WO2014119802A1 - 電縫鋼管 - Google Patents

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WO2014119802A1
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steel pipe
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steel
strength
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昌利 荒谷
岡部　能知
俊介 豊田
河端　良和
弘道 堀
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to an electric resistance welded steel pipe having excellent fatigue characteristics.
  • Patent Document 1 discloses a seamless steel pipe whose steel composition is controlled within a desired range. Excellent cold workability, hardenability, toughness and torsion fatigue strength with austenite grain size number of 9 or more as a raw material after quenching ) (Hereinafter simply referred to as fatigue strength) and a hollow drive shaft that exhibits a stable fatigue life is disclosed.
  • the seamless steel pipe has a large surface decarburization and surface flaws due to its manufacturing method.
  • the surface In order to obtain sufficient fatigue resistance, the surface must be ground and polished.
  • meat unevenness and sensibility in thickness
  • Patent Document 2 an electric resistance steel pipe whose steel composition is controlled within a desired range is used as a raw material, and a hardening treatment is performed by quenching and tempering the electric seam portion (weld of ERW) and the vicinity thereof. And the technique which raises the intensity
  • ERW steel pipes have superior dimensional accuracy compared to seamless steel pipes, dimensional accuracy by cold drawing for dimensions such as drive shafts that require very high dimensional accuracy (dimension accuracy). ) Needs to be improved. In that case, it is necessary to normalize after cold drawing. The reason for this is (1) toughness is reduced due to the effect of processing strain as it is cold drawn, and (2) rapid welding during welding and thermal history of quenching (thermal) (History) has been hardened locally, (3) There is a thin layer called white layer with a low carbon concentration on the joint surface of ERW welding, etc. This is to eliminate the problem.
  • the ERW steel pipe has a low toughness, so there is a risk of brittle failure in the actual use environment.
  • a drive shaft since repeated shearing stress and bending stress are applied, local stress concentration occurs in the ERW welded part and the vicinity thereof, resulting in a short time. There is a risk of causing fatigue breaking at the end of life. Therefore, the normalizing process is extremely important in applying the electric resistance welded steel pipe to the drive shaft, and at the same time has a great influence on the characteristics of the steel pipe as the final product.
  • An object of the present invention is to provide an electric resistance steel pipe capable of ensuring fatigue strength.
  • the inventors have controlled the Al content in the steel within an appropriate range, so that the metal structure and tensile strength after normalization are cooled after normalization. Stable fatigue strength can be secured without being affected by speed. Furthermore, by controlling the prior austenite grain size (primary austenite grain size) within an appropriate range, even if it is ferrite or pearlite steel having the same tensile strength, (1) the strength of pearlite itself is high, (2) It has been found that fatigue crack propagation resistance can be increased, and higher fatigue strength can be obtained.
  • the inventors use steel standard SAE1541 (0.42% C-1.5% Mn-0.0035% N) as a basic component and hot rolled steel sheet (coiling temperature 650 ° C.) with varying Al content as material. Then, this was made into an electric-welded steel pipe (outer diameter 89 mm, wall thickness 4.7 mm) by roll forming and high-frequency resistance welding, and then reduced-reduced steel pipe (hot reducing) by hot reduction rolling (hot reduction) ( The outer diameter was 45 mm and the wall thickness was 4.5 mm. Then, after cold-drawn steel pipe (outer diameter 40 mm, wall thickness 4.0 mm) by cold drawing, normalization (920 ° C. ⁇ 10 minutes hold, cooling rate after soaking 0.5-3.0 ° C. / s) to obtain a product steel pipe.
  • FIG. 1 shows the relationship between the cooling rate of normalization and the HV hardness (Vickers hardness).
  • the Al content is 0.005% or less, an almost constant HV hardness can be obtained over a wide range of cooling rates, whereas when the Al amount is 0.007% or more, the HV hardness has an influence on the cooling rate. It can be seen that the HV hardness is drastically reduced when the cooling rate is low.
  • FIG. 2 shows the relationship between Al content and lamella spacing
  • FIG. 3 shows the relationship between Al content and prior austenite grain size
  • FIG. 4 shows the relationship between Al content and torsional fatigue strength.
  • the normalization cooling rate was 1 ° C./s.
  • the Al content decreases, the prior austenite grains become coarser, and the torsional fatigue strength increases accordingly. It can be seen that when the Al content is 0.005% or less, the effect is saturated and the torsional fatigue strength is stabilized.
  • FIG. 5 shows the result of cross-section observation of the fractured portion after the fatigue test, where FIG. 5 (a) is a 0.03% Al material, and FIG. 5 (b) is 0. It is a figure which shows the fatigue crack propagation condition in 0.003% Al material. The propagation path of the crack (propagation route) is indicated by a white line. It was found that fatigue cracks originate from the outer surface side of the tube, and then propagate as cracks are sewn with soft pro-eutectoid ferrite.
  • the austenite grains in the normalizing process were caused by the pinning effect caused by aluminum nitride (AlN) deposited before normalization.
  • AlN aluminum nitride
  • the lamella spacing of the finally produced pearlite is widened, so the hardness is lowered.
  • the amount of decrease in hardness is particularly remarkable in a low cooling rate region where baking is difficult to occur, and strongly depends on the amount of Al in steel (the amount of precipitated AlN).
  • AlN aluminum nitride
  • the relationship between the austenite grain size and the lamellar spacing and strength is considered as follows. That is, when the austenite grain size is large, the pearlite transformation sites (mainly austenite grain boundaries) are reduced, so that the pearlite transformation temperature is lowered. As a result, the temperature difference from the pearlite equilibria transformation temperature to the transformation start point, that is, the degree of supercooling (degree of undercooling) increases, so that the lamella interval is narrowed and the conventionally known lamella interval. It is considered that the intensity of pearlite increases according to the relationship between the intensity of pearlite and pearlite.
  • the increase in pearlite strength makes it difficult for fatigue cracks to penetrate the pearlite structure, and the cracks propagate through the pearlite in a zigzag manner, improving fatigue crack propagation resistance and leading to an increase in fatigue strength. Conceivable.
  • the present invention has been made by further studying the above-described knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass%, C: 0.35-0.55%, Si: 0.01-1.0%, Mn: 1.0-3.0%, P: 0.02%
  • S 0.01% or less
  • Al 0.005% or less
  • N 0.0050% or less
  • Cr 0.1 to 0.5%
  • the structure is composed of pearlite, ferrite and bainite, the area fraction of the pearlite is 85% or more, the sum of the area fraction of the ferrite and the area fraction of the bainite (including 0) is 15% or less, and the former austenite ERW steel pipe having a particle size of 25 ⁇ m or more.
  • an electric resistance welded steel pipe having fatigue resistance necessary as a drive shaft can be obtained.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the relationship between the cooling rate in normalization and the HV hardness.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the amount of Al in steel and the lamella spacing.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the amount of Al in steel and the prior austenite grain size.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the amount of Al in steel and torsional fatigue strength.
  • FIG. 5 is a diagram for explaining the propagation behavior of fatigue cracks. ((A) 0.03% Al material, (b) 0.003% Al material)
  • C 0.35-0.55% If C is less than 0.35%, sufficient strength cannot be obtained, and required fatigue resistance characteristics cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.55%, the weldability is deteriorated, so that stable ERW welding quality cannot be obtained. Therefore, the C content is in the range of 0.35 to 0.55%. Preferably it is 0.40 to 0.45% of range.
  • Si 0.01 to 1.0% Si may be added for deoxidation, and if it is less than 0.01%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained. At the same time, Si is also a solid solution strengthening element, and in order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the hardenability of the steel pipe decreases.
  • the Si amount is in the range of 0.01 to 1.0%. Preferably it is 0.1 to 0.4%.
  • Mn 1.0 to 3.0%
  • Mn is an element that promotes pearlite transformation and improves hardenability, and 1.0% or more must be added to obtain the effect. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the welding quality of ERW is lowered, the amount of retained austenite is increased, and the fatigue resistance is lowered.
  • the Mn content is in the range of 1.0 to 3.0%. Preferably it is 1.4 to 2.0% of range.
  • P 0.02% or less
  • P is an unavoidable impurity, and the upper limit of the amount is 0.02% or less.
  • P tends to concentrate in a segregation part formed during continuous casting, and remains even in a hot-rolled steel sheet made of a tube material. Since the edge of the steel strip is butt-upset (upset) during ERW welding, the segregated portion where P is concentrated may be exposed on the outer surface and inner surface of the tube, and flattening (flattening) is applied to this portion. There is a risk of cracking when secondary processing such as forming is applied. Therefore, it is preferably 0.01% or less.
  • S 0.01% or less
  • S is an unavoidable impurity, and its upper limit is made 0.01% or less.
  • the amount of S is large, it reduces the toughness of the material and also combines with Mn in the steel to form MnS. This becomes a long inclusion stretched in the longitudinal direction in the hot rolling process, and deteriorates workability and toughness. Therefore, it is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Al 0.005% or less
  • Al is an important element in achieving the desired prior austenite grain size and associated torsional fatigue strength in the present invention, but if it exceeds 0.005%, the amount of precipitated AlN increases.
  • the Al content is 0.005% or less. Preferably it is 0.003% or less.
  • N 0.0050% or less N is an element that combines with Al to form AlN and contributes to the suppression of austenite grain growth in the normalizing step. To suppress this effect, 0.0050% or less It is necessary to. In addition, Preferably it is 0.0035% or less.
  • Cr 0.1 to 0.5% Cr is an element that lowers the pearlite transformation temperature, thereby narrowing the lamella spacing of the pearlite and increasing the strength of the pearlite, thereby increasing the torsional fatigue strength. In order to exhibit this effect, the content of 0.1% or more is necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, an oxide is formed and remains in the electric seam, so that the electric weldability (ERW) may be deteriorated. Therefore, the Cr content is in the range of 0.1 to 0.5%. In addition, Preferably it is 0.15 to 0.30% of range.
  • the above is the basic chemical component of the present invention. Further, for the purpose of improving the strength and fatigue strength, at least one of Ti, B, Mo, W, Nb, V, Ni, Cu, Ca, and REM shown below is used. Can be contained.
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Ti has an action of fixing N in steel as TiN. However, if it is less than 0.005%, the ability to fix N is not sufficiently exhibited, while if it exceeds 0.1%, the workability and toughness of the steel deteriorate.
  • the Ti content is preferably in the range of 0.005 to 0.1%. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.04%.
  • B 0.0003 to 0.0050%
  • B is an element that improves hardenability. If it is less than 0.0003%, the effect of improving hardenability is not sufficiently exhibited. On the other hand, even if the content exceeds 0.0050%, the effect is saturated, segregates at the grain boundary, promotes intergranular fracture, and deteriorates fatigue resistance.
  • the B content is preferably in the range of 0.0003 to 0.0050%. More preferably, it is in the range of 0.0010 to 0.0040%.
  • Mo 2% or less Mo is an element that improves hardenability, and is effective in increasing the strength of steel and improving fatigue strength. In order to acquire the effect, containing 0.001% or more is preferable. However, if it exceeds 2%, the workability is remarkably lowered.
  • the amount of Mo is preferably 2% or less. More preferably, it is in the range of 0.001 to 0.5%.
  • W 2% or less W is effective in improving the strength of steel by forming carbides. In order to acquire the effect, containing 0.001% or more is preferable. However, if it contains more than 2%, unnecessary carbides are precipitated, and the fatigue resistance is lowered and the workability is lowered.
  • W content is preferably 2% or less. More preferably, it is in the range of 0.001 to 0.5%.
  • Nb 0.1% or less
  • Nb is an element that improves hardenability, and also forms carbides and contributes to an increase in strength. In order to acquire the effect, containing 0.001% or more is preferable. However, even if it contains exceeding 0.1%, the effect will be saturated and workability will fall.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.001 to 0.04% of range.
  • V 0.1% or less
  • V is an element which forms carbides and is effective in increasing the strength of steel and has a temper softening resistance. In order to acquire the effect, containing 0.001% or more is preferable. However, if the content exceeds 0.1%, the effect is saturated and workability is lowered.
  • the V content is preferably 0.1% or less. More preferably, it is in the range of 0.001 to 0.5%.
  • Ni 2% or less
  • Ni is an element that improves hardenability, and is effective in increasing the strength of steel and improving fatigue strength. In order to acquire the effect, containing 0.001% or more is preferable. However, if it exceeds 2%, the workability is remarkably lowered.
  • the amount of Ni is preferably 2% or less. More preferably, it is in the range of 0.001 to 0.5%.
  • Cu 2% or less Cu is an element that improves hardenability, and is effective for increasing the strength of steel and improving fatigue strength. In order to acquire the effect, containing 0.001% or more is preferable. However, if it exceeds 2%, the workability is remarkably lowered.
  • the amount of Cu is preferably 2% or less. More preferably, it is in the range of 0.001 to 0.5%.
  • Ca 0.02% or less
  • REM 0.02% or less
  • Each of Ca and REM has a non-metal inclusion shape in a spherical shape and is subjected to cyclic stress. It is an element effective for reducing the crack starting point at the time of fatigue failure under the use environment, and can be selected and contained as necessary. Such an effect is recognized when both Ca and REM contain 0.0020% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.02%, the amount of inclusions is excessively increased, and the cleaning level is reduced. For this reason, when Ca and REM are contained, it is preferable that both Ca and REM be 0.02% or less. When both Ca and REM are used in combination, the total amount is preferably 0.03% or less.
  • the balance other than the components described above is Fe and inevitable impurities.
  • pearlite has a metal structure of an area fraction of 85% or more, and the total of the ferrite area fraction and the bainite area fraction (including 0) is 15% or less.
  • the main structure is pearlite and the area fraction is 85% or more in order to exert the effect of increasing the fatigue crack propagation resistance and improving the fatigue strength by propagating the fatigue crack in zigzag. is there.
  • the area fraction of soft ferrite and the area fraction (including 0) of bainite that is hard but does not exhibit the same effect as pearlite exceeds 15%, the effect of improving fatigue strength is To reduce. Therefore, the area fraction of pearlite is 85% or more, and the total of the area fraction of ferrite and the area fraction of bainite (including 0) is 15% or less.
  • the prior austenite grain size is 25 ⁇ m or more
  • the prior austenite grain size needs to be 25 ⁇ m or more, and if it is less than 25 ⁇ m, the increase in fatigue crack propagation resistance is not sufficient.
  • the lamella spacing of pearlite the narrower the pearlite strength is, as is conventionally known.
  • the lamella spacing is preferably 170 nm or less. Desirably it is 150 nm or less.
  • the steel strip which hot-rolled the steel slab which shows steel composition (mass%) in Table 1 is obtained, this is an ERW steel pipe (outer diameter 89mm, wall thickness 4.7mm) by roll forming (roll forming) and high frequency resistance welding. After that, a steel pipe (outer diameter 45 mm, wall thickness 4.5 mm) reduced in diameter by hot reduction rolling was manufactured. Then, after cold-drawn steel tube (cold draft steel tube) (outer diameter 40 mm, wall thickness 4.0 mm), normalization (920 ° C. ⁇ 10 minutes holding, cooling rate after soaking 0.5) ⁇ 3.0 ° C / s) to obtain a product steel pipe.
  • Tensile specimen (JIS No. 12 test piece) was collected in the axial direction from the product steel pipe, and the tensile strength was measured. Moreover, the corrosion which shows an austenite grain boundary was performed about the pipe circumferential direction cross section of the steel pipe, and the austenite particle size was measured. The particle size was measured by taking a picture of 10 fields of view at a magnification of 400 times with an optical microscope (optical microscope), measuring the particle size based on a cutting method (method of section), and taking the average value as a representative value.
  • the ERW steel pipes of the examples of the present invention all have small strength variations due to changes in the cooling rate of the normalization, and are excellent in strength stability. Since the austenite grain size is large, the fatigue crack radio resistance is high, and it has a stable high torsional fatigue strength.
  • the tensile strength is low in the region where the cooling rate of normalization is slow, and accordingly the torsional fatigue strength is low.
  • the tensile strength is smaller than that of the inventive example, but the torsional fatigue strength is lower than that of the inventive example. This is thought to be due to the difference in the prior austenite grain size and the difference in the intensity of pearlite.
  • the pipe material of the ERW steel pipe is a hot-rolled steel sheet in the present embodiment
  • the present invention is not limited to this, and a cold-rolled steel strip may be used as the pipe material.
  • the thing of the form which did not perform hot diameter reduction rolling but used the normal ERW steel pipe as the cold checker tube may be sufficient.

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Abstract

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

Description

電縫鋼管
　本発明は、疲労特性（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃ）に優れた電縫鋼管（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）に関するものである。
　自動車産業では、軽量化（ｗｅｉｇｈｔ　ｓａｖｉｎｇ）と剛性（ｓｔｉｆｆｎｅｓｓ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）を両立させるために、従来、棒鋼（ｂａｒ　ｓｔｅｅｌ）が適用されていたドライブシャフト（ｄｒｉｖｅ　ｓｈａｆｔ）等に代表される駆動系部品（ｄｒｉｖｉｎｇ　ｐａｒｔ）の中空化（ｈｏｌｌｏｗｉｎｇ）が進められている。このような中空化に使用される素材の一つとして、継目無鋼管（ｓｅａｍｌｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）が提案されており、例えば、特許文献１には、鋼組成を所望範囲内に制御した継目無鋼管を素材とし、焼入れ後のオーステナイト結晶粒度番号（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｓｉｚｅ　ｎｕｍｂｅｒ）が９以上である優れた冷間加工性（ｃｏｌｄ　ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）、焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）、靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）およびねじり疲労強度（ｔｏｒｓｉｏｎ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）（以下単に疲労強度と呼ぶ事もある）を兼ね備え、安定した疲労寿命（ｆａｔｉｇｕｅ　ｌｉｆｅ）を発揮する中空駆動軸（ｈｏｌｌｏｗ　ｄｒｉｖｅ　ａｘｉｓ）が開示されている。
　しかしながら、継目無鋼管にはその製造方法上、表面脱炭（ｓｕｒｆａｃｅ　ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）や表面疵が大きくて十分な耐疲労特性を得るためには表面を研削、研磨しなければならないという問題や、偏心偏肉（ｕｎｅｖｅｎｎｅｓｓ　ａｎｄ　ｅｃｃｅｎｔｒｉｃｉｔｙ　ｉｎ　ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）があって回転物（ｒｏｔａｔｅｄ　ｏｂｊｅｃｔ）には必ずしも適さないという問題もある。
　一方、上記した問題の少ない電縫鋼管をドライブシャフト用途に用いることが検討されてきた。例えば、特許文献２には、鋼組成を所望範囲内に制御した電縫鋼管を素材とし、電縫部（ｗｅｌｄ　ｏｆ　ＥＲＷ）およびその近傍に対し焼入れ、焼戻し処理を施すことで硬化処理（ｈａｒｄｅｎｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）し、鋼管自体の強度を高める技術が開示されている。
国際公開ＷＯ２００６／１０４０２３号公報 特開２００２−３５６７４２号公報
　しかしながら、電縫鋼管は継目無鋼管に比べれば寸法精度に優れるものの、ドライブシャフトなど非常に高い寸法精度が要求される用途に対しては、冷間引抜き加工（ｃｏｌｄ　ｄｒａｗｉｎｇ）による寸法精度（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎ　ａｃｃｕｒａｃｙ）の向上が必要となる。その場合、冷間引抜き加工後に焼準（ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）を行う必要がある。その理由は、（１）冷間引抜き加工ままでは加工歪み（ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ｓｔｒａｉｎ）の影響により靭性が低下している、（２）電縫溶接部は溶接時の急熱および、急冷の熱履歴（ｔｈｅｒｍａｌ　ｈｉｓｔｏｒｙ）を経て焼きが入り局部的に硬質化している、（３）電縫溶接の接合面には炭素濃度の低い白色層（ｗｈｉｔｅ　ｌａｙｅｒ）と呼ばれる薄い層が存在する、などの問題を焼準により解消するためである。
　焼準を行わないと、電縫鋼管は低靭性ゆえに、実使用環境で脆性破壊（ｂｒｉｔｔｌｅ　ｆａｉｌｕｒｅ）を起こす危険性がある。また、ドライブシャフトの場合、繰り返しの剪断応力（ｓｈｅａｒｉｎｇ　ｓｔｒｅｓｓ）、曲げ応力（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｓｔｒｅｓｓ）が負荷されるため、電縫溶接部およびその近傍部に局部的な応力集中（ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ）が発生し短寿命で疲労破壊（ｆａｔｉｇｕｅ　ｂｒｅａｋｉｎｇ）を起こす危険性がある。従って、焼準処理はドライブシャフトに電縫鋼管を適用する上で極めて重要であると同時に、最終製品となる鋼管の特性に大きな影響を与える処理である。
　高炭素鋼を電縫鋼管の素材とした場合、焼準後の冷却速度のバラツキにより金属組織（ｍｅｔａｌｌｉｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）からマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）まで大きく変化する。従って、マルテンサイト組織の生成もあり得るので、高炭素鋼を電縫鋼管の素材とする場合は、特許文献１や特許文献２に開示されたように、靭性確保の観点から焼戻し処理が必須工程となり、製造コストの上昇を招くという問題点がある。
　本発明は、上記課題を解決すべく、高炭素鋼を電縫鋼管の素材とした場合も、焼準後の金属組織および引張強度が、焼準での冷却速度の影響を受けにくく、安定した疲労強度を確保することができる電縫鋼管を提供することを目的とする。
　発明者らは上記課題を解決するために、鋭意検討を行った結果、鋼中のＡｌ量を適正範囲内に制御することで、焼準後の金属組織および引張強度が、焼準後の冷却速度の影響を受けにくく、安定した疲労強度を確保することができること。さらには、旧オーステナイト粒径（ｐｒｉｍａｒｙ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｓｉｚｅ）を適正範囲内に制御することで、同程度の引張強度を有すフェライト、パーライト鋼であっても、（１）パーライト自体の強度が高く、（２）疲労亀裂伝播抵抗（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｒａｃｋ　ｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）も高くすることが可能となり、より高い疲労強度が得られることを知見した。
　発明者らは鋼規格ＳＡＥ１５４１（０．４２％Ｃ−１．５％Ｍｎ−０．００３５％Ｎ）を基本成分とし、Ａｌ量を変化させた熱延鋼板（巻取り温度６５０℃）を素材とし、これをロール成形と高周波抵抗溶接（ｈｉｇｈ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｉｎｇ）により電縫鋼管（外径８９ｍｍ、肉厚４．７ｍｍ）とした後、熱間縮径圧延（ｈｏｔ　ｒｅｄｕｃｉｎｇ）により縮径圧延鋼管（外径４５ｍｍ、肉厚４．５ｍｍ）を製造した。その後、冷間引抜加工により冷牽鋼管（外径４０ｍｍ、肉厚４．０ｍｍ）とした後、焼準（９２０℃×１０分保持、均熱後の冷却速度０．５~３．０℃／ｓ）を行い製品鋼管とした。
　図１には焼準の冷却速度とＨＶ硬さ（Ｖｉｃｋｅｒｓ　ｈａｒｄｎｅｓｓ）の関係を示す。Ａｌ量が０．００５％以下の場合には、冷却速度が広い範囲でほぼ一定のＨＶ硬さが得られるのに対し、０．００７％以上の場合にはＨＶ硬さは冷却速度の影響を強く受け、冷却速度が遅い場合にはＨＶ硬さが急激に低下することがわかる。
　図２にＡｌ量とラメラ間隔（ｌａｍｅｌｌａｒ　ｓｐａｃｉｎｇ）の関係、図３にＡｌ量と旧オーステナイト粒径の関係および図４にＡｌ量とねじり疲労強度の関係を示す。なお、焼準の冷却速度は１℃／ｓとした。Ａｌ量の減少にともない旧オーステナイト粒は粗大化し、それにともないねじり疲労強度は上昇している。Ａｌ量が０．００５％以下ではその効果は飽和しねじり疲労強度も安定することがわかる。
　図５は、疲労試験（ｆａｔｉｇｕｅ　ｔｅｓｔ）後の破断部について断面観察（ｃｒｏｓｓ−ｓｅｃｔｉｏｎ　ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ）を行った結果であり、図５（ａ）は０．０３％Ａｌ材、図５（ｂ）は０．００３％Ａｌ材での疲労亀裂伝播状況を示す図である。亀裂の伝播ルート（ｐｒｏｐａｇａｓｉｏｎ　ｒｏｕｔｅ）を白線で示す。疲労亀裂は管の外面側を起点とし、その後、軟質な初析フェライト（ｐｒｏ−ｅｕｔｅｃｔｏｉｄ　ｆｅｒｒｉｔｅ）を縫うようにして亀裂伝播することがわかった。また、初析フェライトで囲まれる見かけ上のパーライト粒（旧オーステナイト粒に相当）が大きいほど、亀裂は大きく蛇行しながらジグザグに（ｉｎ　ａ　ｚｉｇ−ｚａｇ　ｍａｎｎｅｒ）伝播するために、亀裂伝播抵抗が上昇し疲労強度が向上したと推定される。
　図１、図２および図３の結果が得られた理由については以下のように考えられる。すなわち、Ａｌ量が少ない方が焼準前の段階で析出している窒化アルミ（ａｌｕｍｉｎｕｍ　ｎｉｔｒｉｄｅ）の量が少ないため、窒化アルミによるピン止め効果（ｐｉｎｎｉｎｇ　ｅｆｆｅｃｔ）が低下し、焼準工程でのオーステナイトの粒成長が促進される。パーライトやフェライトは旧オーステナイト粒界を変態サイトとするため、旧オーステナイト粒径が大きくなり粒界面積が少なくなると、変態サイトも減り、フェライトの分率は減少する。特に図１において冷却速度が遅い領域でＡｌ量による硬度差が見られたのは、Ａｌ量が多いと焼準前に析出した窒化アルミ（ＡｌＮ）によるピン止め効果により焼準工程でのオーステナイト粒成長が抑制されると同時に、最終的に生成するパーライトのラメラ間隔が広くなるため硬度が低下する。その硬度の低下量は特に焼きが入りにくい低冷却速度域で顕著であり、かつ鋼中Ａｌ量（析出ＡｌＮ量）に強く依存する。Ａｌ量が０．００５％以下の場合には窒化アルミ（ＡｌＮ）の析出が少なく、析出していても焼準工程で溶解するためピン止め効果がなくなり、オーステナイト粒は容易に粒成長し、パーライトのラメラ間隔は狭くなる。かつ冷却速度による変化も小さい。
　オーステナイト粒径とラメラ間隔および強度との関係については以下のように考える。すなわち、オーステナイト粒径が大きいとパーライトの変態サイト（主にオーステナイト粒界）が減少するため、パーライト変態温度は低下する。その結果、パーライト平衡変態温度（ｐｅａｒｌｉｔｅ　ｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）から変態開始点までの温度差、すなわち過冷度（ｄｅｇｒｅｅ　ｏｆ　ｕｎｄｅｒｃｏｏｌｉｎｇ）が上昇することでラメラ間隔が狭小化し、従来から知られているラメラ間隔とパーライトの強度の関係に従い、パーライトの強度が上昇すると考えられる。結果としてパーライト強度の上昇により、疲労亀裂がパーライト組織を貫通しにくくなり、亀裂がパーライトをよけてジグザグに伝播するようになるため、疲労亀裂伝播抵抗が向上し、疲労強度の上昇につながると考えられる。
　本発明は、上述した知見に更に検討を加えてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。
　［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３５~０．５５％、Ｓｉ：０．０１~１．０％、Ｍｎ：１．０~３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｒ：０．１~０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、パーライト、フェライトおよびベイナイトからなり、前記パーライトの面積分率を８５％以上、前記フェライトの面積分率および前記ベイナイトの面積分率（０を含む）の合計を１５％以下とし、旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上である電縫鋼管。
　［２］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５~０．１％、Ｂ：０．０００３~０．００５０％、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０２以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の疲労特性に優れた電縫鋼管。
　本発明によれば、ドライブシャフトとして必要な耐疲労特性を備えた電縫鋼管が得られる。
図１は焼準での冷却速度とＨＶ硬さとの関係を説明する図である。 図２は鋼中Ａｌ量とラメラ間隔との関係を示す図である。 図３は鋼中Ａｌ量と旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。 図４は鋼中Ａｌ量とねじり疲労強度との関係を示す図である。 図５は疲労亀裂の伝播挙動を説明する図である。（（ａ）０．０３％Ａｌ材、（ｂ）０．００３％Ａｌ材）
　以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
　１．成分組成について
　はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％はすべて質量％を意味する。
　Ｃ：０．３５~０．５５％
　Ｃが０．３５％未満では、十分な強度が得られず、要求される耐疲労特性が得られない。一方で、０．５５％を超えると、溶接性が悪くなる為、安定した電縫溶接品質が得られない。よって、Ｃ量は０．３５~０．５５％の範囲とする。好ましくは０．４０~０．４５％の範囲である。
　Ｓｉ：０．０１~１．０％
　Ｓｉは脱酸のために添加する場合もあり、０．０１％未満では十分な脱酸効果（ｄｅｏｘｉｄａｔｉｏｎ　ｅｆｆｅｃｔ）が得られない。同時に、Ｓｉは固溶強化元素（ｓｏｌｕｔｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）でもあり、その効果を得るためには０．０１％以上の含有が必要である。一方で、１．０％を超えると、鋼管の焼入れ性が低下する。Ｓｉ量は０．０１~１．０％の範囲とする。好ましくは０．１~０．４％である。
　Ｍｎ：１．０~３．０％
　Ｍｎはパーライト変態を促進させ、また焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を得るには１．０％以上の添加が必要である。一方で、３．０％を超えると電縫溶接品質（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｑｕａｌｉｔｙ　ｏｆ　ＥＲＷ）を低下させ、さらに残留オーステナイト量（ａｍｏｕｎｔ　ｏｆ　ｒｅｓｉｄｕａｌ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）が増加し耐疲労特性が低下する。Ｍｎ量は１．０~３．０％の範囲とする。好ましくは１．４~２．０％の範囲である。
　Ｐ：０．０２％以下
　本発明でＰは不可避的不純物であり、その量の上限を０．０２％以下とする。Ｐは連続鋳造時に形成される偏析部（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ　ｐａｒｔ）に濃化する傾向があり、管素材の熱延鋼板においても残存する。電縫溶接時には鋼帯のエッジ（ｅｄｇｅｓ）を突合せアプセット（ｕｐｓｅｔ）をかけるため、Ｐが濃化した偏析部分は管の外表面および内表面に露出する場合があり、この部分に扁平加工（ｆｌａｔｔｅｎｉｎｇ　ｆｏｒｍｉｎｇ）などの二次加工（ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）が付与された場合に割れを生じる危険性がある。したがって、好ましくは０．０１％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　本発明でＳは不可避的不純物であり、その量の上限を０．０１％以下とする。Ｓはその量が多いと素材の靭性を低下させるほか、鋼中のＭｎと結合しＭｎＳを形成する。これは熱延工程で長手方向に伸ばされた長い介在物になり、加工性、靭性を低下させることになる。したがって、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましく０．００３％以下である。
　Ａｌ：０．００５％以下
　Ａｌは本発明において所望の旧オーステナイト粒径とそれにともなうねじり疲労強度を達成する上で重要な元素であるが、０．００５％を超えて含有するとＡｌＮ析出量が増大し、焼準工程でピン止め効果を発揮するため、オーステナイトの粒成長が抑制され、所望のオーステナイト粒径が得られない。従って、Ａｌ量は０．００５％以下とする。好ましく０．００３％以下である。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、Ａｌと結合しＡｌＮを形成し、焼準工程でのオーステナイトの粒成長の抑制に寄与する元素であり、この効果を抑制するためには０．００５０％以下とする必要がある。なお、好ましくは０．００３５％以下である。
　Ｃｒ：０．１~０．５％
　Ｃｒは、パーライト変態温度を低下させる元素であり、これによりパーライトのラメラ間隔が狭小化し、パーライトの強度が上昇するため、ねじり疲労強度が上昇する。この効果を発揮するためには０．１％以上の含有が必要である。一方で、０．５％を超えて含有すると、酸化物を形成しこれが電縫部に残存するため、電縫溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ　ｏｆ　ＥＲＷ）が劣化する可能性がある。よって、Ｃｒ量は、０．１~０．５％の範囲とする。なお、好ましくは０．１５~０．３０％の範囲である。
　以上が本発明の基本化学成分であるが、さらに、強度、疲労強度を改善する目的で以下に示すＴｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭの１種以上を含有することができる。
　Ｔｉ：０．００５~０．１％
　Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定する作用を有する。しかし、０．００５％未満ではＮを固定する能力が十分に発揮されず、一方で０．１％を超えると鋼の加工性および靭性が低下する。Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ量は０．００５~０．１％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０１~０．０４％の範囲である。
　Ｂ：０．０００３~０．００５０％
　Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。０．０００３％未満では焼入れ性向上効果が十分に発揮されない。一方で、０．００５０％を超えて含有しても、その効果は飽和し、粒界に偏析して粒界破壊（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ　ｆｒａｃｔｕｒｅ）を促進し耐疲労特性を劣化させる。Ｂを含有する場合は、Ｂ量は０．０００３~０．００５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０~０．００４０％の範囲である。
　Ｍｏ：２％以下
　Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高め疲労強度の向上に有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると加工性が著しく低下する。Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１~０．５％の範囲である。
　Ｗ：２％以下
　Ｗは炭化物を形成することで鋼の強度を向上させるのに有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると不必要な炭化物が析出し、耐疲労特性を低下させ加工性（ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）を低下させることになる。Ｗを含有する場合は、Ｗ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１~０．５％の範囲である。
　Ｎｂ：０．１％以下
　Ｎｂは焼入れ性を向上させる元素であるほか、炭化物を形成し強度上昇に寄与する。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、０．１％を超えて含有してもその効果は飽和し、加工性が低下する。Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ量は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１~０．０４％の範囲である。
　Ｖ：０．１％以下
　Ｖは炭化物を形成し、鋼の強度を上昇させるのに有効でかつ焼戻し軟化抵抗（ｔｅｍｐｅｒ　ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を有する元素である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかしながら０．１％を超えて含有するとその効果は飽和し、加工性が低下する。Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１~０．５％の範囲である。
　Ｎｉ：２％以下
　Ｎｉは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高め疲労強度の向上に有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると加工性が著しく低下する。Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１~０．５％の範囲である。
　Ｃｕ：２％以下
　Ｃｕは焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の強度を高め疲労強度の向上に有効である。その効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、２％を超えて含有すると加工性が著しく低下する。Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１~０．５％の範囲である。
　Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下
　Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも非金属介在物（ｎｏｎ−ｍｅｔａｌ　ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）の形態を球状とし、繰り返し応力（ｃｙｃｌｉｃ　ｓｔｒｅｓｓ）が付与されるような使用環境下での疲労破壊時の割れ起点の低減に有効な元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、Ｃａ、ＲＥＭともに０．００２０％以上の含有で認められる。一方で、０．０２％を超えて含有すると、介在物量が多くなりすぎて清浄度（ｃｌｅａｎｉｎｇ　ｌｅｖｅｌ）が低減する。このためＣａ、ＲＥＭを含有する場合は、Ｃａ、ＲＥＭともにそれぞれ０．０２％以下とすることが好ましい。Ｃａ、ＲＥＭの両者を併用する場合には、合計量で０．０３％以下とすることが好ましい。
　本発明に係る鋼組成において上記した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
　２．金属組織について
　本発明では、パーライトを面積分率（ａｒｅａ　ｒａｔｉｏ）で８５％以上、フェライトの面積分率およびベイナイトの面積分率（０を含む）の合計を１５％以下の金属組織とする。
　前述のように疲労亀裂がジグザグに伝播することで疲労亀裂伝播抵抗を高め、疲労強度を向上させるという効果を発揮するには、主たる組織はパーライトであり、その面積分率は８５％以上必要である。一方、軟質なフェライトの面積分率、および硬質ではあるがパーライトと同様の効果を発揮しないベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）の面積分率（０を含む）の合計が１５％を超えると疲労強度の向上効果は低減する。したがって、パーライトの面積分率は８５％以上とし、フェライトの面積分率およびベイナイトの面積分率（０を含む）の合計は１５％以下とする。
　旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上
　フェライト層に囲まれた見かけ上のパーライト粒径が大きい方が疲労亀裂の偏向が大きくなり、亀裂伝播抵抗は高くなる。フェライトが旧オーステナイトの粒界に生成するため、旧オーステナイトの粒が大きいほど、みかけ上のパーライト粒径は大きくなる。亀裂伝播抵抗を上昇させるためには旧オーステナイト粒径が２５μｍ以上である必要があり、２５μｍ未満では疲労亀裂伝播抵抗の上昇は十分ではない。
　なお、パーライトのラメラ間隔については、従来から知られているとおり、狭い方がパーライトの強度が高くなる。パーライトの強度を高くし、疲労亀裂がパーライトを貫通することなくパーライトを迂回させるためにはラメラ間隔が１７０ｎｍ以下であることが好ましい。望ましくは１５０ｎｍ以下であることが好ましい。
　表１に鋼組成（質量％）を示す鋼鋳片を熱間圧延した鋼帯を得、これをロール成形（ｒｏｌｌ　ｆｏｒｍｉｎｇ）と高周波抵抗溶接により電縫鋼管（外径８９ｍｍ、肉厚４．７ｍｍ）とした後、熱間縮径圧延により縮径圧延された鋼管（外径４５ｍｍ、肉厚４．５ｍｍ）を製造した。その後、冷間引抜加工により冷牽鋼管（ｃｏｌｄ　ｄｒａｗｎ　ｓｔｅｅｌ　ｔｕｂｅ）（外径４０ｍｍ、肉厚４．０ｍｍ）とした後、焼準（９２０℃×１０分保持、均熱後の冷却速度０．５~３．０℃／ｓ）を行い製品鋼管とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　製品鋼管から軸方向に引張試験片（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）（ＪＩＳ１２号試験片）を採取し、引張強度を測定した。また、鋼管の管円周方向断面についてオーステナイト粒界を現出する腐食を行いオーステナイト粒径の測定を行った。粒径の測定は光学顕微鏡（ｏｐｔｉｃａｌ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で倍率４００倍で１０視野について写真撮影を行い、切断法（ｍｅｔｈｏｄ　ｏｆ　ｓｅｃｔｉｏｎ）に基づき粒径の測定を行い、その平均値を代表値とした。
　また、パーライトのラメラ間隔の測定については、同じく管円周方向断面についてナイタール腐食（ｎｉｔａｌ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を行い、走査電子顕微鏡（ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて倍率２００００倍でセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）の層ができるだけ紙面に対し垂直に立っている視野を１０視野選択し写真撮影した後、切断法にてラメラ間隔を測定し、その平均値を代表値とした。
　これらの鋼管に対し、周波数（ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）３Ｈｚ、波形（ｗａｖｅ　ｓｈａｐｅ）は正弦波（ｓｉｎｅ　ｗａｖｅ）、応力比Ｒ＝−１（両振り）の条件でねじり疲労試験を行い、疲労強度σｗを求めた。なお、σｗは繰り返し回数が２００万回に達しても破断しない応力とした。これらの特性評価結果を表２および表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　なお、強度安定性（ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｓｔａｂｉｌｉｔｙ）の評価については、焼準の冷却速度が０．５~３．０℃／ｓの範囲で変化した際の引張強度ＴＳのバラツキ（最大値と最小値の差）が５０ＭＰａ以内であれば良好（○）、５０ＭＰａを超えると不良（×）とした。
　表２、表３より、本発明例の電縫鋼管はいずれも、焼準の冷却速度の変化による強度バラツキが小さく強度安定性に優れており、それにともない安定し、かつラメラ間隔が狭く、旧オーステナイト粒径が大きいことから疲労亀裂電波抵抗が高く、安定して高いねじり疲労強度を有している。
　一方で、アルミ量が本発明範囲を超えて高い素材の場合には、焼準の冷却速度が遅い領域では引張強度は低く、それにともないねじり疲労強度は低くなっている。また、冷却速度が高い領域においては、引張強度は発明例との差は小さくなるものの、ねじり疲労強度は本発明例に比べて低い。これは旧オーステナイト粒径の差、およびパーライトの強度の差に起因すると考えられる。
　なお、本実施例では電縫鋼管の管素材を熱延鋼板としたが、本発明はこれに限定されるものではなく、管素材として冷延鋼帯を使用する形態のものであってもよい。また、熱間縮径圧延を行わず、通常の電縫鋼管を冷牽素管とした形態のものであってもよい。

Claims (2)

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