專利名稱：：韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及適合于機(jī)械結(jié)構(gòu)構(gòu)件特別是適合于汽缸、套筒、懸臂等結(jié)構(gòu)構(gòu)件以及軸等機(jī)械用構(gòu)件的無縫鋼管及其制造方法。
背景技術(shù)：
：汽車和工程機(jī)械所使用的機(jī)械部件，是將棒鋼鍛造、切削加工形成為規(guī)定的形狀之后，通過調(diào)質(zhì)熱處理而被賦予規(guī)定的力學(xué)性質(zhì)。近年來，關(guān)于中空形狀部件，使用具有所需要的力學(xué)性質(zhì)的鋼管作為坯材，通過縮短鍛造工序以及省略熱處理工序來謀求制造成本降低的情況不斷增加?？墒牵话愕劁摴鼙劝翡摰膬r格高，特別是無縫鋼管由于制造成本高，有時即使使用鋼管作為中空形狀部件的坯材，成本降低的效果也不充分。因此，人們研討著提供降低了制造成本的廉價的鋼管，曾提出了省略了熱態(tài)制管后的調(diào)質(zhì)熱處理的所謂的非調(diào)質(zhì)型的機(jī)械部件用鋼管以及結(jié)構(gòu)用鋼管(例如參照日本特開平5-202447號公報、日本特開平10-130783號公報、日本特開平10-204571號公報、日本特開平10-324946號公報、日本特開平11-36017號/>報、日本特開2004-292857號公報、日本特開2001-247931號乂>4艮)?？墒牵毡咎亻_平5-202447號公報、日本特開平10-130783號公報、日本特開平10-204571號公才艮、日本特開平10-324946號/>才艮、日本特開平11-36017號公報、日本特開2004-292857號公報所記載的鋼管，均是C含量較高，大量地添加碳氮化物生成元素來提高淬硬性和析出強(qiáng)化能力，得到所規(guī)定的強(qiáng)度的鋼管。因此，合金成本增高，另外，需要用于防止焊接時發(fā)生裂紋的預(yù)熱等，還存在損害生產(chǎn)率的問題。日本特開2001-247931號公報所記載的方法是通過在600~750。C這一相當(dāng)?shù)偷臏囟认逻M(jìn)行熱軋來細(xì)化金屬組織提高其強(qiáng)度的。低溫軋制雖然對于厚板軋制而言是普通的技術(shù)，但是如果在低溫下進(jìn)行無縫軋制，則存在由于與工具接觸而容易發(fā)生缺陷和過燒等問題，因此現(xiàn)實(shí)中適用范圍被大大限制。另外，人們曾提出了熱加工無縫鋼管之后通過加速冷卻來提高其強(qiáng)度的技術(shù)(例如參照日本專利第3503211號公報以及日本特開平7-41856號公報)。日本專利第3503211號公報所記栽的方法是將最終精軋后的鋼管的內(nèi)表面空冷，將外表面以1060。C/秒從Ar3點(diǎn)以上的溫度冷卻到500~40(TC的范圍，然后空冷的方法。日本特開平7-41856號^^艮所記載的方法是以熱軋態(tài)直接進(jìn)行淬火或加速冷卻的方法?？墒?，這些技術(shù)所涉及的是油井管，由于在加速冷卻后進(jìn)行回火，因此制造成本較高，由于不需要考慮焊接性，因此是含有0.1。/。以上的碳的鋼管。與此相對，在機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼管之中，汽缸和套筒等所使用的鋼管，要求韌性和焊接性的情況較多，因此優(yōu)選將碳量限制為小于0.1%。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而完成的，提供特別適合于汽缸、套筒、懸臂(boom)等結(jié)構(gòu)構(gòu)件以及軸(shaft)等機(jī)械用構(gòu)件的要求高強(qiáng)度、高韌性以及焊接性的機(jī)械結(jié)構(gòu)構(gòu)件用無縫鋼管，還提供不進(jìn)行回火而廉價制造該鋼管的方法。本發(fā)明者們研討了通過只從外表面加速冷卻，生成即使在外表面和內(nèi)表面產(chǎn)生冷卻速度的差別的環(huán)境下，在板厚方向整個截面仍可同時具備高強(qiáng)度和高韌性的最佳的組織的化學(xué)成分、加速冷卻的冷卻速度和停止溫度的組合。本發(fā)明是基于由這樣的研討得到的見解而完成的，其要旨如下。(1)一種韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.03%以上且小于0.1%、Mn:0.8~2.5%、Ti:0.005~0.035%、Nb:0.003~0.04%、B:0.0003~0.003%,且下述元素限制為Si:0.5%以下、Al:0.05%以下、P:0.015%以下、S:0.008%以下、N:0.008%以下，還含有Ni:0.1~1.5%、Cr:0.1~1.5%、Cu:0.1~1.00/0、Mo:0.05~0.5%的一種或兩種以上，其余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成，金屬組織為自回火馬氏體單一組織或自回火馬氏體與下貝氏體的混合組織。(2)根據(jù)上述(1)所述的韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，在上述金屬組織中，由取向差為15。以上的大角度晶界包圍的區(qū)域的平均徑為30nm以下。(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，在上述金屬組織中，滲碳體的平均粒徑為400nm以下，密度為2xl05個/mm2以上。(4)一種韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，是上述(l)~(3)的任一項(xiàng)所述的韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其特征在于，將由具有上述(1)所述的化學(xué)成分的鋼制成的鋼坯在熱態(tài)下進(jìn)行穿孔、軋制，通過拉伸工序進(jìn)行制管，使所得到的鋼管從750。C以上的溫度以55(TC/秒的冷卻速度vrC/秒一邊沿圓周方向旋轉(zhuǎn)一邊從鋼管的外表面加速冷卻到滿足下述(1)式的溫度T[。C，進(jìn)行空冷，150<T<821.34xV'0'3112...(1)。具體實(shí)施方式本發(fā)明者們首先對于采用現(xiàn)有技術(shù)即淬火-回火處理制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)用無縫鋼管的金屬組織以及滲碳體的形態(tài)和其對強(qiáng)度以及韌性的影響進(jìn)行研討，得到了以下見解。通過淬火-回火處理來制造鋼管的場合，淬火時滲碳體在母相內(nèi)析出，回火時殘余奧氏體分解成滲碳體和鐵素體。由此得到的回火馬氏體組織其強(qiáng)度與韌性的平衡性(以下也稱為強(qiáng)度-韌性平衡性)較差。其次，本發(fā)明者們設(shè)想不實(shí)施回火處理而是進(jìn)行加速冷卻來制造無縫鋼管的工序，對于使強(qiáng)度和韌性均提高的金屬組織以及用于得到該金屬組織的制造條件進(jìn)行了研討。其結(jié)果得到以下見解通過使鋼組成和加速冷卻的條件最佳化，而使鋼的金屬組織為在晶粒內(nèi)微細(xì)析出滲碳體的組織，特別是自回火馬氏體或含有下貝氏體的自回火馬氏體，由此強(qiáng)度-韌性平衡性變得良好。進(jìn)而，詳細(xì)調(diào)查滲碳體形態(tài)與強(qiáng)度以及韌性的關(guān)系的結(jié)果可知，當(dāng)滲碳體的平均粒徑為400nm以下、密度為2xl05個/mm2以上時，可以得到極為良好的強(qiáng)度-韌性平衡性。另外，從強(qiáng)度-韌性平衡性的觀點(diǎn)可知，控制粒徑也是重要的。本發(fā)明中，通過電子背散射衍射(ElectronBackScatteringPattern;EBSP)作成具有自回火馬氏體單一組織或自回火馬氏體與下貝氏體的混合組織的鋼的結(jié)晶取向圖，調(diào)查了強(qiáng)度-韌性平衡性的關(guān)系。其結(jié)果判明，在由取向差為15。以上的大角度晶界包圍的區(qū)域的平均粒徑(以下也稱為大角度平均徑)為30nm以下的場合，強(qiáng)度-韌性平衡性提高。以下對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。敘述本發(fā)明中限定鋼管的化學(xué)成分的理由。再者，以下所示的"％"只要沒有特別說明就是指"質(zhì)量％"。C:C是對提高強(qiáng)度極為有效的元素，為了得到目標(biāo)強(qiáng)度，最低需要0.03%。然而若含有0.1%以上的C，則低溫韌性顯著降低，并且焊接時的裂紋成為問題。因此，C限定為0.03%以上且小于0.1%。Mn:Mn也是為提高強(qiáng)度和低溫韌性的平衡性而必需的元素，其下限為0.8%。然而，若多于2.5%,低溫韌性反倒大幅度劣化，因此將2.5%作為上限。Ti:Ti形成樣i細(xì)的TiN，不僅細(xì)化組織，還^f吏淬^漫性增加，也有助于強(qiáng)韌化。當(dāng)小于0.005%時，其效果小，因此下限失見定為0.005%。然而，若多于0.035%，會析出粗大的TiN和TiC，低溫韌性顯著降低，因此上限規(guī)定為0.035%。Nb:Nb抑制軋制時的奧氏體的再結(jié)晶，不僅細(xì)化組織，還使淬硬性增大，將鋼強(qiáng)韌化。當(dāng)小于0.003%時，其效果小，因此下限規(guī)定為0.003%。然而，若多于0.04%，會生成粗大的Nb析出物，使韌性劣化，因此上限規(guī)定為0.04%。B:B是增大淬硬性進(jìn)行強(qiáng)韌化的元素，可以得到該效果的下限為0.0003%。而多于0.003%時，淬硬性反倒降低，部分地生成鐵素體，不能滿足目標(biāo)強(qiáng)度，因此上限規(guī)定為0.003%。脫氧元素Si和Al以及雜質(zhì)P、S、以及N的上限限制如下。Si:Si是脫氧元素，但若過剩地添加，會損害低溫韌性，因此上限規(guī)定為0.5%。在添加Al作為脫氧元素的情況下，不需要添加Si，Si的下限可以為0%。Al:Al是脫氧元素，但若過剩地添加，會生成粗大的A1氧化物，損害低溫韌性，還損害焊接性，因此上限規(guī)定為0.05%。在添加Si作為脫氧元素的情況下，不需要添加A1，A1的下限可以為0。/。。P:P是雜質(zhì)，使韌性降低，因此其上限規(guī)定為0.015%。從確保韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，P的含量優(yōu)選為0.01%以下。S:S是雜質(zhì)，使韌性降低，因此其上限頭見定為0.008%。從確保韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，PS的含量優(yōu)選為0.005%以下。N:N是雜質(zhì)，當(dāng)多于0.008%時，會形成粗大的TiN、生成上貝氏體從而損害韌性，因此上限規(guī)定為0.008%。再者，N可形成TiN等微細(xì)的氮化物，有助于組織細(xì)化，因此可以含有0.001%以上。進(jìn)而可以添加Ni、Cr、Cu、Mo的一種或兩種以上。Ni:Ni是提高強(qiáng)度的元素，添加0.1%以上。但是超過1.5%時會偏析，組織變得不均勻，有時韌性劣化，因此上限^L定為1.5%。Cr:Cr是提高強(qiáng)度的元素，添加0.1%以上。但是超過1,5%時反倒生成Cr析出物有時韌性劣化，因此上限規(guī)定為1.5%。Cu:Cu是提高強(qiáng)度的元素，添加0.1%以上。但是超過1.0%時會生成上貝氏體，有時損害韌性，并且有時焊接性劣化，因此上限規(guī)定為1.0%。Mo:Mo是有助于高強(qiáng)度化的元素，為了得到提高淬硬性的效果，添加0.05%以上。但是超過0.5%時會損害焊接性，因此上限規(guī)定為0.5%。接著敘述金屬組織。本發(fā)明的鋼的金屬組織為自回火馬氏體單一組織或自回火馬氏體與下貝氏體的混合組織。自回火馬氏體、下貝氏體是通過加速冷卻而得到的組織，通過這些組織，不進(jìn)行回火就能使強(qiáng)度和韋刃性的平衡性良好。在從外表面加速冷卻鋼管的場合，內(nèi)表面比外表面的冷卻速度慢，因此容易生成貝氏體等高溫轉(zhuǎn)變相。另外，在板厚較厚的場合，當(dāng)進(jìn)行冷卻使得內(nèi)表面的冷卻速度增大時，有時鋼管變形，因此必須在鋼管不變形的程度下控制冷卻速度。在這樣的情況下，在鋼管的內(nèi)表面?zhèn)扔袝r發(fā)生貝氏體相變，但如果為下貝氏體，則可確保強(qiáng)度-韌性平衡性，因此沒有特別的問題。但是對于機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼管，為了使板厚方向的整個面為下貝氏體，就必須大量添加Mo,因此有時損害經(jīng)濟(jì)性。因此，鋼的金屬組織需為自回火馬氏體單一組織或自回火馬氏體與下貝氏體的混合組織。再者，在本發(fā)明中，所謂自回火馬氏體，是在加速冷卻中奧氏體相發(fā)生馬氏體相變，在加速冷卻停止后的空冷中在板條內(nèi)析出微細(xì)滲碳體的組織。通常的通過回火處理得到的組織是回火馬氏體，但與之比較，自回火馬氏體的滲碳體極其微細(xì)。另外，在本發(fā)明中，所謂下貝氏體，定義為在加速冷卻中生成板條形態(tài)的鐵素體，并且在板條內(nèi)單向析出微細(xì)滲碳體的組織。自回火馬氏體和下貝氏體，在晶界沒有粗大的滲碳體，在母相內(nèi)具有微細(xì)的滲碳體，上述這一點(diǎn)是共通的。自回火馬氏體和下貝氏體均為板條狀的形態(tài)，但它們可通過板條內(nèi)的滲碳體的析出形態(tài)來區(qū)別。即，滲碳體有多個長軸方向的是自回火馬氏體，下貝氏體其滲碳體的長軸方向是一個。行說明。上貝氏體是在板條邊界生成有針狀滲碳體或馬氏體-奧氏體混合組織的組織。鐵素體不是象貝氏體那樣的板條狀而是塊狀。珠光體是在晶界析出有板狀的滲碳體的組織。自回火馬氏體和下貝氏體可使用掃描電鏡(有時稱為SEM;ScanningElectronMicroscope)在2000倍~50000倍的倍率下觀察來判別。關(guān)于試樣，只要鏡面研磨觀察面，用硝酸-乙醇腐蝕液腐蝕即可。另外，由取向差為15。以上的大角度晶界包圍的區(qū)域的平均粒徑，對發(fā)生破壞時的裂紋的擴(kuò)展產(chǎn)生影響。當(dāng)大角度晶界平均徑達(dá)到30nm以上時，韌性降低，因此從強(qiáng)度-韌性平衡性的觀點(diǎn)考慮，大角度晶界平均徑優(yōu)選為30nm以下。大角度晶界平均徑越小，強(qiáng)度-韌性平衡性越優(yōu)異，但現(xiàn)有的技術(shù)難以使大角度晶界平均徑在3jim以下。再者，大角度晶界平均徑可由通過EBSP測定的結(jié)晶取向圖求得。滲碳體的平均粒徑優(yōu)選為400nm以下。這是因?yàn)楫?dāng)滲碳體的平均粒徑超過400nm時韌性降低的緣故。滲碳體的平均粒徑越小越理想，但比30nm還微細(xì)的滲碳體難以在SEM下判別，因此本發(fā)明中將粒徑為30nm以上的滲碳體的平均粒徑的上限規(guī)定為400nm。另外，如果滲碳體的密度為2xl05個/mn^以上，就基本沒有粗大的滲碳體的生成，可得到極為良好的強(qiáng)度-韌性平衡性。滲碳體的密度的上限不作特別限定，但才艮據(jù)C添加量和平均粒徑而必然地確定。接著對制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明中，將具有上述化學(xué)成分的鋼管從750。C以上的溫度加速冷卻時的條件很重要。再者，冷卻速度是鋼管的內(nèi)表面位置的冷卻速度。加速冷卻的停止溫度是本發(fā)明的關(guān)鍵技術(shù)之一。原因是其給對強(qiáng)度-韋刃性平衡性的提高最有效的母相內(nèi)的滲碳體的析出行為造成較大影響。當(dāng)以上述的冷卻速度v[。c/秒i進(jìn)行加速冷卻，進(jìn)行馬氏體相變，在下述式(1)所示的溫度T[。CI停止加速冷卻時，通過其后的空冷，在母相內(nèi)析出微細(xì)的滲碳體，可以得到自回火馬氏體。另一方面，當(dāng)加速冷卻的停止溫度為150。C以下時，在其后的空冷中不析出滲碳體，得不到自回火馬氏體。因此將加速冷卻的停止溫度下限規(guī)定為小于150。C。150<T<821.34xV-03m...(1)接著對鋼管加速冷卻中的冷卻速度范圍進(jìn)行說明。當(dāng)冷卻速度小于5。C/秒時，生成上貝氏體、鐵素體，而超過5(TC/秒時，均勻冷卻變得困難，冷卻后鋼管變形較大。因此將加速冷卻速度限定在550。C/秒。再者，在使冷卻速度在上述范圍內(nèi)的情況下，冷卻速度慢時容易生成下貝氏體。將開始鋼管的加速冷卻的溫度限定在750。C以上的理由是為了使加速冷卻開始時的金屬組織為奧氏體單相。開始加速冷卻時的鋼管溫度過高時，奧氏體晶粒粗大化，有時招致韌性降低，因此加速冷卻開始溫度優(yōu)選為950。C以下。鋼管內(nèi)表面的冷卻開始溫度以及冷卻停止溫度，只要在加速冷卻前后立即用接觸溫度計(jì)在冷卻裝置的入口側(cè)和出口側(cè)測定鋼管內(nèi)表面的溫度即可，可以由其溫度差和冷卻裝置的通過速度算出冷卻速度。也可以利用放射溫度計(jì)測定鋼管外表面的溫度，通過熱傳導(dǎo)計(jì)算求得鋼管內(nèi)表面的溫度。另外，還可以在具有各種的外徑以及壁厚度的鋼管的內(nèi)表面和外表面安裝熱電偶，作成與各種的加熱溫度、冷卻介質(zhì)的噴出條件、冷卻時間對應(yīng)的冷卻曲線，來確定成為本發(fā)明的范圍內(nèi)的條件。本發(fā)明的鋼管是無縫鋼管，其制管工藝一般為熱態(tài)下的穿孔-軋制-拉伸，但也可以在冷態(tài)下通過機(jī)械加工進(jìn)行穿孔后，進(jìn)行加熱，通過熱擠壓來制造。另外，還可以進(jìn)行縮徑軋制。鋼管，一旦結(jié)束鋼管制造工序之后，可以通過加熱爐或感應(yīng)加熱來升溫，將鋼坯在熱態(tài)下進(jìn)行穿孔、軋制，通過拉伸工序來制管之后，如果鋼管的溫度在750。C以上，則可在線直接進(jìn)行加速冷卻。10加速冷卻的方法限定為一邊使鋼管沿圓周方向旋轉(zhuǎn)，一邊只從外表面進(jìn)行冷卻的方法。由此可以在整個的圓周方向和縱向進(jìn)行均勻冷卻。另一方面，如果不使鋼管旋轉(zhuǎn)，則鋼管下面過度冷卻，另外，如果從內(nèi)表面?zhèn)冗M(jìn)行冷卻，則會在下面積存水，存在冷卻速度不均勻的問題。關(guān)于冷卻方法，有直接向鋼管的外表面噴射水的方法、沿鋼管外周的切線方向噴射水的方法、噴霧冷卻等，可任意地選擇。本發(fā)明中，可使用的鋼管形狀優(yōu)選為長度為外徑的5倍以上的形狀。這是因?yàn)?，?dāng)長度小于外徑的5倍時，通過水冷來進(jìn)行來自外表面的加速冷卻時，水也侵入到鋼管的內(nèi)表面，冷卻變得不均勻，有時導(dǎo)致鋼管彎曲。再者，為了切實(shí)地均勻地加速冷卻，優(yōu)選鋼管的長度為外徑的IO倍以上。實(shí)施例煉制表1所示的化學(xué)組成的鋼，通過轉(zhuǎn)爐-連鑄工藝鑄造出直徑170mm的大鋼坯。表l中空欄是指成分的分析值小于檢測界限。將這些大鋼坯加熱至1240。C，通過滿乃斯曼-心棒軋管機(jī)方式進(jìn)行穿孔-軋制之后，再加熱至950°C，進(jìn)行縮徑軋制之后，經(jīng)直送通過環(huán)冷(ringcooling)從外表面?zhèn)人?。另外，一部分鋼管，是將縮徑軋制了的無縫鋼管冷卻到室溫后，再加熱至950°C，然后通過環(huán)冷從外表面水冷?？s徑軋制后的鋼管尺寸為3種尺寸外徑126mm、壁厚12.2mm(小)；外徑138mm、壁厚16.4mm(中);以及，外徑146mm、壁厚20.6mm(大)。長度均為6.5m。從制造的鋼管的圓周方向、縱向以及壁厚方向的任意位置制備試片，埋入樹脂中進(jìn)行鏡面研磨，進(jìn)行腐蝕，通過SEM將最大倍率設(shè)為50000倍觀察組織，將組織分類成自回火馬氏體(M)、下貝氏體(LB)、上貝氏體(UB)、4失素體(F)。另夕卜，用倍率為10000~50000倍的SEM組織照片10張進(jìn)行圖像解析，求出滲碳體的圓相當(dāng)半徑的平均值以及每單位面積(mm2)的個數(shù)。進(jìn)而通過光學(xué)顯微鏡觀察金屬組織，依據(jù)JISZ2244以10kgf測定維氏硬度。另夕卜，對埋入樹脂中的試樣的表面進(jìn)行電解研磨，使用裝載于SEM上的EBSP進(jìn)行結(jié)晶取向測定，堅(jiān)定具有15。以上的取向差的晶界，通過圖像解析求出由該晶界包圍的區(qū)域的圓相當(dāng)半徑的平均值，示于表2的大角度晶界平均徑欄中。拉伸試-驗(yàn)是使用JISZ2201的11號試片，依據(jù)JISZ2241進(jìn)行，測定了屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。韌性的評價是依據(jù)JISZ2242使用帶有2mmV型缺口的全尺寸試片在-40。C下實(shí)施夏比沖擊試驗(yàn)，利用測定的吸收功(vE—4Q[J])進(jìn)行評價。焊接性是在室溫下使用具有780MPa級強(qiáng)度的焊絲對鋼管彼此進(jìn)行C02焊接，制作鋼管接頭，經(jīng)24小時后通過目視檢查來檢查有無裂紋，沒有裂紋的鋼管接頭判為合格。加速冷卻后，在室溫下測定了鋼管的形狀(彎曲度)。長度為6.5m的鋼管使其一側(cè)的端部、距端部的距離為0.5m的部位以及距端部的距離為lm的部位合計(jì)3個部位與平面板接觸，一邊使鋼管旋轉(zhuǎn)，一邊測定相反側(cè)的鋼管端部的最大翹起量。鋼管端部的最大翹起量是翹起的鋼管端部的最下部距平面板的高度。鋼管端部的最大翹起量為10mm以下時作為鋼管形狀判為合格。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>結(jié)果示于表2。表2的下劃線是指在本發(fā)明的范圍之外或在優(yōu)選的范圍之外。本發(fā)明例No.l13是在適當(dāng)?shù)募铀倮鋮s條件下制造的鋼管，具備適當(dāng)?shù)慕饘俳M織和作為機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼管所必需的強(qiáng)度和韌性。No.l4是由于C量、B量和Ni量高，加速冷卻停止溫度高，因此產(chǎn)生上貝氏體，韌性降低，焊接性也降低的例子。No.l5是由于C量過低，淬硬性不充分，并且加速冷卻停止溫度高，因此部分地生成上貝氏體組織，韌性降低，由于冷卻速度快，因此形狀也惡化的例子。No.16是由于特別是P量過高，并且加速冷卻開始溫度低，因此產(chǎn)生鐵素體，韌性降低的例子。No.l7是Si量過高，生成上貝氏體，韌性變差的例子。No.l8是由于N量、Cu量和S量過高，冷卻速度慢，因此生成上貝氏體，損害韌性，焊接性也降低的例子。No.l9是由于Al量和Nb量過高，加速冷卻停止溫度高，因此生成上貝氏體，損害韌性，由于過剩地含有A1，因此焊接性也差的例子。No.20是由于冷卻速度慢，因此生成上貝氏體，韌性降低的例子；No.21和No.25是由于加速冷卻停止溫度過高，因此生成上貝氏體，韌性降低的例子。No.22和No.24是由于冷卻速度過快，并且加速冷卻停止溫度高，因此形成回火馬氏體與上貝氏體的混合組織，韌性低，形狀也惡化的例子。No.23是由于加速冷卻開始溫度過低，生成鐵素體，因此韌性差的例子。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>產(chǎn)業(yè)上的利用可能性根據(jù)本發(fā)明，可以提供適合于機(jī)械結(jié)構(gòu)構(gòu)件特別是適合于汽缸、套筒、強(qiáng)度無縫鋼管以及廉價地制造該鋼管的方法。因此，本發(fā)明在產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極為顯著。本發(fā)明中表示數(shù)值范圍的"以上，，和"以下，，均包括本數(shù)。權(quán)利要求1.一種韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03％以上且小于0.1％、Mn0.8～2.5％、Ti0.005～0.035％、Nb0.003～0.04％、B0.0003～0.003％，且下述元素限制為Si0.5％以下、Al0.05％以下、P0.015％以下、S0.008％以下、N0.008％以下，還含有Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1.5％、Cu0.1～1.0％、Mo0.05～0.5％的一種或兩種以上，其余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成，金屬組織為自回火馬氏體單一組織或自回火馬氏體與下貝氏體的混合組織。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，在上述金屬組織中，由取向差為15。以上的大角度晶界包圍的區(qū)域的平均徑為30nm以下。3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，在上述金屬組織中，滲碳體的平均粒徑為400nm以下，密度為2xl05個/mm2以上。4.一種韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，是制造權(quán)利要求1~3的任一項(xiàng)所述的韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度鋼管的方法，其特征在于，將由具有權(quán)利要求l中所述的化學(xué)成分的鋼制成的鋼坯在熱態(tài)下進(jìn)行穿孔、軋制，通過拉伸工序進(jìn)行制管，使所得到的鋼管從750。C以上的溫度以550。C/秒的冷卻速度V[。C/秒一邊沿圓周方向旋轉(zhuǎn)一邊從鋼管的外表面加速冷卻到滿足下述(1)式的溫度T。C，進(jìn)行空冷，150<T<821.34xV_0J112...(1)。全文摘要一種韌性和焊接性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用高強(qiáng)度無縫鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03％以上且小于0.1％、Mn0.8～2.5％、Ti0.005～0.035％、Nb0.003～0.04％、B0.0003～0.003％，且下述元素限制成Si0.5％以下、Al0.05％以下、P0.015％以下、S0.008％以下、N0.008％以下，還含有Ni0.1～1.5％、Cr0.1～1.5％、Cu0.1～1.0％、Mo0.05～0.5％的一種或兩種以上，其余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成，金屬組織為自回火馬氏體單一組織或自回火馬氏體與下貝氏體的混合組織。文檔編號B21C23/08GK101410542SQ20078001112公開日2009年4月15日申請日期2007年3月27日優(yōu)先權(quán)日2006年3月28日發(fā)明者井上和洋,岡本潤一,加藤文士,石冢哲夫,筱原康浩,高本照久申請人:新日本制鐵株式會社