(57)【要約】      （修正有）【課題】成形性と、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れた薄肉高強度溶接鋼管を提供する。【解決手段】Ｃ：0.08〜0.24％、Si：0.001〜1.5％、Mn：0.8〜2.8％、Al：0.01〜0.08％を含有し、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏを所定値以下に調整した組成を有する鋼素材を加熱し、仕上圧延終了温度をＡr3変態点以上とする熱間圧延を施し、ついで巻取温度：650〜500℃で巻取り熱延鋼帯とし、ついで圧下率41〜76％の冷間圧延と、連続焼鈍炉で750〜950℃に加熱均熱したのち、平均冷却速度：81〜500℃／ｓでＭs変態点以下の温度まで冷却する焼鈍処理を施し、ついで（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）で焼戻し処理を施す。【選択図】図３
2010242164.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材に熱延工程、冷延工程および焼鈍工程を順次施して鋼管素材としたのち、該鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とする鋼管の製造方法において、
前記鋼素材が、質量％で、
Ｃ：0.08〜0.24％、                    Si：0.001〜1.5％、
Mn：0.8〜2.8％、                     Al：0.01〜0.08％、
Ｐ：0.029％以下、                    Ｓ：0.020％以下、
Ｎ：0.0100％以下、                   〇：0.005％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鋼素材であり、
前記熱延工程が、前記鋼素材を1150〜1350℃に加熱した後、仕上圧延終了温度をＡr3変態点以上とする熱間圧延を施し、ついで巻取温度：650〜500℃で巻取り熱延鋼帯とする工程であり、
前記冷延工程が、前記熱延鋼帯に酸洗処理を施した後、圧下率：41〜76％の冷間圧延を施し冷延鋼帯とする工程であり、
前記焼鈍工程が、前記冷延鋼帯を連続焼鈍炉で750〜950℃に加熱均熱したのち、平均冷却速度：81〜500℃／ｓでＭs変態点以下の温度まで冷却する焼鈍処理を施し、ついで（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）の範囲の温度で焼戻処理を施す工程であり、
前記溶接鋼管が、降伏強さが615MPa以上で、成形性に優れ、かつ断面成形後の耐ねじり疲労特性に優れる薄肉高強度溶接鋼管であることを特徴とする鋼管の製造方法。
【請求項２】
前記電縫造管工程が、下記（１）式で定義される幅絞り率を10％以下として、前記鋼管素材を連続的にロール成形し電縫溶接して製品である溶接鋼管とする工程であることを特徴とする請求項１に記載の鋼管の製造方法。
記
幅絞り率（％）=［（鋼管素材の幅）−π｛（製品外径）−（製品肉厚）｝］／π｛（製品外径）−（製品肉厚）｝×100  ……（１）
【請求項３】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.08％、Ti：0.001〜0.12％、Ｖ：0.001〜0.08％、Ｗ：0.001〜0.08％、Mo：0.001〜0.49％、Cr：0.001〜0.49％、Cu：0.001〜0.19％、Ni：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼管の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.08〜0.24％、                    Si：0.001〜1.5％、
Mn：0.8〜2.8％、                     Al：0.01〜0.08％、
Ｐ：0.029％以下、                    Ｓ：0.020％以下、
Ｎ：0.0100％以下、                   〇：0.005％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、円周方向断面のマルテンサイト平均粒径が２〜14μｍである焼戻マルテンサイト相を面積率で21〜100％含み、残部がフェライト相（面積率で０％である場合を含む）からなる組織と、を有し、かつ管内外面の表面粗さが算術平均粗さＲaで1.0μm以下、最大高さ粗さＲzで15μm以下、十点平均粗さＲzjisで10μm以下であり、降伏強さが615MPa以上で、成形性に優れ、かつ断面成形後の耐ねじり疲労特性に優れることを特徴とする薄肉高強度溶接鋼管。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.08％、Ti：0.001〜0.12％、Ｖ：0.001〜0.08％、Ｗ：0.001〜0.08％、Mo：0.001〜0.49％、Cr：0.001〜0.49％、Cu：0.001〜0.19％、Ni：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする請求項４に記載の薄肉高強度溶接鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度で、優れた成形性と優れた耐疲労特性とが要求される、トーションビーム、アクスルビーム、トレーリングアーム、サスペンションアーム等の自動車構造部材用として好適な、高強度溶接鋼管に係り、とくにトーションビーム用として、成形性および断面成形後の耐ねじり疲労特性の改善に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が強く求められている。そのため、自動車等の車体の徹底した軽量化が指向されている。自動車等の構造部材についても例外ではなく、軽量化と安全性との両立を図るために、一部の構造部材では、高強度化された電縫鋼管が採用されつつある。従来では、素材（電縫鋼管）を所定の形状に成形した後、焼入れ処理等の調質処理を施して、部材の高強度化が図られていた。しかし、調質処理を採用することは工程が複雑になり、部材の製造期間が長期化するうえ、部材製造コストの高騰を招くという問題がある。
【０００３】
このような問題に対し、例えば特許文献１には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量に調整したうえ、Ｂ：0.0003〜0.003％を含み、さらにMo、Ti、Nb、Ｖのうちの1種以上を含有する組成の鋼素材に、950℃以下Ａr３変態点以上で仕上圧延を終了し、250℃以下で巻取る熱間圧延を施し管用鋼帯とし、該管用鋼帯を造管して電縫鋼管としたのち、500〜650℃で時効処理を施す、電縫鋼管の製造方法が記載されている。この技術によれば、Bの変態組織強化とMo,Ti,Nb等の析出硬化により、調質処理を施すことなく、1000MPaを超える超高張力鋼管を得ることができるとしている。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ：0.18〜0.28％、Si：0.10〜0.50％、Mn：0.60〜1.80％を含み、Ｐ、Ｓを適正範囲に調整したうえ、Ti：0.020〜0.050％、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有し、さらにCr、MoおよびNbのうちの1種以上を含有する組成の鋼板を用いて製造した電縫鋼管に850〜950℃でノルマ処理を施し、さらに、焼入れ処理を施す、電縫鋼管の製造方法が記載されている。この技術によれば、1470N/mm２以上の高強度と、10〜18％程度の延性を有する電縫鋼管が得られ、自動車のドアインパクトビーム用及びスタビライザー用として好適であるとしている。
【０００５】
また、特許文献３には、Ｃ：0.08〜0.24％、Si：0.002〜0.35％、Mn：1.01〜1.70％、Al：0.01〜0.08％、Nb：0.017〜0.15％、Mo：0.045〜0.45％、を含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、〇を所定値以下に調整して含む鋼素材に、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理とを施し、660〜510℃の巻取温度で巻取る熱延工程を施して得られる熱延鋼帯に、幅絞り率：10％以下のロール成形と電縫溶接を行う電縫造管工程を施して溶接鋼管とする、自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法が記載されている。この技術によれば、引張強さが660MPa以上の高強度で、成形性、低温靭性と、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性に優れた溶接鋼管が得られるとしている。
【０００６】
また、特許文献４には、所定の化学成分を有し、ベイナイト相およびマルテンサイト相の体積率が70％以上である熱延鋼板に冷間圧延を施し、連続焼鈍を施された冷延鋼板を用いて高強度鋼管とする加工性に優れた高強度鋼管の製造方法が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第2588648号公報
【特許文献２】特許第2814882号公報
【特許文献３】特開2008−163409号公報
【特許文献４】特開2004−225132号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１に記載された技術で製造された電縫鋼管は、伸びElが14％以下と低延性であるため成形性に劣り、プレス成形あるいはハイドロフォーム成形を伴うトーションビーム、アクスルビーム、トレーリングアーム、サスペンションアーム等の自動車構造部材用としては不適であるという問題があった。
一方、特許文献２に記載された技術で製造された電縫鋼管は、伸びElが高々18％であり、曲げ加工により成形されるスタビライザー用としては好適であるが、プレス成形あるいはハイドロフォーム成形を伴う部材用としては、延性が不足し、プレス成形あるいはハイドロフォーム成形を伴うトーションビーム、アクスルビーム等の自動車構造部材用としては不適であるという問題があった。また、特許文献２に記載された技術では、ノルマ処理および焼入れ処理を必要とし、工程が複雑であり、寸法精度、経済性という観点からも問題を残していた。
【０００９】
また、特許文献３に記載された技術で製造された溶接鋼管は、熱延鋼帯を使用しているため肉厚が厚く、更なる部材の軽量化には対応できないという問題があった。さらに特許文献３に記載された技術では、さらに断面成形加工性に応力除去焼鈍を必要としており、経済性という観点から問題を残していた。
また、特許文献４に記載された技術で製造された溶接鋼管は、成形性に優れるものの、降伏比ＹＲが70％未満と低く、所望の断面成形加工後の耐ねじり疲労特性が得られないという問題があった。
【００１０】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、調質処理を施すことのない非調質型で、更なる部材の軽量化に寄与でき、とくに、トーションビーム、アクスルビーム、トレーリングアーム、サスペンションアームなどの、自動車構造部材用として好適な、成形性と、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れた薄肉高強度溶接鋼管を得る、鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さ615MPa以上好ましくは1350MPa以下の高強度を有する場合をいうものとする。また、ここでいう「薄肉」とは、内厚29mm以下の場合をいうものとする。なお、本発明でいう、「成形性に優れた」とは、JIS Z 2201の規定に準拠したJIS 12号試験片を用い、JIS Z 2241の規定に準拠して行った引張試験での伸びElが12％以上（JIS 11号試験片では18％以上）を示す場合をいうものとする。また、本発明でいう「断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れた」とは、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定してねじり疲労試験を、1Hz、両振りの条件で行い5×10４繰返し疲れ限度σＢを求め、得られた5×10４繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、（σＢ／TS）が0.60以上である場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、まず、部材の更なる軽量化のため、板厚の薄い冷延鋼板を鋼管素材として使用することを思い付いた。そして、強度、成形性、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性といった相反する特性を高度なレベルで両立させるため、これら特性に影響する各種要因、とくに鋼管の組成、製造条件について系統的な検討を鋭意実施した。
その結果、使用する鋼素材をＣ、Si、Mn、Alを適正範囲内に調整して含有し、さらに不純物であるＰ、Ｓ、Ｎを所定値以下に低減した組成の鋼素材とすること、および、適正条件の熱間圧延と冷間圧延とを施された鋼板（冷延板）にさらに、二相温度域加熱と急冷を組み合わせた焼鈍処理を施しさらに焼戻処理を施して、微細な焼戻マルテンサイト相を主体とする組織を有する冷延鋼帯として、該冷延鋼帯を鋼管素材として電縫造管して溶接鋼管とすること、を組み合わせることにより、管内外面の表面の粗さが細かく、滑らかとなるため耐ねじり疲労特性に優れるとともに、成形性に優れ、降伏強さが615MPa以上である薄肉の高強度溶接鋼管とすることができることを見出した。
【００１３】
本発明は、このような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであり、その要旨はつぎのとおりである。
（１）鋼素材に熱延工程、冷延工程および焼鈍工程を順次施して鋼管素材としたのち、該鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とする鋼管の製造方法において、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ：0.08〜0.24％、Si：0.001〜1.5％、Mn：0.8〜2.8％、Al：0.01〜0.08％、Ｐ：0.029％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0100％以下、〇：0.005％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鋼素材であり、前記熱延工程が、前記鋼素材を1150〜1350℃に加熱した後、仕上圧延終了温度をＡr3変態点以上とする熱間圧延を施し、ついで巻取温度：650〜500℃で巻取り熱延鋼帯とする工程であり、前記冷延工程が、前記熱延鋼帯に酸洗処理を施した後、圧下率：41〜76％の冷間圧延を施し冷延鋼帯とする工程であり、前記焼鈍工程が、前記冷延鋼帯を連続焼鈍炉で750〜950℃に加熱均熱したのち、平均冷却速度：81〜500℃／ｓでＭs変態点以下の温度まで冷却する焼鈍処理を施し、ついで（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）の範囲の温度で焼戻処理を施す工程であり、前記溶接鋼管が、降伏強さが615MPa以上で、成形性に優れ、かつ断面成形後の耐ねじり疲労特性に優れる薄肉高強度溶接鋼管であることを特徴とする鋼管の製造方法。
（２）（１）において、前記電縫造管工程が、次（１）式
幅絞り率（％）=［（鋼管素材の幅）−π｛（製品外径）−（製品肉厚）｝］／π｛（製品外径）−（製品肉厚）｝×100  ……（１）
で定義される幅絞り率を10％以下として、前記鋼管素材を連続的にロール成形し電縫溶接して製品である溶接鋼管とする工程であることを特徴とする鋼管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.08％、Ti：0.001〜0.12％、Ｖ：0.001〜0.08％、Ｗ：0.001〜0.08％、Mo：0.001〜0.49％、Cr：0.001〜0.49％、Cu：0.001〜0.19％、Ni：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする鋼管の製造方法。
（４）質量％で、Ｃ：0.08〜0.24％、Si：0.001〜1.5％、Mn：0.8〜2.8％、Al：0.01〜0.08％、Ｐ：0.029％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.0100％以下、〇：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、円周方向断面のマルテンサイト平均粒径が２〜14μｍである焼戻マルテンサイト相を面積率で21〜100％含み、残部がフェライト相（面積率で０％である場合を含む）からなる組織と、を有し、かつ管内外面の表面粗さが算術平均粗さＲaで1.0μm以下、最大高さ粗さＲzで15μm以下、十点平均粗さＲzJISで10μm以下であり、降伏強さが615MPa以上で、成形性に優れ、かつ断面成形後の耐ねじり疲労特性に優れることを特徴とする薄肉高強度溶接鋼管。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.08％、Ti：0.001〜0.12％、Ｖ：0.001〜0.08％、Ｗ：0.001〜0.08％、Mo：0.001〜0.49％、Cr：0.001〜0.49％、Cu：0.001〜0.19％、Ni：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする薄肉高強度溶接鋼管。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、615MPa以上好ましくは1350MPa以下の降伏強さを有し、優れた成形性と優れた断面成形加工後の耐ねじり疲労特性とを兼備する薄肉高強度溶接鋼管を容易に、しかも調質処理を施すことなく安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、自動車構造部材の更なる軽量化や、更なる特性向上に顕著に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】断面成形加工後のねじり疲労試験に用いる試験材の断面成形加工状態を模式的に示す説明図である。
【図２】断面成形加工後の５×104繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比（σB/TS）と、鋼管内外面の表面粗さＲzJISと、の関係を示すグラフである。
【図３】断面成形加工後の５×104繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比（σB/TS）と焼戻処理温度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明は、鋼素材に熱延工程、冷延工程および焼鈍工程を順次施して鋼管素材としたのち、該鋼管素材に、電縫造管工程を施して高強度溶接鋼管とする鋼管の製造方法である。まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらないかぎり、組成における質量％は単に％で示す。
Ｃ：0.08〜0.24％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の鋼管強度を確保し、所望の耐ねじり疲労特性を向上させるうえで必須の元素であり、本発明では、0.08％以上の含有を必要とする。Ｃが0.08％未満の含有では、所望の静的強度、耐ねじり疲労特性の向上が得られない。一方、0.24％を超える含有は、鋼管の延性を低下させるとともに、低温靭性が低下する。このため、Ｃは0.08〜0.24％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.09〜0.20％である。
【００１７】
Si：0.001〜1.5％
Siは、所望の組織と優れた成形性を確保するために必須の元素であり、本発明では、0.001％以上の含有を必要とする。Siが0.001％未満の含有では所望の成形性を確保できない。一方、1.5％を超える多量の含有は、鋼板の表面性状、電縫溶接性を低下させる。このため、Siは0.001〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.15〜1.4％である。
【００１８】
Mn：0.8〜2.8％
Mnは、鋼の強度増加に寄与するとともに、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を増大させる働きを有する元素である。このような効果を得るためには0.8％以上の含有を必要とする。一方、2.8％を超える含有は、鋼板の表面性状、電縫溶接性を低下させる。このため、Mnは0.8〜2.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.20〜1.95％である。
【００１９】
Al：0.01〜0.08％
Alは、製鋼時の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合し熱延工程でのオーステナイト粒の成長を抑制し、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。所望のマルテンサイト平均粒径（２〜14μｍ）を確保するためには、0.01％以上のAl含有を必要とする。0.01％未満の含有ではこれらの効果が得られず、マルテンサイト粒が粗大化する。一方、0.08％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなるうえ、酸化物系介在物の増加により耐疲労特性が低下する。このためにAlは0.01〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.06％である。
【００２０】
Ｐ：0.029％以下
Ｐは、Mnとの凝固共偏析を介し、成形性、低温靭性を低下させるとともに、電縫溶接性を低下させる悪影響を有する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.029％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐは0.029％以下に限定した。
【００２１】
Ｓ：0.020％以下
Ｓは、鋼中ではMnS等の硫化物系介在物として存在し、成形時の微細割れ、疲労亀裂起点として作用し、成形性、耐疲労特性を低下させる悪影響を有する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.020％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｓは0.020％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下である。
【００２２】
Ｎ：0.0100％以下
Ｎは、鋼中に固溶Ｎとして残存すると、鋼管の成形性、低温靭性を低下させる悪影響を有する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.0100％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｎは0.0100％以下に限定した。なお、好ましくは0.0049％以下である。
【００２３】
〇：0.005％以下
Ｏは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼の耐疲労特性、低温靭性を低下させる悪影響を有する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.005％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｏは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下である。
【００２４】
上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Nb：0.001〜0.08％、Ti：0.001〜0.12％、Ｖ：0.001〜0.08％、Ｗ：0.001〜0.08％、Mo：0.001〜0.49％、Cr：0.001〜0.49％、Cu：0.001〜0.19％、Ni：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成としてもよい。
【００２５】
Nb：0.001〜0.08％、Ti：0.001〜0.12％、Ｖ：0.001〜0.08％、Ｗ：0.001〜0.08％、Mo：0.001〜0.49％、Cr：0.001〜0.49％、Cu：0.001〜0.19％、Ni：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ti、Ｖ、Ｗ、Mo、Cr、Cu、Ni、Ｂはいずれも、強度を増加させる作用を有するとともに、Mnの耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きを有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
【００２６】
Nbは、鋼中ではＣと結合し、炭化物として析出し強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の表面近傍の硬さを確保して、Mnの耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きを有する。またさらに、析出したNb炭化物が、熱延工程、冷延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、所望の平均粒径（２〜14μｍ）を有する微細マルテンサイト相の確保に寄与する。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、析出炭化物量が増加し過ぎて、強度が著しく上昇し、延性が著しく低下する。このため含有する場合には、Nbは0.001〜0.08％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.049％である。
【００２７】
Tiは、鋼中ではＮと結合し固溶Ｎを低減し、成形性の向上に寄与するとともに、余剰のTiが炭化物として析出し、鋼の強度を増加させて、所望の表面近傍の硬さを確保して、Mnの耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きを有する。またさらに、析出したTi炭化物が、熱延工程、冷延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、所望の平均粒径（２〜14μｍ）を有する微細マルテンサイト相の確保に寄与する。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.12％を超える含有は、析出炭化物量が増加し過ぎて、強度が著しく上昇し、延性が著しく低下する。このため含有する場合には、Tiは0.001〜0.12％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010〜0.080％である。
【００２８】
Ｖは、鋼中ではＣと結合し、炭化物として析出し鋼の強度を増加させて、所望の表面近傍の硬さを確保し、Mnの耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きがある。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、成形性や低温靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは0.001〜0.08％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.06％以下である。
【００２９】
Ｗは、Ｖと同様に、鋼中ではＣと結合し、炭化物として析出し鋼の強度を増加させて、所望の表面近傍の硬さを確保し、Mnの耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きがある。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.08％を超える含有は、成形性や低温靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｗは0.001〜0.08％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.06％以下である。
【００３０】
Moは、Nbと同様、鋼中では炭化物として析出して、鋼の強度を増加させる作用を有し、Mnの耐疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.49％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.001〜0.49％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.044％である。
【００３１】
Crは、上記したようなMnの耐疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。また、Crは、表層近傍の析出物粗大化の抑制や、微細マルテンサイト相の確保に寄与する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.49％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.001〜0.49％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.044％である。
【００３２】
Cuは、上記したようなMnの耐疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。また、Cuは、鋼の耐食性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.19％を超える含有は、成形性を低下させ、熱間割れを助長する。このため、含有する場合には、Cuは0.001〜0.19％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.17％である。
【００３３】
Niは、Cuと同様に、Mnの耐疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。また、Niは、鋼の耐食性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Niは0.001〜0.45％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.20％である。
【００３４】
Ｂは、少量の含有で鋼の焼入れ性向上に寄与する元素であり、焼入れ性向上を介して強度を増加させ、Mnの耐疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有する。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有することが望ましいが、0.0030％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0001〜0.0030％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0003〜0.0020％である。
【００３５】
Ca：0.0001〜0.005％
Caは、展伸した介在物（MnS）を粒状の介在物（Ca（Al）S（Ｏ））とする、いわゆる介在物の形態を制御する作用を有し、この介在物の形態制御を介して、成形時の微細割れや疲労亀裂の発生を抑制し、成形性、耐疲労特性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で顕著となるが、0.005％を超える含有は、非金属介在物が増加しかえって耐疲労特性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。
【００３６】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明では、まず、上記した組成を有する鋼素材に熱延工程、冷延工程および焼鈍工程を順次施して鋼管素材（冷延鋼帯）とする。
鋼素材の製造方法はとくに限定されない。通常公知の鋼素材の製造方法がいずれも適用可能であるが、上記した組成の溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００３７】
本発明における熱延工程は、上記した組成の鋼素材を1150〜1350℃に加熱した後、仕上圧延終了温度をＡr3変態点以上とする熱間圧延を施し、ついで巻取温度：650〜500℃で巻取り熱延鋼帯とする工程とする。
鋼素材の加熱温度：1150〜1350℃
鋼素材の加熱温度は、オーステナイト粒径を介して、製品（溶接鋼管）のマルテンサイト平均粒径に影響を及ぼす。ここでいう「マルテンサイト平均粒径」とは、同一結晶方位を有するマルテンサイトパケットの平均寸法をいい、相対傾角が15°以上である場合をパケット境界とする。
【００３８】
鋼素材の加熱温度が1150℃未満では、加熱温度が低すぎて、マルテンサイト平均粒径が２μm未満と小さくなりすぎて、伸びが低下し、また、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。一方、加熱温度が1350℃を超える高温では、マルテンサイト平均粒径が14μmを超えて粗大化し、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。このようなことから、鋼素材の加熱温度は1150〜1350℃に限定した。なお、好ましくは1200〜1300℃である。
【００３９】
上記した範囲の温度に加熱された鋼素材は、ついで熱間圧延を施される。熱間圧延は、通常の粗圧延、仕上圧延からなる圧延とする。粗圧延の条件は、所定寸法のシートバーとすることができればよく、とくに限定されない。仕上圧延は、圧延終了温度（仕上圧延終了温度）がＡr3変態点以上となる圧延とする。
仕上圧延終了温度：Ａr3変態点以上
仕上圧延終了温度がＡr3変態点未満では、熱間変形抵抗が急激に増加するため、鋼板の表面性状が低下し、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。
【００４０】
なお、Ａr3変態点は、本発明範囲内の組成であれば概ね800℃程度であるが、詳しくは表面に展伸した粗大な組織が形成されない場合をＡr3変態点以上とする。
巻取温度：650〜500℃
熱間圧延後の巻取温度は、冷延工程、焼鈍工程後の焼戻マルテンサイト相の粒径、鋼管素材の表面性状を決定する重要なパラメータである。巻取温度が500℃未満では、焼戻マルテンサイト相の平均粒径が２μm未満と小さくなりすぎて、疲労亀裂が平面的に進展し、閉口効果による亀裂伝播抵抗が低下して疲労強度（耐疲労特性）が低下する。一方、650℃を超えて高温となると、焼戻マルテンサイト相の平均粒径が14μmを超えて粗大化し、鋼管素材の表面粗さが、算術平均粗さＲaで1.0μmを超え、最大高さ粗さＲzで15μmを超え、十点平均粗さＲzJISで10μmを超えて、粗くなり、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。このため、熱間圧延後の巻取温度は、650〜500℃の範囲に限定した。
【００４１】
また、冷延工程は、上記した熱延工程で得られた熱延鋼帯に、酸洗処理を施した後、圧下率：41〜76％の冷間圧延を施し冷延鋼帯とする工程とする。
冷延圧下率：41〜76％
冷間圧延の圧下率（冷延圧下率）は、焼鈍工程後の焼戻マルテンサイト相の粒径を決定する重要な製造パラメータである。冷延圧下率が41％未満では、焼戻マルテンサイト相の平均粒径が14μmを超えて粗大化し、一方、冷延圧下率が76％超えると、焼戻マルテンサイト相の平均粒径が２μm未満と小さくなりすぎて、いずれも所望の耐疲労特性を確保できなくなる。このため、冷延圧下率は41〜76％の範囲に限定した。なお、好ましくは43〜59％である。
【００４２】
また、焼鈍工程は、上記した冷延工程で得られた冷延鋼帯を連続焼鈍炉で750〜950℃に加熱均熱したのち、表面温度制御で、平均冷却速度：81〜500℃／ｓで、冷却停止温度：Ｍs変態点以下の温度まで冷却する焼鈍処理を施し、ついで（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）の範囲の温度で好ましくは２ｓ以上保持する焼戻処理を施す工程とする。
【００４３】
焼鈍処理の加熱温度：750〜950℃
焼鈍処理の加熱温度は、焼戻マルテンサイト相の組織分率、平均粒径を決定する重要な製造パラメータである。加熱温度が750℃未満では、焼戻マルテンサイト相の組織分率が面積率で20％未満となり、一方、950℃を超えると、焼戻マルテンサイト相の平均粒径が14μmを超え、いずれも所望の耐疲労特性を確保できなくなる。このため、焼鈍処理の加熱温度は750〜950℃の範囲の温度に限定した。なお、該加熱温度での保持時間は、セメンタイトのオーステナイトへの再固溶を十分に行わせるため、10ｓ以上とすることが好ましい。
【００４４】
平均冷却速度：81〜500℃／ｓ
焼鈍処理の加熱温度からの冷却が、平均冷却速度で81℃／ｓ未満では、焼戻マルテンサイト相の組織分率が面積率で20％未満となり、所望の鋼管強度、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。一方、加熱温度からの冷却が、平均冷却速度で500℃／ｓを超えると、焼入れ歪により。鋼管素材（鋼帯）の形状が不安定となり、鋼管素材（鋼帯）の表面粗さが、算術平均粗さＲaで1.0μmを超え、最大高さ粗さＲzで15μmを超え、十点平均粗さＲzJISで10μmを超えて、粗くなり、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。このため、焼鈍処理の加熱温度からの冷却を、平均冷却速度：81〜500℃／ｓの冷却とした。ここでいう「平均冷却速度」は、表面温度で、（加熱温度−100℃）〜（Ｍｓ−150℃）間の平均の冷却速度とする。なお、Ｍs変態点は下記式を用いて算出される値を用いるものとする。
【００４５】
Ｍs（℃）＝561−474Ｃ−33Mn−17Ni−17Cr−21Mo
（ここで、Ｃ、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％））
冷却停止温度：Ｍs変態点以下
上記した冷却は、Ｍs変態点以下の温度まで行う。冷却がＭs変態点超の温度で停止されると、所望の焼戻マルテンサイト相の組織分率を確保することができなくなり、所望の鋼管強度、および耐疲労特性を得ることができなくなる。
【００４６】
本発明では、上記した焼鈍処理後、さらに焼戻処理を施す。
焼戻処理温度：（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）
焼戻処理温度は、耐疲労特性に影響する、焼戻マルテンサイト中の微細セメンタイトの析出状態を決定する重要な製造パラメータである。焼戻処理温度が（Ｍs変態点−150℃）を超えて高くなると、セメンタイトが粗大化し所望の強度を確保できなくなる。一方、（Ｍs変態点−350℃）未満では、マルテンサイト変態に伴う内部応力が残存し、耐疲労特性が低下する。
【００４７】
Ｖ字状に断面成形加工後の５×10４繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比（σB/TS）と焼戻処理温度との関係を図３に示す。なお、断面成形加工後の耐疲労特性は、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定してねじり疲労試験を、1Hz、両振りの条件で行い5×10４繰返し疲れ限度σＢを求め、得られた5×10４繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、（σＢ／TS）により評価するものとする。
【００４８】
図３から、焼戻処理温度が（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）の範囲で、σB/TSが0.60以上となり、断面成形加工後の優れた耐疲労特性を保持できることがわかる。
このようなことから、焼戻処理温度は（Ｍs変態点−150℃）〜（Ｍs変態点−350℃）の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは（Ｍs変態点−220℃）〜（Ｍs変態点−320℃）である。焼戻処理温度における保持時間は、セメンタイトの十分な析出時間を確保する観点から、２ｓ以上とすることが好ましい。
【００４９】
なお、焼戻処理は、焼鈍処理の冷却時に、Ｍs変態点以下の温度に到達したのち、室温まで放冷される間に、上記した焼戻処理温度、保持時間を満足することができれば、自己焼戻が可能となる。このような場合には、独立した焼戻処理を行う必要はなくなる。
本発明では、上記した製造工程で得られた鋼管素材にさらに、電縫造管工程を施して溶接鋼管とする。鋼管素材は、上記した製造工程のままとしてもよいが、塗膜密着性の観点から、亜鉛めっき、アルミめっき、ニッケルめっき、有機皮膜処理等の表面処理を施すこともできる。次に、好ましい電縫造管工程について説明する。
【００５０】
電縫造管工程は、上記した鋼管素材を連続的にロール成形し電縫溶接して溶接鋼管とする工程とする。電縫造管工程では、幅絞り率：10％以下（０％を含む）の電縫造管を施すことが好ましい。幅絞り率は所望の成形性を確保するための重要な要因であり、幅絞り率が10％を超えると造管に伴う成形性の低下が顕著となり、所望の成形性が確保できなくなる。このため、幅絞り率は10％以下（0％を含む）とすることが好ましい。なお、より好ましくは1％以上である。なお、幅絞り率（％）は、次（１）式
幅絞り率（％）＝［（鋼管素材の幅）−π{（製品鋼管外径）−（製品鋼管肉厚）}］／π{（製品鋼管外径）−（製品鋼管肉厚）}×（100％）………（１）
で定義される値とする。
【００５１】
なお、電縫造管工程に代えて、ロールフオーミング、切板のプレス閉断面化、造管後の冷間・温間・熱間での縮径圧延および熱処理等を組み合わせた造管工程としてもよい、さらに電縫溶接に代えて、レーザー溶接、アーク潜接、プラズマ溶接などを用いても何ら問題はない。
つぎに、上記した製造方法で得られる、本発明鋼管の組織について説明する。ミクロ組織は、所望の高い静的強度と、優れた成形性、断面成形加工後の優れた耐ねじり疲労特性を碓保する上で重要な要因である。
【００５２】
本発明鋼管は、上記した組成を有し、円周方向断面のマルテンサイト平均粒径が２〜14μｍである焼戻マルテンサイト相を面積率で21〜100％含み、残部がフェライト相（面積率で０％である場合を含む）からなる組織を有する。
焼戻マルテンサイト相が、面積率で21％未満では、降伏強さ615MPa以上の高い静的強度を確保できない。ここでいう「焼戻マルテンサイト相」とは、Ｍs変態点以下の温度でオーステナイトから剪断的に変態した体心立法母相中に微細なセメンタイトが析出した相をいう。また「フェライト相」とは、Ｍs変態点を超える温度で変態した相をいう。なお、フェライト相には、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含むものとする。
【００５３】
また、焼戻マルテンサイト相の平均粒径（マルテンサイト平均粒径）が２μm未満では、疲労亀裂が平面的に進展し、閉口効果による亀裂伝播抵抗が低下して疲労強度（耐疲労特性）が低下する。一方、焼戻マルテンサイト相の平均粒径が14μmを超えて大きくなると、疲労亀裂発生時の粒界への応力集中度が高くなり、初期疲労亀裂が発生しやすく疲労強度が低下する。
【００５４】
ここでいう「マルテンサイト平均粒径」とは、同一結晶方位を有するマルテンサイトパケットの平均寸法をいう。なお、相対傾角が15°以上である場合をパケット境界とする。すなわち、「マルテンサイト平均粒径」とは、相対傾角が15°未満であるマルテンサイトパケットの領域の平均大きさを言うものとする。「マルテンサイト平均粒径」は、相対傾角が15°未満であるマルテンサイトパケットの領域の面積を測定し、該面積から円相当直径として算出した値とする。
【００５５】
本発明鋼管は、上記した組成、および組織を有し、さらに管内外面が、JIS B 0601−2001の規定に準拠して、算術平均粗さＲaで1.0μm以下、最大高さ粗さＲzで15μm以下、十点平均粗さＲzJISで10μm以下となる、表面粗さを有する鋼管である。
鋼管内外面の表面粗さは、表面における微視的な応力集中に影響するため、疲労強度（耐疲労特性）に大きな影響を及ぼす。表面粗さとして十点平均粗さＲzJISを用いて、Ｖ字状に断面成形加工後の５×10４繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比（σB/TS）と表面粗さとの関係を図２に示す。なお、断面成形加工後の耐疲労特性は、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定して捻り疲労試験を、1Hz、両振りの条件で行い5×10４繰返し疲れ限度σＢを求め、得られた5×10４繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、（σＢ／TS）により評価した。
【００５６】
図２から、ＲzJISが10μm以下の場合に、σB/TSが0.60以上となり、断面成形加工後の優れた耐疲労特性を保持できることがわかる。なお、耐疲労特性向上の観点からは、管内外面の表面粗さは、十点平均粗さＲzJISで10μm以下で、かつ算術平均粗さＲaで1.0μm以下、最大高さ粗さＲzで15μm以下を満足することが必要となる。管内外面が、上記した表面粗さを外れる鋼管では、成形性が低下するとともに、断面成形加工等の加工時に応力集中部が生じ、その後の耐ねじり疲労特性が低下する。
【００５７】
また、本発明鋼管は、部材成形ままで、降伏強さ615MPa以上の高強度と、優れた耐疲労特性を有するが、さらに部材成形後に、残留応力除去焼鈍等の熱処理、あるいはショットピーニング等の表面高強度化、圧縮残留応力付与のための処理を施してもなんら問題はない。
【実施例】
【００５８】
（実施例１）
表1に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：肉厚250mm）とした。これら鋼素材を、表２に示す条件で熱間圧延を行い熱延鋼帯（板厚：5.0mm）する熱延工程と、該熱延鋼帯に酸洗処理を施したのち、表２に示す条件で冷間圧延を行い冷延鋼帯とする冷延工程と、該冷延鋼帯に表２に示す条件で連続焼鈍炉を用いた焼鈍処理とついで焼戻処理を行う焼鈍工程とを施し、鋼管素材（冷延鋼帯）とした。
【００５９】
得られた鋼管素材を、所定寸法にスリット加工し、ロールにより連続成形してオープン管とし、該オープン管を高周波抵抗溶接により電縫溶接する電縫溶接工程を施して、表２に示す寸法の溶接鋼管とした。なお、電縫造管工程では、（１）式で定義される幅絞り率を表２に示す値とした。
これら溶接鋼管から、試験片を採取し、組織観察試験、引張試験、表面粗さ試験、およびねじり疲労試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察試験
得られた溶接鋼管から、円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て、研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（3000倍）で組織を観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、焼戻マルテンサイト相、フェライト相の組織分率（面積率）、焼戻マルテンサイト相の平均粒径（マルテンサイト平均粒径）を測定した。マルテンサイト平均粒径は、まず、相対傾角が15°以上となるマルテンサイトパケット粒界を決定したのち、相対傾角が15°未満であるマルテンサイトパケットの領域の面積を測定し、該面積から円相当直径として算出した。マルテンサイトパケット粒界の決定は、結晶方位解析（ＥＢＳＰ）を用いて行った。
（２）引張試験
得られた溶接鋼管から、Ｌ方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 12号試験片を切出し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS、El）を求め、強度と成形性を評価した。
（３）表面粗さ試験
得られた溶接鋼管の内外表面の表面粗さを、触針式粗度計を用いて、JIS B 0601−2001の規定に準拠して、粗さ曲線を測定し、粗さパラメータとして、算術平均粗さRa、最大高さ粗さRz、十点平均粗さRzJISを求めた。なお、粗さ曲線の測定方向は、管の円周方向（C方向）とし、低域カットオフ値0.8mm、評価長さ4mmとした。測定位置は、内表面および外表面について、それぞれ溶接部より90°、180°、270°の各位置の総計６箇所とし、それらの平均値を代表値として採用した。
（４）ねじり疲労試験
得られた溶接鋼管から、試験材（長さ：1500mm）を採取し、該試験材の中央部約1000mmLに、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工し、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。
【００６０】
ねじり疲労試験は、1Hz、両振りの条件で行い、応力水準を種々変化させ、負荷応力Sにおける破断までの繰返し回数Nを求めた。得られたS‐N線図より5×10４繰返し疲れ限度σＢ（MPa）を求め、σＢ／TS、（ここでTSは鋼管の引張強さMPa）で耐ねじり疲労特性を評価した。なお、負荷応力は最初にダミー片でねじり試験を行い、疲労亀裂位置を確認し、その位置に3軸歪ゲージを貼付けて実測した。
【００６１】
得られた結果を表３に示す。
【００６２】
【表１】
2010242164.tif 000003
【００６３】
【表２】
2010242164.tif 000004
【００６４】
【表３】
2010242164.tif 000005
【００６５】
本発明例（鋼管No.１〜No.10）はいずれも、焼戻マルテンサイト相分率が21面積％以上で、マルテンサイト平均粒径が２〜14μmである組織を有し、降伏強さ：615MPa以上で、JIS 12号試験片での伸びElが12％以上を満足し、成形性に優れた溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、上記した組織を有しさらに管内外面で、算術平均粗さRaで1.0μm以下、最大高さ粗さＲzで15μm以下、十点平均粗さＲzJISで10μm以下となる、表面粗さを有し、断面成形加工後の、ねじり疲労試験での5×10４繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比、σB/TSが0.60以上と、優れた耐ねじり疲労特性を有する溶接鋼管となっている。
【００６６】
一方、鋼組成が本発明の範囲を外れる比較例（鋼管No.11〜32）は、組織が本発明範囲を外れ、強度または伸びが低下し、さらには管内外面の表面粗さが本発明範囲を外れ、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性が低下している。
（実施例２）
表１の鋼Ａ、Ｂ、Ｊの組成を有する鋼素材（スラブ）に、表４に示す条件の熱延工程、冷延工程、焼鈍工程を施し、鋼管素材（冷延鋼帯）とした。これらの鋼管素材を、所定の幅寸法にスリット加工したのち、連続的にロール成形してオープン管とし、該オープン管を高周波抵抗溶接により電縫溶接する電縫造管工程により表４に示す寸法の溶接鋼管とした。なお、電縫造管工程では、（１）式で定義される幅絞り率を、表４に示す値とした。
【００６７】
得られた溶接鋼管から、実施例１と同様に試験片を採取し、実施例１と同様に組織観察試験、引張試験、表面粗さ試験、ねじり疲労試験を実施した。
得られた結果を表５に示す。
【００６８】
【表４】
2010242164.tif 000006
【００６９】
【表５】
2010242164.tif 000007
【００７０】
本発明例（鋼管No.34、No.37、No.39、No.42、No.45、No.48、No.51、No.53）はいずれも、焼戻マルテンサイト相の組織分率が21面積％以上で、マルテンサイト相の平均粒径が２〜14μｍである組織を有し、降伏強さが615MPa以上で、JIS 12号試験片での伸びElが12％以上を満足する高強度で、成形性に優れた溶接鋼管となっている。さらに、本発明例はいずれも、上記した組織を有しさらに、管内外面で、算術平均粗さRaで1.0μm以下、最大高さ粗さＲzで15μm以下、十点平均粗さＲzJISで10μm以下となる、表面粗さを有し、断面成形加工後の、ねじり疲労試験での5×10４繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比、σB/TSが0.60以上と、優れた耐ねじり疲労特性を有する溶接鋼管となっている。
【００７１】
一方、鋼素材の熱延工程の条件、あるいは鋼管の電縫造管工程の条件が、本発明の範囲を外れる比較例（鋼管No.33、No.35、No.36、No.38、No.40、No.41、No.43、No.44、No.46、No.47、No.49、No.50、No.52、No.53）は、少なくとも組成、組織、表面粗さのいずれかが本発明範囲を外れ、強度、伸び、耐ねじり疲労特性のいずれかが低下している。
【図１】
2010242164.tif 000008
【図２】
2010242164.tif 000009
【図３】
2010242164.tif 000010