CN105899698B - 钢管 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种钢管，其以质量％计含有：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、以及Nb：0.080％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力为250MPa以上，距外表面深度为1mm的位置处用X射线法测定得到的压缩残余应力为所述外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力的70％以上。

Description

钢管

技术领域

本发明涉及钢管。

背景技术

通常，由于对钢管重复载荷内压，有时产生钢管的疲劳破坏(以下也称为“内压疲劳破坏”)。为了抑制该内压疲劳破坏，有时对钢管要求改善内压疲劳特性。

从以往起，为了改善钢管的内压疲劳特性，研究了各种技术。

例如，作为制造内压疲劳特性优良的缸筒用钢管的方法，已知在将钢管拉拔而制造缸筒用钢管时，在拉拔后在300℃～350℃下进行热处理的缸筒用钢管的制造方法(例如参照日本特开平4-183820号公报)。

另外，为了改善钢管的疲劳特性，还已知降低钢管的残余应力的技术。例如，作为制造残余应力降低、疲劳强度优良的汽缸用钢管的方法，已知将原钢管的两端夹紧使其旋转的同时向一方向移动，一边加热加工部分，一边压入轧辊，将外径加工成规定值的汽缸用钢管的制造法(例如参照日本特开2003-103329号公报)。

发明内容

发明所要解决的问题

然而，要求进一步改善钢管的内压疲劳特性。

特别是，钢管从外部受伤的情况比从内部多，因此为了更有效地改善内压疲劳特性，抑制将从外部受到的伤作为起点的内压疲劳破坏是重要的。

为了抑制将从外部受到的伤作为起点的内压疲劳破坏，提高钢管的外表面及其附近的压缩残余应力是有效的。

作为提高钢管的外表面的压缩残余应力的方法，考虑对钢管的外表面实施喷丸加工或抛光加工等的方法。

但是，这些方法中只不过使包含外表面的极表层部的压缩残余应力提高， 因此有时无法抑制将从外部受到的伤作为起点的疲劳破坏。例如，在将钢管切削等去除外表面、进而在去除了外表面的区域内产生损伤的情况下，以该损伤作为起点的内压疲劳破坏变得容易发生。另外，在对钢管施加从外表面直到内部的深度的伤的情况下，以该损伤作为起点的内压疲劳破坏也变得容易发生。

本发明是鉴于上述情况而完成的，目的在于提供内压疲劳特性优良的钢管。

用于解决问题的手段

本发明人发现，为了改善钢管的内压疲劳特性，不仅提高钢管的外表面的压缩残余应力、而且提高外表面附近的压缩残余应力是有效的，从而完成了本发明。

即，用于解决上述问题的具体手段如下所述。

<1>一种钢管，其以质量％计含有：

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、以及

Nb：0.080％以下，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力为250MPa以上，

距外表面深度为1mm的位置处用X射线法测定得到的压缩残余应力为所述外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力的70％以上。

<2>根据<1>所述的钢管，其以质量％计进一步含有：

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、以及

REM：0.005％以下中的1种或2种以上。

<3>根据<1>或<2>所述的钢管，其壁厚为7mm～17mm，壁厚相对于外径的比[壁厚/外径]为0.07～0.12。

<4>根据<1>～<3>中任一项所述的钢管，其中，在对全厚度试验片进行管轴方向拉伸试验时，屈服强度相对于抗拉强度的比率为80％以上，且出现屈服伸长。

<5>根据<1>～<4>中任一项所述的钢管，其为电焊钢管。

发明效果

根据本发明，可提供内压疲劳特性优良的钢管。

附图说明

图1是表示钢管的外表面的残余应力与钢管在载荷应力400MPa下的断裂重复数的关系的曲线图。

具体实施方式

本说明书中，有时将压缩残余应力标记为负(-)的残余应力，有时将拉伸残余应力标记为正(+)的残余应力。即，本说明书中，“压缩残余应力大”是指残余应力为负的值，且残余应力的绝对值大。例如，“压缩残余应力为250Pa以上”与“残余应力为-250MPa以下”含义相同。

另外，本说明书中，“残余应力大”是指残余应力的绝对值大。

另外，本说明书中，只要没有特别说明，“压缩残余应力”和“残余应力”分别指通过X射线法测定的压缩残余应力和通过X射线法测定的残余应力。

另外，本说明书中，使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。

以下，对本发明的钢管进行详细说明。

本发明的钢管以质量％计含有：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、以及Nb：0.080％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力为250MPa以上，距外表面深度为1mm的位置处用X射线法测定得到的压缩残余应力为所述外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力的70％以上。

本说明书中，将距外表面深度为1mm的位置处的压缩残余应力相对于外表面处的压缩残余应力的比率(％)定义为比率C。即，比率C由下述式1定义。

本发明中，比率C为70％以上。

比率C(％)＝(距外表面深度为1mm的位置处的压缩残余应力/外表面处的压缩残余应力)×100 (式1)

本发明的钢管中，通过使钢管的组成为上述的组成，可确保成为用于改善内压疲劳特性的基础的强度。对于本发明的钢管的组成后面叙述。

而且，本发明的钢管中，使钢管的组成为上述组成，并且使外表面(外周面)的压缩残余应力及比率C为上述范围。由此，可抑制以从外部受到的伤作为起点的内压疲劳破坏。

根据以上所述，通过本发明的钢管，可提高内压疲劳特性。

另外，通常，在钢管中，在将外表面的残余应力设为压缩残余应力的情况下，为了保持在外表面(外周面)与内表面(内周面)的残余应力的平衡，有内表面的残余应力成为拉伸残余应力的倾向。因此，随着外表面的压缩残余应力增大，内表面的拉伸残余应力有增大的倾向。

然而，钢管的内表面与外表面相比残余应力(绝对值)与壁厚相对应地减小。该倾向在满足壁厚为7mm以上及比[壁厚/外径]为0.07以上中的至少一方的情况下更为显著。而且，钢管的内表面与钢管的外表面相比难以受伤。

由于这些理由，即使将外表面的压缩残余应力增大到如上所述，以内表面受到的伤作为起点的内压疲劳破坏也不怎么成为问题。

因此，为了改善钢管的内压疲劳特性，较之针对以内表面受到的伤作为起点的内压疲劳破坏的对策，针对以外表面受到的伤作为起点的内压疲劳破坏的对策更为重要。

本发明中，外表面的压缩残余应力为250MPa以上。由此，以外部受到的伤作为起点的内压疲劳破坏被抑制。

外表面的压缩残余应力优选为350MPa以上，更优选为400MPa以上。

对于外表面的压缩残余应力的上限没有特别限制，但从进一步降低内表面的拉伸残余应力的观点出发，外表面的压缩残余应力优选为600MPa以下。

此外，利用X射线法测定的压缩残余应力250MPa相当于利用Crampton法测定的压缩残余应力150MPa，利用X射线法测定的压缩残余应力430MPa相当于利用Crampton法测定的压缩残余应力300MPa，利用X射线法测定的拉伸残余应力120MPa相当于利用Crampton法测定的拉伸残余应力100MPa。

利用X射线法的压缩残余应力的测定能够按照常规方法来进行。测定方法的一个例子如后述的[实施例]中所示。

另外，如前所述，在本发明中，上述比率C为70％以上。

由此，可抑制将从外部受到的伤作为起点的内压疲劳破坏。

特别是，在因为某种原因外表面剥离的情况下、和被施加了从外表面直至内部的深度的伤的情况下，能够抑制内压疲劳破坏。

比率C优选为80％以上，更优选为90％以上。

比率C的上限原理上为100％。但是，在外表面处的测定位置与深度1mm的位置处的测定位置在轴方向与圆周方向上不同的情况下等时，比率C也可以超过100％。

本发明的改善内压疲劳特性的效果例如能够基于钢管圆周方向的载荷应力400MPa下的断裂重复数来进行评价。不言而喻，断裂重复数越大，内压疲劳特性越优异。

图1是表示钢管的外表面的残余应力与钢管在载荷应力400MPa下的断裂重复数的关系的曲线图。

在该曲线图的测定中，首先，准备具有后述的钢No.2的组成、且利用X射线法测定的外表面的残余应力(图1中的“外表面残余应力”)为图1所示的值的9种钢管(9种电焊钢管)。外表面的残余应力通过使后述的实施例中的热处理的条件变化而变化。另外，利用X射线法的外表面的残余应力的测定设为后述的实施例所示的方法。

接着，对上述9种钢管，分别在频率0.8Hz下在圆周方向重复载荷400Mpa 的应力，求出钢管直到断裂的应力的重复数[次]。将得到的重复数[次]作为图1中的“载荷应力400MPa下的断裂重复数[次]”。该重复数的测定在钢管温度为常温(约20℃)的条件下进行。

如图1所示，可知当外表面的残余应力为-250MPa以下(即压缩残余应力为250MPa以上)时，断裂重复数[次]显著增大，即钢管的内压疲劳特性显著改善。

本发明的钢管的壁厚优选为7mm～17mm。

壁厚为7mm以上时，对于内压的耐性进一步提高。而且，由于壁厚变厚，能够降低内表面的残余应力，因此可进一步抑制以内表面受到的伤作为起点的内压疲劳破坏。

壁厚的上限值17mm是考虑了用于将热轧钢板弯曲而成形为钢管的成形性能(特别是本发明的钢管为电焊钢管时的成形性能)的上限值。

另外，对于本发明的钢管，壁厚相对于外径的比[壁厚/外径]优选为0.07～0.12。

比[壁厚/外径]为0.07以上时，对于内压的耐性进一步提高。而且，能够降低内表面的残余应力，因此可进一步抑制以内表面受到的伤作为起点的内压疲劳破坏。

比[壁厚/外径]的上限值0.12是考虑了用于将热轧钢板弯曲而成形为钢管的成形性能(特别是本发明的钢管为电焊钢管时的成形性能)的上限值。

本发明的钢管特别优选壁厚为7mm～17mm，且比[壁厚/外径]为0.07～0.12。

此外，本说明书中，有时将外径、壁厚及比[壁厚/外径]分别称为外径D、壁厚t及比率[t/D]。

另外，本发明的钢管从进一步改善内压疲劳特性的观点出发，在对全厚度试验片进行管轴方向拉伸试验时，优选屈服强度相对于抗拉强度的比率(以下也称为“屈服比”)为80％以上，且出现屈服伸长。

这里，屈服比为80％以上、且出现屈服伸长的性质是实施了后述的热处理的钢管所特有的性质。

屈服比为80％以上时，可确保更宽的弹性区。另外，当出现屈服伸长时，即使在内压疲劳时也难以到达断裂。此外，屈服比的上限值原理上为100％。

对于本发明的钢管的种类没有特别限制，可以是电焊钢管等焊接钢管，也可以是无缝钢管。

从尺寸精度或制造成本等观点出发，本发明的钢管优选为电焊钢管。

上述的本发明的钢管(特别是在对全厚度试验片进行管轴方向拉伸试验时屈服比为80％以上、且出现屈服伸长的钢管)例如可通过在造管后，将尚未实施热处理的钢管(以下也称为“造管状态的钢管”)的整体加热到Ac1点以下的温度，对加热了的钢管的外表面进行骤冷来制造。本说明书中，有时将从上述加热开始到上述冷却结束(停止)的过程称为“热处理”。

认为通过上述骤冷，能够产生外表面和内表面的温度差，通过该温度差，能够在外表面产生大的压缩残余应力。该骤冷带来的效果在满足壁厚为7mm以上及比[壁厚/外径]为0.07以上中的至少一方的情况下可更有效地发挥。

外表面的骤冷例如能够通过从外表面的周围对外表面利用喷雾嘴等吹送冷却溶剂来进行。此时，通过调整热处理的温度、冷却开始温度、冷却速度等，能够调整外表面的压缩残余应力和比率C。例如，冷却速度越上升，外表面的压缩残余应力也越为上升的倾向。

此外，对于造管后且加热前的钢管(造管状态的钢管)，也可以实施冷拉拔等其他加工。

另外，对于本发明的钢管的用途没有特别限制。本发明的钢管能够用于要求优异的内压疲劳特性的所有用途。

作为本发明的钢管的例子，可列举出油缸用钢管、减振缓冲器用钢管、耐震缓冲器用钢管、油压配管等。

特别是，在本发明的钢管为油缸用钢管时，改善内压疲劳特性的意义较大。

作为油缸用钢管，优选适用于通过油压等伸缩的油缸的外筒的油缸用钢管。作为油缸，例如可列举出油压挖掘机的铲斗、动臂、斗杆等驱动***周围的油缸。

接着，对本发明的钢管的组成进行说明。

以下，表示钢管中元素的含量的“％”是“质量％”。

另外，对于各元素，仅仅说“含量”时，是指钢管中的含量。

本发明的钢管如前所述，含有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、以及Nb：0.080％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

以下，对各元素及含量以及不可避免的杂质进行说明。

<C：0.06％～0.25％>

C(碳)对于钢管强度的提高是有效的元素。

本发明的钢管中的C的含量为0.06％以上。由此，可确保成为内压疲劳特性改善的基础的钢管的强度。

另一方面，C的含量如果过多，则钢管的强度变得过高，韧性劣化。因此，C的含量的上限为0.25％。

<Si：0.50％以下>

Si(硅)作为脱氧剂是有效的。

然而，Si的含量如果过多，则损害低温韧性，而且，在本发明的钢管为电焊钢管的情况下，损害电焊焊接性。因此，Si的含量的上限为0.50％。Si的含量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下。

另一方面，从更有效地获得作为脱氧剂的效果的观点出发，Si的含量优选为0.01％以上。而且，从通过固溶强化进一步提高钢管的强度的观点出发，Si的含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。

此外，Si不仅有在钢中有意含有的情况，也可以有在钢中作为杂质混入的情况。在Si在钢中作为杂质混入的情况下，优选Si的含量较少，因此对于Si含量的下限没有特别限制。

<Mn：1.00％～1.80％>

Mn(锰)是通过提高钢的淬透性而使钢高强度化的元素。

本发明的钢管中的Mn(锰)的含量从确保高强度的观点出发，为1.00％以上。Mn的含量优选为1.10％以上，更优选为1.20％以上。

然而，Mn的含量如果过多，则助长马氏体的生成，韧性劣化。因此，Mn的含量的上限为1.80％。

<P：0.030％以下>

P(磷)是杂质。

通过降低P的含量，韧性提高，因此，P的含量的上限为0.030％。P的含量优选为0.018％以下。

P的含量优选较少，因此对P的含量的下限没有特别限制。但是，从特性和成本的平衡的观点出发，通常P的含量为0.001％以上。

<S：0.020％以下>

S(硫)是杂质。

通过降低S的含量，能够降低通过热轧而延伸化的MnS，使韧性提高，因此S的含量的上限为0.020％。S的含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。

优选S的含量较少，因此对S的含量的下限没有特别限制。但是，从特性和成本的平衡的观点出发，通常S的含量为0.0001％以上。

<Al：0.08％以下>

Al(铝)是作为脱氧剂有效的元素。

然而，如果Al的含量过多，则夹杂物增加，损害延展性和韧性。因此，Al的含量的上限为0.08％。

另一方面，从更有效地获得作为脱氧剂的效果的观点出发，Al的含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，特别优选为0.01％以上。

此外，Al不仅有在钢中有意含有的情况，也可以有在钢中作为杂质混入的情况。在Al在钢中作为杂质混入的情况下，优选Al的含量较少，因此对于Al含量的下限没有特别限制。

<N：0.008％以下>

N(氮)是钢中不可避免地存在的元素。

但是，如果N含量过多，则AlN等夹杂物过度增大，有可能产生表面伤、韧性劣化等弊病。因此，N含量的上限为0.008％。N含量优选为0.007％以下，特别优选为0.006％以下。

另一方面，对于N含量的下限没有特别限制，但如果考虑脱N(脱氮)的成本和经济性，则N含量优选为0.002％以上。

<Nb：0.080％以下>

Nb(铌)是使再结晶温度降低的元素，是在进行热轧时抑制奥氏体的再结晶、有助于组织的微细化的元素。

然而，如果Nb的含量过多，则由于粗大的析出物而韧性劣化。因此，Nb的含量的上限为0.080％。Nb含量优选为0.070％以下，更优选为0.050％ 以下。

另一方面，从更确实地获得组织微细化效果的观点出发，Nb含量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上，特别优选为0.015％以上。

<不可避免的杂质>

本发明中，不可避免的杂质是在原材料中所包含的成分、或者是在制造的过程中混入的成分，是指不是有意地使钢中含有的成分。

作为不可避免的杂质，具体而言，可以列举出O(氧)、Sb(锑)、Sn(锡)、W(钨)、Co(钴)、As(砷)、Mg(镁)、Pb(铅)、Bi(铋)、B(硼)、H(氢)。

这当中，优选控制使O含量达到0.006％以下。

另外，关于其他元素，通常，对于Sb、Sn、W、Co以及As允许混入含量0.1％以下，对于Mg、Pb以及Bi允许混入含量0.005％以下，对于B及H允许混入含量0.0004％以下，关于其他元素的含量，只要在通常的范围，则无需特别地控制。

另外，本发明的钢管可以进一步选择性地含有：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、以及REM：0.005％以下中的1种或2种以上。

这些元素除了有意在钢中含有的情况以外，也可能存在在钢中作为不可避免的杂质混入的情况。因此，对这些元素的含量的下限没有特别限制。

以下，对这些元素、以及本发明的钢管含有这些元素时的优选含量进行说明。

<V：0.080％以下>

V(钒)是生成碳化物、氮化物，通过析出强化来提高钢的强度的元素。

然而，如果V的含量过多，则碳化物及氮化物粗大化，有可能带来韧性的劣化。因此，V的含量优选为0.080％以下，更优选为0.060％以下。

另一方面，从进一步提高钢管的强度的观点出发，V的含量优选为0.010％以上。

<Ti：0.030％以下>

Ti(钛)是形成微细的氮化物(TiN)、抑制板坯加热时的奥氏体晶粒的粗大化而有助于组织的微细化的元素。

然而，如果Ti的含量过多，则产生TiN的粗大化、TiC导致的析出硬化，有可能韧性劣化。因此，Ti的含量优选为0.030％以下，更优选为0.025％以下，特别优选为0.020％以下。

另一方面，从通过组织的微细化来进一步提高韧性的观点出发，Ti的含量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。

<Cu：0.50％以下>

Cu(铜)是通过提高钢的淬透性使钢高强度化的元素。另外，Cu也是有助于固溶强化的元素。

然而，Cu的含量如果过多，则有时损害钢管的表面性状。因此，Cu的含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。

另一方面，Cu的含量优选为0.05％以上。

此外，在钢管含有Cu的情况下，从防止表面性状劣化的观点出发，优选同时含有Ni。

<Ni：0.50％以下>

Ni(镍)是通过提高钢的淬透性使钢高强度化的元素。另外，Ni也是有助于提高韧性的元素。

然而，Ni是高价的元素，因此从经济性的观点出发，Ni的含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。

另一方面，从进一步提高韧性的观点出发，Ni的含量优选为0.05％以上。

<Cr：0.50％以下>

Cr(铬)对于强度的提高是有效的元素。

然而，如果Cr的含量过多，则有时电焊焊接性劣化，因此Cr的含量优选为0.50％以下，更优选为0.20％以下。

另一方面，从进一步提高钢管的强度的观点出发，Cr的含量优选为0.05％以上。

<Mo：0.50％以下>

Mo(钼)是有助于钢的高强度化的元素。

然而，Mo是高价的元素，因此从经济性的观点出发，Mo的含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下，特别优选为0.10％以下。

另一方面，Mo的含量优选为0.05％以上。

<B：0.0040％以下>

B(硼)是通过微量的含有来显著提高钢的淬透性从而有助于钢的高强度化的元素。

然而，B即使含量超过0.0040％而含有也不会引起淬透性的进一步提高，而且有可能生成析出物使韧性劣化，因此B的含量的上限优选为0.0040％。另一方面，B有时从原料杂质混入，但为了充分获得淬透性的效果，B的含量优选为0.0004％以上。

<Ca：0.005％以下>

Ca(钙)是控制硫化物系夹杂物的形态、提高低温韧性、进而使电焊焊接区的氧化物微细化而提高电焊焊接区的韧性的元素。

然而，如果Ca的含量过多，则氧化物或硫化物变大，有可能对韧性产生不良影响。因此，Ca的含量优选为0.005％以下。

另一方面，Ca的含量优选为0.001％以上。

<REM：0.005％以下>

本说明书中，“REM”是指稀土类元素，是由Sc(钪)、Y(钇)、La(镧)、Ce(铈)、Pr(镨)、Nd(钕)、Pm(钷)、Sm(钐)、Eu(铕)、Gd(钆)、Tb(铽)、Dy(镝)、Ho(钬)、Er(铒)、Tm(铥)、Yb(镱)及Lu(镥)组成的17种元素的总称。

另外，“REM：0.005％以下”是指含有上述17种元素中的至少1种，并且这些17种元素的合计含量为0.005％以下。

REM是控制硫化物系夹杂物的形态、提高低温韧性、进而使电焊焊接区的氧化物微细化而提高电焊焊接区的韧性的元素。

然而，如果REM的含量过多，则氧化物或硫化物变大，有可能对韧性产生不良影响。因此，REM的含量优选为0.005％以下。

另一方面，REM的含量优选为0.001％以上。

实施例

以下，通过实施例对本发明更加具体地进行说明，但本发明并不限定于以下的实施例。

[实施例1～16、比较例1～5]

准备为下述表1中的“钢No.1～No.5”所示的组成、且为下述表2所示的外径D、壁厚t、比率[t/D]的电焊钢管(造管状态的电焊钢管)。

此外，电焊钢管的组成中，表1中所示的元素以外的成分(剩余部分)为Fe(铁)及不可避免的杂质。

此外，钢No.5中的“REM”具体为La(镧)。

此外，准备依次具备加热炉、均热炉及快速水冷装置的热处理装置。

该热处理装置构成为：将成为热处理对象的钢管沿其管轴方向搬送，该钢管依次通过加热炉、均热炉及快速水冷装置。

其中，快速水冷装置具备用于从钢管的外表面(外周面)的周围对该外表面整体吹送冷却水的喷雾嘴。

另外，在热处理装置中，在均热炉和快速水冷装置之间，具备用于测定钢管的冷却开始温度的辐射温度计A，在从快速水冷装置看的钢管的搬送方向下游侧，具备用于测定钢管的冷却停止温度的辐射温度计B。

另外，均热炉中具备用于测定炉内的气氛温度的热电偶。

<热处理>

通过使上述电焊钢管依次通过上述热处理装置的加热炉、均热炉及快速水冷装置，对上述电焊钢管实施热处理(加热及骤冷)。此时的加热温度、冷却开始温度、冷却速度及冷却停止温度如下述表2所示。此外，本实施例中，“热处理”指从开始加热到停止冷却的过程。

其中，加热温度通过均热炉中具备的热电偶进行测定，冷却开始温度通过均热炉和快速水冷装置之间具备的辐射温度计A进行测定，冷却停止温度通过从快速水冷装置看的钢管的搬送方向下游侧所具备的辐射温度计B进行测定。冷却速度基于冷却开始温度、冷却停止温度、辐射温度计A与辐射温度计B的距离、及钢管的搬送速度来算出。

<残余应力的测定>

对于热处理后的电焊钢管，通过X射线法测定了残余应力。

残余应力的测定对于距外表面深度为1mm的位置、及外表面进行。

基于测定结果，按照前述式1求出比率C(距外表面深度为1mm的位置处的压缩残余应力相对于外表面处用X射线法测定的压缩残余应力的比率(％))。

结果示于下述表2。

此外，利用X射线法测定残余应力的条件如下所述。

-利用X射线法测定残余应力的条件-

在利用X射线法的残余应力的测定中，有试样的长度变短时残余应力缓和的情况。因此，作为本测定中使用的试样的长度，优选确保外径的1.5倍以上的长度。因此，在本测定中，准备了长度为400mm的试样(电焊钢管)。

利用X射线法的残余应力的测定使用微焦距X射线应力测定装置，通过倾斜法来进行。测定位置设为试样的长度方向中央位置。

关于外表面的残余应力，对上述试样的外表面通过上述方法来测定。

关于距外表面深度为1mm的位置的残余应力，通过对上述试样进行电解研磨，设置距外表面深度为1mm的凹部，对该凹部的底(即距外表面深度为1mm的位置)通过上述方法来测定残余应力。

<管轴方向拉伸试验>

从热处理后的电焊钢管采集全厚度试验片，对全厚度试验片进行管轴方向拉伸试验，测定屈服强度YS(Yield Strength)及抗拉强度TS(Tensile Strength)。另外，在该试验中，确认了有无屈服伸长。另外，作为屈服强度YS相对于抗拉强度TS的比率(％)，求出了屈服比YR(Yield Ratio)。

以上结果示于下述表2。

此外，管轴方向拉伸试验根据JIS Z2241(2011)来进行。试验片的拉伸方向设为管轴方向。

全厚度试验片的形状设为12号试验片的形状。

如表2所示，实施例1～16的电焊钢管的外表面的残余应力为-250MPa以下(即外表面的压缩残余应力为250MPa以上)，比率C(距外表面深度为1mm的位置处的压缩残余应力相对于外表面处的压缩残余应力的比率)为70％以上。

另外，实施例1～16的电焊钢管通过管轴方向拉伸试验的屈服比YR为80％以上，且显示出屈服伸长。

通过以上可知，实施例1～16的电焊钢管的内压疲劳特性优异。

接着，准备了对实施例5中的造管状态的电焊钢管未实施上述热处理、且对外表面实施了喷丸加工(投射压力：0.8MPa、研扫材：1.0mmΦ钢球、加工温度：室温、覆盖率：100％)的比较试样A。

对于该比较试样A，通过上述方法测定残余应力，结果外表面的残余应力为-300MPa，距外表面深度为1mm处的残余应力为+100MPa。

另外，准备了对实施例5中的造管状态的电焊钢管未实施上述热处理、且对外表面实施了抛光加工的比较试样B。

对于该比较试样B，通过上述方法测定残余应力，结果外表面的残余应力为-100MPa，距外表面深度为1mm处的残余应力为+100MPa。

关于本说明书中记载的全部文献、专利申请以及技术标准，各个文献、专利申请以及技术标准通过参考引用，与具体并且分别记载的情况同等程度地通过参考引用到本说明书中。

Claims (4)

1.一种钢管，其是用作油缸用钢管、减振缓冲器用钢管、耐震缓冲器用钢管或油压配管的钢管，其以质量％计含有：

C：0.06％～0.20％、

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、以及

Nb：0.080％以下，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力为250MPa以上，

距外表面深度为1mm的位置处用X射线法测定得到的压缩残余应力为所述外表面处用X射线法测定得到的压缩残余应力的70％以上，

所述钢管的壁厚为7mm～17mm，壁厚相对于外径的比即壁厚/外径为0.07～0.12。

2.根据权利要求1所述的钢管，其以质量％计进一步含有：

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、以及

REM：0.005％以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢管，其中，在对全厚度试验片进行管轴方向拉伸试验时，屈服强度相对于抗拉强度的比率为80％以上，且出现屈服伸长。

4.根据权利要求1或2所述的钢管，其为电焊钢管。