JP7338590B2 - 電縫鋼管の異形断面鋼管製造用素材としての使用 - Google Patents
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Description
本発明は、電縫鋼管に関し、特に、低温靱性に優れる低炭素の組成でありながら、７８０ＭＰａ以上の高い引張強さと、優れた局部延性能および耐溶接熱影響部軟化特性とを兼ね備え、建機フレームなどの用途に好適に用いることができる電縫鋼管に関する。
油圧ショベルなどの建設機械やトラクタなどの農業機械をはじめとする各種作業車両においては、オペレーター保護の観点からキャビン（運転室）の強度を確保することが求められる。そのため、キャビンの骨格構成部材（キャビンフレーム）には鋼管が一般的に用いられている。そして近年では、機能性向上や軽量化の観点から、異形断面形状に加工された鋼管（異形断面鋼管）の適用が進められている。
例えば、特許文献１および特許文献２では、キャビン前方のピラーとして異形断面鋼管を用いることが提案されている。
異形断面鋼管を用いることにより、鋼管を薄肉化しても強度を確保できるため、軽量化の面で有利である。また、異形断面鋼管は、補強部品等との組み合わせが容易であり、機能的にも優れている。
そのため、キャビンフレームの素材として用いられる鋼管には、強度が高いことに加えて、複雑な異形断面形状への加工に対応するために成形性に優れることも求められる。特に、特許文献１および特許文献２に記載されているような密着扁平部を含む異形断面形状に加工する際に、密着扁平部における割れの発生を防止するためには、高い局部延性能が必要とされる。
しかし、引張強さと成形性とは相反する特性であるため、鋼管の引張強さを高めると、複雑な断面形状への成形が困難となる。そのため、従来のキャビンフレーム用鋼管の引張強さは、高くとも５９０ＭＰａ程度であった。しかし、さらなる安全性向上と軽量化のためには、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼管を用いることが求められる。
ここで、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼は、析出強化型と組織強化型の２種類に大別される。
析出強化型の高強度鋼では、軟質なフェライト相の中に、微細な析出物を分散させることで必要強度を確保している。しかし、析出強化型の高強度鋼を電縫鋼管に適用した場合、溶接部にて析出物が粗大化することで著しい軟化が生じるため、局部的に強度が不足する。
一方、組織強化型の高強度鋼としては、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト相の二相組織を有するＤＰ鋼や、ベイナイト単相鋼が挙げられる。ＤＰ鋼は、ある程度の加工度までの成形では優れた成形性を示すものの、密着扁平など成形限界に近いレベルで加工するとフェライトとマルテンサイトの界面で割れが生じる。すなわち、ＤＰ鋼は局部延性能が十分ではない。さらに、ＤＰ鋼における第二相であるマルテンサイト相は、溶接時の熱により焼き戻しを受けて軟化するため、局部的に強度が不足する。また、ベイナイト単層鋼は、微細組織が均一で局部延性能に優れるものの、全体的に成形性が劣位のため複雑な異形断面への成形に対応できない。また、建設機械などの作業車両は極寒冷地域で使用されることもあるため、低温靱性も重要な特性であるため、炭素量もできるだけ低い方が望ましい。しかし、ベイナイト単相鋼において７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成するためには、炭素量をかなり高くする必要があり、低温靱性の面で不利である。
さらに、キャビンフレームに使用される鋼管は、プラズマ溶接やアーク溶接など大入熱をともなう溶接方法で他の部品と接合されることが多い。そのため、溶接熱影響部（ＨＡＺ）で軟化が生じ、割れの原因となる。したがって、キャビンフレーム用鋼管には、大入熱溶接においてもＨＡＺ軟化が極力少ないことが望まれる。
また、建設機械などのクレーンのジブ（ブーム）には、鋼管を組み合わせてラチス構造としたものが用いられる。そのような用途に用いられる電縫鋼管にも、キャビンフレーム用電縫鋼管と同様に上述した優れた特性を備えることが求められる。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、低温靱性に優れる低炭素の組成でありながら、７８０ＭＰａ以上の高い引張強さと、優れた局部延性能および耐溶接熱影響部軟化特性とを兼ね備えた電縫鋼管を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するために検討を行った結果、以下の知見を得た。
まず、加工性に優れるフェライト相を主相とし、第二相としてベイナイトを適量含む組織とすることで７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保する。そして、前記組織において、フェライト相中に微細な炭化物を分散させて主相を強化することで、フェライト相とベイナイト相の硬さの差を小さくする。これにより、フェライト相とベイナイト相の界面での剥離が防止され、局部延性能が向上する。
上記知見を得るために行った実験の一つについて、以下、説明する。
まず、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．８％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００２％、Ｔｉ：０．１０％、Ｎｂ：０．０３％、Ｃｒ：０．１５％、およびＭｏ：０．１５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、主相としての析出強化したフェライト相と第２相としてのベイナイト相からなる微細組織を有する熱延鋼板を製造した。なお、製造条件を調整することにより、前記熱延鋼板の引張強さを一定の範囲（７８０～８２０ＭＰａ）に収めつつ、フェライト相とベイナイト相の分率およびフェライト相とベイナイト相の硬さの差を変化させた。
前記熱延鋼板を電縫溶接して、外径８９．１ｍｍ、管厚３．２ｍｍの電縫鋼管を製造した。得られた電縫鋼管のそれぞれに対し、図１に示すように管の断面が偏平となるように偏平加工を施し、割れが発生する直前の内側曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を測定した。前記曲げ半径Ｒと管厚ｔ（ｍｍ）から、下記（１）式を用いて、割れが発生する直前の曲げ外側における限界歪εmax（％）を求めた。
εmax＝ｔ／（２Ｒ＋ｔ）×１００（％）…（１）
εmax＝ｔ／（２Ｒ＋ｔ）×１００（％）…（１）
図２に、フェライト相とベイナイト相の硬さの差ΔＨＶと、限界歪εmaxとの関係を示す。ここで、フェライト相およびベイナイト相のビッカース硬さは、管円周方向断面について硬さの測定に影響が出ない程度に希釈したナイタール腐食液で微細組織を現出させた後、マイクロビッカース硬度計を用いて、荷重０．５ｋｇで測定した。測定は、各相につき１０点ずつ行い、それらの平均値の差をΔＨＶとした。なお、ここで「管円周方向断面」とは、管の長手方向に垂直な断面を指す。
図２に示したように、ΔＨＶが４０以内の場合、εmaxが９５％以上と、優れた局部延性能を示した。なお、いずれのサンプルにおいてもεmaxが１００％に満たないのは、扁平加工を行った際に、曲げ内側が完全密着せず、不可避的に空間が残ってしまうためである。ΔＨＶが４０以内のサンプルでは、すべて曲げ外側に目視で確認できる割れは発生していなかった。
図３にはΔＨＶが４０以内のサンプルにおける、ベイナイト相の面積率と限界歪εmaxとの関係を示す。なお、ベイナイト相の面積率は、パイプの円周方向断面をナイタール腐食した後、光学顕微鏡にて倍率４００倍で観察し、画像解析により算出した。前記観察は１０断面について行い、各断面における面積率の平均値を使用した。
図３に示したように、ベイナイト面積率が４０％を超えると、限界歪εmaxが急激に低下する。したがって、ベイナイト面積率が４０％以上であれば、優れた局部延性能が得られる。
本発明は上述の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．１～２．５％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１０％、
Ｎ ：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、および
Ｍｏ：０．０５～０．３０％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
主相としてのフェライト相と、第２相としてのベイナイトを含み、
前記フェライト相に含まれるＴｉ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、
前記フェライト相に含まれるＮｂ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、かつ、
ベイナイトの面積率が１０％以上、４０％未満である微細組織を有し、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差ΔＨＶが４０以下である、電縫鋼管。
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．１～２．５％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１０％、
Ｎ ：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、および
Ｍｏ：０．０５～０．３０％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
主相としてのフェライト相と、第２相としてのベイナイトを含み、
前記フェライト相に含まれるＴｉ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、
前記フェライト相に含まれるＮｂ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、かつ、
ベイナイトの面積率が１０％以上、４０％未満である微細組織を有し、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差ΔＨＶが４０以下である、電縫鋼管。
２．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｗ ：０．５％以下、
Ｖ ：０．５％以下、および
ＲＥＭ：０．０２％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含む、上記１に記載の電縫鋼管。
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｗ ：０．５％以下、
Ｖ ：０．５％以下、および
ＲＥＭ：０．０２％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含む、上記１に記載の電縫鋼管。
本発明によれば、低温靱性に優れる低炭素の組成でありながら、７８０ＭＰａ以上の高い引張強さと、優れた局部延性能および耐溶接熱影響部軟化特性とを兼ね備えた電縫鋼管を提供することができる。本発明の電縫鋼管は、一部密着部を含むような厳しい異形断面形状への加工にも耐えることができるため、キャビンフレーム用電縫鋼管、特に、キャビンフレーム用の異形断面鋼管の素材として、極めて好適に用いることができる。また、本発明の電縫鋼管を素材として用いることにより、キャビンフレームの強度を向上させつつ軽量化することができる。さらに、上記の優れた特性を有する本発明の電縫鋼管は、クレーンのジブ（ブーム）用電縫鋼管としても好適に用いることができる。すなわち、本発明の電縫鋼管は、建機フレーム用として好適に用いることができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。
［成分組成］
まず、本発明の電縫鋼管の成分組成について説明する。特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
まず、本発明の電縫鋼管の成分組成について説明する。特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５～０．２０％
Ｃは、鋼管の強度を向上させる作用を有する元素である。キャビンフレームなどに求められる強度（硬さ）を確保するためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、加工性や低温靱性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下とする。
Ｃは、鋼管の強度を向上させる作用を有する元素である。キャビンフレームなどに求められる強度（硬さ）を確保するためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、加工性や低温靱性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下とする。
Ｓｉ：０．０１～１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化元素としても作用する元素である。前記効果を得るためには０．０１％以上の含有を必要とする。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、１．０％を超えて含有すると、電縫溶接性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化元素としても作用する元素である。前記効果を得るためには０．０１％以上の含有を必要とする。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、１．０％を超えて含有すると、電縫溶接性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。
Ｍｎ：０．１～２．５％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度向上に寄与するとともに、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。キャビンフレームに求められる強度（硬さ）を確保するためには、０．１％以上の含有を必要とする。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、２．５％を超えて含有すると、靭性が低下することに加え、焼割れの危険が増大する。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以下、好ましくは２．０％以下とする。
Ｍｎは、固溶して鋼の強度向上に寄与するとともに、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。キャビンフレームに求められる強度（硬さ）を確保するためには、０．１％以上の含有を必要とする。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、２．５％を超えて含有すると、靭性が低下することに加え、焼割れの危険が増大する。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以下、好ましくは２．０％以下とする。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれる元素であり、粒界等に偏析し、耐溶接割れ性および靭性を低下させる。そのため、キャビンフレームとして用いるためにはＰ含有量を０．１％以下に低減する必要がある。そのため、Ｐ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、耐溶接割れ性および靭性を向上させるという観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。そのため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。
Ｐは、不純物として鋼中に含まれる元素であり、粒界等に偏析し、耐溶接割れ性および靭性を低下させる。そのため、キャビンフレームとして用いるためにはＰ含有量を０．１％以下に低減する必要がある。そのため、Ｐ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、耐溶接割れ性および靭性を向上させるという観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。そのため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、熱間加工性、靭性を低下させる元素である。キャビンフレームとして用いるためにはＳ含有量を０．０１％以下に低減する必要がある。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、熱間加工性、靭性を低下させる元素である。キャビンフレームとして用いるためにはＳ含有量を０．０１％以下に低減する必要がある。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。
Ａｌ：０．０１～０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮとして析出し、強度を高める効果を有する。前記効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とする。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、０．１０％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物量が増加し、加工性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮとして析出し、強度を高める効果を有する。前記効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とする。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、０．１０％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物量が増加し、加工性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
Ｔｉ：０．０１０～０．２０％以下
Ｔｉは、鋼中のＣと結合してＴｉＣを形成し、該ＴｉＣが主相であるフェライト中に微細分散することによってフェライト相のビッカース硬さが上昇する。したがって、Ｔｉを添加することにより、フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差を小さくし、局部延性能を高めることができる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では前記作用が十分に発揮されない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると鋼の加工性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下とする。
Ｔｉは、鋼中のＣと結合してＴｉＣを形成し、該ＴｉＣが主相であるフェライト中に微細分散することによってフェライト相のビッカース硬さが上昇する。したがって、Ｔｉを添加することにより、フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差を小さくし、局部延性能を高めることができる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では前記作用が十分に発揮されない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると鋼の加工性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０～０．１０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様、鋼中のＣと結合してＮｂＣを形成し、該ＮｂＣが主相であるフェライト中に微細分散することによってフェライト相のビッカース硬さが上昇する。したがって、Ｎｂを添加することにより、フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差を小さくし、局部延性能を高めることができる。前記効果を発揮するためには、０．０１０％以上の含有を必要とする。そのため、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、添加効果が飽和して含有量に見合う効果が得られないため、経済的に不利となる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎｂは、Ｔｉと同様、鋼中のＣと結合してＮｂＣを形成し、該ＮｂＣが主相であるフェライト中に微細分散することによってフェライト相のビッカース硬さが上昇する。したがって、Ｎｂを添加することにより、フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差を小さくし、局部延性能を高めることができる。前記効果を発揮するためには、０．０１０％以上の含有を必要とする。そのため、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、添加効果が飽和して含有量に見合う効果が得られないため、経済的に不利となる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎ：０．０００５～０．００５０％
Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼中の窒化物形成元素と結合し、結晶粒の粗大化の抑制、さらには焼戻後の強度増加に寄与する。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、０．００５０％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４％以下とする。
Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼中の窒化物形成元素と結合し、結晶粒の粗大化の抑制、さらには焼戻後の強度増加に寄与する。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、０．００５０％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４％以下とする。
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
Ｃｒは、固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｃｒは熱処理軟化抵抗を向上させる作用を有しているため、Ｃｒを添加することにより、キャビンフレームを周辺部品と大入熱溶接する際のＨＡＺ軟化を抑制することができる。これらの効果を発揮するには、０．０５％以上の含有が必要である。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上でとする。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えると、酸化物が形成されやすくなり、電縫溶接部にＣｒ酸化物が残存して溶接品質が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２０％以下とする。
Ｃｒは、固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｃｒは熱処理軟化抵抗を向上させる作用を有しているため、Ｃｒを添加することにより、キャビンフレームを周辺部品と大入熱溶接する際のＨＡＺ軟化を抑制することができる。これらの効果を発揮するには、０．０５％以上の含有が必要である。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上でとする。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えると、酸化物が形成されやすくなり、電縫溶接部にＣｒ酸化物が残存して溶接品質が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２０％以下とする。
Ｍｏ：０．０５～０．３０％、
Ｍｏは、固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に熱処理軟化抵抗を向上させる作用を有しているため、Ｍｏを添加することにより、キャビンフレームを周辺部品と大入熱溶接する際のＨＡＺ軟化を抑制することができる。これらの効果を発揮するには、０．０５％以上の含有が必要である。そのため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｍｏは高価な元素であり、過度な添加はコスト上昇につながる。また、過度にＭｏを添加してもその効果は飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２０％以下とする。
Ｍｏは、固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に熱処理軟化抵抗を向上させる作用を有しているため、Ｍｏを添加することにより、キャビンフレームを周辺部品と大入熱溶接する際のＨＡＺ軟化を抑制することができる。これらの効果を発揮するには、０．０５％以上の含有が必要である。そのため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｍｏは高価な元素であり、過度な添加はコスト上昇につながる。また、過度にＭｏを添加してもその効果は飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２０％以下とする。
本発明の一実施形態における電縫鋼管は、上記元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
また、本発明の他の実施形態においては、前記成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を向上させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｃｕは高価な合金元素であるため、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると材料コストの高騰を招く。そのため、Ｃｕ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性を向上させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｃｕは高価な合金元素であるため、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると材料コストの高騰を招く。そのため、Ｃｕ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様、焼入れ性を向上させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価な合金元素であるため、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると材料コストの高騰を招く。そのため、Ｎｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、焼入れ性を向上させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価な合金元素であるため、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると材料コストの高騰を招く。そのため、Ｎｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｗ：０．５％以下
Ｗは、Ｎｂと同様に、微細な炭化物を形成して強度（硬さ）の増加に寄与する元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５％を超えると、添加効果が飽和して含有量に見合う効果が得られないため、経済的に不利となる。そのため、Ｗ含有量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｗの添加効果を高めるという観点からは、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｗは、Ｎｂと同様に、微細な炭化物を形成して強度（硬さ）の増加に寄与する元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５％を超えると、添加効果が飽和して含有量に見合う効果が得られないため、経済的に不利となる。そのため、Ｗ含有量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｗの添加効果を高めるという観点からは、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．５％以下
Ｖは、ＮｂおよびＷと同様に、微細な炭化物を形成して強度（硬さ）の増加に寄与する元素である。しかし、Ｖ含有量が０．５％を超えると、添加効果が飽和して含有量に見合う効果が得られないため、経済的に不利となる。そのため、Ｖ含有量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｖの添加効果を高めるという観点からは、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖは、ＮｂおよびＷと同様に、微細な炭化物を形成して強度（硬さ）の増加に寄与する元素である。しかし、Ｖ含有量が０．５％を超えると、添加効果が飽和して含有量に見合う効果が得られないため、経済的に不利となる。そのため、Ｖ含有量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｖの添加効果を高めるという観点からは、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物系介在物の形態を微細な略球形の介在物に制御する作用を有する元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、疲労き裂の起点となる介在物の量が過剰となるため、かえって耐腐食疲労特性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限はとくに限定されないが、ＲＥＭの添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物系介在物の形態を微細な略球形の介在物に制御する作用を有する元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、疲労き裂の起点となる介在物の量が過剰となるため、かえって耐腐食疲労特性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限はとくに限定されないが、ＲＥＭの添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［微細組織］
本発明の電縫鋼管は、主相としてのフェライト相と、第２相としてのベイナイトを含み、前記フェライト相に含まれるＴｉ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、前記フェライト相に含まれるＮｂ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、かつ、ベイナイトの面積率が１０％以上、４０％未満である微細組織を有する。以下、上記微細組織の限定理由について説明する。
本発明の電縫鋼管は、主相としてのフェライト相と、第２相としてのベイナイトを含み、前記フェライト相に含まれるＴｉ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、前記フェライト相に含まれるＮｂ系炭化物の最大粒径が３０ｎｍ以下であり、かつ、ベイナイトの面積率が１０％以上、４０％未満である微細組織を有する。以下、上記微細組織の限定理由について説明する。
なお、本発明において「主相」とは、微細組織全体の中で、最大の面積率を有する相を指すものとする。また、本発明において「第２相」とは、微細組織全体の中で、２番目に大きい面積率を有する相を指すものとする。
Ｔｉ系炭化物の最大粒径：３０ｎｍ以下
Ｎｂ系炭化物の最大粒径：３０ｎｍ以下
本発明においては、主相としてのフェライト中を強化するために、前記フェライト中にＴｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物を析出させる。しかし、炭化物による強化効果は、該炭化物が可動転位の移動を阻害する、いわゆるピン止め効果に基づいており、ピン止め効果を発揮させるためには炭化物が微細である必要がある。そこで、前記Ｔｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物の最大粒径を、それぞれ３０ｎｍ以下とする。軟質なフェライト中に微細な炭化物を分散させて強化することで、フェライト相とベイナイト相の硬さの差が小さくなり、その結果、フェライト相とベイナイト相の界面での剥離が防止され、局部延性能が向上する。
Ｎｂ系炭化物の最大粒径：３０ｎｍ以下
本発明においては、主相としてのフェライト中を強化するために、前記フェライト中にＴｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物を析出させる。しかし、炭化物による強化効果は、該炭化物が可動転位の移動を阻害する、いわゆるピン止め効果に基づいており、ピン止め効果を発揮させるためには炭化物が微細である必要がある。そこで、前記Ｔｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物の最大粒径を、それぞれ３０ｎｍ以下とする。軟質なフェライト中に微細な炭化物を分散させて強化することで、フェライト相とベイナイト相の硬さの差が小さくなり、その結果、フェライト相とベイナイト相の界面での剥離が防止され、局部延性能が向上する。
ベイナイト面積率：１０％以上、４０％未満
ベイナイトの面積率が低いと、相対的にフェライトの面積率が高くなる。フェライト面積率が高すぎると、フェライト中に析出している炭化物の粗大化に起因する溶接時の強度低下が顕著となる。そこで、溶接時の強度低下を防止するために、ベイナイト面積率を１０％以上とする。一方、ベイナイトの面積率が４０％以上であると、加工性が低下し、厳しい加工に対応できなくなる。そのため、ベイナイト相の面積率を４０％未満とする。
ベイナイトの面積率が低いと、相対的にフェライトの面積率が高くなる。フェライト面積率が高すぎると、フェライト中に析出している炭化物の粗大化に起因する溶接時の強度低下が顕著となる。そこで、溶接時の強度低下を防止するために、ベイナイト面積率を１０％以上とする。一方、ベイナイトの面積率が４０％以上であると、加工性が低下し、厳しい加工に対応できなくなる。そのため、ベイナイト相の面積率を４０％未満とする。
ＴＳ：７８０ＭＰａ以上
作業者保護および軽量化の観点から、電縫鋼管の強度を向上させることが重要である。そこで、本発明では電縫鋼管の引張強さ（ＴＳ）を７８０ＭＰａ以上とする。一方、引張強さの上限は特に限定されないが、過度な強度上昇は加工性を低下させる。そのため、引張強さを１１８０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
作業者保護および軽量化の観点から、電縫鋼管の強度を向上させることが重要である。そこで、本発明では電縫鋼管の引張強さ（ＴＳ）を７８０ＭＰａ以上とする。一方、引張強さの上限は特に限定されないが、過度な強度上昇は加工性を低下させる。そのため、引張強さを１１８０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
ΔＨＶ：４０以下
フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差ΔＨＶが４０以下であれば、密着扁平加工のような延性限界に近い厳しい加工でも割れの発生を防止できる。そのため、ΔＨＶを４０以下とする。組織の均一性を高め、主相と第二相の硬さの差を極力小さくすることが局部延性能を向上させることになるので、ΔＨＶは小さい方が好ましく、下限については特に限定されない。
フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差ΔＨＶが４０以下であれば、密着扁平加工のような延性限界に近い厳しい加工でも割れの発生を防止できる。そのため、ΔＨＶを４０以下とする。組織の均一性を高め、主相と第二相の硬さの差を極力小さくすることが局部延性能を向上させることになるので、ΔＨＶは小さい方が好ましく、下限については特に限定されない。
上記電縫鋼管の寸法はとくに限定されることなく、任意のサイズとすることができる。しかし、キャビンフレームなどの用途への適用の観点からは、電縫鋼管の外径を６５～１２７ｍｍとすることが好ましい。また、同様の観点からは、電縫鋼管の管厚を３～１２ｍｍとすることが好ましい。
［製造条件］
次に、本発明の電縫鋼管の製造方法の一例について説明する。上述した微細組織および機械的特性を有する電縫鋼管を得るには、鋼管の素材となる熱延鋼板の製造条件が重要である。特に、微細な析出物を効果的に析出させて主相のフェライト相を強化するためには、以下の条件にて熱間鋼板を製造する必要がある。
次に、本発明の電縫鋼管の製造方法の一例について説明する。上述した微細組織および機械的特性を有する電縫鋼管を得るには、鋼管の素材となる熱延鋼板の製造条件が重要である。特に、微細な析出物を効果的に析出させて主相のフェライト相を強化するためには、以下の条件にて熱間鋼板を製造する必要がある。
スラブ加熱温度：１１００～１３００℃
まず、熱間圧延に先だって、上述した成分組成を有する鋼スラブをスラブ加熱温度まで加熱する。その際、前記スラブ加熱温度が低いと、鋼中のＴｉやＮｂなどの析出物を十分に溶解させることがでないため、最終的に得られる熱延鋼板中に、強化に有効な微細析出物を形成することができない。そのため、スラブ加熱温度は１１００℃以上とする必要がある。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、炭化物が粗大となることに加え、結晶粒が著しく粗大化し、靱性が低下する。そのため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とする必要がある。
まず、熱間圧延に先だって、上述した成分組成を有する鋼スラブをスラブ加熱温度まで加熱する。その際、前記スラブ加熱温度が低いと、鋼中のＴｉやＮｂなどの析出物を十分に溶解させることがでないため、最終的に得られる熱延鋼板中に、強化に有効な微細析出物を形成することができない。そのため、スラブ加熱温度は１１００℃以上とする必要がある。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、炭化物が粗大となることに加え、結晶粒が著しく粗大化し、靱性が低下する。そのため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とする必要がある。
次に、前記スラブ加熱温度まで加熱された鋼スラブ熱間圧延することにより、鋼管の素材となる熱延鋼板を製造する。前記熱間圧延は、通常と同じく、粗圧延と仕上圧延とを含むものであってよい。
前記粗圧延の条件は特に限定されず、常法に従って行うことができる。鋼圧延に粗圧延を施すことによってシートバーとし、前記シートバーを仕上圧延することにより熱延鋼板とする。
仕上圧延温度：Ａｒ３点以上、９５０℃以下
前記仕上圧延における仕上圧延終了温度は、被圧延材である鋼のＡｒ３点以上とする必要がある。仕上圧延終了温度がＡｒ３点未満である場合、仕上圧延がフェライトとオーステナイトの二相域で行われるため、著しく粗大な結晶粒と微細な結晶粒とが混在する混粒組織となる。そしてその結果、引張特性にバラツキが生じ、最終的に得られる鋼管の加工性、加工精度が低下する。また、鋼板表面に肌荒れが生じ、外観品質が劣化する。一方、仕上圧延終了温度が９５０℃を超えると、炭化物が粗大となることに加え、表面肌が劣化して製品の外観性を損ねる。そのため、仕上圧延終了温度は９５０℃以下とする。
前記仕上圧延における仕上圧延終了温度は、被圧延材である鋼のＡｒ３点以上とする必要がある。仕上圧延終了温度がＡｒ３点未満である場合、仕上圧延がフェライトとオーステナイトの二相域で行われるため、著しく粗大な結晶粒と微細な結晶粒とが混在する混粒組織となる。そしてその結果、引張特性にバラツキが生じ、最終的に得られる鋼管の加工性、加工精度が低下する。また、鋼板表面に肌荒れが生じ、外観品質が劣化する。一方、仕上圧延終了温度が９５０℃を超えると、炭化物が粗大となることに加え、表面肌が劣化して製品の外観性を損ねる。そのため、仕上圧延終了温度は９５０℃以下とする。
ここで、Ａｒ３点の値は、CALPHAD法に基づく熱力学平衡計算により算出することができる。具体的には、市販の熱力学平衡計算ソフトウェアであるThermo-Calc（Thermo-Calc Software社）を用いて求めることができる。
巻取温度：５００～７００℃
熱間圧延により得られた熱延鋼板は、次いでコイル状へ巻取られる。前記巻取の際の巻取温度が５００℃未満であると、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素の析出が進行せず、主相を十分に強化することができない。一方、巻取温度が７００℃を超えると、析出物が粗大化し、かえって強化効果が低下する。したがって、巻取温度は５００℃以上、７００℃以下とする。
熱間圧延により得られた熱延鋼板は、次いでコイル状へ巻取られる。前記巻取の際の巻取温度が５００℃未満であると、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素の析出が進行せず、主相を十分に強化することができない。一方、巻取温度が７００℃を超えると、析出物が粗大化し、かえって強化効果が低下する。したがって、巻取温度は５００℃以上、７００℃以下とする。
以上の条件で得られた熱延鋼板を用いて、電縫鋼管を製造する。熱延鋼板から電縫鋼管への加工は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、前記熱延鋼板を複数のロールにより連続して冷間成形して略円筒状のオープン管とし、次いで、前記オープン管の幅方向端部同士をスクイズロールで衝合し、電縫溶接して電縫鋼管とすることができる。前記電縫溶接は、例えば、高周波電気抵抗溶接、誘導加熱などにより行うことができる。
以下、本発明の作用効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有する鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延し、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。次いで、前記熱延鋼板を、冷間で複数のロールで連続的に成形し、略円筒状のオープン管とした。次いで、前記オープン管の円周方向端部同士を衝合、圧接し、高周波電気抵抗溶接法を用いて電縫溶接して電縫鋼管（外径８９．１ｍｍφ×肉厚３．２ｍｍ）とした。
得られた電縫鋼管のそれぞれについて、以下の手順で微細組織および機械的特性の評価を行い、その結果を表２に示した。
（フェライト面積率）
得られた電縫鋼管の円周方向断面（１０断面）をナイタール腐食した後、光学顕微鏡にて倍率４００倍で観察した。次いで、観察された１０断面の画像を画像解析してそれぞれの断面におけるフェライト面積率を算出し、平均値を求めた。
得られた電縫鋼管の円周方向断面（１０断面）をナイタール腐食した後、光学顕微鏡にて倍率４００倍で観察した。次いで、観察された１０断面の画像を画像解析してそれぞれの断面におけるフェライト面積率を算出し、平均値を求めた。
（析出物の最大粒径）
得られた電縫鋼管の円周方向断面を、透過型顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率２０～５０万倍で観察し、析出物の定性分析を行い、Ｔｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物を同定した。次いで、画像解析によりＴｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物それぞれの粒径を算出し、Ｔｉ系炭化物の最大粒径およびＮｂ系炭化物の最大粒径を求めた。
得られた電縫鋼管の円周方向断面を、透過型顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率２０～５０万倍で観察し、析出物の定性分析を行い、Ｔｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物を同定した。次いで、画像解析によりＴｉ系炭化物およびＮｂ系炭化物それぞれの粒径を算出し、Ｔｉ系炭化物の最大粒径およびＮｂ系炭化物の最大粒径を求めた。
（ベイナイト面積率）
ベイナイト面積率は、パイプの円周方向断面（１０断面）をナイタール腐食した後、光学顕微鏡にて倍率４００倍で観察し、画像解析によりベイナイトの面積率を測定し、平均値を求めた。
ベイナイト面積率は、パイプの円周方向断面（１０断面）をナイタール腐食した後、光学顕微鏡にて倍率４００倍で観察し、画像解析によりベイナイトの面積率を測定し、平均値を求めた。
（引張特性）
得られた電縫鋼管から、引張方向が管長手方向となるように、管状試験片（ＪＩＳ１１号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、および伸びＥｌ）を求めた。
得られた電縫鋼管から、引張方向が管長手方向となるように、管状試験片（ＪＩＳ１１号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、および伸びＥｌ）を求めた。
（ΔＨＶ）
得られた電縫鋼管におけるフェライト相およびベイナイト相のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さの測定に当たっては、まず、硬さの測定に影響が出ない程度に希釈したナイタール腐食液で管円周方向断面を腐食させ、管円周方向断面における微細組織を現出させた。その後、マイクロビッカース硬度計を用いてフェライト相とベイナイト相それぞれのビッカース硬さを、荷重０．５ｋｇで測定した。測定は１０点ずつ行い、それらの平均値の差をΔＨＶとした。
得られた電縫鋼管におけるフェライト相およびベイナイト相のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さの測定に当たっては、まず、硬さの測定に影響が出ない程度に希釈したナイタール腐食液で管円周方向断面を腐食させ、管円周方向断面における微細組織を現出させた。その後、マイクロビッカース硬度計を用いてフェライト相とベイナイト相それぞれのビッカース硬さを、荷重０．５ｋｇで測定した。測定は１０点ずつ行い、それらの平均値の差をΔＨＶとした。
（局部延性能）
電縫鋼管の局部延性能を評価するために、以下の手順で限界歪εmaxを測定した。得られた電縫鋼管のそれぞれに対し、図１に示すように曲げ加工を施し、割れが発生する直前の内側曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を測定した。前記曲げ半径Ｒと管厚ｔ（ｍｍ）から、下記（１）式を用いて、割れが発生する直前の曲げ外側における限界歪εmax（％）を求めた。
εmax＝ｔ／（２Ｒ＋ｔ）×１００（％）…（１）
電縫鋼管の局部延性能を評価するために、以下の手順で限界歪εmaxを測定した。得られた電縫鋼管のそれぞれに対し、図１に示すように曲げ加工を施し、割れが発生する直前の内側曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を測定した。前記曲げ半径Ｒと管厚ｔ（ｍｍ）から、下記（１）式を用いて、割れが発生する直前の曲げ外側における限界歪εmax（％）を求めた。
εmax＝ｔ／（２Ｒ＋ｔ）×１００（％）…（１）
（耐溶接熱影響部軟化特性）
電縫鋼管の耐溶接熱影響部軟化特性を評価するために、以下の手順でアーク溶接を行い、溶接熱影響部における最低ビッカース硬さを測定した。
電縫鋼管の耐溶接熱影響部軟化特性を評価するために、以下の手順でアーク溶接を行い、溶接熱影響部における最低ビッカース硬さを測定した。
得られた電縫鋼管の表面に単層ビードをアーク溶接し、溶接部を形成した。前記アーク溶接は以下の条件で実施した。
・溶接ワイヤ：５９０ＭＰａ級ソリッドワイヤ
・シールドガス：Ａｒ＋２０％ＣＯ2
・シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎ
・溶接電流：９０Ａ
・溶接電圧：２０Ｖ
・溶接速度：３００ｍｍ／ｍｉｎ（入熱：３．６ｋＪ／ｃｍ）
・溶接ワイヤ：５９０ＭＰａ級ソリッドワイヤ
・シールドガス：Ａｒ＋２０％ＣＯ2
・シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎ
・溶接電流：９０Ａ
・溶接電圧：２０Ｖ
・溶接速度：３００ｍｍ／ｍｉｎ（入熱：３．６ｋＪ／ｃｍ）
得られた溶接熱影響部における最低ビッカース硬さと、溶接熱の影響を全く受けない母材部のビッカース硬さとの差を耐溶接熱影響部軟化特性の指標として表２に示した。なお、溶接熱影響部における最低硬さは、ビード溶接方向に直交する断面における肉厚中心部のビッカース硬さを、ビッカース硬さ計（試験力：０．９８Ｎ（１００ｇ荷重））を用いて測定した。
得られた結果を表２に示す。本発明の条件を満たす電縫鋼管は、７８０ＭＰａ以上という高い引張強さと、εmaxが９５％以上という高い局部延性能とを兼ね備えていた。さらに、本発明の電縫鋼管は、溶接熱影響部の最低硬さと母材部硬さとの差が、ビッカース硬さで５０以下という優れた耐溶接熱影響部軟化特性を有していた。
Claims (2)
- 電縫鋼管の異形断面鋼管製造用素材としての使用であって、
前記電縫鋼管は、
質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．０１～１．０％、
Ｍｎ：０．１～２．５％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１０％、
Ｎ ：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、および
Ｍｏ：０．０５～０．３０％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
微細組織全体の中で最大の面積率を有する相と定義される主相としてのフェライト相と、第２相としてのベイナイトを含み、
前記フェライト相に含まれるＴｉ系炭化物の、前記電縫鋼管の円周方向断面における最大粒径が３０ｎｍ以下であり、
前記フェライト相に含まれるＮｂ系炭化物の、前記電縫鋼管の円周方向断面における最大粒径が３０ｎｍ以下であり、かつ、
前記電縫鋼管の円周方向断面におけるベイナイトの平均面積率が１０％以上、４０％未満である微細組織を有し、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
管厚が３ｍｍ以上であり、
フェライト相とベイナイト相のビッカース硬さの差ΔＨＶが４０以下である、電縫鋼管の異形断面鋼管製造用素材としての使用。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｗ ：０．３％以下、
Ｖ ：０．３％以下、および
ＲＥＭ：０．０２％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含む、請求項１に記載の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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| JP2003321748A (ja) | 2002-04-26 | 2003-11-14 | Jfe Steel Kk | 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 |
| JP2013133476A (ja) | 2011-12-26 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 耐サワー特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 |
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