JP5915413B2 - 低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、電縫鋼管に係り、とくに加工性と低温靭性の向上に関する。
近年、地球環境の保全という観点から、とくに燃費向上のため自動車車体の軽量化が要望されている。自動車車体の軽量化の手段として、従来、棒鋼などの中実品が使用されていた部品に、中空である鋼管を適用することが有効であり、鋼管、なかでも、比較的安価で、寸法精度にも優れた電縫鋼管、の適用が進められている。
しかし、最近、自動車部品として鋼管に要求される特性は一段と厳しいものとなっており、高強度と高延性、さらには高靭性とを兼備することが要求されている。このような要求に対し、例えば特許文献１特許第3683378号公報には、高靭性高延性鋼管の製造方法が記載されている。
しかし、最近、自動車部品として鋼管に要求される特性は一段と厳しいものとなっており、高強度と高延性、さらには高靭性とを兼備することが要求されている。このような要求に対し、例えば特許文献１特許第3683378号公報には、高靭性高延性鋼管の製造方法が記載されている。
特許文献１に記載された技術は、Ｃ：0.60wt％以下を含有する鋼管素材を、550〜800℃に加熱し、鋼管素材の結晶粒径を20μm以下とし、ついでフェライト再結晶温度域である550〜750℃の温度域で減面率20％以上の絞り圧延を施し、管長手方向に直角な断面の平均結晶粒径が３μm以下、組織がフェライトあるいはフェライト＋パーライトあるいはフェライト＋セメンタイトを主とする組織からなる鋼管とする高靭性高延性鋼管の製造方法である。特許文献１に記載された技術によれば、500MPa以上の高強度を有し、伸びが20％以上で、強度−延性バランス（引張強さ×伸び）が10000MPa％以上を有する高靭性高延性鋼管が得られるとしている。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、平均結晶粒を微細化するために、絞り圧延を750〜550℃と比較的低い温度域で行う必要があった。これにより、鋼管には大きな加工歪が残留し、とくに圧下率が高い場合には、加工性や靭性が低下することがある。また、低温での圧延は設備への負荷を大きく生産性の低下につながるという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題点を解決し、加工性に優れ、かつ低温靭性にも優れた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。
本発明は、かかる従来技術の問題点を解決し、加工性に優れ、かつ低温靭性にも優れた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。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、金属微細組織と低温靭性との関係について鋭意研究した。その結果、低温靭性を顕著に向上できる有効な金属微細組織は、平均結晶粒径が小さい組織ではなく、結晶方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径を適正範囲内とし、さらに脆性結晶粒（脆化粒）の存在比率が適正範囲内となる金属微細組織であることを見出した。なお、脆性結晶粒（脆化粒）とは、管円周方向と＜１００＞方位とのなす角をθとし、cos2θが0.9以上となる結晶粒をいう。そして、このような組織とするためには、鋼管組成に応じて適正な縮径圧延を行うことが重要であることに思い至った。そして、このような金属微細組織とすることにより、高い加工性を維持しつつ、低温靭性にも優れた電縫鋼管の製造が可能であることを見出した。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
表１に示す組成および板厚を有する熱延鋼帯を、連続的にロール成形し、ほぼ円形断面のオープン管としたのち、鋼帯の両端を電気抵抗溶接して電縫鋼管（外径146mmφ）とした。得られた電縫鋼管に、誘導加熱によりＡc3変態点以上の温度（960℃）に加熱し、表２に示す条件で縮径圧延を施した。なお、縮径圧延の圧延終了温度は、Ａc3変態点以下に限定した。比較として、縮径圧延を施さない電縫鋼管も用意した。
表１に示す組成および板厚を有する熱延鋼帯を、連続的にロール成形し、ほぼ円形断面のオープン管としたのち、鋼帯の両端を電気抵抗溶接して電縫鋼管（外径146mmφ）とした。得られた電縫鋼管に、誘導加熱によりＡc3変態点以上の温度（960℃）に加熱し、表２に示す条件で縮径圧延を施した。なお、縮径圧延の圧延終了温度は、Ａc3変態点以下に限定した。比較として、縮径圧延を施さない電縫鋼管も用意した。
得られた電縫鋼管から、管周方向断面が観察面となるように試験片を採取した。採取した試験片を、研磨、腐食（ナイタール液腐食）し組織を現出したのち、結晶方位解析装置（TSL社製）を搭載した走査型電子顕微鏡を使用して金属組織を観察した。なお、集合組織の解析には、結晶方位解析ソフト（TSL社製：OIM Data Analysis）を用いた。
得られた鋼管について、結晶粒径分布を測定した結果、縮径圧延終了温度が二相域の高温側となる場合には、粗大な結晶粒が多く、縮径圧延終了温度が低下するにしたがい、縮径圧延を施さない場合（熱延鋼板を用いた造管まま）と同程度のサイズの結晶粒と粗大な結晶粒との二つの分布を有する混粒組織を呈するようになる。さらに、得られた鋼管について、EBSD（Electron Back Scatter Diffraction）法で結晶方位をマッピングした結果、縮径圧延を施さない鋼管では、結晶方位はほぼランダムであるが、縮径圧延を施された鋼管では、管周方向に＜１００＞方向の集積が強くなる結晶方位分布を呈する。そして、縮径圧延終了温度が低下するにしたがい、微細な結晶粒と粗大な結晶粒とからなる混粒となり、微細な結晶粒では＜１００＞方位の結晶粒も存在するが＜１１１＞方位の結晶粒が多いのに対し、粗大な結晶粒では＜１００＞方位の結晶粒の割合が多くなることを見出した。
得られた鋼管について、結晶粒径分布を測定した結果、縮径圧延終了温度が二相域の高温側となる場合には、粗大な結晶粒が多く、縮径圧延終了温度が低下するにしたがい、縮径圧延を施さない場合（熱延鋼板を用いた造管まま）と同程度のサイズの結晶粒と粗大な結晶粒との二つの分布を有する混粒組織を呈するようになる。さらに、得られた鋼管について、EBSD（Electron Back Scatter Diffraction）法で結晶方位をマッピングした結果、縮径圧延を施さない鋼管では、結晶方位はほぼランダムであるが、縮径圧延を施された鋼管では、管周方向に＜１００＞方向の集積が強くなる結晶方位分布を呈する。そして、縮径圧延終了温度が低下するにしたがい、微細な結晶粒と粗大な結晶粒とからなる混粒となり、微細な結晶粒では＜１００＞方位の結晶粒も存在するが＜１１１＞方位の結晶粒が多いのに対し、粗大な結晶粒では＜１００＞方位の結晶粒の割合が多くなることを見出した。
単結晶を用いたH.Inagakiらの研究（H.Inagaki、K.Kurihara and I.Kozasu：Trans. ISIJ, 17（1977）,75参照）によれば、シャルピー衝撃試験片の採取方向に＜１００＞方位の結晶粒が配向していると、その試験片は脆性的に破壊するとしている。H.Inagakiの解析によれば、破壊応力σfは１／cos2θに比例し、cos2θが大きいほど、破壊応力は低下し、脆化度が高くなるとしている。なお、θは、シャルピー衝撃試験片と＜１００＞方位とのなす角度である。
そこで、本発明者らは、cos2θを脆化度評価指数として、cos2θが0.9以上である結晶粒を脆化粒とし、縮径圧延された電縫鋼管について脆化粒の面積率と靭性との関係を調査した。
得られた電縫鋼管から、管周方向が試験片長手方向に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度vＴrsを求め、靭性を評価した。なお、鋼管から、管円周方向が試験片長手方向に一致するようにリング状の試験片を切り出し、プレスして平坦化したのち、両面を均等に研削しシャルピー衝撃試験片（板厚：2.3mm）とした。
得られた電縫鋼管から、管周方向が試験片長手方向に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度vＴrsを求め、靭性を評価した。なお、鋼管から、管円周方向が試験片長手方向に一致するようにリング状の試験片を切り出し、プレスして平坦化したのち、両面を均等に研削しシャルピー衝撃試験片（板厚：2.3mm）とした。
一方、得られた電縫鋼管について、EBSD法で求めた各結晶粒の＜１００＞結晶方位のマッピングから、各結晶粒の＜１００＞方位と管円周方向とのなす角θを求め、各結晶粒のcos2θを算出し、cos2θが0.9以上である結晶粒（脆化粒）の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）を算出した。
また、得られた電縫鋼管について、EBSD解析で求めた結晶方位マッピングから、隣接する結晶粒との結晶方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒を特定し、それら結晶粒の粒径の平均値を求め平均結晶粒径とし、さらにそれら結晶粒のうちの最大の粒径（最大結晶粒径）を求め、最大結晶粒径とした。
また、得られた電縫鋼管について、EBSD解析で求めた結晶方位マッピングから、隣接する結晶粒との結晶方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒を特定し、それら結晶粒の粒径の平均値を求め平均結晶粒径とし、さらにそれら結晶粒のうちの最大の粒径（最大結晶粒径）を求め、最大結晶粒径とした。
得られた結果を、vＴrsとＡf（cos2θ≧0.9）の関係で図１に、vＴrsと平均結晶粒径、最大結晶粒径との関係で図２に示す。
図１から、Ａf（cos2θ≧0.9）が55％以下であれば、vＴrs：−40℃以下の高靭性を有することがわかる。Ａf（cos2θ≧0.9）の増加に伴い、vＴrsが単調に上昇するが、Ａf（cos2θ≧0.9）が50％を超えるとvＴrsが急激な上昇傾向を示す。Ａf（cos2θ≧0.9）が55％を超えた場合の、vＴrsの急激な上昇の原因については、本発明者らは、つぎのように考えている。
図１から、Ａf（cos2θ≧0.9）が55％以下であれば、vＴrs：−40℃以下の高靭性を有することがわかる。Ａf（cos2θ≧0.9）の増加に伴い、vＴrsが単調に上昇するが、Ａf（cos2θ≧0.9）が50％を超えるとvＴrsが急激な上昇傾向を示す。Ａf（cos2θ≧0.9）が55％を超えた場合の、vＴrsの急激な上昇の原因については、本発明者らは、つぎのように考えている。
Ａf（cos2θ≧0.9）が55％を超えた場合には、隣接する結晶粒間の結晶方位差が小さくなり、隣接した結晶粒同士で連結現象が生じ、あたかも極めて粗大な脆化粒が形成されたと同様の挙動を呈し、vＴrsの急激な上昇が生じるものと考えられる。
このようなことから、vＴrsの急激な上昇を防止し、所望の高靭性を確保するためには、Ａf（cos2θ≧0.9）を55％以下に限定することがまず必要となることを見出した。
このようなことから、vＴrsの急激な上昇を防止し、所望の高靭性を確保するためには、Ａf（cos2θ≧0.9）を55％以下に限定することがまず必要となることを見出した。
また、図２から、vＴrsは、平均粒径よりも、最大結晶粒径と強い相関関係を示すことがわかる。vＴrsは平均粒径との相関は低く、とくに平均粒径が20μm以下の範囲ではまったく相関関係が認められない。このようなことから、「低温靭性に優れた」電縫鋼管とするためには、EBSD解析で求めた結晶方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒のうちの最大の粒径（最大結晶粒径）を50μm以下に限定することが必要であるという知見を得た。
また、縮径圧延の終了温度の影響をvＴrsとＣ含有量との関係で図３に示す。なお、比較として、鋼管素材である熱延鋼板（縮径圧延なし）を用いた。図３から、Ｃ量が0.10％未満では、縮径圧延の終了温度によりvＴrsが大きく変化する。一方、Ｃ量が0.10％以上では、vＴrsの変化は小さい。これは、Ｃ量が0.10％以上では、縮径圧延終了温度による最大結晶粒径の変化が小さいことによると考えられる。
本発明者らの更なる研究の結果、上記した脆化粒の面積率が55％以下、大傾角粒界で囲まれた結晶粒のうちの最大結晶粒径が50μm以下、となる組織を安定して形成するためには、熱間での縮径圧延を、増肉率が＋１％以上となる縮径圧延とし、あるいはさらに二次加工としての冷間での縮径加工を、増肉率が＋１％以上となる縮径加工とすることが好ましい。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.10〜0.50％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下であり、脆化度評価指数cos２θが次（１）式
cos２θ ≧ 0.9 ‥‥（１）
（ここで、cos２θ：脆化度評価指数、θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°））
を満足する結晶粒の面積率が55％以下である組織を有し、低温靭性に優れることを特徴とする電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群およびＢ群
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちから選らばれた１群または２群を含有することを特徴とする電縫鋼管。
（３）素材鋼管に、加熱処理を施したのち縮径圧延を施す電縫鋼管の製造方法であって、前記素材鋼管を、質量％で、Ｃ：0.10〜0.50％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する電縫鋼管とし、前記縮径圧延を、圧延終了温度：750〜900℃、累積縮径率：30〜80％で、かつ次（２）式
増肉率＝（縮径圧延後の肉厚−縮径圧延前の肉厚）／（縮径圧延前の肉厚）×100（％）‥（２）
で定義される増肉率が＋１％以上である圧延として、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下であり、結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度θのcos２θで定義される脆化度評価指数cos２θが次（１）式
cos２θ ≧ 0.9 ‥（１）
（ここで、cos２θ：脆化度評価指数、θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°））
を満足する結晶粒の面積率が55％以下である組織を有する鋼管とすることを特徴とする低温靭性に優れた電縫鋼管の製造方法。
（４）（３）において、前記加熱処理を、前記素材鋼管にＡc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（５）（３）または（４）において、前記縮径圧延を施した後に、さらに二次加工として、冷間での縮径加工を施すことを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記冷間での縮径加工が、室温で、累積縮径率：1〜30％で、かつ次（３）式
増肉率＝（冷間縮径加工後の肉厚−冷間縮径加工前の肉厚）／（冷間縮径加工前の肉厚）×100（％）‥（３）
で定義される増肉率が＋１％以上である加工とすることを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（７）（３）ないし（６）のいずれかにおいて、前記素材鋼管の前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群およびＢ群
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちから選らばれた１群または２群を含有することを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：0.10〜0.50％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下であり、脆化度評価指数cos２θが次（１）式
cos２θ ≧ 0.9 ‥‥（１）
（ここで、cos２θ：脆化度評価指数、θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°））
を満足する結晶粒の面積率が55％以下である組織を有し、低温靭性に優れることを特徴とする電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群およびＢ群
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちから選らばれた１群または２群を含有することを特徴とする電縫鋼管。
（３）素材鋼管に、加熱処理を施したのち縮径圧延を施す電縫鋼管の製造方法であって、前記素材鋼管を、質量％で、Ｃ：0.10〜0.50％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する電縫鋼管とし、前記縮径圧延を、圧延終了温度：750〜900℃、累積縮径率：30〜80％で、かつ次（２）式
増肉率＝（縮径圧延後の肉厚−縮径圧延前の肉厚）／（縮径圧延前の肉厚）×100（％）‥（２）
で定義される増肉率が＋１％以上である圧延として、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下であり、結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度θのcos２θで定義される脆化度評価指数cos２θが次（１）式
cos２θ ≧ 0.9 ‥（１）
（ここで、cos２θ：脆化度評価指数、θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°））
を満足する結晶粒の面積率が55％以下である組織を有する鋼管とすることを特徴とする低温靭性に優れた電縫鋼管の製造方法。
（４）（３）において、前記加熱処理を、前記素材鋼管にＡc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（５）（３）または（４）において、前記縮径圧延を施した後に、さらに二次加工として、冷間での縮径加工を施すことを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記冷間での縮径加工が、室温で、累積縮径率：1〜30％で、かつ次（３）式
増肉率＝（冷間縮径加工後の肉厚−冷間縮径加工前の肉厚）／（冷間縮径加工前の肉厚）×100（％）‥（３）
で定義される増肉率が＋１％以上である加工とすることを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
（７）（３）ないし（６）のいずれかにおいて、前記素材鋼管の前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群およびＢ群
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種
のうちから選らばれた１群または２群を含有することを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、破面遷移温度vＴrsが−40℃以下となる低温靭性に優れた電縫鋼管を、安定して容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
本発明電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：0.06〜0.50％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、Ｐ：0.001〜0.10％、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
まず、本発明電縫鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は、単に％と記す。
まず、本発明電縫鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は、単に％と記す。
Ｃ：0.06〜0.50％
Ｃは、縮径圧延後の鋼管の結晶粒径に大きく影響する元素であり、本発明では最大結晶粒径を所定値以下とし所望の低温靭性を確保するために0.06％以上含有する必要がある。一方、0.50％を超える多量の含有は、母材靭性が低下するうえ、溶接性が低下し、安定して所望の電縫溶接部靭性を確保できなくなる。このため、Ｃは0.06〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.50％である。
Ｃは、縮径圧延後の鋼管の結晶粒径に大きく影響する元素であり、本発明では最大結晶粒径を所定値以下とし所望の低温靭性を確保するために0.06％以上含有する必要がある。一方、0.50％を超える多量の含有は、母材靭性が低下するうえ、溶接性が低下し、安定して所望の電縫溶接部靭性を確保できなくなる。このため、Ｃは0.06〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.50％である。
Si：0.01〜1.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼管強度を増加させる固溶強化元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有する必要がある。一方、1.0％を超える含有は、溶接性が低下し、安定した電縫溶接部品質を確保できなくなる。このため、Siは0.01〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.5％である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼管強度を増加させる固溶強化元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有する必要がある。一方、1.0％を超える含有は、溶接性が低下し、安定した電縫溶接部品質を確保できなくなる。このため、Siは0.01〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.5％である。
Mn：0.01〜2.0％
Mnは、鋼管の強度増加に寄与する元素であり、所望の高強度を確保するために、0.01％以上含有する必要がある。一方、2.0％を超える含有は、電縫溶接部の品質低下を招く。このため、Mnは0.01〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜1.5％である。
Ｐ：0.10％以下
Ｐは、粒界等に偏析し、靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、鋼管強度の増加に寄与する元素であり、鋼管強度増加の必要な場合には、0.10％までであれば許容できる。このため、Ｐは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.05％である。
Mnは、鋼管の強度増加に寄与する元素であり、所望の高強度を確保するために、0.01％以上含有する必要がある。一方、2.0％を超える含有は、電縫溶接部の品質低下を招く。このため、Mnは0.01〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜1.5％である。
Ｐ：0.10％以下
Ｐは、粒界等に偏析し、靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、鋼管強度の増加に寄与する元素であり、鋼管強度増加の必要な場合には、0.10％までであれば許容できる。このため、Ｐは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.05％である。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、加工性、靭性等を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.008％以下である。
Al：0.001〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、また高温加熱時のγ粒の成長を抑制し、靭性向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要があるが、0.1％を超える含有は、Al系介在物の増加を伴い、靭性が低下する場合がある。このため、Alは0.001〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.05％である。
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、加工性、靭性等を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.008％以下である。
Al：0.001〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、また高温加熱時のγ粒の成長を抑制し、靭性向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要があるが、0.1％を超える含有は、Al系介在物の増加を伴い、靭性が低下する場合がある。このため、Alは0.001〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.05％である。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有されるが、Alと結合して高温加熱時のγ粒の成長を抑制する作用を有する。しかし、0.01％を超える過剰な含有は固溶Ｎ量が増大し、電縫溶接部靭性が低下する。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.008％以下である。
Ｎは、鋼中に不可避的に含有されるが、Alと結合して高温加熱時のγ粒の成長を抑制する作用を有する。しかし、0.01％を超える過剰な含有は固溶Ｎ量が増大し、電縫溶接部靭性が低下する。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.008％以下である。
上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の組成に加えてさらに、Ａ群およびＢ群のうちから選らばれた１群または２群を含有してもよい。
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ａ群：Cr、Cu、Ni、Moは、いずれも、鋼管強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Cr：0.01％以上、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Mo：0.01％以上それぞれ含有することが望ましいが、Cr：１％、Cu：１％、Ni：１％、Mo：１％をそれぞれ超える含有は、靭性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下にそれぞれ限定することが好ましい。
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ａ群：Cr、Cu、Ni、Moは、いずれも、鋼管強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Cr：0.01％以上、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Mo：0.01％以上それぞれ含有することが望ましいが、Cr：１％、Cu：１％、Ni：１％、Mo：１％をそれぞれ超える含有は、靭性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下にそれぞれ限定することが好ましい。
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種
Ｂ群：Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0010％以上、REM：0.0010％以上含有することが望ましいが、Ca：0.02％、REM：0.02％をそれぞれ超える含有は、介在物量が多くなりすぎて、延性、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下に限定することが好ましい。
Ｂ群：Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0010％以上、REM：0.0010％以上含有することが望ましいが、Ca：0.02％、REM：0.02％をそれぞれ超える含有は、介在物量が多くなりすぎて、延性、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ：0.01％以下が許容できる。
つぎに、本発明電縫鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明電縫鋼管は、大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下で、脆化粒の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）が55％以下である組織を有する。
つぎに、本発明電縫鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明電縫鋼管は、大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下で、脆化粒の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）が55％以下である組織を有する。
大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径：50μm以下
ここでいう大傾角粒界とは、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の粒界をいう。なお、大傾角粒界は、EBSD解析で求めた結晶方位マッピングから決定するものとする。鋼管の靭性は、図２に示すように大傾角粒界で囲まれた結晶粒のうちの最大粒径と強い相関がある。大傾角粒界で囲まれた結晶粒のうちの最大粒径が50μmを超えて大きくなると、図２に示すようにvＴrsが高温となる。このようなことから、大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径を50μm以下に限定した。
ここでいう大傾角粒界とは、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の粒界をいう。なお、大傾角粒界は、EBSD解析で求めた結晶方位マッピングから決定するものとする。鋼管の靭性は、図２に示すように大傾角粒界で囲まれた結晶粒のうちの最大粒径と強い相関がある。大傾角粒界で囲まれた結晶粒のうちの最大粒径が50μmを超えて大きくなると、図２に示すようにvＴrsが高温となる。このようなことから、大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径を50μm以下に限定した。
脆化粒の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）：55％以下
本発明では、cos2θを脆化度評価指数として、cos2θが
次（１）式
cos2θ ≧ 0.9 ‥‥（１）
（ここで、cos2θ：脆化度評価指数、θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°））
を満足する結晶粒を脆化粒と称する。そして、本発明では、脆化粒の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）が55％を超えると、管円周方向に＜１００＞方位の結晶の集積が強くなり、脆化傾向が強くなって、鋼管の母材靭性が低下する。
本発明では、cos2θを脆化度評価指数として、cos2θが
次（１）式
cos2θ ≧ 0.9 ‥‥（１）
（ここで、cos2θ：脆化度評価指数、θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°））
を満足する結晶粒を脆化粒と称する。そして、本発明では、脆化粒の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）が55％を超えると、管円周方向に＜１００＞方位の結晶の集積が強くなり、脆化傾向が強くなって、鋼管の母材靭性が低下する。
このようなことから、脆化粒の面積率Ａf（cos2θ≧0.9）を55％以下に限定した。
つぎに、本発明電縫鋼管の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する電縫鋼管を素材鋼管とし、該素材鋼管に加熱処理を施したのち熱間での縮径圧延を施す。
加熱処理は、Ａc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることが好ましい。加熱温度がＡc3変態点未満では、加熱温度が低温すぎて、その後の縮径圧延が困難となる。一方、1050℃を超えて高温となると、所望の縮径圧延終了温度を確保できず、靭性が低下する。このため、加熱処理は、Ａc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることが好ましい。
つぎに、本発明電縫鋼管の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する電縫鋼管を素材鋼管とし、該素材鋼管に加熱処理を施したのち熱間での縮径圧延を施す。
加熱処理は、Ａc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることが好ましい。加熱温度がＡc3変態点未満では、加熱温度が低温すぎて、その後の縮径圧延が困難となる。一方、1050℃を超えて高温となると、所望の縮径圧延終了温度を確保できず、靭性が低下する。このため、加熱処理は、Ａc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることが好ましい。
加熱処理を施された素材鋼管は、ついで、熱間での縮径圧延を施される。
熱間での縮径圧延は、圧延終了温度：750〜900℃、累積縮径率：30〜80％で、かつ増肉率が＋１％以上である圧延とする。
縮径圧延の圧延終了温度：750〜900℃
熱間での縮径圧延の圧延終了温度が750℃未満では、縮径圧延温度が低温となりすぎて、残留歪が大きくなり低温靭性に悪影響を及ぼすうえ、生産性が低下する。一方、圧延終了温度が900℃を超えて高温となると、表面性状が悪くなり、生産性も低下する。このようなことから、熱間での縮径圧延の圧延終了温度は750〜900℃の範囲に限定した。
熱間での縮径圧延は、圧延終了温度：750〜900℃、累積縮径率：30〜80％で、かつ増肉率が＋１％以上である圧延とする。
縮径圧延の圧延終了温度：750〜900℃
熱間での縮径圧延の圧延終了温度が750℃未満では、縮径圧延温度が低温となりすぎて、残留歪が大きくなり低温靭性に悪影響を及ぼすうえ、生産性が低下する。一方、圧延終了温度が900℃を超えて高温となると、表面性状が悪くなり、生産性も低下する。このようなことから、熱間での縮径圧延の圧延終了温度は750〜900℃の範囲に限定した。
縮径圧延の累積縮径率：30〜80％
熱間での縮径圧延の累積縮径率が30％未満では、縮径量が少なすぎて、結晶粒の微細化を達成できない。一方、累積縮径率が80％を超えて大きくなると、残留歪の増大により低温靭性が低下し、しかも生産性が低下する。このため、熱間での縮径圧延の累積縮径率は30〜80％の範囲に限定した。なお、好ましくは30〜75％である。
熱間での縮径圧延の累積縮径率が30％未満では、縮径量が少なすぎて、結晶粒の微細化を達成できない。一方、累積縮径率が80％を超えて大きくなると、残留歪の増大により低温靭性が低下し、しかも生産性が低下する。このため、熱間での縮径圧延の累積縮径率は30〜80％の範囲に限定した。なお、好ましくは30〜75％である。
増肉率：＋１％以上
なお、増肉率は次（２）式
増肉率＝（縮径圧延後の肉厚−縮径圧延前の肉厚）／（縮径圧延前の肉厚）×100（％）‥（２）
で定義される。
なお、増肉率は次（２）式
増肉率＝（縮径圧延後の肉厚−縮径圧延前の肉厚）／（縮径圧延前の肉厚）×100（％）‥（２）
で定義される。
増肉率が＋１％未満、とくに、増肉率がマイナスとなる減肉の場合には、脆化しやすい＜１００＞方位の結晶粒が集積するのを有効に防止できなくなる。このため、本発明では、熱間での縮径圧延の増肉率を＋１％以上とする。これにより、脆化しやすい方位の結晶の集積が防止され、靭性が向上する。縮径圧延の前後で増肉するような圧延を施すことにより、管円周方向に＜１１１＞方位の結晶粒の集積が強くなり、脆化しやすい＜１００＞方位の結晶粒が集積するのを防止できる。このようなことから、熱間での縮径圧延の増肉率を＋１％以上に限定した。なお、好ましくは1.5％以上である。また、30％を超えて多くなると、内面しわの発生が懸念される。
なお、熱間での縮径圧延を終了した後の冷却は、とくに限定する必要はないが、空冷、あるいはそれ以上の冷却とすることが生産性の観点から好ましい。
なお、本発明では、熱間での縮径圧延を施したのち、二次加工として、冷間での縮径加工を施してもよい。
冷間での縮径加工は、室温で、累積縮径率：1〜30％とし、増肉率が＋１％以上である加工とする。
なお、本発明では、熱間での縮径圧延を施したのち、二次加工として、冷間での縮径加工を施してもよい。
冷間での縮径加工は、室温で、累積縮径率：1〜30％とし、増肉率が＋１％以上である加工とする。
冷間での縮径加工の累積縮径率：1〜30％
冷間での縮径加工の累積縮径率が1％未満では、縮径量が少なすぎて、所望の集合組織を形成できなくなる。一方、累積縮径率が30％を超えて大きくなると、加工歪の増加により靭性の低下が大きくなり、後熱処理を必要とする。このため、冷間での縮径加工の累積縮径率は1〜30％の範囲に限定した。なお、好ましくは1〜20％である。
冷間での縮径加工の累積縮径率が1％未満では、縮径量が少なすぎて、所望の集合組織を形成できなくなる。一方、累積縮径率が30％を超えて大きくなると、加工歪の増加により靭性の低下が大きくなり、後熱処理を必要とする。このため、冷間での縮径加工の累積縮径率は1〜30％の範囲に限定した。なお、好ましくは1〜20％である。
冷間での縮径加工の増肉率：＋１％以上
増肉率は、次（３）式
増肉率＝（冷間縮径加工後の肉厚−冷間縮径加工前の肉厚）／（冷間縮径加工前の肉厚）×100（％）‥（３）
で定義される。
増肉率は、次（３）式
増肉率＝（冷間縮径加工後の肉厚−冷間縮径加工前の肉厚）／（冷間縮径加工前の肉厚）×100（％）‥（３）
で定義される。
増肉率が＋１％未満、とくに、増肉率がマイナスとなる減肉の場合には、脆化しやすい＜１００＞方位の結晶粒が集積するのを有効に防止できなくなる。このため、本発明では、冷間での縮径圧延の増肉率を＋１％以上とする。これにより、脆化しやすい＜１００＞方位の結晶の集積が防止され、靭性が向上する。縮径加工の前後で増肉するような加工を施すことにより、管円周方向に＜１１１＞方位の結晶粒の集積が強くなり、脆化しやすい＜１００＞方位の結晶粒が集積するのを防止できる。このようなことから、冷間での縮径加工の増肉率を＋１％以上に限定した。なお、好ましくは2％以上である。なお、冷間での縮径加工としては引抜き加工、鍛造加工、スウェージ加工が例示できる。
以下、実施例に基づいてさらに本発明について説明する。
表３に示す組成を有する熱延鋼板（板厚：4mm）を連続してロール成形し、ほぼ断面円形状に加工し、鋼板幅方向端部同士を抵抗溶接で電縫溶接し、直径146mmφの電縫鋼管とした。得られた電縫鋼管を表４に示す条件で加熱し、表４に示す累積縮径率、増肉率、および圧延終了温度の条件で熱間での縮径圧延を施し、室温まで空冷した。一部では二次加工として、室温で表４に示す累積縮径率、増肉率の条件で冷間の縮径加工を施した。なお、縮径加工では、摩擦係数μが0.12のプレス工作油を用いた。
得られた電縫鋼管について、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた電縫鋼管から、管周方向断面が観察面となるように組織観察用試験片を採取した。採取した試験片を、研磨、腐食（ナイタール液腐食）し組織を現出したのち、結晶方位解析装置（TSL社製）を搭載した走査型電子顕微鏡を使用して金属組織を観察した。なお、集合組織の解析には、結晶方位解析ソフト（TSL社製：OIM Data Analysis）を用いた。
（１）組織観察
得られた電縫鋼管から、管周方向断面が観察面となるように組織観察用試験片を採取した。採取した試験片を、研磨、腐食（ナイタール液腐食）し組織を現出したのち、結晶方位解析装置（TSL社製）を搭載した走査型電子顕微鏡を使用して金属組織を観察した。なお、集合組織の解析には、結晶方位解析ソフト（TSL社製：OIM Data Analysis）を用いた。
得られた金属組織について、EBSD（Electron Back Scatter Diffraction）法で結晶方位をマッピングし、結晶方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒を特定し、それら結晶粒の平均粒径およびそれら結晶粒のうちの最大粒径を求めた。また、各結晶粒について、管円周方向と＜１００＞方位とのなす角度θを求め、cos2θを算出し、cos2θが0.9以上となる結晶粒である脆化粒の面積率Ａfを算出した。
（２）衝撃試験
得られた電縫鋼管から、管周方向が試験片長手方向に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度vＴrsを求め、靭性を評価した。なお、鋼管から、管周方向が試験片長手方向に一致するようにリング状の試験片を切り出し、プレスして平坦化したのち、両面を均等に研削しシャルピー衝撃試験片（板厚：2.5mm）とした。
（２）衝撃試験
得られた電縫鋼管から、管周方向が試験片長手方向に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度vＴrsを求め、靭性を評価した。なお、鋼管から、管周方向が試験片長手方向に一致するようにリング状の試験片を切り出し、プレスして平坦化したのち、両面を均等に研削しシャルピー衝撃試験片（板厚：2.5mm）とした。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、破面遷移温度vＴrsが−40℃以下となる低温靭性に優れた電縫鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の低温靭性を確保できていない。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.50％、 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.01〜2.0％、 Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.001〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ
隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下であり、脆化度評価指数cos２θが下記（１）式を満足する結晶粒の面積率が55％以下である組織を有し、低温靭性に優れることを特徴とする電縫鋼管。
記
cos２θ ≧ 0.9 ‥‥（１）
ここで、cos２θ：脆化度評価指数、
θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選らばれた１群または２群を含有することを特徴とする請求項１に記載の電縫鋼管。
記
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種 - 素材鋼管に、加熱処理を施したのち縮径圧延を施す電縫鋼管の製造方法であって、
前記素材鋼管を、質量％で、
Ｃ：0.10〜0.50％、 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.01〜2.0％、 Ｐ：0.001〜0.10％、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.001〜0.1％、
Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する電縫鋼管とし、
前記縮径圧延を、圧延終了温度：750〜900℃、累積縮径率：30〜80％で、かつ下記（２）式で定義される増肉率が＋１％以上である圧延として、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が50μm以下であり、結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度θのcos２θで定義される脆化度評価指数cos２θが下記（１）式を満足する結晶粒の面積率が55％以下である組織を有する鋼管とすることを特徴とする低温靭性に優れた電縫鋼管の製造方法。
記
cos２θ ≧ 0.9 ‥‥（１）
ここで、cos２θ：脆化度評価指数、
θ：結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度（°）
増肉率＝（縮径圧延後の肉厚−縮径圧延前の肉厚）／（縮径圧延前の肉厚）×100（％）‥（２） - 前記加熱処理を、前記素材鋼管にＡc3変態点〜1050℃の温度に加熱し、均熱する処理とすることを特徴とする請求項３に記載の電縫鋼管の製造方法。
- 前記縮径圧延を施した後に、さらに二次加工として、冷間での縮径加工を施すことを特徴とする請求項３または４に記載の電縫鋼管の製造方法。
- 前記冷間での縮径加工が、室温で、累積縮径率：1〜30％で、かつ下記（３）式で定義される増肉率が＋１％以上である加工とすることを特徴とする請求項５に記載の電縫鋼管の製造方法。
記
増肉率＝（冷間縮径加工後の肉厚−冷間縮径加工前の肉厚）／（冷間縮径加工前の肉厚）×100（％）‥（３） - 前記素材鋼管が前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選らばれた１群または２群を含有することを特徴とする請求項３ないし６のいずれかに記載の電縫鋼管の製造方法。
記
Ａ群：Cr：１％以下、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちの１種または２種
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|---|---|---|---|
| JP2012146396A JP5915413B2 (ja) | 2012-06-29 | 2012-06-29 | 低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法 |
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