説明において、成分含有量は質量％である。
【００１８】
Ｃ：Ｃは高強度化に有効で０．０００５％以上添加するが、集合組織を制御する上で多量添加は好ましくないので、上限を０．３０％とした。
【００１９】
Ｓｉ：Ｓｉは強化元素であり、脱酸元素でもあることから下限を０．００１％とし、過剰添加はメッキのぬれ性や加工性の劣化を招くため、上限を２．０％とした。
【００２０】
Ｍｎ：Ｍｎは高強度化に有効な元素であるため下限を０．０１％とした。また、過剰添加は延性の低下を招くため、上限を３．０％とした。
【００２１】
鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群及び｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：ハイドロフォーム成形を行う上で最も必要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群での平均を２．０以上とした。
【００２２】
この方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞及び｛１１１｝＜１１０＞である。
【００２３】
これらの各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝極点図よりベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうちの複数の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００２４】
例えば、後者の方法から各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求める場合には、３次元集合組織のφ２＝４５度断面における（１１０）〔１−１０〕、（６６１）〔１−１０〕、（４４１）〔１−１０〕、（３３１）〔１−１０〕、（２２１）〔１−１０〕、（３３２）〔１−１０〕、（４４３）〔１−１０〕、（５５４）〔１−１０〕及び（１１１）〔１−１０〕の強度で代表させることができる。
【００２５】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均Ｘ線ランダム強度比とは、上記の各方位の相加平均である。上記方位のすべての強度が得られない場合には、｛１１０｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞の方位の相加平均で代替してもよい。中でも｛１１０｝＜１１０＞は重要であり、この方位のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることが特に望ましい。
【００２６】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均強度比が２．０以上で、かつ、｛１１０｝＜１１０＞の強度比が３．０以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管として更に好適であることは言うまでもない。
【００２７】
また、製品形状が成形加工モードにおいて軸押し量を比較的大きく取らなければならないような場合には、上記方位群の平均強度比が３．５以上であること、｛１１０｝＜１１０＞の強度比が５．０以上であることが望ましい。
【００２８】
また、前記（２）の発明では、鋼管の集合組織として、
(1)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
(2)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の何れか一方又は両方が３．０以下であること、
(3)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方又は両方であること、の上記（１）乃至（３）のうちの何れか１又は２項目以上を満たすこととした。
【００２９】
上記方位群のうち、(1)の方位限定については、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のうち｛１１１｝＜１１０＞については、その相加平均から削除しても本発明の効果を失することはない。
【００３０】
すなわち、少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の平均強度比、及び、｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの、何れか１又は２以上が３．０以上であれば、本発明の意味する高成形性（各ハイドロフォームの条件での拡管率で１．２５以上）を達成することが可能である。
【００３１】
このように、少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群及び｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が、ハイドロフォーム成形を行う上で重要な特性値の１つである。
【００３２】
また、(2)の方位限定については、少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が３．０を超え、又は、少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０を超えると、本発明の目的とする、特にハイドロフォームにおける拡管率等が１．２程度以下にまで低くなるため、それぞれを３．０以下とした。
【００３３】
また、(3)の方位限定については、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０未満、又は、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０未満であると、やはりハイドロフォームにおける拡管率が低くなる傾向にあるので、それぞれ２．０以上及び３．０以上の集積度を確保することとし、前記(1)及び(2)と併せて(1)〜(3)のうちの少なくとも１項目以上を満たすこととし、ハイドロフォーム成形時の加工性を確保するものとした。
【００３４】
また、上記の各方位の強度比は、板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求める。
【００３５】
上記方位群に含まれる主な方位について説明する。
【００３６】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、及び、｛５５４｝＜１１０＞である。
【００３７】
また、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞である。
【００３８】
また、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１１｝＜１１０＞、及び、｛１１１｝＜１１２＞である。
【００３９】
これらの各方位のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝極点図よりベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうちの複数の極点図を基に、級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００４０】
例えば、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群について、後者の方法から各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５度断面における（１１０）〔１−１０〕、（６６１）〔１−１０〕、（４４１）〔１−１０〕、（３３１）〔１−１０〕、（２２１）〔１−１０〕、（３３２）〔１−１０〕、（４４３）〔１−１０〕、（５５４）〔１−１０］で計算でき、また、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群では、（００１）〔１−１０〕、（１１６）〔１−１０〕、（１１４）〔１−１０〕、（１１３）〔１−１０〕、（１１２）〔１−１０〕、（３３５）〔１−１０〕及び（２２３）〔１−１０〕で、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群では、（１１１）〔１−１０〕及び（１１１）〔−１−１２〕で、それぞれ代表できる。
【００４１】
また、特に重要な｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群について、上記方位のすべての強度が得られない場合には、（１１０）〔１−１０〕、（４４１）〔１−１０〕、（２２１）〔１−１０〕の方位の相加平均で代替してもよい。
【００４２】
なお、本発明の集合組織は、通常の場合、φ２＝４５°断面において上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、この方位群から離れるにしたがって徐々に強度レベルが低下するが、Ｘ線の測定精度の問題や、鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、Ｘ線試料作製の精度の問題などを考慮すると、最高強度を示す方位が、これらの方位群から±５°乃至１０°程度ずれる場合も有り得る。
【００４３】
鋼管のＸ線回折を行う場合には、鋼管より弧状試験片を切り出し、これをプレスして平板としＸ線解析を行う。また、弧状試験片から平板とするときは、試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪みで行うものとし、加えられる歪み量の上限を１０％とし、それ以下で行うこととした。このようにして得られた板状の試料については、機械研磨によって所定の板厚まで減厚した後、化学研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚中心層が測定面となるように調整する。
【００４４】
なお、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。また、偏析帯が認められない場合においても、板厚１／２の板面以外の板面、例えば、上記３／８〜５／８の範囲で、請求の範囲で規定する集合組織が得られてもよい。更に、Ｘ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により測定しても差し支えない。
【００４５】
本発明の集合組織は、上述の通り板厚中心又は板厚中心近傍の面におけるＸ線測定結果により規定されるが、中心付近以外の板厚においても同様の集合組織を有することが好ましい。しかしながら、鋼管の外側表面〜板厚１／４程度までは、後述する縮径加工によるせん断変形に起因して集合組織が変化し、上記の集合組織の要件を満たさない場合もあり得る。
【００４６】
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で、鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００４７】
本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例えば、鋼管の半径方向の方位を表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、各方位のＸ線ランダム強度比は、以下のようになることが好ましい。
【００４８】
＜１００＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：１５以下、＜３３２＞：１５以下、＜２２１＞：２０．０以下、＜１１０＞：３０．０以下。
【００４９】
また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：１０以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００５０】
次に、前記（３）及び（４）の発明について説明する。
【００５１】
集合組織：成形性を確保するため、
(1)鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が１．５以上、かつ、
(2)鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が５．０以下、を満たすこととした。この範囲を外れるとｎ値の劣化が懸念される。
【００５２】
更に、成形性を高め、ｎ値とｒ値の良好なバランスを得るために、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上を満たすことが好ましい。
【００５３】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均Ｘ線ランダム強度比の中でも、｛１１１｝＜１１０＞の強度比は重要であり、特に、複雑形状や大型の成型品を成形加工する場合には、この方位のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることが特に望ましい。
【００５４】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均強度比が２．０以上で、かつ、｛１１１｝＜１１０＞の強度比が３．０以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管として更に好適であることは言うまでもない。
【００５５】
また、｛１１０｝＜１１０＞も重要な方位の１つである。しかしながら、延性および管長手及び周方向のｎ値を十分に確保するためには５．０以下とする必要があり、これを上限とした。
【００５６】
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採収したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で、鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００５７】
これらの方位及び方位群に含まれる主な方位は、前記（１）の発明で説明したものと同じである。
【００５８】
以下に、前記（５）〜（１６）の発明の成分組成に係る限定理由について説明する。
Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇ：脱酸元素である。また、Ａｌは、特に、箱焼鈍を行う場合には成形性向上に寄与する。一方、過剰添加は、酸化物、硫化物や窒化物の多量晶出・析出を招き、清浄度を劣化させ、延性を低下させてしまう上、メッキ性を著しく損なう。したがって、必要に応じて、これらの１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．５０％、又は、Ａｌ：０．０００１〜０．５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．５％とした。
【００５９】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：必要に応じて添加するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、これらの１種又は２種以上の合計、又は、単独での０．００１％以上の添加で、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化するが、その合計又は単独の含有量が０．５％を超えた場合には、母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させることから、添加範囲を１種又は２種以上の合計又は単独で０．００１〜０．５％とした。
【００６０】
Ｐ：Ｐは高強度化に有効な元素であるが、溶接性や鋳片の耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから、必要に応じて添加することとし、その範囲を０．００１〜０．２０％とした。
【００６１】
Ｂ：必要に応じて添加するＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性も低下させることから、０．０００１〜０．０１％とした。
【００６２】
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ：これらは強化元素であり、必要に応じて１種又は２種以上の合計で又は単独で０．００１％以上の添加とした。また、過剰の添加は延性低下を招くことから、１種又は２種以上の合計又は単独で０．００１〜１．５％とした。
【００６３】
Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）：介在物制御に有効な元素で、適量添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は、逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じて、合計又は単独で０．０００１〜０．５％の範囲とした。ここで、希土類元素（Ｒｅｍ）とは、Ｙ、Ｓｒ及びランタノイド系の元素を指し、工業的にはこれらの混合物であるミッシュメタルとして添加することがコスト的に有利である。
【００６４】
Ｎ：Ｎは高強度化に有効で０．０００１％以上の添加とするが、溶接欠陥制御の点で多量添加は好ましいものではなく、上限を０．０３％とした。
【００６５】
Ｈｆ、Ｔａ：必要に応じて添加するＨｆ、Ｔａは、それぞれ０．００１％以上の添加で炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化するが、２．０％を超えた場合には、母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して延性を低下させることから、添加範囲を、それぞれ単独で０．００１〜２．０％とした。
【００６６】
また、不可避的不純物としてＯ、Ｓｎ、Ｓ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂなどを、それぞれ０．０１％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００６７】
結晶粒径：集合組織を制御するにあたり結晶粒径を制御することが重要である。特に、｛１１０｝＜１１０＞の強度をより強くするためには、主相であるフェライトの粒径を０．１〜２００μｍに制御することが必要である。また、ある程度混粒であっても、例えば、０．１〜１０μｍのフェライト粒の領域と、１０〜１００μｍのフェライト粒の領域が混在する金属組織においても、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群で最も成形性向上に重要な｛１１０｝＜１１０＞の強度を高めることとができれば、本発明の効果を失することはない。ここでフェライト粒径は、ＪＩＳに準拠した切断法で求めるものとした。
【００６８】
ここで、フェライト粒径やアスペクト比を測定するにあたり、粒界を明確化する必要がある。観察断面を数μｍの研磨用ダイヤモンド又はバフ研磨で仕上げて、炭素量の比較的高い鋼種については、２〜５％ナイタール液を用いて、極低炭素鋼（例えばＩＦ鋼）については、特殊エッチング液：ＳＵＬＣ−Ｇを用いて、それぞれフェライト粒界を明確に出現させる。
【００６９】
特殊エッチング液は、以下の方法で作成する。水１００ｍｌにドデシルベンゼンスルホン酸：２〜１０ｇ、蓚酸：０．１〜１ｇ、ピクリン酸：１〜５ｇを溶かした後、６Ｎの塩酸：２〜３ｍｌを加えることで作製できる。これらの手法を用いて得られる組織には、フェライト粒界や、そのサブグレインの一部も出現することがある。
【００７０】
ここで言うフェライト粒界とは、これらの一部出現したサブグレインのような界面も含めて、上記の試料調整により光学顕微鏡により可視化された界面をさし、粒径及びアスペクト比を測定するものとする。ここで、フェライト粒径は、１００〜５００倍の２０視野以上の画像解析により測定を行い、粒径やアスペクト比等を求めた。また、フェライトを球形と仮定して面積率を測定した。なお、この値は体積率もほぼ同じ値をとる。
【００７１】
さらに、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト及び炭窒化物等の組織を含んでもよい。また、延性確保の理由でこれらの硬質相は５０％未満とする。また、０．１μｍ未満の再結晶粒を工業的に作製することは困難であり、２００μｍ超の粒が混在すると｛１１０｝＜１１０＞の強度が低下し、成形性劣化につながるため、これを上限とした。
【００７２】
更には、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の強度比を高め、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の強度比を低めるために、フェライト粒のアスペクト比を限定し、前記（１７）の発明においては、フェライト粒径の標準偏差を限定した。
【００７３】
これらの値は、１００〜１０００倍の光学顕微鏡にて２０視野以上の観察を行い、各粒径については、円相当径を画像解析により求めて標準偏差を算出した。
【００７４】
また、アスペクト比については、圧延方向と平行な線分と同じ長さの垂直方向の線分とに交わる各フェライト粒界の数の比により、アスペクト比＝圧延方向と垂直方向／圧延方向と平行、により求めた。標準偏差が平均粒径の±４０％を超えたり、アスペクト比が３を超えたり、一方、該比が０．５未満では、成形性が劣化する傾向にあるため、これらを上・下限として規定した。
【００７５】
また、前記（１８）の発明においては、｛１１１｝＜１１０＞及び／又は｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の強度比を高めるため、フェライト粒径の下限値を１μｍとした。
【００７６】
次に、前記（２２）の発明について説明する。
【００７７】
ｎ値：ハイドロフォームでは、ある程度、等方的に加工が加えられる場合もあり、管の長手方向及び／又は周方向のｎ値を確保する必要があるため、それぞれ０．１２を下限とした。ｎ値の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる。
【００７８】
ｎ値は、ＪＩＳの引張り試験法における歪み量が５〜１０％又は３〜８％で求められる値と定義する。
【００７９】
次に、前記（２３）の発明について説明する。
【００８０】
ｒ値：ハイドロフォームでは、軸押しをして材料を流入させる加工もあり、そのような部位の加工性を確保するため、管長手方向のｒ値の下限を１．１とした。ｒ値の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる。
【００８１】
ｒ値は、ＪＩＳにある引張り試験で歪み量で１０％又は５％で得られる値と定義する。
【００８２】
次に前記（２４）の発明について説明する。
【００８３】
鋼管の長手方向及び／又は周方向のｎ値：ハイドロフォーム等における破断又は挫屈まで加工度を高めるのに重要であり、長手方向及び／又は周方向で０．１８以上とした。成型時の変形モードによって変形量が長手方向や周方向で異なる場合が多いが、いろいろな加工経路でも良好な良加工性を確保するためには、長手方向及び周方向のｎ値が０．１８以上であることが望ましい。
【００８４】
また、極めて厳しい加工の場合には、長手方向及び周方向のｎ値が共に０．２０以上であることが望ましい。ｎ値の上限については、特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、加工経路によっては、管長手方向のｒ値が高いことが望まれる場合もあり、この場合には、縮径加工条件などからｎ値は０．３以下として、管長手方向のｒ値を向上させることが好ましい場合がある。
【００８５】
次に、前記（２５）の発明について説明する。
【００８６】
鋼管の長手方向のｒ値：これまでの研究によれば、例えば、第５０回塑性加工連合講演大会（１９９９年，４４７頁）にあるように、ハイドロフォーム成形に及ぼすｒ値の影響が、シミュレーションによる解析により、長手方向のｒ値がＨＦでの１基本変形モードであるＴ字成形では効果的であることが示されている。また、FISITA World Automotive Congress,2000A420（於Seoul，June12-15,2000）には、縮径率を上げることで、長手方向のｒ値の向上が望めることが示されている。
【００８７】
しかし、縮径加工度を高めて長手方向のｒ値を向上させても、もう１つの重要な成形性の特性値であるｎ値が低下してしまっては、鋼管の加工性が改善されたことにはならない。一方では、部材の大型化が進む中、Ｔ字成形のような材料流入が十分生じるような形でハイドロフォーム等が行われる部分に加えて、材料の流入が比較的少ない部分での成形性をも確保しなければならない。すなわち、ｎ値も十分に確保する必要があり、長手方向のｒ値は低くするように、縮径加工度の低下や縮径加工を比較的高温で行うことが有効であることを見出した。
【００８８】
長手方向のｒ値を２．２未満とすることで、前述した長手方向及び／又は周方向のｎ値の確保が工業的に容易になることから、これを上限とした。
【００８９】
一方、ｒ値の下限は成形性確保の点から０．６以上とする。
【００９０】
次に、前記（２６）及び（２７）の発明（成形性の優れた鋼管の製造法）について説明する。
【００９１】
本発明の鋼管を製造するにあたっては、高炉、電炉による溶製に続き各種の２次製錬を行い、インゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には、そのまま熱間圧延するなどの製造方法を組み合わせて製造しても、何ら本発明の効果を阻害するものではない。
【００９２】
また、１０５０℃〜１３００℃に鋼塊を加熱して熱間圧延をＡr3変態点−１０℃以上Ａr3変態点＋１２０℃未満で行うことや、熱延時に潤滑圧延を施すこと、熱延板の巻き取り処理を７５０℃以下で行うこと、更には、冷間圧延を施すこと、その後に箱焼鈍又は連続焼鈍にて焼鈍を行うなど、造管前の鋼板の製造方法を組み合わせて製造しても、何ら本発明の効果を阻害するものではない。すなわち、造管用の鋼板は熱延板、冷延板又は冷延焼鈍板を用いることができる。
【００９３】
熱延板又は冷延板の集合組織：下記(1)〜(4)のうちの何れか１又は２項目以上を満足させることは、鋼管の成形性をより高めるための条件である。
【００９４】
(1)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であること。
【００９５】
(2)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること。
【００９６】
(3)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の何れか一方又は両方が３．０以下であること。
【００９７】
(4)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であること。
【００９８】
また、Ｏ、Ｓｎ、Ｓ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂなどが、それぞれ０．０１％以下混入しても、本発明の効果を失することはない。さらに、鋼管製造にあたっては、電縫溶接、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法等を用いることができる。
【００９９】
これらの溶接鋼管製造において、溶接熱影響部に対しては、必要とする特性に応じて、局部的な固溶化熱処理を、単独あるいは複合して、場合によっては、複数回重ねて行ってもよく、本発明の効果をさらに高める。この熱処理は溶接部と溶接熱影響部のみに付加することが目的であって、製造時にオンラインあるいはオフラインで施行できる。また、縮径、又は、縮径前に均質化熱処を施しても何ら本発明の効果を阻害しない。
【０１００】
また、縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望ましく、特に表層の集合組織を請求の範囲で規定するようなものとして、板厚全面に｛１１１｝＜１１０＞及び／又は｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞への集積度を高めた成形加工性の優れた鋼管を製造でき、本発明の効果を助長するものである。
【０１０１】
加熱温度：加熱温度がＡc3変態点−５０℃より低いと、延性低下や集合組織形成の点で不利になる原因となり、溶接部の成形性向上のために、縮径前の加熱温度をＡc3変態点以上とし、粒の粗大化を防止するため、加熱温度をＡc3＋２００℃以下と規定する。さらに、本発明の実施例に基づいて、縮径前の加熱温度の範囲を９２０〜９８０℃とする。
【０１０２】
縮径加工温度：縮径後の歪み硬化を回復させるために、縮径時の加工温度を６５０℃以上とし、粒の粗大化防止のため９００℃以下と規定する。縮径加工温度が６５０℃より低いとｎ値が低下する。縮径加工温度の上限は、酸化による表面性状劣化のため、８８０℃以下とすることが好ましい。
【０１０３】
縮径率：縮径率は４０％を超えるとｎ値、延性や表面性状の劣化が懸念される。縮径率の下限は集合組織形成助長のため１０％とする。
【０１０４】
縮径率とは、母管の外径で製品の外径を除して１から差し引いた値とし、加工により縮径した量を意味する。
【０１０５】
また、縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望ましく、特に表層の集合組織を本発明で規定する範囲内にあるようなものとして、板厚全面に、｛１１１｝＜１１０＞及び／又は｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞への集積度を高め、｛１１０｝＜１１０＞への集積を適度に抑制することで、ハイドロフォーム等における種々の成形モードにおいて良好な加工性を示す高強度鋼管を製造でき、本発明の効果を助長するものである。
【０１０６】
実施例
［実施例１］
表１及び２に示す成分の各鋼を、実験室規模で溶製して１２００℃に加熱後、熱間圧延して、各鋼の成分と冷却速度で決まるＡr3変態点−１０℃以上Ａr3変態点＋１２０℃未満（概ね９００℃）で、２．２又は７ｍｍ厚さに熱間圧延を終了し、造管用の元板及び冷間圧延用にそれぞれ用いた。
【０１０７】
又、一部については更に冷延後焼鈍して、２．２ｍｍ厚さの冷延焼鈍板を作製した。その後、外径１０８〜４９ｍｍに冷間で電縫溶接を用いて造管した後、表３及び４に示す加熱温度及び縮径加工時の温度にて、外径７５〜２５ｍｍに縮径又は造管後熱処理を行い、高強度鋼管を作製した。
【０１０８】
ハイドロフォーム成形は、バーストに至るまで行った。内圧と軸押し量を制御して、種々の押し込み量および内圧にてハイドロフォーム成形を挫屈またはバーストするまで行い、最大拡管率（拡管率＝成形後の最大周長／母管の周長）を示す部位及び破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪み：εφと、周方向歪み：εθを測定した。この２つの歪の比ρ＝εφ／εθと最大拡管率をプロットし、εφ／εθが−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これもハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。
【０１０９】
表３及び４に各鋼の特性を併せて示す。各集合組織の方位群の強度やｎ値及びｒ値が本発明の範囲を満たすものは、拡管率が高い。また、縮径時の加熱温度がＡc3を超えるもので拡管率が高い。また、フェライトの面積率および粒径分布についても、ほとんどの鋼がフェライトを主相として、その平均粒径も１００μｍ以下である。また、平均粒径とその標準偏差からも判るように、０．１μｍ以下及び２００μｍ以上のフェライト粒は測定されていない。
【０１１０】
一方では、縮径時の加熱温度及び／又は縮径加工温度の低い場合（ＮＤＤ鋼、ＮＦＦ鋼、ＮＪＪ鋼）は、低拡管率である。また高ＣのＣＮＮＡ鋼、高ＮｂのＣＮＢＢ鋼及び高Ｂの、ＣＮＣＣ鋼では、拡管率は低い。また、ＣＮＡＡ鋼及びＣＮＢＢ鋼では硬質相が多くなり、精度よく粒径を測定することができなかった。
【０１１１】
【表１】
Figure 0004264212
【０１１２】
【表２】
Figure 0004264212
【０１１３】
【表３】
Figure 0004264212
【０１１４】
【表４】
Figure 0004264212
【０１１５】
［参考例］
表５及び６に示す成分の各鋼を、実施例１と同じ条件で、２．２ｍｍ厚さの熱延板又は冷延焼鈍板を作製した。その後、外径１０８ｍｍ又は８９．１ｍｍに、ＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した後に加熱して、外径６３．５〜２５ｍｍに縮径して高強度鋼管を作製した。
【０１１６】
ハイドロフォーム成形は、バーストに至るまで行った。このときの破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪みεφと、周方向歪みεθの比εφ／εθが−０．１〜−０．２（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これをハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。
【０１１７】
Ｘ線解析は、鋼管から弧状試験片を切り出し、プレスして平板として行った。また、Ｘ線の相対強度はランダム結晶と対比することで求めた。
【０１１８】
表７及び８に、各鋼の管長手および周方向のｎ値、管長手方向のｒ値、各方位群のＸ線強度比およびハイドロフォーム成形におけるバーストまでの最大拡管率（＝バースト時点の最大径／元管の径）を示す。
【０１１９】
発明鋼Ａ〜Ｏでは、管長手及び／又は周方向のｎ値が０．１８以上を示し、Ａ鋼のレーザー溶接管を除き、管長手方向のｒ値は２．２未満である。
【０１２０】
更に、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が１．５以上、かつ、｛１１０｝＜１１０＞のＸ線相対強度が５．０以下であり、一部鋼種については、更に、｛１１１｝＜１１０＞のＸ線相対強度が３．０以上となり、拡管率も１．３０を超える良好な値を示す。
【０１２１】
一方、高ＣのＣＡ鋼、高ＭｇのＣＢ鋼、高ＮｂのＣＣ鋼、高ＢのＣＥ鋼及び高ＣｒのＣＦ鋼は、ｎ値が長手および周方向ともに低く、拡管率も低い。また、ＣＥ以外は｛１１０｝＜１１０＞及び／又は｛１１１｝＜１１０＞、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比が低く、拡管率はさらに低い。一方、高ＰのＣＤ鋼及び高（Ｃａ＋ＲＥＭ）のＣＧ鋼は造管時に溶接不良が発生してしまい、量産設備での造管は難しいことが判る。
【０１２２】
【表５】
Figure 0004264212
【０１２３】
【表６】
Figure 0004264212
【０１２４】
【表７】
Figure 0004264212
【０１２５】
【表８】
Figure 0004264212
【０１２６】
［実施例２］
表５及び６に示す成分のうち、Ａ鋼、Ｆ鋼、Ｈ鋼、Ｋ鋼及びＬ鋼を、実験室規模で溶製して１２００℃に加熱後、熱間圧延して各鋼の成分と冷却速度で決まるＡr3変態点−１０℃以上Ａr3変態点＋１２０℃未満（概ね９００℃）で、２．２ｍｍ厚さに熱間圧延を終了し、造管用の元板とした。
【０１２７】
その後、外径１０８又は８９．１ｍｍに冷間で電縫溶接を用いて造管した後、表９に示す加熱温度及び縮径加工時の温度にて、外径６３．５５〜２５ｍｍに縮径して高強度鋼管を作製した。
【０１２８】
ハイドロフォーム成形は、バーストに至るまで行った。このときの破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪みεφと、周方向歪みεθの比εφ／εθが−０．１〜−０．２（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これをハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。表９に各鋼の特性を示す。
【０１２９】
更に、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が１．５以上、かつ、｛１１０｝＜１１０＞のＸ線相対強度が５．０以下であり、一部鋼種については、更に、｛１１１｝＜１１０＞のＸ線相対強度が３．０以上となり、拡管率も１．３０を超える良好な値を示す。一方、縮径率が７７％と高いものは縮径時に破断した。
【０１３０】
【表９】
Figure 0004264212
【０１３１】
産業上の利用分野
本発明によれば、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組織及び、その制御方法を見出だしこれを限定することで、ハイドロフォーム等の成形性に優れた高強度鋼管を得ることができる。

Claims (27)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０００５〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
    Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
    を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上がフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１〜２００μｍの範囲にあり、各フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が０．５〜３．０であり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であることを特徴とする成形性の優れた鋼管。
  2. 質量％で、
    Ｃ ：０．０００５〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
    Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
    を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上がフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１〜２００μｍの範囲にあり、各フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が０．５〜３．０であり、鋼管の集合組織として、
    (1)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
    (2)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の何れか一方又は両方が３．０以下であること、
    (3)少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方又は両方であること、
    の上記（１）乃至（３）のうちの何れか１又は２項目以上を満たすことを特徴とする成形性の優れた鋼管。
  3. 質量％で、
    Ｃ ：０．０００５〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
    Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
    を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上がフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１〜２００μｍの範囲にあり、各フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が０．５〜３．０であり、
    (1)鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が１．５以上、かつ、
    (2)鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が５．０以下、
    を満たすことを特徴とする成形性の優れた鋼管。
  4. 鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上を満たすことを特徴とする請求項３に記載の成形性の優れた鋼管。
  5. 鋼中に、更に、質量％で、
    Ａｌ：０．００１〜０．５％、
    Ｚｒ：０．００１〜０．５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．５％、
    の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  6. 質量％で、Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含むことを特徴とする請求項５に記載の成形性の優れた鋼管。
  7. 鋼中に、更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
    Ｖ ：０．００１〜０．５％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
    の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至６の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  8. 質量％で、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５％含むことを特徴とする請求項７に記載の成形性の優れた鋼管。
  9. 鋼中に、更に、質量％で、Ｐを０．００１〜０．２０％含むことを特徴とする請求項１乃至８の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  10. 鋼中に、更に、
    Ｎ：０．０００１〜０．０３％
    を含むことを特徴とする請求項１乃至９の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  11. 鋼中に、更に、質量％で、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする請求項１乃至１０の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  12. 鋼中に、更に、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１〜１．５％、
    Ｃｕ：０．００１〜１．５％、
    Ｎｉ：０．００１〜１．５％、
    Ｃｏ：０．００１〜１．５％、
    Ｗ ：０．００１〜１．５％、
    Ｍｏ：０．００１〜１．５％、
    の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至１１の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  13. 質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．５％含むことを特徴とする請求項１２に記載の成形性の優れた鋼管。
  14. 鋼中に、更に、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．５％、
    希土類元素（Ｒｅｍ）：０．０００１〜０．５％、
    の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１乃至１３の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  15. 質量％で、Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）の１種又は２種を合計で０．０００１〜０．５％含むことを特徴とする請求項１４に記載の成形性の優れた鋼管。
  16. 鋼中に、更に、質量％で、
    Ｈｆ：０．００１〜２．０％、
    Ｔａ：０．００１〜２．０％、
    の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１乃至１５の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  17. 各フェライト粒径の粒径分布の標準偏差が平均粒径の±４０％以内にあることを特徴とする請求項１乃至１６の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  18. 各フェライト粒径が１〜２００μｍで粒径分布をなすことを特徴と する請求項１７に記載の成形性の優れた鋼管。
  19. フェライトの平均粒径が１０〜２００μｍであることを特徴とする請求項１乃至１８の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  20. フェライトの平均粒径が１０〜４０μｍであることを特徴とする請求項１乃至１８の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  21. フェライトの面積率が８２％以上であることを特徴とする請求項１乃至２０の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  22. 鋼管の特性として、
    (1)管長手方向のｎ値が０．１２以上であること、
    (2)管円周方向のｎ値が０．１２以上であること、
    の何れか一方又は両方を満たすことを特徴とする請求項１乃至２１の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  23. 鋼管の特性として、管長手方向のｒ値が１．１以上であることを特徴とする請求項２２に記載の成形性の優れた鋼管。
  24. 鋼管の特性として、
    (1)管長手方向のｎ値が０．１８以上であること、
    (2)管周方向のｎ値が０．１８以上であること、
    の何れか一方又は両方を満たすことを特徴とする請求項１乃至２１の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
  25. 鋼管の特性として、管長手方向のｒ値が０．６以上２．２未満であることを特徴とする請求項２４に記載の成形性の優れた鋼管。
  26. 請求項１乃至２５の何れか１項に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法であって、請求項１乃至１６の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼塊を１０５０℃〜１３００℃に加熱して熱間圧延をＡr3変態点−１０℃以上Ａr3変態点＋１２０℃未満で行い、巻き取り処理を７５０℃以下で行い、得られた熱延板、又は、更に、冷間圧延、焼鈍を行って得られた冷延板を基板として母管を造管した後、９２０〜９８０℃に加熱後、８８０〜６５０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
  27. 前記縮径加工の縮径率が１０〜４０％であることを特徴とする請求項２６に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法。
JP2001561805A 2000-02-28 2001-02-28 成形性の優れた鋼管及びその製造方法 Expired - Fee Related JP4264212B2 (ja)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000052574 2000-02-28
JP2000174371 2000-06-09
JP2000183662 2000-06-19
JP2000328156 2000-10-27
PCT/JP2001/001530 WO2001062998A1 (fr) 2000-02-28 2001-02-28 Tube d'acier facile a former et procede de production de ce dernier

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP4264212B2 true JP4264212B2 (ja) 2009-05-13

Family

ID=27481078

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2001561805A Expired - Fee Related JP4264212B2 (ja) 2000-02-28 2001-02-28 成形性の優れた鋼管及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US6866725B2 (ja)
EP (1) EP1264910B1 (ja)
JP (1) JP4264212B2 (ja)
KR (1) KR100514119B1 (ja)
CN (1) CN1144893C (ja)
DE (1) DE60134125D1 (ja)
WO (1) WO2001062998A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20200076798A (ko) * 2018-12-19 2020-06-30 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법
JP2020532655A (ja) * 2017-09-13 2020-11-12 ポスコＰｏｓｃｏ 塗装後の写像性に優れた鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (79)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3863818B2 (ja) * 2002-07-10 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 低降伏比型鋼管
EP1552271A1 (en) * 2002-09-20 2005-07-13 Enventure Global Technology Pipe formability evaluation for expandable tubulars
JP4284405B2 (ja) * 2002-10-17 2009-06-24 独立行政法人物質・材料研究機構 タッピングネジとその製造方法
EP1637618B1 (en) * 2003-05-27 2010-07-14 Nippon Steel Corporation Method for manufacturing high strength steel sheets with excellent resistance to delayed fracture after forming
JP4276482B2 (ja) * 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4819305B2 (ja) * 2003-09-04 2011-11-24 日産自動車株式会社 強化部材の製造方法
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
CN101065508B (zh) 2004-11-26 2010-11-03 杰富意钢铁株式会社 电磁特性优异的钢管及其制造方法
KR100865413B1 (ko) * 2004-12-22 2008-10-24 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 확관 가공성이 우수한 페라이트계 스테인레스강 용접관
JP2006265668A (ja) * 2005-03-25 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 油井用継目無鋼管
US8715430B2 (en) * 2005-04-04 2014-05-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel plate and high strength welded pipe excellent in ductile fracture characteristic and methods of production of same
JP4654818B2 (ja) * 2005-07-29 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性鋼管およびその製造方法
CZ299495B6 (cs) 2005-12-06 2008-08-13 Comtes Fht, S. R. O. Zpusob výroby vysokopevných nízkolegovaných ocelových trubek
US20070267110A1 (en) * 2006-05-17 2007-11-22 Ipsco Enterprises, Inc. Method for making high-strength steel pipe, and pipe made by that method
CN101506392B (zh) * 2006-06-29 2011-01-26 特纳瑞斯连接股份公司 用于液压缸的在低温下具有增强各向同性刚度的无缝精密钢管及其制造工序
ES2430839T3 (es) 2006-09-29 2013-11-22 Ezm Edelstahlzieherei Mark Gmbh Acero de alta resistencia y usos de un acero de este tipo
US20080226396A1 (en) * 2007-03-15 2008-09-18 Tubos De Acero De Mexico S.A. Seamless steel tube for use as a steel catenary riser in the touch down zone
MX2007004600A (es) * 2007-04-17 2008-12-01 Tubos De Acero De Mexico S A Un tubo sin costura para la aplicación como secciones verticales de work-over.
US7862667B2 (en) * 2007-07-06 2011-01-04 Tenaris Connections Limited Steels for sour service environments
US8328960B2 (en) * 2007-11-19 2012-12-11 Tenaris Connections Limited High strength bainitic steel for OCTG applications
CA2674197C (en) * 2007-12-07 2014-06-10 Nippon Steel Corporation Steel plate superior in ctod properties of weld heat-affected zone and method of production of same
CA2720702C (en) * 2008-04-10 2014-08-12 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and galvanized steel sheet having very good balance between hole expansibility and ductility, and also excellent in fatigue resistance, and methods of producing the steel sheets
KR20110127289A (ko) * 2008-10-27 2011-11-24 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법
WO2010134323A1 (ja) 2009-05-19 2010-11-25 新日本製鐵株式会社 溶接用鋼材およびその製造方法
US20100319814A1 (en) * 2009-06-17 2010-12-23 Teresa Estela Perez Bainitic steels with boron
DE112010003086B4 (de) * 2009-07-27 2021-11-11 Hyundai Steel Co. Verfahren zum Bewerten der Mittenseigerung einer Stranggussbramme
KR101159926B1 (ko) * 2009-11-27 2012-06-25 현대제철 주식회사 연속주조 슬라브의 중심편석 평가방법
CN101693985B (zh) * 2009-10-30 2012-10-10 天长市天翔机械厂 一种制作喷油器衬套的合金材料
EP2325435B2 (en) 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
CN101838775B (zh) * 2010-05-28 2013-09-25 中材装备集团有限公司 一种高韧性中碳耐磨钢
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1403688B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri.
IT1403689B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
US8636856B2 (en) 2011-02-18 2014-01-28 Siderca S.A.I.C. High strength steel having good toughness
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
CN103328669B (zh) * 2011-04-12 2015-03-11 新日铁住金株式会社 变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法
PL2716783T3 (pl) 2011-05-25 2019-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania
EP2738274B1 (en) 2011-07-27 2018-12-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet with excellent stretch flangeability and precision punchability, and process for producing same
CN102321844A (zh) * 2011-10-10 2012-01-18 钢铁研究总院 一种热轧耐腐蚀烘烤硬化钢及其制备方法
CN102505093B (zh) * 2011-12-15 2013-10-02 浙江金洲管道工业有限公司 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢的制造方法
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
KR101439608B1 (ko) * 2012-07-16 2014-09-11 주식회사 포스코 성형성이 우수한 가공용 열연강판 및 그 제조방법
EP2875319B1 (en) * 2012-07-18 2018-03-07 Daniel Measurement and Control, Inc. Welding fixture
CN104685085B (zh) * 2012-09-28 2016-10-26 新报国制铁株式会社 无缝钢管制造用穿孔机顶头用坯料及其制造方法
CN103018141B (zh) * 2012-11-29 2015-11-18 燕山大学 高合金低碳马氏体钢原始晶粒显示剂及显示方法
GB2525337B (en) 2013-01-11 2016-06-22 Tenaris Connections Ltd Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US9187811B2 (en) 2013-03-11 2015-11-17 Tenaris Connections Limited Low-carbon chromium steel having reduced vanadium and high corrosion resistance, and methods of manufacturing
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
JP6208864B2 (ja) 2013-06-24 2017-10-04 エービーエルバイオ 安定性が改善された抗体−薬物結合体およびこれの用途
KR102197204B1 (ko) 2013-06-25 2021-01-04 테나리스 커넥션즈 비.브이. 고크롬 내열철강
CN103789629A (zh) * 2014-01-16 2014-05-14 安徽省杨氏恒泰钢管扣件加工有限公司 一种耐磨无缝钢管材料及其制备方法
RU2562184C1 (ru) * 2014-06-10 2015-09-10 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Высокопрочная дисперсионно-твердеющая сталь
RU2572911C1 (ru) * 2014-11-05 2016-01-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
CN104451447B (zh) * 2014-12-10 2016-10-19 无锡鑫常钢管有限责任公司 一种奥氏体不锈钢管及生产工艺
US20160305192A1 (en) 2015-04-14 2016-10-20 Tenaris Connections Limited Ultra-fine grained steels having corrosion-fatigue resistance
CN104928568B (zh) * 2015-06-30 2017-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
DE102015111150A1 (de) 2015-07-09 2017-01-12 Benteler Steel/Tube Gmbh Stahllegierung, insbesondere für Fahrwerks- oder Antriebsbauteil, und Fahrwerks- oder Antriebsbauteil
CN105112805A (zh) * 2015-08-03 2015-12-02 吴朝霞 一种矩形钢管混凝土预制件
CN105113710A (zh) * 2015-08-03 2015-12-02 吴朝霞 一种高层建筑用混凝土构件
CN105064329B (zh) * 2015-08-13 2017-02-01 刘智升 一种大跨度桥梁用预制桩柱
CN105133785A (zh) * 2015-08-18 2015-12-09 刁德斌 一种内嵌“y”型筋梁的建筑用混凝土构件
CN105507235A (zh) * 2015-08-20 2016-04-20 喻良军 一种高速公路桥梁用预制桩柱
CN105568129A (zh) * 2015-12-30 2016-05-11 芜湖恒耀汽车零部件有限公司 一种汽车排气管用稀土碳钢材料及其制备方法
CN105673173B (zh) * 2015-12-31 2019-09-03 台州三元车辆净化器有限公司 一种新型高性能材料的排气管及其加工制备工艺
CN105671425B (zh) * 2016-01-26 2017-07-11 安徽同盛环件股份有限公司 一种耐高温合金环件密封圈的制备方法
CN105734425A (zh) * 2016-05-09 2016-07-06 周常 一种海洋钻井平台结构材料
WO2018030400A1 (ja) * 2016-08-08 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US10434554B2 (en) 2017-01-17 2019-10-08 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
WO2019010661A1 (zh) * 2017-07-13 2019-01-17 田圣林 一种高韧性高强度耐腐蚀弹簧
CN108300944A (zh) * 2018-04-13 2018-07-20 合肥市旺友门窗有限公司 一种减振降噪不锈钢管材及其制备方法
KR102109269B1 (ko) * 2018-09-28 2020-05-11 주식회사 포스코 강관용 열연강판 및 그 제조방법
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
CN111809113B (zh) * 2020-06-24 2021-12-14 延安嘉盛石油机械有限责任公司 一种含稀土的tc-50钢级石油管坯
WO2023190621A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板及びモータコア

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3672864D1 (de) * 1985-03-06 1990-08-30 Kawasaki Steel Co Verfahren zur herstellung von gewalzten verformbaren duennen stahlblechen.
JPS6383230A (ja) * 1986-09-27 1988-04-13 Nkk Corp 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2613155B2 (ja) 1991-09-07 1997-05-21 新日本製鐵株式会社 圧潰特性に優れた電縫油井管およびその製造方法
JPH0586419A (ja) 1991-09-27 1993-04-06 Nippon Steel Corp 曲げ特性の優れた電縫鋼管の製造方法
JPH09196244A (ja) 1996-01-19 1997-07-29 Nkk Corp 耐震性に優れた鋼管
MY116920A (en) * 1996-07-01 2004-04-30 Shell Int Research Expansion of tubings
JPH1052713A (ja) 1996-08-12 1998-02-24 Nkk Corp 耐震性に優れた鋼管及びその製造方法
JP3481409B2 (ja) * 1996-12-17 2003-12-22 新日本製鐵株式会社 鋼管のハイドロフォーム加工方法
BR9804879A (pt) * 1997-04-30 1999-08-24 Kawasaki Steel Co Produto de a-o de alta ductilidade alta resist-ncia e processo para a sua produ-Æo
CN1082561C (zh) * 1997-06-26 2002-04-10 川崎制铁株式会社 钢管及其制造方法
JP3731103B2 (ja) * 1997-12-15 2006-01-05 Ｊｆｅスチール株式会社 液圧バルジ成形性に優れた高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP3779811B2 (ja) * 1998-03-30 2006-05-31 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた電縫鋼管とその製造方法
CN100340690C (zh) * 2000-06-07 2007-10-03 新日本制铁株式会社 可成形性优异的钢管及其生产方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020532655A (ja) * 2017-09-13 2020-11-12 ポスコＰｏｓｃｏ 塗装後の写像性に優れた鋼板及びその製造方法
KR20200076798A (ko) * 2018-12-19 2020-06-30 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법
KR102209556B1 (ko) 2018-12-19 2021-01-29 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP1264910B1 (en) 2008-05-21
US6866725B2 (en) 2005-03-15
KR20020076340A (ko) 2002-10-09
KR100514119B1 (ko) 2005-09-13
EP1264910A4 (en) 2006-01-25
WO2001062998A1 (fr) 2001-08-30
US20030116238A1 (en) 2003-06-26
EP1264910A1 (en) 2002-12-11
CN1144893C (zh) 2004-04-07
DE60134125D1 (de) 2008-07-03
CN1401012A (zh) 2003-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4264212B2 (ja) 成形性の優れた鋼管及びその製造方法
KR100515399B1 (ko) 성형성이 우수한 강관 및 그 제조 방법
JP6369658B1 (ja) 鋼管及び鋼板
JP5574059B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
JP4220666B2 (ja) 成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管およびその製造方法
EP2799575B1 (en) Hot rolled high tensile strength steel sheet and method for manufacturing same
JP5124866B2 (ja) ハイドロフォーム用電縫管及びその素材鋼板と、これらの製造方法
JP2000513050A (ja) 高張力鋼及びその製造方法
JP5834534B2 (ja) 高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼、その製造方法、および高強度低降伏比溶接鋼管
EP1293580A1 (en) High carbon steel pipe excellent in cold formability and high frequency hardenability and method for producing the same
JP4093177B2 (ja) ハイドロフォーム用鋼材、ハイドロフォーム用電縫管及びそれらの製造方法
JP2005002385A (ja) 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法
JP4406154B2 (ja) 成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管およびその製造方法
JP3828719B2 (ja) 成形性の優れた鋼管の製造方法
JP4171296B2 (ja) 深絞り性に優れた鋼板およびその製造方法と加工性に優れた鋼管の製造方法
JP3887155B2 (ja) 成形性に優れた鋼管及びその製造方法
JP2007056283A (ja) 焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管およびその製造方法
JP3695233B2 (ja) ハイドロフォーム加工用電縫鋼管
JP4336026B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法
JP4336027B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法
JP4276370B2 (ja) 全周拡管成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法
JP4287985B2 (ja) ハイドロフォーム成形性に優れた鋼管とその製造方法
JP2002069584A (ja) 成形性の優れた高強度鋼管およびその製造方法
JP2004107756A (ja) 低温靱性に優れたエアバッグ用鋼管とその製造方法
JP4406153B2 (ja) 予加工後の成形性の優れた鋼管とその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20060905

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20061106

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20080701

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20080827

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20081202

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20081211

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20090120

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20090216

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120220

Year of fee payment: 3

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 4264212

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120220

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120220

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220

Year of fee payment: 4

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220

Year of fee payment: 4

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220

Year of fee payment: 4

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220

Year of fee payment: 4

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220

Year of fee payment: 4

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140220

Year of fee payment: 5

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees