WO2015118610A1 - 鋼管 - Google Patents

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陽介 清田
孝聡 福士
中村　英幸
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe.
  • internal pressure fatigue failure when an internal pressure is repeatedly applied to a steel pipe, fatigue failure of the steel pipe (hereinafter also referred to as “internal pressure fatigue failure”) may occur.
  • the steel pipe In order to suppress such internal pressure fatigue failure, the steel pipe may be required to have improved internal pressure fatigue characteristics.
  • various techniques have been studied in order to improve the internal pressure fatigue characteristics of steel pipes. For example, as a method of manufacturing cylinder tube steel pipes with excellent internal pressure fatigue characteristics, manufacturing cylinder tube steel pipes that are heat-treated at 300 ° C to 350 ° C after drawing when steel pipes are drawn to produce cylinder tube steel pipes. A method is known (see, for example, JP-A-4-183820). A technique for reducing the residual stress of a steel pipe is also known in order to improve the fatigue characteristics of the steel pipe.
  • both ends of the raw steel pipe are moved in one direction while chucking and rotating, and a roll is pressed while heating the processed part.
  • a manufacturing method of a steel tube for a cylinder in which the outer diameter is processed to be constant is known (see, for example, JP-A-2003-103329).
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a steel pipe excellent in internal pressure fatigue characteristics.
  • the present inventor found that it is effective to increase not only the outer surface of the steel pipe but also the compressive residual stress in the vicinity of the outer surface in order to improve the internal pressure fatigue characteristics of the steel pipe, and completed the present invention. That is, specific means for solving the above-described problems are as follows.
  • ⁇ 4> Any one of ⁇ 1> to ⁇ 3>, in which the ratio of the yield strength to the tensile strength is 80% or more and the yield elongation appears when a full thickness test piece is subjected to a tensile test in the tube axis direction.
  • the steel pipe according to the item. ⁇ 5> The steel pipe according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, which is an electric resistance steel pipe.
  • the compressive residual stress may be expressed as a negative ( ⁇ ) residual stress
  • the tensile residual stress may be expressed as a positive (+) residual stress. That is, in this specification, “the compressive residual stress is large” means that the residual stress is a negative value and the absolute value of the residual stress is large.
  • “compressive residual stress of 250 Pa or more” is synonymous with “residual stress of ⁇ 250 MPa or less”.
  • “the residual stress is large” means that the absolute value of the residual stress is large.
  • compressive residual stress and “residual stress” refer to a compressive residual stress measured by the X-ray method and a residual stress measured by the X-ray method, respectively, unless otherwise specified.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • the steel pipe of the present invention is, by mass%, C: 0.06% to 0.25%, Si: 0.50% or less, Mn: 1.00% to 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.008% or less, and Nb: 0.080% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, X on the outer surface
  • the compressive residual stress measured by the X-ray method at a position 1 mm deep from the outer surface is a compressive residual stress measured by the X-ray method at the outer surface, the compressive residual stress measured by the X-ray method is 250 MPa or more. 70% or more of the stress.
  • the ratio (%) of the compressive residual stress at a position 1 mm deep from the outer surface to the compressive residual stress on the outer surface is defined as a ratio C. That is, the ratio C is defined by the following formula 1. In the present invention, the ratio C is 70% or more.
  • Ratio C (%) (Compressive residual stress at a position 1 mm deep from the outer surface / Compressive residual stress at the outer surface) ⁇ 100 (Formula 1)
  • the strength of the base for improving the internal pressure fatigue characteristics is ensured by setting the composition of the steel pipe to the above-described composition.
  • the composition of the steel pipe of the present invention will be described later.
  • the composition of the steel pipe is set to the above composition, and the compressive residual stress on the outer surface (outer peripheral surface) and the ratio C are set to the above-described ranges. This suppresses internal pressure fatigue failure starting from scratches received from the outside. As described above, according to the steel pipe of the present invention, the internal pressure fatigue characteristics are improved.
  • the inner surface of the steel pipe is less likely to be scratched than the outer surface of the steel pipe. For these reasons, even if the compressive residual stress on the outer surface is increased as described above, the internal pressure fatigue failure starting from a scratch on the inner surface is not a problem. Therefore, in order to improve the internal pressure fatigue characteristics of steel pipes, measures against internal pressure fatigue failure starting from scratches on the outer surface are more important than measures against internal pressure fatigue failure starting from scratches on the inner surface. is there.
  • the compressive residual stress on the outer surface is 250 MPa or more. This suppresses internal pressure fatigue failure starting from scratches received from the outside.
  • the compressive residual stress on the outer surface is preferably 350 MPa or more, and more preferably 400 MPa or more.
  • the upper limit of the compressive residual stress on the outer surface is not particularly limited, but the compressive residual stress on the outer surface is preferably 600 MPa or less from the viewpoint of further reducing the tensile residual stress on the inner surface.
  • the compressive residual stress of 250 MPa by the X-ray method corresponds to a compressive residual stress of 150 MPa by the Clampton method
  • the compressive residual stress of 430 MPa by the X-ray method corresponds to the compressive residual stress of 300 MPa by the Clampton method
  • the tensile residual stress of 120 MPa corresponds to a tensile residual stress of 100 MPa by the clampton method.
  • the measurement of compressive residual stress by the X-ray method can be performed according to a conventional method.
  • An example of the measuring method is as shown in [Example] described later.
  • the ratio C is 70% or more. This suppresses internal pressure fatigue failure starting from scratches received from the outside. In particular, even when the outer surface peels for some reason or when a scratch having a depth from the outer surface to the inside is applied, the internal pressure fatigue failure can be suppressed.
  • the ratio C is preferably 80% or more, and more preferably 90% or more.
  • the upper limit of the ratio C is 100% in principle. However, the ratio C may exceed 100% when the measurement position on the outer surface and the measurement position at a position of 1 mm depth are different in the axial direction and the circumferential direction.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the residual stress on the outer surface of a steel pipe and the number of repeated fractures at a load stress of 400 MPa on the steel pipe.
  • steel No. described later is used.
  • the residual stress on the outer surface was changed by changing the heat treatment conditions in Examples described later. Moreover, the measurement of the residual stress on the outer surface by the X-ray method was the method shown in the examples described later.
  • a stress of 400 MPa in the circumferential direction was repeatedly applied to each of the nine types of steel pipes at a frequency of 0.8 Hz, and the number of stress repetitions [times] until the steel pipe broke was determined.
  • the obtained number of repetitions [times] was defined as “number of repetitions of fracture [times] at a load stress of 400 MPa” in FIG. 1.
  • the measurement of the number of repetitions was performed under the condition that the steel pipe temperature was normal temperature (about 20 ° C). As shown in FIG.
  • the wall thickness of the steel pipe of the present invention is preferably 7 mm to 17 mm.
  • the wall thickness is 7 mm or more, resistance to internal pressure is further improved. Furthermore, since the residual stress on the inner surface can be reduced as the wall thickness increases, internal pressure fatigue failure starting from scratches on the inner surface is further suppressed.
  • the upper limit value of 17 mm for the wall thickness is an upper limit value considering the formability for bending a hot-rolled steel sheet into a steel pipe (particularly, the formability when the steel pipe of the present invention is an electric resistance welded pipe).
  • the ratio of thickness to outer diameter [thickness / outer diameter] is preferably 0.07 to 0.12.
  • the ratio [thickness / outer diameter] is 0.07 or more, resistance to internal pressure is further improved. Furthermore, since the residual stress on the inner surface can be reduced, internal pressure fatigue failure starting from scratches on the inner surface is further suppressed.
  • the upper limit value 0.12 of the ratio [thickness / outer diameter] takes into consideration the formability for bending a hot-rolled steel sheet into a steel pipe (particularly, the formability when the steel pipe of the present invention is an electric-welded steel pipe). Is the upper limit.
  • the steel pipe of the present invention preferably has a thickness of 7 mm to 17 mm and a ratio [thickness / outer diameter] of 0.07 to 0.12.
  • the outer diameter, the wall thickness, and the ratio [wall thickness / outer diameter] may be referred to as the outer diameter D, the wall thickness t, and the ratio [t / D], respectively.
  • the steel pipe of the present invention has a ratio of yield strength to tensile strength (hereinafter also referred to as “yield ratio”) when a pipe axial direction tensile test is performed on a full-thickness test piece from the viewpoint of further improving internal pressure fatigue characteristics. ) Is 80% or more, and yield elongation appears.
  • the property that the yield ratio is 80% or more and the yield elongation appears is a property peculiar to a steel pipe subjected to the heat treatment described later.
  • the yield ratio is 80% or more, a wider elastic region is secured.
  • the upper limit of the yield ratio is 100% in principle.
  • steel pipe of this invention may be a welded steel pipe, such as an electric resistance steel pipe, or a seamless steel pipe. From the viewpoints of dimensional accuracy and manufacturing cost, the steel pipe of the present invention is preferably an electric resistance welded steel pipe.
  • the above-described steel pipe of the present invention (in particular, a steel pipe having a yield ratio of 80% or more and yield elongation when a pipe axial direction tensile test is performed on a full-thickness specimen) is, for example, after pipe making, It can be manufactured by heating the entire steel pipe that has not yet been heat-treated (hereinafter also referred to as “steel pipe as it is”) to a temperature of Ac1 point or less and rapidly cooling the outer surface of the heated steel pipe.
  • heat treatment a process from the start of the heating to the end (stop) of the cooling may be referred to as “heat treatment”.
  • the rapid cooling can cause a temperature difference between the outer surface and the inner surface, and this temperature difference can cause a large compressive residual stress on the outer surface.
  • the effect of this rapid cooling is more effectively exhibited when at least one of the thickness of 7 mm or more and the ratio [thickness / outer diameter] of 0.07 or more is satisfied.
  • the rapid cooling of the outer surface can be performed, for example, by spraying a cooling solvent from the periphery of the outer surface to the outer surface with a spray nozzle or the like.
  • the compressive residual stress and the ratio C on the outer surface can be adjusted by adjusting the temperature of the heat treatment, the cooling start temperature, the cooling rate, and the like.
  • the compressive residual stress on the outer surface tends to increase.
  • other processes such as cold drawing
  • the steel pipe of the present invention can be used for any application that requires excellent internal pressure fatigue characteristics.
  • Examples of the steel pipe of the present invention include a steel pipe for cylinder, a steel pipe for damping damper, a steel pipe for earthquake-resistant damper, a hydraulic pipe, and the like.
  • the steel pipe of the present invention is a cylinder steel pipe, the significance of improving the internal pressure fatigue characteristics is great.
  • a cylinder steel pipe applied to an outer cylinder of a cylinder that expands and contracts by hydraulic pressure or the like is preferable.
  • the cylinder include a cylinder around a drive system such as a bucket, an arm, and a boom of a hydraulic excavator.
  • % indicating the element content in the steel pipe is “mass%”. Moreover, about each element, when only calling it "content”, it points out content in a steel pipe.
  • the steel pipe of the present invention has C: 0.06% to 0.25%, Si: 0.50% or less, Mn: 1.00% to 1.80%, P: 0.030% or less, It contains S: 0.020% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.008% or less, and Nb: 0.080% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • Si 0.50% or less
  • Mn 1.00% to 1.80%
  • P 0.030% or less
  • S 0.020% or less
  • Al 0.08% or less
  • N 0.008% or less
  • Nb 0.080% or less
  • C is an element effective for improving the strength of a steel pipe.
  • the C content in the steel pipe of the present invention is 0.06% or more.
  • strength of a steel pipe will become high too much and toughness will deteriorate.
  • the upper limit of the C content is 0.25%.
  • Si silicon
  • Si silicon
  • the steel pipe of this invention is an ERW steel pipe
  • ERW weldability will be impaired.
  • the upper limit of the Si content is 0.50%.
  • the content of Si is preferably 0.40% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • the Si content is preferably 0.01% or more from the viewpoint of more effectively obtaining the effect as a deoxidizer.
  • the content of Si is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more, in that the strength of the steel pipe is further increased by solid solution strengthening.
  • Si is not only intentionally contained in steel, but may be mixed as an impurity in steel. When Si is mixed as an impurity in the steel, it is preferable that the Si content is small, and therefore there is no particular limitation on the lower limit of the Si content.
  • Mn manganese
  • Mn (manganese) is an element that increases the strength of steel by enhancing the hardenability of the steel.
  • the content of Mn (manganese) in the steel pipe of the present invention is 1.00% or more from the viewpoint of securing high strength.
  • the Mn content is preferably 1.10% or more, and more preferably 1.20% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 1.80%.
  • P phosphorus
  • the upper limit of the P content is 0.030%.
  • the P content is preferably 0.018% or less. Since it is preferable that the P content is small, there is no particular limitation on the lower limit of the P content. However, from the viewpoint of balance between characteristics and cost, the P content is usually 0.001% or more.
  • S sulfur
  • S is an impurity. Since the MnS stretched by hot rolling can be reduced and the toughness can be improved by reducing the S content, the upper limit of the S content is 0.020%.
  • the content of S is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less. Since it is preferable that the S content is small, there is no particular limitation on the lower limit of the S content. However, from the viewpoint of balance between characteristics and cost, the S content is usually 0.0001% or more.
  • Al 0.08% or less>
  • Al aluminum
  • the upper limit of the content of Al is 0.08%.
  • the content of Al is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, and particularly preferably 0.01% or more from the viewpoint of more effectively obtaining the effect as a deoxidizer.
  • Al is intentionally contained in steel, it may be mixed as an impurity in steel.
  • Al is mixed as an impurity in the steel, it is preferable that the Al content is small, and therefore there is no particular limitation on the lower limit of the Al content.
  • N nitrogen
  • the N content is preferably 0.007% or less, and particularly preferably 0.006% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the N content is preferably 0.002% or more in consideration of the cost and economic efficiency of de-N (denitrification).
  • Nb niobium
  • Nb is an element that lowers the recrystallization temperature, and is an element that contributes to refinement of the structure by suppressing recrystallization of austenite during hot rolling.
  • the upper limit of the Nb content is 0.080%.
  • the Nb content is preferably 0.070% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • the content of Nb is preferably 0.008% or more, more preferably 0.010% or more, and particularly preferably 0.015% or more from the viewpoint of more reliably obtaining the effect of refining the structure.
  • the inevitable impurities refer to components contained in raw materials or components mixed in the process of manufacture and not intentionally contained in steel.
  • unavoidable impurities specifically, O (oxygen), Sb (antimony), Sn (tin), W (tungsten), Co (cobalt), As (arsenic), Mg (magnesium), Pb (lead), Bi (bismuth), B (boron), H (hydrogen) are mentioned.
  • O oxygen
  • Sb antimony
  • Sn tin
  • W tungsten
  • Co cobalt
  • Mg magnesium
  • Pb lead
  • Bi bismuth
  • B boron
  • H hydrogen
  • Sb, Sn, W, Co, and As are mixed with a content of 0.1% or less, and Mg, Pb, and Bi are mixed with a content of 0.005% or less.
  • B and H may each be mixed with a content of 0.0004% or less, but the content of other elements does not need to be controlled as long as it is within a normal range.
  • the steel pipe of the present invention is selectively made V: 0.080% or less, Ti: 0.030% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50%
  • Mo 0.50% or less
  • B 0.0040% or less
  • Ca 0.005% or less
  • REM 0.005% or less
  • V vanadium
  • the content of V is preferably 0.080% or less, and more preferably 0.060% or less.
  • the V content is preferably 0.010% or more from the viewpoint of further improving the strength of the steel pipe.
  • Ti titanium
  • TiN fine nitrides
  • the content of Ti is preferably 0.030% or less, more preferably 0.025% or less, and particularly preferably 0.020% or less.
  • the Ti content is preferably 0.008% or more, more preferably 0.010% or more.
  • Cu copper
  • Cu copper
  • Cu copper
  • the Cu content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • Ni nickel
  • Ni nickel
  • the Ni content is preferably 0.50% or less and more preferably 0.30% or less from the viewpoint of economy.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • Cr chromium
  • Cr is an element effective for improving the strength.
  • the content of Cr is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more.
  • Mo molybdenum
  • Mo molybdenum
  • the Mo content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.30% or less, and particularly preferably 0.10% or less.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more.
  • B boron
  • B is an element that contributes to increasing the strength of steel by significantly increasing the hardenability of the steel by containing a small amount.
  • the upper limit of the amount is preferably 0.0040%.
  • B may be mixed from raw material impurities, in order to obtain a sufficient hardenability effect, the B content is preferably 0.0004% or more.
  • Ca (calcium) is an element that controls the form of sulfide inclusions, improves low-temperature toughness, and further refines the oxide of the ERW weld to improve the toughness of the ERW.
  • content of Ca is 0.005% or less.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • REM means a rare earth element, Sc (scandium), Y (yttrium), La (lanthanum), Ce (cerium), Pr (praseodymium), Nd (neodymium), Pm (promethium). ), Sm (samarium), Eu (europium), Gd (gadolinium), Tb (terbium), Dy (dysprosium), Ho (holmium), Er (erbium), Tm (thulium), Yb (ytterbium), and Lu ( Lutetium) is a general term for 17 elements.
  • REM 0.005% or less
  • the content of REM is preferably 0.005% or less.
  • the content of REM is preferably 0.001% or more.
  • Examples 1 to 16, Comparative Examples 1 to 5 The composition indicated by “Steel No. 1 to No. 5” in Table 1 below, and an electric resistance welded steel pipe (as-made pipe) having an outer diameter D, a wall thickness t, and a ratio [t / D] shown in Table 2 below.
  • ERW steel pipe was prepared.
  • components (remainder) other than the elements shown in Table 1 in the composition of the ERW steel pipe are Fe (iron) and inevitable impurities.
  • Steel No. “REM” in 5 is specifically La (lanthanum).
  • the heat processing apparatus provided with the heating furnace, the soaking furnace, and the rapid water cooling apparatus in order was prepared.
  • This heat treatment apparatus is configured such that a steel pipe to be subjected to heat treatment is conveyed along the pipe axis direction, and this steel pipe sequentially passes through a heating furnace, a soaking furnace, and a rapid water cooling apparatus.
  • the rapid water cooling apparatus is provided with a spray nozzle for spraying cooling water from the periphery of the outer surface (outer peripheral surface) of the steel pipe to the entire outer surface.
  • a radiation thermometer A for measuring the cooling start temperature of the steel pipe is provided between the soaking furnace and the rapid water cooling apparatus, and the downstream side in the conveyance direction of the steel pipe as viewed from the rapid water cooling apparatus.
  • the soaking furnace is provided with a thermocouple for measuring the atmospheric temperature in the furnace.
  • Heat treatment refers to a process from the start of heating to the stop of cooling.
  • the heating temperature is measured by a thermocouple provided in the soaking furnace
  • the cooling start temperature is measured by a radiation thermometer A provided between the soaking furnace and the rapid water cooling device
  • the cooling stop temperature is measured.
  • the cooling rate was calculated based on the cooling start temperature, the cooling stop temperature, the distance between the radiation thermometer A and the radiation thermometer B, and the steel pipe conveyance speed.
  • the measurement conditions of the residual stress by the X-ray method are as follows. -Measurement conditions of residual stress by X-ray method- In the measurement of residual stress by the X-ray method, the residual stress may be relaxed if the length of the sample is shortened. For this reason, it is preferable to ensure the length of the sample used for this measurement at least 1.5 times the outer diameter. Therefore, in this measurement, a sample (an ERW steel pipe) having a length of 400 mm was prepared. The measurement of residual stress by the X-ray method was performed by the tilt method using a microfocus X-ray stress measuring device. The measurement position was the center position in the length direction of the sample. The residual stress on the outer surface was measured on the outer surface of the sample by the above method.
  • the residual stress at a depth of 1 mm from the outer surface is formed by forming a recess having a depth of 1 mm from the outer surface by electrolytic polishing on the sample, and the bottom of the recess (that is, a position at a depth of 1 mm from the outer surface).
  • the residual stress was measured by the above method.
  • ⁇ Tensile test in the pipe axis direction> A full-thickness test piece was collected from the ERW steel pipe after the heat treatment, a pipe axial direction tensile test was performed on the full-thickness test piece, and a yield strength YS (Yield Strength) and a tensile strength TS (Tensile Strength) were measured. Furthermore, in this test, the presence or absence of yield elongation was confirmed. Furthermore, the yield ratio YR (Yield Ratio) was determined as the ratio (%) of the yield strength YS to the tensile strength TS. The above results are shown in Table 2 below.
  • the pipe axial direction tensile test was performed based on JIS Z2241 (2011).
  • the tensile direction of the test piece was the tube axis direction.
  • the shape of the full thickness test piece was the shape of a No. 12 test piece.
  • the residual stress on the outer surface was ⁇ 250 MPa or less (that is, the compressive residual stress on the outer surface was 250 MPa or more), and the ratio C (compression on the outer surface)
  • the ratio of the compressive residual stress at a position 1 mm deep from the outer surface to the residual stress) was 70% or more.
  • the ERW steel pipes of Examples 1 to 16 had a yield ratio YR of 80% or more in the pipe axial direction tensile test, and exhibited yield elongation. From the above, it can be seen that the ERW steel pipes of Examples 1 to 16 are excellent in internal pressure fatigue characteristics.
  • a comparative sample B was prepared in which the above heat treatment was not performed on the as-formed ERW steel pipe in Example 5 and the outer surface was burnished.
  • the residual stress on the outer surface was ⁇ 100 MPa, and the residual stress at a depth of 1 mm from the outer surface was +100 MPa.

Abstract

　本発明では、質量％で、Ｃ：０．０６％～０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下、及びＮｂ：０．０８０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、２５０ＭＰａ以上であり、外表面から深さ１ｍｍの位置におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、前記外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力の７０％以上である鋼管が提供される。

Description

鋼管
　本発明は、鋼管に関する。
　一般に、鋼管に対して内圧が繰り返し負荷されることにより、鋼管の疲労破壊（以下、「内圧疲労破壊」ともいう）が生じることがある。かかる内圧疲労破壊を抑制するために、鋼管に対し、内圧疲労特性の向上が求められることがある。
　従来より、鋼管の内圧疲労特性を向上させるために、種々の技術が検討されている。
　例えば、内圧疲労特性に優れたシリンダーチューブ用鋼管を製造する方法として、鋼管を引抜きしてシリンダーチューブ用鋼管を製造する際に、引抜き後に３００℃～３５０℃にて熱処理するシリンダーチューブ用鋼管の製造方法が知られている（例えば、特開平４－１８３８２０号公報参照）。
　また、鋼管の疲労特性を向上させるために、鋼管の残留応力を低減する技術も知られている。例えば、残留応力が低減され、疲労強度に優れたシリンダー用鋼管を製造する方法として、原鋼管の両端をチャックして回転させつつ一方向へ移動させ、加工部分を加熱しながらロールを押し当てて、外径を一定に加工するシリンダー用鋼管の製造法が知られている（例えば、特開２００３－１０３３２９号公報参照）。
　しかしながら、鋼管の内圧疲労特性を更に向上させることが求められている。
　特に、鋼管は、内部からよりも外部から傷を受けることが多いため、内圧疲労特性をより効果的に向上させるためには、外部から受ける傷を起点とした内圧疲労破壊を抑制することが重要である。
　外部から受ける傷を起点とした内圧疲労破壊を抑制するためには、鋼管の外表面及びその近傍の圧縮残留応力を高めることが有効である。
　鋼管の外表面の圧縮残留応力を高める方法としては、鋼管の外表面に、ショットブラスト加工やバニシング加工などを施す方法が考えられる。
　しかし、これらの方法では、外表面を含むごく表層部の圧縮残留応力が高められるに過ぎないため、外部から受ける傷を起点とした疲労破壊を抑制できない場合がある。例えば、鋼管が削られるなどして外表面が取り除かれ、更に、外表面が取り除かれた領域内に傷が生じた場合には、この傷を起点とした内圧疲労破壊が発生し易くなる。また、鋼管に対し、外表面から内部にまで至る深さの傷が加えられた場合にも、この傷を起点とした内圧疲労破壊が発生し易くなる。
　本発明は上記の事情に鑑みなされたものであり、内圧疲労特性に優れた鋼管を提供することを目的とする。
　本発明者は、鋼管の内圧疲労特性を向上させるためには、鋼管の外表面だけでなく外表面近傍の圧縮残留応力を高めることが有効であることを見出し、本発明を完成させた。
　即ち、前記課題を解決するための具体的手段は以下のとおりである。
＜１＞　質量％で、
Ｃ：０．０６％～０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％～１．８０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．００８％以下、及び
Ｎｂ：０．０８０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、２５０ＭＰａ以上であり、
　外表面から深さ１ｍｍの位置におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、前記外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力の７０％以上である鋼管。
＜２＞　質量％で、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｂ：０．００４０％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５％以下の１種又は２種以上を更に含有する＜１＞に記載の鋼管。
＜３＞　肉厚が７ｍｍ～１７ｍｍであり、外径に対する肉厚の比〔肉厚／外径〕が０．０７～０．１２である＜１＞又は＜２＞に記載の鋼管。
＜４＞　全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強度に対する降伏強度の比率が８０％以上であり、かつ、降伏伸びが現れる＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の鋼管。
＜５＞　電縫鋼管である＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の鋼管。
　本発明によれば、内圧疲労特性に優れた鋼管が提供される。
鋼管の外表面の残留応力と、鋼管の負荷応力４００ＭＰａでの破断繰り返し数と、の関係を示すグラフである。
　本明細書中では、圧縮残留応力を負（－）の残留応力として表記することがあり、引張残留応力を正（＋）の残留応力として表記することがある。即ち、本明細書中において、「圧縮残留応力が大きい」とは、残留応力が負の値であり、かつ、残留応力の絶対値が大きいことを意味する。例えば、「圧縮残留応力が２５０Ｐａ以上」は、「残留応力が－２５０ＭＰａ以下」と同義である。
　また、本明細書中において、「残留応力が大きい」とは、残留応力の絶対値が大きいことを意味する。
　また、本明細書中において、「圧縮残留応力」及び「残留応力」は、特に断りが無い限り、それぞれ、Ｘ線法によって測定された圧縮残留応力及びＸ線法によって測定された残留応力を指す。
　また、本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　以下、本発明の鋼管について詳細に説明する。
　本発明の鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０６％～０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下、及びＮｂ：０．０８０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、２５０ＭＰａ以上であり、外表面から深さ１ｍｍの位置におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、前記外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力の７０％以上である。
　本明細書中では、外表面における圧縮残留応力に対する、外表面から深さ１ｍｍの位置における圧縮残留応力の比率（％）を、比率Ｃと定義する。即ち、比率Ｃは、下記式１によって定義される。
　本発明において、比率Ｃは、７０％以上である。
　比率Ｃ（％）　＝　（外表面から深さ１ｍｍの位置における圧縮残留応力／外表面における圧縮残留応力）×１００　　　・・・　（式１）
　本発明の鋼管では、鋼管の組成を上述の組成としたことにより、内圧疲労特性向上のためのベースとなる強度が確保される。本発明の鋼管の組成については後述する。
　更に、本発明の鋼管では、鋼管の組成を上記組成とした上で、外表面（外周面）の圧縮残留応力、及び、比率Ｃを上述した範囲とする。これにより、外部から受ける傷を起点とする内圧疲労破壊が抑制される。
　以上により、本発明の鋼管によれば、内圧疲労特性が向上する。
　ところで、一般に、鋼管において、外表面の残留応力を圧縮残留応力とした場合には、外表面（外周面）と内表面（内周面）とで残留応力のバランスを保つために、内表面の残留応力が引張残留応力となる傾向がある。このため、外表面の圧縮残留応力が大きくなるにつれて内表面の引張残留応力が大きくなる傾向がある。
　しかし、鋼管の内表面は、肉厚の分だけ外表面よりも残留応力（絶対値）が小さくなる。この傾向は、肉厚が７ｍｍ以上であること及び比〔肉厚／外径〕が０．０７以上であることの少なくとも一方を満たす場合に、より顕著である。しかも、鋼管の内表面は鋼管の外表面に比べて傷が付きにくい。
　これらの理由により、外表面の圧縮残留応力を上記のように大きくしても、内表面に受ける傷を起点とした内圧疲労破壊は、さほど問題とはならない。
　従って、鋼管の内圧疲労特性を向上させるためには、内表面に受ける傷を起点とした内圧疲労破壊への対策よりも、外表面に受ける傷を起点とした内圧疲労破壊への対策が重要である。
　本発明において、外表面の圧縮残留応力は、２５０ＭＰａ以上である。これにより、外部から受ける傷を起点とする内圧疲労破壊が抑制される。
　外表面の圧縮残留応力は、３５０ＭＰａ以上が好ましく、４００ＭＰａ以上がより好ましい。
　外表面の圧縮残留応力の上限には特に制限はないが、内表面の引張残留応力をより低減する観点から、外表面の圧縮残留応力は、６００ＭＰａ以下が好ましい。
　なお、Ｘ線法による圧縮残留応力２５０ＭＰａは、クランプトン法による圧縮残留応力１５０ＭＰａに相当し、Ｘ線法による圧縮残留応力４３０ＭＰａは、クランプトン法による圧縮残留応力３００ＭＰａに相当し、Ｘ線法による引張残留応力１２０ＭＰａは、クランプトン法による引張残留応力１００ＭＰａに相当する。
　Ｘ線法による圧縮残留応力の測定は、常法に従って行うことができる。測定方法の一例は、後述の〔実施例〕に示すとおりである。
　また、前述のとおり、本発明において、上記比率Ｃは、７０％以上である。
　これにより、外部から受ける傷を起点とする内圧疲労破壊が抑制される。
　特に、何らかの原因で外表面が剥離した場合や、外表面から内部にまで至る深さの傷が加えられた場合においても、内圧疲労破壊を抑制できる。
　比率Ｃは、８０％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。
　比率Ｃの上限は、原理的には１００％である。但し、外表面における測定位置と、深さ１ｍｍの位置における測定位置と、が軸方向や周方向について異なる場合などにおいて、比率Ｃが１００％を超えることがあってもよい。
　本発明による内圧疲労特性向上の効果は、例えば、鋼管円周方向の負荷応力４００ＭＰａでの破断繰り返し数に基づいて評価することができる。言うまでもないが、破断繰り返し数が大きい程、内圧疲労特性に優れている。
　図１は、鋼管の外表面の残留応力と、鋼管の負荷応力４００ＭＰａでの破断繰り返し数と、の関係を示すグラフである。
　このグラフの測定では、まず、後述の鋼Ｎｏ．２の組成を有し、かつ、Ｘ線法による外表面の残留応力（図１中の「外表面残留応力」）が図１に示す値である９種の鋼管（９種の電縫鋼管）を準備した。外表面の残留応力は、後述の実施例における熱処理の条件を変化させることにより変化させた。また、Ｘ線法による外表面の残留応力の測定は、後述の実施例に示す方法とした。
　次に、上記９種の鋼管のそれぞれに対し、円周方向に４００ＭＰａの応力を、周波数０．８Ｈｚで繰り返し負荷し、鋼管が破断するまでの応力の繰り返し数［回］を求めた。得られた繰り返し数［回］を、図１中の「負荷応力４００ＭＰａでの破断繰り返し数［回］」とした。この繰り返し数の測定は、鋼管温度が常温（約２０℃）の条件で行った。
　図１に示すように、外表面の残留応力が－２５０ＭＰａ以下（即ち、圧縮残留応力が２５０ＭＰａ以上）であると、破断繰り返し数［回］が顕著に増大すること、即ち、鋼管の内圧疲労特性が顕著に向上することがわかった。
　本発明の鋼管の肉厚は、７ｍｍ～１７ｍｍであることが好ましい。
　肉厚が７ｍｍ以上であると、内圧に対する耐性がより向上する。更に、肉厚が厚くなる分、内表面の残留応力を低減できるので、内表面に受ける傷を起点とした内圧疲労破壊がより抑制される。
　肉厚の上限値１７ｍｍは、熱延鋼板を曲げて鋼管に成形するための成形能（特に、本発明の鋼管が電縫鋼管である場合の成形能）を考慮した上限値である。
　また、本発明の鋼管において、外径に対する肉厚の比〔肉厚／外径〕は、０．０７～０．１２であることが好ましい。
　比〔肉厚／外径〕が０．０７以上であると、内圧に対する耐性がより向上する。更に、内表面の残留応力を低減できるので、内表面に受ける傷を起点とした内圧疲労破壊がより抑制される。
　比〔肉厚／外径〕の上限値０．１２は、熱延鋼板を曲げて鋼管に成形するための成形能（特に、本発明の鋼管が電縫鋼管である場合の成形能）を考慮した上限値である。
　本発明の鋼管は、肉厚が７ｍｍ～１７ｍｍであり、かつ、比〔肉厚／外径〕が０．０７～０．１２であることが特に好ましい。
　なお、本明細書中では、外径、肉厚、及び比〔肉厚／外径〕を、それぞれ、外径Ｄ、肉厚ｔ、及び比率〔ｔ／Ｄ〕と称することがある。
　また、本発明の鋼管は、内圧疲労特性をより向上させる点から、全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強度に対する降伏強度の比率（以下、「降伏比」ともいう）が８０％以上であり、かつ、降伏伸びが現れることが好ましい。
　ここで、降伏比が８０％以上であり、かつ、降伏伸びが現れるという性質は、後述の熱処理が施された鋼管に特有の性質である。
　降伏比が８０％以上であると、より広い弾性域が確保される。また、降伏伸びが現れると、内圧疲労時においても破断に至りにくい。なお、降伏比の上限値は、原理的には１００％である。
　本発明の鋼管の種類には特に制限はなく、電縫鋼管などの溶接鋼管であっても、シームレス鋼管であってもよい。
　寸法精度や製造コストなどの観点から、本発明の鋼管は、電縫鋼管であることが好ましい。
　上述した本発明の鋼管（特に、全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、降伏比が８０％以上であり、かつ、降伏伸びが現れる鋼管）は、例えば、造管後、未だ熱処理が施されていない鋼管（以下、「造管ままの鋼管」ともいう）の全体をＡｃ１点以下の温度に加熱し、加熱された鋼管の外表面を急冷することにより製造され得る。本明細書中では、上記加熱の開始から上記冷却の終了（停止）までのプロセスを、「熱処理」ということがある。
　上記急冷により、外表面及び内表面の温度差を生じさせることができ、この温度差により、外表面に大きな圧縮残留応力を生じさせることができると考えられる。この急冷による効果は、肉厚が７ｍｍ以上であること及び比〔肉厚／外径〕が０．０７以上であることの少なくとも一方を満たす場合に、より効果的に奏される。
　外表面の急冷は、例えば、外表面の周囲から外表面に対し、スプレーノズルなどによって冷却溶媒を吹き付けることにより行うことができる。この際、熱処理の温度、冷却開始温度、冷却速度等を調整することにより、外表面における圧縮残留応力及び比率Ｃを調整することができる。例えば、冷却速度が上昇するほど、外表面における圧縮残留応力も上昇する傾向となる。
　なお、造管後であって加熱前の鋼管（造管ままの鋼管）には、冷間引抜きなどのその他の加工が施されていてもよい。
　また、本発明の鋼管の用途には特に制限はない。本発明の鋼管は、優れた内圧疲労特性が要求されるあらゆる用途に用いることができる。
　本発明の鋼管の例として、シリンダー用鋼管、制震ダンパー用鋼管、耐震ダンパー用鋼管、油圧配管、等が挙げられる。
　特に、本発明の鋼管がシリンダー用鋼管である場合に、内圧疲労特性を向上させる意義が大きい。
　シリンダー用鋼管としては、油圧等によって伸縮するシリンダーの外筒に適用されるシリンダー用鋼管が好ましい。シリンダーとしては、例えば、油圧ショベルのバケット、アーム、ブーム等の駆動系周りのシリンダーが挙げられる。
　次に、本発明の鋼管の組成について説明する。
　以下において、鋼管中における元素の含有量を示す「％」は、「質量％」である。
　また、各元素について、単に「含有量」というときは、鋼管中における含有量を指す。
　本発明の鋼管は、前述のとおり、Ｃ：０．０６％～０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下、及びＮｂ：０．０８０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
　以下、各元素及び含有量、並びに、不可避的不純物について説明する。
＜Ｃ：０．０６％～０．２５％＞
　Ｃ（炭素）は、鋼管の強度の向上に有効な元素である。
　本発明の鋼管におけるＣの含有量は、０．０６％以上である。これにより、内圧疲労特性向上のベースとなる鋼管の強度が確保される。
　一方、Ｃの含有量が多すぎると、鋼管の強度が高くなりすぎ、靭性が劣化する。このため、Ｃの含有量の上限は０．２５％である。
＜Ｓｉ：０．５０％以下＞
　Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として有効である。
　しかし、Ｓｉの含有量が多すぎると、低温靭性が損なわれ、更に、本発明の鋼管が電縫鋼管である場合には、電縫溶接性が損われる。このため、Ｓｉの含有量の上限は０．５０％である。Ｓｉの含有量は、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
　一方、脱酸剤としての効果がより効果的に得られる点から、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。更に、固溶強化によって鋼管の強度がより高められる点で、Ｓｉの含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　なお、Ｓｉは、鋼中に意図的に含有させる場合だけでなく、鋼中に不純物として混入する場合もあり得る。Ｓｉが鋼中に不純物として混入する場合、Ｓｉの含有量は少ない方が好ましいので、Ｓｉの含有量の下限には特に制限はない。
＜Ｍｎ：１．００％～１．８０％＞
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼の焼入れ性を高めることによって鋼を高強度化する元素である。
　本発明の鋼管中におけるＭｎ（マンガン）の含有量は、高い強度を確保する点から、１．００％以上である。Ｍｎの含有量は、１．１０％以上であることが好ましく、１．２０％以上であることがより好ましい。
　しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、マルテンサイトの生成が助長され、靱性が劣化する。このため、Ｍｎの含有量の上限は１．８０％である。
＜Ｐ：０．０３０％以下＞
　Ｐ（リン）は、不純物である。
　Ｐの含有量の低減により、靭性が向上することから、Ｐの含有量の上限は０．０３０％である。Ｐの含有量は０．０１８％以下が好ましい。
　Ｐの含有量は少ない方が好ましいため、Ｐの含有量の下限には特に制限はない。但し、特性とコストとのバランスの観点から、通常は、Ｐの含有量は０．００１％以上である。
＜Ｓ：０．０２０％以下＞
　Ｓ（硫黄）は、不純物である。
　Ｓの含有量の低減により、熱間圧延によって延伸化するＭｎＳを低減し、靭性を向上させることができることから、Ｓの含有量の上限は０．０２０％である。Ｓの含有量は、０．００８％以下が好ましく、０．００５％以下がより好ましい。
　Ｓの含有量は少ない方が好ましいので、Ｓの含有量の下限には特に制限はない。但し、特性とコストとのバランスの観点から、通常は、Ｓの含有量は０．０００１％以上である。
＜Ａｌ：０．０８％以下＞
　Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として有効な元素である。
　しかし、Ａｌの含有量が多すぎると、介在物が増加して、延性や靭性が損なわれる。このため、Ａｌの含有量の上限は０．０８％である。
　一方、脱酸剤としての効果をより効果的に得る点から、Ａｌの含有量は０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましく、０．０１％以上が特に好ましい。
　なお、Ａｌは、鋼中に意図的に含有させる場合だけでなく、鋼中に不純物として混入する場合もあり得る。Ａｌが鋼中に不純物として混入する場合、Ａｌの含有量は少ない方が好ましいので、Ａｌの含有量の下限には特に制限はない。
＜Ｎ：０．００８％以下＞
　Ｎ（窒素）は、鋼中に不可避的に存在する元素である。
　しかし、Ｎの含有量が多すぎると、ＡｌＮ等の介在物が過度に増大して表面傷、靱性劣化等の弊害が生じるおそれがある。このため、Ｎの含有量の上限は０．００８％である。Ｎの含有量は、０．００７％以下が好ましく、０．００６％以下が特に好ましい。
　一方、Ｎの含有量の下限には特に制限はないが、脱Ｎ（脱窒）のコストや経済性を考慮すると、Ｎの含有量は、０．００２％以上が好ましい。
＜Ｎｂ：０．０８０％以下＞
　Ｎｂ（ニオブ）は、再結晶温度を低下させる元素であり、熱間圧延を行う際に、オーステナイトの再結晶を抑制して組織の微細化に寄与する元素である。
　しかし、Ｎｂの含有量が多すぎると、粗大な析出物によって靭性が劣化する。このため、Ｎｂの含有量の上限は０．０８０％である。Ｎｂの含有量は、０．０７０％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
　一方、組織微細化効果をより確実に得る点から、Ｎｂの含有量は、０．００８％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０１５％以上が特に好ましい。
＜不可避的不純物＞
　本発明において、不可避的不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　不可避的不純物として、具体的には、Ｏ（酸素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（スズ）、Ｗ（タングステン）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｓ（ヒ素）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｐｂ（鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｂ（ホウ素）、Ｈ（水素）が挙げられる。
　このうち、Ｏは含有量０．００６％以下となるように制御することが好ましい。
　また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓについては含有量０．１％以下の混入が、Ｍｇ、Ｐｂ、及びＢｉについては含有量０．００５％以下の混入が、Ｂ及びＨについては含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得るが、その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
　また、本発明の鋼管は、選択的に、Ｖ：０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００４０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．００５％以下の１種又は２種以上を更に含有していてもよい。
　これらの元素は、鋼中に意図して含有させる場合以外にも、鋼中に不可避的不純物として混入する場合もあり得る。従って、これらの元素の含有量の下限には特に制限はない。
　以下、これらの元素、及び、本発明の鋼管がこれらの元素を含有する場合の好ましい含有量について説明する。
＜Ｖ：０．０８０％以下＞
　Ｖ（バナジウム）は、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素である。
　しかし、Ｖの含有量が多すぎると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性の劣化をもたらすおそれがある。このため、Ｖの含有量は０．０８０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
　一方、鋼管の強度をより向上させる点から、Ｖの含有量は０．０１０％以上が好ましい。
＜Ｔｉ：０．０３０％以下＞
　Ｔｉ（チタン）は、微細な窒化物（ＴｉＮ）を形成し、スラブ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し組織の微細化に寄与する元素である。
　しかし、Ｔｉの含有量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化や、ＴｉＣによる析出硬化が生じ、靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｔｉの含有量は、０．０３０％以下が好ましく、０．０２５％以下がより好ましく、０．０２０％以下が特に好ましい。
　一方、組織の微細化により靱性をより向上させる観点からは、Ｔｉの含有量は、０．００８％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
＜Ｃｕ：０．５０％以下＞
　Ｃｕ（銅）は、鋼の焼入れ性を高めることによって鋼を高強度化する元素である。また、Ｃｕは、固溶強化に寄与する元素でもある。
　しかし、Ｃｕの含有量が多すぎると、鋼管の表面性状が損なわれる場合がある。このため、Ｃｕの含有量は０．５０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
　一方、Ｃｕの含有量は、０．０５％以上が好ましい。
　なお、鋼管がＣｕを含有する場合は、表面性状劣化防止の観点から、同時にＮｉを含有することが好ましい。
＜Ｎｉ：０．５０％以下＞
　Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の焼入れ性を高めることによって鋼を高強度化する元素である。また、Ｎｉは、靭性の向上に寄与する元素でもある。
　しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、経済性の点から、Ｎｉの含有量は０．５０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
　一方、靱性をより向上させる観点から、Ｎｉの含有量は０．０５％以上であることが好ましい。
＜Ｃｒ：０．５０％以下＞
　Ｃｒ（クロム）は、強度の向上に有効な元素である。
　しかし、Ｃｒの含有量が多すぎると、電縫溶接性が劣化することがあるため、Ｃｒの含有量は、０．５０％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましい。
　一方、鋼管の強度をより向上させる点から、Ｃｒの含有量は０．０５％以上が好ましい。
＜Ｍｏ：０．５０％以下＞
　Ｍｏ（モリブデン）は、鋼の高強度化に寄与する元素である。
　しかし、Ｍｏは高価な元素であるため、経済性の点から、Ｍｏの含有量は０．５０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましく、０．１０％以下が特に好ましい。
　一方、Ｍｏの含有量は、０．０５％以上が好ましい。
＜Ｂ：０．００４０％以下＞
　Ｂ（ホウ素）は、微量の含有により鋼の焼入れ性を顕著に高めて鋼の高強度化に寄与する元素である。
　しかし、Ｂは、含有量０．００４０％を超えて含有させても焼入れ性の更なる向上は起きないのみならず、析出物を生成して靭性を劣化させる可能性があるので、Ｂの含有量の上限は０．００４０％が好ましい。一方、Ｂは原料不純物から混入することがあるが、焼入れ性の効果を十分得るためには、Ｂの含有量は、０．０００４％以上であることが好ましい。
＜Ｃａ：０．００５％以下＞
　Ｃａ（カルシウム）は、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させ、さらに、電縫溶接部の酸化物を微細化して電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。
　しかし、Ｃａの含有量が多すぎると、酸化物又は硫化物が大きくなり靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、Ｃａの含有量は、０．００５％以下であることが好ましい。
　一方、Ｃａの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。
＜ＲＥＭ：０．００５％以下＞
　本明細書中において、「ＲＥＭ」とは希土類元素を意味し、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｅｕ（ユウロピウム）、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、Ｙｂ（イッテルビウム）、及びＬｕ（ルテチウム）からなる１７種の元素の総称である。
　また、「ＲＥＭ：０．００５％以下」とは、上記１７種の元素のうちの少なくとも１種を含有し、かつ、これら１７種の元素の合計含有量が０．００５％以下であることを指す。
　ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させ、さらに、電縫溶接部の酸化物を微細化して電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。
　しかし、ＲＥＭの含有量が多すぎると、酸化物又は硫化物が大きくなり靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、ＲＥＭの含有量は、０．００５％以下であることが好ましい。
　一方、ＲＥＭの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。
　以下、本発明を実施例により更に具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
〔実施例１～１６、比較例１～５〕
　下記表１中の「鋼Ｎｏ．１～Ｎｏ．５」で示される組成であり、下記表２に示す外径Ｄ、肉厚ｔ、比率〔ｔ／Ｄ〕の電縫鋼管（造管ままの電縫鋼管）を準備した。
　なお、電縫鋼管の組成中、表１中に示された元素以外の成分（残部）は、Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物である。
　また、鋼Ｎｏ．５における「ＲＥＭ」は、具体的には、Ｌａ（ランタン）である。
　また、加熱炉、均熱炉、及び急水冷装置を順次備えた熱処理装置を準備した。
　この熱処理装置は、熱処理の対象となる鋼管がその管軸方向に沿って搬送され、この鋼管が、加熱炉、均熱炉、及び急水冷装置を順次通過するように構成されている。
　ここで、急水冷装置は、鋼管の外表面（外周面）の周囲からこの外表面全体に対して冷却水を吹き付けるためのスプレーノズルを備えている。
　また、熱処理装置において、均熱炉と急水冷装置との間には、鋼管の冷却開始温度を測定するための放射温度計Ａが備えられており、急水冷装置からみて鋼管の搬送方向下流側には、鋼管の冷却停止温度を測定するための放射温度計Ｂが備えられている。
　また、均熱炉には、炉内の雰囲気温度を測定するための熱電対が備えられている。
＜熱処理＞
　上記電縫鋼管を、上記熱処理装置の加熱炉、均熱炉、及び急水冷装置に順次通過させることにより、上記電縫鋼管に熱処理（加熱及び急冷）を施した。このときの、加熱温度、冷却開始温度、冷却速度、及び冷却停止温度は、下記表２に示すとおりである。なお、本実施例において、「熱処理」とは、加熱開始から冷却停止までのプロセスを指す。
　ここで、加熱温度は、均熱炉に備えられた熱電対によって測定し、冷却開始温度は、均熱炉と急水冷装置との間に備えられた放射温度計Ａによって測定し、冷却停止温度は、急水冷装置からみて鋼管の搬送方向下流側に備えられた放射温度計Ｂによって測定した。冷却速度は、冷却開始温度、冷却停止温度、放射温度計Ａと放射温度計Ｂとの距離、及び、鋼管の搬送速度に基づいて算出した。
＜残留応力の測定＞
　熱処理後の電縫鋼管について、Ｘ線法により、残留応力を測定した。
　残留応力の測定は、外表面から深さ１ｍｍの位置、及び、外表面について行った。
　測定結果に基づき、前述の式１に従って比率Ｃ（即ち、外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力に対する、外表面から深さ１ｍｍの位置における圧縮残留応力の比率（％））を求めた。
　結果を下記表２に示す。
　なお、Ｘ線法による残留応力の測定条件は以下のとおりである。
－Ｘ線法による残留応力の測定条件－
　Ｘ線法による残留応力の測定において、試料の長さが短くなると残留応力が緩和されることがある。このため、本測定に用いる試料の長さとしては、外径の１．５倍以上の長さを確保することが好ましい。従って、本測定では、長さ４００ｍｍの試料（電縫鋼管）を準備した。
　Ｘ線法による残留応力の測定は、微小焦点Ｘ線応力測定装置を使用し、傾斜法にて行った。測定位置は、試料の長さ方向中央位置とした。
　外表面の残留応力は、上記試料の外表面について、上記の方法によって測定した。
　外表面から深さ１ｍｍの位置の残留応力は、上記試料に対し、電解研磨により、外表面からの深さが１ｍｍの凹部を設け、この凹部の底（即ち、外表面から深さ１ｍｍの位置）について上記方法によって残留応力を測定した。
＜管軸方向引張試験＞
　熱処理後の電縫鋼管から全厚試験片を採取し、全厚試験片について管軸方向引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（Yield Strength）及び引張強度ＴＳ（Tensile Strength）を測定した。更に、この試験において、降伏伸びの有無を確認した。更に、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比率（％）として、降伏比ＹＲ（Yield Ratio）を求めた。
　以上の結果を下記表２に示す。
　なお、管軸方向引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行った。試験片の引張方向は、管軸方向とした。
　全厚試験片の形状は、１２号試験片の形状とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、実施例１～１６の電縫鋼管は、外表面の残留応力が－２５０ＭＰａ以下（即ち、外表面の圧縮残留応力が２５０ＭＰａ以上）であり、比率Ｃ（外表面における圧縮残留応力に対する、外表面から深さ１ｍｍの位置における圧縮残留応力の比率）が、７０％以上であった。
　また、実施例１～１６の電縫鋼管は、管軸方向引張試験による降伏比ＹＲが８０％以上であり、かつ、降伏伸びを示した。
　以上により、実施例１～１６の電縫鋼管は、内圧疲労特性に優れることがわかる。
　次に、実施例５における造管ままの電縫鋼管に上述の熱処理を施さず、かつ、外表面にショットブラスト加工（投射圧力：０．８ＭＰａ、研掃材：１．０ｍｍφ鋼球、加工温度：室温、カバレージ：１００％）を施した比較試料Ａを準備した。
　この比較試料Ａについて、上述した方法によって残留応力を測定したところ、外表面の残留応力は－３００ＭＰａであり、外表面から深さ１ｍｍにおける残留応力は＋１００ＭＰａであった。
　更に、実施例５における造管ままの電縫鋼管に上述の熱処理を施さず、かつ、外表面にバニシング加工を施した比較試料Ｂを準備した。
　この比較試料Ｂについて、上述した方法によって残留応力を測定したところ、外表面の残留応力は－１００ＭＰａであり、外表面から深さ１ｍｍにおける残留応力は＋１００ＭＰａであった。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０６％～０．２５％、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ｍｎ：１．００％～１．８０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｎ：０．００８％以下、及び
    Ｎｂ：０．０８０％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、２５０ＭＰａ以上であり、
    　外表面から深さ１ｍｍの位置におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力が、前記外表面におけるＸ線法で測定された圧縮残留応力の７０％以上である鋼管。
  2. 　質量％で、
    Ｖ：０．０８０％以下、
    Ｔｉ：０．０３０％以下、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｂ：０．００４０％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、及び
    ＲＥＭ：０．００５％以下の１種又は２種以上を更に含有する請求項１に記載の鋼管。
  3. 　肉厚が７ｍｍ～１７ｍｍであり、外径に対する肉厚の比〔肉厚／外径〕が０．０７～０．１２である請求項１又は請求項２に記載の鋼管。
  4. 　全厚試験片について管軸方向引張試験を行ったときに、引張強度に対する降伏強度の比率が８０％以上であり、かつ、降伏伸びが現れる請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼管。
  5. 　電縫鋼管である請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼管。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020230795A1 (ja) * 2019-05-13 2020-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 中空スタビライザー用電縫鋼管

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015022899A1 (ja) * 2013-08-16 2015-02-19 新日鐵住金株式会社 溶接部品質の優れた電縫鋼管及びその製造方法
CN111321342A (zh) * 2020-02-29 2020-06-23 邯郸钢铁集团有限责任公司 一钢多级冷轧低合金高强钢及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62107023A (ja) * 1985-11-01 1987-05-18 Kawasaki Steel Corp 溶接鋼管の加工方法
JP2000178688A (ja) * 1998-12-11 2000-06-27 Nisshin Steel Co Ltd 疲労耐久性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管
JP2006037205A (ja) * 2004-07-30 2006-02-09 Jfe Steel Kk 耐疲労特性に優れた中空ドライブシャフトの製造方法
JP2012167328A (ja) * 2011-02-15 2012-09-06 Jfe Steel Corp 圧潰強度に優れた高靱性ｕｏｅ鋼管及びその製造方法
JP2013032584A (ja) * 2011-06-30 2013-02-14 Jfe Steel Corp 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5693853A (en) * 1979-12-28 1981-07-29 Nippon Steel Corp Steel pipe for oil well with excellent compression strength
JP2811226B2 (ja) * 1990-07-02 1998-10-15 新日本製鐵株式会社 車体補強用鋼管
JPH04183820A (ja) 1990-11-19 1992-06-30 Nippon Steel Corp 内圧疲労特性の優れたシリンダーチューブ用鋼管の製造方法
JPH0688129A (ja) 1992-09-10 1994-03-29 Kawasaki Steel Corp 低残留応力の溶接まま高強度鋼管の製造方法
JP2003103329A (ja) 2001-09-28 2003-04-08 Nippon Steel Corp シリンダー用鋼管の製造法
AR048214A1 (es) * 2004-02-05 2006-04-12 Sumitomo Metal Ind Tubos de acero sin costura terminados en frio
JP4510515B2 (ja) 2004-05-21 2010-07-28 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた中空部品
JP4254817B2 (ja) * 2006-07-14 2009-04-15 株式会社Ｉｈｉ 高周波誘導加熱応力緩和法
JP4282731B2 (ja) 2006-08-11 2009-06-24 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた自動車足回り部品の製造方法
CN101501233B (zh) 2006-08-11 2011-12-28 新日本制铁株式会社 疲劳特性优异的汽车行走部件用钢材以及使用该钢材的汽车行走部件的制造方法
ES2452923T3 (es) * 2007-04-04 2014-04-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Miembro de refuerzo para una carrocería de automóvil
JP5811591B2 (ja) * 2011-05-24 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度ラインパイプ及びその製造方法
JP5565420B2 (ja) * 2012-02-02 2014-08-06 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管
US20150176101A1 (en) 2012-05-25 2015-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hollow stabilizer, and steel pipe for hollow stabilizers and method of producing the same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62107023A (ja) * 1985-11-01 1987-05-18 Kawasaki Steel Corp 溶接鋼管の加工方法
JP2000178688A (ja) * 1998-12-11 2000-06-27 Nisshin Steel Co Ltd 疲労耐久性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管
JP2006037205A (ja) * 2004-07-30 2006-02-09 Jfe Steel Kk 耐疲労特性に優れた中空ドライブシャフトの製造方法
JP2012167328A (ja) * 2011-02-15 2012-09-06 Jfe Steel Corp 圧潰強度に優れた高靱性ｕｏｅ鋼管及びその製造方法
JP2013032584A (ja) * 2011-06-30 2013-02-14 Jfe Steel Corp 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3088553A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020230795A1 (ja) * 2019-05-13 2020-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 中空スタビライザー用電縫鋼管
JPWO2020230795A1 (ja) * 2019-05-13 2021-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 中空スタビライザー用電縫鋼管
JP7070696B2 (ja) 2019-05-13 2022-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 中空スタビライザー用電縫鋼管

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