電阻焊鋼管的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及疲勞特性（fatiguecharacteristic)優(yōu)異的電阻焊鋼管（electric resistanceweldedsteelpipe)〇
【背景技術(shù)】
[0002]汽車工業(yè)中，為了兼得輕型化（weightsaving)和剛性（stiffnessproperty)，以 往，以使用了棒鋼（barsteel)的傳動(dòng)軸（driveshaft)等為代表的驅(qū)動(dòng)系部件（driving part)的中空化（hollowing)得到發(fā)展。作為這樣的中空化所使用的材料之一，提出了無(wú)縫 鋼管（seamlesssteelpipe)，例如，專利文獻(xiàn)1中公開了一種中空驅(qū)動(dòng)軸（hollowdrive axis)，其以將鋼組成控制在所希望范圍內(nèi)的無(wú)縫鋼管為材料，兼具淬火后的奧氏體晶粒度 編號(hào)（austenitegrainsizenumber)為 9 以上的優(yōu)異的冷加工性（coldworkability)、淬 透性（hardenability)、韌性（toughness)和扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度（torsionfatiguestrength) (以下有時(shí)簡(jiǎn)稱為疲勞強(qiáng)度），發(fā)揮穩(wěn)定的疲勞壽命（fatiguelife)。
[0003] 然而，無(wú)縫鋼管在其制造方法上存在如下問(wèn)題：因表面脫炭（surface decarburization)、表面瑕疵大，為了得到充分的耐疲勞特性必須對(duì)表面進(jìn)行研削、研磨 的問(wèn)題；因偏心偏厚（unevennessandeccentricityinthickness)而未必適合旋轉(zhuǎn)物 (rotatedobject)的問(wèn)題。
[0004] 另一方面，研宄了將上述問(wèn)題少的電阻焊鋼管用于傳動(dòng)軸用途。例如，專利文獻(xiàn) 2中公開了以將鋼組成控制在所希望范圍內(nèi)的電阻焊鋼管為材料，對(duì)電阻焊部（weldof ERW)及其附近實(shí)施淬火、回火處理而進(jìn)行硬化處理（hardeningtreatment)，從而提高鋼管 本身的強(qiáng)度的技術(shù)。
[0005]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0006] 專利文獻(xiàn)
[0007] 專利文獻(xiàn)1 :國(guó)際公開W02006/104023號(hào)公報(bào)
[0008] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開2002-356742號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0009] 然而，電阻焊鋼管雖與無(wú)縫鋼管相比尺寸精度優(yōu)異，但對(duì)于傳動(dòng)軸等要求非常高 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)。這種情況下，需要在冷拔加工后進(jìn)行正火（normalizing)。其理由是利用正火 消除以下問(wèn)題：（1)冷拔加工狀態(tài)下因加工應(yīng)變（processingstrain)的影響導(dǎo)致韌性下 降；（2)電阻焊焊接部經(jīng)過(guò)焊接時(shí)的急熱和急冷的熱歷程（thermalhistory)而淬硬，局部 硬質(zhì)化；（3)在電阻焊焊接的接合面存在碳濃度低的被稱為白色層（whitelayer)的薄層 等問(wèn)題。
[0010] 若進(jìn)行正火，則由于電阻焊鋼管的韌性低，所以有實(shí)際使用環(huán)境下發(fā)生脆性破壞 (brittlefailure)的危險(xiǎn)性。另外，用于傳動(dòng)軸時(shí)，由于負(fù)荷反復(fù)的剪切應(yīng)力（shearing stress)、彎曲應(yīng)力（bendingstress)，所以在電阻焊焊接部及其附近部產(chǎn)生局部應(yīng)力集中(stressconcentration)，有壽命短、發(fā)生疲勞破壞（fatiguebreaking)的危險(xiǎn)性。因此， 正火處理在將電阻焊鋼管用于傳動(dòng)軸時(shí)極其重要，同時(shí)是對(duì)成為最終制品的鋼管的特性影 響大的處理。
[0011] 以高碳鋼作為電阻焊鋼管的材料時(shí)，由于正火后的冷卻速度的偏差導(dǎo)致金屬組織 (metallicstructure)發(fā)生很大變化，從鐵素體（ferrite)、珠光體（pearlite)轉(zhuǎn)變成馬 氏體（martensite)。因此，也會(huì)生成馬氏體組織，所以以高碳鋼作為電阻焊鋼管的材料時(shí)， 如專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2所公開的那樣，從確保韌性的觀點(diǎn)考慮回火處理是必需工序，有 導(dǎo)致制造成本上升的問(wèn)題。
[0012] 本發(fā)明的目的在于，為了解決上述課題，提供一種即便以高碳鋼作為電阻焊鋼管 的材料時(shí)，正火后的金屬組織和拉伸強(qiáng)度也不易受到正火后的冷卻速度的影響，能夠確保 穩(wěn)定的疲勞強(qiáng)度的電阻焊鋼管。
[0013] 本發(fā)明人等為了解決上述課題，進(jìn)行了深入研宄，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過(guò)將鋼中的A1量控 制在適當(dāng)范圍內(nèi)，從而正火后的金屬組織和拉伸強(qiáng)度不易受到正火后的冷卻速度的影響， 能夠確保穩(wěn)定的疲勞強(qiáng)度。此外，通過(guò)將原奧氏體粒徑（primaryaustenitegrainsize) 控制在適當(dāng)范圍內(nèi)，即便為具有同等程度的拉伸強(qiáng)度的鐵素體鋼、珠光體鋼，（1)珠光體本 身的強(qiáng)度也增大，（2)疲勞裂紋擴(kuò)展阻力（fatiguecrackpropagationresistance)也增 大，得到更高的疲勞強(qiáng)度。
[0014] 本發(fā)明人等將以鋼標(biāo)準(zhǔn)SAE1541(0. 42%C-1. 5%Mn-0. 0035%N)為基本成分 且改變了A1量的熱軋鋼板（卷取溫度650°C)作為材料，通過(guò)輥軋成型和高頻電阻焊 (high-frequencyresistancewelding)將其制成電阻焊鋼管（外徑89mm、壁厚4. 7mm)后， 經(jīng)過(guò)熱縮徑乳制（hotreducing)制成縮徑乳制鋼管（外徑45mm、壁厚4. 5mm)。其后，利用 冷拔加工制成冷拔鋼管（外徑40mm、壁厚4. 0mm)后，進(jìn)行正火（保持920°CX10分鐘，均 熱后的冷卻速度〇. 5~3. 0°C/s)制成制品鋼管。
[0015] 圖1中示出正火的冷卻速度與HV硬度（Vickershardness)的關(guān)系?？芍狝1量 為0.005%以下時(shí)，在冷卻速度寬泛的范圍內(nèi)得到幾乎恒定的HV硬度，與此相對(duì)，A1量為 0. 007%以上時(shí)，HV硬度受冷卻速度的影響大，冷卻速度慢時(shí)HV硬度急劇下降。
[0016] 圖2中示出A1量與片層間距（lamellarspacing)的關(guān)系，圖3中示出A1量與原 奧氏體粒徑的關(guān)系，并且圖4中示出A1量與扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的關(guān)系。應(yīng)予說(shuō)明，正火的冷卻 速度為l°c/s?？芍S著A1量減少原奧氏體晶粒粗大化，隨之扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度上升。A1量為 0. 005%以下時(shí)其效果達(dá)到飽和，扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度也穩(wěn)定。
[0017] 圖5是表示對(duì)疲勞試驗(yàn)（fatiguetest)后的斷裂部進(jìn)行截面觀察 (cross-sectionobservation)的結(jié)果，圖5(a)是表示0. 03%A1材的疲勞裂紋擴(kuò)展?fàn)顩r 的圖，圖5 (b)是表示0. 003 %A1材的疲勞裂紋擴(kuò)展?fàn)顩r的圖。用白線表示裂紋的擴(kuò)展路徑 (propagasionroute)?？芍诹鸭y按以管的外面?zhèn)葹槠瘘c(diǎn)，其后穿過(guò)軟質(zhì)的先共析鐵素 體（pro-eutectoidferrite)的方式進(jìn)行裂紋擴(kuò)展。另外，推斷被先共析鐵素體包圍的表 面的珠光體晶粒（相當(dāng)于原奧氏體晶粒）大，隨之裂紋在大幅蜿蜒行進(jìn)的同時(shí)呈Z字形（in azig-zagmanner)擴(kuò)展，因此裂紋擴(kuò)展阻力增加，疲勞強(qiáng)度提高。
[0018] 對(duì)于得到圖1、圖2和圖3的結(jié)果的理由如下考慮。即，A1量少，在正火前的階段析 出的氮化錯(cuò)（aluminumnitride)的量就少，因此氮化錯(cuò)產(chǎn)生的釘扎效應(yīng)（pinningeffect) 降低，促進(jìn)正火工序中的奧氏體的晶粒生長(zhǎng)。由于珠光體、鐵素體以原奧氏體晶界為相變位 置，所以如果原奧氏體粒徑變大，晶界面積變少，則相變位置也減少，鐵素體的分率減少。特 另IJ是圖1中在冷卻速度慢的區(qū)域觀察到由A1量引起的硬度差是由于如果A1量多則由在正 火前析出的氮化鋁（A1N)產(chǎn)生的釘扎效應(yīng)抑制正火工序中的奧氏體晶粒生長(zhǎng)，同時(shí)最終生 成的珠光體的片層間距寬，所以硬度下降。該硬度的下降量在不易淬硬的低冷卻速度域特 別明顯，且較強(qiáng)地依賴于鋼中41量（析出4以量）。41量為0.005%以下時(shí)氮化鋁（八1吣 的析出少，即便析出也在正火工序中溶解，因此釘扎效應(yīng)消失，奧氏體晶粒容易進(jìn)行晶粒生 長(zhǎng)，珠光體的片層間距變窄。并且由冷卻速度引起的變化也小。
[0019] 對(duì)于奧氏體粒徑與片層間距和強(qiáng)度的關(guān)系如下考慮。即，如果奧氏體粒徑大則珠 光體的相變位置（主要為奧氏體晶界）減少，因此珠光體相變溫度下降。其結(jié)果，從珠光體 平衡相變溫度（pearli