CN104968821A

CN104968821A - 电阻焊钢管

Info

Publication number: CN104968821A
Application number: CN201480007099.6A
Authority: CN
Inventors: 荒谷昌利; 冈部能知; 丰田俊介; 河端良和; 堀弘道
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2013-01-31
Filing date: 2014-01-30
Publication date: 2015-10-07
Anticipated expiration: 2034-01-30
Also published as: JP5892267B2; EP2952601A4; KR20150099831A; WO2014119802A1; CN104968821B; EP2952601A1; US20150368768A1; JPWO2014119802A1; EP2952601B1; KR101710816B1

Abstract

本发明提供一种疲劳强度优异的电阻焊钢管。该电阻焊钢管的成分组成以质量％计含有C：0.35～0.55％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Al：0.005％以下、N：0.0050％以下、Cr：0.1～0.5％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织由珠光体、铁素体和贝氏体构成，上述珠光体的面积分率为85％以上，上述铁素体的面积分率和上述贝氏体的面积分率(包含0)的合计为15％以下，原奥氏体粒径为25μm以上。

Description

电阻焊钢管

技术领域

本发明涉及疲劳特性(fatigue characteristic)优异的电阻焊钢管(electric resistance welded steel pipe)。

背景技术

汽车工业中，为了兼得轻型化(weight saving)和刚性(stiffnessproperty)，以往，以使用了棒钢(bar steel)的传动轴(drive shaft)等为代表的驱动系部件(driving part)的中空化(hollowing)得到发展。作为这样的中空化所使用的材料之一，提出了无缝钢管(seamlesssteel pipe)，例如，专利文献1中公开了一种中空驱动轴(hollow driveaxis)，其以将钢组成控制在所希望范围内的无缝钢管为材料，兼具淬火后的奥氏体晶粒度编号(austenite grain size number)为9以上的优异的冷加工性(cold workability)、淬透性(hardenability)、韧性(toughness)和扭转疲劳强度(torsion fatigue strength)(以下有时简称为疲劳强度)，发挥稳定的疲劳寿命(fatigue life)。

然而，无缝钢管在其制造方法上存在如下问题：因表面脱炭(surfacedecarburization)、表面瑕疵大，为了得到充分的耐疲劳特性必须对表面进行研削、研磨的问题；因偏心偏厚(unevenness and eccentricity inthickness)而未必适合旋转物(rotated object)的问题。

另一方面，研究了将上述问题少的电阻焊钢管用于传动轴用途。例如，专利文献2中公开了以将钢组成控制在所希望范围内的电阻焊钢管为材料，对电阻焊部(weld of ERW)及其附近实施淬火、回火处理而进行硬化处理(hardening treatment)，从而提高钢管本身的强度的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开WO2006/104023号公报

专利文献2：日本特开2002-356742号公报

发明内容

然而，电阻焊钢管虽与无缝钢管相比尺寸精度优异，但对于传动轴等要求非常高的尺寸精度的用途而言，需要利用冷拔加工(colddrawing)提高尺寸精度(dimension accuracy)。这种情况下，需要在冷拔加工后进行正火(normalizing)。其理由是利用正火消除以下问题：(1)冷拔加工状态下因加工应变(processing strain)的影响导致韧性下降；(2)电阻焊焊接部经过焊接时的急热和急冷的热历程(thermalhistory)而淬硬，局部硬质化；(3)在电阻焊焊接的接合面存在碳浓度低的被称为白色层(white layer)的薄层等问题。

若进行正火，则由于电阻焊钢管的韧性低，所以有实际使用环境下发生脆性破坏(brittle failure)的危险性。另外，用于传动轴时，由于负荷反复的剪切应力(shearing stress)、弯曲应力(bending stress)，所以在电阻焊焊接部及其附近部产生局部应力集中(stressconcentration)，有寿命短、发生疲劳破坏(fatigue breaking)的危险性。因此，正火处理在将电阻焊钢管用于传动轴时极其重要，同时是对成为最终制品的钢管的特性影响大的处理。

以高碳钢作为电阻焊钢管的材料时，由于正火后的冷却速度的偏差导致金属组织(metallic structure)发生很大变化，从铁素体(ferrite)、珠光体(pearlite)转变成马氏体(martensite)。因此，也会生成马氏体组织，所以以高碳钢作为电阻焊钢管的材料时，如专利文献1、专利文献2所公开的那样，从确保韧性的观点考虑回火处理是必需工序，有导致制造成本上升的问题。

本发明的目的在于，为了解决上述课题，提供一种即便以高碳钢作为电阻焊钢管的材料时，正火后的金属组织和拉伸强度也不易受到正火后的冷却速度的影响，能够确保稳定的疲劳强度的电阻焊钢管。

本发明人等为了解决上述课题，进行了深入研究，结果发现通过将钢中的Al量控制在适当范围内，从而正火后的金属组织和拉伸强度不易受到正火后的冷却速度的影响，能够确保稳定的疲劳强度。此外，通过将原奥氏体粒径(primary austenite grain size)控制在适当范围内，即便为具有同等程度的拉伸强度的铁素体钢、珠光体钢，(1)珠光体本身的强度也增大，(2)疲劳裂纹扩展阻力(fatigue crack propagationresistance)也增大，得到更高的疲劳强度。

本发明人等将以钢标准SAE1541(0.42％C-1.5％Mn-0.0035％N)为基本成分且改变了Al量的热轧钢板(卷取温度650℃)作为材料，通过辊轧成型和高频电阻焊(high-frequency resistance welding)将其制成电阻焊钢管(外径89mm、壁厚4.7mm)后，经过热缩径轧制(hotreducing)制成缩径轧制钢管(外径45mm、壁厚4.5mm)。其后，利用冷拔加工制成冷拔钢管(外径40mm、壁厚4.0mm)后，进行正火(保持920℃×10分钟，均热后的冷却速度0.5～3.0℃/s)制成制品钢管。

图1中示出正火的冷却速度与HV硬度(Vickers hardness)的关系。可知Al量为0.005％以下时，在冷却速度宽泛的范围内得到几乎恒定的HV硬度，与此相对，Al量为0.007％以上时，HV硬度受冷却速度的影响大，冷却速度慢时HV硬度急剧下降。

图2中示出Al量与片层间距(lamellar spacing)的关系，图3中示出Al量与原奥氏体粒径的关系，并且图4中示出Al量与扭转疲劳强度的关系。应予说明，正火的冷却速度为1℃/s。可知随着Al量减少原奥氏体晶粒粗大化，随之扭转疲劳强度上升。Al量为0.005％以下时其效果达到饱和，扭转疲劳强度也稳定。

图5是表示对疲劳试验(fatigue test)后的断裂部进行截面观察(cross-section observation)的结果，图5(a)是表示0.03％Al材的疲劳裂纹扩展状况的图，图5(b)是表示0.003％Al材的疲劳裂纹扩展状况的图。用白线表示裂纹的扩展路径(propagasion route)。可知疲劳裂纹按以管的外面侧为起点，其后穿过软质的先共析铁素体(pro-eutectoidferrite)的方式进行裂纹扩展。另外，推断被先共析铁素体包围的表面的珠光体晶粒(相当于原奥氏体晶粒)大，随之裂纹在大幅蜿蜒行进的同时呈Z字形(in a zig-zag manner)扩展，因此裂纹扩展阻力增加，疲劳强度提高。

对于得到图1、图2和图3的结果的理由如下考虑。即，Al量少，在正火前的阶段析出的氮化铝(aluminum nitride)的量就少，因此氮化铝产生的钉扎效应(pinning effect)降低，促进正火工序中的奥氏体的晶粒生长。由于珠光体、铁素体以原奥氏体晶界为相变位置，所以如果原奥氏体粒径变大，晶界面积变少，则相变位置也减少，铁素体的分率减少。特别是图1中在冷却速度慢的区域观察到由Al量引起的硬度差是由于如果Al量多则由在正火前析出的氮化铝(AlN)产生的钉扎效应抑制正火工序中的奥氏体晶粒生长，同时最终生成的珠光体的片层间距宽，所以硬度下降。该硬度的下降量在不易淬硬的低冷却速度域特别明显，且较强地依赖于钢中Al量(析出AlN量)。Al量为0.005％以下时氮化铝(AlN)的析出少，即便析出也在正火工序中溶解，因此钉扎效应消失，奥氏体晶粒容易进行晶粒生长，珠光体的片层间距变窄。并且由冷却速度引起的变化也小。

对于奥氏体粒径与片层间距和强度的关系如下考虑。即，如果奥氏体粒径大则珠光体的相变位置(主要为奥氏体晶界)减少，因此珠光体相变温度下降。其结果，从珠光体平衡相变温度(pearlite equilibriumtransformation temperature)到相变开始点的温度差，即过冷度(degreeof undercooling)上升，从而使片层间距狭小化，根据一直以来已知的片层间距与珠光体的强度的关系，认为珠光体的强度上升。结果认为由于珠光体强度上升，使得疲劳裂纹不易贯通珠光体组织，裂纹避开珠光体而呈Z字形扩展，因此疲劳裂纹扩展阻力增大，导致疲劳强度上升。

本发明是对上述观点进一步深入研究而完成的，其主旨如下。

[1]一种电阻焊钢管，成分组成以质量％计含有C：0.35～0.55％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Al：0.005％以下、N：0.0050％以下、Cr：0.1～0.5％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织由珠光体、铁素体和贝氏体构成，上述珠光体的面积分率为85％以上，上述铁素体的面积分率和上述贝氏体的面积分率(包含0)的合计为15％以下，原奥氏体粒径为25μm以上。

[2]根据上述[1]所述的疲劳特性优异的电阻焊钢管，其特征在于，除了上述成分组成之外，以质量％计进一步含有选自Ti：0.005～0.1％、B：0.0003～0.0050％、Mo：2％以下、W：2％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、Ca：0.02％以下、REM：0.02以下中的1种以上。

根据本发明，得到具备传动轴所需的耐疲劳特性的电阻焊钢管。

附图说明

图1是说明正火时的冷却速度与HV硬度的关系的图。

图2是表示钢中Al量与片层间距的关系的图。

图3是表示钢中Al量与原奥氏体粒径的关系的图。

图4是表示钢中Al量与扭转疲劳强度的关系的图。

图5是说明疲劳裂纹的扩展举动的图。((a)为0.03％Al材，(b)为0.003％Al材)

具体实施方式

以下对本发明的各构成要素的限定理由进行说明。

1.成分组成

首先，对规定本发明的钢的成分组成的理由进行说明。应予说明，成分％全部表示质量％。

C：0.35～0.55％

C低于0.35％时，得不到充分的强度，得不到要求的耐疲劳特性。另一方面，如果超过0.55％，则由于焊接性变差，所以得不到稳定的电阻焊焊接品质。因此，C量为0.35～0.55％的范围。优选为0.40～0.45％的范围。

Si：0.01～1.0％

Si是有时为了脱氧而添加的，低于0.01％时得不到充分的脱氧效果(deoxidation effect)。同时，Si也是固溶强化元素(solute strengtheningelements)，为了得到该效果需含有0.01％以上。另一方面，如果超过1.0％，则钢管的淬透性下降。Si量为0.01～1.0％的范围。优选为0.1～0.4％。

Mn：1.0～3.0％

Mn是促进珠光体相变，并且提高淬透性的元素，为了得到该效果需添加1.0％以上。另一方面，如果超过3.0％则降低电阻焊焊接品质(welding quality of ERW)，此外残余奥氏体量(amount of residualaustenite)增加，耐疲劳特性下降。Mn量为1.0～3.0％的范围。优选为1.4～2.0％的范围。

P：0.02％以下

本发明中P为不可避免的杂质，其量的上限为0.02％以下。P有在连续铸造时形成的偏析部(segregation part)浓化的趋势，在管材料的热轧钢板中也有残留。由于在电阻焊焊接时使钢带的边缘(edges)对接而实施镦锻(upset)，所以P浓化的偏析部分有时从管的外表面和内表面露出，对该部分赋予扁平加工(flattening forming)等二次加工(secondary processing)时有产生裂纹的危险性。因此，优选为0.01％以下。

S：0.01％以下

本发明中S为不可避免的杂质，其量的上限为0.01％以下。如果S的量多则材料的韧性下降，除此之外还与钢中的Mn结合而形成MnS。其在热轧工序中成为沿长边方向延伸的长的夹杂物，使加工性、韧性下降。因此，优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。

Al：0.005％以下

Al在本发明中是实现所希望的原奥氏体粒径和与之相伴的扭转疲劳强度的重要元素，如果含有超过0.005％的Al则AlN析出量增大，在正火工序中发挥钉扎效应，因此奥氏体的晶粒生长受到抑制，得不到所希望的奥氏体粒径。因此，Al量为0.005％以下。优选为0.003％以下。

N：0.0050％以下

N是与Al结合而形成AlN，有助于抑制正火工序中的奥氏体的晶粒生长的元素，为了抑制该效果需为0.0050％以下。应予说明，优选为0.0035％以下。

Cr：0.1～0.5％

Cr是使珠光体相变温度下降的元素，由其引起珠光体的片层间距狭小化，珠光体的强度上升，所以扭转疲劳强度上升。为了发挥该效果需含有0.1％以上。另一方面，如果含有超过0.5％的Cr，则形成氧化物，其残留在电阻焊部，所以电阻焊焊接性(weldability of ERW)可能劣化。因此，Cr量为0.1～0.5％的范围。应予说明，优选为0.15～0.30％的范围。

以上为本发明的基本化学成分，出于进一步改善强度、疲劳强度的目的，还可以含有以下所示的Ti、B、Mo、W、Nb、V、Ni、Cu、Ca、REM中的1种以上。

Ti：0.005～0.1％

Ti具有将钢中的N固定为TiN的作用。但是，低于0.005％时，无法充分发挥固定N的能力，另一方面，如果超过0.1％则钢的加工性和韧性下降。含有Ti时，Ti量优选为0.005～0.1％的范围。更优选为0.01～0.04％的范围。

B：0.0003～0.0050％

B是提高淬透性的元素。低于0.0003％时，无法充分发挥淬透性提高效果。另一方面，即便含有超过0.0050％的B，其效果也达到饱和，在晶界偏析而促进晶间断裂(intergranular fracture)使耐疲劳特性劣化。含有B时，B量优选为0.0003～0.0050％的范围。更优选为0.0010～0.0040％的范围。

Mo：2％以下

Mo是提高淬透性的元素，对于提高钢的强度从而提高疲劳强度有效。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。但是，如果含有超过2％的Mo，则加工性明显下降。含有Mo时，Mo量优选为2％以下。更优选为0.001～0.5％的范围。

W：2％以下

W在形成碳化物而提高钢的强度方面有效。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。但是，如果含有超过2％的W，则不必要的碳化物析出，使耐疲劳特性下降，加工性(workability)下降。含有W时，W量优选为2％以下。更优选为0.001～0.5％的范围。

Nb：0.1％以下

Nb是提高淬透性的元素，除此之外有助于形成碳化物而使强度上升。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。但是，即便含有超过0.1％的Nb，该效果也饱和，加工性下降。含有Nb时，Nb量优选为0.1％以下。更优选为0.001～0.04％的范围。

V：0.1％以下

V是在形成碳化物而提高钢的强度方面有效且具有抗回火软化性(temper softening resistance)的元素。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。然而含有超过0.1％的V时，该效果饱和，加工性下降。含有V时，V量优选为0.1％以下。更优选为0.001～0.5％的范围。

Ni：2％以下

Ni是提高淬透性的元素，对于提高钢的强度从而提高疲劳强度有效。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。但是，如果含有超过2％的Ni，则加工性明显下降。含有Ni时，Ni量优选为2％以下。更优选为0.001～0.5％的范围。

Cu：2％以下

Cu是提高淬透性的元素，对于提高钢的强度从而提高疲劳强度有效。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。但是，如果含有超过2％的Cu，则加工性明显下降。含有Cu时，Cu量优选为2％以下。更优选为0.001～0.5％的范围。

Ca：0.02％以下，REM：0.02％以下

Ca、REM均是对减少在非金属夹杂物(non-metal inclusion)的形态为球形、被赋予周期应力(cyclic stress)这样的使用环境下的疲劳破坏时的裂纹起点有效的元素，可根据需要选择性含有。这样的效果在Ca、REM均为0.0020％以上的含量时呈现。另一方面，如果含有超过0.02％的Ca、REM，则夹杂物量过多，清洁度(cleaning level)下降。因此含有Ca、REM时，Ca、REM均分别优选为0.02％以下。并用Ca、REM这两者时，以合计量计优选为0.03％以下。

本发明的钢组成中上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

2.关于金属组织

本发明中，形成珠光体以面积分率(area ratio)计为85％以上，铁素体的面积分率和贝氏体的面积分率(包含0)的合计为15％以下的金属组织。

为了如上所述发挥疲劳裂纹通过Z字形扩展而提高疲劳裂纹扩展阻力、提高疲劳强度这样的效果，主要组织是珠光体，其面积分率需为85％以上。另一方面，如果软质的铁素体的面积分率和虽为硬质但不发挥与珠光体相同的效果的贝氏体(bainite)的面积分率(包含0)的合计超过15％，则疲劳强度的提高效果降低。因此，珠光体的面积分率为85％以上，铁素体的面积分率和贝氏体的面积分率(包含0)的合计为15％以下。

原奥氏体粒径为25μm以上

被铁素体层包围的表面的珠光体粒径大，疲劳裂纹的偏转就大，裂纹扩展阻力就变大。由于铁素体在原奥氏体的晶界生成，所以原奥氏体的晶粒越大，表面的珠光体粒径越大。为了提高裂纹扩展阻力，原奥氏体粒径需为25μm以上，低于25μm时，疲劳裂纹扩展阻力的上升不充分。

应予说明，根据一直以来公知的理论，珠光体的片层间距越窄珠光体的强度越大。为了提高珠光体的强度，使疲劳裂纹不贯通珠光体而绕开珠光体，片层间距优选为170nm以下。更优选为150nm以下。

实施例1

对表1中示出钢组成(质量％)的钢坯进行热轧而得到钢带，通过辊轧成型(roll forming)和高频电阻焊将其制成电阻焊钢管(外径89mm、壁厚4.7mm)后，经过热缩径轧制而制成缩径轧制的钢管(外径45mm、壁厚4.5mm)。其后，通过冷拔加工制成冷拔钢管(cold drawnsteel tube)(外径40mm、壁厚4.0mm)后，进行正火(保持920℃×10分钟，均热后的冷却速度0.5～3.0℃/s)而制成制品钢管。

从制品钢管沿轴向采取拉伸试验片(tensile specimen)(JIS12号试验片)，测定拉伸强度。另外，对钢管的管圆周方向截面进行露出奥氏体晶界的腐蚀，进行奥氏体粒径的测定。粒径的测定用光学显微镜(optical microscope)在倍率400倍下对10个视场进行照片拍摄，基于截面法(method of section)进行粒径的测定，将其平均值作为代表值。

另外，关于珠光体的片层间距的测定，同样对管圆周方向截面进行硝酸酒精溶液腐蚀(nital corrosion treatment)，用扫描电子显微镜(electron scanning microscope)在倍率20000倍下，从渗碳体(cementite)的层相对于纸面尽量垂直竖立的视场选择10个视场进行照片拍摄后，用截面法测定片层间距，将其平均值作为代表值。

在频率(frequency)3Hz、波形(wave shape)为正弦波(sine wave)、应力比R＝﹣1(对称循环)的条件下对这些钢管进行扭转疲劳试验，求出疲劳强度σw。应予说明，σw是重复次数达到200万次也不断裂的应力。将这些特性评价结果示于表2和表3。

应予说明，关于强度稳定性(strength stability)的评价，如果正火的冷却速度在0.5～3.0℃/s的范围变化时的拉伸强度TS的偏差(最大值与最小值的差)为50MPa以内，则评价为良好(○)，如果超过50MPa，则评价为不良(×)。

由表2、表3可知，本发明例的全部电阻焊钢管均为由正火的冷却速度的变化引起的强度偏差小，强度稳定性优异，随之稳定，且片层间距窄，原奥氏体粒径大，因此疲劳裂纹扩展阻力高，具有稳定且高的扭转疲劳强度。

另一方面，铝量超过本发明范围的高铝量材料的情况下，在正火的冷却速度慢的区域拉伸强度低，随之扭转疲劳强度也低。另外，在冷却速度高的区域，虽然拉伸强度与本发明例的差变小，但扭转疲劳强度比本发明例低。认为这是由原奥氏体粒径的差和珠光体的强度差引起的。

应予说明，本实施例中使电阻焊钢管的管材料为热轧钢板，但本发明并不限定于此，也可以是使用冷轧钢带作为管材料的方式。另外，可以是不进行热缩径轧制而将通常的电阻焊钢管作为冷拔管坯的方式。

Claims

1.一种电阻焊钢管，成分组成以质量％计含有C：0.35～0.55％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Al：0.005％以下、N：0.0050％以下、Cr：0.1～0.5％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织由珠光体、铁素体和贝氏体构成，所述珠光体的面积分率为85％以上，所述铁素体的面积分率和所述贝氏体的面积分率的合计为15％以下，原奥氏体粒径为25μm以上，其中，所述贝氏体的面积分率包含0。

2.一种电阻焊钢管，除了所述成分组成之外，以质量％计进一步含有选自Ti：0.005～0.1％、B：0.0003～0.0050％、Mo：2％以下、W：2％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、Ca：0.02％以下、REM：0.02以下中的1种以上。