CN110494582A - 钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供塑性应变区域中的耐疲劳特性优良的钢构件和作为其原材的热轧钢板以及它们的制造方法。一种钢构件，其中，以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的析出物的形式析出在组织中。所述钢构件用的热轧钢板，其以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在于组织中。所述钢构件的制造方法，其中，对上述热轧钢板实施成形加工后，实施如下所述的热处理：加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。所述热轧钢板的制造方法，其中，将以质量％计含有0.031～0.200％的Ti的钢坯在高于由规定的公式求出的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取后，在TTi‑400℃以上的温度下结束精轧，在从TTi‑400℃到TTi‑500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在TTi‑500℃以下的温度下进行卷取。

Description

钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法
技术领域
本发明涉及钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法。更具体而言，本发明涉及塑性应变区域的耐疲劳特性优良的钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法。本发明特别涉及要求高强度且塑性应变区域的耐疲劳特性的、连续油管用焊接钢管、管线管用焊接钢管、汽车用结构构件用焊接钢管，其中尤其涉及连续油管用焊接钢管，涉及这些钢构件在塑性应变区域中的疲劳寿命的改善。
背景技术
专利文献1中公开了作为汽车等的高强度结构构件和驱动力传递构件、或者油井管清洗用电阻焊管的、具有制管后的屈服强度为700MPa以上、拉伸强度为800MPa以上的强度和伸长率为15％以上的延展性的高张力电阻焊钢管的制造方法。根据该方法，通过含有0.09～0.18％的C和规定量的合金元素Cu、Ni、Cr、Mo，可以得到不会导致焊接热影响区的软化的高张力电阻焊钢管。但是，作为疲劳用途、特别是要求塑性应变区域的耐疲劳特性的连续油管用钢管，存在反复使用时耐久寿命低的问题。
专利文献2中公开了一种材质均匀性优良的连续油管用钢带及其制造方法。根据该方法，通过含有0.10～0.16％的C和规定量的合金元素Cr、Cu、Ni、Mo、Nb、Ti，可以得到卷材宽度方向、长度方向的屈服强度的波动小的连续油管用钢带。但是，存在塑性应变区域的耐疲劳特性不足、反复使用时的耐久寿命低的问题。
专利文献3中公开了作为汽车等的机械结构物用钢管、特别是汽车用中空稳定器用途的、疲劳寿命优良的淬火-回火钢管。根据该方法，通过含有规定的化学成分、使析出碳化物的平均粒径为0.5μm以下、使壁厚中心部的硬度为400HV，可以得到高疲劳寿命的钢管。但是，该钢管得到的疲劳寿命水平是寿命为几万循环的低应力-高循环的弹性区域疲劳特性。另一方面，连续油管反复进行向坑井中的***、回收而被使用几百次。在卷材的放卷-卷绕以及***坑井时的弯曲(鹅颈)部分施加约2％的塑性区域的应变，需要100～1000循环的高应变-低循环疲劳强度。通常，如弹性区域疲劳那样应力振幅恒定的条件下的疲劳强度通过提高材料强度而增加。另一方面，施加于连续油管的长度方向应变相当于由卷材和鹅颈的内径决定的应变恒定条件，所谓的Morrow公式的疲劳延性系数的贡献增大，因此，存在高强度化不一定会带来寿命的提高而无法得到期望的塑性应变区域的耐疲劳特性的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3491339号公报
专利文献2：日本专利第5494895号公报
专利文献3：日本专利第5196934号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于提供塑性应变区域中的耐疲劳特性优良的钢构件和作为其原材的热轧钢板以及它们的制造方法。
需要说明的是，本发明中所述的“塑性应变区域的耐疲劳特性优良”或者“优良的塑性应变区域的耐疲劳特性”是指拉伸模式、应变控制模式、应变比＝0、总应变范围2.0％的条件下进行拉伸疲劳试验时的直至断裂为止的重复数为1000次以上的情况。
另外，将作为本发明的钢构件的原材的热轧钢板也称为“原材热轧钢板”。
作为本发明的钢构件，可以列举焊接钢管等钢管、汽车用结构构件等成形部件等。作为焊接钢管，可以列举连续油管用焊接钢管、管线管用焊接钢管、汽车用结构构件用焊接钢管等。
用于解决问题的方法
为了以高水平兼顾强度和塑性应变区域中的耐疲劳特性这样的相反特性，本发明人通过对作为原材的热轧钢板的化学成分、制造条件进行各种变化而进行了***的实验研究。其结果发现，通过将具有特定化学成分的钢在特定温度加工条件下进行热轧、或者成形加工为钢管形状等后在特定的条件下进行热处理，可以得到同时满足高强度和优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性的钢构件。
本发明是基于这样的见解而完成的，具有下述[1]～[9]的构成。
[1]一种钢构件，其中，以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的析出物的形式析出在组织中。
[2]如[1]所述的钢构件，其中，上述钢构件具有如下组成：
以质量％计含有C：0.19～0.50％、Si：0.002～1.5％、Mn：0.4～2.5％、Al：0.01～0.19％、Cr：0.001～0.90％、B：0.0001～0.0050％、Ti：0.031～0.200％、P：0.019％以下(包括0％)、S：0.015％以下(包括0％)、N：0.008％以下(包括0％)、O：0.003％以下(包括0％)、Sn：0.10％以下(包括0％)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[3]如[2]所述的钢构件，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有选自Nb：0.001～0.15％、V：0.001～0.15％、W：0.001～0.15％、Mo：0.001～0.45％、Cu：0.001～0.45％、Ni：0.001～0.45％、Ca：0.0001～0.005％、Sb：0.0001～0.10％中的一种或两种以上。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的钢构件，其中，上述钢构件为焊接钢管。
[5]一种钢构件用的热轧钢板，其是上述[1]～[4]中任一项所述的钢构件用的热轧钢板，其中，以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在于组织中。
[6]如[5]所述的钢构件用的热轧钢板，其中，作为长度方向两端部的前端部和尾端部的板厚均比长度方向中央部的板厚厚5～50％。
[7]一种钢构件的制造方法，其是上述[1]～[4]中任一项所述的钢构件的制造方法，其中，对以质量％计含有0.031～0.200％的Ti、0.005％以上的Ti以固溶Ti存在于组织中的热轧钢板实施成形加工后，实施如下所述的热处理：加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
[8]如[7]所述的钢构件的制造方法，其中，将以质量％计含有0.031～0.200％的Ti的钢坯在高于由下述(1)式计算的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取后，在TTi-400℃以上的温度下结束精轧，在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在TTi-500℃以下的温度下进行卷取，从而制造上述热轧钢板。
log([Ti-N×48÷14][C])＝-7000/(TTi(℃)+273)+2.75…(1)
其中，(1)式中的Ti、N、C为钢坯中的各元素的含量(质量％)。
[9]一种钢构件用的热轧钢板的制造方法，其是上述[5]或[6]所述的钢构件用的热轧钢板的制造方法，其中，将以质量％计含有0.031～0.200％的Ti的钢坯在高于由下述(1)式计算的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取后，在TTi-400℃以上的温度下结束精轧，在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在TTi-500℃以下的温度下进行卷取。
log([Ti-N×48÷14][C])＝-7000/(TTi(℃)+273)+2.75…(1)
其中，(1)式中的Ti、N、C为钢坯中的各元素的含量(质量％)。
发明效果
根据本发明，能够提供塑性应变区域的耐疲劳特性优良的钢构件。另外，本发明的热轧钢板特别适合作为上述钢构件的原材。
根据本发明，能够提供以高水平兼顾强度和塑性应变区域中的耐疲劳特性这样的相反特性的钢构件。因此，作为本发明的钢构件，特别是优选要求高强度且塑性应变区域的耐疲劳特性的、连续油管用焊接钢管、管线管用焊接钢管、汽车用结构构件用焊接钢管，其中优选连续油管用焊接钢管。
附图说明
图1是示出通过后热处理而以粒径为20nm以下的析出物的形式析出的Ti量与塑性应变区域中的疲劳特性的关系的图。
具体实施方式
(钢构件)
本发明的钢构件通过对在特定温度加工条件下进行热轧而制造的热轧钢板(原材热轧钢板)实施成形加工后在特定的条件下进行热处理而得到。以下，将对原材热轧钢板实施成形加工后所实施的热处理也称为“后热处理”。
首先，对本发明的钢构件的化学成分范围的限定理由进行说明。需要说明的是，以下，组成中的质量％仅以％表示。
Ti：0.031～0.200％
Ti在热轧工序中以碳氮化物的形式析出，抑制热轧工序中的恢复和再结晶的晶粒生长。通过含有Ti，具有可以在原材热轧钢板的组织(显微组织)中得到期望的微细的铁素体相的粒径(1～50μm)的效果。在该原材热轧钢板阶段的显微组织的微细化会带来在之后的制管、部件成形等成形加工(冷加工)后实施热处理后的显微组织的微细化，可以得到优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
Tanaka等人提出了如下模型：位错由于疲劳循环而在滑动面上不可逆地堆积，此时产生的应力超过极限应力时产生初始裂纹(文献：K.Tanaka and T.Mura：J Appl Mech.,Vol.48,p.97-103(1981))。根据该模型，G：横向弹性常数、Ws：每单位面积的破坏能、ν：泊松比、Δτ：滑动面上的分解剪切应力范围、k：滑动面上的位错的摩擦力等材料物性值、外力条件等相同时，滑动面长度d越短、即结晶粒径越小，则各晶粒的疲劳裂纹产生周期Nc越长。
根据这样的机理，认为本发明的微细化后的显微组织材料的疲劳裂纹产生慢，显示出优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
此外，Ti为如下所述的必需元素：以碳化物的形式使基体析出强化、并且作为固溶元素进行固溶强化、并且作为淬透性提高元素增强相变组织强化，由此，在制管、部件成形等成形加工后实施热处理后的强度提高，使疲劳强度显著提高。这样的效果在Ti含量处于0.031～0.200％的范围时可以得到，Ti含量小于上述范围的下限值时，在后述的原材热轧钢板的阶段，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在，无法通过成形加工后的热处理使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，不能得到上述效果。另一方面，Ti含量超过上述范围的上限值时，由于生成粗大的TiN而耐疲劳特性降低。因此，Ti含量设定为0.031～0.200％的范围。Ti含量优选大于0.120％。另外，Ti含量优选为0.150％以下。
在本发明的钢构件的组织中，0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的析出物的形式析出。
本发明人发现，如本发明这样以热轧钢板作为原材，进而在制管或部件成形等成形加工后所实施的热处理(后热处理)之后，需要塑性应变区域中的耐疲劳特性的情况下，通过后热处理使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，由此，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。图1中示出通过后热处理而以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出的Ti量(质量％)与塑性应变区域中的疲劳特性的关系。通过后热处理而以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出的Ti量为0.005％以上时，在拉伸模式、应变控制模式、应变比＝0、总应变范围2.0％的条件下进行拉伸疲劳试验时的直至断裂为止的重复数为1000次以上，可以得到优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
接着，对本发明的钢构件所具有的优选组成进行说明。
C：0.19～0.50％
在本发明中，C为如下所述的元素：通过在特定的条件下进行后热处理，确保高强度，进而在后热处理时与Ti结合，特别是在表层部使微细析出物析出，使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高。C的含量小于0.19％时，难以得到该期望的强度(YS≥770MPa)和塑性应变区域中的耐疲劳特性。另一方面，C的含量超过0.50％时，不能确保钢构件、例如钢管的韧性、焊接性，因此，将其作为上限。需要说明的是，进一步优选C的含量大于0.28％。另外，进一步优选C的含量为0.30％以下。
Si：0.002～1.5％
Si是通过固溶强化而确保期望的强度、并且使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的元素。Si的含量小于0.002％时，强度不足。另一方面，含有超过1.5％时，焊接性劣化。因此，Si的含量优选限定为0.002～1.5％。需要说明的是，进一步优选Si的含量为0.05％以上。另外，进一步优选Si的含量为0.35％以下。
Mn：0.4～2.5％
Mn具有在后热处理时通过低温相变强化而确保期望的强度、使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的作用。Mn的含量小于0.4％时，不会充分地表现出该效果，另一方面，Mn的含量超过2.5％时，焊接性劣化。因此，Mn的含量优选限定为0.4～2.5％。需要说明的是，进一步优选Mn的含量为1.09％以上。另外，进一步优选Mn的含量为1.99％以下。
Al：0.01～0.19％
Al是炼钢时的脱氧元素，并且具有抑制热轧工序中的奥氏体晶粒的生长、使晶粒微细、在后热处理后得到期望的铁素体粒径(1～50μm)、使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的作用。Al的含量小于0.01％时，无法得到这些效果，铁素体粒径粗大化，另一方面，Al的含量超过0.19％时，焊接性降低，并且具有耐疲劳特性因氧化物系夹杂物的增大而降低的倾向。需要说明的是，进一步优选Al的含量为0.041％以上。另外，进一步优选Al的含量为0.080％以下。
Cr：0.001～0.90％
Cr具有在后热处理时通过低温相变强化来确保期望的强度、使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的作用。Cr的含量小于0.001％时，不会充分地表现出该效果，另一方面，Cr的含量超过0.90％时，焊接性劣化。因此，Cr的含量优选限定为0.001～0.90％。需要说明的是，进一步优选Cr的含量为0.001～0.19％。
B：0.0001～0.0050％
B具有在后热处理时通过低温相变强化来确保期望的强度、使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的作用。B的含量小于0.0001％时，不会充分地表现出该效果，另一方面，B的含量超过0.0050％时，具有耐疲劳特性降低的倾向。因此，B的含量优选限定为0.0001～0.0050％。需要说明的是，进一步优选B的含量为0.0005％以上。另外，进一步优选B的含量为0.0035％以下。
P：0.019％以下(包括0％)
P通过与Mn的凝固共偏析而使塑性应变区域中的耐疲劳特性降低并且使电阻焊接性劣化。P的含量超过0.019％时，不良影响变得显著，因此，优选将0.019％设定为上限。
S：0.015％以下(包括0％)
S形成MnS等而以钢中夹杂物的形式存在，作为塑性应变区域中的疲劳裂纹的起点而使耐疲劳特性降低。S的含量超过0.015％时，该不良影响变得显著，因此，优选将0.015％设定为上限。需要说明的是，进一步优选S的含量为0.005％以下。
N：0.008％以下(包括0％)
N与Ti形成TiN，以粗大的析出物的形式析出，消耗固溶Ti。如此，N降低了如下效果：通过Ti添加而在原材热轧钢板的阶段使0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在，通过成形加工后的热处理，使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。N的含量超过0.008％时，该不良影响变得显著，因此，优选将0.008％设定为上限。需要说明的是，进一步优选N的含量为0.0049％以下。
O：0.003％以下(包括0％)
O以氧化物系夹杂物的形式存在，使钢的耐疲劳特性降低。O的含量超过0.003％时，该不良影响变得显著，因此，优选将0.003％设定为上限。需要说明的是，进一步优选O的含量为0.002％以下。
Sn：0.10％以下(包括0％)
Sn以固溶元素的形式存在，使钢的热延展性降低。Sn的含量超过0.10％时，该不良影响变得显著，因此，优选将0.10％设定为上限。需要说明的是，进一步优选Sn的含量为0.03％以下。
余量为Fe和不可避免的杂质。在本发明中，可以进一步以提高本发明效果等为目的添加下述元素。
Nb：0.001～0.15％
Nb以碳化物的形式析出，具有抑制热轧工序中的恢复和再结晶的晶粒生长从而得到期望的铁素体粒径(1～50μm)的效果，可以根据需要含有。Nb的含量小于0.001％时，无法得到这些效果。另一方面，Nb的含量超过0.15％时，因热轧时的应变诱发析出而在表层部析出粗大的析出物，表层部的微细析出物减少，塑性应变区域中的耐疲劳特性降低，因此将0.15％设定为上限。因此，含有Nb的情况下，将Nb的含量设定为0.001～0.15％。需要说明的是，进一步优选Nb的含量为0.001～0.009％。
V：0.001～0.15％
V以碳化物的形式析出，具有抑制热轧工序中的恢复和再结晶的晶粒生长从而得到期望的铁素体粒径(1～50μm)的效果，可以根据需要含有。V的含量小于0.001％时，无法得到这些效果。另一方面，V的含量超过0.15％时，因热轧时的应变诱发析出而在表层部析出粗大的析出物，表层部的微细析出物减少，塑性应变区域中的耐疲劳特性降低，因此将0.15％设定为上限。因此，含有V的情况下，将V的含量设定为0.001～0.15％。需要说明的是，进一步优选V的含量为0.001～0.049％。
W：0.001～0.15％
W以碳化物的形式析出，具有补充抑制热轧工序中的恢复和再结晶的晶粒生长从而得到期望的铁素体粒径(1～50μm)的效果的作用，可以根据需要含有。W的含量小于0.001％时，无法得到这些效果。另一方面，W的含量超过0.15％时，因热轧时的应变诱发析出而在表层部析出粗大的析出物，表层部的微细析出物减少，塑性应变区域中的耐疲劳特性降低，因此将0.15％设定为上限。因此，含有W的情况下，将W的含量设定为0.001～0.15％。需要说明的是，进一步优选W的含量为0.001～0.049％。
Mo：0.001～0.45％
Mo具有补充在后热处理时通过低温相变强化或析出强化而确保期望的强度、使塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的效果的作用，可以根据需要含有。Mo的含量小于0.001％时，不会表现出该效果，另一方面，Mo的含量超过0.45％时，焊接性劣化。因此，含有Mo的情况下，将Mo的含量设定为0.001～0.45％。需要说明的是，进一步优选Mo的含量为0.001～0.30％。
Cu：0.001～0.45％、Ni：0.001～0.45％
Cu、Ni是具有补充Mn的使疲劳强度提高的效果的作用的元素，同时具有提高钢材的耐腐蚀性的效果，可以根据需要分别含有Cu、Ni。这些效果在分别含有0.001％以上的Cu、Ni时表现出来，含有分别超过0.45％的Cu、Ni时，使焊接性降低，因此，分别将0.45％设定为上限。因此，含有Cu的情况下，将Cu的含量设定为0.001～0.45％。另外，含有Ni的情况下，将Ni的含量设定为0.001～0.45％。需要说明的是，进一步优选任一种元素都为0.35％以下。
Ca：0.0001～0.005％
Ca具有使伸展的MnS形成粒状的Ca(Al)S(O)的所谓形态控制效果，具有抑制疲劳裂纹产生、使耐疲劳特性提高的效果，可以根据需要含有。该效果在含有0.0001％以上时表现出来，含有超过0.005％时，由于非金属夹杂物的增大反而使耐疲劳特性降低，因此将0.005％设定为上限。因此，含有Ca的情况下，将Ca的含量设定为0.0001～0.005％。
Sb：0.0001～0.10％
Sb优先偏析在表面，具有抑制热轧工序或后热处理工序中N从气氛的侵入、抑制因BN的形成导致的B的添加效果的减少的作用，可以根据需要含有。该效果在含有0.0001％以上时表现出来，但是，即使含有超过0.10％，效果也饱和，因此将0.10％设定为上限。因此，含有Sb的情况下，将Sb的含量设定为0.0001～0.10％。需要说明的是，进一步优选Sb的含量为0.0001～0.030％。
另外，本发明的钢构件优选：具有后热处理后的从表面到板厚方向200μm的铁素体相的平均结晶粒径为1～50μm、在从表面到板厚方向200μm的铁素体相中析出粒径为1.0～20nm的Ti碳化物而成的组织，从表面到板厚方向200μm的平均硬度与除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度之差(绝对值)以维氏硬度(HV)计为ΔHV50点以下。
钢构件的显微组织、析出物的析出状态以及截面硬度在确保优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性方面很重要。后热处理后的从表面到板厚方向200μm的铁素体相的平均结晶粒径超过50μm时，初始疲劳裂纹较早、较大地产生，难以确保期望的塑性应变区域中的耐疲劳特性。另一方面，在工业上、经济上难以在后热处理后使铁素体相的平均结晶粒径小于1μm，因此将其作为下限。
需要说明的是，此处所述的铁素体相是指体心立方晶格的母相铁，包含多边形铁素体、针状铁素体、魏氏铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、低碳(C含量为1％以下)马氏体组织。需要说明的是，作为铁素体相以外的第二相，可以列举奥氏体、碳化物、珠光体、高碳马氏体(C含量超过1％)。
本发明的钢构件的组织优选以上述铁素体相作为主相。在此，主相是指以体积率计占有51％以上的相，优选为80％以上，可以为100％。
另外，为了确保表面硬度、确保高的塑性应变区域中的耐疲劳特性，从表面到板厚方向200μm的铁素体相中的Ti碳化物尺寸很重要。通过在从表面到板厚方向200μm的铁素体相中析出1.0～20nm的Ti碳化物，能够抑制疲劳初始裂纹的产生，并且其尺寸减小，能够进一步提高优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。需要说明的是，1.0～20nm的Ti碳化物的析出量在此没有特别限定。另外，除了1.0～20nm的Ti碳化物以外，也允许析出尺寸不同的Ti碳化物。
从表面到板厚方向200μm的平均硬度与除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度之差为ΔHV50点以下在确保优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性方面很重要。从表面到板厚方向200μm的平均硬度与除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度之差超过ΔHV50点时，初始疲劳裂纹较早、较大地产生，难以确保期望的塑性应变区域中的耐疲劳特性。因此，从表面到板厚方向200μm的平均硬度与除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度之差优选为ΔHV50点以下。
需要说明的是，从表面到板厚方向200μm的平均硬度与除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度之差如下测定：对板厚方向50～200μm之间沿板厚方向以25μm的间距利用0.1kgf的载荷测定显微维氏硬度(HV(0.1))，对7点进行平均而得到值HV(0.1)S，以板厚中心部为中心而避开中心偏析部，沿板厚方向以25μm的间距测定7点的HV(0.1)，进行平均而得到值HV(0.1)C，测定HV(0.1)S与HV(0.1)C之差作为HV(0.1)C-HV(0.1)S。
(原材热轧钢板)
本发明的钢构件用的热轧钢板(原材热轧钢板)特别适合用于得到本发明的钢构件。
本发明的原材热轧钢板以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在于组织中。由此，成形加工后，实施规定的热处理后，能够使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出于钢构件的组织中，可以得到塑性应变区域中的耐疲劳特性优良、进而强度特性也优良的钢构件。
本发明的原材热轧钢板所具有的组成与上述钢构件所具有的组成相同。
另外，本发明的原材热轧钢板优选作为长度方向两端部的前端部和尾端部的板厚均比长度方向两端部以外的中间部(长度方向中央部)的板厚厚5～50％。由此，如连续油管那样，将原材热轧钢板分切为规定的宽度后，通过沿长度方向焊接而连接使用的情况下的焊接部的塑性应变区域中的耐疲劳特性提高的效果增强。
(制造方法)
接着，对本发明的钢构件和作为其原材的热轧钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，温度设定为钢坯等的表面温度。
在本发明中，将对具有上述组成的钢进行铸造而成的钢坯作为起始原材。起始原材的制造方法没有特别限定，例如可以列举将上述组成的钢水利用转炉等常用的熔炼方法进行熔炼并通过连铸法等通常的铸造方法制成钢坯的方法等。
首先，对作为本发明的钢构件的原材的热轧钢板(原材热轧钢板)的制造方法进行说明。
本发明的原材热轧钢板通过将含有0.031～0.200％的Ti的钢坯在规定的条件下进行热轧来制造。
在高于由log([Ti-N×48÷14][C])＝-7000/(TTi(℃)+273)+2.75计算的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取
热轧工序中的钢坯提取温度通过钢中的Ti的再固溶、析出状况而对热轧后的析出物尺寸、固溶Ti量带来影响，对于用于在后热处理后确保良好的耐疲劳特性很重要。提取温度为由下述(1)式计算的平衡固溶温度TTi以下时，连续铸造时析出的粗大的Ti以未固溶碳氮化物的形式残留，在原材热轧钢板的阶段，固溶Ti量小于0.005％，在后热处理后无法得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。通过在高于由下述(1)计算的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取，在原材热轧钢板的阶段，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在，通过成形加工后的热处理，能够使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。需要说明的是，进一步优选的是，从防止结晶粒径的粗大化的观点出发，钢坯提取温度优选为1620K以下，从确保Ti的固溶状态的均匀性和充分的固溶时间的观点出发，钢坯的均热时间(在高于平衡固溶温度TTi的温度下保持钢坯的时间)优选为10分钟以上。
log([Ti-N×48÷14][C])＝-7000/(TTi(℃)+273)+2.75…(1)
其中，(1)式中的Ti、N、C为钢坯中的各元素的含量(质量％)。
TTi-400℃以上的精轧温度
热轧精轧温度低于TTi-400℃时，由于在表面附近部分的上下辊引起的附加剪切应变或者因辊、冷却水引起的散热而诱发应变诱发析出，在原材热轧钢板的阶段、特别是在表面附近(自表面和背面起200μm以内)存在的固溶Ti量低于0.005％，在后热处理后无法得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。通过使热轧精轧温度为TTi-400℃以上，在原材热轧钢板的阶段，包括表面附近在内，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在，通过成形加工后的热处理，能够使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却
从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围的平均冷却速度小于10℃/秒时，TiC在热轧输出至卷取的过程中析出，在原材热轧钢板的阶段存在的固溶Ti量低于0.005％，在后热处理后无法得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。通过在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行骤冷，在原材热轧钢板的阶段，包括表面附近在内，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在，通过成形加工后的热处理，能够使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
TTi-500℃以下的卷取温度
卷取温度超过TTi-500℃时，到卷材冷却为止的期间，Ti析出物的析出被促进，在原材热轧钢板的阶段存在的固溶Ti量低于0.005％，在后热处理后无法得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。通过使卷取温度为TTi-500℃以下，在原材热轧钢板的阶段，包括表面附近在内，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在，通过成形加工后的热处理，能够使0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，由此可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。需要说明的是，上述精轧温度、卷取温度为卷材宽度中央部的表面温度，平均冷却速度由上述表面温度求得。
通过上述的制造方法，可以得到0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在于组织中的热轧钢板(原材热轧钢板)。
接着，对本发明的钢构件的制造方法进行说明。
本发明的钢构件通过对上述原材热轧钢板实施成形加工后实施规定的热处理来制造。作为成形加工，没有特别限定，例如钢构件为钢管时，可以列举制管加工。钢构件为焊接钢管时，可以在制管加工后实施焊接加工。另外，例如钢构件为汽车用结构构件等成形部件时，可以列举冲压加工等。
成形加工后，在以下条件下实施热处理。
加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却
对原材热轧钢板实施成形加工后，加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，通过实施这样的热处理，0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。加热温度为550℃以下时，固溶Ti不会以20nm以下的微细的析出物的形式析出，无法得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。另外，加热温度超过1050℃时，铁素体相的粒径超过50μm，难以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。另外，550～400℃的温度范围的冷却速度低于10℃/秒时，无法得到足够的强度(YS≥770MPa)。需要说明的是，加热温度更优选为700～1000℃的范围。
另外，虽然没有特别限定，但例如制造焊接钢管的情况下，将原材热轧钢板在保持黑皮的状态下或者根据需要实施酸洗、冷轧、退火、镀覆中的任一种或多种处理后，利用分切制成规定的板宽，将卷材沿长度方向焊接接合1卷以上，通过辊轧成形或冲压成形而成形为大致圆形截面成形，将端部通过高频电阻焊接、激光焊接等方法接合，以在线或离线加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，制成卷成卷状的钢管。
另外，例如制造成形部件的情况下，将原材热轧钢板在保持黑皮的状态下或者根据需要进行酸洗、冷轧、退火、镀覆中的任一种或多种处理后，冲裁为规定的大小，成形加工为部件后，加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。由此，0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的微细的析出物的形式析出，可以得到格外优良的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
实施例
(实施例1)
将表1所示组成(钢种C～L)的钢坯在钢坯表面温度为约1220℃、钢坯中心温度为约1210℃时从加热炉提取，进行使精轧压下率为91％、使卷材宽度中央部精轧温度为约860℃、使卷材宽度方向最低精轧温度为约850℃、在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以约20℃/秒的平均冷却速度进行冷却、使卷取温度为约560℃的热轧，制成原材热轧钢板(板厚：约5mm、前后端部的板厚相对于长度中央部厚约10％)(No.3～12)。
另外，将表1所示组成(钢种A)的钢坯在钢坯表面温度为约1250℃、钢坯中心温度为约1245℃时从加热炉提取，除此以外，与上述同样地制成原材热轧钢板(No.1)，将表1所示组成(钢种B、M)的钢坯在钢坯表面温度为约1335℃、钢坯中心温度为约1335℃时从加热炉提取，使卷材宽度中央部精轧温度为约940℃，除此以外，与上述同样地制成原材热轧钢板(No.2、13)。
接着，对这些原材热轧钢板实施酸洗后，分切加工为规定的宽度尺寸，进行连续成形而制成开管，将该开管通过高频电阻焊接进行电阻焊接，得到宽度缩小率为4％、外径φ为50.8mm且壁厚为约5mm的焊接钢管。对该焊接钢管整体连续地进行高频加热，实施如下热处理：进行加热温度为920℃、保持时间为约5秒的加热后，从外表面利用水进行喷雾冷却，在550～400℃的温度范围内以约50℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
从这些焊接钢管裁取试验片，实施组织观察试验、析出物、固溶量的定量试验、拉伸试验、塑性应变区域疲劳试验、低温韧性试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察试验
以这些焊接钢管的圆周方向截面为观察面的方式裁取组织观察试验片，进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀后利用扫描电子显微镜(3000倍)观察组织，通过EBSD(电子背散射衍射，Electron BackScatter Diffraction)法以与相邻晶粒的倾角为15°以上作为晶界而求出铁素体相的平均粒径。需要说明的是，作为从表面到板厚方向200μm的平均粒径，分别地求出以50μm的间距对板厚方向50～200μm之间测定3点并进行平均而得到的值和以板厚中心部为中心而避开中心偏析部、沿板厚方向以50μm的间距测定3点并进行平均而得到的值。
(2)析出物、固溶量的定量试验
从这些焊接钢管切割出20mm×30mm大小的试样片，在10％AA系电解液(10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇)中，以20mA/cm2的电流密度对约0.2g进行恒电流电解。将电解后的、在表面附着有析出物的试样片从电解液中取出，浸渍在六偏磷酸钠水溶液(500mg/l)(以下称为SHMP水溶液)中，赋予超声波振动，将析出物从试样片剥离而提取到SHMP水溶液中。接着，将含有析出物的SHMP水溶液按照孔径100nm、20nm的顺序使用过滤器进行过滤，使用ICP发射光谱分析装置对过滤后的过滤器上的残渣和滤液进行分析，测定过滤器上的残渣中和滤液中的Ti的绝对量，分别得到粒径超过100nm的析出物、粒径为100nm以下且大于20nm的析出物、粒径为20nm以下的析出物中所含的Ti的绝对量Tilp、Timp、Tisp。需要说明的是，电解质量通过测定析出物剥离后的试样片的质量并从电解前的试样片的质量中减去该质量来求出。
关于处于固溶状态的Ti(固溶Ti)，以电解后的电解液作为分析溶液，使用ICP质量分析法测定Ti和作为比较元素的Fe的液中浓度。基于所得到的浓度，分别计算出Ti相对于Fe的浓度比，进而乘以试样中的Fe的含有率，由此求出处于固溶状态的Ti的含有率。需要说明的是，试样中的Fe的含有率可以通过从100％中减去Fe以外的组成值的合计来求出。该析出物、固溶量的定量试验除了对实施后热处理后的焊接钢管进行以外也对实施后热处理之前的焊接钢管进行。
(3)拉伸试验
以L方向为拉伸方向的方式依据JIS Z 2201的规定从这些焊接钢管切割出JIS 12号试验片，依照JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(拉伸强度TS、屈服强度YS、总伸长率El)。
(4)塑性应变区域疲劳试验
在扁平矫正后从这些焊接钢管裁取出板厚约5mm×板宽5mm、平行部长度12mm的平行部截面尺寸的板状L方向疲劳试验片，在拉伸模式、应变控制模式、应变比＝0、总应变范围2.0％、循环数0.125Hz的条件下进行疲劳试验。求出拉伸最大载荷从初始载荷起降低25％时的循环数，作为直至断裂为止的重复数。
(5)低温韧性试验
以管长度方向(L方向)为试验片长度的方式展开，依照JIS Z 2202的规定，从这些焊接钢管切割出夏比试验片(2mmV缺口、1/2尺寸)，依照JIS Z 2242的规定实施夏比冲击试验，求出断口转变温度，对低温韧性进行评价。
另外，通过上述方法，测定从表面到板厚方向200μm的平均硬度(HV(0.1)S)、除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度(HV(0.1)C)，求出从表面到板厚方向200μm的平均硬度与除中心偏析部以外的板厚中心附近的平均硬度之差ΔHV(HV(0.1)C-HV(0.1)S)。
将所得到的结果示于表2中。
就本发明例(No.1～11)而言，上述塑性应变区域疲劳试验中的循环数均为1000循环以上，塑性应变区域中的耐疲劳特性均优良。此外，就本发明例而言，YS均为770MPa以上，强度特性也均优良。另外，就本发明例而言，夏比断口转变温度均为-30℃以下，低温韧性也均优良。另一方面，钢的成分组成不满足本发明的范围且以粒径为20nm以下的析出物析出的Ti小于0.005％的No.12、钢的成分组成不满足本发明的范围的No.13没有得到期望的塑性应变区域中的耐疲劳特性。
(实施例2)
对具有表1所示的钢种A、B、C的成分组成的钢坯实施表3所示条件的热轧而制成原材热轧钢板(板厚：约5mm、前后端部的板厚相对于长度中央部厚约10％)。接着，对这些原材热轧钢板实施酸洗后，分切加工为规定的宽度尺寸，进行连续成形而制成开管，对该开管通过高频电阻焊接进行电阻焊接，得到宽度缩小率为4％、外径φ为50.8mm且壁厚为约5mm的焊接钢管。对该焊接钢管整体连续地进行高频加热，在表3所示的条件下实施热处理。从这些焊接钢管裁取试验片，实施组织观察试验、析出物、固溶量的定量试验、拉伸试验、塑性应变区域疲劳试验、低温韧性试验、维氏硬度测定。
需要说明的是，针对No.23，对原材热轧钢板实施酸洗后，冲裁为规定的大小，进行冲压加工而制成成形部件，对其在表3所示的条件下实施热处理。然后，从该成形部件裁取试验片，实施上述各试验。
将所得到的结果示于表4中。需要说明的是，表3、表4中一并记载了上述No.1～3的结果。
就本发明例(No.21～23)而言，上述塑性应变区域疲劳试验中的循环数均为1000循环以上，塑性应变区域中的耐疲劳特性均优良。此外，就本发明例而言，YS均为770MPa以上，强度特性也均优良。另外，就本发明例而言，夏比断口转变温度均为-30℃以下，低温韧性也均优良。另一方面，以粒径为20nm以下的析出物的形式析出的Ti量在本发明的范围外的No.14～20没有得到期望的塑性应变区域中的耐疲劳特性。

Claims (9)

1.一种钢构件，其中，以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以粒径为20nm以下的析出物的形式析出在组织中。
2.如权利要求1所述的钢构件，其中，所述钢构件具有如下组成：
以质量％计含有C：0.19～0.50％、Si：0.002～1.5％、Mn：0.4～2.5％、Al：0.01～0.19％、Cr：0.001～0.90％、B：0.0001～0.0050％、Ti：0.031～0.200％、P：0.019％以下(包括0％)、S：0.015％以下(包括0％)、N：0.008％以下(包括0％)、O：0.003％以下(包括0％)、Sn：0.10％以下(包括0％)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
3.如权利要求2所述的钢构件，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自Nb：0.001～0.15％、V：0.001～0.15％、W：0.001～0.15％、Mo：0.001～0.45％、Cu：0.001～0.45％、Ni：0.001～0.45％、Ca：0.0001～0.005％、Sb：0.0001～0.10％中的一种或两种以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的钢构件，其中，所述钢构件为焊接钢管。
5.一种钢构件用的热轧钢板，其是权利要求1～4中任一项所述的钢构件用的热轧钢板，其中，以质量％计含有0.031～0.200％的Ti，0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在于组织中。
6.如权利要求5所述的钢构件用的热轧钢板，其中，作为长度方向两端部的前端部和尾端部的板厚均比长度方向中央部的板厚厚5～50％。
7.一种钢构件的制造方法，其是权利要求1～4中任一项所述的钢构件的制造方法，其中，对以质量％计含有0.031～0.200％的Ti、0.005％以上的Ti以固溶Ti的形式存在于组织中的热轧钢板实施成形加工后，实施如下所述的热处理：加热至超过550℃且1050℃以下的温度后，在550～400℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
8.如权利要求7所述的钢构件的制造方法，其中，将以质量％计含有0.031～0.200％的Ti的钢坯在高于由下述(1)式计算的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取后，在TTi-400℃以上的温度下结束精轧，在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在TTi-500℃以下的温度下进行卷取，从而制造所述热轧钢板，
log([Ti-N×48÷14][C])＝-7000/(TTi(℃)+273)+2.75…(1)
其中，(1)式中的Ti、N、C为钢坯中的各元素的含量(质量％)。
9.一种钢构件用的热轧钢板的制造方法，其是权利要求5或6所述的钢构件用的热轧钢板的制造方法，其中，将以质量％计含有0.031～0.200％的Ti的钢坯在高于由下述(1)式计算的平衡固溶温度TTi的温度条件下进行钢坯提取后，在TTi-400℃以上的温度下结束精轧，在从TTi-400℃到TTi-500℃的温度范围内以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在TTi-500℃以下的温度下进行卷取，
log([Ti-N×48÷14][C])＝-7000/(TTi(℃)+273)+2.75…(1)
其中，(1)式中的Ti、N、C为钢坯中的各元素的含量(质量％)。
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