(57)【要約】【課題】被削性に優れる高炭素鋼管を提供する。【解決手段】鋼管は、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含み、残部としてＦｅを含み、母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織は、パーライトを含み、マルテンサイト及びベイナイトを含んでおらず、硬さが４００ＨＶ以下である金属組織であり、金属組織におけるパーライトの面積率が４０％以上であり、該パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含み、残部としてＦｅを含む鋼管であって、
母材及び溶接部を含む上記鋼管の金属組織は、パーライトを含み、マルテンサイト及びベイナイトを含んでおらず、硬さが４００ＨＶ以下である金属組織であり、
上記金属組織における上記パーライトの面積率が４０％以上であり、該パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上であることを特徴とする鋼管。
【請求項２】
上記母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織は、上記パーライトと、フェライトと、球状又は棒状セメンタイトとが分散析出した混合組織になっていることを特徴とする請求項１に記載の鋼管。
【請求項３】
上記鋼管は、Ｓｉ：２．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下及びＡｌ：０．００５質量％以上０．２０質量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼管。
【請求項４】
上記鋼管は、Ｎｉ：２．５質量％以下、Ｃｒ：５．０質量％以下及びＭｏ：４．０質量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の鋼管。
【請求項５】
上記鋼管は、Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｖ：１．５質量％以下及びＢ：０．０１質量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
機械部品及び自動車用部品等には高炭素鋼板が使用されており、切削加工によって当該鋼板を製品形状に形成することが多いため、当該鋼板は被削性に優れていることが要求される。
【０００３】
高炭素鋼板の被削性を改善するには、黒鉛を析出させたり、Ｐｂ、Ｃａ、Ｔｅ及びＢｉ等の快削元素を添加したりする方法が従来から採用されている。また、環境に悪影響を与えがちな快削元素の添加、及び、熱処理性を阻害する黒鉛の析出によることなく、鋼板の被削性を改善する方法として、特許文献１には、母材のパーライトの面積率が４０〜８０％、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上であり、母材にフェライト＋球状セメンタイト又はフェライト＋棒状セメンタイトが分散析出した混合組織になっている鋼板が記載されている。
【０００４】
ところで、従来は、高炭素鋼板を電縫溶接等によって溶接すると、割れが発生するため製造が困難であり、高炭素電縫鋼管は実現されていなかった。
【０００５】
電縫鋼管等の鋼管の被削性を改善する方法として、特許文献２には、０．２５〜０．６０質量％のＣを含む素材鋼管に、Ａｃ３変態点以上に加熱及び均熱を施したのち、圧延終了温度を９００℃〜（Ａｃ１変態点）とし、９００℃以下の温度域で累積縮径率が３０〜７０％の縮径圧延を施す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】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−２８３１７５号公報（２００６年１０月１９日公開）
【特許文献２】特開２０１２−１７７１５４号公報（２０１２年９月１３日公開）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上述のような従来技術によっても、被削性に優れる高炭素鋼管を得ることは容易ではない。
【０００８】
例えば、特許文献１に記載のパーライトの面積率及びラメラ間隔を制御した金属組織を持つ鋼板を単に溶接しても、被削性に優れた鋼管は製造できない。また、特許文献２に記載の０．２５〜０．６０質量％のＣを含む素材鋼管の代わりに、０．６０質量％以上のＣを含む電縫鋼管に対して、特許文献２と同様に縮径圧延しても、被削性に優れた鋼管は製造されない。
【０００９】
本発明は、上記課題に鑑みなされたものであり、その目的は、被削性に優れる高炭素鋼管を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明に係る鋼管は、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含み、残部としてＦｅを含む鋼管であって、母材及び溶接部を含む上記鋼管の金属組織は、パーライトを含み、マルテンサイト及びベイナイトを含んでおらず、硬さが４００ＨＶ以下である金属組織であり、上記金属組織における上記パーライトの面積率が４０％以上であり、該パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上であることを特徴とする。
【００１１】
また、本発明に係る鋼管において、上記母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織は、上記パーライトと、フェライトと、球状又は棒状セメンタイトとが分散析出した混合組織になっていることが好ましい。
【００１２】
また、本発明に係る鋼管において、上記鋼管は、Ｓｉ：２．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下及びＡｌ：０．００５質量％以上０．２０質量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含むことが好ましい。
【００１３】
また、本発明に係る鋼管において、上記鋼管は、Ｎｉ：２．５質量％以下、Ｃｒ：５．０質量％以下及びＭｏ：４．０質量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含むことが好ましい。
【００１４】
また、本発明に係る鋼管において、上記鋼管は、Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｖ：１．５質量％以下及びＢ：０．０１質量％以下のうちの少なくとも１つをさらに含むことが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明に係る鋼管は、被削性に優れる高炭素鋼管を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明に係る鋼管及び鋼管の製造方法の一実施形態について説明する。
【００１７】
＜鋼管＞
本実施形態に係る鋼管は、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含み、残部としてＦｅを含む鋼管である。
【００１８】
〔母材及び溶接部の金属組織〕
本実施形態に係る母材及び溶接部を含む鋼管（鋼管全体）の金属組織は、パーライトを含み、マルテンサイト及びベイナイトを含んでおらず、硬さが４００ＨＶ以下である金属組織である。また、金属組織におけるパーライトの面積率が４０％以上であり、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上である。なお、溶接部とは、鋼板又は鋼帯が溶接されている部分のことを指し、例えば、溶接ビード部を指す。
【００１９】
（パーライトの面積率）
パーライトの面積率は、４０％以上であることが好ましく、６０％以上であることがさらに好ましい。
【００２０】
パーライトの面積率が４０％を下回ると、鋼管の切削加工時の発熱によって構成刃先の結晶粒成長が促進され、切削過程で構成刃先が脱着を繰り返すことで切削抵抗が著しく変動する。切削抵抗の変動は、いわゆるビビリの発生原因となり、構成刃先の切削面の品位を低下させる。また、欠けた刃先片がマイクロチップとなり、工具の掬い面及び逃げ面の摩耗を促進させる。その結果、パーライトの面積率が４０％未満の鋼管を切削加工する場合、切削速度の低減を余儀なくされ、作業効率の低下及び切削コストの上昇を招きやすい。これに対し、上述のように、パーライトの面積率が４０％以上であることで、パーライトが、剪断面域においてクラック発生を促す応力集中源として特に顕著に機能し、展延性の大きな軟質なフェライトの影響が抑えられ、切削抵抗が軽減する。このように、パーライトの面積率が４０％以上であることで、切削抵抗が軽減し、切削加工時の発熱量が低減するため、熱摩耗に起因する工具摩耗を抑え工具寿命を長くすることができる。また、パーライトの面積率が高くなればなるほど鋼管の被削性を向上させることができる。
【００２１】
また、母材の金属組織と溶接部の金属組織との両方におけるパーライトの面積率が、４０％以上であることで、母材の金属組織と溶接部の金属組織との間において切削時に応力変動が生じず、工具寿命が短くなるのを防ぐことができる。これにより、鋼管の被削性を高めることができる。
【００２２】
（パーライトのラメラ間隔）
パーライトのラメラ間隔は、０．４μｍ以上であることが好ましく、０．５μｍ以上であることがより好ましい。
【００２３】
パーライトの強度はパーライトのラメラ間隔に依存し、ラメラ間隔が広くなるほどパーライトの強度は低くなり、被削性に優れるようになる。そのため、ラメラ間隔が０．４μｍ以上であることで、パーライトの強度が高くなりすぎず、被削性が低下するのを防ぐことができる。また、ラメラ間隔が０．４μｍ以上であることで、ラメラ間隔が狭くなりすぎず、単位体積当りのセメンタイト／フェライトの界面が増大するのを防ぐことができる。そのため、パーライトを切り込む際に、軟質なフェライトと硬質なセメンタイトとの界面で生じる応力変動及び破砕したセメンタイトのマイクロチップによる工具摩耗が促進されず、工具寿命が短くなるのを防ぐことができる。
【００２４】
また、母材の金属組織と溶接部の金属組織との両方におけるパーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上であることで、母材の金属組織と溶接部の金属組織との間において切削時に応力変動が生じず、工具寿命が短くなるのを防ぐことができる。これにより、鋼管の被削性を高めることができる。
【００２５】
（金属組織の硬さ）
本実施形態に係る母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織の硬さは４００ＨＶ以下である。硬さが４００ＨＶ以下であることで、鋼管と切削工具との間における切削抵抗が低減するため、切削工具の寿命が短くなるのを防ぐことができる。
【００２６】
また、鋼管の母材の金属組織と溶接部の金属組織との両方における硬さが４００ＨＶ以下であることで、母材の金属組織と溶接部の金属組織との間において切削時に応力変動が生じないことからも切削工具の寿命が短くなるのを防ぐことができる。これにより、鋼管の被削性を高めることができる。
【００２７】
（母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織の具体例）
母材及び溶接部を含む鋼管（鋼管全体）の金属組織としては、上述のパーライト、又は、パーライトとフェライト中に球状若しくは棒状セメンタイトとが分散析出した混合組織になっていることが好ましい。鋼管を切削するために、剪断面域に大きな剪断応力を加えると、パーライトとフェライトとの塑性変形能の相違に起因してパーライトとフェライトとの界面に応力が集中し、亀裂が発生する。また、切削が進むと、フェライトに比べて塑性変形能に劣るパーライトにおいて亀裂が伝播する。剪断面域で亀裂伝播が連続的又は同時多発的に発生することで、切削抵抗値が低下し、鋼管が容易に切断される。これにより、鋼管の被削性が向上する。鋼管の母材及び溶接部の金属組織が異なると、母材及び溶接部の間おいて切削時に応力変動が生じるため、工具寿命が低下する。これに対し、母材及び溶接部の両方を上述のような混合組織とすることにより、工具寿命の低下を抑制でき、優れた被削性を得ることができる。
【００２８】
一般的に、特許文献１に記載されているような０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含む鋼板を電縫溶接等の溶接により鋼管を形成した場合、鋼管の溶接部が硬質なマルテンサイト及びベイナイト組織になる。このように、母材の金属組織と溶接部の金属組織とが異なり、溶接部の金属組織が硬質なマルテンサイト及びベイナイトを多く含むことで、鋼管の溶接部の金属組織は被削性に優れなくなる虞がある。これに対し、上述のように、鋼管の母材及び溶接部の金属組織が、共に、マルテンサイト及びベイナイトを含んでいないことで、母材及び溶接部の金属組織が同等且つ軟質な組織となる。これにより、鋼管の溶接部においても優れた被削性を確保することができる。その結果、所定形状への切削加工が予定されている機械部品及び自動車用部品等の素材として優れた被削性を有する高炭素電縫鋼管を得ることができる。また、当該鋼管によれば、工具寿命を延長し、切削加工に要するコストを節減することができる。
【００２９】
〔鋼管に含まれる成分〕
本実施形態に係る鋼管は、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含み、残部としてＦｅを含む。また、本実施形態に係る鋼管は、Ｃ以外の成分として後述する各成分の少なくとも１種を含んでいてもよい。
【００３０】
（Ｃ）
本実施形態に係る鋼管は、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含む。すなわち、本実施形態に係る鋼管は高炭素鋼の鋼管である。Ｃは、高炭素電縫鋼管を各種部品に切削加工した後で熱処理する用途においては、良好な被削性及び必要強度を得る上で必須の成分である。鋼管におけるＣの含有量が０.６質量％以上であることで、軟質なフェライトの影響が抑えられ、鋼管の被削性を改善することができる。また、鋼管におけるＣの含有量が１.５質量％以下であることで、工具摩耗に及ぼす硬質なセメンタイトの悪影響を抑え、被削性が低下することを防ぐことができる。
【００３１】
鋼管におけるＣの含有量は、０．６質量％以上１．２質量％以下であることが好ましい。鋼管におけるＣの含有量が０．６質量％以上１．２質量％以下であることにより、より被削性に優れた鋼管が得られる。
【００３２】
（Ｓｉ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｓｉ（ケイ素）を含んでいてもよい。Ｓｉは製鋼段階で脱酸剤として添加される成分であるが、セメンタイトを不安定化し黒鉛化促進作用を呈する。鋼管におけるＳｉの含有量は、２．０質量％以下であることが好ましく、１．０質量％以下であることがより好ましく、０．４質量％以下であることがさらに好ましい。Ｓｉの含有量が２．０質量％以下であることにより、過剰量のＳｉが含まれることに起因する黒鉛析出により、鋼管の熱処理性が阻害されることを防ぐことができる。
【００３３】
（Ｍｎ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｍｎ（マンガン）を含んでいてもよい。Ｍｎは、良好な焼入れ性を有する鋼管を得るために必要な成分である。鋼管におけるＭｎの含有量は、０．１質量％以上２．０質量％以下であることが好ましく、０．３質量％以上１．０質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＭｎの含有量が０．１質量％以上であることにより、鋼管の焼入れ性が向上する。一方、鋼管におけるＭｎの含有量が２．０質量％以下であることにより、鋼管の熱処理後の靱性の低下を抑制することができる。
【００３４】
（Ｓ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｓ（硫黄）を含んでいてもよい。鋼管におけるＳの含有量は、０．０３質量％以下であることが好ましく、０．０２質量％以下であることがより好ましく、０．０１質量％以下であることがさらに好ましい。鋼管におけるＳの含有量が０．０３質量％以下であることにより、熱処理後の鋼管の強度及び靱性が低下することを防ぐことができる。
【００３５】
（Ｐ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｐ（リン）を含んでいてもよい。鋼管におけるＰの含有量は、０．０３質量％以下であることが好ましく、０．０１５質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＰの含有量が０．０３質量％以下であることにより、熱処理後の鋼管の靱性が低下することを防ぐことができる。
【００３６】
（Ａｌ）
本実施形態に係る鋼管は、Ａｌ（アルミニウム）を含んでいてもよい。Ａｌは、製鋼段階で脱酸剤として添加される成分である。鋼管におけるＡｌの含有量は、０．００５質量％以上０．２０質量％以下であることが好ましく、０．０１質量％以上０．１質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＡｌの含有量が０．００５質量％以上であることにより、好適な脱酸効果が得られ、含有量が多くなるのに応じて良好な脱酸効果が得られる。鋼管におけるＡｌの含有量が０．２０質量％以下であることにより、鋼管におけるＡｌの含有量が過剰とならないため、鋼管の清浄度が低下し、強度及び靱性が低下することを防ぐことができる。
【００３７】
（Ｎｉ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｎｉ（ニッケル）を含んでいてもよい。Ｎｉは鋼管の焼入れ性を向上させる成分である。鋼管におけるＮｉの含有量は、２．５質量％以下であることが好ましく、１．８質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＮｉの含有量が２．５質量％以下であることにより、鋼管におけるＮｉの含有量が過剰とならないため、Ｎｉの過剰添加による被削性に悪影響を及ぼすことを防ぐことができる。また、Ｎｉは、Ｓｉと同様に黒鉛化促進元素であるが、鋼管におけるＮｉの含有量が２．５質量％以下であることにより、黒鉛の析出に起因する鋼管の焼入れ性の低下を防ぐことができる。
【００３８】
（Ｃｒ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｃｒ（クロム）を含んでいてもよい。Ｃｒは、鋼管の焼入れ性を向上させる成分であり、セメンタイトを安定化させ、セメンタイトに固溶してセメンタイトの強度を向上させる作用もある。鋼管におけるＣｒの含有量は、５．０質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上２．０質量％以下であることがより好ましく、０．１質量％以上１．０質量％以下であることがさらに好ましい。鋼管におけるＣｒの含有量が５．０質量％以下であることにより、鋼管におけるＣｒの含有量が過剰とならないため、鋼材コストの上昇を招くことを防ぐことができる。また、セメンタイトの強化作用による工具摩耗が促進しないため、鋼管の被削性の低下を防ぐことができる。また、鋼管におけるＣｒの含有量が０．１質量％以上であることにより、鋼管の焼入れ性及びセメンタイトの強度の向上という効果が顕著になる。また、鋼管におけるＣｒの含有量が少なければ少ないほど、鋼管の被削性を向上させることができる。
【００３９】
（Ｍｏ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｍｏ（モリブデン）を含んでいてもよい。Ｍｏは、鋼管の焼入れ性を向上させる成分である。鋼管におけるＭｏの含有量は、４．０質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上１．０質量％以下であることがより好ましく、０．１質量％以上０．４質量％以下であることがさらに好ましい。鋼管におけるＭｏの含有量が４．０質量％以下であることにより、鋼管におけるＭｏの含有量が過剰とならないため、鋼材コストの上昇を招くことを防ぐことができる。また、鋼管におけるＭｏの含有量が０．１質量％以上であることにより、鋼管の焼入れ性の向上という効果が顕著になる。また、鋼管におけるＭｏの含有量が少なければ少ないほど、鋼管の被削性を向上させることができる。
【００４０】
（Ｔｉ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｔｉ（チタン）を含んでいてもよい。Ｔｉは、鋼中のＣ、Ｓ及びＮとの反応によって生成される析出物のピンニング作用によって鋼管の金属組織におけるオーステナイト粒を微細化し、熱処理後の鋼管の靭性を向上させる。また、Ｔｉは、析出強化によって鋼管を高強度化する作用もある。鋼管におけるＴｉの含有量は、０．３質量％以下であることが好ましく、０．０２質量％以上０．１質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＴｉの含有量が０．３質量％以下であることにより、鋼管におけるＴｉの含有量が過剰とならないため、鋼材のコストの上昇を招くことを防ぐことができる。また、鋼管におけるＴｉの含有量が０．０２質量％以上であることにより、鋼管の靱性及び強度を向上させるという効果が顕著になる。また、鋼管におけるＴｉの含有量が少なければ少ないほど、鋼管の被削性を向上させることができる。
【００４１】
（Ｎｂ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｎｂ（ニオブ）を含んでいてもよい。Ｎｂは、Ｔｉと同様に鋼中のＣと反応し、反応生成物ＮｂＣのピンニング作用によって鋼管の金属組織におけるオーステナイト粒を微細化し、熱処理後の靭性を向上させ、鋼材を高強度化する析出硬化元素である。鋼管におけるＮｂの含有量は、０．５質量％以下であることが好ましく、０．０２質量％以上０．１質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＮｂの含有量が０．５質量％以下であることにより、鋼管におけるＮｂの含有量が過剰とならないため、鋼管の焼入れ性の低下及び鋼材のコストの上昇を招くことを防ぐことができる。また、鋼管におけるＮｂの含有量が０．０２質量％以上であることにより、鋼管の靱性及び強度を向上させるという効果が顕著になる。また、鋼管におけるＮｂの含有量が少なければ少ないほど、鋼管の被削性を向上させることができる。
【００４２】
（Ｖ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｖ（バナジウム）を含んでいてもよい。Ｖは、ピンニング作用のある炭窒化物として析出し、鋼管の金属組織におけるオーステナイト粒の微細化及び熱処理後の鋼管の靭性向上に寄与する。鋼管におけるＶの含有量は、１．５質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上０．４質量％以下であることがより好ましい。鋼管におけるＶの含有量が１．５質量％以下であることで、鋼管におけるＶの含有量が過剰とならないため、鋼管の焼入れ性の低下及び鋼材のコストの上昇を招くことを防ぐことができる。また、鋼管におけるＶの含有量が０．１質量％以上であることにより、鋼管の金属組織におけるオーステナイト粒の微細化及び熱処理後の鋼管の靱性向上という効果が顕著になる。また、鋼管におけるＶの含有量が少なければ少ないほど、鋼管の被削性を向上させることができる。
【００４３】
（Ｂ）
本実施形態に係る鋼管は、Ｂ（ホウ素）を含んでいてもよい。Ｂは、鋼管の焼入れ性を向上させる。鋼管におけるＢの含有量は、０．０１質量％以下であることが好ましく、０．０００３質量％以上０．００５質量％以下であることがより好ましく、０．０００８質量％以上０．００５質量％以下であることがさらに好ましい。鋼管におけるＢの含有量が０．０１質量％以下であることで、鋼管におけるＢの含有量が過剰とならないため、鋼管の熱間加工性に悪影響を及ぼすことを防ぐことができる。また、鋼管におけるＢの含有量が０．０００３質量％以上であることで、鋼管の焼入れ性を向上させる効果が顕著になる。また、鋼管におけるＢの含有量が多いほど鋼管における焼入れ性は向上するが、鋼管におけるＢの含有量が０．０１質量％において鋼管の焼入れ性向上効果が飽和する。そのため、鋼管におけるＢの含有量を０．０００８質量％以上０．０１質量％以下とすることで、鋼管の焼入れ性効果の向上及び熱間加工性の低下の防止の両方の効果を好適に奏することができる。
【００４４】
本実施形態に係る鋼管は、Ｃ以外の成分として上述した各成分を含み得る。好適な態様としては、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｐ及びＡｌのうちの少なくとも１つを含むものが挙げられる。より好適な態様としては、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏのうちの少なくとも１つをさらに含むものが挙げられる。さらに好適な態様としては、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢのうちの少なくとも１つをさらに含むものが挙げられる。
【００４５】
＜鋼管の製造方法＞
本実施形態に係る鋼管の製造方法は、鋼帯又は鋼板から、本実施形態に係る鋼管を製造する方法であって、溶接工程と、加熱工程と、冷却工程とを含む。
【００４６】
〔溶接工程〕
溶接工程では、鋼帯又は鋼板を連続的にロール成形し、略円筒状のオープン管とし、該オープン管の端部同士を電縫溶接等によって溶接する。ここで、上述の鋼帯は、上述の鋼管と同じ組成を有する熱延鋼帯及び冷延鋼帯の何れであってもよいが、熱延鋼帯であることが好ましい。熱延鋼帯を用いることによって、鋼管の製造コストを低減することができる。鋼板についても、熱延鋼板及び冷延鋼板の何れであってもよいが、鋼帯と同様の理由により、熱延鋼板を用いることが好ましい。
【００４７】
〔加熱工程〕
加熱工程では、溶接工程後の鋼に焼鈍等による加熱処理を施す。加熱工程における加熱温度は、Ａ１点よりも高く、１０００℃以下であることが好ましく、Ａ１点＋１０℃以上であることがより好ましい。加熱温度がＡ１点よりも高いことで、高温で鋼管を加熱することができるため、球状又は棒状のセメンタイトの核となる炭化物を減らすことができる。これにより、鋼の金属組織における球状化セメンタイトの面積率が高くなりすぎないため、金属組織における、軟質で粘性の高いフェライトと球状又は棒状のセメンタイトとの混合組織の面積率が高くなることを防ぐことができる。また、加熱温度が１０００℃以下であることで、鋼管表面の脱炭及び酸化スケールの生成の著しい進行を防ぐことで、鋼管の表面形状の悪化を防ぐことができる。
【００４８】
加熱工程における加熱時間（均熱時間）は、１時間以上であることが好ましく、２時間以上５時間以下であることがより好ましい。上述の温度において２時間以上加熱することで、セメンタイトを十分溶解させることができる。これにより、球状又は棒状セメンタイト生成の核となる未溶解セメンタイトが大量に残留することを防ぎ、鋼の金属組織における球状及び棒状セメンタイトの過剰な生成を防ぐことができる。その結果、被削性に優れた金属組織を得ることができる。また、加熱時間が５時間以下であることで、鋼管の製造コストを低減することができる。
【００４９】
〔冷却工程〕
冷却工程では、加熱工程後の鋼を冷却する。冷却工程における冷却速度は、５℃／時以上７０℃／時以下であることが好ましく、６０℃／時以下であることがさらに好ましい。
【００５０】
冷却速度が５℃／時以上であることにより、鋼の金属組織における球状化セメンタイトの面積率が高くなりすぎないため、パーライトの面積率が減少しすぎず、鋼管の被削性が低下することを防ぐことができる。また、冷却速度が７０℃／時以下であることにより、鋼の金属組織におけるマルテンサイト及びベイナイトの生成を抑制し、鋼管の被削性が低下することを防ぐことができる。
【００５１】
〔鋼管の製造方法による効果〕
本実施形態に係る鋼管の製造方法によれば、以下の効果を奏する。例えば、Ｃの含有量が０．６質量％以上の高炭素鋼管である本実施形態に係る鋼管の元となる鋼帯又は鋼板を溶接後、特許文献２のように縮径圧延したとする。この場合、鋼の金属組織におけるセメンタイトの析出量が多いため、セメンタイトが金属組織中に適切に分散せずに、鋼管の被削性が低下する。
【００５２】
これに対し、本実施形態に係る鋼管の製造方法によれば、上述のように、特定の成分及び組成の鋼帯又は鋼板を溶接後、上述の加熱処理及び冷却処理を施す。これにより、母材及び溶接部の金属組織が、共に、パーライトを含み、金属組織におけるパーライトの面積率が４０％以上であり、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上である鋼管が得られる。すなわち、本実施形態に係る鋼管の製造方法によれば、被削性に優れた金属組織の鋼管を得ることができる。
【００５３】
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００５４】
＜鋼管の製造例＞
〔鋼帯の製造〕
まず、以下の表１に示す成分の熱延鋼帯を製造した。なお、表１では、本実施形態に係る鋼管に必ず、又は、好ましくは含まれる成分の範囲から外れている鋼帯の成分及び当該成分を含む鋼帯に下線を付している。
【００５５】
【表１】
2019131842.tif 000002
〔鋼管の製造〕
次に、表１に示す鋼帯に対して、溶接、加熱及び冷却を施して鋼管を製造した。
【００５６】
（溶接）
まず、表１に示す成分を有する板厚６．０ｍｍの熱延鋼帯に、連続的にロール成形を施し、当該熱帯鋼帯を略円筒状のオープン管とし、当該オープン管の端部同士を電縫溶接することで、外径６０．５ｍｍφの素材鋼管とした。
【００５７】
（加熱）
溶接後、表２に示すように、試験Ｎｏ．１〜２３の素材鋼管に対して、均熱温度６８０℃以上１０００℃以下、均熱時間２時間の加熱条件にて、加熱処理を施した。なお、試験Ｎｏ．２２の素材鋼管に対しては、表２に示すように、溶接後の加熱及び冷却処理を施さない代わりに、焼鈍鋼帯を用いて素材鋼管を作製した。
【００５８】
（冷却）
加熱後、試験Ｎｏ．１〜２３の素材鋼管に対して、５℃／時以上７０℃／時以下である表２に示す冷却速度において室温まで炉冷する冷却処理を施した。これにより、母材及び溶接部における金属組織に含まれるパーライトが、表２に示す面積率及びラメラ間隔を示す電縫鋼管を作製した。なお、表２では、表１で付した下線と同様に、本実施形態に係る鋼管に必ず、又は、好ましくは含まれる成分の範囲から外れている成分を含む鋼帯に下線を付している。また、表２では、本実施形態に係る鋼管の母材及び溶接部の金属組織におけるパーライトの面積率及びラメラ間隔から外れる面積率及びラメラ間隔に下線を付している。
【００５９】
次に、表２に示す電縫鋼管のパーライトの面積率及びパーライトのラメラ間隔の測定方法について以下に説明する。
【００６０】
（パーライトの面積率）
最終的に得られた試験Ｎｏ．１〜２３の電縫鋼管の母材及び溶接部における試験片断面に対して、圧延方向及び板厚方向への鏡面研磨及びエッチング処理を施した。当該試験片断面を、光学顕微鏡を用いて倍率５００倍の視野にて各々写真撮影し、当該試験片断面の写真を画像処理することでパーライトの面積率を測定した。
【００６１】
（パーライトのラメラ間隔）
パーライトの面積率の測定と同様に、最終的に得られた試験Ｎｏ．１〜２３の電縫鋼管の母材及び溶接部における試験片断面に対して、圧延方向及び板厚方向への鏡面研磨及びエッチング処理を施した。光学顕微鏡を用いて倍率５００倍の視野にてパーライトを観察しながら、当該パーライトのラメラ間隔が狭い部分を２０箇所選択した。また、選択部分２０箇所を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍にて写真撮影した。撮影した２０枚の写真の中からパーライトのラメラ間隔が特に狭い写真１０枚を特定した。当該写真におけるパーライトのラメラ間隔を測定し、パーライトのラメラ間隔の測定値を平均化することによりパーライトのラメラ間隔を求めた。
【００６２】
【表２】
2019131842.tif 000003
（鋼管の被削性の評価）
次に、得られた試験Ｎо．１〜２３の鋼管に対し、切削試験を行うことで工具寿命を測定し、工具寿命から鋼管の被削性を評価した。
【００６３】
切削試験は以下の条件にて工具を用いて鋼管を円周方向に切削し、５００ｍ切削する毎に工具の状態を確認し、工具のバイト本体又は刃先に欠損があるかどうかを確認した。鋼管を１００００ｍ切削した場合でも、当該工具のバイト本体及び刃先に欠損がないことを確認した場合は、工具が工具寿命に至っていないとみなし、鋼管の切削性を良好（○）と評価した。逆に、鋼管を１００００ｍ切削するまでに工具におけるバイト本体又は刃先に欠損が生じた場合は、鋼管の切削性を不良（×）として評価した。結果を表３に示す。なお、表３では、表１で付した下線と同様に、本実施形態に係る鋼管に必ず、又は、好ましくは含まれる成分の範囲から外れている成分を含む鋼帯に下線を付している。
周速：１９０ｍ／分
送り量：０．２ｍｍ／ｒｅｖ.
切込：０．５ｍｍ
チップ：超硬チップ
【００６４】
【表３】
2019131842.tif 000004
表２及び３の試験結果に見られるように、鋼管が０．６質量％以上１．５質量％以下のＣを含み、母材及び溶接部を含む鋼管（鋼管全体）の金属組織が、パーライトを含み、マルテンサイト及びベイナイトを含んでおらず、硬さが４００ＨＶ以下である金属組織であり、金属組織におけるパーライトの面積率が４０％以上であり、該パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上である実施例１〜１０では、切削加工を１００００ｍ以上行っても工具のバイト本体及び刃先に欠損がないことが確認され、工具が工具寿命に至っていない。このことから、実施例１〜１０の鋼管は被削性に優れていることが分かる。
【００６５】
これに対し、鋼管の母材及び溶接部の少なくとも何れかの金属組織におけるパーライトの面積率が４０％未満であるか、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ未満であるか、鋼管の硬さが４００ＨＶ以上である比較例１〜１３の鋼管は、被削性が優れていなかった。
【００６６】
例えば、鋼管の母材の金属組織におけるパーライトのラメラ間隔が０．４μｍ未満である比較例１では、工具寿命が短く、鋼管の被削性は優れていなかった。この原因としては、比較例１の鋼管の母材の金属組織におけるパーライトの強度が高すぎることで、切削時に母材の金属組織と溶接部の金属組織との間に応力変動が生じ、工具摩耗が促進されたためであると考えられる。また、工具の切削により、金属組織中で粉砕されたセメンタイトのマイクロチップによっても工具摩耗が促進されたためであると考えられる。
【００６７】
鋼管の溶接部の金属組織におけるパーライトの面積率が４０％未満の比較例２では、溶接部における金属組織において軟質なフェライトの面積率が高く、当該軟質なフェライトの影響が強く表れて切削抵抗が増加した。その結果、比較例２では、母材の金属組織と溶接部の金属組織との間において切削時に応力変動が生じ、工具摩耗が促進されたため、鋼管の被削性が優れていなかった。
【００６８】
鋼管の母材の金属組織におけるパーライトの面積率が４０％未満であり、且つ、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ未満である比較例３では、母材における金属組織において軟質なフェライトの面積率が高くなった。これにより、当該軟質なフェライトの影響が強く表れて切削抵抗が増加した。その結果、比較例３では、比較２と同様に鋼管の被削性が優れていなかった。
【００６９】
母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織において、パーライトの面積率が４０％未満であり、且つ、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ未満である比較例４では、母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織において軟質なフェライトの面積率が高くなった。これにより、当該軟質なフェライトの影響が強く表れると共に、パーライトの強度が高すぎるため、切削抵抗が増加した。その結果、比較例６では鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７０】
鋼管の溶接部の金属組織において、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ未満の比較例５では、工具寿命が短く、鋼管の被削性は優れていなかった。この原因としては、比較例５の鋼管の溶接部の金属組織におけるパーライトの強度が高すぎることにより、切削時に母材の金属組織と溶接部の金属組織との間に生じた応力変動により、工具摩耗が促進されたためであると考えられる。また、工具の切削により、金属組織中で粉砕されたセメンタイトのマイクロチップによっても工具摩耗が促進されたためであると考えられる。
【００７１】
鋼管の母材の金属組織において、パーライトの面積率が４０％未満である比較例６では、母材における金属組織において軟質なフェライトの面積率が高く、当該軟質なフェライトの影響が強く表れて切削抵抗が増加した。その結果、比較例６では、母材の金属組織と溶接部の金属組織との間において切削時に応力変動が生じ、工具摩耗が促進されたため、鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７２】
比較例７は、鋼管の母材及び溶接部の金属組織が、共に、パーライトを含み、金属組織におけるパーライトの面積率が４０％以上であり、パーライトのラメラ間隔が０．４μｍ以上であり、硬さが４００ＨＶ以下である。ただし、鋼管におけるＣの含有量が０．６質量％未満である比較例７では、鋼管の母材及び溶接部の金属組織においてＣが不足していた。これにより、母材及び溶接部における金属組織において、フェライト及び球状セメンタイト又はフェライト及び棒状セメンタイト中の球状セメンタイト及び棒状セメンタイトの含有量と、パーライト中のセメンタイト含有量とが少ないため、当該軟質なフェライトの影響が強く表れて切削抵抗が増加した。その結果、比較例７では、鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７３】
母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織において、パーライトの面積率が４０％未満である比較例８では、母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織において軟質なフェライトの面積率が高くなった。これにより、当該軟質なフェライトの影響が強く表れると共に、パーライトの強度が高すぎるため、切削抵抗が増加した。その結果、比較例８では鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７４】
母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織において、鋼管におけるＣの含有量が１．５質量％より大きい比較例９では、母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織においてフェライト及び球状セメンタイト、又は、フェライト及び棒状セメンタイト中の球状セメンタイト及び棒状セメンタイトの含有量、並びに、パーライト中のセメンタイト量が多いため、切削抵抗が増加した。その結果、比較例９では鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７５】
鋼帯を溶接した後、焼鈍しによる加熱処理を施していない比較例１０では、鋼管の溶接部における金属組織が全てマルテンサイト及びベイナイトから構成されていたため、工具摩耗が促進された。その結果、比較例１０では、鋼管の被削性が優れなかった。
【００７６】
母材及び溶接部を含む鋼管の金属組織において、鋼管の硬さが４００ＨＶよりも高い比較例１１では、鋼管と切削工具との間における切削抵抗が増加した。その結果、比較例１１では鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７７】
鋼管の母材の硬さが４００ＨＶよりも高い比較例１２では、母材の強度が高すぎるため、母材と溶接部との間に応力変動が生じ、工具摩耗が促進されたため、鋼管の被削性が優れていなかった。
【００７８】
鋼管の溶接部の硬さが４００ＨＶよりも高い比較例１３では、溶接部の強度が高すぎるため、母材と溶接部との間に応力変動が生じ、工具摩耗が促進されたため、鋼管の被削性が優れていなかった。