(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３％〜０．１％未満、
Ｍｎ：０．８％〜２．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、
Ｂ  ：０．０００３％〜０．００３％
を含有し、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００８％以下、
Ｎ  ：０．００８％以下
に制限し、さらに、
Ｎｉ：０．１％〜１．５％、
Ｃｒ：０．１％〜１．５％、
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５％〜０．５％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が自己焼き戻しマルテンサイト単独組織または自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織であることを特徴とする靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管。
【請求項２】
方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均径が３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管。
【請求項３】
セメンタイトの平均粒径が４００ｎｍ以下、密度が２×１０5個／ｍｍ2以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度鋼管の製造方法であって、請求項１に記載の化学成分を有する鋼からなる鋼片を、熱間で穿孔、圧延し、延伸工程により造管し、得られた鋼管を、７５０℃以上の温度から下記の（１）式を満足する温度Ｔ［℃］まで、５〜５０℃／ｓの冷却速度Ｖ［℃／ｓ］で、円周方向に回転させながら鋼管の外表面から加速冷却し、空冷することを特徴とする靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度鋼管の製造方法。
１５０＜Ｔ＜８２１．３４×Ｖ−０．３１１２  ・・・  （１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械構造部材、特にシリンダー、ブッシュ、ブーム等の構造部材およびシャフト等の機械用部材に好適なシームレス鋼管およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や産業機械に使用される機械部品は、棒鋼を鍛造、切削加工して所定の形状とした後、調質熱処理され、所定の機械的性質が付与されることが多い。近年では、中空形状部品ついては、必要とされる機械的性質を有する鋼管を素材とし、鍛造工程の短縮および熱処理工程の省略による製造コストの低減を図る場合も増えてきている。しかし、一般に、棒鋼よりも鋼管の方が高価であり、特にシームレス鋼管は製造コストが高いため、中空形状部品の素材として鋼管を用いてもコストダウンの効果が十分でないことがある。
【０００３】
そこで、製造コストを低減した安価な鋼管の提供が検討されており、熱間製管後の調質熱処理を省略した、いわゆる非調質型の機械部品用鋼管および構造用鋼管が提案されている（例えば、特許文献１〜７）。しかし、特許文献１〜６の鋼管は、いずれもＣ量が高く、炭窒化物生成元素を多量に添加して焼き入れ性や析出強化能を向上させ、所定の強度を得ようとするものである。そのため、合金コストが高くなり、また、溶接時の割れ発生を防止するための予熱などが必要になり、生産性を損なうという問題がある。特許文献７の方法は、熱間圧延を６００〜７５０℃という、かなり低い温度で行うことによって金属組織を微細化し、強度を向上させるものである。低温圧延は、厚板圧延では一般的な技術となっているものの、シームレス圧延を低温で行うと、工具との接触により疵や焼き付きが発生しやすい等の問題があることから、現実には適用範囲が大きく制限されている。
【０００４】
また、シームレス鋼管を熱間加工後、加速冷却することにより強度を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献８および９）。特許文献８の方法は、最終仕上げ圧延後の鋼管の内表面を放冷し、外表面をＡｒ３点以上の温度から５００〜４００℃まで１０〜６０℃／ｓで冷却し、その後放冷するものである。特許文献９の方法は、熱間圧延ままで直接焼き入れ、または加速冷却するものである。しかし、これらは油井管であり、加速冷却後に焼き戻しを行うため製造コストが高く、溶接性を考慮する必要がないため、０．１％以上の炭素を含有するものである。これに対して、機械構造用鋼管の中で、シリンダーやブッシュなどに使用される鋼管は、靭性および溶接性を求められることが多く、炭素量を０．１％未満に制限することが好ましい。
【０００５】
【特許文献１】特開平５−２０２４４７号公報
【特許文献２】特開平１０−１３０７８３号公報
【特許文献３】特開平１０−２０４５７１号公報
【特許文献４】特開平１０−３２４９４６号公報
【特許文献５】特開平１１−３６０１７号公報
【特許文献６】特開２００４−２９２８５７号公報
【特許文献７】特開２００１−２４７９３１号公報
【特許文献８】特許３５０３２１１号公報
【特許文献９】特開平７−４１８５６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記のような現状に鑑みてなされたものであり、特にシリンダー、ブッシュ、ブーム等の構造部材およびシャフト等の機械用部材に好適な高強度、高靭性および溶接性を要求される機械構造部材用シームレス鋼管を提供し、また当該鋼管を、焼き戻しを行うことなく、安価に製造する方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、外表面からのみの加速冷却により、外面、内面の冷却速度の違いが生じる環境であっても、板厚方向全面に渡って、高強度、高靭性を両立できる最適な組織が生成できるような化学成分、加速冷却の冷却速度と停止温度の組み合わせを検討した。
【０００８】
本発明はこのような検討によって得られた知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．１％未満、Ｍｎ：０．８％〜２．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｂ：０．０００３％〜０．００３％を含有し、Ｓｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００８％以下に制限し、さらに、Ｎｉ：０．１％〜１．５％、Ｃｒ：０．１％〜１．５％、Ｃｕ：０．１％〜１．０％、Ｍｏ：０．０５％〜０．５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が自己焼き戻しマルテンサイト単独組織または自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織あることを特徴とする靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管。
（２）  方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均径が３０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）に記載の靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管。
（３）  セメンタイトの平均粒径が４００ｎｍ以下、密度が２×１０５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管。
（４）  上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度鋼管の製造方法であって、上記（１）に記載の化学成分を有する鋼からなる鋼片を、熱間で穿孔、圧延し、延伸工程により造管し、得られた鋼管を、７５０℃以上の温度から下記の（１）式を満足する温度Ｔ［℃］まで、５〜５０℃／ｓの冷却速度Ｖ［℃／ｓ］で、円周方向に回転させながら鋼管の外表面から加速冷却し、空冷することを特徴とする靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度鋼管の製造方法。
【０００９】
１５０＜Ｔ＜８２１．３４×Ｖ-0.3112  …（１）
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、機械構造部材、特にシリンダー、ブッシュ、ブーム等の構造部材およびシャフト等の機械用部材に好適な、靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管および当該鋼管を安価に製造する方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者らは、まず従来技術である焼き入れ焼き戻し処理で製造した機械構造用シームレス鋼管の金属組織およびセメンタイトの形態と、強度および靭性への影響について検討を行い、以下の知見を得た。焼き入れ焼き戻し処理によって鋼管を製造する場合、焼き入れの際にセメンタイトが母相内に析出し、焼き戻しの際に残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解する。これにより得られる焼き戻しマルテンサイト組織は、セメンタイトの平均粒径が５００ｎｍ以上になり、強度と靭性とのバランス（以下、強度靭性バランスともいう。）に劣る。
【００１２】
次に、本発明者らは、シームレス鋼管を、焼き戻し処理を施すことなく、加速冷却して製造する工程を想定し、強度および靭性を共に向上させる金属組織およびそれを得るための製造条件について検討を行った。その結果、鋼の金属組織を、鋼組成と加速冷却の条件を最適化することにより、セメンタイトを粒内に微細に析出させた組織、特に自己焼き戻しマルテンサイト、または下部ベイナイトを含む自己焼き戻しマルテンサイトとすることにより、強度靭性バランスが良好になるという知見を得た。
【００１３】
さらに、セメンタイトの形態と強度および靭性との関係を詳細に調査した結果、平均粒径が４００ｎｍ以下、密度が２×１０5個／ｍｍ2以上であると極めて良好な強度靭性バランスが得られることがわかった。
【００１４】
また、強度靭性バランスの観点から粒径制御も重要であることがわかった。本発明では自己焼き戻しマルテンサイト組織単独組織、または自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織を有する鋼の結晶方位マップをＥｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ（ＥＢＳＰという。）によって作成し、強度靭性バランスの関係を調査した。その結果、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径（以下、大角粒界平均径ともいう。）が３０μｍ以下の場合、強度靭性バランスが向上することが判明した。
【００１５】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１６】
本発明において鋼管の化学成分を限定した理由を述べる。なお、以下に示す「％」は、特段の説明がない限り、「質量％」を意味する。
【００１７】
Ｃ：Ｃは強度向上に極めて有効な元素であり、目標とする強度を得るためには、最低０．０３％必要である。しかし、０．１％以上のＣを含有すると低温靭性が著しく低下し、また溶接時の割れが問題となる。したがって、Ｃは０．０３〜０．１％未満に限定する。
【００１８】
Ｍｎ：Ｍｎは強度と低温靭性のバランスを向上させるためには必須の元素であり、その下限は０．８％である。しかし、２．５％よりも多いとかえって低温靭性が大幅に劣化するので２．５％を上限とした。
【００１９】
Ｔｉ：Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、組織を微細化するだけでなく、焼き入れ性を増大させ、強靱化にも寄与する。０．００５％未満ではこの効果が小さいため、下限を０．００５％とした。しかしながら、０．０３５％より多いと粗大なＴｉＮおよびＴｉＣが析出し低温靭性が著しく低下するため、上限を０．０３５％とした。
【００２０】
Ｎｂ：Ｎｂは圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し組織を微細化するだけでなく、焼き入れ性を増大させ、鋼を強靱化する。０．００３％未満ではこの効果が小さく、下限を０．００３％とした。しかし、０．０４％より多いと、粗大なＮｂ析出物の生成によって靭性が劣化するので、上限を０．０４％とした。
【００２１】
Ｂ：Ｂは焼き入れ性を増大させ強靱化させる元素であり、効果が得られる下限は０．０００３％である。一方、０．００３％より多いとかえって焼き入れ性が低下し、一部フェライトが生成して目標強度を満足できないので、上限を０．００３％とした。
【００２２】
脱酸元素であるＳｉおよびＡｌ並びに不純物であるＰ、ＳおよびＮの上限は、次のように制限する。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であるが、過剰に添加すると低温靭性を損なうため上限を０．５％に制限した。脱酸元素としてＡｌを添加する場合には、Ｓｉを添加する必要はなく、下限は０％でも良い。
【００２４】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であるが、過剰添加すると粗大なＡｌ酸化物が生成し低温靭性を招き、また溶接性を損なうので、上限を０．０５％とした。脱酸元素としてＳｉを添加する場合には、Ａｌを添加する必要はなく、下限は０％でも良い。
【００２５】
Ｐ：Ｐは不純物であり、靭性を低下させるため、その上限を０．０１５％とした。靭性確保の観点から、Ｐの含有量は０．０１％以下に制限することがより好ましい。
【００２６】
Ｓ：Ｓは不純物であり、靭性を低下させるため、その上限を０．００８％とした。靭性確保の観点から、Ｓの含有量は０．００５％以下に制限することがより好ましい。
【００２７】
Ｎ：Ｎは不純物であり、０．００８％より多いと、粗大なＴｉＮの形成、上部ベイナイトの生成により靭性を損なうので上限を０．００８％とした。なお、Ｎは、ＴｉＮ等の微細な窒化物を形成し、組織の微細化に寄与することがあるため、０．００１％以上を含有しても良い。
【００２８】
更に、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの１種または２種以上を添加しても良い。
【００２９】
Ｎｉ：Ｎｉは強度を向上させる元素であり、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、１．５％を超えると、偏析して組織が不均一になり、靭性が劣化することがあるので上限を１．５％とすることが好ましい。
【００３０】
Ｃｒ：Ｃｒは強度を向上させる元素であり、０．１％以上添加することが好ましい。一方、１．５％を超えるとかえってＣｒ析出物の生成で靭性が劣化することがあるので、上限を１．５％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｃｕ：Ｃｕは強度を向上させる元素であり、０．１％以上の添加が好ましい。しかし、添加量が１．０％を超えると上部ベイナイトが生成して靭性を損なうことがあり、また溶接性が劣化することがあるので上限を１．０％とすることが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ：Ｍｏは高強度化に寄与する元素であり、焼入れ性向上の効果を得るには０．０５％以上の添加が好ましい。一方、０．５％を超えると溶接性を損なうことがあるため上限を０．５％とすることが好ましい。
【００３３】
次に金属組織について述べる。本発明の鋼の金属組織は、自己焼き戻しマルテンサイト単独組織か、または自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの複合組織とする。自己焼き戻しマルテンサイト、下部ベイナイトは、加速冷却により得られる組織であり、これにより、焼き戻しすることなく、強度と靭性のバランスを良好にすることができる。
【００３４】
鋼管を外面から加速冷却する場合、内面では外面よりも冷却速度が遅くなるため、ベイナイト等の高温変態相が生成し易くなる。また、板厚が厚い場合、内面の冷却速度が大きくなるように冷却すると、鋼管が変形することがあるため、鋼管が変形しない程度に冷却速度を制御する必要がある。
【００３５】
このような場合、鋼管の内面側ではベイナイト変態が生じることがあるが、下部ベイナイトであれば強度靭性バランスが確保できるため、特に問題ない。ただし、機械構造用鋼管において板厚方向の全面を下部ベイナイトとするにはＭｏを多量に添加する必要があり、経済性を損なうことがある。したがって、鋼の金属組織は、自己焼き戻しマルテンサイト単独組織、または自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの複合組織であることが必要である。
【００３６】
なお、本発明において、自己焼き戻しマルテンサイトとは、加速冷却中にオーステナイト相がマルテンサイト変態し、加速冷却停止後の放冷で微細なセメンタイトがラス内に析出した組織である。通常の焼き戻し処理によって得られる組織は焼き戻しマルテンサイトであるが、これと比較して自己焼き戻しマルテンサイトのセメンタイトは極めて微細である。また、本発明において、下部ベイナイトとは、加速冷却中にラス形態のフェライトが生成しかつラス内に微細なセメンタイトが一方向に析出した組織と定義される。自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは、粒界に粗大なセメンタイトがなく母相内に微細なセメンタイトを有する点で共通している。
【００３７】
自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトはいずれもラス状の形態であるが、それらはラス内のセメンタイトの析出形態によって区別できる。すなわち、セメンタイトの長軸方向が複数あるのが自己焼き戻しマルテンサイトであり、下部ベイナイトはセメンタイトの長軸方向がひとつである。
【００３８】
本発明において定義される自己焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトと、その他の組織との相違点について説明する。上部ベイナイトはラス境界に針状のセメンタイトやマルテンサイト−オーステナイトの混合組織が生成された組織である。フェライトはベイナイトのようなラス状ではなく、塊状である。パーライトは粒界に板状のセメンタイトが析出したものである。
【００３９】
自己焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭという。）を用いて２０００倍から５００００倍で観察すれば判別可能である。試料は、観察面を鏡面研磨し、ナイタールでエッチングすれば良い。
【００４０】
また、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径は、破壊が発生した際のき裂の伝播に影響を及ぼす。大角粒界平均径が３０μｍ以上になると靭性が低下するため、強度靭性バランスの観点から大角粒界平均径を３０μｍ以下とすることが好ましい。一方、大角粒界平均径は、小さいほど強度靭性バランスに優れるが、現状の技術では、３μｍ以下とすることは困難である。なお、大角粒界平均径は、ＥＢＳＰによって測定された結晶方位マップから求めることができる。
【００４１】
セメンタイトの平均粒径は、４００ｎｍ以下であることが好ましい。これは、セメンタイトの平均粒径が４００ｎｍを超えると靭性が低下するためである。セメンタイトの平均粒径は小さいほど好ましいが、３０ｎｍよりも微細なセメンタイトはＳＥＭでの判別が困難であるため、本発明では、粒径が３０ｎｍ以上のセメンタイトの平均粒径の上限を４００ｎｍに規定する。
【００４２】
また、セメンタイトの密度は２×１０5個／ｍｍ2以上であれば、粗大なセメンタイトの生成がほとんどなく、極めて良好な強度靭性バランスが得られる。セメンタイトの密度の上限は特に限定しないが、Ｃ添加量と平均粒径によって必然的に決まる。
【００４３】
次に、製造方法について説明する。本発明では上記化学成分を有する鋼管を７５０℃以上の温度から加速冷却する際の条件が重要である。なお、冷却速度は、鋼管の内表面位置のものである。
【００４４】
加速冷却の停止温度は、本発明の根幹技術の一つである。なぜなら、強度靭性バランスの向上に最も有効な母相内のセメンタイト析出の挙動に大きく影響を及ぼすからである。上記の冷却速度Ｖ［℃／ｓ］で加速冷却し、マルテンサイト変態させ、下記式（１）で示す温度Ｔ［℃］で加速冷却を停止すると、その後の空冷によって微細なセメンタイトが母相内に析出し、自己焼き戻しマルテンサイト組織を得ることができる。一方、加速冷却の停止温度が１５０℃以下になると、その後の空冷でセメンタイトが析出せず、自己焼き戻しマルテンサイトが得られない。したがって、下限を１５０℃未満とした。
１５０＜Ｔ＜８２１．３４×Ｖ-0.3112  …（１）
【００４５】
次に鋼管の加速冷却における冷却速度の範囲について説明する。冷却速度が５℃／ｓ未満では上部ベイナイト、フェライトが生成し、一方、５０℃／ｓを超えると均一冷却が困難となり、冷却後、鋼管が大きく変形する。したがって、加速冷却速度を５〜５０℃／ｓに限定した。なお、冷却速度を上記の範囲内とする場合、冷却速度が遅い場合に、下部ベイナイトが生成し易い。
【００４６】
鋼管の加速冷却を開始する温度を７５０℃以上に限定した理由は、加速冷却開始時の金属組織をオーステナイト単相とするためである。加速冷却を開始する際の鋼管の温度が高すぎるとオーステナイト粒が粗大化し靭性低下を招くことがあるので、９５０℃以下が好ましい。
【００４７】
鋼管内表面の冷却開始温度及び冷却停止温度は、加速冷却前後、すなわち冷却装置の入側及び出側で、鋼管内表面の温度を接触温度計で測定すれば良く、その温度差と冷却装置の通過速度から冷却速度を算出することができる。鋼管外面の温度を放射温度計によって測定し、鋼管内面の温度を熱伝導計算によって求めても良い。また、種々の外径及び肉厚を有する鋼管の内面及び外面に熱電対を取り付け、種々の加熱温度、冷媒の噴出条件、冷却時間に対応する冷却曲線を作成し、本発明の範囲内となる条件を決定することもできる。
【００４８】
本発明の鋼管は、シームレス鋼管であり、その造管工程は、熱間での穿孔−圧延−延伸が一般的であるが、冷間で機械加工によって穿孔した後、加熱して熱間押し出しプレスにより製造しても良い。また、更に縮径圧延しても良い。
【００４９】
鋼管は、一旦鋼管製造工程を終了した後、加熱炉または誘導加熱によって昇温しても良く、鋼片を熱間で穿孔、圧延し、延伸工程によって造管した後、鋼管の温度が７５０℃以上であれば、インラインでそのまま加速冷却することが可能である。
【００５０】
加速冷却の方法は、鋼管を円周方向に回転させながら外表面のみから冷却する方法に限定した。これにより、円周方向、長手方向に渡って均一に冷却することができる。一方、鋼管を回転させなければ鋼管下面が過剰に冷え、また内面側から冷却すると下面に水が貯まり冷却速度が均一にならないという問題がある。冷却方法については、水を鋼管の外表面に直接当てる方法、鋼管外周の接線方向に当てる方法、ミスト冷却など任意に選定できる。
【００５１】
本発明では適用できる鋼管形状を、長さが外径の５倍以上にすることが好ましい。これは、長さが外径の５倍未満の場合、外面からの加速冷却を水冷によって行う際、水が鋼管の内面にも侵入し、冷却が不均一となって鋼管が曲がることがあるためである。なお、確実に均一に加速冷却するためには、鋼管の長さを外径の１０倍以上とすることが好ましい。
【実施例】
【００５２】
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、転炉−連続鋳造プロセスにより直径１７０ｍｍのブルームを鋳造した。表１において、空欄は成分の分析値が検出限界未満であったことを意味する。これらブルームを１２４０℃に加熱し、マンネスマン−プラグミル方式により穿孔−圧延した後、９５０℃に再加熱し縮径圧延した後、直送でリング冷却により外表面側から水冷した。また、一部の鋼管は、縮径圧延したシームレス鋼管を室温まで冷却した後、９５０℃に再加熱した後リング冷却により外表面から水冷した。縮径圧延後の鋼管サイズは３サイズで、外径１２６ｍｍ、肉厚１２．２ｍｍ（小）、外径１３８ｍｍ、肉厚１６．４ｍｍ（中）および外径１４６ｍｍ、肉厚２０．６ｍｍ（大）であった。長さはいずれも６．５ｍであった。
【００５３】
製造した鋼管は、円周方向および長手方向および肉厚方向の任意の位置から試験片を採取して、樹脂埋め込み、鏡面研磨、エッチングし、ＳＥＭにより、最大の倍率を５００００倍として組織を観察し、組織を自己焼き戻しマルテンサイト（Ｍ）、下部ベイナイト（ＬＢ）、上部ベイナイト（ＵＢ）、フェライト（Ｆ）に分類した。また、倍率１００００〜５００００倍のＳＥＭ組織写真を１０枚用いて画像解析し、セメンタイトの円相当半径の平均値および単位面積（ｍｍ2）当たりの個数を求めた。更に、金属組織を光学顕微鏡によって観察し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠して、１０ｋｇｆにてビッカース硬度を測定した。
【００５４】
また、樹脂埋め込みした試料の表面を電解研磨し、ＳＥＭに搭載されたＥＢＳＰを用い、結晶方位測定を行い１５°以上の方位差を有する粒界を同定し、その粒界で囲まれる領域の円相当半径の平均値を画像解析によって求め、表２の大角粒界平均径の欄に示した。
【００５５】
引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１１号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、降伏強度と引張強度を測定した。靭性の評価は、シャルピー衝撃試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して、２ｍｍＶノッチフルサイズ試験片を用いて−４０℃にて実施し、測定された吸収エネルギー（ｖＥ-40［Ｊ］）により評価した。
【００５６】
溶接性は、鋼管同士を室温にて７８０ＭＰａ級の強度を有する溶接ワイヤーを用いて炭酸ガス溶接して鋼管継ぎ手を作製し、２４時間後に目視検査にて割れの有無を検査して割れの無いものを合格とした。
【００５７】
加速冷却後、室温で鋼管の形状（曲がり）を測定した。長さ６．５ｍの鋼管を、片側の端部並びに端部からの距離が０．５ｍ及び１ｍの箇所の計３箇所が平面板に接するようにして、鋼管を回転させながら反対側の鋼管端部の最大浮き量を測定した。鋼管端部の最大浮き量は、浮き上がった鋼管端部の最下部の平面板からの高さである。鋼管端部の最大浮き量が１０ｍｍ以下のものを鋼管形状として合格とした。
【００５８】
結果を表２に示す。表２の下線は、本発明の範囲外または好ましい範囲外であることを意味する。本発明例であるＮｏ．１〜１３は適正な加速冷却条件で製造された鋼管であり、適正な金属組織と機械構造用鋼管として必要な強度と靭性に優れていた。
【００５９】
Ｎｏ．１４は、Ｃ量、Ｂ量およびＮｉ量が高く、加速冷却停止温度が高かったため上部ベイナイト組織が生じて靭性が低下し、溶接性も低下した例である。Ｎｏ．１５は、Ｃ量が低すぎて焼き入れ性が十分でなく、また加速冷却停止温度が高いため一部上部ベイナイト組織が生成して靭性が低下し、冷却速度が速いために形状も悪化した例である。Ｎｏ．１６は、特にＰ量が高すぎ、また加速冷却開始温度が低いためにフェライトを生じ、靭性が低下した例である。
【００６０】
Ｎｏ．１７は、Ｓｉ量が高すぎて上部ベイナイトが生成し、靭性が悪くなった例である。Ｎｏ．１８は、Ｎ、Ｃｕ及びＳ量が高すぎ、冷却速度が遅いため、上部ベイナイトが生成して靭性を損ない、溶接性も低下した例である。Ｎｏ．１９は、Ａｌ量およびＮｂ量が高すぎ、加速冷却停止温度が高いため上部ベイナイトが生成して靭性を損ない、Ａｌを過剰に含有するため溶接性も悪かった例である。
【００６１】
Ｎｏ．２０は、冷却速度が遅すぎ、Ｎｏ．２１及び２５は、加速冷却停止温度が高すぎたため、上部ベイナイトが生成し靭性が低下した例である。Ｎｏ．２２及び２４は、冷却速度が速すぎかつ加速冷却停止温度が高かったため、焼き戻しマルテンサイトと上部ベイナイトの混合組織となり、靭性が低く、形状も悪化した例である。Ｎｏ．２３は、加速冷却開始温度が低すぎてフェライトが生成したため、靭性が悪かった例である。
【００６２】
【表１】
0004751224.tif 000002
【００６３】
【表２】
0004751224.tif 000003