WO2020129337A1 - 電縫鋼管 - Google Patents

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WO2020129337A1
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昌利 荒谷
亮二 松井
友則 近藤
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to an electric resistance welded steel pipe (electric resistance welded steel pipe, electric resistance welded steel pipe or tube), and in particular, even if the carbon content is 0.40 mass% or more, quench cracking does not occur.
  • ERW steel pipe electric resistance welded steel pipe, electric resistance welded steel pipe or tube
  • Rod bars have been used for automobile parts such as drive shafts and steering shafts that require high rigidity.
  • a steel pipe has been used instead of the steel bar.
  • the steel pipe is quenched and tempered to ensure the required strength. If the strength of the steel pipe can be increased by quenching, the required strength can be secured with a steel pipe having a thinner wall thickness, which is advantageous in terms of weight reduction. From the viewpoint of improving the strength of the steel pipe after quenching, it is desirable that the carbon content in the steel is high. Therefore, a steel pipe having a high carbon content tends to be used.
  • quench cracks occur when steel materials are quenched. That is, when the steel material is rapidly cooled from the red hot state, cracks do not occur at first because the compressive residual stress is generated in the surface layer of the steel material due to the thermal stress.
  • Ms martensitic transformation start
  • volume expansion occurs due to martensitic transformation
  • tensile stress is generated in the surface layer of the steel material.
  • quench cracking occurs on the surface. Since the tensile stress due to this martensitic transformation increases as the carbon content increases, quench cracking is more likely to occur in steel materials with a higher carbon content. Particularly, when the carbon content is 0.40 mass% or more, the occurrence of quench cracking becomes remarkable. Quenching cracks have a markedly adverse effect on the static strength and fatigue strength required for the parts, so quenching must be avoided.
  • Patent Document 1 proposes a technique of increasing the temper softening resistance by adding Si in excess of 2 mass% to the induction hardened steel used for automobile parts and the like.
  • the C content can be suppressed to 0.60 mass% or less, and therefore occurrence of quench cracks and deterioration of workability can be prevented. ..
  • Patent Document 2 proposes a technique in which a steel material is processed into a component shape, and immediately before quenching, induction quenching and forced cooling of a portion where quench cracking is likely to occur.
  • forced cooling is stopped when the temperature of the portion reaches Ar1 point to (Ar1-50)° C., and the portion is reheated to the Ac1 point or higher.
  • coarsening of the former austenite grain size of the quenched structure is suppressed, and the quench cracking resistance is improved.
  • Patent Document 1 the technology proposed in Patent Document 1 is intended for round bars, not for ERW steel pipes.
  • Si exceeding 2 mass% is added to the material for the electric resistance welded pipe as proposed in the cited document 1, the electric resistance weldability is significantly impaired, and it becomes difficult to secure the welding quality.
  • Patent Document 2 the technology proposed in Patent Document 2 is intended for steel bars, not for electric resistance welded steel pipes. Further, the above-mentioned technology requires a quenching equipment capable of highly precise controlled cooling in order to secure a proper prior austenite grain size.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides an electric resistance welded steel pipe that does not cause quench cracking and has excellent fatigue strength even though the carbon content is 0.40 mass% or more.
  • the purpose is to do.
  • the inventors obtained the following findings as a result of repeated studies to solve the above problems.
  • ferrite decarburized layer also referred to as a complete decarburization layer
  • quench cracking can be prevented. That is, during quenching, the interior undergoes martensitic transformation and tensile stress is generated in the surface layer.
  • the surface deferred ferrite decarburized layer remains ferrite even after quenching, and since ferrite has a soft and easy-to-stretch structure, quench cracking does not occur.
  • a ferrite decarburized layer of optimum thickness is formed by a heating/rolling schedule that keeps the steel pipe as long as possible in the austenite-ferrite ( ⁇ - ⁇ ) two-phase region during hot-diameter rolling. can do.
  • an electric resistance welded steel pipe (outer diameter 40 mm, wall thickness 4 mm) having a C content of 0.41 mass% and different ferrite decarburized layer depths was prepared.
  • the electric resistance welded steel pipe was subjected to induction water quenching at a cooling rate of 50° C./s, and the occurrence of quench cracks was evaluated.
  • the evaluation results are shown in Table 1.
  • the electric resistance welded steel pipe after induction hardening was tempered at 400°C for 20 minutes. Then, a torsion fatigue test was performed to evaluate the fatigue strength of the electric resistance welded steel pipe after the tempering.
  • the inner surface and the outer surface of the electric resistance welded steel pipe after tempering are ground by 0.5 mm in the depth direction to completely remove the influence of surface microcracks and surface decarburization.
  • the prepared reference sample was prepared, and the sample having a fatigue strength of 80% or less of the reference sample was defined as insufficient fatigue strength. The evaluation results are also shown in Table 1.
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between the residence time in the two-phase region during the production process of ERW steel pipe accompanied by hot reduction rolling and the depth of the ferrite decarburized layer on the surface of the obtained ERW pipe.
  • the “two-phase region residence time” refers to the time during which the steel pipe as a raw material stays in the two-phase region of austenite-ferrite ( ⁇ - ⁇ ) during the hot-diameter rolling and the subsequent cooling process.
  • FIG. 1 shows the experimental results under four conditions in which the depth of the preliminary decarburized layer before the hot-diameter rolling is 0 ⁇ m, 3 ⁇ m, 5 ⁇ m, and 10 ⁇ m. The lowermost line in FIG.
  • the "preliminary decarburized layer” refers to the total decarburized layer formed by heating before the diameter-reducing rolling.
  • the depth of the preliminary decarburized layer can be measured by rapidly cooling the steel pipe after heating and before the diameter-reducing rolling so that decarburization does not proceed any further.
  • the preliminary decarburized layer depth is less than 5 ⁇ m, a ferrite decarburized layer with a depth of 20 ⁇ m or more cannot be obtained unless the residence time in the two-phase region is 10 minutes or more.
  • the ferrite decarburized layer depth can be set to 20 to 50 ⁇ m by setting the two-phase region residence time to 1 to 5 minutes.
  • the heat treatment for holding in the two-phase region is performed off-line, it is possible to secure a sufficient residence time in the two-phase region and set the ferrite decarburized layer depth to 20 to 50 ⁇ m regardless of the depth of the preliminary decarburized layer. ..
  • off-line heat treatment is not desirable because it causes a decrease in productivity and an increase in cost. Therefore, by forming a preliminary decarburized layer with an appropriate depth in advance before entering the two-phase region in the cooling process after the diameter-reduction rolling, it is necessary even if the two-phase region residence time is within 5 minutes. The ferrite decarburized layer depth can be obtained.
  • the temperature range in which ferrite decarburization is likely to proceed is wide in the two-phase range. That is, although ferrite decarburization proceeds only in the two-phase region, it tends to proceed particularly in the high temperature region among the two-phase region.
  • the preliminary decarburized layer is formed on the surface, the amount of C is small in that portion, so that the upper limit temperature of the two-phase region rises and becomes wide on the high temperature side.
  • the presence of the preliminary decarburized layer allows the subsequent ferrite decarburization to proceed advantageously, and the desired ferrite decarburized layer depth can be obtained in a short time. With such a short two-phase region residence time, online production is possible. Therefore, the electric resistance welded steel pipe of the present invention can be efficiently manufactured online.
  • the present invention has been made based on the above findings, and its gist structure is as follows.
  • composition of the components is% by mass,
  • composition of the components is% by mass, Nb: 0.05% or less, W: 0.5% or less, V: 0.50% or less, and Mo: 2.0% or less, one or more selected from the group consisting of 2 or more, the electric resistance welded steel pipe according to 1 or 2 above.
  • composition of the components is% by mass
  • REM The electric resistance welded steel pipe according to any one of 1 to 3 above, containing 0.020% or less.
  • the present invention it is possible to provide an electric resistance welded steel pipe in which quench cracking does not start even though the carbon content is 0.40% or more. Further, the electric resistance welded steel pipe of the present invention is excellent in productivity.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention can be very suitably used, for example, for manufacturing automobile parts.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention has the component composition described above.
  • each component contained in the component composition will be described.
  • "%" as a unit of the content of components means “% by mass” unless otherwise specified.
  • the C content 0.40 to 0.55% If the C content is less than 0.40%, sufficient hardness cannot be obtained even by quenching, and the required fatigue resistance cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.40% or more, preferably 0.41% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.55%, the weldability deteriorates, and stable electric resistance welding quality cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.55% or less, preferably 0.50% or less.
  • Si 0.10 to 1.0% Si may be added for deoxidation, and if it is less than 0.10%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained. At the same time, Si is also a solid solution strengthening element, and it is necessary to add 0.10% or more to obtain the effect. Therefore, the Si content is set to 0.10% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.0%, the hardenability of the steel pipe deteriorates. Therefore, the Si content is set to 1.0% or less, preferably 0.4% or less.
  • Mn 0.10-2.0%
  • Mn is an element that improves hardenability, and it is necessary to add 0.10% or more to obtain the effect. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more, preferably 0.20% or more, and more preferably 1.0% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0%, the electric resistance welding quality deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or less, preferably 1.8% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is an element contained as an impurity, segregates at grain boundaries and the like, and adversely affects weld crackability and toughness. Therefore, the P content is reduced to 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of the P content is not limited, but since P is unavoidably contained in the steel, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that exists in steel as a sulfide-based inclusion and reduces hot workability, toughness, and fatigue resistance. Therefore, it is necessary to reduce the S content to 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the S content is not limited, but since S is unavoidably contained in the steel, the S content may be 0.001% or more.
  • Al 0.010-0.100%
  • Al is an element effective for deoxidation. Further, Al has the effect of ensuring the strength after quenching by suppressing the growth of austenite grains during quenching.
  • the Al content is set to 0.010% or more, preferably 0.030% or more.
  • the Al content is set to 0.100% or less, preferably 0.080% or less.
  • Cr 0.05-0.30%
  • Cr is an element having an effect of improving hardenability.
  • the Cr content is set to 0.05% or more, preferably 0.10% or more.
  • the Cr content is set to 0.30% or less, preferably 0.25% or less.
  • Ti 0.010 to 0.050%, Ti has a function of fixing N in steel as TiN. However, if the Ti content is less than 0.010%, the ability to fix N is not sufficiently exhibited. Therefore, the Ti content is set to 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.050%, the workability and toughness of steel deteriorate. Therefore, the Ti content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • B 0.0005 to 0.0030%
  • B is an element that improves hardenability. If the B content is less than 0.0005%, the effect of improving hardenability is not sufficiently exhibited. Therefore, the B content is set to 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0030%, the effect is saturated, and in addition, B segregates at the grain boundaries to promote grain boundary fracture and deteriorate toughness. Therefore, the B content is set to 0.0030% or less, preferably 0.0025% or less.
  • Ca 0.0001 to 0.0050%
  • Ca is an element effective in reducing the crack starting point at the time of fatigue fracture in a use environment where a nonmetallic inclusion has a spherical shape and is subjected to repeated stress.
  • the Ca content is set to 0.0001% or more, preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content is set to 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • N 0.0005 to 0.005%
  • N is an element that combines with Al and has an effect of refining crystal grains.
  • the N content is set to 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more.
  • the N content exceeds 0.0050%, the amount of free B is reduced by combining with B to form BN, and as a result, the hardenability improving effect of B is impaired. Therefore, the N content is set to 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • the component composition in one embodiment of the present invention may be such that the above elements and the balance are Fe and unavoidable impurities.
  • the component composition may further optionally contain one or both of Cu and Ni in the amounts described below.
  • Cu 1.0% or less
  • Cu is an element that improves hardenability and is effective in improving the strength and fatigue strength of steel.
  • the Cu content exceeds 1.0%, the workability is significantly reduced. Therefore, when Cu is added, the Cu content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not particularly limited, the Cu content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding Cu.
  • Ni 1.0% or less
  • Ni is an element that improves the hardenability and is effective in improving the strength of steel.
  • the Ni content exceeds 1.0%, the workability is significantly reduced. Therefore, when Ni is added, the Ni content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but it is preferable that the Ni content is 0.1% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding Ni.
  • the component composition may further optionally contain one or more selected from the group consisting of Nb, W, V, and Mo in the amounts described below. You can
  • Nb 0.05% or less
  • Nb is an element that improves hardenability, and also forms carbides to contribute to an increase in strength.
  • the Nb content exceeds 0.05%, the effect is saturated and the workability is further deteriorated. Therefore, when Nb is added, the Nb content is 0.05% or less, preferably 0.04% or less.
  • the lower limit of the Nb content is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining a sufficient Nb addition effect, the Nb content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more. More preferable.
  • W 0.5% or less W is an element having the effect of improving the strength of steel by forming a carbide. However, if the W content exceeds 0.5%, unnecessary carbides are precipitated and the fatigue resistance and workability deteriorate. Therefore, when W is added, the W content is 0.5% or less, preferably 0.4% or less. On the other hand, the lower limit of the W content is not particularly limited, but it is preferable that the W content is 0.01% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding W.
  • V 0.50% or less
  • V is an element that forms a carbide and has the effect of increasing the strength of steel.
  • V is also an element having an effect of improving temper softening resistance.
  • the V content is 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding V, the V content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more. More preferable.
  • Mo 2.0% or less Mo is an element that improves hardenability and is effective in improving the strength and fatigue strength of steel. However, if the Mo content exceeds 2.0%, the workability is significantly reduced. Therefore, when Mo is added, the Mo content is 2.0% or less, preferably 0.5% or less. On the other hand, the lower limit of the Mo content is not limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding Mo, the Mo content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more. preferable.
  • the above component composition may further optionally contain REM (rare earth metal) in an amount described below.
  • REM 0.020% or less REM is an element having a non-metallic inclusion in a spherical shape and having an effect of reducing a crack starting point at the time of fatigue fracture in a use environment where repeated stress is applied.
  • the REM content exceeds 0.020%, the amount of inclusions becomes too large and the cleanliness decreases. Therefore, when REM is added, the REM content is 0.020% or less.
  • the lower limit of the REM content is not particularly limited, it is preferable that the REM content be 0.0020% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding REM.
  • the electric resistance welded steel sheet in one embodiment of the present invention is mass%, C: 0.40 to 0.55%, Si: 0.10 to 1.0%, Mn: 0.10 to 2.0%, P: 0.10% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.010-0.100%, Cr: 0.05-0.30%, Ti: 0.010 to 0.050%, B: 0.0005 to 0.0030%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0005 to 0.0050%, Either or both of Cu: 1.0% or less and Ni: 1.0% or less, optionally; 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.05% or less, W: 0.5% or less, V: 0.50% or less, and Mo: 2.0% or less, Optionally, it can have a REM: 0.020% or less, and a constituent composition of the balance Fe and inevitable impurities.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention has a ferrite decarburized layer having a depth of 20 to 50 ⁇ m on the surface.
  • the ferrite decarburized layer depth is set to 20 ⁇ m or more.
  • the ferrite decarburized layer depth exceeds 50 ⁇ m, quenching cracks do not occur, but due to insufficient quenching hardness of the surface layer portion, strength and fatigue strength as a part cannot be secured. There is also a means of cutting the surface decarburized portion, but this will result in a significant cost increase. Therefore, the depth of the ferrite decarburized layer is 50 ⁇ m or less, preferably 40 ⁇ m or less.
  • the size of the electric resistance welded steel pipe of the present invention is not particularly limited and may be any size, but the ratio of the wall thickness t (mm) to the outer diameter D (mm) of the steel pipe, t/D, is 10 to. It is preferably 35%.
  • the present invention is based on the idea of preventing quench cracking by providing a ferrite decarburized layer of a specific depth on the surface layer of a steel pipe, it is not particularly limited, and an electric resistance welded steel pipe having an arbitrary microstructure is provided. Can be applied to.
  • the microstructure of the electric resistance welded steel pipe preferably has, for example, a microstructure composed of ferrite and pearlite, or a microstructure composed of ferrite, pearlite, and bainite.
  • the electric resistance welded steel pipe in one embodiment of the present invention can have a microstructure of ferrite, pearlite, and optionally bainite.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention is used after being quenched and tempered.
  • the Vickers hardness after quenching and tempering is not particularly limited, but in the case of a steel pipe used as an automobile part or the like, it is preferably 350 HV or more.
  • the Vickers hardness after quenching and tempering is preferably 700 HV or less. Since the hardness of the extreme surface layer does not increase due to quenching, if it affects the fatigue strength, it can be removed by cutting or the like without any problem.
  • the electric resistance welded steel pipe is not particularly limited, but can be manufactured, for example, by sequentially performing the following steps (1) to (5).
  • a steel strip having the above composition is continuously roll-formed into a substantially cylindrical shaped body,
  • a steel pipe (base pipe) is obtained by butt-welding the circumferential ends of the molded body with each other and performing electric resistance welding.
  • both hot rolled steel strip and cold rolled steel strip can be used.
  • the roll forming, electric resistance welding, and heating are not particularly limited and can be performed by any method.
  • the electric resistance welding is preferably performed by a high frequency electric resistance welding method.
  • the hot reduction rolling and the subsequent cooling may be performed by any method without particular limitation.
  • An example of suitable manufacturing conditions is described below.
  • the heating temperature of the shell before the diameter-reduction rolling is Ac3 point or higher.
  • the heating temperature is preferably 1000° C. or lower. If the heating temperature exceeds 1000° C., the surface properties of the product deteriorate.
  • the reduction rolling end temperature is preferably set to more than 700°C.
  • the diameter reduction rolling end temperature is 700° C. or lower, ductility due to processing strain decreases.
  • the reduction rolling end temperature is preferably 950° C. or lower. If the temperature reduction finish temperature exceeds 950° C., the surface properties of the steel pipe deteriorate and the productivity decreases.
  • the cumulative diameter reduction ratio in the diameter reduction rolling is preferably 80% or less. If the cumulative diameter reduction ratio exceeds 80%, the work hardening of the entire material increases, the ductility decreases, and the productivity decreases.
  • the residence time in the two-phase region refers to the time during which the steel pipe stays in the two-phase region of austenite-ferrite ( ⁇ - ⁇ ) during the hot-diameter rolling and the subsequent cooling process, as described above. ..
  • the "preliminary decarburized layer depth” refers to the decarburized layer depth formed by heating before the diameter-reduction rolling, as described above.
  • the depth of the decarburized layer can be adjusted by controlling the heating temperature and the heating time.
  • the heating temperature in the heating before the diameter-reduction rolling is 860° C. or higher.
  • the heating temperature is higher than 1000° C.
  • the ferrite decarburized layer in the finally obtained electric resistance welded steel pipe becomes too thick, resulting in insufficient quenching. Therefore, the heating temperature is preferably 1000° C. or lower.
  • a hot-rolled steel strip (plate thickness: 4.3 mm) having the composition shown in Table 2 was continuously cold formed by a plurality of rolls to form a substantially cylindrical open pipe. Then, the circumferential ends of the open pipe were abutted against each other, pressed against each other, and electro-welded using a high frequency electric resistance welding method to obtain a steel pipe (outer diameter 89.1 mm ⁇ wall thickness 4.3 mm).
  • the obtained steel pipe was heated to 930°C with an induction heater. At that time, in order to change the depth of the preliminary decarburized layer, the heating temperature was changed between 900 and 950°C. After that, the steel pipe was hot reduced to a diameter of 40 m ⁇ and a wall thickness of 4.0 mm with a stretch reducer. At that time, the residence time in the two-phase region was intentionally changed by changing the passage speed in order to change the depth of the ferrite decarburized layer. The steel pipe after hot-diameter rolling was air-cooled to about 250° C., then dropped into a water tank and cooled to room temperature.
  • the ferrite decarburized layer depth on the outer surface and inner surface of the electric resistance welded steel pipe obtained by the above procedure was measured according to JIS G 0558. The measurement was carried out at four points at 90° intervals in the circumferential direction starting from the welded portion, and the average value of the measured values at these four points was adopted. The measurement results are shown in Table 3.
  • quenching was performed under the following conditions. First, the electric resistance welded steel pipe was held in a vacuum furnace at 950° C. for 20 minutes, and then immediately immersed in a water tank in a sufficiently stirred state and quenched. The cooling rate during quenching was measured by attaching a thermocouple to an ERW steel pipe as a sample. The cooling rate between 900 and 200°C during water quenching was 50°C/s or more.
  • the electric resistance welded steel pipe that did not suffer from quench cracking was tempered at 400°C for 20 minutes.
  • a reference sample was prepared by grinding the outer surface and the inner surface of the tube to a thickness of 1.0 mm and removing the affected portion of the surface decarburized layer. Then, a torsional fatigue test was performed to measure the fatigue strength of both the as-tempered ERW steel pipe without surface grinding and the reference sample. The reduction rate of the fatigue strength of the as-tempered electric resistance welded steel pipe with respect to the fatigue strength of the reference sample was calculated and shown in Table 3 as the fatigue strength reduction rate.

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Abstract

炭素量が０．４０％以上であるにもかかわらず、焼割れが発生せず、かつ疲労強度にも優れた電縫鋼管を提供する。　質量％で、　Ｃ　：０．４０～０．５５％、　Ｓｉ：０．１０～１．０％、　Ｍｎ：０．１０～２．０％、　Ｐ　：０．１０％以下、　Ｓ　：０．０１０％以下、　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、　Ｃｒ：０．０５～０．３０％、　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、　Ｂ　：０．０００５～０．００３０％、　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および　Ｎ　：０．０００５～０．００５０％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、　外表面および内表面に、表面からの深さが２０～５０μｍであるフェライト脱炭層を有する、電縫鋼管。

Description

電縫鋼管
　本発明は、電縫鋼管（電気抵抗溶接鋼管、electric resistance welded steel pipe or tube）に関し、特に、炭素量が０．４０質量％以上であるにもかかわらず、焼割れ（quench crack）が発生しない電縫鋼管に関する。
　ドライブシャフトやステアリングシャフトなど、高い剛性が求められる自動車用部品には、従来、棒鋼が用いられてきた。しかし、近年、剛性を維持しつつ軽量化するため、棒鋼に代えて鋼管が用いられるようになってきている。
　その際、ドライブシャフトなど、高いねじりトルクが必要とされる部品として鋼管を用いる場合には、必要強度を確保するために、鋼管に対して焼入れ・焼戻しが施される。焼入れによって鋼管の強度を高くすることができれば、肉厚がより薄い鋼管で必要強度を確保できるため、軽量化の面で有利である。焼入れ後の鋼管の強度を向上させるという観点からは、鋼中の炭素量が高いことが望ましい。そのため、炭素量が高い鋼管が使用される傾向にある。
　一方、鋼材を焼入れすると、焼割れと称される表面割れが生じることが知られている。すなわち、鋼材を赤熱状態から急冷すると、初めは、熱応力で鋼材の表層に圧縮の残留応力が生じるので割れは発生しない。しかし、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始）点以下の温度域まで冷却が進むと、マルテンサイト変態に伴う体積膨張が起こり、鋼材の表層に引張応力が発生する。そしてその結果、表面に焼割れが生じる。このマルテンサイト変態に起因する引張応力は炭素量が高くなるほど増大するため、炭素量が高い鋼材ほど焼割れが発生しやすい。特に、炭素量が０．４０質量％以上の場合に焼割れの発生が顕著となる。焼割れは、部品に要求される静的強度および疲労強度に対して著しく悪影響を及ぼすため、焼入れの発生は絶対に避ける必要がある。
　そこで、高炭素鋼素材における焼割れ発生を防止するために様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、自動車部品などに用いられる高周波焼入れ鋼に、２質量％を超えるＳｉを添加することによって焼戻し軟化抵抗を高める技術が提案されている。前記技術では、焼戻し軟化抵抗を高めることによって必要なねじり特性を確保するため、Ｃ含有量を０．６０質量％以下に抑えることができ、したがって、焼割れの発生と加工性の低下を防止できる。
　また、特許文献２では、鋼材を加工して部品形状とした後、焼入れを施す直前に、高周波焼入れと焼割れが発生しやすい部位に対する強制冷却を行う技術が提案されている。前記技術では、前記部位の温度がＡｒ１点～（Ａｒ１－５０）℃になった時点で強制冷却を中止し、該部位をＡｃ１点以上に復熱させる。これにより、焼入れ組織の旧オーステナイト粒径の粗大化が抑制され、耐焼割れ性が向上する。
特開平０６－３３６６４６号公報 特開２００７－２０４７９８号公報
　しかしながら、特許文献１で提案されている技術は丸棒を対象としたものであり、電縫鋼管を対象としたものではない。電縫鋼管用の素材に、引用文献１で提案されているように２質量％を超えるＳｉを添加した場合、著しく電縫溶接性が損なわれるため、溶接品質を確保することが困難となる。
　同様に、特許文献２で提案されている技術も棒鋼を対象としたものであり、電縫鋼管を対象としたものではない。さらに、前記技術では、適正な旧オーステナイト粒径を確保するために高精度な制御冷却（controlled cooling）が可能な焼入れ設備が必要となる。
　このように、高炭素量による疲労強度の向上と、焼割れの防止という２つの相反する要求を満足する電縫鋼管は実現出来ていないのが実状であった。
　本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、炭素量が０．４０質量％以上であるにもかかわらず、焼割れが発生せず、かつ疲労強度にも優れた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検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）焼入れ前の鋼管の表層に、特定の深さのフェライト脱炭層（decarburized ferrite layer、完全脱炭層（complete decarburization layer）ともいう）を付与することにより、焼割れの発生を防止できる。すなわち、焼入れ時には、内部がマルテンサイト変態し、表層に引張応力が発生する。しかし、表層のフェライト脱炭層は焼入れを行ってもフェライトのままであり、フェライトは軟質で伸びやすい組織であるために、焼割れが生じない。
（２）上記フェライト脱炭層の深さを特定の範囲内とすれば、表層部の焼入れ不足による疲労強度の低下も防止できる。
（３）熱間縮径圧延時に、オーステナイト－フェライト（γ－α）の二相域になるべく長く鋼管が保持されるような加熱・圧延スケジュールとすることで、最適な厚みのフェライト脱炭層を形成することができる。
　ここで、上記知見を得るために行った実験の一例について説明する。電縫鋼管のフェライト脱炭層深さが、焼割れの発生と、焼入れ焼戻し後の疲労強度に与える影響を評価するために、以下の実験を行った。
　まず、サンプルとして、Ｃ含有量が０．４１質量％であり、異なるフェライト脱炭層深さを有する電縫鋼管（外径４０ｍｍ、肉厚４ｍｍ）を用意した。前記電縫鋼管に、冷却速度：５０℃／ｓでの高周波水焼入れを施し、その際の焼割れの発生の有無を評価した。評価結果を表１に示す。
　さらに、前記高周波水焼入れ後の電縫鋼管に対し、４００℃で２０分の焼戻しを施した。その後、ねじり疲労試験を行って、前記焼戻し後の電縫鋼管の疲労強度を評価した。なお、前記疲労強度の評価においては、前記焼戻し後の電縫鋼管の内面および外面を、それぞれ深さ方向に０．５ｍｍ研削して、表面の微小亀裂や表面脱炭などの影響を完全に除去した基準サンプルを作成し、疲労強度が前記基準サンプルの８０％以下となるものを疲労強度不足とした。評価結果を表１に併記した。
　表１に示した結果より、フェライト脱炭層深さが２０μｍ未満では、焼割れが発生するが、それ以上では焼割れの発生が抑制されることが確認された。一方で、フェライト脱炭層深さが５０μｍを超える場合には、焼割れは発生しないが、疲労強度が劣っていた。これは、厚いフェライト脱炭層が存在するために、表層部の焼入れ硬さが不足したためである。疲労強度を確保するために、表層脱炭部を切削することも出来るが、生産性が低下することに加え、大幅なコストアップとなる。したがって、フェライト脱炭層深さを２０～５０μｍとすることが重要である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１は、熱間縮径圧延を伴う電縫鋼管の製造過程における二相域滞留時間と、得られた電縫鋼管の表面におけるフェライト脱炭層深さとの関係を示すグラフである。ここで、「二相域滞留時間」とは、熱間縮径圧延中およびその後の冷却過程において素材としての鋼管がオーステナイト－フェライト（γ－α）の二相域に滞留した時間を指すものとする。図１には、熱間縮径圧延前の時点における予備脱炭層深さが０μｍ、３μｍ、５μｍ、および１０μｍの４条件での実験結果を示している。図１における最も下の線が予備脱炭層深さ０μｍのときのプロットであり、最も上の線が予備脱炭層深さ１０μｍのときのプロットである。ここで「予備脱炭層」とは、縮径圧延前の加熱により形成される全脱炭層（total decarburized layer）を指すものとする。予備脱炭層深さは、加熱後、縮径圧延前の鋼管を、それ以上脱炭が進行しないように速やかに冷却し、測定することができる。
　図１に示した結果から分かるように、予備脱炭層深さが５μｍ未満の場合は、二相域滞留時間を１０分以上にしないと深さ２０μｍ以上のフェライト脱炭層は得られない。一方、予備脱炭層深さが５μｍ以上であれば、二相域滞留時間を１～５分とすることでフェライト脱炭層深さを２０～５０μｍとすることができる。
　二相域に保持する熱処理をオフラインで行えば、予備脱炭層の深さにかかわらず、十分な二相域滞留時間を確保し、フェライト脱炭層深さを２０～５０μｍとすることは可能である。しかし、オフラインでの熱処理は、生産性の低下およびコスト上昇の原因となるため望ましくない。そこで、縮径圧延後の冷却工程で二相域に入る前に、予め適切な深さの予備脱炭層を形成しておくことにより、二相域滞留時間が５分以内であっても必要なフェライト脱炭層深さを得ることができる。これは、表層のＣ量が低いと、二相域の中でも特にフェライト脱炭が進行しやすい温度域が広くなるためである。すなわち、フェライト脱炭は二相域でしか進行しないが、二相域の中でも特に高温域において進行しやすい。表面に予備脱炭層が形成されていると、その部分ではＣ量が少ないため、二相域の上限温度が上昇し、高温側に広くなる。その結果、予備脱炭層が存在することによって、その後のフェライト脱炭が有利に進行し、短時間で所望のフェライト脱炭層深さが得られる。このように短い二相域滞留時間であれば、オンラインでの製造が可能である。したがって、本発明の電縫鋼管は、オンラインで効率的に製造可能である。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．４０～０．５５％、
　　Ｓｉ：０．１０～１．０％、
　　Ｍｎ：０．１０～２．０％、
　　Ｐ　：０．１０％以下、
　　Ｓ　：０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　　Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
　　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
　　Ｂ　：０．０００５～０．００３０％、
　　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
　　Ｎ　：０．０００５～０．００５０％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、
　　外表面および内表面に、表面からの深さが２０～５０μｍであるフェライト脱炭層を有する、電縫鋼管。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｃｕ：１．０％以下および
　　Ｎｉ：１．０％以下のいずれか一方または両方を含む、上記１に記載の電縫鋼管。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｎｂ：０．０５％以下、
　　Ｗ　：０．５％以下、
　　Ｖ　：０．５０％以下、および
　　Ｍｏ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含む、上記１または２に記載の電縫鋼管。
４．前記成分組成が、さらに、質量％で、
　　ＲＥＭ：０．０２０％以下を含む、上記１～３のいずれか一項に記載の電縫鋼管。
　本発明によれば、炭素量が０．４０％以上であるにもかかわらず、焼割れが発止しない電縫鋼管を提供することができる。また、本発明の電縫鋼管は、生産性に優れている。本発明の電縫鋼管は、例えば、自動車部品製造用として極めて好適に用いることができる。
熱間縮径圧延を伴う電縫鋼管の製造過程における二相域滞留時間と、得られた電縫鋼管の表面におけるフェライト脱炭層深さとの関係を示すグラフである。
　次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
［成分組成］
　本発明の電縫鋼管は、上述した成分組成を有する。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において成分の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．４０～０．５５％
　Ｃ含有量が０．４０％未満では、焼入れしても十分な硬度が得られず、要求される耐疲労特性が得られない。そのため、Ｃ含有量を０．４０％以上、好ましくは０．４１％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５５％を超えると、溶接性が悪くなるため、安定した電縫溶接品質が得られない。そのため、Ｃ含有量を０．５５％以下、好ましくは０．５０％以下とする。
Ｓｉ：０．１０～１．０％
　Ｓｉは脱酸のために添加する場合もあり、０．１０％未満では十分な脱酸効果が得られない。同時に、Ｓｉは固溶強化元素でもあり、その効果を得るためには０．１０％以上の添加が必要である。そのため、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼管の焼入れ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を１．０％以下、好ましくは０．４％以下とする。
Ｍｎ：０．１０～２．０％
　Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を得るには０．１０％以上の添加が必要である。そのため、Ｍｎ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると電縫溶接品質が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を２．０％以下、好ましくは１．８％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下、
　Ｐは、不純物として含有される元素であり、粒界等に偏析し、溶接割れ性および靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｐ含有量を０．１０％以下に低減する。なお、Ｐ含有量は、０．０５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は限定されないが、Ｐは鋼中に不可避的に含有されるため、Ｐ含有量は０．００１％以上であってよい。
Ｓ：０．０１０％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、耐疲労特性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量を０．０１０％以下に低減する必要がある。なお、Ｓ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。一方、Ｓ含有量の下限は限定されないが、Ｓは鋼中に不可避的に含有されるため、Ｓ含有量は０．００１％以上であってよい。
Ａｌ：０.０１０～０．１００％
　Ａｌは脱酸に有効な元素である。また、Ａｌは焼入れ時のオーステナイト粒の成長を抑制することで焼入れ後の強度を確保する効果を有する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量を０．０１０％以上、好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えるとその効果は飽和するだけでなく、Ａｌ系の介在物が増え、疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．１００％以下、好ましくは０．０８０％以下とする。
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
　Ｃｒは焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とする。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酸化物が残存して電縫溶接品質が低下する。そのため、Ｃｒ含有量を０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下とする。
Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
　Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定する作用を有する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１０％未満ではＮを固定する能力が十分に発揮されない。そのため、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると鋼の加工性、靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．０５０％以下、好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
　Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では焼入れ性向上効果が十分に発揮されない。そのため、Ｂ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、その効果は飽和することに加え、Ｂが粒界に偏析して粒界破壊を促進し、靱性を劣化させる。そのため、Ｂ含有量を０．００３０％以下、好ましくは０．００２５％以下とする。
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％
　Ｃａは、非金属介在物の形態を球状とし、繰り返し応力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る。前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。そのためＣａ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下とする。　
Ｎ：０．０００５～０．００５％
　Ｎは、Ａｌと結合し、結晶粒を微細化する効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると、Ｂと結合しＢＮを形成することでフリーＢ量が低下し、その結果、Ｂによる焼入れ性向上効果が阻害される。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下とする。
　本発明の一実施形態における成分組成は、上記元素と、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらに任意に、ＣｕおよびＮｉのいずれか一方または両方を、以下に記す量で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元素であり、鋼の強度および疲労強度の向上に有効である。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると加工性が著しく低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｕ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
　Ｎｉは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度向上に有効である。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると加工性が著しく低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｉ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらに任意に、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、およびＭｏからなる群より選択される１または２以上を、以下に記す量で含有することができる。
Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは焼入れ性を向上させる元素であり、また、炭化物を形成して強度上昇に寄与する。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、その効果が飽和することに加え、さらに加工性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
Ｗ：０．５％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効果を有する元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５％を超えると不必要な炭化物が析出し、耐疲労特性および加工性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、Ｗの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは炭化物を形成し、鋼の強度を上昇させる効果を有する元素である。また、Ｖは焼戻し軟化抵抗を向上させる効果を有する元素でもある。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和するとともに、かえって加工性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏ：２．０％以下
　Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度および疲労強度の向上に有効である。しかし、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると加工性が著しく低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量は２．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は限定されないが、Ｍｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらに任意に、ＲＥＭ（希土類金属）を、以下に記す量で含有することができる。
ＲＥＭ：０．０２０％以下
　ＲＥＭは、非金属介在物の形態を球状とし、繰り返し応力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を低減する効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えると、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０２０％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２０％以上とすることが好ましい。
　本発明の一実施形態における電縫鋼板は、質量％で、
　　Ｃ　：０．４０～０．５５％、
　　Ｓｉ：０．１０～１．０％、
　　Ｍｎ：０．１０～２．０％、
　　Ｐ　：０．１０％以下、
　　Ｓ　：０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　　Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
　　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
　　Ｂ　：０．０００５～０．００３０％、
　　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
　　Ｎ　：０．０００５～０．００５０％、
　　任意に（optionally）、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下のいずれか一方または両方、
　　任意に、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｖ：０．５０％以下、およびＭｏ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上、
　　任意に、ＲＥＭ：０．０２０％以下、並びに
　　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる（consisting of）成分組成を有することができる。
［フェライト脱炭層］
　本発明の電縫鋼管は、表面に深さ２０～５０μｍのフェライト脱炭層を有する。上述したように、フェライト脱炭層深さが２０μｍ未満であると、焼入れの際に焼割れが発生する。焼割れの発生を防止するために、フェライト脱炭層深さを２０μｍ以上とする。一方、フェライト脱炭層深さが５０μｍを超える場合には、焼割れは発生しないが、表層部の焼入れ硬さ不足により、部品としての強度、疲労強度が確保できなくなる。表層脱炭部を切削する手段もあるが、大幅なコストアップとなる。そのため、フェライト脱炭層深さを５０μｍ以下、好ましくは４０μｍ以下とする。
［ｔ／Ｄ］
　本発明の電縫鋼管の寸法は、とくに限定されることなく任意の寸法とすることができるが、鋼管の外径Ｄ（ｍｍ）に対する肉厚ｔ（ｍｍ）の比、ｔ／Ｄを１０～３５％とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
　本発明は、鋼管の表層に特定の深さのフェライト脱炭層を設けることによって焼割れを防止するという考え方に基づくものであるため、とくに限定されることなく、任意のミクロ組織を有する電縫鋼管に適用することができる。電縫鋼管のミクロ組織は、例えば、フェライトおよびパーライトからなるミクロ組織、またはフェライト、パーライト、およびベイナイトからなるミクロ組織を有することが好ましい。言い換えると、本発明の一実施形態における電縫鋼管は、フェライト、パーライト、および任意にベイナイトからなるミクロ組織を有することができる。
［熱処理後のビッカース硬さ］
　本発明の電縫鋼管は、焼入れ焼戻しを施して使用される。焼入れ焼戻し後のビッカース硬さは、とくに限定されないが、自動車部品などとして使用される鋼管の場合、３５０ＨＶ以上とすることが好ましい。一方、靱性の劣化や遅れ破壊の発生を抑制するという観点からは、焼入れ焼戻し後のビッカース硬さを７００ＨＶ以下とすることが好ましい。なお、極表層部分は焼入れにより硬度上昇はしないため、これが疲労強度に影響する場合には、これを切削などにより除去すれば問題ない。
［製造方法］
　上記電縫鋼管は、特に限定されないが、例えば、下記（１）～（５）の工程を順次行うことにより製造することができる。
（１）上記成分組成を有する鋼帯を連続的にロール成形して略円筒状の成形体とし、
（２）前記成形体の円周方向端部同士を突き合わせ電縫溶接して鋼管（素管）とし、
（３）前記鋼管を加熱し、
（４）加熱された前記鋼管に熱間縮径圧延を施し、
（５）前記熱間縮径圧延後の鋼管を冷却する。
　前記鋼帯としては、熱延鋼帯および冷延鋼帯のいずれも用いることができる。前記ロール成形、電縫溶接、および加熱は、特に限定されず任意の方法で行うことができる。前記電縫溶接は、高周波電気抵抗溶接法で行うことが好ましい。
　前記熱間縮径圧延と、その後の冷却は、特に限定されず任意の方法で行うことができる。好適な製造条件の例を以下に記載する。
［加熱温度］
　縮径圧延前の素管の加熱温度は、Ａｃ３点以上とすることが好ましい。前記加熱温度がＡｃ３点未満の場合、電縫溶接部の靭性が低下することに加え、白色層におけるＣ量の均一化の進行が遅くなる。一方、前記加熱温度は、１０００℃以下とすることが好ましい。前記加熱温度が１０００℃を超えると、製品の表面性状が劣化する。
［縮径圧延終了温度］
　縮径圧延終了温度は７００℃超とすることが好ましい。縮径圧延終了温度が７００℃以下の場合、加工歪みによる延性が低下する。一方、縮径圧延終了温度は９５０℃以下とすることが好ましい。縮径圧延終了温度が９５０℃を超えると、鋼管の表面性状が劣化することに加え、生産性が低下する。
［累積縮径率］
　縮径圧延における累積縮径率は、８０％以下とすることが好ましい。累積縮径率が８０％を超えると、素材全体の加工硬化が大きくなり、延性が低下することに加え、生産性が低下する。
　上記熱間縮径圧延および冷却においては、最終的に得られる電縫鋼管の表面におけるフェライト脱炭層深さが２０～５０μｍとなるように、二相域滞留時間を制御する必要がある。ここで、「二相域滞留時間」とは、上述したように、熱間縮径圧延中およびその後の冷却過程において鋼管がオーステナイト－フェライト（γ－α）の二相域に滞留した時間を指す。
　さらに、上述したように、オンラインでの製造で実現可能な二相域滞留時間で２０～５０μｍのフェライト脱炭層深さを実現するためには、予備脱炭層深さを５μｍ以上とする必要がある。ここで「予備脱炭層深さ」とは、上述したように、縮径圧延前の加熱により形成される脱炭層深さを指す。
　予備脱炭層深さを適切な範囲（５μｍ以上）に調整するためには、縮径圧延前の加熱条件を最適化することが重要である。脱炭層の深さは、加熱温度と加熱時間を制御することにより調節できる。ただし、加熱時間を制御するためには製造ラインにおける通管速度を変更する必要がある。脱炭層を厚くするために通管速度を遅くすることは、生産性の低下および鋼管表面の肌荒れに繋がる。したがって、生産性を低下させることなく予備脱炭層深さを５μｍ以上とするためには、加熱温度を制御することが望ましい。具体的には、縮径圧延前の加熱における加熱温度を８６０℃以上とすることが好ましい。一方で、前記加熱温度が１０００℃より高いと、最終的に得られる電縫鋼管におけるフェライト脱炭層が厚くなりすぎて、焼入れ不足を生じる。そのため、前記加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
　次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
　表２に示す成分組成を有する熱延鋼帯（板厚：４．３ｍｍ）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、鋼管（外径８９．１ｍｍφ×肉厚４．３ｍｍ）とした。
　さらに、得られた鋼管をインダクションヒーターにて９３０℃に加熱した。その際、予備脱炭層深さを変化させるために、加熱温度を９００～９５０℃の間で変化させた。その後、前記鋼管を、ストレッチレデューサーで外径４０ｍφ×肉厚４．０ｍｍに熱間縮径圧延した。その際、フェライト脱炭層深さを変化させるために、通管速度を変化させることにより、二相域での滞留時間を意図的に変化させた。熱間縮径圧延後の鋼管は、空冷で約２５０℃まで冷却し、その後、水槽内に落とし、室温まで冷却した。
　以上の手順で得た電縫鋼管の外表面および内表面におけるフェライト脱炭層深さを、ＪＩＳ　Ｇ　０５５８に従い測定した。測定は、溶接部を起点とし、周方向に９０°間隔の４点で実施し、該４点における測定値の平均値を採用した。測定結果を表３に示す。
　その後、前記電縫鋼管の耐焼割れ性を評価するために、以下の条件で焼入れを行った。まず、前記電縫鋼管を真空炉にて９５０℃で２０分保持した後、速やかに、十分撹拌した状態の水槽に浸漬して焼入れた。焼入れ時の冷却速度は、サンプルとしての電縫鋼管に熱電対を取り付けて測定した。水焼入れ時の９００～２００℃間の冷却速度は５０℃／ｓ以上であった。
　その後、管の外観、および断面を光学顕微鏡により観察し、焼割れが発生しているかどうかを確認した。焼割れ発生の有無を表３に併記した。
　次いで、焼割れが発生しなかった電縫鋼管に、４００℃で２０分の焼戻しを施した。比較のために、管の外面、内面ともに厚み１．０ｍｍを研削し表面脱炭層の影響部分を除去した基準サンプルを作成した。次いで、ねじり疲労試験を行って、表面研削していない焼戻しまま（as-tempered）の電縫鋼管と前記基準サンプルの両者の疲労強度を測定した。、前記基準サンプルの疲労強度に対する焼戻しままの電縫鋼管の疲労強度の低下率を算出し、疲労強度低下率として表３に示した。
　表３に示したように、フェライト脱炭層深さが２０μｍ以上の場合には、焼割れが発生していないのに対し、２０μｍ未満の場合には焼割れが発生した。一方、フェライト脱炭層深さが５０μｍを超える場合には焼割れは発生しないが、疲労強度低下率が著しく高かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．４０～０．５５％、
    　　Ｓｉ：０．１０～１．０％、
    　　Ｍｎ：０．１０～２．０％、
    　　Ｐ　：０．１０％以下、
    　　Ｓ　：０．０１０％以下、
    　　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　　Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
    　　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
    　　Ｂ　：０．０００５～０．００３０％、
    　　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
    　　Ｎ　：０．０００５～０．００５０％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、
    　　外表面および内表面に、表面からの深さが２０～５０μｍであるフェライト脱炭層を有する、電縫鋼管。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｃｕ：１．０％以下および
    　　Ｎｉ：１．０％以下のいずれか一方または両方を含む、請求項１に記載の電縫鋼管。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｎｂ：０．０５％以下、
    　　Ｗ　：０．５％以下、
    　　Ｖ　：０．５０％以下、および
    　　Ｍｏ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含む、請求項１または２に記載の電縫鋼管。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　ＲＥＭ：０．０２０％以下を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載の電縫鋼管。
     
     
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