CN114916223A

CN114916223A - 管材的制造方法

Info

Publication number: CN114916223A
Application number: CN202180001662.9A
Authority: CN
Inventors: 土田雄一郎
Original assignee: Maruka Industry Co Ltd
Current assignee: Maruka Industry Co Ltd
Priority date: 2020-12-08
Filing date: 2021-01-15
Publication date: 2022-08-16
Also published as: JP7010441B1; WO2022123798A1; EP4039382B1; EP4039382A1; JP2022090676A; EP4039382A4

Abstract

本发明提供降低制造强度高的管材时的能量消耗量、并且改善所制造的管材的再循环性的技术。首先，准备由包含0.05～0.25重量％的C的钢材制成、长条且实心的原材。接着，将所准备的原材切断而形成实心的钢坯。之后，将实心的钢坯加工成空心的坯料(920)。然后，通过对加工成空心的坯料(920)进行温热挤出成形而成形为管状。

Description

管材的制造方法

技术领域

本发明涉及制造强度高的钢管的技术。

背景技术

近年来，对于汽车，对于燃料效率改善的要求逐渐提高，已经在强烈要求进一步轻量化。因此，关于汽车中使用的部件，正在推进将由钢制的线材或棒材成形的以往的部件置换成由钢制的管材(以下，也称为“钢管”，或简称为“管材”)成形的部件。此外，一直以来，对于将管材进行成形而制造的部件，也为了轻量化而要求薄壁化，另一方面，要求维持充分的强度。这样的要求并不限于汽车用部件的制造中使用的管材，在铁道车辆或飞机等移动体用的部件或各种机械装置中使用的部件等的制造中使用的管材中是共同的。

一般而言，部件的成形中使用的管材为了使外径及内径(管径)与部件的大小一致，通过对管径大于该管材的厚壁的管材(管坯)实施冷拉拔加工来制造。然而，充分提高通过冷拉拔加工而得到的管材的强度未必容易。因此，正在进行下述操作：对适当调整了组成、通过冷拉拔加工而预先形成为所期望的形状的管材实施淬火或回火等热处理来提高强度。例如，在专利文献1中，为了制造气囊用的管材，提出了对添加有铬(Cr)、钼(Mo)等的钢管实施冷拉拔加工，之后在规定的温度条件下进行淬火及回火。

此外，在专利文献1中，记载了在实施冷拉拔加工的钢管中添加钛(Ti)、铌(Nb)等元素来将晶体组织微细粒化。一般而言，已知晶体粒径变得越小，则钢材的屈服应力变得越高。因此，可以期待通过添加Ti、Nb等元素而将晶体组织微细粒化来进一步提高管材的强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-76034号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，在进行淬火、回火等热处理的情况下，伴随着进行热处理而变得需要酸洗及中和，此外，伴随着进行酸洗而变得需要烘烤。因此，虽然在缩小管径的冷拉拔加工中，能够降低能量的消耗量，但由于在热处理和烘烤中消耗大量的能量，因此作为管材的制造工序整体的能量的消耗量变多。进而，如果为了进一步提高管材的强度而添加Ti、Nb等将晶体组织微细粒化的元素，则管材的再循环性降低。

本发明是为了解决上述的以往的课题而进行的，目的是提供降低制造强度高的管材时的能量消耗量、与此同时改善管材的再循环性的技术。

用于解决课题的手段

为了达成上述目的的至少一部分，本发明可以作为以下的方式或适用例来实现。

[适用例1]

一种管材的制造方法，其具备以下工序：准备由包含0.05～0.25重量％的C的钢材制成、长条且实心的原材的工序；将上述原材切断而形成实心的钢坯的原材切断工序；将上述钢坯加工成空心的坯料的空心化加工工序；和将上述坯料温热挤出成形为管状的温热挤出工序。

根据该适用例，能够将所得到的管材的晶体组织微细粒化，进一步提高屈服应力，与此同时能够进一步降低脆性转变温度。因此，可以省略对所得到的管材实施淬火等热处理，因此变得能够降低作为强度高的管材的制造工序整体的能量的消耗量。此外，关于将晶体组织微细粒化，由于在不添加将晶体组织微细粒化的元素的情况下使其表现出来，因此能够抑制伴随该元素的添加而引起的管材的再循环性的降低。

[适用例2]

根据权利要求1所述的管材的制造方法，其中，上述原材实施了球状化退火。根据该适用例，能够良好地改善所得到的管材的延展性。

[适用例3]

根据权利要求1或2所述的管材的制造方法，其中，上述空心化加工工序是通过冷锻而将上述钢坯加工成上述坯料。通过以冷锻来进行对钢坯的坯料的加工，能够抑制钢坯的加热所需的能量的消耗。

[适用例4]

根据权利要求1～3中任一项所述的管材的制造方法，其中，上述钢材进一步含有0.60～1.5重量％的Mn。通过在成为原材的钢材中添加Mn，能够进一步提高所得到的管材的抗拉强度。

[适用例5]

根据权利要求1～3中任一项所述的管材的制造方法，其中，上述钢材进一步含有0.30～0.85重量％的Mn、0.85～1.25重量％的Cr和0.15～0.35重量％的Mo。通过在成为原材的钢材中添加Cr及Mo，从而所得到的管材通过加工硬化而使抗拉强度提高。因此，能够进一步提高将管材进行加工而得到的部件的强度。

需要说明的是，本发明能够以各种方式来实现。例如，能够以管材的制造方法及通过该制造方法而制造的管材、利用了这些管材得到的各种部件等方式来实现。

附图说明

图1A是表示第1实施方式中的管材的制造工序的工序图(原材的切断)。

图1B是表示第1实施方式中的管材的制造工序的工序图(空心化加工)。

图1C是表示第1实施方式中的管材的制造工序的工序图(温热挤出成形)。

图1D是表示第1实施方式中的管材的制造工序的工序图(管材的切取)。

图2A是表示温热挤出成形中使用的模具的构成和通过该模具来进行温热挤出成形的样子的说明图(坯料的装入)。

图2B是表示温热挤出成形中使用的模具的构成和通过该模具来进行温热挤出成形的样子的说明图(挤出的开始)。

图2C是表示温热挤出成形中使用的模具的构成和通过该模具来进行温热挤出成形的样子的说明图(挤出的进行)。

图3A是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(外径侧、5000倍)。

图3B是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(外径侧、10000倍)。

图3C是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(中间部、5000倍)。

图3D是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(中间部、10000倍)。

图3E是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(内径侧、5000倍)。

图3F是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(内径侧、10000倍)。

图4A是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(冷压缩加工、S15C)。

图4B是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(冷压缩加工、Q345B)。

图4C是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(冷压缩加工、SCM415)。

图5A是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(S15C、加工率为0％、加热温度为450℃)。

图5B是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(S15C、加工率为40％、加热温度为450℃)。

图5C是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(S15C、加工率为0％、加热温度为550℃)。

图5D是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(S15C、加工率为40％、加热温度为550℃)。

图5E是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(S15C、加工率为0％、加热温度为650℃)。

图5F是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(S15C、加工率为40％、加热温度为650℃)。

图6A是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(Q345B、加工率为0％、加热温度为450℃)。

图6B是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(Q345B、加工率为40％、加热温度为450℃)。

图6C是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(Q345B、加工率为0％、加热温度为550℃)。

图6D是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(Q345B、加工率为40％、加热温度为550℃)。

图6E是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(Q345B、加工率为0％、加热温度为650℃)。

图6F是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(Q345B、加工率为40％、加热温度为650℃)。

图7A是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的图(包含冷加工品)。

图7B是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的图(不含冷加工品)。

图8是表示第2实施方式中的管材的制造工序的流程图。

图9A是表示对球状化退火对晶体粒径的影响进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(无球状化退火)。

图9B是表示对球状化退火对晶体粒径的影响进行评价而得到的结果的电子显微镜照片(有球状化退火)。

图10A是表示对球状化退火对延展性的影响进行评价而得到的结果的说明图(无球状化退火、上表面)。

图10B是表示对球状化退火对延展性的影响进行评价而得到的结果的说明图(无球状化退火、侧面)。

图10C是表示对球状化退火对延展性的影响进行评价而得到的结果的说明图(有球状化退火、上表面)。

图10D是表示对球状化退火对延展性的影响进行评价而得到的结果的说明图(有球状化退火、侧面)。

具体实施方式

以下，按照以下的顺序对用于实施本发明的方式进行说明。

A.第1实施方式：

A1.第1实施方式中的管材的制造工序：

A2.温热挤出成形：

A3.第1实施方式的实施例：

B.第2实施方式：

B1.第2实施方式中的管材的制造工序：

B2.第2实施方式的实施例：

A.第1实施方式：

A1.第1实施方式中的管材的制造工序：

图1A～图1D是表示作为本发明的第1实施方式的管材的制造工序的工序图。图1A～图1D示出了在各工序中实施了加工的工件、即钢坯910、空心坯料920、挤出材950及最终的管材960的形态。此外，在图1A～图1D中，点划线C-C’表示钢坯910、空心坯料920、挤出材950及管材960的轴线。

在第1实施方式的管材的制造工序中，首先，准备作为管材的原材料的实心且长条的钢材(原材)。作为原材，可以使用将线状的钢材制成卷材状的卷料，此外，也可以使用棒状的钢材即棒材(棒钢)。此外，原材的材质只要是以碳(C)的含量为0.05～0.25重量％的碳钢作为基础的钢材即可。通过将像这样准备的原材切断成适宜的长度，从而如图1A中所示的那样得到大致圆柱状的钢坯910。

像这样操作而得到的钢坯910如图1B中所示的那样被加工成空心坯料920。在图1B的例子中，空心坯料920在中心设置有圆形的孔929，形成为内周部922比外周部921厚的大致圆环状。由这样的钢坯910向空心坯料920的加工(空心化加工)可以通过使用了零件成型机等的一般的冷锻技术来进行。此外，空心化加工并不限于冷锻，也可以通过温锻或热锻来进行。但是，从能够抑制钢坯910的加热所需的能量的消耗的方面考虑，空心化加工优选以冷锻进行。

需要说明的是，在图1A～图1D中例示的工序中，空心坯料920按照内周部922变得比外周部921厚的方式来形成，但空心坯料的形状可以进行各种变更。空心坯料例如可以设定为从外周部至内周部为止厚度均匀的形状，此外，也可以设定为外周部比内周部厚的形状。

通过空心化加工得到的空心坯料920通过从后方侧(C方向侧)朝向前方侧(C’方向侧)进行挤出的温热挤出成形(关于详细情况会在下文叙述)，从而成形为大致管状的挤出材950(图1C)。需要说明的是，以下，将像这样进行挤出的方向(C’方向)称为前方，将其相反方向(C方向)称为后方。

通过温热挤出成形而成形的挤出材950具有管状的前端部951、和沿着模具(后述)的形状而变形的后端部952。然后，如图1D中所示的那样，通过从挤出材950中切取出其前端部951，得到圆筒状的管材960。

此外，在图1A～图1D中例示的工序中，包括直到图1D的管材的切取为止在内来作为管材的制造工序。然而，图1C中所示的挤出材950也由于其形态成为大致管状，因此也可以认为在图1C中所示的温热挤出成形的阶段时管材的制造完成了。因此，在本发明中，将直至温热挤出成形为止的工序称为管材的制造方法。

A2.温热挤出成形：

图2A～图2C是表示温热挤出成形中使用的模具的构成和通过该模具来进行温热挤出成形的样子的说明图。图2A～图2C示出了空心坯料920通过温热挤出成形而发生变形、逐渐形成挤出材950(图1C)的样子。需要说明的是，在图2A～图2C中，示出了将构成温热挤出成形的模具的冲头100、对向冲头200及冲模300和空心坯料920及成形途中的工件即中间材930、940分别沿着轴线C-C’切断而得到的截面。

冲头100具有：安装于温热挤出成形中使用的加压装置的压头(ram)上的平板状的基座110；从基座110向前方(C’方向)延伸的大致圆筒状的中间部120；和从中间部120向前方延伸、并进入对向冲头200与冲模300之间的空隙的圆筒状的前端部130。

对向冲头200为棒状的构件，具有：位于后方侧且外径被设定为较小的圆柱状的小径部210；位于小径部210的前方侧、且外径朝向前方扩大的锥形部220；和位于锥形部220的前方侧、且外径大于小径部210的大径部230。

冲模300为大致圆筒状的构件，具有：内径被设定为较大的扩径部310；位于扩径部310的前方侧、且内径朝向前方缩小的锥形部320；和位于锥形部320的前方侧、且内径小于扩径部310的缩径部330。

如图2A～图2C中所示的那样，对向冲头200及冲模300按照下述方式进行配置：对向冲头200的大径部230与冲模300的缩径部330相对、并且对向冲头200与冲模300的内表面309成为同轴。此外，冲头100的前端部130按照其内径与对向冲头200的小径部210的外径变得大致相同的方式来设定，按照其外径与冲模300的扩径部310的内径变得大致相同的方式来设定。而且，按照冲头100的前端部130与对向冲头200、冲模300的内表面309成为同轴的方式来配置，通过使冲头100向前方移动来进行挤出成形。

在温热挤出成形中，首先，为了使挤出成形在温热温度区域(后述)中进行，使空心坯料920升温至预先设定的坯料温度为止，与此同时使对向冲头200及冲模300升温至预先设定的模具温度为止。关于这样的坯料温度及模具温度，为了使挤出成形在温热温度区域中进行，可以通过考虑了由塑性变形引起的发热(塑性发热)的模拟等来设定。需要说明的是，一般而言，温热温度区域处于600～650℃，由塑性发热引起的温度上升成为100～150℃左右，因此坯料温度及模具温度设定为450～550℃。

接着，将升温后的空心坯料920如图2A中所示的那样装入模具中。具体而言，空心坯料920被配置于对向冲头200的小径部210与冲模300的扩径部310之间。

此外，在图2A的例子中，为了在空心坯料920与对向冲头200或冲模300之间不会产生大的间隙，将空心坯料920的内径设定为与对向冲头200的小径部210的外径大致相同，将外径设定为与冲模300的扩径部310的内径大致相同。然而，关于空心坯料的内径及外径，只要空心坯料920可以配置于对向冲头200的小径部210与冲模300的扩径部310之间，则可以进行各种变更。但是，从抑制在通过温热挤出成形而形成的挤出材950(图1C)中产生空孔(void)的方面考虑，优选如图2A那样，使空心坯料920与对向冲头200、冲模300之间不产生大的间隙。

如图2A中所示的那样，如果将空心坯料920装入模具之后，使冲头100向前方移动，则空心坯料920发生变形，通过变形后的空心坯料，从而对向冲头200的小径部210及锥形部220与冲模300的扩径部310及锥形部320的间隙被填充。然后，如果进一步使冲头100向前方移动，则如图2B中所示的那样开始挤出，变形后的空心坯料即中间材930的后端部931被挤出到对向冲头200的大径部230与冲模300的缩径部330的间隙(狭窄部)中，在该狭窄部中形成管状的前端部932。

进而，如图2B中所示的那样开始挤出后，如果使冲头100向前方移动来进行挤出，则中间材930的后端部931被挤出到对向冲头200的大径部230与冲模300的缩径部330的间隙中。因此，如图2C中所示的那样，中间材940的后端部941的体积减少，狭窄部被中间材940的中间部942填充，与此同时在比冲模300更靠前方的位置处形成完成成形的管状部943。

像这样，在挤出进行的状态下，在中间材940的中间部942中，由于塑性变形而被导入大量位错，形成变形组织。此外，中间部942的温度由于塑性发热而上升至进行再结晶的温热温度区域(600～650℃)。然后，通过中间部942的温度成为温热温度区域，从而被导入了位错的变形组织经由位错消失或进行再排列的恢复的过程而进行基于核生成及生长的一次再结晶，成为微细的晶体组织(亚晶粒)。

在第1实施方式中，由于完成成形的管状部943露出到冲模300的外部，因此管状部943的温度与温热温度区域相比降低，亚晶粒的晶粒生长得以抑制。因此，管状部943的晶体组织的大小(晶体粒径)被维持在微细的状态(晶体粒径为1.5μm以下)。然后，通过管状部943的晶体组织被微细粒化，从而与管状部943对应的挤出材950(图1C)的前端部951、管材960(图1D)的晶体组织也微细粒化。

像这样，根据第1实施方式，通过进行挤出成形在温热温度区域中进行的温热挤出成形，从而所得到的管材960的晶体组织发生微细粒化。此外，一般而言，晶体粒径变得越小，则钢材的屈服应力变得越高，晶体粒径变得越小，则脆性转变温度变得越低(Hall-Petch的关系)。因此，根据第1实施方式，所得到的管材960的晶体组织发生微细粒化，因此能够在进一步提高管材960的屈服应力的同时进一步降低脆性转变温度。因此，能够省略对所得到的管材960实施淬火等热处理，因此能够降低作为强度高的管材的制造工序整体的能量的消耗量。

此外，在第1实施方式中，在管材的制造时，使用实心且长条的钢材作为原材。因此，根据第1实施方式，与将成为原材料的管材(管坯)进行加工来制造所期望形状的管材的一般的管材制造方法相比，能够进一步减小原材的保管空间。

进而，在第1实施方式中，作为管材960的材质(即，原材的材质)，即使是在使用C的含量为0.05～0.25重量％的碳钢的情况下，也能够将管材960的晶体组织充分地微细粒化。因此，能够省略钛(Ti)、铌(Nb)等促进晶体组织的微细粒化的合金元素的添加，因此能够在提高管材960的再循环性的同时谋求管材960的价格的降低。

此外，用于适用第1实施方式来制造管材的原材的材质(即，管材的材质)可以根据对最终的管材所要求的机械特性来适当变更。例如，为了提高抗拉强度，也可以使用添加了与C同样地提高抗拉强度的合金元素即锰(Mn)的原材。这种情况下，Mn的含量优选通过如下文所述的那样选择性添加的铬(Cr)及钼(Mo)的有无来进行调整。在添加Cr及Mo的情况下，Mn的含量优选设定为0.30～0.85％，在不添加Cr及Mo的情况下，Mn的含量优选设定为0.60～1.5％。此外，为了促进由加工硬化带来的抗拉强度的提高，也可以使用添加了Cr及Mo的原材。这种情况下，Cr的含量优选设定为0.85～1.25％，Mo的含量优选设定为0.15～0.35％。

A3.第1实施方式的实施例：

[管材的晶体粒径的评价]

为了确认第1实施方式的效果，由未添加合金元素的碳钢(S15C)的原材制成管材，对所制作的管材的晶体粒径进行评价。具体而言，作为原材，准备了S15C的卷料。所准备的卷料的化学成分如下述的表1那样。此外，在表1中，Si、Cu及Ni分别表示硅、铜及镍。

[表1]

接着，使用零件成型机，将所准备的卷料切断来制成钢坯，并且将所切断的钢坯进行冷锻来制成空心坯料。然后，将空心坯料升温至550℃为止，与此同时将对向冲头及冲模升温至472℃，进行挤出成形。对于像这样操作进行挤出成形而得到的挤出材(参照图1C)的前端部(即管材)，对与其轴方向(C-C’方向)垂直的截面通过扫描型电子显微镜(以下，简称为“电子显微镜”)进行观察。利用电子显微镜的观察是对管材的外径侧、管材的内径侧及其中间的部分(中间部)来进行的。

图3A～图3F是表示对管材的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片。图3A及图3B表示外径侧的晶体组织，图3C及图3D表示中间部的晶体组织，图3E及图3F表示内径侧的晶体组织。此外，图3A、图3C及图3E表示以5000倍的倍率进行观察而得到的样子，图3B、图3D及图3F表示以10000倍的倍率进行观察而得到的样子。

如由图3A、图3C及图3E获知的那样，在进行了评价的管材中，在其外径侧、中间部及内径侧中的任一者中，即在管材的壁厚整体中，通过再结晶化而形成了晶体组织。此外，如由图3B、图3D及图3F获知的那样，可以确认在管材的壁厚整体中，晶体粒径成为1.5μm。

由以上的内容获知：通过适用进行温热挤出成形的第1实施方式来制造管材，从而即使是在使用未添加促进晶体组织的微细粒化的元素的S15C来作为原材的情况下，也能够将所得到的管材的晶体组织微细粒化。

[微细粒的表现条件的确认]

在管材的晶体粒径的评价之后，变更原材的材质、原材的加工状态及坯料、模具的温度，进行表现出微细粒的条件的确认。具体而言，作为与通过强的压缩应力进行塑性变形的挤出加工相对应的加工方法，在加热状态下进行压缩加工，对压缩后的试验片的晶体组织使用电子显微镜进行观察。此外，作为比较对象，对通过冷压缩加工而压缩的试验片的晶体组织使用电子显微镜进行观察。

作为在加热状态下进行压缩加工的试验片的材质，使用了在管材中评价了晶体粒径的碳钢(S15C)和能够高强度化的锰钢(Q345B)。此外，作为比较对象，使用了在加热状态下的压缩加工中使用的S15C及Q345B、和C的含量大致相同且作为结构用钢使用的铬钼钢(SCM415)来作为进行冷压缩加工的试验片的材质。作为这些试验片所使用的钢材的化学成分如下述的表2那样。此外，在表2中，带有下划线的项目表示钢材中的添加元素。

[表2]

作为压缩加工的试验片，将S15C、Q345B及SCM415的棒材以与轴方向垂直的面进行切断并切取，准备了厚度为7.7mm的平板状的试验片。此外，为了确认在第1实施方式中在温热挤出加工之前进行的空心化加工的影响的有无，对S15C及Q345B的棒材以40％的加工率实施了轴方向的镦锻后，将实施了镦锻的材料以与镦锻方向垂直的面进行切断并切取，准备了厚度为7.7mm的平板状的试验片。需要说明的是，以下，对于将像这样实施了镦锻的材料进行切取而得到的试验片，将试验片的加工率表示为40％，对于将棒材以与轴方向垂直的面进行切断而得到的试验片，将试验片的加工率表示为0％。

关于压缩加工，将凸形状的上模及下模按照凸部相对的方式配置，在下模上载置试验片后使上模下降，在上模及下模的凸部之间按照厚度成为1mm的方式(即，按照压缩加工的加工率成为87％的方式)进行压缩加工。在加热状态下进行压缩加工时，将试验片和上模及下模在预先设定了加热温度的加热炉中进行升温，升温后维持15分钟加热状态。之后，使用从加热炉中取出的上模及下模，快速地进行了试验片的压缩加工。另一方面，在进行冷压缩加工时，使用常温的上模及下模，进行了常温的试验片的压缩加工。

图4A～图4C、图5A～图5F及图6A～图6F是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的电子显微镜照片。图4A～图4C示出了对于使用了S15C、Q345B及SCM415作为材质的试验片各自实施了冷压缩加工而得到的试验片的晶体组织。图5A～图5F示出了使用S15C作为材质、在加热状态下实施了压缩加工而得到的试验片的晶体组织，图6A～图6F示出了使用Q345B作为材质、在加热状态下实施了压缩加工而得到的试验片的晶体组织。

需要说明的是，图5A、图5C、图5E、图6A、图6C及图6E是表示将加工率设定为0％的试验片的晶体组织，图5B、图5D、图5F、图6B、图6D及图6F是表示将加工率设定为0％的试验片的晶体组织。此外，图5A、图5B、图6A及图6B是表示将加热温度设定为450℃的试验片的晶体组织，图5C、图5D、图6C及图6D是表示将加热温度设定为550℃的试验片的晶体组织，图5E、图6E、图5F及图6F是表示将加热温度设定为550℃的试验片的晶体组织。

如由图4A～图4C获知的那样，对于进行了冷压缩加工的试验片，不管试验片的材质如何都未表现出微细粒。另一方面，如由图5A、图5B、图6A及图6B获知的那样，就将加热温度设定为450℃的试验片而言，不管试验片的材质、加工率如何，都表现出了微细粒。与此相对，就将加热温度设定为550℃或650℃的试验片(图5C～图5F及图6C～图6F)而言，虽然表现出了微细粒，但晶体粒径与将加热温度设定为450℃的试验片相比变大。据认为这是由于：压缩加工的开始时刻的试验片及模具的温度过高，因此晶粒生长得以发展，试验片的晶体组织粗大化。

图7A及图7B是表示对进行压缩加工后的试验片的晶体粒径进行评价而得到的结果的图。图7A示出了包含冷压缩加工品的试验片的晶体粒径，图7B示出了不含冷压缩加工品的试验片的晶体粒径。

如图7A中所示的那样，就进行了冷压缩加工的试验片而言，关于将材质设定为SCM415的试验片，晶体粒径成为约20μm，关于将材质设定为S15C或Q345B的试验片，晶体粒径成为约50μm。与此相对，就进行了温热压缩加工的试验片而言，试验片的晶体粒径变得接近于作为微细粒化的目标的晶体粒径即1.5μm(图7A的虚线)。

进而，如图7B中所示的那样，就将加热温度设定为550℃或650℃的试验片而言，晶体粒径成为2μm以上。另一方面，就将加热温度设定为450℃的试验片而言，可以确认到：晶体粒径成为1μm以下，低于作为目标的晶体粒径即1.5μm。

此外，就加热状态下的压缩加工而言，估计压缩加工中的试验片的温度通过塑性加热而上升约150℃。因此，据认为：就将加热温度、即压缩加工的开始时刻的试验片及模具的温度设定为450℃的试验片而言，由于压缩加工是在温热温度区域进行，因此晶体粒径成为1μm以下。另一方面，据认为：就将加热温度设定为550℃或650℃的试验片而言，由于压缩加工是在比温热温度区域更高的温度下进行，因此晶体粒径成为2μm以上。

像这样，根据第1实施方式，通过挤出加工是在温热温度区域进行的温热挤出成形来制造管材，从而能够按照在所得到的管材中晶体粒径成为1.5μm以下的方式将晶体组织微细粒化。因此，能够在进一步提高所得到的管材的屈服应力的同时进一步降低脆性转变温度，因此能够省略淬火等热处理从而降低作为强度高的管材的制造工序整体的能量的消耗量。进而，由于这样的微细粒化在不添加促进晶体组织的微细粒化的元素的情况下会表现出来，因此能够在提高所得到的管材的再循环性的同时谋求管材的价格的降低。

B.第2实施方式：

B1.第2实施方式中的管材的制造工序：

图8是表示第2实施方式中的管材的制造工序的流程图。第2实施方式在下述方面与第1实施方式不同：在进行钢坯的形成的原材的切断工序(步骤S2)之前，具有进行原材的球状化退火的工序(步骤S1)。由于从原材的切断(步骤S2)至管材的切取(步骤S5)为止的各工序与第1实施方式同样，因此这里省略其说明。

通过对原材进行球状化退火，从而在原材中与铁素体层叠地形成有珠光体的碳化铁(Fe₃C)在原材中分散，作为微小的球状渗碳体而析出。而且，在第2实施方式中，在从钢坯的形成至管材的形成为止的制造工序整体(步骤S2～S5)中，工件的温度不会变得比温热温度区域高。因此，即使是在最终的管材中，碳化铁也被维持在球状渗碳体的状态，因此能够进一步提高所得到的管材的延展性。

另一方面，在第2实施方式中，与第1实施方式同样地通过温热挤出加工来形成管材。因此，与第1实施方式同样地，在最终得到的管材中晶体组织发生微细粒化。因此，根据第2实施方式，能够进一步提高管材的屈服应力，进一步降低脆性转变温度，并且进一步提高延展性。

此外，在第2实施方式中，在管材的制造工序的步骤S1中对原材实施了球状化退火，但也可以通过准备预先实施了球状化退火的原材来省略步骤S1。此外，也可以将步骤S1的进行球状化退火的工序理解为准备实施了球状化退火的原材的工序。

B2.第2实施方式的实施例：

为了确认第2实施方式的效果，对球状化退火对管材中的微细粒的表现和管材的机械特性的影响进行了评价。具体而言，准备多个由Q345B制成的棒材，对其一部分进行球状化退火，由未进行球状化退火的棒材和进行了球状化退火的棒材，与第1实施方式的实施例同样地制成温热压缩加工的试验片和用于管材制造的钢坯。此外，所准备的棒材的化学组成与表2中所示的第1实施方式的实施例相同。

对于温热压缩加工的试验片，将加热温度设定为450℃来进行温热压缩加工，进行了微细粒的表现的有无的确认和机械特性的评价。另一方面，对于用于管材制造的钢坯，在空心化加工之后，进行温热挤出成形而制成管材，对所得到的管材进行了扁平试验。需要说明的是，此外，关于压缩加工的条件、管材的制造条件等各种条件，与第1实施方式的实施例同样。

图9A及图9B是表示对球状化退火对晶体粒径的影响进行评价而得到的结果的电子显微镜照片。图9A示出了未进行球状化退火的试验片的晶体组织，图9B示出了进行了球状化退火的试验片的晶体组织。

如由图9A及图9B获知的那样，可以确认到：通过实施温热压缩加工，不管球状化退火的有无，晶体组织都发生微细粒化。此外，可以确认到：通过进行球状化退火，虽然晶体粒径稍微变大，但晶体组织充分地发生微细粒化。

进行了温热压缩加工的试验片的机械特性的评价通过常温及低温(-40℃)下的拉伸试验来进行。下述的表3示出了各试验片中的晶体粒径和拉伸试验的评价结果。

[表3]

如表3中所示的那样，获知：在常温及低温的任一试验中，都通过对原材实施球状化退火，虽然抗拉强度稍微降低(常温下为-10％)，但伸长率显著变大(常温下为+47％)。由该结果获知：通过对原材实施球状化退火，能够良好地改善进行了与温热挤出成形相对应的温热压缩加工的试验片的延展性。

图10A～图10D是表示对球状化退火对延展性的影响进行评价而得到的结果的说明图。图10A及图10B分别为观察对于未对原材实施球状化退火的管材进行了扁平试验的试样的上表面及侧面而得到的照片。图10C及图10D分别为观察对于对原材实施了球状化退火的管材进行了扁平试验的试样的上表面及侧面而得到的照片。

如图10A及图10B中所示的那样，就未进行球状化退火的管材而言，虽然在侧面侧未产生开裂，但在上表面侧产生了开裂。与此相对，如图10C及图10D中所示的那样，就进行了球状化退火的管材而言，在上表面侧及侧面侧中的任一者中都未产生开裂。由该结果获知：通过对原材实施球状化退火，从而对于通过温热挤出成形而形成的管材，也能够良好地改善其延展性。

由以上的结果获知：通过适用第2实施方式，能够将管材的晶体组织充分地微细粒化，因此能够进一步提高管材的屈服应力，进一步降低脆性转变温度，此外，通过原材的球状化退火而能够进一步提高管材的延展性。

产业上的可利用性

本发明能够适用于汽车、铁道车辆、飞机等移动体用的部件中使用的钢管、各种机械装置的部件中使用的钢管等要求高强度的各种钢管的制造。

符号的说明

100冲头、110基座、120中间部、130前端部、200对向冲头、210小径部、220锥形部、230大径部、300冲模、309内表面、310扩径部、320锥形部、330缩径部、910钢坯、920空心坯料、921外周部、922内周部、929孔、930中间材、931后端部、932前端部、940空心坯料、941后端部、942中间部、943管状部、950挤出材、951前端部、952后端部、960管材

Claims

1.一种管材的制造方法，其具备以下工序：

准备由包含0.05～0.25重量％的C的钢材制成、长条且实心的原材的工序；

将所述原材切断而形成实心的钢坯的原材切断工序；

将所述钢坯加工成空心的坯料的空心化加工工序；和

将所述坯料温热挤出成形为管状的温热挤出工序。

2.根据权利要求1所述的管材的制造方法，其中，所述原材实施了球状化退火。

3.根据权利要求1或2所述的管材的制造方法，其中，所述空心化加工工序是通过冷锻而将所述钢坯加工成所述坯料。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的管材的制造方法，其中，所述钢材进一步含有0.60～1.5重量％的Mn。

5.根据权利要求1～3中任一项所述的管材的制造方法，其中，所述钢材进一步含有0.30～0.85重量％的Mn、0.85～1.25重量％的Cr和0.15～0.35重量％的Mo。