JP3374659B2 - 超高張力電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
超高張力電縫鋼管およびその製造方法Info
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- JP3374659B2 JP3374659B2 JP14602996A JP14602996A JP3374659B2 JP 3374659 B2 JP3374659 B2 JP 3374659B2 JP 14602996 A JP14602996 A JP 14602996A JP 14602996 A JP14602996 A JP 14602996A JP 3374659 B2 JP3374659 B2 JP 3374659B2
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、ドアインパクトビ
ームなどの自動車用部材、さらには機械構造用部材、土
木建築用部材に用いられる超高張力電縫鋼管およびその
製造方法に関する。
ームなどの自動車用部材、さらには機械構造用部材、土
木建築用部材に用いられる超高張力電縫鋼管およびその
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車などの車両ドア内部には、安全性
の観点からドアインパクトビームと呼ばれる補強材が設
けられている。従来のドアインパクトビームには、高張
力冷延鋼板のプレス成型品が用いられることが多かった
が、近年、軽量化のために、引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ
2 以上の著しく強度の高い高張力電縫鋼管が採用される
ようになってきている。
の観点からドアインパクトビームと呼ばれる補強材が設
けられている。従来のドアインパクトビームには、高張
力冷延鋼板のプレス成型品が用いられることが多かった
が、近年、軽量化のために、引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ
2 以上の著しく強度の高い高張力電縫鋼管が採用される
ようになってきている。
【０００３】これまで、超高張力鋼管に関しては、特開
平1-205032号、特開平4-131327号、特開平4-187319号、
特開平6-57375 号、特開平6-88129 号、特開平6-179913
号の各公報に開示されている、所定の化学成分を有する
鋼を引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板とした
後、電縫溶接し高強度電縫鋼管を得る方法が提案されて
いる。
平1-205032号、特開平4-131327号、特開平4-187319号、
特開平6-57375 号、特開平6-88129 号、特開平6-179913
号の各公報に開示されている、所定の化学成分を有する
鋼を引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板とした
後、電縫溶接し高強度電縫鋼管を得る方法が提案されて
いる。
【０００４】また、特開平3-122219号、特開平4-63227
号の各公報に開示されている、所定の化学成分を有する
鋼管に焼入れ処理を行い、引張強度１１８０Ｎ／ｍｍ2
以上の高張力電縫鋼管を得る方法が提案されている。
号の各公報に開示されている、所定の化学成分を有する
鋼管に焼入れ処理を行い、引張強度１１８０Ｎ／ｍｍ2
以上の高張力電縫鋼管を得る方法が提案されている。
【０００５】
【解決しようとする課題】上記特開平1-205032号、特開
平4-131327号、特開平4-187319号、特開平6-57375 号、
特開平6-88129 号、特開平6-179913号の各公報などに示
された方法は、造管に伴い残留歪みが存在するため、そ
の実用に際しては水素遅れ割れに対する配慮が必要であ
る。
平4-131327号、特開平4-187319号、特開平6-57375 号、
特開平6-88129 号、特開平6-179913号の各公報などに示
された方法は、造管に伴い残留歪みが存在するため、そ
の実用に際しては水素遅れ割れに対する配慮が必要であ
る。
【０００６】しかし、これまでに示された方法では、水
素遅れ割れに対する配慮がなされていないか、あるいは
なされていても十分でなく、したがって超高張力鋼管の
需要拡大が制限されている。
素遅れ割れに対する配慮がなされていないか、あるいは
なされていても十分でなく、したがって超高張力鋼管の
需要拡大が制限されている。
【０００７】一方、特開平3-122219号、特開平4-63227
号の各公報に示された方法は、引張の残留歪みはないも
のの、その使用中に腐食が進むと管体強度が低下するこ
とが問題である。
号の各公報に示された方法は、引張の残留歪みはないも
のの、その使用中に腐食が進むと管体強度が低下するこ
とが問題である。
【０００８】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、引張強度が高く、耐水素遅れ割れ特性に優れ
た、またはこれに加えて耐食性にも優れた超高張力電縫
鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
であって、引張強度が高く、耐水素遅れ割れ特性に優れ
た、またはこれに加えて耐食性にも優れた超高張力電縫
鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記目的
を達成するために多くの実験的検討を行った結果、鋼成
分の調整、および鋼板の熱処理条件および造管条件を適
正化して組織を調整することにより耐水素遅れ割れ特性
に優れた、またはこれに加えて耐食性にも優れた超高張
力電縫鋼管を得ることが可能となるという知見を得た。
を達成するために多くの実験的検討を行った結果、鋼成
分の調整、および鋼板の熱処理条件および造管条件を適
正化して組織を調整することにより耐水素遅れ割れ特性
に優れた、またはこれに加えて耐食性にも優れた超高張
力電縫鋼管を得ることが可能となるという知見を得た。
【００１０】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、
たものであり、
【００１１】重量％で、Ｃ：０．１０〜０．１９％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．０５〜０．６
％、、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼スラブに対し、前記鋼のＡｒ3 変態点の温度を
ＴＡｒ3 としたとき、仕上げ温度Ｔｆが（ＴＡｒ3 ＋３
０）〜（ＴＡｒ3 ＋１００）℃の温度範囲になるように
仕上げ温度Ｔｆを制御して熱間圧延を施し、その熱間圧
延の際に、Ｔｆ〜（Ｔｆ＋３０）℃の温度範囲で３０％
以上の圧下率を与え、熱間圧延後直ちに６０〜２００℃
／ｓｅｃの冷却速度で１５０〜２５０℃の温度範囲の温
度Ｔｃまで冷却した後、１５０℃以上Ｔｃ以下の温度範
囲に２秒以上滞留させ、１５０℃未満の温度で巻取って
熱延鋼板とし、この熱延鋼板を以下の（１）式を満たす
幅絞り率Ｑで造管することを特徴とする超高張力電縫鋼
管の製造方法を提供する。
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．０５〜０．６
％、、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼スラブに対し、前記鋼のＡｒ3 変態点の温度を
ＴＡｒ3 としたとき、仕上げ温度Ｔｆが（ＴＡｒ3 ＋３
０）〜（ＴＡｒ3 ＋１００）℃の温度範囲になるように
仕上げ温度Ｔｆを制御して熱間圧延を施し、その熱間圧
延の際に、Ｔｆ〜（Ｔｆ＋３０）℃の温度範囲で３０％
以上の圧下率を与え、熱間圧延後直ちに６０〜２００℃
／ｓｅｃの冷却速度で１５０〜２５０℃の温度範囲の温
度Ｔｃまで冷却した後、１５０℃以上Ｔｃ以下の温度範
囲に２秒以上滞留させ、１５０℃未満の温度で巻取って
熱延鋼板とし、この熱延鋼板を以下の（１）式を満たす
幅絞り率Ｑで造管することを特徴とする超高張力電縫鋼
管の製造方法を提供する。
【００１２】
１０００≦Ｑ／（ｔ/ Ｄ）2 ≦３０００……（１）
ただし、ｔ(mm)：鋼板の板厚、Ｄ(mm)：電縫鋼管の外
径、Ｑ（％）は幅絞り率で、以下の式（２）で定義され
る。 Ｑ＝［｛鋼板の幅−π( Ｄ−ｔ）} ／π（Ｄ−ｔ）］×100 ……（２）
径、Ｑ（％）は幅絞り率で、以下の式（２）で定義され
る。 Ｑ＝［｛鋼板の幅−π( Ｄ−ｔ）} ／π（Ｄ−ｔ）］×100 ……（２）
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明の超高張力電縫鋼管は、鋼
の成分組成および組織を制御することによりはじめて達
成されるものである。本発明の第１実施形態および第２
実施形態はそのために特定の成分組成の鋼板の熱処理条
件および造管条件等を規定するものであり、第３実施形
態は鋼の成分組成および組織自体を規定するものであ
る。
の成分組成および組織を制御することによりはじめて達
成されるものである。本発明の第１実施形態および第２
実施形態はそのために特定の成分組成の鋼板の熱処理条
件および造管条件等を規定するものであり、第３実施形
態は鋼の成分組成および組織自体を規定するものであ
る。
【００１４】以下、各実施形態についてて詳細に説明す
る。 （１）第１実施形態 （化学組成）引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、しか
も優れた耐水素遅れ割れ特性を得るために、Ｃ：０．１
０〜０．１９％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：
０．８〜２．２％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．
００３０％を含み、さらにＰ：０．０２％以下、Ｓ：
０．００３％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．
０１５％以下に制限した組成に規定する。また、Ｃｕ：
０．０５〜０．５０％が選択成分として添加される。そ
の場合に、Ｎｉを添加することがあるが、Ｎｉ：０．１
０％以下とする。
る。 （１）第１実施形態 （化学組成）引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、しか
も優れた耐水素遅れ割れ特性を得るために、Ｃ：０．１
０〜０．１９％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：
０．８〜２．２％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．
００３０％を含み、さらにＰ：０．０２％以下、Ｓ：
０．００３％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．
０１５％以下に制限した組成に規定する。また、Ｃｕ：
０．０５〜０．５０％が選択成分として添加される。そ
の場合に、Ｎｉを添加することがあるが、Ｎｉ：０．１
０％以下とする。
【００１５】以下、各元素の限定理由について説明す
る。 Ｃ： Ｃは所望のマルテンサイトを生成させ、目標とす
る強度を確保するために必須な元素である。しかし、含
有量が０．１０％未満であると目標とする９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が０．１９％
を超えると、引張強度が高くなりすぎるか、あるいは焼
戻し時に析出する炭化物サイズが大きくなり、いずれに
せよ耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したがってＣの含
有量を０．１０〜０．１９％とする。
る。 Ｃ： Ｃは所望のマルテンサイトを生成させ、目標とす
る強度を確保するために必須な元素である。しかし、含
有量が０．１０％未満であると目標とする９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が０．１９％
を超えると、引張強度が高くなりすぎるか、あるいは焼
戻し時に析出する炭化物サイズが大きくなり、いずれに
せよ耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したがってＣの含
有量を０．１０〜０．１９％とする。
【００１６】Ｓｉ： Ｓｉは電縫溶接部の健全性を確保
するために添加され、その効果はその含有量が０．０１
〜０．５％で発揮されるため、Ｓｉの含有量を０．０１
〜０．５％とする。
するために添加され、その効果はその含有量が０．０１
〜０．５％で発揮されるため、Ｓｉの含有量を０．０１
〜０．５％とする。
【００１７】Ｍｎ： Ｍｎはオーステナイトの焼入れ性
を向上させて所望のマルテンサイトを生成させ、目標と
する強度を確保するために必須な元素である。しかし、
含有量が０．８％未満であると目標とする９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が２．２％を
超えると耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したがって、
Ｍｎの含有量を０．８〜２．２％とする。
を向上させて所望のマルテンサイトを生成させ、目標と
する強度を確保するために必須な元素である。しかし、
含有量が０．８％未満であると目標とする９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が２．２％を
超えると耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したがって、
Ｍｎの含有量を０．８〜２．２％とする。
【００１８】Ａｌ： Ａｌは脱酸元素として添加され、
また鋼中の不純物として存在するＮをＡｌＮとして固定
し、耐水素遅れ割れ特性を向上させる。しかし、その添
加効果は０．０１％未満では少なく、一方０．０６％を
超えると介在物が増加し、耐水素遅れ割れ特性が劣化す
る。したがってＡｌの含有量を０．０１〜０．０６％と
する。
また鋼中の不純物として存在するＮをＡｌＮとして固定
し、耐水素遅れ割れ特性を向上させる。しかし、その添
加効果は０．０１％未満では少なく、一方０．０６％を
超えると介在物が増加し、耐水素遅れ割れ特性が劣化す
る。したがってＡｌの含有量を０．０１〜０．０６％と
する。
【００１９】Ｎｂ： Ｎｂは連続焼鈍炉における加熱時
のオーステナイト粒成長を抑制し、マルテンサイト組織
を微細化し、耐水素遅れ割れ特性を向上させる元素であ
る。その添加効果は０．００５％以上で認められ、一
方、０．０２％を超えて添加しても添加効果が飽和す
る。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０２
％とする。
のオーステナイト粒成長を抑制し、マルテンサイト組織
を微細化し、耐水素遅れ割れ特性を向上させる元素であ
る。その添加効果は０．００５％以上で認められ、一
方、０．０２％を超えて添加しても添加効果が飽和す
る。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０２
％とする。
【００２０】Ｂ： Ｂは所望のマルテンサイトを生成さ
せ、目標とする強度を確保するために必要な元素であ
る。しかし、添加量が０．０００５％未満であると目標
とする９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、
添加量が０．００３０％を超えても添加効果が飽和す
る。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００
３０％とする。
せ、目標とする強度を確保するために必要な元素であ
る。しかし、添加量が０．０００５％未満であると目標
とする９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、
添加量が０．００３０％を超えても添加効果が飽和す
る。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００
３０％とする。
【００２１】Ｐ： Ｐは耐遅れ破壊特性を劣化させるた
め、０．０２％以下に規制することが必要である。 Ｓ： Ｓは介在物として存在し、耐水素遅れ割れ特性を
劣化させるため、０．００３％以下に規制することが必
要である。
め、０．０２％以下に規制することが必要である。 Ｓ： Ｓは介在物として存在し、耐水素遅れ割れ特性を
劣化させるため、０．００３％以下に規制することが必
要である。
【００２２】Ｎ： Ｎが０．００５％を超えて含まれる
と耐水素遅れ割れ特性が低下するため、０．００５％以
下に規制することが必要がある。 Ｔｉ： Ｔｉは粗大な窒化物として析出すると、耐水素
遅れ割れ特性を低下させるので、添加しないことが望ま
しい。しかし、固溶ＮをＴｉＮとして固定し、Ｂの焼入
れ性を確保するためにやむなく添加する場合には、その
添加量を０．０１５％以下とする必要がある。
と耐水素遅れ割れ特性が低下するため、０．００５％以
下に規制することが必要がある。 Ｔｉ： Ｔｉは粗大な窒化物として析出すると、耐水素
遅れ割れ特性を低下させるので、添加しないことが望ま
しい。しかし、固溶ＮをＴｉＮとして固定し、Ｂの焼入
れ性を確保するためにやむなく添加する場合には、その
添加量を０．０１５％以下とする必要がある。
【００２３】Ｃｕ： Ｃｕは鋼管の腐食の進行を抑制
し、かつ鋼管中への水素の侵入を抑制し、耐水素遅れ割
れ特性を向上させる元素である。その添加効果は０．０
５％以上で認められ、一方０．５０％を超えて添加して
も添加効果が飽和する。したがって、Ｃｕを添加する場
合にはその含有量を０．０５〜０．５０％とする。
し、かつ鋼管中への水素の侵入を抑制し、耐水素遅れ割
れ特性を向上させる元素である。その添加効果は０．０
５％以上で認められ、一方０．５０％を超えて添加して
も添加効果が飽和する。したがって、Ｃｕを添加する場
合にはその含有量を０．０５〜０．５０％とする。
【００２４】図１にＣｕ添加量と割れ発生限界付加歪み
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｃｕ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が増大し、水
素遅れ割れが抑制されることが理解される。
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｃｕ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が増大し、水
素遅れ割れが抑制されることが理解される。
【００２５】Ｎｉ： Ｎｉは鋳造偏析によって局所的な
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、熱延時のＣｕ疵を回
避するためにやむなく添加する場合には、含有量を耐水
素遅れ割れ特性の低下が著しくない０．１０％以下とす
る。
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、熱延時のＣｕ疵を回
避するためにやむなく添加する場合には、含有量を耐水
素遅れ割れ特性の低下が著しくない０．１０％以下とす
る。
【００２６】図２にＮｉ添加量と割れ発生限界付加歪み
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｎｉ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が減少し、水
素遅れ割れが助長されることが理解される。
（Δε）の変化量との関係を示す。この図から、Ｎｉ添
加によって割れ発生限界付加歪み（Δε）が減少し、水
素遅れ割れが助長されることが理解される。
【００２７】（製造条件）上記化学組成の鋼スラブを１
１５０〜１３００℃で均熱した後、このスラブに対して
Ａｒ3 点以上を仕上温度とする熱間圧延を施し、５００
〜６５０℃で巻取って熱延鋼帯とし、この熱延鋼板を酸
洗冷圧後、連続焼鈍炉で８００〜９００℃に均熱加熱後
急冷し、さらに１５０〜２５０℃で焼戻し処理を行い、
得られた鋼板を以下の（１）式を満たす幅絞り率Ｑで造
管し、８０〜１００％焼戻しマルテンサイト＋残部フェ
ライト組織とする。
１５０〜１３００℃で均熱した後、このスラブに対して
Ａｒ3 点以上を仕上温度とする熱間圧延を施し、５００
〜６５０℃で巻取って熱延鋼帯とし、この熱延鋼板を酸
洗冷圧後、連続焼鈍炉で８００〜９００℃に均熱加熱後
急冷し、さらに１５０〜２５０℃で焼戻し処理を行い、
得られた鋼板を以下の（１）式を満たす幅絞り率Ｑで造
管し、８０〜１００％焼戻しマルテンサイト＋残部フェ
ライト組織とする。
【００２８】Ａ．熱間圧延条件
ａ．スラブ加熱温度
スラブ加熱温度はＮｂを固溶させるために１１５０℃以
上である必要がある。スラブ加熱温度が１１５０℃に満
たないと、連続焼鈍炉における加熱時にＮｂが十分なso
lute drug 効果を発揮しないため、マルテンサイト組織
が微細とはならず、Ｎｂ添加による耐水素遅れ割れ特性
の向上効果が得られない。一方、操業性の観点からスラ
ブ加熱温度の上限を１３００℃とする。
上である必要がある。スラブ加熱温度が１１５０℃に満
たないと、連続焼鈍炉における加熱時にＮｂが十分なso
lute drug 効果を発揮しないため、マルテンサイト組織
が微細とはならず、Ｎｂ添加による耐水素遅れ割れ特性
の向上効果が得られない。一方、操業性の観点からスラ
ブ加熱温度の上限を１３００℃とする。
【００２９】ｂ．仕上圧延温度
仕上圧延温度はＡｒ3 点以上である必要がある。仕上圧
延温度がＡｒ3 点以下であると、フェライト変態部での
Nb炭窒化物の歪誘起析出により、連続焼鈍炉における加
熱時にＮｂが十分なsolute drug 効果を発揮しないた
め、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎｂ添加に
よる耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られない。
延温度がＡｒ3 点以下であると、フェライト変態部での
Nb炭窒化物の歪誘起析出により、連続焼鈍炉における加
熱時にＮｂが十分なsolute drug 効果を発揮しないた
め、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎｂ添加に
よる耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られない。
【００３０】ｃ．巻取温度
巻取温度は５００〜６５０℃とする。巻取温度が６５０
℃を超えるとＮｂ炭化物が粗大化し、連続焼鈍炉におけ
る加熱時に再固溶せず、十分なsolute drug 効果を発揮
しないため、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎ
ｂ添加による耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られな
い。一方、巻取温度が５００℃未満であると熱延鋼帯が
硬質化し、操業上問題となる。
℃を超えるとＮｂ炭化物が粗大化し、連続焼鈍炉におけ
る加熱時に再固溶せず、十分なsolute drug 効果を発揮
しないため、マルテンサイト組織が微細とはならず、Ｎ
ｂ添加による耐水素遅れ割れ特性の向上効果が得られな
い。一方、巻取温度が５００℃未満であると熱延鋼帯が
硬質化し、操業上問題となる。
【００３１】Ｂ．連続焼鈍炉での熱処理条件
ａ．加熱温度
連続焼鈍炉における加熱温度は８００〜９００℃とす
る。８００℃未満では急冷後に十分な量のマルテンサイ
ト量が得られず、目標とする強度が得られない。一方、
９００℃を越えると加熱時のオーステナイト粒粗大化に
より、微細なマルテンサイト組織が得られず、耐水素遅
れ割れ特性が低下する。
る。８００℃未満では急冷後に十分な量のマルテンサイ
ト量が得られず、目標とする強度が得られない。一方、
９００℃を越えると加熱時のオーステナイト粒粗大化に
より、微細なマルテンサイト組織が得られず、耐水素遅
れ割れ特性が低下する。
【００３２】ｂ．焼戻し熱処理条件
加熱−急冷により得られた８０〜１００％マルテンサイ
ト＋残部フェライト組織とされた鋼帯は、１５０〜２５
０℃の温度範囲で焼戻し処理を行う。焼戻し温度１５０
℃未満ではマルテンサイト変態歪が残存し、造管後の耐
水素割れ性が低下する。一方、焼戻し温度が２５０℃を
超えると、焼戻しに伴い析出するセメンタイト相が粗大
となり、耐遅れ破壊特性が低下する。
ト＋残部フェライト組織とされた鋼帯は、１５０〜２５
０℃の温度範囲で焼戻し処理を行う。焼戻し温度１５０
℃未満ではマルテンサイト変態歪が残存し、造管後の耐
水素割れ性が低下する。一方、焼戻し温度が２５０℃を
超えると、焼戻しに伴い析出するセメンタイト相が粗大
となり、耐遅れ破壊特性が低下する。
【００３３】Ｃ．造管条件
電縫溶接−サイジングの造管工程における幅絞りは、鋼
管の耐水素遅れ割れ特性を良好にせしめるための重要な
要件であり、このためには幅絞り率Ｑを（１）式で示さ
れる範囲内に制御した上で造管を行う。
管の耐水素遅れ割れ特性を良好にせしめるための重要な
要件であり、このためには幅絞り率Ｑを（１）式で示さ
れる範囲内に制御した上で造管を行う。
【００３４】
１０００≦Ｑ／（ｔ/ Ｄ）2 ≦３０００……（１）
ただし、ｔ(mm)：鋼板の板厚、Ｄ(mm)：電縫鋼管の外
径、Ｑ（％）は幅絞り率で、以下の式（２）で定義され
る。 Ｑ＝［｛鋼板の幅−π( Ｄ−ｔ）} ／π（Ｄ−ｔ）］×100 ……（２） 図３にＱ／（ｔ/ Ｄ）2 と水素遅れ割れ発生限界付加歪
みΔεc の関係を示す。本発明者らは造管条件と耐水素
遅れ割れ特性に関する多くの実験的検討を行った結果、
図３に示すように、鋼管の水素遅れ割れ発生限界付加歪
みは幅絞り率Ｑが１０００（ｔ/ Ｄ）2 〜３０００（ｔ
/ Ｄ）2 の間でピークを持ち、幅絞り率をこの範囲に制
御することで優れた耐水素遅れ割れ特性を有する鋼管が
得られることを見出した。この適正幅絞り率は製品( 板
厚/ 外径) 比により異なり、優れた耐水素遅れ割れ特性
を有する鋼管を得るためには( 板厚/ 外径) 比ごとに異
なる幅絞り率をとる必要がある。
径、Ｑ（％）は幅絞り率で、以下の式（２）で定義され
る。 Ｑ＝［｛鋼板の幅−π( Ｄ−ｔ）} ／π（Ｄ−ｔ）］×100 ……（２） 図３にＱ／（ｔ/ Ｄ）2 と水素遅れ割れ発生限界付加歪
みΔεc の関係を示す。本発明者らは造管条件と耐水素
遅れ割れ特性に関する多くの実験的検討を行った結果、
図３に示すように、鋼管の水素遅れ割れ発生限界付加歪
みは幅絞り率Ｑが１０００（ｔ/ Ｄ）2 〜３０００（ｔ
/ Ｄ）2 の間でピークを持ち、幅絞り率をこの範囲に制
御することで優れた耐水素遅れ割れ特性を有する鋼管が
得られることを見出した。この適正幅絞り率は製品( 板
厚/ 外径) 比により異なり、優れた耐水素遅れ割れ特性
を有する鋼管を得るためには( 板厚/ 外径) 比ごとに異
なる幅絞り率をとる必要がある。
【００３５】鋼管の耐水素遅れ割れ特性が、幅絞り率Ｑ
＝１０００（ｔ/ Ｄ）2 〜３０００（ｔ/ Ｄ）2 の間で
ピークを持つ理由は次のように考えられる。すなわち、
幅絞り率が１０００（ｔ/ Ｄ）2 に満たない場合には、
鋼管の最大残留歪みが増大し、鋼管の耐水素遅れ割れ特
性が劣化し、逆に、幅絞り率が３０００( ｔ/ Ｄ）2 を
越える場合には、造管にともない造管圧延集合組織が形
成され、鋼管の耐水素遅れ割れ感受性が高まり鋼管の耐
水素遅れ割れ特性が劣化する。
＝１０００（ｔ/ Ｄ）2 〜３０００（ｔ/ Ｄ）2 の間で
ピークを持つ理由は次のように考えられる。すなわち、
幅絞り率が１０００（ｔ/ Ｄ）2 に満たない場合には、
鋼管の最大残留歪みが増大し、鋼管の耐水素遅れ割れ特
性が劣化し、逆に、幅絞り率が３０００( ｔ/ Ｄ）2 を
越える場合には、造管にともない造管圧延集合組織が形
成され、鋼管の耐水素遅れ割れ感受性が高まり鋼管の耐
水素遅れ割れ特性が劣化する。
【００３６】なお、水素遅れ割れ発生限界付加歪Δεc
は、電縫鋼管より幅２０ｍｍのＣ−リング試験片を切出
し、切出し前の外径までボルト締めを行い鋼管の残留歪
み相当の歪みを加えた後、さらに以下の（３）式で計算
される付加歪み（Δε）を加えて０．１Ｎ塩酸中に２０
０時間浸漬し割れ発生有無を調べた際における、割れが
発生する限界の付加歪みを指す。この値を耐水素遅れ割
れ特性の指標とする。すなわち、この値が高いほど耐水
素遅れ割れ特性にとっては好ましい。
は、電縫鋼管より幅２０ｍｍのＣ−リング試験片を切出
し、切出し前の外径までボルト締めを行い鋼管の残留歪
み相当の歪みを加えた後、さらに以下の（３）式で計算
される付加歪み（Δε）を加えて０．１Ｎ塩酸中に２０
０時間浸漬し割れ発生有無を調べた際における、割れが
発生する限界の付加歪みを指す。この値を耐水素遅れ割
れ特性の指標とする。すなわち、この値が高いほど耐水
素遅れ割れ特性にとっては好ましい。
【００３７】
Δε＝（４・１０6 ・ｔ・δ）／（π・Ｄ・（Ｄ−ｔ））……（３）
ここで、ｔは板厚、Ｄは切出し前の鋼管の外径、δはＤ
−（付加歪み付加後の外径）である。
−（付加歪み付加後の外径）である。
【００３８】以上のような方法によって８０〜１００％
焼戻しマルテンサイト＋残部フェライト組織を形成する
ことにより、耐水素遅れ割れ特性に優れた引張強度９８
０Ｎ／ｍｍ2 以上の電縫鋼管が製造される。
焼戻しマルテンサイト＋残部フェライト組織を形成する
ことにより、耐水素遅れ割れ特性に優れた引張強度９８
０Ｎ／ｍｍ2 以上の電縫鋼管が製造される。
【００３９】（２）第２実施形態
（化学組成）引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、しか
も優れた耐水素遅れ割れ特性を得るために、重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．１９％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
％、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ａｌ：０．０１〜０．０
６％、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、を含み、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５％以
下に制限した組成に規定する。また、Ｎｂ：０．００５
〜０．０３％、Ｖ：０．００５〜０．０３％のうち少な
くとも１種、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５０％が選択成分として添加され
る。また、Ｃｕを添加した場合に、Ｎｉを添加すること
があるが、Ｎｉ：０．３０％以下とする。
も優れた耐水素遅れ割れ特性を得るために、重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．１９％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
％、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ａｌ：０．０１〜０．０
６％、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、を含み、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５％以
下に制限した組成に規定する。また、Ｎｂ：０．００５
〜０．０３％、Ｖ：０．００５〜０．０３％のうち少な
くとも１種、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５０％が選択成分として添加され
る。また、Ｃｕを添加した場合に、Ｎｉを添加すること
があるが、Ｎｉ：０．３０％以下とする。
【００４０】以下、各元素の限定理由について説明す
る。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの限定理由は上記第１実施形
態と同様である。 Ｃｒ： Ｍｎとの相互作用により鋼の焼入性を上げ、目
標とする強度を確保するための元素である。その含有量
が０．０５％未満であるとその効果が乏しく、一方０．
６％を超えると耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したが
って、Ｃｒの含有量を０．０５〜０．６％とする。
る。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの限定理由は上記第１実施形
態と同様である。 Ｃｒ： Ｍｎとの相互作用により鋼の焼入性を上げ、目
標とする強度を確保するための元素である。その含有量
が０．０５％未満であるとその効果が乏しく、一方０．
６％を超えると耐水素遅れ割れ特性が劣化する。したが
って、Ｃｒの含有量を０．０５〜０．６％とする。
【００４１】Ｐ、Ｓ、Ｎについては、第１実施形態と同
様の理由で上記範囲に制限される。 Ｎｂ、Ｖ： Ｎｂ，Ｖはいずれも変態前のオーステナイ
ト粒を微細化し、変態後のマルテンサイトパケットを微
細化することができるので、耐水素遅れ割れ特性の向上
に好ましい元素である。しかし、それぞれ０．００５％
未満ではその効果は少なく、一方０．０３％を超えて添
加すると、耐水素遅れ割れ特性がかえって劣化する。し
たがって、Ｎｂ、Ｖの含有量をそれぞれ０．００５〜
０．０３％とする。
様の理由で上記範囲に制限される。 Ｎｂ、Ｖ： Ｎｂ，Ｖはいずれも変態前のオーステナイ
ト粒を微細化し、変態後のマルテンサイトパケットを微
細化することができるので、耐水素遅れ割れ特性の向上
に好ましい元素である。しかし、それぞれ０．００５％
未満ではその効果は少なく、一方０．０３％を超えて添
加すると、耐水素遅れ割れ特性がかえって劣化する。し
たがって、Ｎｂ、Ｖの含有量をそれぞれ０．００５〜
０．０３％とする。
【００４２】Ｂ： Ｂは所望のマルテンサイトを生成さ
せ、目標とする強度を確保するために必要に応じて添加
される。しかし、添加量が０．０００５％未満であると
目標とする９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一
方添加量が０．００３０％を超えても添加効果が飽和す
る。したがって、Ｂの含有量を添加する場合には０．０
００５〜０．００３０％とする。
せ、目標とする強度を確保するために必要に応じて添加
される。しかし、添加量が０．０００５％未満であると
目標とする９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一
方添加量が０．００３０％を超えても添加効果が飽和す
る。したがって、Ｂの含有量を添加する場合には０．０
００５〜０．００３０％とする。
【００４３】Ｃｕについは、第１実施形態と同様の理由
で添加する場合には０．０５〜０．５０％の範囲とす
る。Ｃｕ量を増加すると、場合によってはＣｕ疵と呼ば
れる表面欠陥が発生することがあり、これはＮｉ添加に
よって防止することができるが、Ｎｉは耐水素遅れ割れ
特性にとって有害な元素であるため、その添加量を０．
３％以下に制限されることが好ましい。
で添加する場合には０．０５〜０．５０％の範囲とす
る。Ｃｕ量を増加すると、場合によってはＣｕ疵と呼ば
れる表面欠陥が発生することがあり、これはＮｉ添加に
よって防止することができるが、Ｎｉは耐水素遅れ割れ
特性にとって有害な元素であるため、その添加量を０．
３％以下に制限されることが好ましい。
【００４４】（製造条件）上記組成の鋼スラブに対し、
その鋼のＡｒ3 変態点の温度をＴＡｒ3 としたとき、仕
上げ温度Ｔｆが（ＴＡｒ3 ＋３０）〜（ＴＡｒ3 ＋１０
０）℃の温度範囲になるように仕上げ温度Ｔｆを制御し
て熱間圧延を施し、その熱間圧延の際に、Ｔｆ〜（Ｔｆ
＋３０）℃の温度範囲で３０％以上の圧下率を与え、熱
間圧延後直ちに６０〜２００℃／ｓｅｃの冷却速度で１
５０〜２５０℃の温度範囲の温度Ｔｃまで冷却した後、
１５０℃以上Ｔｃ以下の温度範囲に２秒以上滞留させ、
１５０℃未満の温度で巻取って熱延鋼板とし、この熱延
鋼板を上記（１）式を満たす幅絞り率Ｑで造管する。
その鋼のＡｒ3 変態点の温度をＴＡｒ3 としたとき、仕
上げ温度Ｔｆが（ＴＡｒ3 ＋３０）〜（ＴＡｒ3 ＋１０
０）℃の温度範囲になるように仕上げ温度Ｔｆを制御し
て熱間圧延を施し、その熱間圧延の際に、Ｔｆ〜（Ｔｆ
＋３０）℃の温度範囲で３０％以上の圧下率を与え、熱
間圧延後直ちに６０〜２００℃／ｓｅｃの冷却速度で１
５０〜２５０℃の温度範囲の温度Ｔｃまで冷却した後、
１５０℃以上Ｔｃ以下の温度範囲に２秒以上滞留させ、
１５０℃未満の温度で巻取って熱延鋼板とし、この熱延
鋼板を上記（１）式を満たす幅絞り率Ｑで造管する。
【００４５】Ａ．熱延条件
ａ．仕上温度
仕上げ温度Ｔｆは（ＴＡｒ3 ＋３０）〜（ＴＡｒ3 ＋１
００）℃の温度範囲とする。仕上温度が（ＴＡｒ3 ＋３
０）℃未満であると、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を得
るためのマルテンサイトの体積率が得られない。一方、
（ＴＡｒ3 ＋１００）℃を超えると、マルテンサイトパ
ケットが粗大化し、耐水素遅れ割れ特性が低下する。
００）℃の温度範囲とする。仕上温度が（ＴＡｒ3 ＋３
０）℃未満であると、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を得
るためのマルテンサイトの体積率が得られない。一方、
（ＴＡｒ3 ＋１００）℃を超えると、マルテンサイトパ
ケットが粗大化し、耐水素遅れ割れ特性が低下する。
【００４６】ｂ．圧下条件
マルテンサイトを微細にし、耐水素遅れ割れ特性を良好
にするためには、熱間圧延終了直前における強圧下が必
要である。このため、Ｔｆ〜（Ｔｆ＋３０）℃の温度範
囲で３０％以上の圧下率を与えて熱間圧延を行う。
にするためには、熱間圧延終了直前における強圧下が必
要である。このため、Ｔｆ〜（Ｔｆ＋３０）℃の温度範
囲で３０％以上の圧下率を与えて熱間圧延を行う。
【００４７】Ｂ．熱間圧延後の冷却条件
熱間圧延後直ちに６０〜２００℃／ｓｅｃの冷却速度で
１５０〜２５０℃の温度範囲のＴｃまで急冷する。これ
により９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を得るためのマルテ
ンサイト体積率を確保することができる。冷却速度が６
０℃／ｓｅｃ未満であると所望の体積率のマルテンサイ
トを得ることができない。また冷却速度が２００℃／ｓ
ｅｃを超えると操業上のトラブルを生じる。冷却停止温
度については２５０℃よりも高いと所望の体積率のマル
テンサイトが得られない。
１５０〜２５０℃の温度範囲のＴｃまで急冷する。これ
により９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を得るためのマルテ
ンサイト体積率を確保することができる。冷却速度が６
０℃／ｓｅｃ未満であると所望の体積率のマルテンサイ
トを得ることができない。また冷却速度が２００℃／ｓ
ｅｃを超えると操業上のトラブルを生じる。冷却停止温
度については２５０℃よりも高いと所望の体積率のマル
テンサイトが得られない。
【００４８】このように急冷した後は、１５０℃以上Ｔ
ｃ以下の温度範囲に２秒以上滞留させる。これにより、
硬質な焼戻しマルテンサイトが生成される。図４に急冷
された鋼板を１５０〜２５０℃の温度範囲で保持したと
きの保持時間と水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔεとの
関係を示す。この図から、２秒以上の保持によって安定
して２０００μｍに近い高い水素遅れ割れ発生限界付加
歪みΔεc が得られることがわかる。２秒未満では焼入
れ歪みが残存するため、１９００μｍ以上の高いΔεc
を安定して得ることができない。
ｃ以下の温度範囲に２秒以上滞留させる。これにより、
硬質な焼戻しマルテンサイトが生成される。図４に急冷
された鋼板を１５０〜２５０℃の温度範囲で保持したと
きの保持時間と水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔεとの
関係を示す。この図から、２秒以上の保持によって安定
して２０００μｍに近い高い水素遅れ割れ発生限界付加
歪みΔεc が得られることがわかる。２秒未満では焼入
れ歪みが残存するため、１９００μｍ以上の高いΔεc
を安定して得ることができない。
【００４９】Ｃ．巻取温度
巻取は１５０℃未満の温度で行う。この温度が１５０℃
以上では、硬質な焼戻しマルテンサイト相とならず、９
８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られない。
以上では、硬質な焼戻しマルテンサイト相とならず、９
８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られない。
【００５０】Ｄ．造管条件
以上のような条件で製造された熱延鋼板を用いて超高張
力電縫鋼管に造管するが、その際に、上記第１実施形態
と同様、上記（１）式を満たす必要がある。
力電縫鋼管に造管するが、その際に、上記第１実施形態
と同様、上記（１）式を満たす必要がある。
【００５１】（３）第３実施形態
（化学組成および組織）引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以
上で、しかも優れた耐水素遅れ割れ性および耐食性を得
るために、Ｃ：０．１３〜０．１９％、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％を含有する組成
を有し、焼入れ熱処理によって得られた８０〜１００％
のマルテンサイトあるいは焼戻しマルテンサイト組織と
する。また、Ｎｉ、Ｍｏを添加する場合にはＮｉ：０．
１％以下、Ｍｏ：０．３％以下に制限される。
上で、しかも優れた耐水素遅れ割れ性および耐食性を得
るために、Ｃ：０．１３〜０．１９％、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％を含有する組成
を有し、焼入れ熱処理によって得られた８０〜１００％
のマルテンサイトあるいは焼戻しマルテンサイト組織と
する。また、Ｎｉ、Ｍｏを添加する場合にはＮｉ：０．
１％以下、Ｍｏ：０．３％以下に制限される。
【００５２】以下、各元素の限定理由について説明す
る。 Ｃ： Ｃは所望のマルテンサイトを生成させ、目標とす
る強度を確保するために必須な元素である。しかし、含
有量が０．１３％未満であると目標とする１１８０Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が０．１９
％を超えると、水素遅れ割れ、あるいは腐食による管体
強度低下が助長され、耐久性が劣化する。したがってＣ
の含有量を０．１３〜０．１９％とする。
る。 Ｃ： Ｃは所望のマルテンサイトを生成させ、目標とす
る強度を確保するために必須な元素である。しかし、含
有量が０．１３％未満であると目標とする１１８０Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、含有量が０．１９
％を超えると、水素遅れ割れ、あるいは腐食による管体
強度低下が助長され、耐久性が劣化する。したがってＣ
の含有量を０．１３〜０．１９％とする。
【００５３】Ｍｎ： Ｍｎは所望のマルテンサイトを生
成させ、目標とする強度を確保するために必須な元素で
ある。しかし、含有量が１．０％未満であると目標とす
る１１８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、含
有量が２．０％を超える耐水素遅れ割れ、あるいは腐食
特性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜
２．０％とする。
成させ、目標とする強度を確保するために必須な元素で
ある。しかし、含有量が１．０％未満であると目標とす
る１１８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度が得られず、一方、含
有量が２．０％を超える耐水素遅れ割れ、あるいは腐食
特性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜
２．０％とする。
【００５４】Ｃｕ： Ｃｕは鋼管の水素遅れ割れ感受性
を低め、さらに腐食による管体強度低下の進行を抑制
し、超高張力電縫鋼管の耐久性を向上させる元素であ
る。その添加効果は０．０５％以上で認められ、一方
０．５０％を超えて添加しても添加効果が飽和する。し
たがって、Ｃｕを添加する場合にはその含有量を０．０
５〜０．５０％とする。
を低め、さらに腐食による管体強度低下の進行を抑制
し、超高張力電縫鋼管の耐久性を向上させる元素であ
る。その添加効果は０．０５％以上で認められ、一方
０．５０％を超えて添加しても添加効果が飽和する。し
たがって、Ｃｕを添加する場合にはその含有量を０．０
５〜０．５０％とする。
【００５５】図５にＣｕ添加量と腐食試験後の残留強度
率との関係を示す。この図からＣｕ添加によって残留強
度率が増大し、鋼管の耐久性が増加することが理解され
る。なお、残留強度率は以下の式で表わすことができ
る。
率との関係を示す。この図からＣｕ添加によって残留強
度率が増大し、鋼管の耐久性が増加することが理解され
る。なお、残留強度率は以下の式で表わすことができ
る。
【００５６】残留強度率（％）＝｛浸漬試験後のＴＳ
（Ｎ／ｍｍ2 ）／浸漬試験前のＴＳ（Ｎ／ｍｍ2 ）｝×
１００ ここで、 浸漬試験前のＴＳ（Ｎ／ｍｍ2 ）＝浸漬試験前の引張破
断荷重（Ｎ）／浸漬試験前の管断面積（ｍｍ2 ） 浸漬試験後のＴＳ（Ｎ／ｍｍ2 ）＝浸漬試験後の引張破
断荷重（Ｎ）／浸漬試験前の管断面積（ｍｍ2 ） である。
（Ｎ／ｍｍ2 ）／浸漬試験前のＴＳ（Ｎ／ｍｍ2 ）｝×
１００ ここで、 浸漬試験前のＴＳ（Ｎ／ｍｍ2 ）＝浸漬試験前の引張破
断荷重（Ｎ）／浸漬試験前の管断面積（ｍｍ2 ） 浸漬試験後のＴＳ（Ｎ／ｍｍ2 ）＝浸漬試験後の引張破
断荷重（Ｎ）／浸漬試験前の管断面積（ｍｍ2 ） である。
【００５７】Ｎｉ： Ｎｉは鋳造偏析によって局所的な
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、熱延時のＣｕ疵を回
避するためにやむなく添加する場合には、含有量を残留
強度率の低下が著しくない０．１０％以下とする。
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、熱延時のＣｕ疵を回
避するためにやむなく添加する場合には、含有量を残留
強度率の低下が著しくない０．１０％以下とする。
【００５８】Ｍｏ： Ｍｏは鋳造偏析によって局所的な
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、焼入れ性を確保する
ためにやむなく添加する場合には、含有量を残留強度率
の低下が著しくない０．３０％以下とする。
腐食を助長し、耐水素遅れ割れ特性を低下させるため添
加しないことが望ましい。しかし、焼入れ性を確保する
ためにやむなく添加する場合には、含有量を残留強度率
の低下が著しくない０．３０％以下とする。
【００５９】図６にＮｉ添加量と腐食試験後の残留強度
との関係を示し、図７にＭｏ添加量と腐食試験後の残留
強度率との関係を示す。これらの図から０．１％以下の
Ｎｉおよび０．３％以下のＭｏの添加によって残留強度
率が減少し、鋼管の耐久性が低下することが理解され
る。
との関係を示し、図７にＭｏ添加量と腐食試験後の残留
強度率との関係を示す。これらの図から０．１％以下の
Ｎｉおよび０．３％以下のＭｏの添加によって残留強度
率が減少し、鋼管の耐久性が低下することが理解され
る。
【００６０】これら以外の元素は、鋼管の耐久性、すな
わち耐水素遅れ割れ性および耐食性に対し、特に大きな
影響を及ぼさず、したがってＳｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｔｉ、Ｃｒなどの合金添加元素を他の目的に従って
通常量適宜添加することは許容される。
わち耐水素遅れ割れ性および耐食性に対し、特に大きな
影響を及ぼさず、したがってＳｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｔｉ、Ｃｒなどの合金添加元素を他の目的に従って
通常量適宜添加することは許容される。
【００６１】以上の組成を有する鋼を焼入れ熱処理して
８０〜１００％のマルテンサイトあるいは焼戻しマルテ
ンサイト組織とする。以上のような組成および組織とす
ることにより、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、耐久
性、すなわち耐水素遅れ割れ性および耐食性に優れた超
高張力電縫鋼管が得られる。
８０〜１００％のマルテンサイトあるいは焼戻しマルテ
ンサイト組織とする。以上のような組成および組織とす
ることにより、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で、耐久
性、すなわち耐水素遅れ割れ性および耐食性に優れた超
高張力電縫鋼管が得られる。
【００６２】（製造条件）この第３実施形態に係る電縫
鋼管を製造するに際しては、焼入れ熱処理によって８０
〜１００％のマルテンサイトあるいは焼戻しマルテンサ
イト組織が得られれば、その製造方法は限定されず、上
記第１実施形態、第２実施形態の製造条件で製造するこ
ともできる。
鋼管を製造するに際しては、焼入れ熱処理によって８０
〜１００％のマルテンサイトあるいは焼戻しマルテンサ
イト組織が得られれば、その製造方法は限定されず、上
記第１実施形態、第２実施形態の製造条件で製造するこ
ともできる。
【００６３】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）表１に示すＡ〜Ｆの６種の鋼を溶製し、表
２に示すように本発明で規定した熱延条件、連続焼鈍炉
における熱処理条件、造管条件にて３１．８ｍｍφ×
１．６ｍｍｔの電縫鋼管を作製した。
２に示すように本発明で規定した熱延条件、連続焼鈍炉
における熱処理条件、造管条件にて３１．８ｍｍφ×
１．６ｍｍｔの電縫鋼管を作製した。
【００６４】これらの鋼管の引張強度、三点曲げ最大荷
重を測定するとともに、耐水素遅れ割れ試験を実施し
た。三点曲げ試験は押し金具半径＝１５２ｍｍ、支持ス
パン＝６００ｍｍで行った。耐水素遅れ割れ試験は、鋼
管より幅２０ｍｍのＣ−リング試験片を切出し、切出し
前の外径までボルト締めを行い鋼管の残留歪み相当の歪
みを加えた後、さらに上記（３）式で計算される付加歪
み（Δε）を加えて０．１Ｎ塩酸中に200 時間浸漬し割
れ発生有無を調べ、割れ発生限界付加歪みを耐水素遅れ
割れ特性の指標とした。結果を表３に示す。
重を測定するとともに、耐水素遅れ割れ試験を実施し
た。三点曲げ試験は押し金具半径＝１５２ｍｍ、支持ス
パン＝６００ｍｍで行った。耐水素遅れ割れ試験は、鋼
管より幅２０ｍｍのＣ−リング試験片を切出し、切出し
前の外径までボルト締めを行い鋼管の残留歪み相当の歪
みを加えた後、さらに上記（３）式で計算される付加歪
み（Δε）を加えて０．１Ｎ塩酸中に200 時間浸漬し割
れ発生有無を調べ、割れ発生限界付加歪みを耐水素遅れ
割れ特性の指標とした。結果を表３に示す。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
【表３】
【００６８】表３から理解されるように、本発明で規定
する組成を満足する鋼Ａ〜Ｅは比較鋼Ｆに比べ、割れ発
生限界歪みが高く、優れた耐水素遅れ割れ特性を示すこ
とが確認された。
する組成を満足する鋼Ａ〜Ｅは比較鋼Ｆに比べ、割れ発
生限界歪みが高く、優れた耐水素遅れ割れ特性を示すこ
とが確認された。
【００６９】（実施例２）前記した鋼Ａ〜Ｅを用いて表
４に示すような熱延条件、連続焼鈍炉における熱処理条
件、造管条件、( 板厚/ 外径) 比を種々変化させて電縫
鋼管に造管した。これらの機械特性、耐水素遅れ割れ試
験結果を表５に示す。
４に示すような熱延条件、連続焼鈍炉における熱処理条
件、造管条件、( 板厚/ 外径) 比を種々変化させて電縫
鋼管に造管した。これらの機械特性、耐水素遅れ割れ試
験結果を表５に示す。
【００７０】
【表４】
【００７１】
【表５】
【００７２】表５から理解されるように、熱延条件、連
続焼鈍炉における熱処理条件、造管条件が本発明で規定
した条件を満たしている実施例の電縫鋼管は、引張強度
が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上でかつ割れ発生限界歪みが高
く、優れた耐水素遅れ割れ特性を有することが確認され
た。
続焼鈍炉における熱処理条件、造管条件が本発明で規定
した条件を満たしている実施例の電縫鋼管は、引張強度
が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上でかつ割れ発生限界歪みが高
く、優れた耐水素遅れ割れ特性を有することが確認され
た。
【００７３】（実施例３）表６に示すＧ〜Ｌの６種の鋼
を溶製し、表７に示すように本発明で規定した熱延条件
および造管条件にて３４．８ｍｍφ×２．３ｍｍｔの電
縫鋼管を作製した。そして、これら鋼管の引張強度およ
び耐水素割れ特性の指標である水素遅れ割れ発生限界付
加歪みΔεc を測定した。結果を表８に示す。
を溶製し、表７に示すように本発明で規定した熱延条件
および造管条件にて３４．８ｍｍφ×２．３ｍｍｔの電
縫鋼管を作製した。そして、これら鋼管の引張強度およ
び耐水素割れ特性の指標である水素遅れ割れ発生限界付
加歪みΔεc を測定した。結果を表８に示す。
【００７４】
【表６】
【００７５】
【表７】
【００７６】
【表８】
【００７７】表８に示すように、本発明で規定する組成
を満足する鋼Ｇ〜Ｊは、いずれも９８０Ｎ／ｍｍ2 以上
の強度を示し、かつ１９００μｍ以上の高い水素遅れ割
れ発生限界付加歪みΔεc が安定して得られた。また、
組織的には表７に示すように１００％焼戻しマルテンサ
イトであった。一方、Ｃ量が本発明で規定する範囲を外
れる鋼Ｌは、強度上の問題はないが、水素遅れ割れ発生
限界付加歪みΔεc が著しく低く、耐水素遅れ割れ特性
が劣ることが確認された。
を満足する鋼Ｇ〜Ｊは、いずれも９８０Ｎ／ｍｍ2 以上
の強度を示し、かつ１９００μｍ以上の高い水素遅れ割
れ発生限界付加歪みΔεc が安定して得られた。また、
組織的には表７に示すように１００％焼戻しマルテンサ
イトであった。一方、Ｃ量が本発明で規定する範囲を外
れる鋼Ｌは、強度上の問題はないが、水素遅れ割れ発生
限界付加歪みΔεc が著しく低く、耐水素遅れ割れ特性
が劣ることが確認された。
【００７８】（実施例４）表６の鋼Ｇ〜Ｌを用いて表９
に示すように熱延条件および造管条件を種々変化させて
電縫鋼板を作製し、これら鋼管の引張強度および耐水素
割れ特性の指標である水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔ
εc を測定した。結果を表１０に示す。
に示すように熱延条件および造管条件を種々変化させて
電縫鋼板を作製し、これら鋼管の引張強度および耐水素
割れ特性の指標である水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔ
εc を測定した。結果を表１０に示す。
【００７９】
【表９】
【００８０】
【表１０】
【００８１】表１０に示すように、熱延条件、造管条件
が本発明の範囲内にある電縫鋼管は、引張強度が９８０
Ｎ／ｍｍ2 で、かつ１９００μｍ以上の高い水素割れ発
生限界歪みΔεc が安定して得られる。また、組織的に
は表９に示すように８０％以上の焼戻しマルテンサイト
とフェライトからなる複合組織であった。一方、熱処理
条件、造管条件が本発明の範囲外の試料では、引張強度
が不足したり、水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔεc が
９５０μｍと低く、かつ安定したΔεc の値が得られな
かった。
が本発明の範囲内にある電縫鋼管は、引張強度が９８０
Ｎ／ｍｍ2 で、かつ１９００μｍ以上の高い水素割れ発
生限界歪みΔεc が安定して得られる。また、組織的に
は表９に示すように８０％以上の焼戻しマルテンサイト
とフェライトからなる複合組織であった。一方、熱処理
条件、造管条件が本発明の範囲外の試料では、引張強度
が不足したり、水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔεc が
９５０μｍと低く、かつ安定したΔεc の値が得られな
かった。
【００８２】（実施例５）表１１に示すＭ〜Ｓの７種の
鋼を溶製し、表１２に示す方法で３１．８ｍｍφ×１．
６ｍｍｔの電縫鋼管を作製した。これらの鋼管を０．１
Ｎ塩酸中に２００時間浸漬し、浸漬前後で引張試験を行
い残留強度率を求め、耐久性の指標とした。なお、残留
強度率（％）は前述した方法で求めた。その結果を表１
３に示す。
鋼を溶製し、表１２に示す方法で３１．８ｍｍφ×１．
６ｍｍｔの電縫鋼管を作製した。これらの鋼管を０．１
Ｎ塩酸中に２００時間浸漬し、浸漬前後で引張試験を行
い残留強度率を求め、耐久性の指標とした。なお、残留
強度率（％）は前述した方法で求めた。その結果を表１
３に示す。
【００８３】
【表１１】
【００８４】
【表１２】
【００８５】
【表１３】
【００８６】表１３から明らかなように、鋼組成と組織
とにおいて本発明で規定された条件を満たしている発明
例の電縫鋼管は引張強度が１１８０Ｎ／ｍｍ2 以上でか
つ残留強度率が高く、優れた耐久性を有することが確認
された。
とにおいて本発明で規定された条件を満たしている発明
例の電縫鋼管は引張強度が１１８０Ｎ／ｍｍ2 以上でか
つ残留強度率が高く、優れた耐久性を有することが確認
された。
【００８７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ドアインパクトビームなどの自動車部品、機械構造用部
材、土木建築用部材に用いられる引張強度９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の耐水素遅れ割れ特性に優れた構造用超高張力
電縫鋼管を、低コストで製造することができる。
ドアインパクトビームなどの自動車部品、機械構造用部
材、土木建築用部材に用いられる引張強度９８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の耐水素遅れ割れ特性に優れた構造用超高張力
電縫鋼管を、低コストで製造することができる。
【図１】Ｃｕ添加量と割れ発生限界付加歪み変化量との
関係を示す図。
関係を示す図。
【図２】Ｎｉ添加量と割れ発生限界付加歪み変化量との
関係を示す図。
関係を示す図。
【図３】Ｑ／（ｔ/ Ｄ）2 と水素遅れ割れ発生限界付加
歪みとの関係を示す図。
歪みとの関係を示す図。
【図４】１５０〜２５０℃の温度範囲における保持時間
と水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔεc との関係を示す
図。
と水素遅れ割れ発生限界付加歪みΔεc との関係を示す
図。
【図５】Ｃｕ添加量と腐食試験後の残留強度率の関係を
示す図。
示す図。
【図６】Ｎｉ添加量と腐食試験後の残留強度率の関係を
示す図。
示す図。
【図７】Ｍｏ添加量と腐食試験後の残留強度率の関係を
示す図。
示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．１９％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２．２％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．０５〜０．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：
０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る鋼スラブに対し、前記鋼のＡｒ3 変態点の温度をＴＡ
ｒ3 としたとき、仕上げ温度Ｔｆが（ＴＡｒ3 ＋３０）
〜（ＴＡｒ3 ＋１００）℃の温度範囲になるように仕上
げ温度Ｔｆを制御して熱間圧延を施し、その熱間圧延の
際に、Ｔｆ〜（Ｔｆ＋３０）℃の温度範囲で３０％以上
の圧下率を与え、熱間圧延後直ちに６０〜２００℃／ｓ
ｅｃの冷却速度で１５０〜２５０℃の温度範囲の温度Ｔ
ｃまで冷却した後、１５０℃以上Ｔｃ以下の温度範囲に
２秒以上滞留させ、１５０℃未満の温度で巻取って熱延
鋼板とし、この熱延鋼板を以下の（１）式を満たす幅絞
り率Ｑで造管することを特徴とする超高張力電縫鋼管の
製造方法。 １０００≦Ｑ／（ｔ/ Ｄ）2 ≦３０００……（１） ただし、ｔ(mm)：鋼板の板厚、Ｄ(mm)：電縫鋼管の外
径、Ｑ（％）は幅絞り率で、以下の式（２）で定義され
る。 Ｑ＝［｛鋼板の幅−π( Ｄ−ｔ）} ／π（Ｄ−ｔ）］×100 ……（２） - 【請求項２】 さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜
０．０３％、Ｖ：０．００５〜０．０３％のうち少なく
とも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の
超高張力電縫鋼管の製造方法。 - 【請求項３】 さらに、重量％で、Ｂ：０．０００５〜
０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１ま
たは請求項２に記載の超高張力電縫鋼管の製造方法。 - 【請求項４】 さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜
０．５０％を含有することを特徴とする請求項１ないし
請求項３のいずれか１項に記載の超高張力電縫鋼管の製
造方法。 - 【請求項５】 さらに、重量％で、Ｎｉ：０．３％以下
であることを特徴とする請求項４に記載の超高張力電縫
鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14602996A JP3374659B2 (ja) | 1995-06-09 | 1996-06-07 | 超高張力電縫鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14320795 | 1995-06-09 | ||
| JP7-143207 | 1995-06-09 | ||
| JP20117295 | 1995-08-07 | ||
| JP7-201172 | 1995-08-07 | ||
| JP14602996A JP3374659B2 (ja) | 1995-06-09 | 1996-06-07 | 超高張力電縫鋼管およびその製造方法 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002267058A Division JP3849625B2 (ja) | 1995-06-09 | 2002-09-12 | 超高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JP2002267059A Division JP4192537B2 (ja) | 1995-06-09 | 2002-09-12 | 超高張力電縫鋼管 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09104921A JPH09104921A (ja) | 1997-04-22 |
| JP3374659B2 true JP3374659B2 (ja) | 2003-02-10 |
Family
ID=27318589
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14602996A Expired - Fee Related JP3374659B2 (ja) | 1995-06-09 | 1996-06-07 | 超高張力電縫鋼管およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3374659B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8747578B2 (en) | 2003-12-12 | 2014-06-10 | Jfe Steel Corporation | Steel for structural part of automobile and method for producing the same |
| WO2016177763A1 (de) * | 2015-05-06 | 2016-11-10 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
| EP4015660A4 (en) * | 2019-10-31 | 2022-11-09 | JFE Steel Corporation | STEEL SHEET, ELEMENT, METHOD OF PRODUCTION OF THIS STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION OF THE ELEMENT |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4608739B2 (ja) * | 2000-06-14 | 2011-01-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車ドア補強用鋼管の製造方法 |
| US7481897B2 (en) * | 2000-09-01 | 2009-01-27 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel |
| US20020033591A1 (en) * | 2000-09-01 | 2002-03-21 | Trw Inc. | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel tubing |
| JP4943325B2 (ja) * | 2005-06-10 | 2012-05-30 | 新日本製鐵株式会社 | 拡管後の靭性に優れたエクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方法 |
| CN101514433A (zh) * | 2007-03-16 | 2009-08-26 | 株式会社神户制钢所 | 低温冲击特性优异的汽车用高强度电阻焊钢管及其制造方法 |
| JP5704721B2 (ja) | 2011-08-10 | 2015-04-22 | 株式会社神戸製鋼所 | シーム溶接性に優れた高強度鋼板 |
| JP5776472B2 (ja) * | 2011-09-28 | 2015-09-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 車両補強用中空部材 |
| CN103639650B (zh) * | 2013-11-21 | 2016-01-06 | 江苏天舜金属材料集团有限公司 | 一种高屈服度无粘接预应力钢棒的制造方法 |
| CN105899701A (zh) * | 2014-01-14 | 2016-08-24 | 株式会社神户制钢所 | 高强度钢板及其制造方法 |
| KR101714930B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-03-10 | 주식회사 포스코 | 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CN109465609A (zh) * | 2018-12-29 | 2019-03-15 | 无锡苏嘉法斯特汽车零配件有限公司 | 一种汽车异型车门防撞梁用焊接钢管的制备方法 |
-
1996
- 1996-06-07 JP JP14602996A patent/JP3374659B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8747578B2 (en) | 2003-12-12 | 2014-06-10 | Jfe Steel Corporation | Steel for structural part of automobile and method for producing the same |
| WO2016177763A1 (de) * | 2015-05-06 | 2016-11-10 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
| WO2016177420A1 (de) * | 2015-05-06 | 2016-11-10 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
| EP4015660A4 (en) * | 2019-10-31 | 2022-11-09 | JFE Steel Corporation | STEEL SHEET, ELEMENT, METHOD OF PRODUCTION OF THIS STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION OF THE ELEMENT |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09104921A (ja) | 1997-04-22 |
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