JP2003321747A - 加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 - Google Patents
加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有
し、優れた加工性と、優れた溶接部の材質均一性とを兼
備した高張力溶接鋼管およびその製造方法を提供するこ
と。 【解決手段】 Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、Ｍｎ：
０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０１〜０．６５％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．００７％以下、Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．００４％以下、残部が実質的にＦｅからなり、
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式を満
たし、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が析出したフェ
ライト組織が組織面分率で６０〜１００％である。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１
‥‥（１）
し、優れた加工性と、優れた溶接部の材質均一性とを兼
備した高張力溶接鋼管およびその製造方法を提供するこ
と。 【解決手段】 Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、Ｍｎ：
０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０１〜０．６５％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．００７％以下、Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．００４％以下、残部が実質的にＦｅからなり、
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式を満
たし、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が析出したフェ
ライト組織が組織面分率で６０〜１００％である。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１
‥‥（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、引張強さ５９０〜
１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮
管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、
優れた溶接部の材質均一性とを兼備し、自動車、オート
バイ等の構造部材に好適な高張力溶接鋼管およびその製
造方法、ならびにその素材用鋼帯に関する。
１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、液圧、拡管、縮
管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、
優れた溶接部の材質均一性とを兼備し、自動車、オート
バイ等の構造部材に好適な高張力溶接鋼管およびその製
造方法、ならびにその素材用鋼帯に関する。
【０００２】
【従来の技術】車体の軽量化、高剛性化の観点から、サ
スペンションアーム、サスペンションメンバー、アクス
ルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフト等の自
動車構造部材への高張力溶接鋼管の適用が検討されてお
り、これらに適した高張力鋼管が強く求められている。
これまでに、このような自動車構造部材に適用される高
張力溶接鋼管に関する技術が種々提案されている。
スペンションアーム、サスペンションメンバー、アクス
ルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフト等の自
動車構造部材への高張力溶接鋼管の適用が検討されてお
り、これらに適した高張力鋼管が強く求められている。
これまでに、このような自動車構造部材に適用される高
張力溶接鋼管に関する技術が種々提案されている。
【０００３】特開平１１−２７９６９７号公報には、Ｃ
−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃｒを主成分とする鋼スラブを熱延後２
５０℃以下で巻取り、フェライトと残部マルテンサイト
及びベイナイトからなる複合組織を有することを特徴と
する電縫鋼管に関する技術が開示され、特開平１１−２
７９６９９号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎを主成分とする
鋼スラブを熱延後６００℃以下で巻取るか、熱延後さら
に酸洗、冷延、連続焼鈍した５〜１０％の準安定オース
テナイトを含む複合組織を有することを特徴とする電縫
鋼管に関する技術が開示されている。これらの技術によ
れば、引張強さ（ＴＳ）が５５０〜７８０ＭＰａの範囲
で比較的良好な伸び（Ｅｌ）が得られるものの、延性を
確保するために１％程度のＳｉを添加していることもあ
り、電縫溶接部の材質均一性に問題がある。
−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃｒを主成分とする鋼スラブを熱延後２
５０℃以下で巻取り、フェライトと残部マルテンサイト
及びベイナイトからなる複合組織を有することを特徴と
する電縫鋼管に関する技術が開示され、特開平１１−２
７９６９９号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎを主成分とする
鋼スラブを熱延後６００℃以下で巻取るか、熱延後さら
に酸洗、冷延、連続焼鈍した５〜１０％の準安定オース
テナイトを含む複合組織を有することを特徴とする電縫
鋼管に関する技術が開示されている。これらの技術によ
れば、引張強さ（ＴＳ）が５５０〜７８０ＭＰａの範囲
で比較的良好な伸び（Ｅｌ）が得られるものの、延性を
確保するために１％程度のＳｉを添加していることもあ
り、電縫溶接部の材質均一性に問題がある。
【０００４】特開平５−３０２１２１号公報には、Ｃ−
Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏを主成分とする鋼スラブを熱
延、冷延、電縫造管後、焼鈍することにより、ＴＳが８
１０〜９２０ＭＰａの機械電縫鋼管を得る技術が開示さ
れている。この技術では造管後の熱処理により歪時効の
ために電縫溶接部の材質均一性に問題がある。
Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏを主成分とする鋼スラブを熱
延、冷延、電縫造管後、焼鈍することにより、ＴＳが８
１０〜９２０ＭＰａの機械電縫鋼管を得る技術が開示さ
れている。この技術では造管後の熱処理により歪時効の
ために電縫溶接部の材質均一性に問題がある。
【０００５】特許第３２３５１６８号公報には、Ｃ−Ｓ
ｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉを主成分とする鋼スラブを熱
延後６００〜２００℃で巻取り、電縫溶接することを特
徴とする技術が開示され、特開平５−２７１８５９号公
報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−Ｂを主成分
とする鋼スラブを熱延後６００〜２００℃で巻取り電縫
溶接することを特徴とする技術が開示され、特開平５−
４３９８０号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔ
ｉ−Ｍｏを主成分とする熱延鋼帯を電縫溶接することを
特徴とする技術が開示されている。これら技術によれ
ば、ＴＳが６８０〜９４０ＭＰａの範囲で比較的良好な
電縫溶接部靱性が得られるものの、その加工性に問題が
ある。
ｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉを主成分とする鋼スラブを熱
延後６００〜２００℃で巻取り、電縫溶接することを特
徴とする技術が開示され、特開平５−２７１８５９号公
報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−Ｂを主成分
とする鋼スラブを熱延後６００〜２００℃で巻取り電縫
溶接することを特徴とする技術が開示され、特開平５−
４３９８０号公報には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔ
ｉ−Ｍｏを主成分とする熱延鋼帯を電縫溶接することを
特徴とする技術が開示されている。これら技術によれ
ば、ＴＳが６８０〜９４０ＭＰａの範囲で比較的良好な
電縫溶接部靱性が得られるものの、その加工性に問題が
ある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】以上のように従来の技
術では、自動車等の構造部材に必要とされる加工性と溶
接部の加工性とを兼備した高張力溶接鋼管が得られてい
ない。特に、高張力鋼管を用いた自動車構造部材では、
部品の信頼性という観点から溶接部の材質均一性が重要
視される。
術では、自動車等の構造部材に必要とされる加工性と溶
接部の加工性とを兼備した高張力溶接鋼管が得られてい
ない。特に、高張力鋼管を用いた自動車構造部材では、
部品の信頼性という観点から溶接部の材質均一性が重要
視される。
【０００７】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有
し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した
成形等に必要な加工性と、優れた溶接部の材質均一性と
を兼備した、自動車、オートバイ等の構造部材に好適な
高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管
素材用鋼帯を提供することを目的とする。
であって、引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有
し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した
成形等に必要な加工性と、優れた溶接部の材質均一性と
を兼備した、自動車、オートバイ等の構造部材に好適な
高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管
素材用鋼帯を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、強度、加
工性、溶接部の材質均一性といった相反する特性を同時
に満たす溶接鋼管を得るために、溶接鋼管の化学成分、
ミクロ組織、析出物存在状態を種々変化させて系統的な
実験検討を行った。その結果、６０％以上の面分率を占
めるフェライト組織中に、粒径１０ｎｍ未満の極微細な
炭化物を析出させることで、所望の強度、加工性、溶接
部の材質均一性を同時に満たす溶接鋼管が得られること
を見出した。
工性、溶接部の材質均一性といった相反する特性を同時
に満たす溶接鋼管を得るために、溶接鋼管の化学成分、
ミクロ組織、析出物存在状態を種々変化させて系統的な
実験検討を行った。その結果、６０％以上の面分率を占
めるフェライト組織中に、粒径１０ｎｍ未満の極微細な
炭化物を析出させることで、所望の強度、加工性、溶接
部の材質均一性を同時に満たす溶接鋼管が得られること
を見出した。
【０００９】本発明はこのような知見に基づいて完成さ
れたものであり、以下の（１）〜（４）を提供する。
れたものであり、以下の（１）〜（４）を提供する。
【００１０】（１） 重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．
０９５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０
１〜０．６５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｎ：０．
００６％以下、Ｏ：０．００４％以下、残部が実質的に
Ｆｅからなり、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下
の（１）式を満たし、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物
が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００
％であることを特徴とする加工性と溶接部の材質均一性
に優れた高張力溶接鋼管。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
０９５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０
１〜０．６５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｎ：０．
００６％以下、Ｏ：０．００４％以下、残部が実質的に
Ｆｅからなり、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下
の（１）式を満たし、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物
が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００
％であることを特徴とする加工性と溶接部の材質均一性
に優れた高張力溶接鋼管。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
【００１１】（２） 上記（１）において、さらに、重
量％で、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０
１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎ
ｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．
０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０
１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：
０．０００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜
０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０
％のうちの１種以上を含有することを特徴とする加工性
と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管。
量％で、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０
１０〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎ
ｂ：０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．
０５０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０
１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：
０．０００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜
０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０
％のうちの１種以上を含有することを特徴とする加工性
と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管。
【００１２】（３） 上記（１）または（２）に記載の
溶接鋼管を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブを１
１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃
以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に
７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で
巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管すること
を特徴とする加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張
力溶接鋼管の製造方法。
溶接鋼管を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブを１
１５０℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃
以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に
７２０℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で
巻取って熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管すること
を特徴とする加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張
力溶接鋼管の製造方法。
【００１３】（４） 上記（１）または（２）に記載の
成分組成を有し、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が析
出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％で
あることを特徴とする加工性と溶接部の材質均一性に優
れた高張力溶接鋼管素材用鋼帯。
成分組成を有し、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が析
出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１００％で
あることを特徴とする加工性と溶接部の材質均一性に優
れた高張力溶接鋼管素材用鋼帯。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明の溶接鋼管の最も重要な点は、粒径１０
ｎｍ未満の極微細な炭化物が析出したフェライト組織が
組織面分率で６０〜１００％である点である。これによ
り所望の強度、加工性、溶接部の材質均一性を同時に有
する溶接鋼管が得られる。このように溶接部の均一性、
加工性を劣化させずに高強度化を図ることができるの
は、炭化物を微細析出させることで、強度上昇に必要な
析出物の最近接粒子間距離を得るために必要な元素量が
少なくなることなどが要因の一つと考えられる。
明する。本発明の溶接鋼管の最も重要な点は、粒径１０
ｎｍ未満の極微細な炭化物が析出したフェライト組織が
組織面分率で６０〜１００％である点である。これによ
り所望の強度、加工性、溶接部の材質均一性を同時に有
する溶接鋼管が得られる。このように溶接部の均一性、
加工性を劣化させずに高強度化を図ることができるの
は、炭化物を微細析出させることで、強度上昇に必要な
析出物の最近接粒子間距離を得るために必要な元素量が
少なくなることなどが要因の一つと考えられる。
【００１５】図１に鋼管のフェライト分率、フェライト
組織中の析出物の大きさと溶接部の材質均一性との関係
を示す。溶接部の材質均一性は、鋼管長さ２０ｍ毎にｎ
＝３０〜１００でサンプリングした鋼管を拡管試験、扁
平試験、シャルピー衝撃試験に供し、得られた限界拡管
率、限界扁平率、シャルピー吸収エネルギーから平均値
および標準偏差σをそれぞれ求め、（平均値−２σ）の
値を材質均一性の指標とした。（平均値−２σ）の値は
平均値よりも低い値となる。なお、限界拡管率は、６０
°円錐を管端に押込み、亀裂の入った時の外径ｄｂ（ｍ
ｍ）と管の初期外形ｄ（ｍｍ）との比ｄｂ／ｄとして求
め、限界扁平率は、シームを圧縮方向と９０°となるよ
うに扁平した際に亀裂の入った時の高さｈ（ｍｍ）と初
期外径ｄ（ｍｍ）とより（ｄ−ｈ）／ｄとして求め、シ
ャルピー吸収エネルギーは、溶接突合せ部より円周方向
に切出して展開したＪＩＳ Ｚ２２０２規定のＶノッチ
試験片の−２０℃での吸収エネルギーから求めた。図１
の下段の丸プロット内の数字が限界拡管率ｄｂ／ｄの
（平均値−２σ）の値を示し、図１の中段の四角プロッ
ト内の数字が限界扁平率（ｄ−ｈ）／ｄの（平均値−２
σ）の値を示し、図１の上段の三角プロット内の数字が
−２０℃での溶接部シャルピー吸収エネルギーの（平均
値−２σ）の値を示す。なお、図１の中段のプロットの
うち黒く塗りつぶしたものは密着しても亀裂が入らなか
ったものである。図１から、６０％以上の面分率を占め
るフェライト組織中に粒径１０ｎｍ未満の極微細な炭化
物を析出させることで、限界拡管率の（平均値−２σ）
の値が１．２５以上、限界扁平率の（平均値−２σ）の
値が０．７５以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネル
ギーの（平均値−２σ）の値が９０Ｊ／ｃｍ２以上の良
好な溶接部の材質均一性が得られることがわかる。そし
て、フェライト組織の組織面分率を９０％以上とするこ
とで、、限界拡管率の（平均値−２σ）の値が１．３５
以上、限界扁平率の（平均値−２σ）の値が０．９２以
上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの（平均値
−２σ）の値が１００Ｊ／ｃｍ２以上のさらに良好な溶
接部の材質均一性が得られる。このような本発明の溶接
鋼管における溶接部の材質均一性の優位性は、鋼管に曲
げ、液圧、拡管、縮管などの成形加工を加えた後でも保
たれる。なお、フェライト組織中の析出物の大きさは、
鋼管から切出し、研磨した薄膜の４０万倍の透過型電子
顕微鏡写真より計測し、その平均粒径を求めることによ
って把握した。
組織中の析出物の大きさと溶接部の材質均一性との関係
を示す。溶接部の材質均一性は、鋼管長さ２０ｍ毎にｎ
＝３０〜１００でサンプリングした鋼管を拡管試験、扁
平試験、シャルピー衝撃試験に供し、得られた限界拡管
率、限界扁平率、シャルピー吸収エネルギーから平均値
および標準偏差σをそれぞれ求め、（平均値−２σ）の
値を材質均一性の指標とした。（平均値−２σ）の値は
平均値よりも低い値となる。なお、限界拡管率は、６０
°円錐を管端に押込み、亀裂の入った時の外径ｄｂ（ｍ
ｍ）と管の初期外形ｄ（ｍｍ）との比ｄｂ／ｄとして求
め、限界扁平率は、シームを圧縮方向と９０°となるよ
うに扁平した際に亀裂の入った時の高さｈ（ｍｍ）と初
期外径ｄ（ｍｍ）とより（ｄ−ｈ）／ｄとして求め、シ
ャルピー吸収エネルギーは、溶接突合せ部より円周方向
に切出して展開したＪＩＳ Ｚ２２０２規定のＶノッチ
試験片の−２０℃での吸収エネルギーから求めた。図１
の下段の丸プロット内の数字が限界拡管率ｄｂ／ｄの
（平均値−２σ）の値を示し、図１の中段の四角プロッ
ト内の数字が限界扁平率（ｄ−ｈ）／ｄの（平均値−２
σ）の値を示し、図１の上段の三角プロット内の数字が
−２０℃での溶接部シャルピー吸収エネルギーの（平均
値−２σ）の値を示す。なお、図１の中段のプロットの
うち黒く塗りつぶしたものは密着しても亀裂が入らなか
ったものである。図１から、６０％以上の面分率を占め
るフェライト組織中に粒径１０ｎｍ未満の極微細な炭化
物を析出させることで、限界拡管率の（平均値−２σ）
の値が１．２５以上、限界扁平率の（平均値−２σ）の
値が０．７５以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネル
ギーの（平均値−２σ）の値が９０Ｊ／ｃｍ２以上の良
好な溶接部の材質均一性が得られることがわかる。そし
て、フェライト組織の組織面分率を９０％以上とするこ
とで、、限界拡管率の（平均値−２σ）の値が１．３５
以上、限界扁平率の（平均値−２σ）の値が０．９２以
上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの（平均値
−２σ）の値が１００Ｊ／ｃｍ２以上のさらに良好な溶
接部の材質均一性が得られる。このような本発明の溶接
鋼管における溶接部の材質均一性の優位性は、鋼管に曲
げ、液圧、拡管、縮管などの成形加工を加えた後でも保
たれる。なお、フェライト組織中の析出物の大きさは、
鋼管から切出し、研磨した薄膜の４０万倍の透過型電子
顕微鏡写真より計測し、その平均粒径を求めることによ
って把握した。
【００１６】なお、本発明におけるフェライト組織の組
織面分率とは、硬質組織、相である、パーライト組織、
ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナ
イト相を除いた面分率のことで、ポリゴナルフェライト
組織、擬ポリゴナルフェライト組織、アシキュラーフェ
ライト組織を含み、その形態は問わない。
織面分率とは、硬質組織、相である、パーライト組織、
ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナ
イト相を除いた面分率のことで、ポリゴナルフェライト
組織、擬ポリゴナルフェライト組織、アシキュラーフェ
ライト組織を含み、その形態は問わない。
【００１７】次に、組成について説明する。本発明の溶
接鋼管の組成は、重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０９
５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０１〜
０．６５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｎ：０．００
６％以下、Ｏ：０．００４％以下であり、０．１５≦
｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１を満たし、さら
に、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０１０
〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０
００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜０．０
０４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％のう
ちの１種以上を含有することができる。
接鋼管の組成は、重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０９
５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０１〜
０．６５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｎ：０．００
６％以下、Ｏ：０．００４％以下であり、０．１５≦
｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１を満たし、さら
に、Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、Ａｌ：０．０１０
〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０
００１〜０．０００９％、Ｃａ：０．０００１〜０．０
０４０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％のう
ちの１種以上を含有することができる。
【００１８】これらの限定理由は以下の通りである。
Ｃ： Ｃは所望の強度、加工性、溶接部の材質均一性を
得るために必要なフェライト組織中の微細炭化物を構成
する必須元素である。しかし、その量が０．０３５％未
満であると強度確保に必要な微細炭化物が得られず強度
不足となり、一方、０．０９５％を超えると炭化物の析
出挙動が変化し、加工性と溶接部靱性が低下する。した
がって、Ｃ含有量を０．０３５〜０．０９５％とする。
得るために必要なフェライト組織中の微細炭化物を構成
する必須元素である。しかし、その量が０．０３５％未
満であると強度確保に必要な微細炭化物が得られず強度
不足となり、一方、０．０９５％を超えると炭化物の析
出挙動が変化し、加工性と溶接部靱性が低下する。した
がって、Ｃ含有量を０．０３５〜０．０９５％とする。
【００１９】Ｍｎ： Ｍｎは微細炭化物の成長速度を抑
制し、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物を形成させるた
めの必須元素である。しかし、その量が０．７５％未満
では粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が十分に形成され
ないため所望の強度、加工性、溶接部の材質均一性が得
られず、一方、１．９５％を超えるとフェライト組織の
面分率が６０％未満となり所望の加工性が得られない。
したがって、Ｍｎ含有量を０．７５〜１．９５％とす
る。
制し、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物を形成させるた
めの必須元素である。しかし、その量が０．７５％未満
では粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が十分に形成され
ないため所望の強度、加工性、溶接部の材質均一性が得
られず、一方、１．９５％を超えるとフェライト組織の
面分率が６０％未満となり所望の加工性が得られない。
したがって、Ｍｎ含有量を０．７５〜１．９５％とす
る。
【００２０】Ｍｏ： Ｍｏは所望の強度、加工性、溶接
部の材質均一性を得るために必要なフェライト組織中の
微細炭化物を生成させる必須元素である。しかし、その
量が０．０１％未満であると、強度、加工性確保に必要
な量の微細炭化物が得られず、強度、加工性不足とな
り、一方、０．６５％を超えると溶接部の材質均一性が
低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．６
５％とする。
部の材質均一性を得るために必要なフェライト組織中の
微細炭化物を生成させる必須元素である。しかし、その
量が０．０１％未満であると、強度、加工性確保に必要
な量の微細炭化物が得られず、強度、加工性不足とな
り、一方、０．６５％を超えると溶接部の材質均一性が
低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．６
５％とする。
【００２１】Ｔｉ： ＴｉはＭｏと同様、所望の強度、
加工性、溶接部の材質均一性を得るために必要なフェラ
イト組織中の微細炭化物を生成させる必須元素である。
しかし、その量が０．０１０％未満であると、強度、加
工性確保に必要な量の微細炭化物が得られず、強度、加
工性不足となり、一方、０．１４５％を超えると溶接部
の材質均一性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を
０．０１０〜０．１４５％とする。
加工性、溶接部の材質均一性を得るために必要なフェラ
イト組織中の微細炭化物を生成させる必須元素である。
しかし、その量が０．０１０％未満であると、強度、加
工性確保に必要な量の微細炭化物が得られず、強度、加
工性不足となり、一方、０．１４５％を超えると溶接部
の材質均一性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を
０．０１０〜０．１４５％とする。
【００２２】｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ： フ
ェライト組織中の微細炭化物のサイズを１０ｎｍ未満の
微細なものとするためには、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で
表される｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏの値が０．
１５〜１の範囲内であることが必要である。これは、Ｔ
ｉ原子とＭｏ原子が相互作用することにより、炭化物の
粗大化が抑止されているためであると考えられる。｛Ｔ
ｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏの値が０．１５未満であ
ると、析出する炭化物サイズが大きくなり、強度加工性
が低下し、一方、その値が１を超えると炭化物の析出挙
動が変化し、加工性と溶接部の材質均一性とが低下す
る。
ェライト組織中の微細炭化物のサイズを１０ｎｍ未満の
微細なものとするためには、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で
表される｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏの値が０．
１５〜１の範囲内であることが必要である。これは、Ｔ
ｉ原子とＭｏ原子が相互作用することにより、炭化物の
粗大化が抑止されているためであると考えられる。｛Ｔ
ｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏの値が０．１５未満であ
ると、析出する炭化物サイズが大きくなり、強度加工性
が低下し、一方、その値が１を超えると炭化物の析出挙
動が変化し、加工性と溶接部の材質均一性とが低下す
る。
【００２３】Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ： これらはいずれも加工
性、溶接部の材質均一性を低下させる不純物元素であ
り、Ｐは０．０３％、Ｓは０．００７％、Ｎは０．００
６％、Ｏは０．００４％を超えるとその悪影響が顕在化
するため、その値をそれぞれの上限とする。
性、溶接部の材質均一性を低下させる不純物元素であ
り、Ｐは０．０３％、Ｓは０．００７％、Ｎは０．００
６％、Ｏは０．００４％を超えるとその悪影響が顕在化
するため、その値をそれぞれの上限とする。
【００２４】Ｓｉ： Ｓｉはフェライト組織の生成を促
進し、所望のフェライト組織面分率を得るために添加す
ることができる。その量が０．００５％未満ではその効
果に乏しく、一方、０．７５％を超えると溶接部の材質
均一性が低下するため、Ｓｉを添加する場合には、その
含有量を０．００５〜０．７５％とする。
進し、所望のフェライト組織面分率を得るために添加す
ることができる。その量が０．００５％未満ではその効
果に乏しく、一方、０．７５％を超えると溶接部の材質
均一性が低下するため、Ｓｉを添加する場合には、その
含有量を０．００５〜０．７５％とする。
【００２５】Ａｌ： Ａｌは製鋼時の脱酸元素であると
ともに、適量の添加により溶接部の材質均一性向上に寄
与するため、添加することができる。その量が０．０１
０％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超
えると溶接部の材質均一性が劣化するため、Ａｌを添加
する場合には、その含有量を０．０１０〜０．１０％と
する。
ともに、適量の添加により溶接部の材質均一性向上に寄
与するため、添加することができる。その量が０．０１
０％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超
えると溶接部の材質均一性が劣化するため、Ａｌを添加
する場合には、その含有量を０．０１０〜０．１０％と
する。
【００２６】Ｃｒ： ＣｒはＭｎの微細炭化物の成長速
度抑制作用を補う働きがあるため、添加することができ
る。その量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一
方、０．２９％を超えると溶接部の材質均一性が劣化す
るため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．０
１〜０．２９％とする。
度抑制作用を補う働きがあるため、添加することができ
る。その量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一
方、０．２９％を超えると溶接部の材質均一性が劣化す
るため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．０
１〜０．２９％とする。
【００２７】Ｎｂ，Ｖ，Ｗ： これらの元素は炭化物を
形成することで強度を補完する有効な元素であるため添
加することができる。いずれも０．００１％未満ではそ
の効果に乏しく、Ｎｂは０．０４０％、Ｖは０．０５０
％、Ｗは０．５０％を超えると加工性の劣化が著しくな
る。したがって、これらを添加する場合には、Ｎｂ：
０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％とする。
形成することで強度を補完する有効な元素であるため添
加することができる。いずれも０．００１％未満ではそ
の効果に乏しく、Ｎｂは０．０４０％、Ｖは０．０５０
％、Ｗは０．５０％を超えると加工性の劣化が著しくな
る。したがって、これらを添加する場合には、Ｎｂ：
０．００１〜０．０４０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％とする。
【００２８】Ｎｉ，Ｃｕ： これらはＭｎの微細炭化物
の成長速度抑制作用を補う働きがあるため、添加するこ
とができる。その量が０．０１％未満ではその効果に乏
しく、一方、０．５０％を超えると加工性が劣化するた
め、Ｎｉ，Ｃｕを添加する場合には、その含有量をそれ
ぞれ０．０１〜０．５０％とする。
の成長速度抑制作用を補う働きがあるため、添加するこ
とができる。その量が０．０１％未満ではその効果に乏
しく、一方、０．５０％を超えると加工性が劣化するた
め、Ｎｉ，Ｃｕを添加する場合には、その含有量をそれ
ぞれ０．０１〜０．５０％とする。
【００２９】Ｂ： Ｂは鋼管に焼き入れ性を付与するた
めに添加することができる。その量が０．０００１％未
満ではその効果に乏しく、０．０００９％を超えるとそ
の効果が飽和するため、Ｂを添加する場合には、その含
有量を０．０００１〜０．０００９％とする。
めに添加することができる。その量が０．０００１％未
満ではその効果に乏しく、０．０００９％を超えるとそ
の効果が飽和するため、Ｂを添加する場合には、その含
有量を０．０００１〜０．０００９％とする。
【００３０】Ｃａ，ＲＥＭ： Ｃａ、ＲＥＭは硫化物の
形態制御により加工性を一層高める働きがあるため添加
することができる。いずれも０．０００１％未満ではそ
の効果に乏しく、０．００４０％を超えてもその効果が
飽和するので、これらを添加する場合には、それぞれ
０．０００１〜０．００４０％とする。
形態制御により加工性を一層高める働きがあるため添加
することができる。いずれも０．０００１％未満ではそ
の効果に乏しく、０．００４０％を超えてもその効果が
飽和するので、これらを添加する場合には、それぞれ
０．０００１〜０．００４０％とする。
【００３１】次に、溶接鋼管の製造条件について説明す
る。本発明では、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上
に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱
間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下
まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延
鋼帯とし、酸洗、スリット後造管する。
る。本発明では、上記組成の鋼スラブを１１５０℃以上
に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする熱
間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０℃以下
まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取って熱延
鋼帯とし、酸洗、スリット後造管する。
【００３２】以下、これらの限定理由について説明す
る。 スラブ再加熱温度： 冷却された鋼スラブを再加熱後圧
延する場合には、鋼中の析出物の多くを再固溶させ、微
細炭化物をフェライト組織中に析出させるために、鋼ス
ラブの再加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。
る。 スラブ再加熱温度： 冷却された鋼スラブを再加熱後圧
延する場合には、鋼中の析出物の多くを再固溶させ、微
細炭化物をフェライト組織中に析出させるために、鋼ス
ラブの再加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。
【００３３】仕上げ圧延温度： 加工誘起析出による粗
大な炭化物の析出を抑制するためには熱延仕上げ温度を
８５０℃以上とする必要がある。
大な炭化物の析出を抑制するためには熱延仕上げ温度を
８５０℃以上とする必要がある。
【００３４】熱延ランナウト冷却条件： 炭化物の析出
状態を制御し、粒径１０ｎｍ未満に微細析出させるため
には熱延ランナウト冷却条件の制御が重要である。炭化
物の成長を抑制し所望の微細析出物を得るには熱延仕上
げ圧延終了後、８秒間以内に７２０℃まで冷却する必要
がある。
状態を制御し、粒径１０ｎｍ未満に微細析出させるため
には熱延ランナウト冷却条件の制御が重要である。炭化
物の成長を抑制し所望の微細析出物を得るには熱延仕上
げ圧延終了後、８秒間以内に７２０℃まで冷却する必要
がある。
【００３５】巻取温度： 粒径が１０ｎｍ未満の微細炭
化物が析出したフェライト組織を組織面分率で６０〜１
００％とするには、熱延巻取温度を６００℃超〜６５０
℃未満とする必要がある。６５０℃以上であると炭化物
が成長するため強度が低下し、一方６００℃以下である
とフェライト組織分率が低下する。
化物が析出したフェライト組織を組織面分率で６０〜１
００％とするには、熱延巻取温度を６００℃超〜６５０
℃未満とする必要がある。６５０℃以上であると炭化物
が成長するため強度が低下し、一方６００℃以下である
とフェライト組織分率が低下する。
【００３６】鋼帯から溶接管への造管方法は特に限定さ
れないが、ロールフォーミング、電縫溶接、サイザー等
による形状矯正という手順で電縫溶接管とする場合に
は、加工性と靱性の確保のために、以下の式で定義され
る幅絞りを０．３〜１０％の範囲とすることが望まし
い。 幅絞り＝［（素材鋼帯の幅）−π｛（製品外径）−（製
品肉厚）｝］／π｛（製品外径）−（製品肉厚）｝×
（１００％）
れないが、ロールフォーミング、電縫溶接、サイザー等
による形状矯正という手順で電縫溶接管とする場合に
は、加工性と靱性の確保のために、以下の式で定義され
る幅絞りを０．３〜１０％の範囲とすることが望まし
い。 幅絞り＝［（素材鋼帯の幅）−π｛（製品外径）−（製
品肉厚）｝］／π｛（製品外径）−（製品肉厚）｝×
（１００％）
【００３７】本発明の溶接鋼管には溶接部の良好な加工
性、靱性の安全確保の観点から、さらにポストアニーリ
ング、酸素濃度の雰囲気制御下でのシーム溶接等を行う
ことができる。また、本発明規定のミクロ組織、析出物
状態を失しない範囲でシーム溶接前後工程での冷間加
工、温間加工、熱間加工、熱処理、メッキ処理、表面潤
滑処理を加えることができる。
性、靱性の安全確保の観点から、さらにポストアニーリ
ング、酸素濃度の雰囲気制御下でのシーム溶接等を行う
ことができる。また、本発明規定のミクロ組織、析出物
状態を失しない範囲でシーム溶接前後工程での冷間加
工、温間加工、熱間加工、熱処理、メッキ処理、表面潤
滑処理を加えることができる。
【００３８】
【実施例】（実施例１）表１に示すＡ〜Ｔの２０種類の
鋼スラブを約１２５０℃に再加熱後、仕上圧延温度約８
９０℃、ランナウトでの７２０℃までの冷却時間約４
秒、巻取温度約６２５℃の条件で板厚２．０ｍｍの熱延
鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成形した後、
溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅絞りは約４
％とした。
鋼スラブを約１２５０℃に再加熱後、仕上圧延温度約８
９０℃、ランナウトでの７２０℃までの冷却時間約４
秒、巻取温度約６２５℃の条件で板厚２．０ｍｍの熱延
鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成形した後、
溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅絞りは約４
％とした。
【００３９】これら鋼管のミクロ組織を観察し、析出物
の平均粒径および組成を求めた。その結果を表２に示
す。ミクロ組織は断面をナイタールエッチング後に走査
型電子顕微鏡観察により評価し、析出物の平均粒径は、
薄膜の透過型電子顕微鏡観察により評価した。
の平均粒径および組成を求めた。その結果を表２に示
す。ミクロ組織は断面をナイタールエッチング後に走査
型電子顕微鏡観察により評価し、析出物の平均粒径は、
薄膜の透過型電子顕微鏡観察により評価した。
【００４０】また、これら鋼管からＪＩＳ１１号試験片
を切り出して引張試験を行い引張強度を求めるととも
に、これら鋼管の曲げ加工特性、液圧加工特性、溶接部
の材質均一性を求めた。その結果を表３に示す。
を切り出して引張試験を行い引張強度を求めるととも
に、これら鋼管の曲げ加工特性、液圧加工特性、溶接部
の材質均一性を求めた。その結果を表３に示す。
【００４１】曲げ加工性は、プレッシャーダイと心金と
を併用した回転引曲げによる限界曲げ半径（管中心軸の
曲げ半径）ρ（ｍｍ）と管外径ｄ（ｍｍ）との比ρ／ｄ
で鋼管の強度ＴＳ（ＭＰａ）を割った値ＴＳ／（ρ／
ｄ）（ＭＰａ）により評価した。値が大きいほど曲げ加
工性は良好となる。さらに、複合加工特性を評価する目
的で外径縮径率１０％の縮径加工後の限界曲げ半径ρ’
より、このときの限界曲げ半径ρ’（ｍｍ）と管外径
ｄ’（ｍｍ）との比ρ’／ｄ’の値も求めた。
を併用した回転引曲げによる限界曲げ半径（管中心軸の
曲げ半径）ρ（ｍｍ）と管外径ｄ（ｍｍ）との比ρ／ｄ
で鋼管の強度ＴＳ（ＭＰａ）を割った値ＴＳ／（ρ／
ｄ）（ＭＰａ）により評価した。値が大きいほど曲げ加
工性は良好となる。さらに、複合加工特性を評価する目
的で外径縮径率１０％の縮径加工後の限界曲げ半径ρ’
より、このときの限界曲げ半径ρ’（ｍｍ）と管外径
ｄ’（ｍｍ）との比ρ’／ｄ’の値も求めた。
【００４２】液圧加工特性は液圧自由バルジ試験時の破
断限界周長増加率により、変形部長さを２ｄ（ｄ：管外
形）とし、軸圧縮「なし」および「あり」の２条件で評
価した。軸圧縮力は、管体の応力比（軸方向応力／円周
方向応力）＝Ｗ／（２πｒ２Ｐ）＝−０．５となる条件
とした。ただし、Ｗ：圧縮応力、ｒ：肉厚中心半径、
Ｐ：内圧である。
断限界周長増加率により、変形部長さを２ｄ（ｄ：管外
形）とし、軸圧縮「なし」および「あり」の２条件で評
価した。軸圧縮力は、管体の応力比（軸方向応力／円周
方向応力）＝Ｗ／（２πｒ２Ｐ）＝−０．５となる条件
とした。ただし、Ｗ：圧縮応力、ｒ：肉厚中心半径、
Ｐ：内圧である。
【００４３】溶接部の材質均一性は、鋼管長さ２０ｍ毎
にｎ＝３０〜１００でサンプリングした鋼管を拡管試
験、扁平試験、シャルピー衝撃試験に供し、得られた限
界拡管率、限界扁平率、シャルピー吸収エネルギーから
平均値および標準偏差σをそれぞれ求め、（平均値−２
σ）の値を材質均一性の指標とした。なお、限界拡管率
は、６０°円錐を管端に押込み、亀裂の入った時の外径
ｄｂ（ｍｍ）と管の初期外形ｄ（ｍｍ）との比ｄｂ／ｄ
として求め、限界扁平率は、シームを圧縮方向と９０°
となるように扁平した際に亀裂の入った時の高さｈ（ｍ
ｍ）と初期外径ｄ（ｍｍ）とより（ｄ−ｈ）／ｄとして
求め、シャルピー吸収エネルギーは、溶接突合せ部より
円周方向に切出して展開したＪＩＳ Ｚ２２０２規定の
Ｖノッチ試験片の−２０℃での吸収エネルギーから求め
た。
にｎ＝３０〜１００でサンプリングした鋼管を拡管試
験、扁平試験、シャルピー衝撃試験に供し、得られた限
界拡管率、限界扁平率、シャルピー吸収エネルギーから
平均値および標準偏差σをそれぞれ求め、（平均値−２
σ）の値を材質均一性の指標とした。なお、限界拡管率
は、６０°円錐を管端に押込み、亀裂の入った時の外径
ｄｂ（ｍｍ）と管の初期外形ｄ（ｍｍ）との比ｄｂ／ｄ
として求め、限界扁平率は、シームを圧縮方向と９０°
となるように扁平した際に亀裂の入った時の高さｈ（ｍ
ｍ）と初期外径ｄ（ｍｍ）とより（ｄ−ｈ）／ｄとして
求め、シャルピー吸収エネルギーは、溶接突合せ部より
円周方向に切出して展開したＪＩＳ Ｚ２２０２規定の
Ｖノッチ試験片の−２０℃での吸収エネルギーから求め
た。
【００４４】表１のＮｏ．１〜１１は、成分組成が本発
明の範囲内であるとともに、粒径１０ｎｍ未満の微細炭
化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１
００％である本発明例であり、引張強度ＴＳが５９０〜
１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００Ｍ
Ｐａ以上、縮径後の限界曲げ半径ρ’／ｄ’が２．８以
下の優れた曲げ加工特性、軸圧縮なしでの周長増加率９
％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液
圧加工特性を示し、限界拡管率の（平均値−２σ）の値
が１．２５以上、限界扁平率の（平均値−２σ）の値が
０．７５以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー
の（平均値−２σ）の値が９０Ｊ／ｃｍ ２以上の良好な
溶接部の材質均一性を示した。
明の範囲内であるとともに、粒径１０ｎｍ未満の微細炭
化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１
００％である本発明例であり、引張強度ＴＳが５９０〜
１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００Ｍ
Ｐａ以上、縮径後の限界曲げ半径ρ’／ｄ’が２．８以
下の優れた曲げ加工特性、軸圧縮なしでの周長増加率９
％以上、軸圧縮ありで周長増加率１７％以上の優れた液
圧加工特性を示し、限界拡管率の（平均値−２σ）の値
が１．２５以上、限界扁平率の（平均値−２σ）の値が
０．７５以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー
の（平均値−２σ）の値が９０Ｊ／ｃｍ ２以上の良好な
溶接部の材質均一性を示した。
【００４５】一方、本発明範囲からＣ、Ｍｎが低く外れ
た鋼Ｌ、ＮのＮｏ．１２，１４は、微細な析出物の量が
不十分であり、また、Ｔｉ、Ｍｏが低く外れた鋼Ｑ、Ｓ
のＮｏ．１７，１９は、炭化物の粒径が１０ｎｍ以上で
あり、いずれも強度が５９０ＭＰａ未満でかつＴＳ／
（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低く、
限界拡管率の（平均値−２σ）の値が１．２５未満、限
界扁平率の（平均値−２σ）の値が０．７５未満、−２
０℃でのシャルピー吸収エネルギーの（平均値−２σ）
の値が９０Ｊ／ｃｍ２未満と溶接部の材質均一性も低か
った。本発明の範囲からＣ、Ｍｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｍｏが高
く外れた鋼Ｍ、Ｏ、Ｐ、Ｒ、ＴのＮｏ．１３，１５，１
６，１８，２０は、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未
満と曲げ加工特性が低く、軸圧縮なしでの周長増加率８
％以下、軸圧縮ありで周長増加率１４％以下と液圧加工
特性が低く、限界扁平率の（平均値−２σ）の値が０．
７５未満、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの
（平均値−２σ）の値が９０Ｊ／ｃｍ２未満と溶接部の
材質均一性も低かった。
た鋼Ｌ、ＮのＮｏ．１２，１４は、微細な析出物の量が
不十分であり、また、Ｔｉ、Ｍｏが低く外れた鋼Ｑ、Ｓ
のＮｏ．１７，１９は、炭化物の粒径が１０ｎｍ以上で
あり、いずれも強度が５９０ＭＰａ未満でかつＴＳ／
（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低く、
限界拡管率の（平均値−２σ）の値が１．２５未満、限
界扁平率の（平均値−２σ）の値が０．７５未満、−２
０℃でのシャルピー吸収エネルギーの（平均値−２σ）
の値が９０Ｊ／ｃｍ２未満と溶接部の材質均一性も低か
った。本発明の範囲からＣ、Ｍｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｍｏが高
く外れた鋼Ｍ、Ｏ、Ｐ、Ｒ、ＴのＮｏ．１３，１５，１
６，１８，２０は、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未
満と曲げ加工特性が低く、軸圧縮なしでの周長増加率８
％以下、軸圧縮ありで周長増加率１４％以下と液圧加工
特性が低く、限界扁平率の（平均値−２σ）の値が０．
７５未満、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの
（平均値−２σ）の値が９０Ｊ／ｃｍ２未満と溶接部の
材質均一性も低かった。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】次に、鋼成分組成が本発明の範囲内にある
鋼Ａ、鋼Ｇを表４に示す条件で熱間圧延して板厚２．０
ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成
形した後、溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅
絞りは約４％とした。得られた鋼管のミクロ組織と析出
物の平均粒径および組成を表５に、引張強度、曲げ加工
特性、液圧加工特性、溶接部の材質均一性を表６にそれ
ぞれ示す。
鋼Ａ、鋼Ｇを表４に示す条件で熱間圧延して板厚２．０
ｍｍの熱延鋼帯とし、酸洗、スリッティング、ロール成
形した後、溶接し、外径７０ｍｍの溶接鋼管とした。幅
絞りは約４％とした。得られた鋼管のミクロ組織と析出
物の平均粒径および組成を表５に、引張強度、曲げ加工
特性、液圧加工特性、溶接部の材質均一性を表６にそれ
ぞれ示す。
【００５０】熱延条件が本発明範囲内にあるＮｏ．２
１，２６は、粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が析出した
フェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であり、
引張強度ＴＳが５９０〜１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ
／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特
性、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで
周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性を示し、限
界拡管率の（平均値−２σ）の値が１．２５以上、限界
扁平率の（平均値−２σ）の値が０．７５以上、−２０
℃でのシャルピー吸収エネルギーの（平均値−２σ）の
値が９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な溶接部の材質均一性を
示した。
１，２６は、粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が析出した
フェライト組織が組織面分率で６０〜１００％であり、
引張強度ＴＳが５９０〜１１８０ＭＰａの範囲で、ＴＳ
／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ加工特
性、軸圧縮なしでの周長増加率９％以上、軸圧縮ありで
周長増加率１７％以上の優れた液圧加工特性を示し、限
界拡管率の（平均値−２σ）の値が１．２５以上、限界
扁平率の（平均値−２σ）の値が０．７５以上、−２０
℃でのシャルピー吸収エネルギーの（平均値−２σ）の
値が９０Ｊ／ｃｍ２以上の良好な溶接部の材質均一性を
示した。
【００５１】一方、スラブ加熱温度が本発明範囲から外
れたＮｏ．２７では、フェライト中の析出物粒径が２０
ｎｍ以上と大きく、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ未満
で、かつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加
工特性が低かった。仕上圧延温度、仕上圧延後７２０℃
までの冷却時間、巻取温度のいずれかが本発明の範囲か
ら外れたＮｏ．２２，２３，２４，２５，２８，２９，
３０，３１では、いずれもフェライト中の析出物粒径が
２０ｎｍ以上と大きく、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰ
ａ未満と曲げ加工特性が低く、液圧加工特性、溶接部の
材質均一性も低かった。
れたＮｏ．２７では、フェライト中の析出物粒径が２０
ｎｍ以上と大きく、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ未満
で、かつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加
工特性が低かった。仕上圧延温度、仕上圧延後７２０℃
までの冷却時間、巻取温度のいずれかが本発明の範囲か
ら外れたＮｏ．２２，２３，２４，２５，２８，２９，
３０，３１では、いずれもフェライト中の析出物粒径が
２０ｎｍ以上と大きく、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰ
ａ未満と曲げ加工特性が低く、液圧加工特性、溶接部の
材質均一性も低かった。
【００５２】
【表４】
【００５３】
【表５】
【００５４】
【表６】
【００５５】本発明の範囲内の溶接鋼管は、型内での液
圧加工特性にも優れ、曲げ、液圧、拡管、縮管などを複
合した成形においても優れた加工性を示す。
圧加工特性にも優れ、曲げ、液圧、拡管、縮管などを複
合した成形においても優れた加工性を示す。
【００５６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、
液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必
要な加工性と、優れた溶接部の材質均一性とを兼備した
高張力溶接鋼管を得ることができる。本発明の高張力溶
接鋼管は、サスペンションアーム、サスペンションメン
バー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シ
ャフト等の閉断面自動車構造部材素材として必要な強
度、加工性、溶接部の材質均一性を満たしており、これ
らの素材として極めて有効である。
引張強さ５９０〜１１８０ＭＰａの強度を有し、曲げ、
液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必
要な加工性と、優れた溶接部の材質均一性とを兼備した
高張力溶接鋼管を得ることができる。本発明の高張力溶
接鋼管は、サスペンションアーム、サスペンションメン
バー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シ
ャフト等の閉断面自動車構造部材素材として必要な強
度、加工性、溶接部の材質均一性を満たしており、これ
らの素材として極めて有効である。
【図１】鋼管のフェライト分率、フェライト組織中の析
出物の大きさと溶接部の材質均一性の関係を示すグラ
フ。
出物の大きさと溶接部の材質均一性の関係を示すグラ
フ。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 船川 義正
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 冨田 邦和
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 上井 清史
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 籔本 哲
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA09 EA11
EA13 EA15 EA17 EA18 EA19
EA20 EA22 EA23 EA25 EA27
EA31 EA32 EA33 EA36 EB05
EB08 EB09 EB11 FA00 FA02
FA03 FC04 FC05 FE02 GA08
JA06
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３５〜０．０９５％、 Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、 Ｍｏ：０．０１〜０．６５％、 Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．００７％以下、 Ｎ：０．００６％以下、 Ｏ：０．００４％以下、 残部が実質的にＦｅからなり、 Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式を満
たし、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が析出したフェ
ライト組織が組織面分率で６０〜１００％であることを
特徴とする加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力
溶接鋼管。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１） - 【請求項２】 さらに、重量％で、 Ｓｉ：０．００５〜０．７５％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０４０％、 Ｖ：０．００１〜０．０５０％、 Ｗ：０．００１〜０．５０％、 Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、 Ｂ：０．０００１〜０．０００９％、 Ｃａ：０．０００１〜０．００４０％、 ＲＥＭ：０．０００１〜０．００４０％ のうちの１種以上を含有することを特徴とする、請求項
１に記載の加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力
溶接鋼管。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２に記載の溶接鋼
管を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブを１１５０
℃以上に加熱した後、仕上げ圧延温度を８５０℃以上と
する熱間圧延を施し、仕上げ圧延後８秒間以内に７２０
℃以下まで冷却し、６００℃超〜６５０℃未満で巻取っ
て熱延鋼帯とし、酸洗、スリット後造管することを特徴
とする加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接
鋼管の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または請求項２の成分組成を有
し、粒径が１０ｎｍ未満の微細炭化物が析出したフェラ
イト組織が組織面分率で６０〜１００％であることを特
徴とする加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶
接鋼管素材用鋼帯。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002126689A JP3925291B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002126689A JP3925291B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003321747A true JP2003321747A (ja) | 2003-11-14 |
| JP3925291B2 JP3925291B2 (ja) | 2007-06-06 |
Family
ID=29541029
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002126689A Expired - Lifetime JP3925291B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
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|---|---|
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005264240A (ja) * | 2004-03-18 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008004453A1 (fr) * | 2006-07-05 | 2008-01-10 | Jfe Steel Corporation | Tube en acier soudé de haute tension pour élément structural automobile et son procédé de fabrication |
| JP2011038154A (ja) * | 2009-08-12 | 2011-02-24 | Jfe Steel Corp | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 |
| CN105506503A (zh) * | 2015-12-15 | 2016-04-20 | 苏州爱盟机械有限公司 | 一种车用前桥工字梁 |
| WO2018066249A1 (ja) * | 2016-10-03 | 2018-04-12 | 新日鐵住金株式会社 | トーションビーム用電縫鋼管 |
-
2002
- 2002-04-26 JP JP2002126689A patent/JP3925291B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
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|---|---|---|---|---|
| JP2005264240A (ja) * | 2004-03-18 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4547951B2 (ja) * | 2004-03-18 | 2010-09-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008004453A1 (fr) * | 2006-07-05 | 2008-01-10 | Jfe Steel Corporation | Tube en acier soudé de haute tension pour élément structural automobile et son procédé de fabrication |
| KR100996395B1 (ko) | 2006-07-05 | 2010-11-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법 |
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| JP6315157B1 (ja) * | 2016-10-03 | 2018-04-25 | 新日鐵住金株式会社 | トーションビーム用電縫鋼管 |
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| US11028456B2 (en) | 2016-10-03 | 2021-06-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electric resistance welded steel pipe for torsion beam |
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