JP2003321748A - 加工性と疲労特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
加工性と疲労特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５９０ＭＰａ以上の強度を有し、優
れた加工性と、優れた疲労特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】 重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１８５
％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０１〜
０．４９％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ａｌ：
０．０１１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：
０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．０
０４％以下、残部が実質的にＦｅからなり、粒径が１０
ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３
〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出した
フェライト組織が組織面分率で６０〜１００％である。
れた加工性と、優れた疲労特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】 重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１８５
％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０１〜
０．４９％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ａｌ：
０．０１１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：
０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．０
０４％以下、残部が実質的にＦｅからなり、粒径が１０
ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３
〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出した
フェライト組織が組織面分率で６０〜１００％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、引張強さ５９０Ｍ
Ｐａ以上の強度を有し、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、優れた疲
労特性とを兼備し、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。
Ｐａ以上の強度を有し、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、優れた疲
労特性とを兼備し、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、疲労特
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、疲労特
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。しかし、この技術では疲労特性、特に成形加
工後の疲労特性が十分に得られない問題がある。
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。しかし、この技術では疲労特性、特に成形加
工後の疲労特性が十分に得られない問題がある。
【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、その加工性と疲労特
性、特に加工後の疲労特性に問題がある。
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、その加工性と疲労特
性、特に加工後の疲労特性に問題がある。
【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疲
労特性、特に部材成形加工後の疲労特性を兼備した高張
力溶接鋼管が得られていない。
術では、自動車等の構造部材に必要とされる加工性と疲
労特性、特に部材成形加工後の疲労特性を兼備した高張
力溶接鋼管が得られていない。
【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５９０ＭＰａ以上の強度を有し、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、優れた疲労特性とを兼備した、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５９０ＭＰａ以上の強度を有し、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、優れた疲労特性とを兼備した、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、疲労特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以下で、原子比でＭｏ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合炭化物を微細に析出させることで、所望の強
度、加工性、疲労特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、疲労特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以下で、原子比でＭｏ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合炭化物を微細に析出させることで、所望の強
度、加工性、疲労特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）〜（６）を提供する。
れたものであり、以下の（１）〜（６）を提供する。
【００１０】（１） 重量％で、Ｃ：０．０３５〜０．
１８５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０
１〜０．４９％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ａ
ｌ：０．０１１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：
０．００４％以下、残部が実質的にＦｅからなり、粒径
が１０ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝
０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が
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疲労特性に優れた高張
力溶接鋼管。
１８５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：０．０
１〜０．４９％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、Ａ
ｌ：０．０１１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：
０．００４％以下、残部が実質的にＦｅからなり、粒径
が１０ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝
０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が
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疲労特性に優れた高張
力溶接鋼管。
【００１１】（２） 上記（１）において、さらに、重
量％で、Ｓｉ：０．００５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０
１〜０．２４％、Ｎｂ：０．００１〜０．０６０％、
Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．
５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１
〜０．２４％、Ｂ：０．０００１〜０．０００６％、Ｃ
ａ：０．０００１〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．００
０１〜０．００４０％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疲労特性に優れた高張力溶接鋼
管。
量％で、Ｓｉ：０．００５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０
１〜０．２４％、Ｎｂ：０．００１〜０．０６０％、
Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｗ：０．００１〜０．
５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１
〜０．２４％、Ｂ：０．０００１〜０．０００６％、Ｃ
ａ：０．０００１〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．００
０１〜０．００４０％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疲労特性に優れた高張力溶接鋼
管。
【００１２】（３） 上記（１）または（２）におい
て、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式
を満たすことを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高
張力溶接鋼管。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
て、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式
を満たすことを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高
張力溶接鋼管。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
【００１３】（４） 上記（１）から（３）のいずれか
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５秒
間以内に７００℃以下まで冷却し、６００℃超〜６７５
℃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疲労特性に優れた高張力溶接
鋼管の製造方法。
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５秒
間以内に７００℃以下まで冷却し、６００℃超〜６７５
℃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疲労特性に優れた高張力溶接
鋼管の製造方法。
【００１４】（５） 上記（１）または（２）の成分組
成を有し、粒径が１０ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔ
ｉ＋Ｍｏ）＝０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）
複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６
０〜１００％であることを特徴とする加工性と疲労特性
に優れた高張力溶接鋼管素材用鋼帯。
成を有し、粒径が１０ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔ
ｉ＋Ｍｏ）＝０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）
複合炭化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６
０〜１００％であることを特徴とする加工性と疲労特性
に優れた高張力溶接鋼管素材用鋼帯。
【００１５】（６） 上記（５）において、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式を満たすこと
を特徴とする加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管
素材用鋼帯。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
ｏ、Ｎの重量％で表される以下の（１）式を満たすこと
を特徴とする加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管
素材用鋼帯。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
【００１６】
【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以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３
〜０．７７である微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析
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、疲労特
性を同時に有する溶接鋼管が得られる。このように疲労
特性、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以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３
〜０．７７である微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析
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、疲労特
性を同時に有する溶接鋼管が得られる。このように疲労
特性、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。
【００１７】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曲げ加工特性の関係を示す。
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）と管外形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。なお、この時のプレッシャーダイ押し力は座屈、し
わの発生しない最大応力とした。図中プロット内の数字
がＴＳ／（ρ／ｄ）の値である。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以下
の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させること
で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ
加工特性が得られることがわかる。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、析出物の組成
は、透過型電子顕微鏡に装備されたエネルギー分散型分
光装置により分析した。
組織中の析出物の大きさと曲げ加工特性の関係を示す。
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）と管外形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。なお、この時のプレッシャーダイ押し力は座屈、し
わの発生しない最大応力とした。図中プロット内の数字
がＴＳ／（ρ／ｄ）の値である。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以下
の極微細な（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させること
で、ＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ以上の優れた曲げ
加工特性が得られることがわかる。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、析出物の組成
は、透過型電子顕微鏡に装備されたエネルギー分散型分
光装置により分析した。
【００１８】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。
【００１９】図２に鋼管のフェライト組織中の析出物の
大きさ、析出物のＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）（原子比）の値
と鋼管の疲労特性との関係を示す。鋼管の疲労特性は、
直管の４点曲げ疲労試験と、曲げ管の一端を固定し、も
う一端を曲げ平面に垂直方向に変位させる曲げ捩り疲労
試験により評価した。直管の４点曲げ疲労試験は片振
り、周波数５Ｈｚの条件での１０６繰り返し疲れ限度σ
Ａ（最大主応力振幅の２倍）と鋼管強度ＴＳとの比（σ
Ａ／ＴＳ）で評価し、曲げ管の曲げ捩り疲労試験は、曲
げ半径ρ／ｄ＝２．０、曲げ角度９０°で回転引き曲げ
した後、両振り、周波数１Ｈｚの条件での５×１０５繰
り返し疲れ限度σＢ（最大主応力の応力振幅）と鋼管強
度ＴＳとの比（σＢ／ＴＳ）でそれぞれ評価した。素管
寸法はφ７０×２．０ｔ（ｍｍ）とした。図２の下段の
丸プロット内の数字がσＡ／ＴＳの値であり、図２の上
段の四角プロット内の数字がσＢ／ＴＳの値である。図
２から、フェライト組織中に粒径が１０ｎｍ以下、原子
比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３〜０．７７である
（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、（σ Ａ
／ＴＳ）≧０．６、（σＢ／ＴＳ）≧０．４５の優れた
疲労特性が得られることがわかる。
大きさ、析出物のＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）（原子比）の値
と鋼管の疲労特性との関係を示す。鋼管の疲労特性は、
直管の４点曲げ疲労試験と、曲げ管の一端を固定し、も
う一端を曲げ平面に垂直方向に変位させる曲げ捩り疲労
試験により評価した。直管の４点曲げ疲労試験は片振
り、周波数５Ｈｚの条件での１０６繰り返し疲れ限度σ
Ａ（最大主応力振幅の２倍）と鋼管強度ＴＳとの比（σ
Ａ／ＴＳ）で評価し、曲げ管の曲げ捩り疲労試験は、曲
げ半径ρ／ｄ＝２．０、曲げ角度９０°で回転引き曲げ
した後、両振り、周波数１Ｈｚの条件での５×１０５繰
り返し疲れ限度σＢ（最大主応力の応力振幅）と鋼管強
度ＴＳとの比（σＢ／ＴＳ）でそれぞれ評価した。素管
寸法はφ７０×２．０ｔ（ｍｍ）とした。図２の下段の
丸プロット内の数字がσＡ／ＴＳの値であり、図２の上
段の四角プロット内の数字がσＢ／ＴＳの値である。図
２から、フェライト組織中に粒径が１０ｎｍ以下、原子
比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）＝０．３３〜０．７７である
（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を析出させることで、（σ Ａ
／ＴＳ）≧０．６、（σＢ／ＴＳ）≧０．４５の優れた
疲労特性が得られることがわかる。
【００２０】次に、成分組成について説明する。本発明
の溶接鋼管の成分組成は、重量％で、Ｃ：０．０３５〜
０．１８５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：
０．０１〜０．４９％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５
％、Ａｌ：０．０１１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．００４％以下であり、さらに、Ｓｉ：０．００
５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２４％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２４％、Ｂ：０．０
００１〜０．０００６％、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。また、０．１５
≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１を満たすこと
が好ましい。
の溶接鋼管の成分組成は、重量％で、Ｃ：０．０３５〜
０．１８５％、Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、Ｍｏ：
０．０１〜０．４９％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５
％、Ａｌ：０．０１１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．００４％以下であり、さらに、Ｓｉ：０．００
５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２４％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２４％、Ｂ：０．０
００１〜０．０００６％、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。また、０．１５
≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１を満たすこと
が好ましい。
【００２１】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、疲労特性を得るために
必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を
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量の（Ｔｉ，Ｍｏ）複
合炭化物が得られず強度不足となり、一方、０．１８５
％を超えると炭化物の析出挙動が変化し、加工性と疲労
特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．０３５〜
０．１８５％とする。
必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を
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量の（Ｔｉ，Ｍｏ）複
合炭化物が得られず強度不足となり、一方、０．１８５
％を超えると炭化物の析出挙動が変化し、加工性と疲労
特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．０３５〜
０．１８５％とする。
【００２２】Ｍｎ： Ｍｎは（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物
の成長速度を抑制し、粒径が１０ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合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（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が十分に形成されないため
所望の強度、加工性、疲労特性が得られず、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。
の成長速度を抑制し、粒径が１０ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合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（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が十分に形成されないため
所望の強度、加工性、疲労特性が得られず、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。
【００２３】Ｍｏ： Ｍｏは所望の強度、加工性、疲労
特性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合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（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず、強
度、加工性不足となり、一方、０．４９％を超えると疲
労特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．０１
〜０．４９％とする。
特性を得るために必要なフェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合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（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が得られず、強
度、加工性不足となり、一方、０．４９％を超えると疲
労特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量を０．０１
〜０．４９％とする。
【００２４】Ｔｉ： ＴｉはＭｏと同様、所望の強度、
加工性、疲労特性を得るために必要なフェライト組織中
の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合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（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物
が得られず、強度、加工性不足となり、一方、０．１４
５％を超えると疲労特性が低下する。したがって、Ｔｉ
含有量を０．０１０〜０．１４５％とする。
加工性、疲労特性を得るために必要なフェライト組織中
の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合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（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物
が得られず、強度、加工性不足となり、一方、０．１４
５％を超えると疲労特性が低下する。したがって、Ｔｉ
含有量を０．０１０〜０．１４５％とする。
【００２５】Ａｌ： Ａｌは製鋼時の脱酸元素であると
ともに、熱延工程でのオーステナイト粒成長を抑制する
ことで（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を微細析出させるため
の必須元素である。しかし、その量が０．０１１％未満
ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると疲
労特性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量を０．０１
１〜０．１０％とする。
ともに、熱延工程でのオーステナイト粒成長を抑制する
ことで（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物を微細析出させるため
の必須元素である。しかし、その量が０．０１１％未満
ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると疲
労特性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量を０．０１
１〜０．１０％とする。
【００２６】Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ： これらはいずれも加工
性、疲労特性を低下させる不純物元素であり、Ｐは０．
０３％、Ｓは０．００４％、Ｎは０．００６％、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、疲労特性を低下させる不純物元素であり、Ｐは０．
０３％、Ｓは０．００４％、Ｎは０．００６％、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。
【００２７】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、１．５０％を超えると疲労特性が低
下するため、Ｓｉを添加する場合には、その含有量を
０．００５〜１．５０％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、１．５０％を超えると疲労特性が低
下するため、Ｓｉを添加する場合には、その含有量を
０．００５〜１．５０％とする。
【００２８】Ｃｒ： ＣｒはＭｎの（Ｔｉ，Ｍｏ）複合
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、０．２４％を超えると疲労特性が劣
化するため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を
０．０１〜０．２４％とする。
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、０．２４％を超えると疲労特性が劣
化するため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を
０．０１〜０．２４％とする。
【００２９】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０．０６０％、Ｖは０．０５０
％、Ｗは０．５０％を超えると加工性と疲労特性が低下
する。したがって、これらを添加する場合には、Ｎｂ：
０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％とする。なお、Ｔｉ
が０．０４１％未満の場合には、Ｎｂの強度を補完する
効果が０．０１７％で飽和するので、Ｎｂを０．０１８
％以上添加する場合はＴｉが０．０４１％以上であるこ
とが望ましい。
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０．０６０％、Ｖは０．０５０
％、Ｗは０．５０％を超えると加工性と疲労特性が低下
する。したがって、これらを添加する場合には、Ｎｂ：
０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．００１〜０．０５
０％、Ｗ：０．００１〜０．５０％とする。なお、Ｔｉ
が０．０４１％未満の場合には、Ｎｂの強度を補完する
効果が０．０１７％で飽和するので、Ｎｂを０．０１８
％以上添加する場合はＴｉが０．０４１％以上であるこ
とが望ましい。
【００３０】Ｎｉ，Ｃｕ： これらはＭｎの（Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合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、Ｎｉは０．５０％、Ｃｕは
０．２４％を超えると加工性と疲労特性が劣化するた
め、Ｎｉ，Ｃｕを添加する場合には、Ｎｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２４％とする。
ｏ）複合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、Ｎｉは０．５０％、Ｃｕは
０．２４％を超えると加工性と疲労特性が劣化するた
め、Ｎｉ，Ｃｕを添加する場合には、Ｎｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２４％とする。
【００３１】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、０．０００６％を超えると加
工性と疲労特性が低下するため、Ｂを添加する場合に
は、その含有量を０．０００１〜０．０００６％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、０．０００６％を超えると加
工性と疲労特性が低下するため、Ｂを添加する場合に
は、その含有量を０．０００１〜０．０００６％とす
る。
【００３２】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。
【００３３】｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ： フ
ェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物のサイズを
１０ｎｍ以下の微細なものとするためには、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、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好まし
い。これは、Ｔｉ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。｛Ｔｉ−（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て加工性と疲労強度とが低
下するおそれがある。
ェライト組織中の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物のサイズを
１０ｎｍ以下の微細なものとするためには、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、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好まし
い。これは、Ｔｉ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。｛Ｔｉ−（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て加工性と疲労強度とが低
下するおそれがある。
【００３４】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５秒間以内に７００℃以下
まで冷却し、６００℃超〜６７５℃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５秒間以内に７００℃以下
まで冷却し、６００℃超〜６７５℃で巻取って熱延鋼帯
とし、酸洗、スリット後造管する。
【００３５】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、
（Ｔｉ，Ｍｏ）複合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、
（Ｔｉ，Ｍｏ）複合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。
【００３６】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。
【００３７】熱延ランナウト冷却条件： （Ｔｉ，Ｍ
ｏ）複合炭化物の析出状態を制御し、粒径１０ｎｍ以下
に微細析出させ、原子比で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）
の値を０．３３〜０．７７の範囲とするためには熱延ラ
ンナウト冷却条件の制御が重要である。（Ｔｉ，Ｍｏ）
複合炭化物の成長を抑制し所望の原子比を有する（Ｔ
ｉ，Ｍｏ）複合炭化物を得るには熱延仕上げ圧延終了
後、５秒間以内に７００℃まで冷却する必要がある。
ｏ）複合炭化物の析出状態を制御し、粒径１０ｎｍ以下
に微細析出させ、原子比で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）
の値を０．３３〜０．７７の範囲とするためには熱延ラ
ンナウト冷却条件の制御が重要である。（Ｔｉ，Ｍｏ）
複合炭化物の成長を抑制し所望の原子比を有する（Ｔ
ｉ，Ｍｏ）複合炭化物を得るには熱延仕上げ圧延終了
後、５秒間以内に７００℃まで冷却する必要がある。
【００３８】巻取温度： 粒径が１０ｎｍ以下の（Ｔ
ｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織を組織
面分率で６０〜１００％とするには、熱延巻取温度を６
００℃超〜６７５℃とする必要がある。６７５℃を超え
ると（Ｔｉ，Ｍｏ）複合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。
ｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライト組織を組織
面分率で６０〜１００％とするには、熱延巻取温度を６
００℃超〜６７５℃とする必要がある。６７５℃を超え
ると（Ｔｉ，Ｍｏ）複合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。
【００３９】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％）
【００４０】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。
【００４１】
【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１２８０℃に再加熱後、仕上圧延温度約９
１５℃、ランナウトでの７００℃までの冷却時間約３
秒、巻取温度約６３０℃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１２８０℃に再加熱後、仕上圧延温度約９
１５℃、ランナウトでの７００℃までの冷却時間約３
秒、巻取温度約６３０℃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。
【００４２】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、析出物の平均粒径と組
成は、薄膜の透過型電子顕微鏡観察とエネルギー分散型
分光分析によりそれぞれ評価した。
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、析出物の平均粒径と組
成は、薄膜の透過型電子顕微鏡観察とエネルギー分散型
分光分析によりそれぞれ評価した。
【００４３】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、疲労特
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、疲労特
性を求めた。その結果を表３に示す。
【００４４】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。
【００４５】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。
【００４６】鋼管の疲労特性は、直管の４点曲げ疲労試
験と、曲げ管の一端を固定し、もう一端を曲げ平面に垂
直方向に変位させる曲げ捩り疲労試験により評価した。
直管の４点曲げ疲労試験は片振り、周波数５Ｈｚの条件
での１０６繰り返し疲れ限度σＡ（最大主応力振幅の２
倍）と鋼管強度ＴＳとの比（σＡ／ＴＳ）で評価し、曲
げ管の曲げ捩り疲労試験は、曲げ半径ρ／ｄ＝２．０、
曲げ角度９０°で回転引き曲げした後、両振り、周波数
１Ｈｚの条件での５×１０５繰り返し疲れ限度σＢ（最
大主応力の応力振幅）と鋼管強度ＴＳとの比（σＢ／Ｔ
Ｓ）でそれぞれ評価した。
験と、曲げ管の一端を固定し、もう一端を曲げ平面に垂
直方向に変位させる曲げ捩り疲労試験により評価した。
直管の４点曲げ疲労試験は片振り、周波数５Ｈｚの条件
での１０６繰り返し疲れ限度σＡ（最大主応力振幅の２
倍）と鋼管強度ＴＳとの比（σＡ／ＴＳ）で評価し、曲
げ管の曲げ捩り疲労試験は、曲げ半径ρ／ｄ＝２．０、
曲げ角度９０°で回転引き曲げした後、両振り、周波数
１Ｈｚの条件での５×１０５繰り返し疲れ限度σＢ（最
大主応力の応力振幅）と鋼管強度ＴＳとの比（σＢ／Ｔ
Ｓ）でそれぞれ評価した。
【００４７】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以下、原子比
で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）の値が０．３３〜０．７
７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライ
ト組織が組織面分率で６０〜１００％である本発明例で
あり、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上で、ＴＳ／（ρ
／ｄ）が４００ＭＰａ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、（σＡ／ＴＳ）≧
０．６、（σＢ／ＴＳ）≧０．４５の優れた疲労特性を
示した。
明の範囲内であるとともに、粒径１０ｎｍ以下、原子比
で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）の値が０．３３〜０．７
７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が析出したフェライ
ト組織が組織面分率で６０〜１００％である本発明例で
あり、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上で、ＴＳ／（ρ
／ｄ）が４００ＭＰａ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、（σＡ／ＴＳ）≧
０．６、（σＢ／ＴＳ）≧０．４５の優れた疲労特性を
示した。
【００４８】一方、本発明範囲からＣおよびＡｌが低く
外れた鋼Ｌ、Ｍｎが低く外れた鋼ＮのＮｏ．１２，１４
は、微細な析出物の量が不十分であり、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、また、いずれも析出物の組成が
本発明の範囲をはずれており、いずれも引張強度が５９
０ＭＰａ未満でかつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未
満と曲げ加工特性が低く、（σＡ／ＴＳ）が０．６未
満、（σＢ／ＴＳ）が０．４５未満と疲労特性が低かっ
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、フェライト組織面分率、析出物の平
均粒径、析出物組成のうち１項目以上が本発明の範囲外
となり、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、（σ Ａ／ＴＳ）が０．６未満、（σＢ／ＴＳ）が
０．４５未満と疲労特性も低かった。
外れた鋼Ｌ、Ｍｎが低く外れた鋼ＮのＮｏ．１２，１４
は、微細な析出物の量が不十分であり、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、また、いずれも析出物の組成が
本発明の範囲をはずれており、いずれも引張強度が５９
０ＭＰａ未満でかつＴＳ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未
満と曲げ加工特性が低く、（σＡ／ＴＳ）が０．６未
満、（σＢ／ＴＳ）が０．４５未満と疲労特性が低かっ
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、フェライト組織面分率、析出物の平
均粒径、析出物組成のうち１項目以上が本発明の範囲外
となり、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、（σ Ａ／ＴＳ）が０．６未満、（σＢ／ＴＳ）が
０．４５未満と疲労特性も低かった。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】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、疲労特性を表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、疲労特性を表６にそれぞれ示す。
【００５３】熱延条件が本発明範囲内にあるＮｏ．２
１，２６は、粒径１０ｎｍ以下、原子比で表したＭｏ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ）の値が０．３３〜０．７７である（Ｔ
ｉ，Ｍｏ）複合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
ＭＰａ以上で、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、（σＡ／ＴＳ）≧０．６、（σＢ／Ｔ
Ｓ）≧０．４５の優れた疲労特性を示した。
１，２６は、粒径１０ｎｍ以下、原子比で表したＭｏ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ）の値が０．３３〜０．７７である（Ｔ
ｉ，Ｍｏ）複合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
ＭＰａ以上で、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、（σＡ／ＴＳ）≧０．６、（σＢ／Ｔ
Ｓ）≧０．４５の優れた疲労特性を示した。
【００５４】一方、スラブ加熱温度、仕上圧延温度、仕
上圧延後７００℃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．２２〜２５，２７〜３
１では、いずれもフェライト中の析出物の粒径が２０ｎ
ｍ以上と大きく、原子比で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）
の値が０．３３未満あるいは０．７７を超えるため、Ｔ
Ｓ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低
く、強度に比して液圧加工特性が低く、（σＡ／ＴＳ）
が０．６未満、（σＢ／ＴＳ）が０．４５未満と疲労特
性も低かった。
上圧延後７００℃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．２２〜２５，２７〜３
１では、いずれもフェライト中の析出物の粒径が２０ｎ
ｍ以上と大きく、原子比で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）
の値が０．３３未満あるいは０．７７を超えるため、Ｔ
Ｓ／（ρ／ｄ）が４００ＭＰａ未満と曲げ加工特性が低
く、強度に比して液圧加工特性が低く、（σＡ／ＴＳ）
が０．６未満、（σＢ／ＴＳ）が０．４５未満と疲労特
性も低かった。
【００５５】
【表４】
【００５６】
【表５】
【００５７】
【表６】
【００５８】本発明の範囲内の溶接鋼管は、型内での液
圧加工特性に優れ、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し、複合した成形
後の疲労特性にも優れる。
圧加工特性に優れ、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し、複合した成形
後の疲労特性にも優れる。
【００５９】
【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５９０ＭＰａ以上の強度を有し、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、優れた疲労特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、疲労特
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５９０ＭＰａ以上の強度を有し、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、優れた疲労特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、疲労特
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
出物の大きさと曲げ加工特性の関係を示すグラフ。
出物の大きさと曲げ加工特性の関係を示すグラフ。
【図２】フェライト組織中の析出物の大きさ、析出物の
原子比で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）の値と鋼管の疲労
特性の関係を示すグラフ。
原子比で表したＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）の値と鋼管の疲労
特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 EA06 EA09
EA11 EA13 EA15 EA17 EA18
EA19 EA20 EA22 EA23 EA25
EA27 EA28 EA31 EA32 EA33
EA36 EB05 EB08 EB09 EB11
FA00 FA02 FA03 FB00 FC04
FC05 FE02 FE03 FE05 GA08
JA06
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３５〜０．１８５％、 Ｍｎ：０．７５〜１．９５％、 Ｍｏ：０．０１〜０．４９％、 Ｔｉ：０．０１０〜０．１４５％、 Ａｌ：０．０１１〜０．１０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００６％以下、 Ｏ：０．００４％以下、 残部が実質的にＦｅからなり、 粒径が１０ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）
＝０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物
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疲労特性に優れた高
張力溶接鋼管。 - 【請求項２】 さらに、重量％で、 Ｓｉ：０．００５〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０１〜０．２４％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０６０％、 Ｖ：０．００１〜０．０５０％、 Ｗ：０．００１〜０．５０％、 Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０１〜０．２４％、 Ｂ：０．０００１〜０．０００６％、 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に記載の加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管。 - 【請求項３】 Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下
の（１）式を満たすことを特徴とする請求項１または請
求項２に記載の加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼
管。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１） - 【請求項４】 請求項１から請求項３のいずれかに記載
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５秒間以内
に７００℃以下まで冷却し、６００℃超〜６７５℃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疲労特性に優れる高張力溶接鋼管の
製造方法。 - 【請求項５】 請求項１または請求項２の成分組成を有
し、粒径が１０ｎｍ以下で、原子比でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍ
ｏ）＝０．３３〜０．７７である（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭
化物が析出したフェライト組織が組織面分率で６０〜１
００％であることを特徴とする加工性と疲労特性に優れ
た高張力溶接鋼管素材用鋼帯。 - 【請求項６】 Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎの重量％で表される以下
の（１）式を満たすことを特徴とする請求項５に記載の
加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管素材用鋼帯。 ０．１５≦｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝／Ｍｏ≦１ ‥‥（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002126690A JP4007050B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と疲労特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 |
|---|---|---|---|
| JP2002126690A JP4007050B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と疲労特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 |
|---|---|
| JP2003321748A true JP2003321748A (ja) | 2003-11-14 |
| JP4007050B2 JP4007050B2 (ja) | 2007-11-14 |
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|---|---|---|---|
| JP2002126690A Expired - Fee Related JP4007050B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 加工性と疲労特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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| JP (1) | JP4007050B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005056856A1 (ja) * | 2003-12-12 | 2005-06-23 | Jfe Steel Corporation | 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法 |
| WO2005087966A1 (ja) * | 2004-03-11 | 2005-09-22 | Nippon Steel Corporation | 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| JP2007217736A (ja) * | 2006-02-15 | 2007-08-30 | Jfe Steel Kk | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管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 |
| JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
| JP2011038155A (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 |
| WO2013011660A1 (ja) * | 2011-07-20 | 2013-01-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 温間成形用高強度鋼板およびその製造方法 |
| 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 |
| JP2022035868A (ja) * | 2020-08-21 | 2022-03-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管 |
-
2002
- 2002-04-26 JP JP2002126690A patent/JP4007050B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1693476A4 (en) * | 2003-12-12 | 2009-07-22 | Jfe Steel Corp | STEEL PRODUCT FOR AUTOMOTIVE COMPONENT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP1693476A1 (en) * | 2003-12-12 | 2006-08-23 | JFE Steel Corporation | Steel product for structural member of automobile and method for production thereof |
| US8747578B2 (en) | 2003-12-12 | 2014-06-10 | Jfe Steel Corporation | Steel for structural part of automobile and method for producing the same |
| CN100436629C (zh) * | 2003-12-12 | 2008-11-26 | 杰富意钢铁株式会社 | 汽车构造部件用钢材及其制造方法 |
| WO2005056856A1 (ja) * | 2003-12-12 | 2005-06-23 | Jfe Steel Corporation | 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法 |
| WO2005087966A1 (ja) * | 2004-03-11 | 2005-09-22 | Nippon Steel Corporation | 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| JP2007217736A (ja) * | 2006-02-15 | 2007-08-30 | Jfe Steel Kk | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
| KR100996395B1 (ko) | 2006-07-05 | 2010-11-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법 |
| US7887649B2 (en) | 2006-07-05 | 2011-02-15 | Jfe Steel Corporation | High-tensile strength welded steel tube for structural parts of automobiles and method of producing the same |
| 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 |
| JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
| JP2011038155A (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 |
| WO2013011660A1 (ja) * | 2011-07-20 | 2013-01-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 温間成形用高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2013023721A (ja) * | 2011-07-20 | 2013-02-04 | Jfe Steel Corp | 温間成形用高強度鋼板およびその製造方法 |
| 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 |
| US11028456B2 (en) | 2016-10-03 | 2021-06-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electric resistance welded steel pipe for torsion beam |
| JP2022035868A (ja) * | 2020-08-21 | 2022-03-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管 |
| JP7338590B2 (ja) | 2020-08-21 | 2023-09-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管の異形断面鋼管製造用素材としての使用 |
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