JPWO2014119802A1

JPWO2014119802A1 - 電縫鋼管

Info

Publication number: JPWO2014119802A1
Application number: JP2014559807A
Authority: JP
Inventors: 昌利荒谷; 岡部　能知; 能知岡部; 俊介豊田; 河端　良和; 良和河端; 弘道堀
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2013-01-31
Filing date: 2014-01-30
Publication date: 2017-01-26
Anticipated expiration: 2034-01-30
Also published as: JP5892267B2; KR20150099831A; CN104968821B; CN104968821A; KR101710816B1; US20150368768A1; EP2952601A1; WO2014119802A1; EP2952601A4; EP2952601B1

Abstract

疲労強度に優れた電縫鋼管を提供する。成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｒ：０．１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、パーライト、フェライトおよびベイナイトからなり、前記パーライトの面積分率を８５％以上、前記フェライトの面積分率および前記ベイナイトの面積分率（０を含む）の合計を１５％以下とし、旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上である電縫鋼管。

Description

本発明は、疲労特性（ｆａｔｉｇｕｅｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃ）に優れた電縫鋼管（ｅｌｅｃｔｒｉｃｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｗｅｌｄｅｄｓｔｅｅｌｐｉｐｅ）に関するものである。

自動車産業では、軽量化（ｗｅｉｇｈｔｓａｖｉｎｇ）と剛性（ｓｔｉｆｆｎｅｓｓｐｒｏｐｅｒｔｙ）を両立させるために、従来、棒鋼（ｂａｒｓｔｅｅｌ）が適用されていたドライブシャフト（ｄｒｉｖｅｓｈａｆｔ）等に代表される駆動系部品（ｄｒｉｖｉｎｇｐａｒｔ）の中空化（ｈｏｌｌｏｗｉｎｇ）が進められている。このような中空化に使用される素材の一つとして、継目無鋼管（ｓｅａｍｌｅｓｓｓｔｅｅｌｐｉｐｅ）が提案されており、例えば、特許文献１には、鋼組成を所望範囲内に制御した継目無鋼管を素材とし、焼入れ後のオーステナイト結晶粒度番号（ａｕｓｔｅｎｉｔｅｇｒａｉｎｓｉｚｅｎｕｍｂｅｒ）が９以上である優れた冷間加工性（ｃｏｌｄｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）、焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）、靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）およびねじり疲労強度（ｔｏｒｓｉｏｎｆａｔｉｇｕｅｓｔｒｅｎｇｔｈ）（以下単に疲労強度と呼ぶ事もある）を兼ね備え、安定した疲労寿命（ｆａｔｉｇｕｅｌｉｆｅ）を発揮する中空駆動軸（ｈｏｌｌｏｗｄｒｉｖｅａｘｉｓ）が開示されている。

しかしながら、継目無鋼管にはその製造方法上、表面脱炭（ｓｕｒｆａｃｅｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）や表面疵が大きくて十分な耐疲労特性を得るためには表面を研削、研磨しなければならないという問題や、偏心偏肉（ｕｎｅｖｅｎｎｅｓｓａｎｄｅｃｃｅｎｔｒｉｃｉｔｙｉｎｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）があって回転物（ｒｏｔａｔｅｄｏｂｊｅｃｔ）には必ずしも適さないという問題もある。

一方、上記した問題の少ない電縫鋼管をドライブシャフト用途に用いることが検討されてきた。例えば、特許文献２には、鋼組成を所望範囲内に制御した電縫鋼管を素材とし、電縫部（ｗｅｌｄｏｆＥＲＷ）およびその近傍に対し焼入れ、焼戻し処理を施すことで硬化処理（ｈａｒｄｅｎｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ）し、鋼管自体の強度を高める技術が開示されている。

国際公開ＷＯ２００６／１０４０２３号公報特開２００２−３５６７４２号公報

しかしながら、電縫鋼管は継目無鋼管に比べれば寸法精度に優れるものの、ドライブシャフトなど非常に高い寸法精度が要求される用途に対しては、冷間引抜き加工（ｃｏｌｄｄｒａｗｉｎｇ）による寸法精度（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｃｃｕｒａｃｙ）の向上が必要となる。その場合、冷間引抜き加工後に焼準（ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）を行う必要がある。その理由は、（１）冷間引抜き加工ままでは加工歪み（ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｓｔｒａｉｎ）の影響により靭性が低下している、（２）電縫溶接部は溶接時の急熱および、急冷の熱履歴（ｔｈｅｒｍａｌｈｉｓｔｏｒｙ）を経て焼きが入り局部的に硬質化している、（３）電縫溶接の接合面には炭素濃度の低い白色層（ｗｈｉｔｅｌａｙｅｒ）と呼ばれる薄い層が存在する、などの問題を焼準により解消するためである。

焼準を行わないと、電縫鋼管は低靭性ゆえに、実使用環境で脆性破壊（ｂｒｉｔｔｌｅｆａｉｌｕｒｅ）を起こす危険性がある。また、ドライブシャフトの場合、繰り返しの剪断応力（ｓｈｅａｒｉｎｇｓｔｒｅｓｓ）、曲げ応力（ｂｅｎｄｉｎｇｓｔｒｅｓｓ）が負荷されるため、電縫溶接部およびその近傍部に局部的な応力集中（ｓｔｒｅｓｓｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ）が発生し短寿命で疲労破壊（ｆａｔｉｇｕｅｂｒｅａｋｉｎｇ）を起こす危険性がある。従って、焼準処理はドライブシャフトに電縫鋼管を適用する上で極めて重要であると同時に、最終製品となる鋼管の特性に大きな影響を与える処理である。

高炭素鋼を電縫鋼管の素材とした場合、焼準後の冷却速度のバラツキにより金属組織（ｍｅｔａｌｌｉｃｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）からマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）まで大きく変化する。従って、マルテンサイト組織の生成もあり得るので、高炭素鋼を電縫鋼管の素材とする場合は、特許文献１や特許文献２に開示されたように、靭性確保の観点から焼戻し処理が必須工程となり、製造コストの上昇を招くという問題点がある。

本発明は、上記課題を解決すべく、高炭素鋼を電縫鋼管の素材とした場合も、焼準後の金属組織および引張強度が、焼準での冷却速度の影響を受けにくく、安定した疲労強度を確保することができる電縫鋼管を提供することを目的とする。

発明者らは上記課題を解決するために、鋭意検討を行った結果、鋼中のＡｌ量を適正範囲内に制御することで、焼準後の金属組織および引張強度が、焼準後の冷却速度の影響を受けにくく、安定した疲労強度を確保することができること。さらには、旧オーステナイト粒径（ｐｒｉｍａｒｙａｕｓｔｅｎｉｔｅｇｒａｉｎｓｉｚｅ）を適正範囲内に制御することで、同程度の引張強度を有すフェライト、パーライト鋼であっても、（１）パーライト自体の強度が高く、（２）疲労亀裂伝播抵抗（ｆａｔｉｇｕｅｃｒａｃｋｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）も高くすることが可能となり、より高い疲労強度が得られることを知見した。

発明者らは鋼規格ＳＡＥ１５４１（０．４２％Ｃ−１．５％Ｍｎ−０．００３５％Ｎ）を基本成分とし、Ａｌ量を変化させた熱延鋼板（巻取り温度６５０℃）を素材とし、これをロール成形と高周波抵抗溶接（ｈｉｇｈ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｗｅｌｄｉｎｇ）により電縫鋼管（外径８９ｍｍ、肉厚４．７ｍｍ）とした後、熱間縮径圧延（ｈｏｔｒｅｄｕｃｉｎｇ）により縮径圧延鋼管（外径４５ｍｍ、肉厚４．５ｍｍ）を製造した。その後、冷間引抜加工により冷牽鋼管（外径４０ｍｍ、肉厚４．０ｍｍ）とした後、焼準（９２０℃×１０分保持、均熱後の冷却速度０．５〜３．０℃／ｓ）を行い製品鋼管とした。

図１には焼準の冷却速度とＨＶ硬さ（Ｖｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓ）の関係を示す。Ａｌ量が０．００５％以下の場合には、冷却速度が広い範囲でほぼ一定のＨＶ硬さが得られるのに対し、０．００７％以上の場合にはＨＶ硬さは冷却速度の影響を強く受け、冷却速度が遅い場合にはＨＶ硬さが急激に低下することがわかる。

図２にＡｌ量とラメラ間隔（ｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇ）の関係、図３にＡｌ量と旧オーステナイト粒径の関係および図４にＡｌ量とねじり疲労強度の関係を示す。なお、焼準の冷却速度は１℃／ｓとした。Ａｌ量の減少にともない旧オーステナイト粒は粗大化し、それにともないねじり疲労強度は上昇している。Ａｌ量が０．００５％以下ではその効果は飽和しねじり疲労強度も安定することがわかる。

図５は、疲労試験（ｆａｔｉｇｕｅｔｅｓｔ）後の破断部について断面観察（ｃｒｏｓｓ−ｓｅｃｔｉｏｎｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ）を行った結果であり、図５（ａ）は０．０３％Ａｌ材、図５（ｂ）は０．００３％Ａｌ材での疲労亀裂伝播状況を示す図である。亀裂の伝播ルート（ｐｒｏｐａｇａｓｉｏｎｒｏｕｔｅ）を白線で示す。疲労亀裂は管の外面側を起点とし、その後、軟質な初析フェライト（ｐｒｏ−ｅｕｔｅｃｔｏｉｄｆｅｒｒｉｔｅ）を縫うようにして亀裂伝播することがわかった。また、初析フェライトで囲まれる見かけ上のパーライト粒（旧オーステナイト粒に相当）が大きいほど、亀裂は大きく蛇行しながらジグザグに（ｉｎａｚｉｇ−ｚａｇｍａｎｎｅｒ）伝播するために、亀裂伝播抵抗が上昇し疲労強度が向上したと推定される。

図１、図２および図３の結果が得られた理由については以下のように考えられる。すなわち、Ａｌ量が少ない方が焼準前の段階で析出している窒化アルミ（ａｌｕｍｉｎｕｍｎｉｔｒｉｄｅ）の量が少ないため、窒化アルミによるピン止め効果（ｐｉｎｎｉｎｇｅｆｆｅｃｔ）が低下し、焼準工程でのオーステナイトの粒成長が促進される。パーライトやフェライトは旧オーステナイト粒界を変態サイトとするため、旧オーステナイト粒径が大きくなり粒界面積が少なくなると、変態サイトも減り、フェライトの分率は減少する。特に図１において冷却速度が遅い領域でＡｌ量による硬度差が見られたのは、Ａｌ量が多いと焼準前に析出した窒化アルミ（ＡｌＮ）によるピン止め効果により焼準工程でのオーステナイト粒成長が抑制されると同時に、最終的に生成するパーライトのラメラ間隔が広くなるため硬度が低下する。その硬度の低下量は特に焼きが入りにくい低冷却速度域で顕著であり、かつ鋼中Ａｌ量（析出ＡｌＮ量）に強く依存する。Ａｌ量が０．００５％以下の場合には窒化アルミ（ＡｌＮ）の析出が少なく、析出していても焼準工程で溶解するためピン止め効果がなくなり、オーステナイト粒は容易に粒成長し、パーライトのラメラ間隔は狭くなる。かつ冷却速度による変化も小さい。

オーステナイト粒径とラメラ間隔および強度との関係については以下のように考える。すなわち、オーステナイト粒径が大きいとパーライトの変態サイト（主にオーステナイト粒界）が減少するため、パーライト変態温度は低下する。その結果、パーライト平衡変態温度（ｐｅａｒｌｉｔｅｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）から変態開始点までの温度差、すなわち過冷度（ｄｅｇｒｅｅｏｆｕｎｄｅｒｃｏｏｌｉｎｇ）が上昇することでラメラ間隔が狭小化し、従来から知られているラメラ間隔とパーライトの強度の関係に従い、パーライトの強度が上昇すると考えられる。結果としてパーライト強度の上昇により、疲労亀裂がパーライト組織を貫通しにくくなり、亀裂がパーライトをよけてジグザグに伝播するようになるため、疲労亀裂伝播抵抗が向上し、疲労強度の上昇につながると考えられる。

本発明は、上述した知見に更に検討を加えてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。

［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｒ：０．１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、パーライト、フェライトおよびベイナイトからなり、前記パーライトの面積分率を８５％以上、前記フェライトの面積分率および前記ベイナイトの面積分率（０を含む）の合計を１５％以下とし、旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上である電縫鋼管。

［２］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０２以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の疲労特性に優れた電縫鋼管。

本発明によれば、ドライブシャフトとして必要な耐疲労特性を備えた電縫鋼管が得られる。

図１は焼準での冷却速度とＨＶ硬さとの関係を説明する図である。図２は鋼中Ａｌ量とラメラ間隔との関係を示す図である。図３は鋼中Ａｌ量と旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。図４は鋼中Ａｌ量とねじり疲労強度との関係を示す図である。図５は疲労亀裂の伝播挙動を説明する図である。（（ａ）０．０３％Ａｌ材、（ｂ）０．００３％Ａｌ材）

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％はすべて質量％を意味する。

Ｃ：０．３５〜０．５５％
Ｃが０．３５％未満では、十分な強度が得られず、要求される耐疲労特性が得られない。一方で、０．５５％を超えると、溶接性が悪くなる為、安定した電縫溶接品質が得られない。よって、Ｃ量は０．３５〜０．５５％の範囲とする。好ましくは０．４０〜０．４５％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは脱酸のために添加する場合もあり、０．０１％未満では十分な脱酸効果（ｄｅｏｘｉｄａｔｉｏｎｅｆｆｅｃｔ）が得られない。同時に、Ｓｉは固溶強化元素（ｓｏｌｕｔｅｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｅｌｅｍｅｎｔｓ）でもあり、その効果を得るためには０．０１％以上の含有が必要である。一方で、１．０％を超えると、鋼管の焼入れ性が低下する。Ｓｉ量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．１〜０．４％である。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎはパーライト変態を促進させ、また焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を得るには１．０％以上の添加が必要である。一方で、３．０％を超えると電縫溶接品質（ｗｅｌｄｉｎｇｑｕａｌｉｔｙｏｆＥＲＷ）を低下させ、さらに残留オーステナイト量（ａｍｏｕｎｔｏｆｒｅｓｉｄｕａｌａｕｓｔｅｎｉｔｅ）が増加し耐疲労特性が低下する。Ｍｎ量は１．０〜３．０％の範囲とする。好ましくは１．４〜２．０％の範囲である。

Ｐ：０．０２％以下
本発明でＰは不可避的不純物であり、その量の上限を０．０２％以下とする。Ｐは連続鋳造時に形成される偏析部（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｐａｒｔ）に濃化する傾向があり、管素材の熱延鋼板においても残存する。電縫溶接時には鋼帯のエッジ（ｅｄｇｅｓ）を突合せアプセット（ｕｐｓｅｔ）をかけるため、Ｐが濃化した偏析部分は管の外表面および内表面に露出する場合があり、この部分に扁平加工（ｆｌａｔｔｅｎｉｎｇｆｏｒｍｉｎｇ）などの二次加工（ｓｅｃｏｎｄａｒｙｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）が付与された場合に割れを生じる危険性がある。したがって、好ましくは０．０１％以下である。

Ｓ：０．０１％以下
本発明でＳは不可避的不純物であり、その量の上限を０．０１％以下とする。Ｓはその量が多いと素材の靭性を低下させるほか、鋼中のＭｎと結合しＭｎＳを形成する。これは熱延工程で長手方向に伸ばされた長い介在物になり、加工性、靭性を低下させることになる。したがって、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましく０．００３％以下である。

Ａｌ：０．００５％以下
Ａｌは本発明において所望の旧オーステナイト粒径とそれにともなうねじり疲労強度を達成する上で重要な元素であるが、０．００５％を超えて含有するとＡｌＮ析出量が増大し、焼準工程でピン止め効果を発揮するため、オーステナイトの粒成長が抑制され、所望のオーステナイト粒径が得られない。従って、Ａｌ量は０．００５％以下とする。好ましく０．００３％以下である。

Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、Ａｌと結合しＡｌＮを形成し、焼準工程でのオーステナイトの粒成長の抑制に寄与する元素であり、この効果を抑制するためには０．００５０％以下とする必要がある。なお、好ましくは０．００３５％以下である。

Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｃｒは、パーライト変態温度を低下させる元素であり、これによりパーライトのラメラ間隔が狭小化し、パーライトの強度が上昇するため、ねじり疲労強度が上昇する。この効果を発揮するためには０．１％以上の含有が必要である。一方で、０．５％を超えて含有すると、酸化物を形成しこれが電縫部に残存するため、電縫溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙｏｆＥＲＷ）が劣化する可能性がある。よって、Ｃｒ量は、０．１〜０．５％の範囲とする。なお、好ましくは０．１５〜０．３０％の範囲である。

以上が本発明の基本化学成分であるが、さらに、強度、疲労強度を改善する目的で以下に示すＴｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭの１種以上を含有することができる。

Ｔｉ：０．００５〜０．１％
Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定する作用を有する。しかし、０．００５％未満ではＮを固定する能力が十分に発揮されず、一方で０．１％を超えると鋼の加工性および靭性が低下する。Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ量は０．００５〜０．１％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０１〜０．０４％の範囲である。

Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。０．０００３％未満では焼入れ性向上効果が十分に発揮されない。一方で、０．００５０％を超えて含有しても、その効果は飽和し、粒界に偏析して粒界破壊（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒｆｒａｃｔｕｒｅ）を促進し耐疲労特性を劣化させる。Ｂを含有する場合は、Ｂ量は０．０００３〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０〜０．００４０％の範囲である。

Ｍｏ：２％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高め疲労強度の向上に有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると加工性が著しく低下する。Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．５％の範囲である。

Ｗ：２％以下
Ｗは炭化物を形成することで鋼の強度を向上させるのに有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると不必要な炭化物が析出し、耐疲労特性を低下させ加工性（ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）を低下させることになる。Ｗを含有する場合は、Ｗ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．５％の範囲である。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは焼入れ性を向上させる元素であるほか、炭化物を形成し強度上昇に寄与する。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、０．１％を超えて含有してもその効果は飽和し、加工性が低下する。Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ量は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．０４％の範囲である。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは炭化物を形成し、鋼の強度を上昇させるのに有効でかつ焼戻し軟化抵抗（ｔｅｍｐｅｒｓｏｆｔｅｎｉｎｇｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を有する元素である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかしながら０．１％を超えて含有するとその効果は飽和し、加工性が低下する。Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．５％の範囲である。

Ｎｉ：２％以下
Ｎｉは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高め疲労強度の向上に有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると加工性が著しく低下する。Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．５％の範囲である。

Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高め疲労強度の向上に有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると加工性が著しく低下する。Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．５％の範囲である。

Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも非金属介在物（ｎｏｎ−ｍｅｔａｌｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）の形態を球状とし、繰り返し応力（ｃｙｃｌｉｃｓｔｒｅｓｓ）が付与されるような使用環境下での疲労破壊時の割れ起点の低減に有効な元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、Ｃａ、ＲＥＭともに０．００２０％以上の含有で認められる。一方で、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（ｃｌｅａｎｉｎｇｌｅｖｅｌ）が低減する。このためＣａ、ＲＥＭを含有する場合は、Ｃａ、ＲＥＭともにそれぞれ０．０２％以下とすることが好ましい。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。

本発明に係る鋼組成において上記した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

２．金属組織について
本発明では、パーライトを面積分率（ａｒｅａｒａｔｉｏ）で８５％以上、フェライトの面積分率およびベイナイトの面積分率（０を含む）の合計を１５％以下の金属組織とする。

前述のように疲労亀裂がジグザグに伝播することで疲労亀裂伝播抵抗を高め、疲労強度を向上させるという効果を発揮するには、主たる組織はパーライトであり、その面積分率は８５％以上必要である。一方、軟質なフェライトの面積分率、および硬質ではあるがパーライトと同様の効果を発揮しないベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）の面積分率（０を含む）の合計が１５％を超えると疲労強度の向上効果は低減する。したがって、パーライトの面積分率は８５％以上とし、フェライトの面積分率およびベイナイトの面積分率（０を含む）の合計は１５％以下とする。

旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上
フェライト層に囲まれた見かけ上のパーライト粒径が大きい方が疲労亀裂の偏向が大きくなり、亀裂伝播抵抗は高くなる。フェライトが旧オーステナイトの粒界に生成するため、旧オーステナイトの粒が大きいほど、みかけ上のパーライト粒径は大きくなる。亀裂伝播抵抗を上昇させるためには旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上である必要があり、２５μｍ未満では疲労亀裂伝播抵抗の上昇は十分ではない。

なお、パーライトのラメラ間隔については、従来から知られているとおり、狭い方がパーライトの強度が高くなる。パーライトの強度を高くし、疲労亀裂がパーライトを貫通することなくパーライトを迂回させるためにはラメラ間隔が１７０ｎｍ以下であることが好ましい。望ましくは１５０ｎｍ以下であることが好ましい。

表１に鋼組成（質量％）を示す鋼鋳片を熱間圧延した鋼帯を得、これをロール成形（ｒｏｌｌｆｏｒｍｉｎｇ）と高周波抵抗溶接により電縫鋼管（外径８９ｍｍ、肉厚４．７ｍｍ）とした後、熱間縮径圧延により縮径圧延された鋼管（外径４５ｍｍ、肉厚４．５ｍｍ）を製造した。その後、冷間引抜加工により冷牽鋼管（ｃｏｌｄｄｒａｗｎｓｔｅｅｌｔｕｂｅ）（外径４０ｍｍ、肉厚４．０ｍｍ）とした後、焼準（９２０℃×１０分保持、均熱後の冷却速度０．５〜３．０℃／ｓ）を行い製品鋼管とした。

製品鋼管から軸方向に引張試験片（ｔｅｎｓｉｌｅｓｐｅｃｉｍｅｎ）（ＪＩＳ１２号試験片）を採取し、引張強度を測定した。また、鋼管の管円周方向断面についてオーステナイト粒界を現出する腐食を行いオーステナイト粒径の測定を行った。粒径の測定は光学顕微鏡（ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で倍率４００倍で１０視野について写真撮影を行い、切断法（ｍｅｔｈｏｄｏｆｓｅｃｔｉｏｎ）に基づき粒径の測定を行い、その平均値を代表値とした。

また、パーライトのラメラ間隔の測定については、同じく管円周方向断面についてナイタール腐食（ｎｉｔａｌｃｏｒｒｏｓｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を行い、走査電子顕微鏡（ｅｌｅｃｔｒｏｎｓｃａｎｎｉｎｇｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて倍率２００００倍でセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）の層ができるだけ紙面に対し垂直に立っている視野を１０視野選択し写真撮影した後、切断法にてラメラ間隔を測定し、その平均値を代表値とした。

これらの鋼管に対し、周波数（ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）３Ｈｚ、波形（ｗａｖｅｓｈａｐｅ）は正弦波（ｓｉｎｅｗａｖｅ）、応力比Ｒ＝−１（両振り）の条件でねじり疲労試験を行い、疲労強度σｗを求めた。なお、σｗは繰り返し回数が２００万回に達しても破断しない応力とした。これらの特性評価結果を表２および表３に示す。

なお、強度安定性（ｓｔｒｅｎｇｔｈｓｔａｂｉｌｉｔｙ）の評価については、焼準の冷却速度が０．５〜３．０℃／ｓの範囲で変化した際の引張強度ＴＳのバラツキ（最大値と最小値の差）が５０ＭＰａ以内であれば良好（○）、５０ＭＰａを超えると不良（×）とした。

表２、表３より、本発明例の電縫鋼管はいずれも、焼準の冷却速度の変化による強度バラツキが小さく強度安定性に優れており、それにともない安定し、かつラメラ間隔が狭く、旧オーステナイト粒径が大きいことから疲労亀裂電波抵抗が高く、安定して高いねじり疲労強度を有している。

一方で、アルミ量が本発明範囲を超えて高い素材の場合には、焼準の冷却速度が遅い領域では引張強度は低く、それにともないねじり疲労強度は低くなっている。また、冷却速度が高い領域においては、引張強度は発明例との差は小さくなるものの、ねじり疲労強度は本発明例に比べて低い。これは旧オーステナイト粒径の差、およびパーライトの強度の差に起因すると考えられる。

なお、本実施例では電縫鋼管の管素材を熱延鋼板としたが、本発明はこれに限定されるものではなく、管素材として冷延鋼帯を使用する形態のものであってもよい。また、熱間縮径圧延を行わず、通常の電縫鋼管を冷牽素管とした形態のものであってもよい。

［２］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の疲労特性に優れた電縫鋼管。

Claims

成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｒ：０．１〜０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、パーライト、フェライトおよびベイナイトからなり、前記パーライトの面積分率を８５％以上、前記フェライトの面積分率および前記ベイナイトの面積分率（０を含む）の合計を１５％以下とし、旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上である電縫鋼管。
前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０２以下の中から選ばれる１種以上を含有する電縫鋼管。