JP4126949B2 - ハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造部材や足回り部材などの使途に好適な溶接鋼管に係り、とくにハイドロフォーミングにおける加工性（ハイドロフォーミング性）の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の構造部材として、種々の断面形状をもつ中空部材が使用されているが、従来、このような中空部材の製造方法としては、鋼板のプレス加工によって成形した部品同士をスポット溶接で接合して製造する方法が採用されてきた。
しかし、最近、自動車の構造部材用中空部材には、衝突時のより高い衝撃吸収能を有することが要求され、一層高強度化された素材が使用されるようになっている。このため、従来のプレス成形による方法では、成形欠陥がなく、また形状・寸法精度に優れた部材を製造することが次第に困難になってきている。
【０００３】
このような問題を解決するための新しい成形方法として、最近、ハイドロフォーミングが注目されている。ハイドロフォーミングは、鋼管の内部に高圧液体を注入して所望形状の部材に成形する成形方法であり、鋼管の断面寸法を拡管加工などにより変化させて、複雑な形状の部材を一体成形でき、強度・剛性を高めることができる優れた成形法である。
【０００４】
ところで、このハイドロフォーミングに供される鋼管としては、容易に強度が得られ、かつ安価であるＣ：0.10〜0.20質量％の低、中炭素鋼板からなる電縫鋼管が用いられることが多かった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このような中、低炭素鋼板からなる電縫鋼管にハイドロフォーミングを施すと、電縫鋼管自体の加工性がよくないために、十分な拡管を行うことができないという問題があった。
このような問題点に対し、電縫鋼管の加工性を高めるために、素材として、炭素量を著しく低減した極低炭素鋼板を用いることが考えられる。しかし、極低炭素電縫鋼管の場合には、ハイドロフォーミング性はよいものの、鋼管製造時の溶接熱により、シーム部近傍の結晶粒が粗大化して軟化するため、拡管時の変形がシーム部近傍に局部的に集中して、素材が持つ高延性を十分に発揮できないという問題がある。このため、ハイドロフォーミングに十分耐えられれる素材特性とシーム部品質を有する溶接鋼管が強く要望されている。
【０００６】
本発明は、上記した従来技術の問題点に鑑みてなされたものであり、厳しいハイドロフォーミング成形にも耐えられる、ハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管およびその製造方法を提案することを目的とする。
なお、本発明の溶接鋼管の具体的な目標特性は、引張強さＴＳが400MPa以上、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上、好ましくはｎ値が0.15以上あるいはｒ値が1.5 以上とし、限界拡管率 LBR を 40 ％以上（但し、 47 ％以下は除く）とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、溶接鋼管の組成、製造方法について鋭意検討した。その結果、Ｃ含有量を0.05〜0.2 ％の範囲とした溶接鋼管に、加熱条件を 700 〜 1100 ℃（但し 900 ℃以下は除く）とする加熱処理または均熱処理を施したのち、累積縮径率が35％以上、圧延終了温度が500 〜900 ℃とし、かつＡ r 3 変態点以下の温度域における累積縮径率を 20 ％以上とする絞り圧延を施すことにより、ｎ値とｒ値の積（ｎ×ｒ）が増加し、ハイドロフォーミング性が向上するという知見を得た。
【０００８】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.2 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接鋼管であって、引張強さＴＳが400MPa以上、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上で、かつ限界拡管率 LBR が 40 ％以上（但し、 47 ％以下は除く）であることを特徴とする造管後絞り圧延を施されてなるハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管であり、また、 第１の本発明では、前記ｎ値が0.15以上あるいはｒ値が1.5 以上であることが好ましく、また、 第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、次Ａ群または次Ｂ群
Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
なお、ｎ値は次（１）式
ｎ＝（ ln σ 10% − ln σ 5% ）／（ ln ｅ 10% − ln ｅ 5% ） ……（１）
ここで σ 10% ： 10 ％の引張を行ったときの真応力、
σ 5% ：５％の引張を行ったときの真応力
e 10 % ： 10 ％の引張を行ったときの真歪、
e 5% ：５％の引張を行ったときの真歪
で定義され、ｒ値は、次（２）式
ｒ＝ｌｎ（Ｗ i ／Ｗ f ）／ｌｎ（Ｌ f Ｗ f ／Ｌ i Ｗ i ）……（２）
ここで、Ｗ i ：最初の板幅、Ｗ f ：最終の板幅
Ｌ i ：最初の長さ、Ｌ f ：最終の長さ
で定義され、また LBR は次（３）式
LBR （％）＝（ｄ max −ｄ O ）／ｄ O × 100 ……（３）
ここで、ｄ max ：軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験でバーストしたときの試験体 の最大外径
ｄ O ：試験体の外径（製品管外径）
で定義される値を用いるものとする。
【０００９】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.2 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.01％以下を含有する組成の溶接鋼管を素材鋼管として、該素材鋼管に加熱条件を 700 ℃〜 1100 ℃（但し、 900 ℃以下を除く）とする加熱処理または均熱処理を施したのち、累積縮径率：35％以上で、 圧延終了温度：500 〜900 ℃とし、Ａ r 3 変態点以下の温度域における累積縮径率を 20 ％以上とする絞り圧延を施すことを特徴とする引張強さが400MPa以上、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上、を有するハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管の製造方法である。
【００１０】
また、第２の本発明では、前記組成に加えてさらに、次Ａ群または次Ｂ群
Ａ群： Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の溶接鋼管の組成限定理由について説明する。以下、組成に関する質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.05〜0.2 ％
Ｃは、鋼の強度増加に寄与する元素であるが、0.2 ％を超えて過剰に含有すると成形性が低下する。一方、0.05％未満の含有では、所望の引張強さを確保することができにくくなるうえ、溶接時に結晶粒が粗大化する傾向を示し、強度低下や不均一な変形の原因となる。このため、Ｃは0.05〜0.2 ％の範囲に限定した。
【００１２】
Si：1.0 ％以下
Siは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度に応じて好ましくは0.01％以上含有させるが、過剰に含有すると、表面性状の顕著な悪化を招き、ハイドロフォーミング時の限界拡管率 LBRが低下し、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、本発明ではSiは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.5 ％以下、より好ましくは0.2 ％以下である。
【００１３】
Mn：1.5 ％以下
Mnは、表面性状および溶接性を低下させることなく、強度を向上させる元素であり、所望の強度を確保するために、0.2 ％以上含有することが好ましい。一方、1.5 ％を超えて含有すると、ハイドロフォーミング時の限界拡管率LBR が低下し、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、Mnは1.5 ％以下に限定した。なお、好ましくは、0.2 〜1.3 ％である。
【００１４】
Ｐ：0.1 ％以下
Ｐは、強度の増加に有用な元素であるが、強度増加の観点からは0.01％以上含有することが好ましいが、0.1 ％を超えて含有すると溶接性が顕著に劣化する。このため、本発明ではＰは0.1 ％以下に限定した。なお、Ｐによる強化をさほど必要としない場合や溶接性が問題となる場合には、0.05％以下とすることが望ましい。
【００１５】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在するが、この非金属介在物を起点としてハイドロフォーミング時に鋼管が破断（バースト）する場合があり、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、Ｓはできるかぎり低減することが好ましいが、0.01％以下に低減すれば、ハイドロフォーミング性低下に対する影響は少なくなるため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、更なるハイドロフォーミング性向上の観点から、0.005 ％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.001 ％以下である。
【００１６】
Al：0.1 ％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素であり、0.01％以上含有することが望ましい。しかし、0.1 ％を超えて含有すると、酸化物系介在物量が増加し清浄度が低下する。このため、Alは0.1 ％以下に限定した。なお、好ましくは、ハイドロフォーミング時の割れの起点を少なくするという観点から、0.05％以下である。
【００１７】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、Alと結合して結晶粒を微細化する元素であり、このためには0.001 ％以上含有することが望ましいが、0.01％を超えて含有すると、延性を劣化させる。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。
本発明では、上記した成分組成に加えて、さらに、Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上、Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種、のうちの１群または２群を含有することができる。
【００１８】
Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上 Cr、Ti、Nb、Cu、Ni、Mo、Ｂは、いずれも延性を損なうことなく、強度を向上させることができる有用な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Cr、Ti、Nb、Cu、Ni、Moでは0.01％以上の含有で、Ｂでは0.0001％以上の含有で顕著に認められるが、Crで0.1 ％を、Ti、Nbで0.05％を、Cu、Ni、Moで1.0 ％を、Ｂで0.01％を超えて含有してもその効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利になるほか、かえって、延性、溶接性や鋼の熱間加工性および冷間加工性を低下させる。このため、Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下に限定することが好ましい。
【００１９】
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
Ca、REM は、いずれも非金属介在物の形態を球状とし、ハイドロフォーミング性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Ca、REM ともに0.0020％以上の含有で顕著となる。一方、0.02％を超えて含有すると、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。このため、Ca、REM ともに0.02％以下にすることが好ましい。なお、Ca、REM の両者を併用する場合には合計量で0.03％以下とすることが好ましい。
【００２０】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
上記した組成を有する、本発明の溶接鋼管は、引張強さＴＳが400MPa以上の高強度を有し、さらに、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上と高くバルジ成形性に優れた鋼管である。一方、ｎ×ｒが0.22未満ではバルジ成形性が不足する。なお、ｎ値は0.15以上であることが、変形を均等にするという観点から好ましい。また、局部的な減肉を抑えるという観点から、ｒ値は1.5 以上であることが好ましい。
【００２１】
また、本発明の溶接鋼管は、限界拡管率 LBRが40％以上（但し、 47 ％以下を除く）を有する鋼管である。ここで、限界拡管率LBR とは、次式
LBR （％）＝（ｄmax −ｄO ）／ｄO ×100 ……（３）
で定義されるものとする。なお、ｄmax はバースト（破断）時の最大外径（mm）、ｄ0 は試験前の外径（mm）である。ｄmax はバースト部分の周長を円周率πで除した値である。なお、本発明で用いる限界拡管率LBR は、軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験を実施して求めた値とする。
【００２２】
自由バルジ試験は、例えば、図１に示される２つ割りの金型２ａ、２ｂを、図２に示す構成のハイドロフォーミング加工装置を用いて、拡管を行うことにより実施できる。
図１は使用する金型の断面図である。上部金型２ａ、下部金型２ｂはそれぞれ、長さ方向両端側に、試験鋼管の外径ｄO に略等しい半筒状面で構成される鋼管保持部３を有する。また、長さ方向中央部には、径ｄC の半円筒状変形部４および傾斜角θ＝45°のテーパ状変形部５とよりなる変形部６を有する。なお、変形部６の長さｌc は鋼管の外径ｄO の２倍となっている。また、半円筒状変形部４の径ｄC は、鋼管の外径ｄO の２倍程度あればよい。
【００２３】
この上部金型２ａと下部金型２ｂとを使用して、図２に示すように、鋼管保持部３に鋼管１が嵌まるように、試験鋼管１を挟み込む。この状態で、試験鋼管１の両端から該試験鋼管１の内面側に、軸押シリンダ７ａを介して水等の液体を供給して、液圧Ｐを付与し、バーストするまで円形断面自由バルジ変形させる。そして、バースト（破断）した時の最大外径ｄmax を測定する。
【００２４】
なお、８は金型ホルダ、９はアウターリングであり、いずれも金型に鋼管を挟み込んだ状態に保持しておくためのものである。
なお、ハイドロフォーミングでは、管の両端を固定する場合と、管の両端から圧縮力を加える場合（軸方向圧縮という）とがある。一般に、軸方向圧縮の方が高い限界拡管率LBR を得ることが可能である。本発明では、限界拡管率は、管の両端から圧縮力を適宜負荷するものとする、軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験により求めるものとする。なお、この圧縮力の負荷は、図２において、軸押シリンダ７ａ、７ｂに対して軸方向に圧縮力Ｆを負荷することにより実施できる。
【００２５】
次に、本発明溶接鋼管の製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する溶接鋼管を素材鋼管として用いるが、この素材鋼管の製造手段はとくに限定されない。帯鋼を、冷間あるいは温間または熱間でロール成形あるいは曲げ加工してオープン管とし、該オープン管の両エッジ部を誘導加熱を利用し融点以上に加熱しスクイズロールで衝合溶接する電気抵抗溶接法、あるいは、オープン管の両エッジ部を誘導加熱を利用し融点未満の固相圧接温度域に加熱しスクイズロールで衝合圧接する固相圧接法、あるいは鍛接法、などがいずれも好適に用いることができる。なお、素材鋼管の製造に使用する帯鋼は、上記した組成の鋼を溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法によりスラブとし、該スラブを、熱間圧延により熱延鋼板とするか、さらに冷間圧延−焼鈍により冷延鋼板とした、熱間圧延鋼板、あるいは冷間圧延鋼板が好適に利用できる。
【００２６】
第２の本発明では、上記したような素材鋼管に、まず、加熱処理または均熱処理を施す。素材鋼管に施す加熱処理の条件は、 700 〜1100℃（但し 900 ℃以下は除く） とする。なお、素材鋼管の製造が温間または熱間で行われ、絞り圧延に際し、充分な温度を保有している場合には、管温度分布の均熱化のために均熱処理を施すのみで充分である。素材鋼管の保有する温度が低い場合には加熱処理を施すことはいうまでもない。
【００２７】
加熱処理または均熱処理を施された素材鋼管は、ついで絞り圧延を施される。
絞り圧延は、累積縮径率：35％以上とする。累積縮径率が35％未満では、ｎ値、ｒ値の向上が望めず、加工性、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、本発明では累積縮径率を35％以上に限定した。なお、累積縮径率の上限は偏肉率の増大を抑制すること生産性の観点から95％とすることが好ましい。なお、より好ましくは35〜90％である。また、更なるｒ値向上の観点からは、フェライト域にて高い圧下率で絞り圧延を施し、圧延集合組織を発達させることが肝要となる。そのためＡr3変態点以下の温度域における累積縮径率を20％以上とする。
【００２８】
絞り圧延における圧延終了温度は500 〜900 ℃とする。絞り圧延温度が500 ℃未満、または900 ℃を超えると、ｎ値、ｒ値の向上が望めず加工性が低下し、あるいは自由バルジ試験における限界拡管率の増加が望めず、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、本発明では絞り圧延の圧延終了温度を500 〜900 ℃に限定した。
【００２９】
なお、絞り圧延には、レデューサーと称される複数の孔型圧延機をタンデムに配列した圧延機列を使用することが好ましい。
本発明では、上記したような絞り圧延を上記した組成範囲の素材鋼管に施すことによりはじめて、引張強さＴＳ400MPa以上で、ｎ値×ｒ値が向上し、高強度鋼管のハイドロフォーミング性を顕著に向上させることができるのである。
【００３０】
【実施例】
表１に示す組成の鋼板（熱延鋼板または焼鈍済み冷間圧延鋼板）を、管状にロール成形した後、両端を誘導加熱により加熱し衝合接合して、溶接鋼管（外径：146 mmφ、肉厚：2.6mm ）とした。
これら溶接鋼管を素材鋼管として、素材鋼管に表２に示す条件で絞り圧延を施し、製品鋼管とした。
【００３１】
得られた製品鋼管から、長手方向に引張試験片（JIS 12号Ａ試験片）を採取し、製品鋼管の引張特性（ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ）、およびｎ値、ｒ値を求めた。ｎ値は、５〜10％間の真応力の変化に対する真歪の変化の比、すなわち、次式
ｎ＝（lnσ10% −lnσ5%）／（lnｅ10% −lnｅ5%） ……（１）
により求めた。なお、σは真応力、ｅは真歪である。
【００３２】
また、ｒ値は、引張試験における板厚真歪に対する板幅真歪の比で定義される。
ｒ＝ｌｎ（Ｗi ／Ｗf ）／ｌｎ（Ｔi ／Ｔf ）
ここで、Ｗi ：最初の板幅、Ｗf ：最終の板幅
Ｔi ：最初の板厚、Ｔf ：最終の板厚
ただし、板厚測定は、かなりの誤差を伴うため、通常は試験片の体積は一定であるとして、次式によりｒ値を求める。
【００３３】
ｒ＝ｌｎ（Ｗi ／Ｗf ）／ｌｎ（Ｌf Ｗf ／Ｌi Ｗi ） ……（２）
ここで、Ｗi ：最初の板幅、Ｗf ：最終の板幅
Ｌi ：最初の長さ、Ｌf ：最終の長さ
本発明では、ｒ値は、引張試験片にゲージ長さが２mmの歪ゲージを貼り付け、公称歪で６〜７％の引張を行った時の長手方向の真歪、幅方向の真歪を測定し、前記式により算出した。
【００３４】
また、製品鋼管を500 mmの長さに切断しハイドロフォーミング用試験体とした。この試験体を図２に示すように、ハイドロフォーミング加工装置にセットし、試験体の両端から水を供給して、円形断面自由バルジ変形させて、バーストさせた。バーストしたときの試験体の最大外径ｄmax を測定し、次式
LBR （％）＝（ｄmax −ｄO ）／ｄO ×100 ……（３）
から限界拡管率LBR を算出した。ここで、ｄO は試験体の外径（製品管外径）である。なお、使用した金型寸法は、図１におけるｌc が127mm 、ｄC が127mm 、ｒd が 5mm、ｌO が550mm 、θが45°とした。
【００３５】
得られた結果を表３に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
本発明例は、いずれも400MPa以上の引張強さを有し、ｎ値、ｒ値も高く、ｎ×ｒが0.22以上と加工性に優れ、LBR が 74 ％以上と優れたハイドロフォーミング性を有している。
これに対し、本発明範囲から外れる比較例は、ｎ×ｒが低く加工性に劣り、また、LBR が低くハイドロフォーミング性が劣り、ハイドロフォーミングを施される部材用としては適正を欠く製品管である。
【００４０】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、加工性に優れ、とくにハイドロフォーミング性に優れた構造部材用の溶接鋼管を、安価にまた生産性を低下させることなく製造することが可能になり、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】自由バルジ試験に用いる金型の一例を示す断面図である。
【図２】自由バルジ試験に用いるハイドロフォーミング加工装置の構成の一例を示す断面図である。
【符号の説明】
１ 試験体（試験鋼管）
２ 金型
２ａ 上部金型
２ｂ 下部金型
３ 鋼管保持部
４ 半円筒状変形部
５ テーパ状変形部
６ 変形部
７ａ、７ｂ 軸押シリンダ
８ 金型ホルダ
９ アウターリング
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造部材や足回り部材などの使途に好適な溶接鋼管に係り、とくにハイドロフォーミングにおける加工性（ハイドロフォーミング性）の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の構造部材として、種々の断面形状をもつ中空部材が使用されているが、従来、このような中空部材の製造方法としては、鋼板のプレス加工によって成形した部品同士をスポット溶接で接合して製造する方法が採用されてきた。
しかし、最近、自動車の構造部材用中空部材には、衝突時のより高い衝撃吸収能を有することが要求され、一層高強度化された素材が使用されるようになっている。このため、従来のプレス成形による方法では、成形欠陥がなく、また形状・寸法精度に優れた部材を製造することが次第に困難になってきている。
【０００３】
このような問題を解決するための新しい成形方法として、最近、ハイドロフォーミングが注目されている。ハイドロフォーミングは、鋼管の内部に高圧液体を注入して所望形状の部材に成形する成形方法であり、鋼管の断面寸法を拡管加工などにより変化させて、複雑な形状の部材を一体成形でき、強度・剛性を高めることができる優れた成形法である。
【０００４】
ところで、このハイドロフォーミングに供される鋼管としては、容易に強度が得られ、かつ安価であるＣ：0.10〜0.20質量％の低、中炭素鋼板からなる電縫鋼管が用いられることが多かった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このような中、低炭素鋼板からなる電縫鋼管にハイドロフォーミングを施すと、電縫鋼管自体の加工性がよくないために、十分な拡管を行うことができないという問題があった。
このような問題点に対し、電縫鋼管の加工性を高めるために、素材として、炭素量を著しく低減した極低炭素鋼板を用いることが考えられる。しかし、極低炭素電縫鋼管の場合には、ハイドロフォーミング性はよいものの、鋼管製造時の溶接熱により、シーム部近傍の結晶粒が粗大化して軟化するため、拡管時の変形がシーム部近傍に局部的に集中して、素材が持つ高延性を十分に発揮できないという問題がある。このため、ハイドロフォーミングに十分耐えられれる素材特性とシーム部品質を有する溶接鋼管が強く要望されている。
【０００６】
本発明は、上記した従来技術の問題点に鑑みてなされたものであり、厳しいハイドロフォーミング成形にも耐えられる、ハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管およびその製造方法を提案することを目的とする。
なお、本発明の溶接鋼管の具体的な目標特性は、引張強さＴＳが400MPa以上、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上、好ましくはｎ値が0.15以上あるいはｒ値が1.5 以上とし、限界拡管率 LBR を 40 ％以上（但し、 47 ％以下は除く）とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、溶接鋼管の組成、製造方法について鋭意検討した。その結果、Ｃ含有量を0.05〜0.2 ％の範囲とした溶接鋼管に、加熱条件を 700 〜 1100 ℃（但し 900 ℃以下は除く）とする加熱処理または均熱処理を施したのち、累積縮径率が35％以上、圧延終了温度が500 〜900 ℃とし、かつＡ r 3 変態点以下の温度域における累積縮径率を 20 ％以上とする絞り圧延を施すことにより、ｎ値とｒ値の積（ｎ×ｒ）が増加し、ハイドロフォーミング性が向上するという知見を得た。
【０００８】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.2 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接鋼管であって、引張強さＴＳが400MPa以上、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上で、かつ限界拡管率 LBR が 40 ％以上（但し、 47 ％以下は除く）であることを特徴とする造管後絞り圧延を施されてなるハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管であり、また、 第１の本発明では、前記ｎ値が0.15以上あるいはｒ値が1.5 以上であることが好ましく、また、 第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、次Ａ群または次Ｂ群
Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
なお、ｎ値は次（１）式
ｎ＝（ ln σ 10% − ln σ 5% ）／（ ln ｅ 10% − ln ｅ 5% ） ……（１）
ここで σ 10% ： 10 ％の引張を行ったときの真応力、
σ 5% ：５％の引張を行ったときの真応力
e 10 % ： 10 ％の引張を行ったときの真歪、
e 5% ：５％の引張を行ったときの真歪
で定義され、ｒ値は、次（２）式
ｒ＝ｌｎ（Ｗ i ／Ｗ f ）／ｌｎ（Ｌ f Ｗ f ／Ｌ i Ｗ i ）……（２）
ここで、Ｗ i ：最初の板幅、Ｗ f ：最終の板幅
Ｌ i ：最初の長さ、Ｌ f ：最終の長さ
で定義され、また LBR は次（３）式
LBR （％）＝（ｄ max −ｄ O ）／ｄ O × 100 ……（３）
ここで、ｄ max ：軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験でバーストしたときの試験体 の最大外径
ｄ O ：試験体の外径（製品管外径）
で定義される値を用いるものとする。
【０００９】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.2 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：1.5 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.01％以下を含有する組成の溶接鋼管を素材鋼管として、該素材鋼管に加熱条件を 700 ℃〜 1100 ℃（但し、 900 ℃以下を除く）とする加熱処理または均熱処理を施したのち、累積縮径率：35％以上で、 圧延終了温度：500 〜900 ℃とし、Ａ r 3 変態点以下の温度域における累積縮径率を 20 ％以上とする絞り圧延を施すことを特徴とする引張強さが400MPa以上、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上、を有するハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管の製造方法である。
【００１０】
また、第２の本発明では、前記組成に加えてさらに、次Ａ群または次Ｂ群
Ａ群： Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の溶接鋼管の組成限定理由について説明する。以下、組成に関する質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.05〜0.2 ％
Ｃは、鋼の強度増加に寄与する元素であるが、0.2 ％を超えて過剰に含有すると成形性が低下する。一方、0.05％未満の含有では、所望の引張強さを確保することができにくくなるうえ、溶接時に結晶粒が粗大化する傾向を示し、強度低下や不均一な変形の原因となる。このため、Ｃは0.05〜0.2 ％の範囲に限定した。
【００１２】
Si：1.0 ％以下
Siは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度に応じて好ましくは0.01％以上含有させるが、過剰に含有すると、表面性状の顕著な悪化を招き、ハイドロフォーミング時の限界拡管率 LBRが低下し、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、本発明ではSiは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.5 ％以下、より好ましくは0.2 ％以下である。
【００１３】
Mn：1.5 ％以下
Mnは、表面性状および溶接性を低下させることなく、強度を向上させる元素であり、所望の強度を確保するために、0.2 ％以上含有することが好ましい。一方、1.5 ％を超えて含有すると、ハイドロフォーミング時の限界拡管率LBR が低下し、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、Mnは1.5 ％以下に限定した。なお、好ましくは、0.2 〜1.3 ％である。
【００１４】
Ｐ：0.1 ％以下
Ｐは、強度の増加に有用な元素であるが、強度増加の観点からは0.01％以上含有することが好ましいが、0.1 ％を超えて含有すると溶接性が顕著に劣化する。このため、本発明ではＰは0.1 ％以下に限定した。なお、Ｐによる強化をさほど必要としない場合や溶接性が問題となる場合には、0.05％以下とすることが望ましい。
【００１５】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在するが、この非金属介在物を起点としてハイドロフォーミング時に鋼管が破断（バースト）する場合があり、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、Ｓはできるかぎり低減することが好ましいが、0.01％以下に低減すれば、ハイドロフォーミング性低下に対する影響は少なくなるため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、更なるハイドロフォーミング性向上の観点から、0.005 ％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.001 ％以下である。
【００１６】
Al：0.1 ％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素であり、0.01％以上含有することが望ましい。しかし、0.1 ％を超えて含有すると、酸化物系介在物量が増加し清浄度が低下する。このため、Alは0.1 ％以下に限定した。なお、好ましくは、ハイドロフォーミング時の割れの起点を少なくするという観点から、0.05％以下である。
【００１７】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、Alと結合して結晶粒を微細化する元素であり、このためには0.001 ％以上含有することが望ましいが、0.01％を超えて含有すると、延性を劣化させる。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。
本発明では、上記した成分組成に加えて、さらに、Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上、Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種、のうちの１群または２群を含有することができる。
【００１８】
Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上 Cr、Ti、Nb、Cu、Ni、Mo、Ｂは、いずれも延性を損なうことなく、強度を向上させることができる有用な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Cr、Ti、Nb、Cu、Ni、Moでは0.01％以上の含有で、Ｂでは0.0001％以上の含有で顕著に認められるが、Crで0.1 ％を、Ti、Nbで0.05％を、Cu、Ni、Moで1.0 ％を、Ｂで0.01％を超えて含有してもその効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利になるほか、かえって、延性、溶接性や鋼の熱間加工性および冷間加工性を低下させる。このため、Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下に限定することが好ましい。
【００１９】
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
Ca、REM は、いずれも非金属介在物の形態を球状とし、ハイドロフォーミング性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Ca、REM ともに0.0020％以上の含有で顕著となる。一方、0.02％を超えて含有すると、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。このため、Ca、REM ともに0.02％以下にすることが好ましい。なお、Ca、REM の両者を併用する場合には合計量で0.03％以下とすることが好ましい。
【００２０】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
上記した組成を有する、本発明の溶接鋼管は、引張強さＴＳが400MPa以上の高強度を有し、さらに、ｎ値とｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上と高くバルジ成形性に優れた鋼管である。一方、ｎ×ｒが0.22未満ではバルジ成形性が不足する。なお、ｎ値は0.15以上であることが、変形を均等にするという観点から好ましい。また、局部的な減肉を抑えるという観点から、ｒ値は1.5 以上であることが好ましい。
【００２１】
また、本発明の溶接鋼管は、限界拡管率 LBRが40％以上（但し、 47 ％以下を除く）を有する鋼管である。ここで、限界拡管率LBR とは、次式
LBR （％）＝（ｄmax −ｄO ）／ｄO ×100 ……（３）
で定義されるものとする。なお、ｄmax はバースト（破断）時の最大外径（mm）、ｄ0 は試験前の外径（mm）である。ｄmax はバースト部分の周長を円周率πで除した値である。なお、本発明で用いる限界拡管率LBR は、軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験を実施して求めた値とする。
【００２２】
自由バルジ試験は、例えば、図１に示される２つ割りの金型２ａ、２ｂを、図２に示す構成のハイドロフォーミング加工装置を用いて、拡管を行うことにより実施できる。
図１は使用する金型の断面図である。上部金型２ａ、下部金型２ｂはそれぞれ、長さ方向両端側に、試験鋼管の外径ｄO に略等しい半筒状面で構成される鋼管保持部３を有する。また、長さ方向中央部には、径ｄC の半円筒状変形部４および傾斜角θ＝45°のテーパ状変形部５とよりなる変形部６を有する。なお、変形部６の長さｌc は鋼管の外径ｄO の２倍となっている。また、半円筒状変形部４の径ｄC は、鋼管の外径ｄO の２倍程度あればよい。
【００２３】
この上部金型２ａと下部金型２ｂとを使用して、図２に示すように、鋼管保持部３に鋼管１が嵌まるように、試験鋼管１を挟み込む。この状態で、試験鋼管１の両端から該試験鋼管１の内面側に、軸押シリンダ７ａを介して水等の液体を供給して、液圧Ｐを付与し、バーストするまで円形断面自由バルジ変形させる。そして、バースト（破断）した時の最大外径ｄmax を測定する。
【００２４】
なお、８は金型ホルダ、９はアウターリングであり、いずれも金型に鋼管を挟み込んだ状態に保持しておくためのものである。
なお、ハイドロフォーミングでは、管の両端を固定する場合と、管の両端から圧縮力を加える場合（軸方向圧縮という）とがある。一般に、軸方向圧縮の方が高い限界拡管率LBR を得ることが可能である。本発明では、限界拡管率は、管の両端から圧縮力を適宜負荷するものとする、軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験により求めるものとする。なお、この圧縮力の負荷は、図２において、軸押シリンダ７ａ、７ｂに対して軸方向に圧縮力Ｆを負荷することにより実施できる。
【００２５】
次に、本発明溶接鋼管の製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する溶接鋼管を素材鋼管として用いるが、この素材鋼管の製造手段はとくに限定されない。帯鋼を、冷間あるいは温間または熱間でロール成形あるいは曲げ加工してオープン管とし、該オープン管の両エッジ部を誘導加熱を利用し融点以上に加熱しスクイズロールで衝合溶接する電気抵抗溶接法、あるいは、オープン管の両エッジ部を誘導加熱を利用し融点未満の固相圧接温度域に加熱しスクイズロールで衝合圧接する固相圧接法、あるいは鍛接法、などがいずれも好適に用いることができる。なお、素材鋼管の製造に使用する帯鋼は、上記した組成の鋼を溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法によりスラブとし、該スラブを、熱間圧延により熱延鋼板とするか、さらに冷間圧延−焼鈍により冷延鋼板とした、熱間圧延鋼板、あるいは冷間圧延鋼板が好適に利用できる。
【００２６】
第２の本発明では、上記したような素材鋼管に、まず、加熱処理または均熱処理を施す。素材鋼管に施す加熱処理の条件は、 700 〜1100℃（但し 900 ℃以下は除く） とする。なお、素材鋼管の製造が温間または熱間で行われ、絞り圧延に際し、充分な温度を保有している場合には、管温度分布の均熱化のために均熱処理を施すのみで充分である。素材鋼管の保有する温度が低い場合には加熱処理を施すことはいうまでもない。
【００２７】
加熱処理または均熱処理を施された素材鋼管は、ついで絞り圧延を施される。
絞り圧延は、累積縮径率：35％以上とする。累積縮径率が35％未満では、ｎ値、ｒ値の向上が望めず、加工性、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、本発明では累積縮径率を35％以上に限定した。なお、累積縮径率の上限は偏肉率の増大を抑制すること生産性の観点から95％とすることが好ましい。なお、より好ましくは35〜90％である。また、更なるｒ値向上の観点からは、フェライト域にて高い圧下率で絞り圧延を施し、圧延集合組織を発達させることが肝要となる。そのためＡr3変態点以下の温度域における累積縮径率を20％以上とする。
【００２８】
絞り圧延における圧延終了温度は500 〜900 ℃とする。絞り圧延温度が500 ℃未満、または900 ℃を超えると、ｎ値、ｒ値の向上が望めず加工性が低下し、あるいは自由バルジ試験における限界拡管率の増加が望めず、ハイドロフォーミング性が低下する。このため、本発明では絞り圧延の圧延終了温度を500 〜900 ℃に限定した。
【００２９】
なお、絞り圧延には、レデューサーと称される複数の孔型圧延機をタンデムに配列した圧延機列を使用することが好ましい。
本発明では、上記したような絞り圧延を上記した組成範囲の素材鋼管に施すことによりはじめて、引張強さＴＳ400MPa以上で、ｎ値×ｒ値が向上し、高強度鋼管のハイドロフォーミング性を顕著に向上させることができるのである。
【００３０】
【実施例】
表１に示す組成の鋼板（熱延鋼板または焼鈍済み冷間圧延鋼板）を、管状にロール成形した後、両端を誘導加熱により加熱し衝合接合して、溶接鋼管（外径：146 mmφ、肉厚：2.6mm ）とした。
これら溶接鋼管を素材鋼管として、素材鋼管に表２に示す条件で絞り圧延を施し、製品鋼管とした。
【００３１】
得られた製品鋼管から、長手方向に引張試験片（JIS 12号Ａ試験片）を採取し、製品鋼管の引張特性（ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ）、およびｎ値、ｒ値を求めた。ｎ値は、５〜10％間の真応力の変化に対する真歪の変化の比、すなわち、次式
ｎ＝（lnσ10% −lnσ5%）／（lnｅ10% −lnｅ5%） ……（１）
により求めた。なお、σは真応力、ｅは真歪である。
【００３２】
また、ｒ値は、引張試験における板厚真歪に対する板幅真歪の比で定義される。
ｒ＝ｌｎ（Ｗi ／Ｗf ）／ｌｎ（Ｔi ／Ｔf ）
ここで、Ｗi ：最初の板幅、Ｗf ：最終の板幅
Ｔi ：最初の板厚、Ｔf ：最終の板厚
ただし、板厚測定は、かなりの誤差を伴うため、通常は試験片の体積は一定であるとして、次式によりｒ値を求める。
【００３３】
ｒ＝ｌｎ（Ｗi ／Ｗf ）／ｌｎ（Ｌf Ｗf ／Ｌi Ｗi ） ……（２）
ここで、Ｗi ：最初の板幅、Ｗf ：最終の板幅
Ｌi ：最初の長さ、Ｌf ：最終の長さ
本発明では、ｒ値は、引張試験片にゲージ長さが２mmの歪ゲージを貼り付け、公称歪で６〜７％の引張を行った時の長手方向の真歪、幅方向の真歪を測定し、前記式により算出した。
【００３４】
また、製品鋼管を500 mmの長さに切断しハイドロフォーミング用試験体とした。この試験体を図２に示すように、ハイドロフォーミング加工装置にセットし、試験体の両端から水を供給して、円形断面自由バルジ変形させて、バーストさせた。バーストしたときの試験体の最大外径ｄmax を測定し、次式
LBR （％）＝（ｄmax −ｄO ）／ｄO ×100 ……（３）
から限界拡管率LBR を算出した。ここで、ｄO は試験体の外径（製品管外径）である。なお、使用した金型寸法は、図１におけるｌc が127mm 、ｄC が127mm 、ｒd が 5mm、ｌO が550mm 、θが45°とした。
【００３５】
得られた結果を表３に示す。
【００３６】
【表１】
【表２】
【表３】
本発明例は、いずれも400MPa以上の引張強さを有し、ｎ値、ｒ値も高く、ｎ×ｒが0.22以上と加工性に優れ、LBR が 74 ％以上と優れたハイドロフォーミング性を有している。
これに対し、本発明範囲から外れる比較例は、ｎ×ｒが低く加工性に劣り、また、LBR が低くハイドロフォーミング性が劣り、ハイドロフォーミングを施される部材用としては適正を欠く製品管である。
【００４０】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、加工性に優れ、とくにハイドロフォーミング性に優れた構造部材用の溶接鋼管を、安価にまた生産性を低下させることなく製造することが可能になり、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】自由バルジ試験に用いる金型の一例を示す断面図である。
【図２】自由バルジ試験に用いるハイドロフォーミング加工装置の構成の一例を示す断面図である。
【符号の説明】
１ 試験体（試験鋼管）
２ 金型
２ａ 上部金型
２ｂ 下部金型
３ 鋼管保持部
４ 半円筒状変形部
５ テーパ状変形部
６ 変形部
７ａ、７ｂ 軸押シリンダ
８ 金型ホルダ
９ アウターリング
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：0.05〜0.2 ％、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.5 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接鋼管であって、引張強さＴＳが400MPa以上、下記（１）式で定義されるｎ値と下記（２）式で定義されるｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上で、下記（３）式で定義される限界拡管率 LBR が 40 ％以上 ( 但し 47 ％以下を除く）であることを特徴とする造管後絞り圧延を施してなるハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管。
記
ｎ＝（ ln σ 10% − ln σ 5% ）／（ ln ｅ 10% − ln ｅ 5% ） ……（１）
ここで σ 10% ： 10 ％の引張を行ったときの真応力、
σ 5% ：５％の引張を行ったときの真応力
e 10 % ： 10 ％の引張を行ったときの真歪、
e 5% ：５％の引張を行ったときの真歪
ｒ＝ｌｎ（Ｗ i ／Ｗ f ）／ｌｎ（Ｌ f Ｗ f ／Ｌ i Ｗ i ）……（２）
ここで、Ｗ i ：最初の板幅、Ｗ f ：最終の板幅
Ｌ i ：最初の長さ、Ｌ f ：最終の長さ
LBR （％）＝（ｄ max −ｄ O ）／ｄ O × 100 ……（３）
ここで、ｄ max ：軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験でバーストしたときの試験体 の最大外径
ｄ O ：試験体の外径（製品管外径） - 前記ｎ値が0.15以上あるいは前記ｒ値が1.5 以上であることを特徴とする請求項１に記載の溶接鋼管。
- 前記組成に加えてさらに、下記Ａ群またはＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接鋼管。
記
Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種 - 質量％で、
Ｃ：0.05〜0.2 ％、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.5 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含有する組成の溶接鋼管を素材鋼管として、該素材鋼管に加熱条件を 700 〜 1100 ℃（但し 900 ℃以下は除く）とする加熱処理または均熱処理を施したのち、累積縮径率：35％以上で、 圧延終了温度：500 〜900 ℃とし、かつＡ r 3 変態点以下の温度域における累積縮径率を 20 ％以上となる絞り圧延を施すことを特徴とする引張強さが400MPa以上、下記（１）式で定義されるｎ値と下記（２）式で定義されるｒ値の積、ｎ×ｒが0.22以上を有するハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管の製造方法。
記
ｎ＝（ ln σ 10% − ln σ 5% ）／（ ln ｅ 10% − ln ｅ 5% ） ……（１）
ここで σ 10% ： 10 ％の引張を行ったときの真応力、
σ 5% ：５％の引張を行ったときの真応力
e 10 % ： 10 ％の引張を行ったときの真歪、
e 5% ：５％の引張を行ったときの真歪
ｒ＝ｌｎ（Ｗ i ／Ｗ f ）／ｌｎ（Ｌ f Ｗ f ／Ｌ i Ｗ i ）……（２）
ここで、Ｗ i ：最初の板幅、Ｗ f ：最終の板幅
Ｌ i ：最初の長さ、Ｌ f ：最終の長さ
LBR （％）＝（ｄ max −ｄ O ）／ｄ O × 100 ……（３）
ここで、ｄ max ：軸方向圧縮を付与した自由バルジ試験でバーストしたときの試験体 の最大外径
ｄ O ：試験体の外径（製品管外径） - 前記組成に加えてさらに、下記Ａ群またはＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする請求項４に記載の溶接鋼管の製造方法。
記
Ａ群：Cr：0.1 ％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうちの１種または２種
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