JP2005002385A - 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法 - Google Patents
成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2005002385A JP2005002385A JP2003165668A JP2003165668A JP2005002385A JP 2005002385 A JP2005002385 A JP 2005002385A JP 2003165668 A JP2003165668 A JP 2003165668A JP 2003165668 A JP2003165668 A JP 2003165668A JP 2005002385 A JP2005002385 A JP 2005002385A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- phase
- steel pipe
- ferrite
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】延性、曲げ性、ハイドロフォーム加工性などの成形性、および靱性が等方的に高い鋼管とその製造方法を提供する。
【解決手段】C:0.0002〜0.70％、Si:0.003〜3.0％、Mn:0.003〜3.0％、Al:0.002〜2.0％、P:0.15％以下、S:0.05％以下、N:0.015％以下、あるいはさらに、B:0.0002〜0.01％、Ti、Nb、V、Zrのうちの１種以上:合計で0.005〜１％、Cr、Mo、Cu、Niの１種以上:合計で0.005〜３％、Ca:0.0001〜0.005％、REM:0.0001〜0.2％のいずれかを含有し、面積割合で50％以上がフェライト相でその平均結晶粒径が40μm以下、アスペクト比が3.0以下、フェライト粒界に占める大角粒界の割合が70％以上であり、残部相のなかで面積割合が最大の第二相の平均結晶粒径が40μm以下、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上である第二相がその面積割合の50％以上を占める。
【選択図】 なし
【解決手段】C:0.0002〜0.70％、Si:0.003〜3.0％、Mn:0.003〜3.0％、Al:0.002〜2.0％、P:0.15％以下、S:0.05％以下、N:0.015％以下、あるいはさらに、B:0.0002〜0.01％、Ti、Nb、V、Zrのうちの１種以上:合計で0.005〜１％、Cr、Mo、Cu、Niの１種以上:合計で0.005〜３％、Ca:0.0001〜0.005％、REM:0.0001〜0.2％のいずれかを含有し、面積割合で50％以上がフェライト相でその平均結晶粒径が40μm以下、アスペクト比が3.0以下、フェライト粒界に占める大角粒界の割合が70％以上であり、残部相のなかで面積割合が最大の第二相の平均結晶粒径が40μm以下、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上である第二相がその面積割合の50％以上を占める。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性、具体的には延性、曲げ性、ハイドロフォーム成形性、および靱性に優れた鋼管、特に電縫鋼管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼材には強度だけでなく、二次加工性に優れることが望まれている。特に、鋼管には、高強度化しても延性、曲げ性、ハイドロフォーム加工性などの成形性、および靱性が低下せず、高いレベルで維持することが要求されている。また、鋼管は管軸方向や管周方向も含めて種々の方向に加工されるため、いずれの方向に加工されてもよいように、成形性と靱性が等方的に高いことが望まれている。このようなニーズに対応する特性向上の手段として結晶粒微細化があり、いくつかの提案がなされている。
【０００３】
特許文献１には、Ａｃ３ 変態点〜４００ ℃に加熱または均熱した後、累積縮径率２０％以上の絞り圧延を行い、引き続き冷却速度１．５ ℃／ｓ以上で常温まで急冷することにより結晶粒粗大化を抑制できるという技術が開示されている。しかし、この技術では細かい粒の中に一部大きな粒径のものが混ざる組織（混粒組織）となるという問題があった。更には、主にフェライト域あるいは（フェライト＋オーステナイト）二相域で絞り圧延を行うため、フェライト相や残部相が展伸して残部相が連結したバンド状組織となり、成形性や靱性が管軸方向と管周方向で異なる、すなわち特性の異方性が大きく等方的で無くなるため、成形方向に制約が生じるという問題があった。
【０００４】
また特許文献２には、４００ ℃〜Ａｒ３ 変態点＋５０℃未満で、圧下率が３０％以上になる絞り圧延を施し、圧延終了後０．５ 秒以内に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するという鋼管の製造方法が開示されている。しかし、この従来技術でも、特許文献１と同様に、特性の異方性が大きく、成形方向に制約が生じるという問題があった。
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−９４００９ 号公報
【特許文献２】特開２００１−１６２３０５号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
従来技術では、上記のようなミクロ組織の混粒化、ミクロ組織と特性の異方性の増大、およびそれらに起因する成形方向の制約という問題点があった。
【０００７】
本発明の課題は、上記のような従来技術の問題点を解消し、高強度化しても延性や曲げ性などの成形性、および靱性が低下せず、それらを等方的に高いレベルで維持するニーズに対応することのできる、成形性と靱性が等方的に高い鋼管とその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記の課題を解決するために検討を重ねた。そして、従来技術においては、絞り圧延終了温度が低いために上述のような問題が生じたとの着想を得た。その結果、鋼の化学組成、組織形態を規定するとともに、製造方法として絞り圧延・冷却条件を規定することにより、成形性と靱性が等方的に優れた鋼管が得られるとの知見を得て、本発明を完成した。
【０００９】
すなわち、本発明者らの知見は次の通りである。
（１）特定の化学組成を有し、面積割合で金属組織の５０％以上がフェライト相で、場合によっては実質上フェライト相から成り、その平均結晶粒径が４０μｍ以下、アスペクト比が３．０ 以下であり、更にフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなる鋼管は、優れた成形性と靱性を示し、且つそれらの特性の異方性が小さく等方的である。
【００１０】
（２）さらに、第二相が存在し、上記フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が４０μｍ以下であり、かつ最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相の面積割合の５０％以上を占めることを満足する鋼管は、優れた成形性と靱性を示し、且つそれらの特性の異方性が小さく等方的である。
【００１１】
（３）上記（１） または（２） に加えて、鋼管の管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面における全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下であることを満足する鋼管、更に、第二相とフェライト相の硬度比 （第二相のビッカース硬度をフェライト相のビッカース硬度で除した値） が７以下であることを満足する鋼管、あるいは更に、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下であることを満足する鋼管は、特性が等方的であり、極めて優れた成形性と靱性を示す。
【００１２】
（４）鋼管を製造するに際し、加熱された帯鋼を成形してオープン管とし、該オープン管のエッジ部を溶接して母材鋼管とした後、絞り圧延を行うことにより鋼管を製造する方法において、帯鋼または母材鋼管をＡｃ３ 点以上１３００℃以下に加熱した後、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上、圧延終了温度を （Ａｅ３ 点−５０℃） 以上とする絞り圧延を行い、更に絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却することにより、上記（１） ないし（３） に記載の成形性と靱性に優れた鋼管を製造することができる。
【００１３】
本発明で規定する技術用語のうち「アスペクト比」とは、その相の各結晶粒の（最大径）／（最小径）の値のうち最大となる値をいう。
また、結晶粒の「最大径」とはその結晶粒における最も長い径を、結晶粒の「最小径」とはその結晶粒における最も短い径を指し、例えば、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により求めた「最大径」、「最小径」を１．１３倍したものをそれぞれ結晶粒の「最大径」、結晶粒の「最小径」とした。
【００１４】
同様に、相の「平均結晶粒径」は、例えば、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により測定した平均切片長さを１．１３倍した値を採用した。
【００１５】
「大角粒界」とは、隣接するフェライト結晶粒間の方位差が１５゜以上であるものを指す。なお、この隣接するフェライト結晶粒間の結晶方位差は、例えば、電子線後方散乱法（ＥＢＳＰ）によって測定することができる。
【００１６】
「相の面積割合」は、例えば、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡によって組織を数視野撮影し、画像解析装置を用いて組織写真を解析して各視野における面積割合を求め、それらの平均値から求めた。
【００１７】
「Ｌ値」は、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が全第二相中で占める割合を示し、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡によって組織を数視野撮影した後、画像解析装置を用いて組織写真を解析することにより求めた。
【００１８】
「析出物」とは、炭化物（セメンタイトを除く）、窒化物、硫化物、酸化物、燐化物、硼化物およびこれらの複合生成物を指し、その最小径とは、上述の通り、最も短い径をいう。なお、析出物の最小径は、例えば、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を数視野撮影し、この組織写真から直接に求め、析出物の面積割合も、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を数視野撮影し、この組織写真を画像解析し、前述した相の面積割合の場合と同様にして求める。
【００１９】
「第二相」とは、フェライト以外のセメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、変態せずに残ったオーステナイト（以下「残留オーステナイト」という）等の各種の相を指す。さらに、本発明で規定する各温度は、いずれも被測温材の表面温度を指す。
【００２０】
結晶方位の「Ｘ線積分強度比」は、例えば鋼管の半径方向に垂直な断面における｛１００｝、｛１１０｝、｛１１１｝、｛２１１｝、｛３１１｝、｛３３２｝等の各面に関するＸ線ランダム強度比の測定によって評価することができる。なお、ランダム強度比とは、測定試料から得られた各結晶面の回折強度とランダム結晶方位の試料の回折強度との比として求められるものである。また、＜１００＞、＜１１０＞、＜１１１＞、＜２１１＞、＜３１１＞、＜３３２＞等の各方位に関する逆極点図の測定によっても評価することができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明が規定する要件について、鋼管の化学組成、金属組織および製造方法に区分して説明する。以下の説明において、各元素の含有量の％表示は、質量％を意味する。
【００２２】
（Ａ）化学組成
ここに、本発明における上述の鋼組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０００２〜０．７０％
Ｃは、０．０００２％未満では、結晶粒が極端に粗大化し、高い成形性を安定して得られず、鋼管の成形時に割れや表面肌荒れが生じ易くなる。また、めっき付着性も低下する。更に、Ｃ含有量を０．０００２％未満に低下させるには、特殊な製鋼技術を必要とするのでコストも嵩む。含有量が０．７０％を超えると、強度が上昇し過ぎて延性や熱間加工性が低下するとともに、鋼板からロール成形により鋼管を製造する場合の溶接接合部に欠陥が発生し易くなって溶接状況が安定しなくなり、溶接部の耐溝状腐食性を劣化させる。そこで、本実施形態では、Ｃ含有量は０．０００２％以上０．７０％以下と限定し、好ましくは０．０１０ ％以上０．６０％以下であり、より好ましくは０．０２０ ％以上０．５０％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：０．００３ 〜３．０ ％
Ｓｉは、加工性を損なうことなく、鋼の強度を向上させる作用を有する。更に、フェライトの生成を促進して、フェライト量を増加させる作用もある。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００３ ％を含有させる。また、含有されることにより脱酸元素として作用するが、めっきの合金層発達抑制の作用があり、３．０ ％以下を添加する。好ましくは０．０５％以上２．５ ％以下が有効である。更に好ましくは、０．１０％以上２．０ ％以下である。なお、含有量が３．０ ％を超えると成形性や靱性を劣化させる等の悪影響を生じる。
【００２４】
Ｍｎ：０．００３ 〜３．０ ％
Ｍｎは、Ｓによる鋼の熱間脆性を防止する作用を有する。更に、鋼を固溶強化する作用もある。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００３ ％を含有させる必要がある。しかし、含有量が３．０ ％を超えると、延性や溶接性を劣化させるとともに、非金属介在物であるＭｎＳ の周辺部が溶解し易いことから、このＭｎＳ が溝状腐食の起点となり、耐溝状腐食性が劣化する。そこで、本発明では、Ｍｎ含有量は０．００３ ％以上３．０ ％以下と限定する。なお、強度および伸びのそれぞれの調和の観点から、Ｍｎ含有量の下限値は０．１０％、上限値は２．７ ％がそれぞれ好ましく、より好ましくは０．２０％以上２．５ ％以下である。
【００２５】
Ａｌ：０．００２ 〜２．０ ％
Ａｌも、０．００２ ％以上含有されることにより脱酸元素として作用するが、Ａｌ含有量が２．０ ％を超えると、介在物量が増加して鋼の清浄度を低下させるとともに耐食性の低下を招く。そこで、本発明では、Ａｌ含有量は０．００２ ％以上２．０ ％以下と限定する。好ましくは、０．００５ ％以上１．０ ％以下であり、より好ましくは０．０１０ ％以上０．５ ％以下である。
【００２６】
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、不可避な不純物であって、結晶粒界に偏析して靱性および耐溝状腐食性をともに劣化させることから、その含有量は少ないほうが望ましい。しかし、Ｐの極端な低減には相応のコスト上昇を伴うことから、本発明ではＰ含有量を０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
【００２７】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、不可避な不純物であって、硫化物を生成して鋼の清浄度および耐溝状腐食性をともに劣化させることから、その含有量は少ないほうが望ましい。しかし、Ｓの極端な低減には相応のコスト上昇を伴うことから、本発明ではＳ含有量の上限値を０．０５％とするのが好ましい。より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。
【００２８】
Ｎ：０．０１５ ％以下
Ｎは、鋼の強化元素であるとともに不可避的な不純物である。不純物として通常含有される量は０．００３ ％程度であるものの、０．０１５ ％までの含有は特に弊害もなく許容される。そこで、本発明では、Ｎ含有量は０．０１５ ％以下と限定するのが好ましい。より好ましくは０．０１０ ％以下、更に好ましくは０．００７ ％以下である。
【００２９】
これらの元素が本実施形態にかかる鋼管の基本成分であるが、この基本成分に更に以下に述べる元素の少なくとも１つを任意添加元素として含有させることにより、より一層優れた耐溝状腐食性とその他の特性とを兼ね備えた鋼管を得ることができる。そこで、以下、これらの任意添加元素についても説明する。
【００３０】
本発明において、前記鋼組成は、さらに、下記第１群ないし第４群のうちの１種以上を含むものであってもよい。
第１群：Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
第２群：Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちの１種以上を合計で０．００５ 〜１％、
第３群：Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を合計で０．００５ 〜３％、
第４群：Ｃａ：０．０００１〜０．００５ ％、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２ ％のうちの１種以上のいずれかの元素。
【００３１】
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂには鋼の焼入れ性を高める作用があるので、冷却過程でフェライト相の結晶粒径を制御する際に活用してもよい。Ｂ含有量が０．０００２％未満ではその効果が得難い。しかし、Ｂ含有量が０．０１０ ％を超えると、成形性と靱性がともに劣化する。そこで、Ｂを添加する場合には、その含有量は０．０００２％以上０．０１％以下とする。
【００３２】
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちの１種以上を合計で０．００５ 〜１％
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒには、鋼中のＣ、Ｎ、およびＳと結合して析出物を形成し、延性や曲げ性をそれほど損なうことなく鋼の強度を高める作用を有する。またＣ、ＮおよびＳと結合して、これらを無害化する作用を有する。したがって、鋼の強度を高めるためにＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒを１種以上含有させてもよいが、その含有量が０．００５ ％未満ではかかる効果が得難く、一方、これらの含有量が合計で１％を超えると、上記効果は飽和するとともに、逆に延性や曲げ性が低下する。そこで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒの１種以上を添加する場合には、それらの含有量は合計で０．００５ ％以上１％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を合計で０．００５ 〜３％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉには焼入れ性を向上させる作用があるので、冷却過程でのフェライト相や残部相の結晶粒径や面積割合を制御するのが容易になる。上記焼入れ性を高めることに加えて、Ｃｕには耐食性を高める作用もある。このため、前述した目的でＣｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を含有させてもよいが、その含有量が０．００５ ％未満ではかかる効果が得難く、一方、これらの含有量が合計で３％を超えると、上記効果は飽和するとともに、逆に延性や曲げ性が低下する。そこで、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を添加する場合には、それらの含有量は合計で０．００５ ％以上３％以下とすることが望ましい。
【００３４】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５ ％、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２ ％
ＣａおよびＲＥＭ は、それぞれ０．０００１％以上で、介在物の形態を制御して加工性を向上させる作用を有するとともに、電縫溶接部の溝状腐食に対する抵抗を改善する元素である。このため、前述した目的でＣａおよびＲＥＭ を含有させてもよいが、その含有量がそれぞれ０．０００１％未満ではかかる効果が得難い。一方、Ｃａ含有量が０．００５ ％を超える、またはＲＥＭ が０．２ ％超えると、鋼の清浄度が低下し、延性が劣化する。そこで、ＣａおよびＲＥＭ を添加する場合には、含有量はＣａは０．０００１％以上０．００５ ％以下、ＲＥＭ は０．０００１％以上０．２ ％以下とすることが望ましい。
【００３５】
（Ｂ）金属組織
（１）特定の化学組成を有し、実質上、つまり面積割合で金属組織の５０％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が４０μｍ以下、アスペクト比が３．０ 以下であり、更にフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、第二相が存在する場合、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が４０μｍ以下であることを満足する鋼管は、優れた成形性と靱性を示す。
【００３６】
（２）上記（１） に加えて、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相の面積割合の５０％以上を占め、更に最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下であることを満足する鋼管、更に、第二相とフェライト相の硬度比（第二相のビッカース硬度をフェライト相のビッカース硬度で除した値）が７以下であることを満足する鋼管、あるいは更に、鋼管の管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面における全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下であることを満足する鋼管は、極めて優れた成形性と靱性を示す。
【００３７】
鋼管の組織に占めるフェライトの面積割合が５０％に満たない場合には、フェライトよりも強度が高い第二相が増えるため高強度が得られるが、鋼管の延性や伸びなど成形性、および靱性が大幅に劣化してしまう。したがって、鋼管の組織に占めるフェライトの面積割合を５０％以上とする。なお、フェライトの面積割合は６０％以上とするのが好ましく、７０％以上とすれば一層好ましい。なお、鋼管の組織に占めるフェライトの面積割合は１００ ％に近い値であってもよい。
【００３８】
かかるフェライト相の面積割合は、合金元素、絞り圧延条件、冷却条件等、多くの要因によって決定されるが、例えば、Ｃ量、絞り圧延完了温度、冷却速度によって変更することができる。
【００３９】
鋼管のフェライトの平均結晶粒径が４０μｍを超えると、たとえ組織に占めるフェライトの面積割合が５０％以上であっても、特定の粗大結晶粒に変形が集中して歪みが局在化しやすくなる。このため、引張成形や曲げ成形などの加工時に、高成形性や良好な強度−成形性バランスを安定して得ることができなくなる。更には、フェライトの結晶粒が大きいため、靱性の劣化や特性変動の増大が生じる。また、鋼管の表面が加工時に肌荒れを起こし、表面荒さが大きくなって表面性状が不芳になりやすい。したがって、鋼管のフェライトの平均結晶粒径を４０μｍ以下とした。なお、フェライトの平均結晶粒径は３０μｍ以下とすることが好ましく、２０μｍ以下とすれば一層好ましい。このフェライトの平均結晶粒径は小さいほどよいが、フェライトの平均結晶粒径を１μｍ以下にするには特殊な技術が必要となってコストが嵩むので、工業的規模での下限は１μｍ程度である。
【００４０】
鋼管のフェライトのアスペクト比が３．０ を超えると、ミクロ組織として実質上等軸としての等方的な特徴は得られなくなる。このような組織では成形性や靱性が管軸方向と管周方向で異なる、すなわち特性の異方性が大きく等方的で無くなるため、特定方向にしか成形できないという問題が生じてしまう。従って、フェライトのアスペクト比は３．０ 以下である必要がある。アスペクト比は小さい方が良く、２．０ 以下の場合が好ましい。アスペクト比が１．０ に近い値であればより一層好ましい。
【００４１】
鋼管のフェライト相の粒界のうち「大角粒界」の割合が７０％未満になる、すなわち小角粒界が多くなると、実質上のフェライト粒界としての効果が小さくなり、大角粒界で囲まれたフェライト粒としては粗大な粒が多いという結果になる。この場合、高成形性を安定して得られないだけでなく、靱性の劣化、特性変動の増大、および加工時の表面肌荒れも生じやすくなる。
【００４２】
かかるフェライトの平均結晶粒径、アスペクト比、大角粒界の割合は、フェライト相の割合と同様に、合金元素、絞り圧延条件、冷却条件等によって調整可能であり、例えば、後述するように、絞り圧延に際しての圧延時の温度や加工度および冷却速度によって調整可能である。
【００４３】
本発明にあっては、フェライト相以外に実質上他の相が存在しない場合も包含するが、そのような第二相が存在するときは、フェライト相および析出物以外の残部相のうち最大面積率を占める相である第二相の平均結晶粒径が４０μｍを超えると、鋼管では成形時にフェライト相と第二相の界面からクラックが発生しやすくなり、かつフェライト粒界で伝播を阻止されにくくなる。更には、硬質な第二相の分布が不均一になる傾向があるため、成形性や靱性が低下する。
【００４４】
このため、第二相の平均結晶粒径を４０μｍ以下とする。好ましくは３０μｍ以下、更に好ましくは２０μｍ 以下である。好ましい下限は０．１ μｍ である。
最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相中に占める面積割合、つまりＬ値が５０％未満の場合、あるいは、最近接第二相間の距離がいずれも第二相の最小径の２倍未満の場合、第二相同士が連結して分布する、いわゆるバンド状組織の割合が多くなる。鋼管では管軸方向にバンド状組織になることが多い。この場合、管軸方向の成形性や靱性は良好であるが、管周方向の成形性や靱性は、フェライトと第二相の界面からクラックが発生、伝播するため、大きく劣化する、すなわち、特性の異方性が大きくなる。従って、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相中に占める面積割合が５０％以上である必要がある。最近接第二相間の距離は第二相の最小径の３倍以上であることが好ましく、４倍以上であることが一層好ましい。最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相の面積割合の６０％以上であることが好ましく、７０％以上であることが一層好ましい。
【００４５】
かかる第二相についても、フェライト相の場合と同様にして、その量および微細化状態を調整可能である。
鋼管の管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面におけるいずれかの結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ を超えると、強度比が増加した特定方向の特性は向上するものの、別の方向の特性が劣化する程度が大きくなるため、特性の異方性が大きくなってしまう。例えば、円周方向に垂直な断面における｛１１１｝集合組織のＸ線積分強度比が３．０ を超えると、管軸方向のｒ値が増加し、その方向の延性は改善されるが、それ以外の方向の延性は劣化する。従って、等方的な特性を得るためには、管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面における全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下とするのが好ましい。さらに好ましくは２．５ 以下、最も好ましくは２．０ 以下である。
【００４６】
鋼管の成形時には、第二相とフェライト相の界面からクラックが発生する場合が多い。第二相のビッカース硬度（Ｈｖ２） とフェライト相ビッカース硬度（Ｈｖｆ） の硬度比（Ｈｖ２／Ｈｖｆ） が７を超えると、成形時にその界面でクラックが多発し、延性や曲げ性が劣化してしまう。従って、第二相とフェライト相の硬度比は７以下とするのが好ましい。さらに好ましくは６以下、最も好ましくは５以下である。
【００４７】
鋼管において、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が２％を超える場合には、成形性や靱性を低下させる強化機構である析出強化による強度上昇の割合が大きくなり、成形性や靱性が低下することがある。したがって、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が組織の２％以下と規定するのが好ましい。なお、析出物の最小径は５ｎｍ以上とすることが好ましく、１０ｎｍ以上とすれば一層好ましい。析出物の最小径の上限は５μｍ程度であっても構わない。又、析出物の最大径は１０μｍ程度とすることが好ましい。析出物が占める面積割合の上限は１％であることが好ましく、０．２ ％であれば一層好ましい。
【００４８】
（Ｃ）鋼管の製造方法
本発明の製造方法について説明する。
図１は、本発明の１実施態様にしたがって電縫鋼管を製造する製造工程の一例を示す模式的説明図である。
【００４９】
本実施態様によれば、アンコイラー１から巻き戻された帯鋼２は、まず加熱炉３において所定温度に加熱される。次いで、成形および誘導加熱溶接装置４において、加熱された帯鋼を成形してオープン管とし、該オープン管のエッジ部を溶接して母材鋼管とする。母材鋼管は、管再加熱炉５によって再加熱され、次いで絞り圧延機６による絞り圧延を行うことにより鋼管とする。得られた鋼管は冷却装置７および管切断装置８による所定の加工を経て、さらに必要によりめっき処理が行われて電縫鋼管９となる。
【００５０】
ここに、本実施態様によれば、上述の帯鋼または母材鋼管をＡｃ３ 点以上１３００℃以下に加熱した後、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上、圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃） 以上とする絞り圧延を行い、更に絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却する。
【００５１】
帯鋼または母材鋼管の加熱温度がＡｃ３ 点未満の場合、すなわちミクロ組織のオーステナイト化が不十分な場合、絞り圧延を（フェライト＋オーステナイト）二相域で開始することになり、絞り圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃）以上とすることが困難になる。この結果、ミクロ組織は混粒組織や管軸方向に展伸したバンド状組織となる。
【００５２】
この場合、本発明で規定する、例えばフェライト相の平均結晶粒径４０μｍ 以下という、あるいはアスペクト比３．０ 以下、さらにはフェライト粒界の大角粒界の割合７０％以上、第二相の平均結晶粒径４０μｍ以下、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上である第二相が、第二相の面積割合の５０％以上、あるいは全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下というミクロ組織が得られずに成形性と靱性が低下し、しかも異方性が大きくなる。なお、絞り圧延前に管再加熱炉等を用いて母材鋼管をＡｃ３ 点以上に昇温することで、ミクロ組織のオーステナイト化を促進することができるが、長時間加熱が必要であるため生産性が低下する。
【００５３】
帯鋼から母材鋼管を製造する場合、加熱温度が１３００℃を超えると、加熱温度が高温のため、高温での固相接合の際に突き合わせ端面における表面スケールを完全に除去することが難しく、接合部へのスケール噛み込みなどの溶接欠陥が発生し、接合部の接合強度が母材部よりも劣り易く、熱効率的にもロスが大きい。また、帯鋼と母材鋼管のいずれを加熱する場合でも、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、絞り圧延により強加工を行っても、最終製品の結晶粒が粗大化し、充分な強度が得られなくなるとともに、帯鋼または母材鋼管の表面のスケールが発生し易くなり、絞り圧延後の鋼管の表面性状の悪化を招く。更には、絞り圧延の開始温度が高くなり、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上に確保することが困難になるため、所望のミクロ組織が得られない。
【００５４】
そこで、本実施形態では、帯鋼または母材鋼管の加熱温度は、Ａｃ３ 点以上１３００℃以下とする。加熱時間は、オーステナイト結晶粒が粗大にならない範囲で母材鋼管の寸法に応じて適宜選定すればよい。
【００５５】
絞り圧延のＡｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率が１０％未満の場合、所望のミクロ組織にすることができず、等方的に優れた成形性と靱性が得られない。従って、本実施形態では、絞り圧延のＡｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上とする。
【００５６】
絞り圧延終了温度が（Ａｅ３ 点−５０℃）未満の場合には、絞り圧延の途中でオーステナイト相から変態して生じるフェライト相が多くなる。変態後に加工を受けたフェライトは粗大化し、オーステナイト域で加工を受けた後に変態するフェライトは細粒化するため、絞り圧延の途中で生成するフェライト相が多いほど、最終製品で混粒組織が組織全体に占める割合が大きくなる。
【００５７】
更には、ミクロ組織はフェライト相と残留相が圧延方向に展伸し、残留相が連結したバンド状組織になる。
このように最終製品で混粒組織になると、得られた電縫鋼管を地中埋設配管等として用いると、湿潤環境下または腐食環境下においては粒径差により局部電池が生じ、耐腐食性が劣化する。バンド状組織になると、成形性や靱性の異方性が大きくなる。絞り圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃）以上とすることにより、絞り圧延途中で生成、粗大化するフェライト相を少なくし、最終製品での混粒組織やバンド状組織の割合を小さくすることができる。加えて、細粒組織の割合を大きくすることができるため、耐腐食性を向上できるとともに、成形性や靱性を等方的に向上することができることを見いだした。従って、本実施態様では、絞り圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃）以上とする。
【００５８】
また、絞り圧延の開始温度と終了温度の上限は特に規定する必要はないが、開始温度の上限値は１３００℃以下とすることが望ましい。これは、開始温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、絞り圧延による強加工を行っても最終製品の結晶粒が粗大化し、充分な強度が得られなくなると共に、鋼管の表面のスケールが発生し易くなり、絞り圧延後の管表面性状の悪化を招く恐れがあるからである。
【００５９】
絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却することにより、結晶粒の粗大化を防止でき、フェライト相と残部相が生成した所望のミクロ組織が得られる。圧延終了後の冷却開始時間が５ｓ を超える場合、６５０ ℃までの冷却速度が１．０ ℃／ｓ未満の場合、あるいは６５０ ℃以降の冷却速度が０．５ ℃／ｓ未満の場合、結晶粒が粗大化してしまい、所望のミクロ組織が得られない。なお、冷却速度が３００ ℃／ｓを超えると、ベイナイトもしくはマルテンサイトが主相となるため、所望のフェライトを主相とするミクロ組織が得られない。従って、冷却速度は３００ ℃／ｓ以下であることが望ましい。より好ましくは２００ ℃／ｓ以下、更に好ましくは１００ ℃／ｓ以下である。
【００６０】
なお、帯鋼用および母材鋼管用の鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板、冷延焼鈍鋼板のいずれでも良く、通常の鋳造、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍の方法で製造されるものを用いれば良い。
【００６１】
母材鋼管を製造する際の溶接方法としては、電縫溶接だけでなく、鍛接、シーム溶接、サブマージアーク溶接、ＭＩＧ 溶接、ＴＩＧ 溶接、レーザー溶接等、いずれの方法を用いても良い。また、母材鋼管として継目無鋼管を用いても何ら差し支えない。
【００６２】
帯鋼または母材鋼管の加熱方法としては、高周波誘導加熱で加熱する方式、ロールを通じて鋼材に直接電流を流して加熱する直接通電加熱方式、燃焼ガスを用いるガスバーナーで鋼材を加熱するガス加熱方式等、種々の方法を用いることができる。
【００６３】
【実施例】
図１に示す製造工程により、表１に示す化学組成の鋼を用いて、表２に示す条件で鋼管を製造した。
【００６４】
幅２９０ 〜４８０ｍｍ 、厚さ２．８ 〜４．５ｍｍ の帯鋼を帯鋼加熱炉により加熱し、成形および誘導加熱溶接装置により成形および電縫溶接を行って、外径が９０〜１５０ ｍｍの鋼管とし、この鋼管を管再加熱装置により連続的に再加熱した後、３ロールタイプのストレッチレデューサ（絞り圧延機）により絞り圧延を行い、さらに管切断装置により所定の管長に切断することにより、外径２０〜１２０ ｍｍおよび肉厚２．５ 〜４．５ ｍｍの電縫鋼管とした。
【００６５】
これらの電縫鋼管のミクロ組織、機械的性質等について調査した結果を表３と表４に示す。管軸方向の引張特性はＪＩＳ １２Ｂ試験片を、また管周方向の引張特性は鋼管を展開しゲージ長さ５０ｍｍ、ゲージ幅２５ｍｍの試験片を採取して評価した。曲げ性は、鋼管を外径の４倍の内側半径９０度に曲げる試験を行い、表面割れ発生の有無で評価した。ハイドロフォーム成形性については、絞り圧延を行った鋼管（ｄ：供試鋼管の直径）を、長さ４ｄ（供試鋼管の直径の４倍）の空間を形成する上下金型に入れ、前記空間部から両側に５ｄ（供試鋼管の直径の５倍）の鋼管部分を把持し、鋼管内に水で内圧をかけて、鋼管を金型空間内に円周方向へ膨出させ、割れが発生した破断部周長を測定し、下記式を用いて限界拡管率で評価した。
限界拡管率＝｛ （破断部周長−素管周長） ／ （素管周長） ｝×１００
Ｎｏ．１２（鋼Ｌ）、Ｎｏ．１５（鋼Ｏ）、およびＮｏ．１８（鋼Ｒ）についてはＣ量が多く第二相が多いため、また、Ｎｏ．１９ とＮｏ．２２ についてはフェライト相が多く生成した温度域で絞り圧延を完了しているため、連結している第二相の面積割合が多く、Ｌ値が低い。これらの場合の第二相の平均粒径は、連結していない第二相について測定した。Ｎｏ．１９ とＮｏ．２２ については、フェライト相の一部が粗大化した混粒組織になっているが、粗大粒も含めて測定し平均粒径とした。
【００６６】
本発明例であるＮｏ．１（鋼Ａ）〜Ｎｏ．１４（Ｎ）については、所望のミクロ組織が得られ、引張特性や靱性が等方的に良好であり、曲げ性やハイドロフォーム成形性にも優れていた。
【００６７】
本発明で規定する化成組成から外れた成分を有するＮｏ．１５（鋼Ｏ）〜Ｎｏ．１８（鋼Ｒ）、および本発明で規定する製造条件から外れた条件で製造したＮｏ．１９ 〜Ｎｏ．２５ については、所望のミクロ組織、特性が得られなかった。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【００７０】
【表３】
【００７１】
【表４】
【００７２】
【発明の効果】
本発明により、均一微細で等方的なフェライト単相組織または複相（フェライト相＋第二相）組織が得られ、成形性（延性、曲げ性、ハイドロフォーム加工性）と靱性が等方的に優れた鋼管を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明を実施する電縫鋼管の製造工程の一例を示す模式的説明図である。
【符号の説明】
１： アンコイラー ２： 帯鋼
３： 加熱炉 ４： 成形および誘導加熱溶接装置
５： 管再加熱炉 ６： 絞り圧延機
７： 冷却装置 ８： 管切断装置
９： 電縫鋼管
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性、具体的には延性、曲げ性、ハイドロフォーム成形性、および靱性に優れた鋼管、特に電縫鋼管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼材には強度だけでなく、二次加工性に優れることが望まれている。特に、鋼管には、高強度化しても延性、曲げ性、ハイドロフォーム加工性などの成形性、および靱性が低下せず、高いレベルで維持することが要求されている。また、鋼管は管軸方向や管周方向も含めて種々の方向に加工されるため、いずれの方向に加工されてもよいように、成形性と靱性が等方的に高いことが望まれている。このようなニーズに対応する特性向上の手段として結晶粒微細化があり、いくつかの提案がなされている。
【０００３】
特許文献１には、Ａｃ３ 変態点〜４００ ℃に加熱または均熱した後、累積縮径率２０％以上の絞り圧延を行い、引き続き冷却速度１．５ ℃／ｓ以上で常温まで急冷することにより結晶粒粗大化を抑制できるという技術が開示されている。しかし、この技術では細かい粒の中に一部大きな粒径のものが混ざる組織（混粒組織）となるという問題があった。更には、主にフェライト域あるいは（フェライト＋オーステナイト）二相域で絞り圧延を行うため、フェライト相や残部相が展伸して残部相が連結したバンド状組織となり、成形性や靱性が管軸方向と管周方向で異なる、すなわち特性の異方性が大きく等方的で無くなるため、成形方向に制約が生じるという問題があった。
【０００４】
また特許文献２には、４００ ℃〜Ａｒ３ 変態点＋５０℃未満で、圧下率が３０％以上になる絞り圧延を施し、圧延終了後０．５ 秒以内に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するという鋼管の製造方法が開示されている。しかし、この従来技術でも、特許文献１と同様に、特性の異方性が大きく、成形方向に制約が生じるという問題があった。
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−９４００９ 号公報
【特許文献２】特開２００１−１６２３０５号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
従来技術では、上記のようなミクロ組織の混粒化、ミクロ組織と特性の異方性の増大、およびそれらに起因する成形方向の制約という問題点があった。
【０００７】
本発明の課題は、上記のような従来技術の問題点を解消し、高強度化しても延性や曲げ性などの成形性、および靱性が低下せず、それらを等方的に高いレベルで維持するニーズに対応することのできる、成形性と靱性が等方的に高い鋼管とその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記の課題を解決するために検討を重ねた。そして、従来技術においては、絞り圧延終了温度が低いために上述のような問題が生じたとの着想を得た。その結果、鋼の化学組成、組織形態を規定するとともに、製造方法として絞り圧延・冷却条件を規定することにより、成形性と靱性が等方的に優れた鋼管が得られるとの知見を得て、本発明を完成した。
【０００９】
すなわち、本発明者らの知見は次の通りである。
（１）特定の化学組成を有し、面積割合で金属組織の５０％以上がフェライト相で、場合によっては実質上フェライト相から成り、その平均結晶粒径が４０μｍ以下、アスペクト比が３．０ 以下であり、更にフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなる鋼管は、優れた成形性と靱性を示し、且つそれらの特性の異方性が小さく等方的である。
【００１０】
（２）さらに、第二相が存在し、上記フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が４０μｍ以下であり、かつ最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相の面積割合の５０％以上を占めることを満足する鋼管は、優れた成形性と靱性を示し、且つそれらの特性の異方性が小さく等方的である。
【００１１】
（３）上記（１） または（２） に加えて、鋼管の管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面における全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下であることを満足する鋼管、更に、第二相とフェライト相の硬度比 （第二相のビッカース硬度をフェライト相のビッカース硬度で除した値） が７以下であることを満足する鋼管、あるいは更に、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下であることを満足する鋼管は、特性が等方的であり、極めて優れた成形性と靱性を示す。
【００１２】
（４）鋼管を製造するに際し、加熱された帯鋼を成形してオープン管とし、該オープン管のエッジ部を溶接して母材鋼管とした後、絞り圧延を行うことにより鋼管を製造する方法において、帯鋼または母材鋼管をＡｃ３ 点以上１３００℃以下に加熱した後、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上、圧延終了温度を （Ａｅ３ 点−５０℃） 以上とする絞り圧延を行い、更に絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却することにより、上記（１） ないし（３） に記載の成形性と靱性に優れた鋼管を製造することができる。
【００１３】
本発明で規定する技術用語のうち「アスペクト比」とは、その相の各結晶粒の（最大径）／（最小径）の値のうち最大となる値をいう。
また、結晶粒の「最大径」とはその結晶粒における最も長い径を、結晶粒の「最小径」とはその結晶粒における最も短い径を指し、例えば、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により求めた「最大径」、「最小径」を１．１３倍したものをそれぞれ結晶粒の「最大径」、結晶粒の「最小径」とした。
【００１４】
同様に、相の「平均結晶粒径」は、例えば、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって組織を数視野撮影し、この組織写真を用いて直線切断法により測定した平均切片長さを１．１３倍した値を採用した。
【００１５】
「大角粒界」とは、隣接するフェライト結晶粒間の方位差が１５゜以上であるものを指す。なお、この隣接するフェライト結晶粒間の結晶方位差は、例えば、電子線後方散乱法（ＥＢＳＰ）によって測定することができる。
【００１６】
「相の面積割合」は、例えば、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡によって組織を数視野撮影し、画像解析装置を用いて組織写真を解析して各視野における面積割合を求め、それらの平均値から求めた。
【００１７】
「Ｌ値」は、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が全第二相中で占める割合を示し、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡によって組織を数視野撮影した後、画像解析装置を用いて組織写真を解析することにより求めた。
【００１８】
「析出物」とは、炭化物（セメンタイトを除く）、窒化物、硫化物、酸化物、燐化物、硼化物およびこれらの複合生成物を指し、その最小径とは、上述の通り、最も短い径をいう。なお、析出物の最小径は、例えば、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を数視野撮影し、この組織写真から直接に求め、析出物の面積割合も、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で組織を数視野撮影し、この組織写真を画像解析し、前述した相の面積割合の場合と同様にして求める。
【００１９】
「第二相」とは、フェライト以外のセメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、変態せずに残ったオーステナイト（以下「残留オーステナイト」という）等の各種の相を指す。さらに、本発明で規定する各温度は、いずれも被測温材の表面温度を指す。
【００２０】
結晶方位の「Ｘ線積分強度比」は、例えば鋼管の半径方向に垂直な断面における｛１００｝、｛１１０｝、｛１１１｝、｛２１１｝、｛３１１｝、｛３３２｝等の各面に関するＸ線ランダム強度比の測定によって評価することができる。なお、ランダム強度比とは、測定試料から得られた各結晶面の回折強度とランダム結晶方位の試料の回折強度との比として求められるものである。また、＜１００＞、＜１１０＞、＜１１１＞、＜２１１＞、＜３１１＞、＜３３２＞等の各方位に関する逆極点図の測定によっても評価することができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明が規定する要件について、鋼管の化学組成、金属組織および製造方法に区分して説明する。以下の説明において、各元素の含有量の％表示は、質量％を意味する。
【００２２】
（Ａ）化学組成
ここに、本発明における上述の鋼組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０００２〜０．７０％
Ｃは、０．０００２％未満では、結晶粒が極端に粗大化し、高い成形性を安定して得られず、鋼管の成形時に割れや表面肌荒れが生じ易くなる。また、めっき付着性も低下する。更に、Ｃ含有量を０．０００２％未満に低下させるには、特殊な製鋼技術を必要とするのでコストも嵩む。含有量が０．７０％を超えると、強度が上昇し過ぎて延性や熱間加工性が低下するとともに、鋼板からロール成形により鋼管を製造する場合の溶接接合部に欠陥が発生し易くなって溶接状況が安定しなくなり、溶接部の耐溝状腐食性を劣化させる。そこで、本実施形態では、Ｃ含有量は０．０００２％以上０．７０％以下と限定し、好ましくは０．０１０ ％以上０．６０％以下であり、より好ましくは０．０２０ ％以上０．５０％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：０．００３ 〜３．０ ％
Ｓｉは、加工性を損なうことなく、鋼の強度を向上させる作用を有する。更に、フェライトの生成を促進して、フェライト量を増加させる作用もある。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００３ ％を含有させる。また、含有されることにより脱酸元素として作用するが、めっきの合金層発達抑制の作用があり、３．０ ％以下を添加する。好ましくは０．０５％以上２．５ ％以下が有効である。更に好ましくは、０．１０％以上２．０ ％以下である。なお、含有量が３．０ ％を超えると成形性や靱性を劣化させる等の悪影響を生じる。
【００２４】
Ｍｎ：０．００３ 〜３．０ ％
Ｍｎは、Ｓによる鋼の熱間脆性を防止する作用を有する。更に、鋼を固溶強化する作用もある。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００３ ％を含有させる必要がある。しかし、含有量が３．０ ％を超えると、延性や溶接性を劣化させるとともに、非金属介在物であるＭｎＳ の周辺部が溶解し易いことから、このＭｎＳ が溝状腐食の起点となり、耐溝状腐食性が劣化する。そこで、本発明では、Ｍｎ含有量は０．００３ ％以上３．０ ％以下と限定する。なお、強度および伸びのそれぞれの調和の観点から、Ｍｎ含有量の下限値は０．１０％、上限値は２．７ ％がそれぞれ好ましく、より好ましくは０．２０％以上２．５ ％以下である。
【００２５】
Ａｌ：０．００２ 〜２．０ ％
Ａｌも、０．００２ ％以上含有されることにより脱酸元素として作用するが、Ａｌ含有量が２．０ ％を超えると、介在物量が増加して鋼の清浄度を低下させるとともに耐食性の低下を招く。そこで、本発明では、Ａｌ含有量は０．００２ ％以上２．０ ％以下と限定する。好ましくは、０．００５ ％以上１．０ ％以下であり、より好ましくは０．０１０ ％以上０．５ ％以下である。
【００２６】
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、不可避な不純物であって、結晶粒界に偏析して靱性および耐溝状腐食性をともに劣化させることから、その含有量は少ないほうが望ましい。しかし、Ｐの極端な低減には相応のコスト上昇を伴うことから、本発明ではＰ含有量を０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
【００２７】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、不可避な不純物であって、硫化物を生成して鋼の清浄度および耐溝状腐食性をともに劣化させることから、その含有量は少ないほうが望ましい。しかし、Ｓの極端な低減には相応のコスト上昇を伴うことから、本発明ではＳ含有量の上限値を０．０５％とするのが好ましい。より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。
【００２８】
Ｎ：０．０１５ ％以下
Ｎは、鋼の強化元素であるとともに不可避的な不純物である。不純物として通常含有される量は０．００３ ％程度であるものの、０．０１５ ％までの含有は特に弊害もなく許容される。そこで、本発明では、Ｎ含有量は０．０１５ ％以下と限定するのが好ましい。より好ましくは０．０１０ ％以下、更に好ましくは０．００７ ％以下である。
【００２９】
これらの元素が本実施形態にかかる鋼管の基本成分であるが、この基本成分に更に以下に述べる元素の少なくとも１つを任意添加元素として含有させることにより、より一層優れた耐溝状腐食性とその他の特性とを兼ね備えた鋼管を得ることができる。そこで、以下、これらの任意添加元素についても説明する。
【００３０】
本発明において、前記鋼組成は、さらに、下記第１群ないし第４群のうちの１種以上を含むものであってもよい。
第１群：Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
第２群：Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちの１種以上を合計で０．００５ 〜１％、
第３群：Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を合計で０．００５ 〜３％、
第４群：Ｃａ：０．０００１〜０．００５ ％、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２ ％のうちの１種以上のいずれかの元素。
【００３１】
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂには鋼の焼入れ性を高める作用があるので、冷却過程でフェライト相の結晶粒径を制御する際に活用してもよい。Ｂ含有量が０．０００２％未満ではその効果が得難い。しかし、Ｂ含有量が０．０１０ ％を超えると、成形性と靱性がともに劣化する。そこで、Ｂを添加する場合には、その含有量は０．０００２％以上０．０１％以下とする。
【００３２】
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちの１種以上を合計で０．００５ 〜１％
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒには、鋼中のＣ、Ｎ、およびＳと結合して析出物を形成し、延性や曲げ性をそれほど損なうことなく鋼の強度を高める作用を有する。またＣ、ＮおよびＳと結合して、これらを無害化する作用を有する。したがって、鋼の強度を高めるためにＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒを１種以上含有させてもよいが、その含有量が０．００５ ％未満ではかかる効果が得難く、一方、これらの含有量が合計で１％を超えると、上記効果は飽和するとともに、逆に延性や曲げ性が低下する。そこで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒの１種以上を添加する場合には、それらの含有量は合計で０．００５ ％以上１％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を合計で０．００５ 〜３％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉには焼入れ性を向上させる作用があるので、冷却過程でのフェライト相や残部相の結晶粒径や面積割合を制御するのが容易になる。上記焼入れ性を高めることに加えて、Ｃｕには耐食性を高める作用もある。このため、前述した目的でＣｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を含有させてもよいが、その含有量が０．００５ ％未満ではかかる効果が得難く、一方、これらの含有量が合計で３％を超えると、上記効果は飽和するとともに、逆に延性や曲げ性が低下する。そこで、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を添加する場合には、それらの含有量は合計で０．００５ ％以上３％以下とすることが望ましい。
【００３４】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５ ％、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２ ％
ＣａおよびＲＥＭ は、それぞれ０．０００１％以上で、介在物の形態を制御して加工性を向上させる作用を有するとともに、電縫溶接部の溝状腐食に対する抵抗を改善する元素である。このため、前述した目的でＣａおよびＲＥＭ を含有させてもよいが、その含有量がそれぞれ０．０００１％未満ではかかる効果が得難い。一方、Ｃａ含有量が０．００５ ％を超える、またはＲＥＭ が０．２ ％超えると、鋼の清浄度が低下し、延性が劣化する。そこで、ＣａおよびＲＥＭ を添加する場合には、含有量はＣａは０．０００１％以上０．００５ ％以下、ＲＥＭ は０．０００１％以上０．２ ％以下とすることが望ましい。
【００３５】
（Ｂ）金属組織
（１）特定の化学組成を有し、実質上、つまり面積割合で金属組織の５０％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が４０μｍ以下、アスペクト比が３．０ 以下であり、更にフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、第二相が存在する場合、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が４０μｍ以下であることを満足する鋼管は、優れた成形性と靱性を示す。
【００３６】
（２）上記（１） に加えて、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相の面積割合の５０％以上を占め、更に最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下であることを満足する鋼管、更に、第二相とフェライト相の硬度比（第二相のビッカース硬度をフェライト相のビッカース硬度で除した値）が７以下であることを満足する鋼管、あるいは更に、鋼管の管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面における全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下であることを満足する鋼管は、極めて優れた成形性と靱性を示す。
【００３７】
鋼管の組織に占めるフェライトの面積割合が５０％に満たない場合には、フェライトよりも強度が高い第二相が増えるため高強度が得られるが、鋼管の延性や伸びなど成形性、および靱性が大幅に劣化してしまう。したがって、鋼管の組織に占めるフェライトの面積割合を５０％以上とする。なお、フェライトの面積割合は６０％以上とするのが好ましく、７０％以上とすれば一層好ましい。なお、鋼管の組織に占めるフェライトの面積割合は１００ ％に近い値であってもよい。
【００３８】
かかるフェライト相の面積割合は、合金元素、絞り圧延条件、冷却条件等、多くの要因によって決定されるが、例えば、Ｃ量、絞り圧延完了温度、冷却速度によって変更することができる。
【００３９】
鋼管のフェライトの平均結晶粒径が４０μｍを超えると、たとえ組織に占めるフェライトの面積割合が５０％以上であっても、特定の粗大結晶粒に変形が集中して歪みが局在化しやすくなる。このため、引張成形や曲げ成形などの加工時に、高成形性や良好な強度−成形性バランスを安定して得ることができなくなる。更には、フェライトの結晶粒が大きいため、靱性の劣化や特性変動の増大が生じる。また、鋼管の表面が加工時に肌荒れを起こし、表面荒さが大きくなって表面性状が不芳になりやすい。したがって、鋼管のフェライトの平均結晶粒径を４０μｍ以下とした。なお、フェライトの平均結晶粒径は３０μｍ以下とすることが好ましく、２０μｍ以下とすれば一層好ましい。このフェライトの平均結晶粒径は小さいほどよいが、フェライトの平均結晶粒径を１μｍ以下にするには特殊な技術が必要となってコストが嵩むので、工業的規模での下限は１μｍ程度である。
【００４０】
鋼管のフェライトのアスペクト比が３．０ を超えると、ミクロ組織として実質上等軸としての等方的な特徴は得られなくなる。このような組織では成形性や靱性が管軸方向と管周方向で異なる、すなわち特性の異方性が大きく等方的で無くなるため、特定方向にしか成形できないという問題が生じてしまう。従って、フェライトのアスペクト比は３．０ 以下である必要がある。アスペクト比は小さい方が良く、２．０ 以下の場合が好ましい。アスペクト比が１．０ に近い値であればより一層好ましい。
【００４１】
鋼管のフェライト相の粒界のうち「大角粒界」の割合が７０％未満になる、すなわち小角粒界が多くなると、実質上のフェライト粒界としての効果が小さくなり、大角粒界で囲まれたフェライト粒としては粗大な粒が多いという結果になる。この場合、高成形性を安定して得られないだけでなく、靱性の劣化、特性変動の増大、および加工時の表面肌荒れも生じやすくなる。
【００４２】
かかるフェライトの平均結晶粒径、アスペクト比、大角粒界の割合は、フェライト相の割合と同様に、合金元素、絞り圧延条件、冷却条件等によって調整可能であり、例えば、後述するように、絞り圧延に際しての圧延時の温度や加工度および冷却速度によって調整可能である。
【００４３】
本発明にあっては、フェライト相以外に実質上他の相が存在しない場合も包含するが、そのような第二相が存在するときは、フェライト相および析出物以外の残部相のうち最大面積率を占める相である第二相の平均結晶粒径が４０μｍを超えると、鋼管では成形時にフェライト相と第二相の界面からクラックが発生しやすくなり、かつフェライト粒界で伝播を阻止されにくくなる。更には、硬質な第二相の分布が不均一になる傾向があるため、成形性や靱性が低下する。
【００４４】
このため、第二相の平均結晶粒径を４０μｍ以下とする。好ましくは３０μｍ以下、更に好ましくは２０μｍ 以下である。好ましい下限は０．１ μｍ である。
最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相中に占める面積割合、つまりＬ値が５０％未満の場合、あるいは、最近接第二相間の距離がいずれも第二相の最小径の２倍未満の場合、第二相同士が連結して分布する、いわゆるバンド状組織の割合が多くなる。鋼管では管軸方向にバンド状組織になることが多い。この場合、管軸方向の成形性や靱性は良好であるが、管周方向の成形性や靱性は、フェライトと第二相の界面からクラックが発生、伝播するため、大きく劣化する、すなわち、特性の異方性が大きくなる。従って、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相中に占める面積割合が５０％以上である必要がある。最近接第二相間の距離は第二相の最小径の３倍以上であることが好ましく、４倍以上であることが一層好ましい。最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上であることを満たす第二相が第二相の面積割合の６０％以上であることが好ましく、７０％以上であることが一層好ましい。
【００４５】
かかる第二相についても、フェライト相の場合と同様にして、その量および微細化状態を調整可能である。
鋼管の管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面におけるいずれかの結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ を超えると、強度比が増加した特定方向の特性は向上するものの、別の方向の特性が劣化する程度が大きくなるため、特性の異方性が大きくなってしまう。例えば、円周方向に垂直な断面における｛１１１｝集合組織のＸ線積分強度比が３．０ を超えると、管軸方向のｒ値が増加し、その方向の延性は改善されるが、それ以外の方向の延性は劣化する。従って、等方的な特性を得るためには、管軸方向に垂直な断面、円周方向に垂直な断面、および半径方向に垂直な断面における全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下とするのが好ましい。さらに好ましくは２．５ 以下、最も好ましくは２．０ 以下である。
【００４６】
鋼管の成形時には、第二相とフェライト相の界面からクラックが発生する場合が多い。第二相のビッカース硬度（Ｈｖ２） とフェライト相ビッカース硬度（Ｈｖｆ） の硬度比（Ｈｖ２／Ｈｖｆ） が７を超えると、成形時にその界面でクラックが多発し、延性や曲げ性が劣化してしまう。従って、第二相とフェライト相の硬度比は７以下とするのが好ましい。さらに好ましくは６以下、最も好ましくは５以下である。
【００４７】
鋼管において、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が２％を超える場合には、成形性や靱性を低下させる強化機構である析出強化による強度上昇の割合が大きくなり、成形性や靱性が低下することがある。したがって、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が組織の２％以下と規定するのが好ましい。なお、析出物の最小径は５ｎｍ以上とすることが好ましく、１０ｎｍ以上とすれば一層好ましい。析出物の最小径の上限は５μｍ程度であっても構わない。又、析出物の最大径は１０μｍ程度とすることが好ましい。析出物が占める面積割合の上限は１％であることが好ましく、０．２ ％であれば一層好ましい。
【００４８】
（Ｃ）鋼管の製造方法
本発明の製造方法について説明する。
図１は、本発明の１実施態様にしたがって電縫鋼管を製造する製造工程の一例を示す模式的説明図である。
【００４９】
本実施態様によれば、アンコイラー１から巻き戻された帯鋼２は、まず加熱炉３において所定温度に加熱される。次いで、成形および誘導加熱溶接装置４において、加熱された帯鋼を成形してオープン管とし、該オープン管のエッジ部を溶接して母材鋼管とする。母材鋼管は、管再加熱炉５によって再加熱され、次いで絞り圧延機６による絞り圧延を行うことにより鋼管とする。得られた鋼管は冷却装置７および管切断装置８による所定の加工を経て、さらに必要によりめっき処理が行われて電縫鋼管９となる。
【００５０】
ここに、本実施態様によれば、上述の帯鋼または母材鋼管をＡｃ３ 点以上１３００℃以下に加熱した後、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上、圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃） 以上とする絞り圧延を行い、更に絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却する。
【００５１】
帯鋼または母材鋼管の加熱温度がＡｃ３ 点未満の場合、すなわちミクロ組織のオーステナイト化が不十分な場合、絞り圧延を（フェライト＋オーステナイト）二相域で開始することになり、絞り圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃）以上とすることが困難になる。この結果、ミクロ組織は混粒組織や管軸方向に展伸したバンド状組織となる。
【００５２】
この場合、本発明で規定する、例えばフェライト相の平均結晶粒径４０μｍ 以下という、あるいはアスペクト比３．０ 以下、さらにはフェライト粒界の大角粒界の割合７０％以上、第二相の平均結晶粒径４０μｍ以下、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上である第二相が、第二相の面積割合の５０％以上、あるいは全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下というミクロ組織が得られずに成形性と靱性が低下し、しかも異方性が大きくなる。なお、絞り圧延前に管再加熱炉等を用いて母材鋼管をＡｃ３ 点以上に昇温することで、ミクロ組織のオーステナイト化を促進することができるが、長時間加熱が必要であるため生産性が低下する。
【００５３】
帯鋼から母材鋼管を製造する場合、加熱温度が１３００℃を超えると、加熱温度が高温のため、高温での固相接合の際に突き合わせ端面における表面スケールを完全に除去することが難しく、接合部へのスケール噛み込みなどの溶接欠陥が発生し、接合部の接合強度が母材部よりも劣り易く、熱効率的にもロスが大きい。また、帯鋼と母材鋼管のいずれを加熱する場合でも、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、絞り圧延により強加工を行っても、最終製品の結晶粒が粗大化し、充分な強度が得られなくなるとともに、帯鋼または母材鋼管の表面のスケールが発生し易くなり、絞り圧延後の鋼管の表面性状の悪化を招く。更には、絞り圧延の開始温度が高くなり、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上に確保することが困難になるため、所望のミクロ組織が得られない。
【００５４】
そこで、本実施形態では、帯鋼または母材鋼管の加熱温度は、Ａｃ３ 点以上１３００℃以下とする。加熱時間は、オーステナイト結晶粒が粗大にならない範囲で母材鋼管の寸法に応じて適宜選定すればよい。
【００５５】
絞り圧延のＡｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率が１０％未満の場合、所望のミクロ組織にすることができず、等方的に優れた成形性と靱性が得られない。従って、本実施形態では、絞り圧延のＡｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上とする。
【００５６】
絞り圧延終了温度が（Ａｅ３ 点−５０℃）未満の場合には、絞り圧延の途中でオーステナイト相から変態して生じるフェライト相が多くなる。変態後に加工を受けたフェライトは粗大化し、オーステナイト域で加工を受けた後に変態するフェライトは細粒化するため、絞り圧延の途中で生成するフェライト相が多いほど、最終製品で混粒組織が組織全体に占める割合が大きくなる。
【００５７】
更には、ミクロ組織はフェライト相と残留相が圧延方向に展伸し、残留相が連結したバンド状組織になる。
このように最終製品で混粒組織になると、得られた電縫鋼管を地中埋設配管等として用いると、湿潤環境下または腐食環境下においては粒径差により局部電池が生じ、耐腐食性が劣化する。バンド状組織になると、成形性や靱性の異方性が大きくなる。絞り圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃）以上とすることにより、絞り圧延途中で生成、粗大化するフェライト相を少なくし、最終製品での混粒組織やバンド状組織の割合を小さくすることができる。加えて、細粒組織の割合を大きくすることができるため、耐腐食性を向上できるとともに、成形性や靱性を等方的に向上することができることを見いだした。従って、本実施態様では、絞り圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃）以上とする。
【００５８】
また、絞り圧延の開始温度と終了温度の上限は特に規定する必要はないが、開始温度の上限値は１３００℃以下とすることが望ましい。これは、開始温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、絞り圧延による強加工を行っても最終製品の結晶粒が粗大化し、充分な強度が得られなくなると共に、鋼管の表面のスケールが発生し易くなり、絞り圧延後の管表面性状の悪化を招く恐れがあるからである。
【００５９】
絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却することにより、結晶粒の粗大化を防止でき、フェライト相と残部相が生成した所望のミクロ組織が得られる。圧延終了後の冷却開始時間が５ｓ を超える場合、６５０ ℃までの冷却速度が１．０ ℃／ｓ未満の場合、あるいは６５０ ℃以降の冷却速度が０．５ ℃／ｓ未満の場合、結晶粒が粗大化してしまい、所望のミクロ組織が得られない。なお、冷却速度が３００ ℃／ｓを超えると、ベイナイトもしくはマルテンサイトが主相となるため、所望のフェライトを主相とするミクロ組織が得られない。従って、冷却速度は３００ ℃／ｓ以下であることが望ましい。より好ましくは２００ ℃／ｓ以下、更に好ましくは１００ ℃／ｓ以下である。
【００６０】
なお、帯鋼用および母材鋼管用の鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板、冷延焼鈍鋼板のいずれでも良く、通常の鋳造、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍の方法で製造されるものを用いれば良い。
【００６１】
母材鋼管を製造する際の溶接方法としては、電縫溶接だけでなく、鍛接、シーム溶接、サブマージアーク溶接、ＭＩＧ 溶接、ＴＩＧ 溶接、レーザー溶接等、いずれの方法を用いても良い。また、母材鋼管として継目無鋼管を用いても何ら差し支えない。
【００６２】
帯鋼または母材鋼管の加熱方法としては、高周波誘導加熱で加熱する方式、ロールを通じて鋼材に直接電流を流して加熱する直接通電加熱方式、燃焼ガスを用いるガスバーナーで鋼材を加熱するガス加熱方式等、種々の方法を用いることができる。
【００６３】
【実施例】
図１に示す製造工程により、表１に示す化学組成の鋼を用いて、表２に示す条件で鋼管を製造した。
【００６４】
幅２９０ 〜４８０ｍｍ 、厚さ２．８ 〜４．５ｍｍ の帯鋼を帯鋼加熱炉により加熱し、成形および誘導加熱溶接装置により成形および電縫溶接を行って、外径が９０〜１５０ ｍｍの鋼管とし、この鋼管を管再加熱装置により連続的に再加熱した後、３ロールタイプのストレッチレデューサ（絞り圧延機）により絞り圧延を行い、さらに管切断装置により所定の管長に切断することにより、外径２０〜１２０ ｍｍおよび肉厚２．５ 〜４．５ ｍｍの電縫鋼管とした。
【００６５】
これらの電縫鋼管のミクロ組織、機械的性質等について調査した結果を表３と表４に示す。管軸方向の引張特性はＪＩＳ １２Ｂ試験片を、また管周方向の引張特性は鋼管を展開しゲージ長さ５０ｍｍ、ゲージ幅２５ｍｍの試験片を採取して評価した。曲げ性は、鋼管を外径の４倍の内側半径９０度に曲げる試験を行い、表面割れ発生の有無で評価した。ハイドロフォーム成形性については、絞り圧延を行った鋼管（ｄ：供試鋼管の直径）を、長さ４ｄ（供試鋼管の直径の４倍）の空間を形成する上下金型に入れ、前記空間部から両側に５ｄ（供試鋼管の直径の５倍）の鋼管部分を把持し、鋼管内に水で内圧をかけて、鋼管を金型空間内に円周方向へ膨出させ、割れが発生した破断部周長を測定し、下記式を用いて限界拡管率で評価した。
限界拡管率＝｛ （破断部周長−素管周長） ／ （素管周長） ｝×１００
Ｎｏ．１２（鋼Ｌ）、Ｎｏ．１５（鋼Ｏ）、およびＮｏ．１８（鋼Ｒ）についてはＣ量が多く第二相が多いため、また、Ｎｏ．１９ とＮｏ．２２ についてはフェライト相が多く生成した温度域で絞り圧延を完了しているため、連結している第二相の面積割合が多く、Ｌ値が低い。これらの場合の第二相の平均粒径は、連結していない第二相について測定した。Ｎｏ．１９ とＮｏ．２２ については、フェライト相の一部が粗大化した混粒組織になっているが、粗大粒も含めて測定し平均粒径とした。
【００６６】
本発明例であるＮｏ．１（鋼Ａ）〜Ｎｏ．１４（Ｎ）については、所望のミクロ組織が得られ、引張特性や靱性が等方的に良好であり、曲げ性やハイドロフォーム成形性にも優れていた。
【００６７】
本発明で規定する化成組成から外れた成分を有するＮｏ．１５（鋼Ｏ）〜Ｎｏ．１８（鋼Ｒ）、および本発明で規定する製造条件から外れた条件で製造したＮｏ．１９ 〜Ｎｏ．２５ については、所望のミクロ組織、特性が得られなかった。
【００６８】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
本発明により、均一微細で等方的なフェライト単相組織または複相（フェライト相＋第二相）組織が得られ、成形性（延性、曲げ性、ハイドロフォーム加工性）と靱性が等方的に優れた鋼管を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明を実施する電縫鋼管の製造工程の一例を示す模式的説明図である。
【符号の説明】
１： アンコイラー ２： 帯鋼
３： 加熱炉 ４： 成形および誘導加熱溶接装置
５： 管再加熱炉 ６： 絞り圧延機
７： 冷却装置 ８： 管切断装置
９： 電縫鋼管
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０００２〜０．７０％、Ｓｉ：０．００３ 〜３．０ ％、Ｍｎ：０．００３ 〜３．０ ％、
Ａｌ：０．００２ 〜２．０ ％およびＰ：０．１５％以下、Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１５ ％以下を含有し、
残部はＦｅおよび不純物
からなり、かつフェライト相から実質上成り、該フェライト相の平均結晶粒径が４０μｍ以下、アスペクト比が３．０ 以下、そしてフェライト粒界のうちで大角粒界の占める割合が７０％以上であることを特徴とする成形性と靱性に優れた鋼管。 - 質量％で、
Ｃ：０．０００２〜０．７０％、Ｓｉ：０．００３ 〜３．０ ％、Ｍｎ：０．００３ 〜３．０ ％、
Ａｌ：０．００２ 〜２．０ ％およびＰ：０．１５％以下、Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０１５ ％以下を含有し、
残部はＦｅおよび不純物
からなり、面積割合で金属組織の５０％以上がフェライト相であり、更に、該フェライト相の平均結晶粒径が４０μｍ以下、アスペクト比が３．０ 以下、フェライト粒界のうちで大角粒界の占める割合が７０％以上であるとともに、前記フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が４０μｍ以下であり、且つ、最近接第二相間の距離が第二相の最小径の２倍以上である第二相が、第二相の面積割合の５０％以上を占めること特徴とする成形性と靱性に優れた鋼管。 - さらに、質量％で、
第１群：Ｂを０．０００２〜０．０１％、
第２群：Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちの１種以上を合計で０．００５ 〜１％、
第３群：Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を合計で０．００５ 〜３％、
第４群：Ｃａ：０．０００１〜０．００５ ％およびＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．２ ％のうちの１種以上
のいずれかの元素を含有する請求項１または２記載の鋼管。 - 請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼管であって、全ての結晶方位のＸ線積分強度比が３．０ 以下であることを特徴とする鋼管。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の鋼管であって、第二相とフェライト相の硬度比（第二相のビッカース硬度をフェライト相のビッカース硬度で除した値）が７以下であることを特徴とする鋼管。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管であって、最小径が１ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％以下であることを特徴とする鋼管。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼管を製造するに際し、加熱された帯鋼を成形してオープン管とし、該オープン管のエッジ部を溶接して母材鋼管とした後、絞り圧延を行うことにより鋼管を製造する方法において、帯鋼または母材鋼管をＡｃ３ 点以上１３００℃以下に加熱した後、Ａｅ３ 点＋１００ ℃〜Ａｅ３ 点での合計の断面積減少率を１０％以上、圧延終了温度を（Ａｅ３点−５０℃） 以上とする絞り圧延を行い、更に絞り圧延後５ｓ 以内に冷却を開始し、１．０ ℃／ｓ以上で６５０ ℃まで冷却した後、０．５ ℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする成形性と靱性に優れた鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003165668A JP2005002385A (ja) | 2003-06-10 | 2003-06-10 | 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003165668A JP2005002385A (ja) | 2003-06-10 | 2003-06-10 | 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2005002385A true JP2005002385A (ja) | 2005-01-06 |
Family
ID=34092081
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003165668A Pending JP2005002385A (ja) | 2003-06-10 | 2003-06-10 | 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2005002385A (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007270197A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管と、これらの製造方法 |
| JP2008174834A (ja) * | 2006-12-18 | 2008-07-31 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| JP2008255394A (ja) * | 2007-04-03 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| CN100451154C (zh) * | 2006-03-08 | 2009-01-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种AlSi型经济耐候钢 |
| JP2009174006A (ja) * | 2008-01-24 | 2009-08-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管ならびにそれらの製造方法 |
| WO2012008486A1 (ja) * | 2010-07-13 | 2012-01-19 | 新日本製鐵株式会社 | 二相組織油井鋼管及びその製造方法 |
| JP2012246550A (ja) * | 2011-05-30 | 2012-12-13 | Jfe Steel Corp | 電縫溶接部の成形性、低温靭性および耐疲労特性に優れた電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP2013023714A (ja) * | 2011-07-19 | 2013-02-04 | Jfe Steel Corp | Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法 |
| JP2018104757A (ja) * | 2016-12-26 | 2018-07-05 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 |
| JP2018104746A (ja) * | 2016-12-26 | 2018-07-05 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 |
| CN109514211A (zh) * | 2019-01-25 | 2019-03-26 | 江苏冰溶管业有限公司 | 一种直缝焊管的生产方法 |
| CN110106451A (zh) * | 2019-06-06 | 2019-08-09 | 北京工业大学 | 一种高硅中碳耐磨铸钢及其热处理方法 |
| JP2020500262A (ja) * | 2016-11-02 | 2020-01-09 | ザルツギッター・フラッハシュタール・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング | 低温用中マンガン鋼材及びその製造方法 |
| US10538823B2 (en) * | 2010-05-27 | 2020-01-21 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and a method for its manufacture |
| US11028456B2 (en) | 2016-10-03 | 2021-06-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electric resistance welded steel pipe for torsion beam |
| WO2022025362A1 (ko) * | 2020-07-29 | 2022-02-03 | 한국철도기술연구원 | 철도차량 연결기용 합금강 |
-
2003
- 2003-06-10 JP JP2003165668A patent/JP2005002385A/ja active Pending
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100451154C (zh) * | 2006-03-08 | 2009-01-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种AlSi型经济耐候钢 |
| JP2007270197A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管と、これらの製造方法 |
| JP2008174834A (ja) * | 2006-12-18 | 2008-07-31 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| JP2008255394A (ja) * | 2007-04-03 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| JP2009174006A (ja) * | 2008-01-24 | 2009-08-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管ならびにそれらの製造方法 |
| US10538823B2 (en) * | 2010-05-27 | 2020-01-21 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and a method for its manufacture |
| US9188253B2 (en) | 2010-07-13 | 2015-11-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Oil country tubular goods with dual phase structure and producing method thereof |
| WO2012008486A1 (ja) * | 2010-07-13 | 2012-01-19 | 新日本製鐵株式会社 | 二相組織油井鋼管及びその製造方法 |
| JP2012246550A (ja) * | 2011-05-30 | 2012-12-13 | Jfe Steel Corp | 電縫溶接部の成形性、低温靭性および耐疲労特性に優れた電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP2013023714A (ja) * | 2011-07-19 | 2013-02-04 | Jfe Steel Corp | Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法 |
| US11028456B2 (en) | 2016-10-03 | 2021-06-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electric resistance welded steel pipe for torsion beam |
| JP2020500262A (ja) * | 2016-11-02 | 2020-01-09 | ザルツギッター・フラッハシュタール・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング | 低温用中マンガン鋼材及びその製造方法 |
| JP2018104757A (ja) * | 2016-12-26 | 2018-07-05 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 |
| JP2018104746A (ja) * | 2016-12-26 | 2018-07-05 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 |
| CN109514211A (zh) * | 2019-01-25 | 2019-03-26 | 江苏冰溶管业有限公司 | 一种直缝焊管的生产方法 |
| CN110106451A (zh) * | 2019-06-06 | 2019-08-09 | 北京工业大学 | 一种高硅中碳耐磨铸钢及其热处理方法 |
| WO2022025362A1 (ko) * | 2020-07-29 | 2022-02-03 | 한국철도기술연구원 | 철도차량 연결기용 합금강 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6261640B2 (ja) | 加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法 | |
| RU2518830C1 (ru) | Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления | |
| JP5857400B2 (ja) | 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP5561119B2 (ja) | 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP5348386B2 (ja) | 低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5142141B2 (ja) | ハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管ならびにそれらの製造方法 | |
| WO2013147197A1 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 | |
| JP6213703B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP2004315957A (ja) | 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯およびその製造方法 | |
| JP2009270197A (ja) | 低温靭性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| WO2019058422A1 (ja) | 鋼管及び鋼板 | |
| JP5768603B2 (ja) | 高一様伸び特性を備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管、およびその製造方法 | |
| EP3276026A1 (en) | Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe | |
| JP2005002385A (ja) | 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法 | |
| JP2010084171A (ja) | 圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JP2015190026A (ja) | ラインパイプ用厚肉高強度電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP2020012168A (ja) | 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4949541B2 (ja) | 二相組織油井鋼管及びその製造方法 | |
| KR20230060522A (ko) | 전봉 강관 및 그 제조 방법 | |
| JP5640792B2 (ja) | 圧潰強度に優れた高靱性ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 | |
| CN114729426B (zh) | 电阻焊钢管用热轧钢板及其制造方法、电阻焊钢管及其制造方法、管线管、建筑结构物 | |
| JP6693610B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP7163777B2 (ja) | ラインパイプ用鋼板 | |
| JP7200588B2 (ja) | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP2003293075A (ja) | 造管後の表面硬度ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Effective date: 20050720 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Effective date: 20070723 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070807 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071009 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20090317 |