电磁特性优异的钢管及其制造方法转让专利
申请号 : CN200580040459.3
文献号 : CN101065508B
文献日 : 2010-11-03
发明人 : 石黑康英 , 河端良和 , 坂田敬 , 坂口雅之 , 石田昌义 , 板谷元晶 , 小山康卫
申请人 : 杰富意钢铁株式会社
摘要 :
本发明提供一种电磁特性优异的钢管及其制造方法。具体的解决方法如下所述。将以质量％计，具有含有C：0.5％以下、含有Fe：85％以上的组成的原材料钢管进行加热，之后实施缩径率15％以上、轧制结束温度(Ar3相变点-10)℃以下的缩径轧制。由此，形成 方向在圆周方向取向且 方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织，r值提高并且电磁特性改善。另外，当在缩径轧制后，以550℃～Ac1相变点的温度实施退火处理时，结晶粒径粗大化，电磁特性进一步改善。另外，也可以在退火处理前实施冷拔加工。另外，作为原材料钢管使用具有含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的高纯度类组成的钢管，从而进一步改善电磁特性。另外，为了进一步改善电磁特性，优选含有适量的Si、Al。另外，通过含有适量的Cr改善高频带的电磁特性。
权利要求 :
1.一种电磁特性优异的钢管，具有以质量％计含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的组成，其特征在于，具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
2.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，轧制方向的r值为2.0以上，所述r值用下式算出：r值＝-1/{1+ln(L0/L)/ln(W0/W)}，式中，L：试验片拉伸方向的长度，L0：试验片拉伸方向的初始长度，W：试验片的宽度方向的长度，W0：试验片的宽度方向的初始长度。
3.如权利要求1或2所述的钢管，其特征在于，所述组织的平均结晶粒径为20μm以上。
4.如权利要求1或2所述的钢管，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
5.如权利要求3所述的钢管，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
6.如权利要求1或2所述的钢管，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
7.如权利要求3所述的钢管，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
8.如权利要求4所述的钢管，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
9.如权利要求6所述的钢管，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
10.一种电磁特性优异的钢管的制造方法，其特征在于，将具有以质量％计含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的组成的钢管，在加热之后实施缩径轧制时，所述缩径轧制的缩径率为15％以上，轧制结束温度为730℃以上、900℃以下。
11.如权利要求10所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
12.如权利要求10所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
13.如权利要求11或12所述的钢管的制造方法，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
14.如权利要求10～12中任一项所述的钢管的制造方法，其特征在于，实施所述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。
15.如权利要求13所述的钢管的制造方法，其特征在于，实施所述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。
16.如权利要求14所述的钢管的制造方法，其特征在于，实施所述缩径轧制后，以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理，并且在所述缩径轧制后且在所述退火处理之前，实施冷拔加工。
17.如权利要求10～12中任一项所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的增厚率为40％以下的缩径轧制。
18.如权利要求13所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的增厚率为40％以下的缩径轧制。
19.如权利要求14所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的增厚率为40％以下的缩径轧制。
20.如权利要求16所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的增厚率为40％以下的缩径轧制。
21.如权利要求10～12中任一项所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的减薄率为40％以下的缩径轧制。
22.如权利要求13所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的减薄率为40％以下的缩径轧制。
23.如权利要求14所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的减薄率为40％以下的缩径轧制。
24.如权利要求16所述的钢管的制造方法，其特征在于，所述缩径轧制是钢管壁厚的减薄率为40％以下的缩径轧制。
说明书 :
技术领域
本发明涉及适用于磁屏蔽罩、电机用定子、转子等用途的电磁特性优异的钢管及其制造方法。
背景技术
一直以来，磁屏蔽罩及电机用定子、转子等使用电磁特性优异的薄钢板及厚钢板。作为电磁特性优异的材料，有易磁化方向<100>在面内无方向性取向的无方向性电磁钢板、易磁化方向<100>平行于轧制方向地强烈取向的方向性硅钢板等。
但是，将这些电磁特性优异的钢板例如作为磁屏蔽罩使用时，需要加工这些钢板，用焊接等将其接合、组装，从而加工成所需形状的工序。另外，作为电机的定子、转子使用时，将这些钢板冲压并层叠多层进行使用，需要进行冲压加工、层叠加工等工序。这样，将钢板作为原材料时，不仅需要复杂的工序，而且存在形成焊接部等不稳定部，导致电磁特性劣化的问题。为避免这些问题，也可以考虑将钢管作为原材料使用。
考虑将电磁钢板缝焊成电磁特性优异的钢管，但电磁钢板存在不仅Si含量高、缝焊困难，而且缝焊部的电磁特性劣化的问题。另外，也考虑使用电磁钢的钢坯形成无缝钢管，但是电磁钢延展性低，制管操作困难。
对于这种问题，例如在专利文献1中提出了下述的电磁材料管制造方法：使用Si、Al含量提高的组成的钢，将热挤压条件、热轧条件调整为适当范围，制成无缝钢管，接着在再结晶温度以下进行轧制，进而实施最终退火。但是，在专利文献1所述的技术中，需要热挤压工序，从而存在制造成本高的问题。
另外，在专利文献2中提出了下述的电磁钢管制造方法：将含有99.5％以上的Fe、余量由杂质构成的钢组成的钢坯或铸坯加热至1100～1350℃，进行热轧作为原材料，之后进行制管，以500～1000℃进行热处理。根据专利文献2所述的技术，可以得到作为磁屏蔽罩用的具有足够特性的钢管，但是该技术通过热处理只能实现单一的晶粒成长，还不能考虑到结晶方位的取向性，从而要求更高电磁特性的用途中存在特性不充分的问题。
专利文献1：特开平2-236226号公报
专利文献2：特公平7-68579号公报
但是，将这些电磁特性优异的钢板例如作为磁屏蔽罩使用时，需要加工这些钢板，用焊接等将其接合、组装，从而加工成所需形状的工序。另外，作为电机的定子、转子使用时，将这些钢板冲压并层叠多层进行使用，需要进行冲压加工、层叠加工等工序。这样，将钢板作为原材料时，不仅需要复杂的工序，而且存在形成焊接部等不稳定部，导致电磁特性劣化的问题。为避免这些问题，也可以考虑将钢管作为原材料使用。
考虑将电磁钢板缝焊成电磁特性优异的钢管，但电磁钢板存在不仅Si含量高、缝焊困难，而且缝焊部的电磁特性劣化的问题。另外，也考虑使用电磁钢的钢坯形成无缝钢管，但是电磁钢延展性低，制管操作困难。
对于这种问题，例如在专利文献1中提出了下述的电磁材料管制造方法：使用Si、Al含量提高的组成的钢，将热挤压条件、热轧条件调整为适当范围，制成无缝钢管，接着在再结晶温度以下进行轧制，进而实施最终退火。但是，在专利文献1所述的技术中，需要热挤压工序，从而存在制造成本高的问题。
另外，在专利文献2中提出了下述的电磁钢管制造方法：将含有99.5％以上的Fe、余量由杂质构成的钢组成的钢坯或铸坯加热至1100～1350℃，进行热轧作为原材料，之后进行制管，以500～1000℃进行热处理。根据专利文献2所述的技术，可以得到作为磁屏蔽罩用的具有足够特性的钢管，但是该技术通过热处理只能实现单一的晶粒成长，还不能考虑到结晶方位的取向性，从而要求更高电磁特性的用途中存在特性不充分的问题。
专利文献1：特开平2-236226号公报
专利文献2：特公平7-68579号公报
发明内容
本发明是为解决上述现有技术的问题而构成的，其目的在于，提供一种适用于磁屏蔽罩或电机的、电磁特性优异的钢管及其制造方法。
本发明者们为达成上述的课题而对影响钢管电磁特性的各种重要原因进行了锐意研究。结果发现，为了进一步提高钢管的电磁特性、特别是软磁特性，重要的是：
(ィ)对<100>方向在钢管的圆周方向强烈取向、<011>方向在轧制方向强烈取向的结晶组织进行调整，
(ロ)形成较粗大的晶粒，优选形成结晶粒径为20μm以上的晶粒，另外，
(ハ)消除缝焊部等不稳定部。
而且，为了进一步提高电磁特性，优选的是，
(ニ)使C含量不足0.01质量％。
本发明是根据上述结论进一步研究而完成的，即，本发明的要点如下。
(1)一种电磁特性优异的钢管，具有以质量％计含有C：0.5％以下、含有Fe：85％以上的组成，其特征在于，具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
(2)在(1)中，其特征在于，圆周方向的r值为1.2以上，轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上。
(3)在(1)或(2)中，其特征在于，所述组织的平均结晶粒径为20μm以上。
(4)在(1)至(3)的任一项中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：0.5％以下、还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(5)在(4)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述A～C组中的任一组或两组以上：
A组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
B组：Cr：15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下中的一种或两种以上；
C组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(6)一种电磁特性优异的钢管的制造方法，其特征在于，将具有以质量％计含有C：0.5％以下、含有Fe：85％以上的组成的钢管，在加热之后实施缩径轧制时，使所述缩径轧制的缩径率为15％以上，轧制结束温度为(Ar3相变点-10)℃以下。
(7)在(6)中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：0.5％以下，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(8)在(7)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述A～C组中的任一组或两组以上：
A组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
B组：Cr：15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下中的一种或两种以上；
C组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(9)在(6)～(8)的任一项中，其特征在于，实施所述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以550℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。
(10)在(9)中，其特征在于，在所述缩径轧制后且在所述退火处理之前，实施冷拔加工。
(11)在(6)～(10)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是增厚率为40％以下的缩径轧制。
(12)在(6)～(10)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是减薄率为40％以下的缩径轧制。
(13)一种电磁特性优异的钢管，具有以质量％计含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的组成，其特征在于，具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
(14)在(13)中，其特征在于，轧制方向的r值为2.0以上。
(15)在(13)或(14)中，其特征在于，所述组织的平均结晶粒径为20μm以上。
(16)在权利要求(13)～(15)的任一项中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(17)在(13)～15的任一项中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(18)在(16)或(17)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：
D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(19)一种电磁特性优异的钢管的制造方法，其特征在于，将具有以质量％计含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的组成的钢管，在加热之后实施缩径轧制时，所述缩径轧制的缩径率为15％以上，轧制结束温度为730℃以上、900℃以下。
(20)在(19)中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(21)在(19)中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(22)在(20)或(21)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：
D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(23)在(19)～(22)的任一项中，其特征在于，实施所述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。
(24)在(23)中，其特征在于，在所述缩径轧制后且在所述退火处理之前，实施冷拔加工。
(25)在(19)～(24)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是增厚率为40％以下的缩径轧制。
(26)在(19)～(24)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是减薄率为40％以下的缩径轧制。
本发明者们为达成上述的课题而对影响钢管电磁特性的各种重要原因进行了锐意研究。结果发现，为了进一步提高钢管的电磁特性、特别是软磁特性，重要的是：
(ィ)对<100>方向在钢管的圆周方向强烈取向、<011>方向在轧制方向强烈取向的结晶组织进行调整，
(ロ)形成较粗大的晶粒，优选形成结晶粒径为20μm以上的晶粒，另外，
(ハ)消除缝焊部等不稳定部。
而且，为了进一步提高电磁特性，优选的是，
(ニ)使C含量不足0.01质量％。
本发明是根据上述结论进一步研究而完成的，即，本发明的要点如下。
(1)一种电磁特性优异的钢管，具有以质量％计含有C：0.5％以下、含有Fe：85％以上的组成，其特征在于，具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
(2)在(1)中，其特征在于，圆周方向的r值为1.2以上，轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上。
(3)在(1)或(2)中，其特征在于，所述组织的平均结晶粒径为20μm以上。
(4)在(1)至(3)的任一项中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：0.5％以下、还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(5)在(4)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述A～C组中的任一组或两组以上：
A组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
B组：Cr：15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下中的一种或两种以上；
C组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(6)一种电磁特性优异的钢管的制造方法，其特征在于，将具有以质量％计含有C：0.5％以下、含有Fe：85％以上的组成的钢管，在加热之后实施缩径轧制时，使所述缩径轧制的缩径率为15％以上，轧制结束温度为(Ar3相变点-10)℃以下。
(7)在(6)中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：0.5％以下，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(8)在(7)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述A～C组中的任一组或两组以上：
A组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
B组：Cr：15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下中的一种或两种以上；
C组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(9)在(6)～(8)的任一项中，其特征在于，实施所述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以550℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。
(10)在(9)中，其特征在于，在所述缩径轧制后且在所述退火处理之前，实施冷拔加工。
(11)在(6)～(10)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是增厚率为40％以下的缩径轧制。
(12)在(6)～(10)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是减薄率为40％以下的缩径轧制。
(13)一种电磁特性优异的钢管，具有以质量％计含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的组成，其特征在于，具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
(14)在(13)中，其特征在于，轧制方向的r值为2.0以上。
(15)在(13)或(14)中，其特征在于，所述组织的平均结晶粒径为20μm以上。
(16)在权利要求(13)～(15)的任一项中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(17)在(13)～15的任一项中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(18)在(16)或(17)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：
D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(19)一种电磁特性优异的钢管的制造方法，其特征在于，将具有以质量％计含有C：不足0.01％、含有Fe：95％以上的组成的钢管，在加热之后实施缩径轧制时，所述缩径轧制的缩径率为15％以上，轧制结束温度为730℃以上、900℃以下。
(20)在(19)中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(21)在(19)中，其特征在于，所述组成以质量％计含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(22)在(20)或(21)中，其特征在于，除所述组成之外，以质量％计，还含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：
D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
(23)在(19)～(22)的任一项中，其特征在于，实施所述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。
(24)在(23)中，其特征在于，在所述缩径轧制后且在所述退火处理之前，实施冷拔加工。
(25)在(19)～(24)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是增厚率为40％以下的缩径轧制。
(26)在(19)～(24)的任一项中，其特征在于，所述缩径轧制是减薄率为40％以下的缩径轧制。
具体实施方式
本发明的钢管是具有以质量％计含有C：0.5％以下、含有Fe：85％以上的组成的钢管。首先，就本发明钢管组成的限定理由进行说明。另外，以下组成中的质量％简写为％。
C：0.5％以下
C是使强度增加的元素，优选根据所需钢管强度含有规定量，但是含量超过0.5％会使晶粒的成长性降低。因此，C限定在0.5％以下。另外，C使电磁特性降低，因此从电磁特性的观点考虑，优选其尽可能地减少，考虑到因磁时效引起的经时劣化时为0.01％以下，从进一步提高电磁特性的方面考虑，优选不足0.01％。C含量为0.01％以上时，存在为了将C作为析出物固定而添加的金属元素(碳化物形成元素)的量变多，电磁特性难以提高的问题。更优选为0.004％以下。但是，当将C降低到0.001％以下时，会使精炼时间异常延长，从而导致精炼成本增高，因此，从经济的观点考虑优选将0.001％程度设定为下限。
Fe：85％以上
随着杂质增加，晶粒成长的阻碍要素增加，电磁特性降低，因此，优选设定为杂质少的高纯度。在本发明中，为了抑制杂质量、提高纯度，将Fe组分设定在85％以上。另外，优选95％以上，更优选98％以上。
本发明的基本组成如上所述，但为了进一步提高电磁特性，优选下述组成：以质量％计，含有C：0.5％以下，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
另外，在要求电磁特性进一步提高的用途中，优选设定C不足0.01％、极力降低其它成分含量、设定Fe为95％以上的高纯度类的组成。为进一步提高电磁特性，根据需要含有Si、Al，或为进一步提高高频带的电磁特性，也可以含有Cr、Ni等。在要求这种优异的电磁特性的用途方面，优选使用以质量％计，含有C：不足0.01％，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成的高纯度类的组成；或以质量％计，含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成的高纯度类组成。
Si：0.45％以下，或大于0.45％、3.5％以下
Si作为脱氧剂的作用，至少含有0.01％以上。另外，Si是提高电磁特性特别是铁损特性、并且固溶而增加钢管强度的元素，但是，含量超过0.45％，可能会使缝焊性下降。因此，优选将Si限定在0.45％以下。另外，要求特别优异的电磁特性时，可以设定Si大于0.45％、3.5％以下。Si含量超过3.5％时，低H(磁场)区域的磁通密度(B)优异，但是高H区域的饱和磁通密度B降低，缝焊性越发地显著劣化。
Mn：0.1～1.4％
Mn是与S结合而形成MnS，消除S的不良影响，从而提高热加工性的元素，优选根据S的含量设定Mn的含量，在本发明中优选含有0.1％以上。另外，Mn是因固溶而增加钢管强度的元素，优选根据所需钢管强度设定含有量，但是含量超过1.4％时，韧性恶化。因此，Mn优选限定在0.1～1.4％的范围。另外，更优选0.3～0.6％。
S：0.01％以下
由于S在钢中作为夹杂物存在，使加工性降低，同时作为MnS而阻碍电磁特性，因此优选尽可能地降低其含量。这样，优选将S限定在0.01％以下。当为了提高电磁特性而含有大量的Si和Al时，为提高冲压性，优选S降低至0.001％以下。但是，过度地降低S含量会导致精炼成本升高，因此将下限设定为0.001％左右。
P：0.025％以下
P是通过固溶而有助于增加钢管强度并且提高电磁特性的元素，但是，P的晶界偏析的倾向强，产生妨碍磁壁移动的不良影响的可能性增强，在本发明中优选限定在0.025％以下。另外，过度的降低会导致精炼成本升高，因此优选将下限设定为0.005％左右。
Al：0.01～0.06％、或大于0.06％、0.5％以下
Al是用作脱氧剂并且形成AlN而降低固溶N量的元素。为达到这样的效果，公认的含量为0.01％以上，但是N含量超过0.06％时，常常会增加夹杂物量，导致电磁特性降低。因此，优选将Al限定在0.01％～0.06％的范围内。另外，更优选与N含量的关系在27/14N以上、3×27/14N以下。在含有Ti、B等强氮化物形成元素时，Al量可以减少。另外，Al与Si都是提高电磁特性的元素，特别是在要求低H(磁场)区域优异的电磁特性时，可以含有大于0.06％、0.5％以下的Al。但是，若Al含量超过0.5％，有时反而会引起电磁特性的恶化。
N：0.005％以下
N在钢中作为侵入型固溶元素来增加强度，但是提高内部应力使电磁特性降低的同时，形成AlN而给电磁特性带来不良影响。因此，优选尽可能地降低N，可以允许降低到0.005％。因此，优选将N设定在0.005％以下。另外，根据与冶炼成本的关系将下限设定在0.001％左右。另外，为了提高电磁特性，在含有大量的Al时，优选将N降低至0.0025％以下，以便防止因AlN导致电磁特性恶化。
另外，除了上述成分以外，也可以含有选自以下A～C组中的任一组或两组以上：
A组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
B组：Cr：15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下中的一种或两种以上；
C组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。另外，在高纯度类的组成时，优选含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：
D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
A组或D组的Ti、Nb、B是形成碳化物、氮化物等而增强钢管强度的元素，可以根据需要选择性含有。含量超过Ti：0.05％、Nb：0.05％、B：0.005％时，多数情况会使磁特性恶化，因此优选将上限分别设定为：Ti：0.05％、Nb：0.05％、B：0.005％。
B组或E组：Cr、Mo、Ni是提高淬硬性、耐蚀性的元素，可以根据需要选择性含有。含量超过Cr：15％、Mo：0.3％、Ni：0.5％时使电磁特性劣化，因此优选将上限分别设定为：Cr：15％、Mo：0.3％、Ni：0.5％。另外，Cr是特别提高耐蚀性的元素，15％以上的较多含量限于需要显著地提高耐蚀性的情况。在以提高淬硬性为目的时，优选设定为0.05％以下。另外，在要求电磁特性更高的用途时，优选设定为Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下、Ni：0.05％以下。另外，在需要进一步提高高频带的电磁特性时，在设定Fe：95％以上的高纯度类组成条件的基础上，可以含有Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下。
C组或F组：Ca、REM是控制夹杂物的形态、提高耐蚀性的元素，可以根据需要选择性含有。在与水稍微接触的环境下使用时，优选含有Ca、REM，从而提高耐蚀性。另外，含量超过Ca：0.005％、REM：0.05％时，会使磁特性恶化。因此，优选将上限设定为：Ca：0.005％、REM：0.05％。
上述成分以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。
在上述组成的基础上，本发明的钢管还具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
通过将结晶方位设为把钢管的易磁化轴即<100>方向在圆周方向取向、且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位，显著提高钢管的电磁特性。在本发明中，设定<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上。在三维随机方位强度低于3.0时，不能得到优异的电磁强度。另外，优选8.0以上，更优选10以上。
这里所说的三维随机强度比是表示某特定结晶方位的取向的有无的指标，将完全没有取向的状态(随机)的结晶方位设为1，将有取向性的特定结晶方位的强度在随机状态规格化。数值越大表示取向性越强。
具体而言，通过反射法测定不完全极点图，将特定结晶方位(在本发明中，<100>方向在圆周方向取向、且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位)的积分强度用随机强度规格化并求得。另外，从同时应用了反射法及透射法的完全极点图中也可以得到同样的值。
本发明中所说的“优异的电磁特性”是指，最大相对磁导率比未实施其后的处理的原电焊钢管大，另外，在磁化力为200A/m的低磁场条件下，磁通密度比原电焊钢管大。但是，电焊钢管原有状态的最大相对磁导率及200A/m的磁通密度受化学成分的影响，因此必须考虑到高纯度类的成分是良好的。因此，例如加入了大量添加元素后的电磁特性，即使是略微优于高纯度类的电焊钢管原有状态，也视作其钢管的电磁特性得到相当大的提高。
另外，在高纯度类组成的钢管中的“优异的电磁特性”是指，优选最大相对磁导率为2500以上，更优选7500以上；优选磁化力为200A/m的低磁场条件下的磁通密度为0.8T以上，更优选1.0T以上，同时，钢管在缩径轧制后，以电焊钢管原有的特性为基准，在缩径轧制后实施热处理时，以对电焊钢管实施热处理后的特性为基准，将比其最大相对磁导率、磁通密度优异作为“优异的电磁特性”的判断基准。
再者，本发明的钢管优选具有平均结晶粒径为5μm以上的组织。在平均结晶粒径不足5μm时，即使<100>在圆周方向取向、且<011>在轧制方向取向，也难以确保优异的电磁特性。在本发明中，从可以得到优异的电磁特性的观点出发，优选晶粒为比较粗的晶粒。更优选平均结晶粒径为10μm以上，进一步优选平均结晶粒径为20μm以上，优选40μm以上。特别是，通过将平均结晶粒径设定在20μm以上，进一步设定在40μm以上，成为具有更优异的电磁特性的钢管。
另外，本发明钢管中，优选圆周方向的r值为1.2以上，轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上。另外，具有高纯度类组成的本发明的钢管，优选轧制方向的r值为2.0以上。由于圆周方向的r值为1.2以上，轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上，或高纯度类组成的钢管的轧制方向的r值为2.0以上，从而可以确保优异的电磁特性。r值不足上述数值时，难以确保优异的电磁特性。另外，高纯度类组成的钢管的压延方向的r值优选4.0以上，更优选8.0以上。
一直以来，r值被用作成形性的指标，但是，在本发明钢管中，由于具有<100>在圆周方向取向、<011>在轧制方向取向的结晶方位，因此随着电磁特性的提高，轧制方向的r值与电磁方向密切对应，所以r值可以用作电磁特性的指标。
在本发明中，r值的测定，在试验片的拉伸方向及其垂直方向贴附变形量规，进行拉伸试验，逐一获取各方向的位移，利用伸长6～7％附近的位移来计算r值。另外，之所以用伸长6～7％计算r值，是为了在超过屈服点伸长的区域的塑性变形区域算出。r值用下式算出：
r值＝-1/{1+ln(L0/L)/ln(W0/W)}
在此，L：试验片拉伸方向的长度
L0：试验片拉伸方向的初始长度
W：试验片的宽度方向的长度
W0：试验片的宽度方向的初始长度。
另外，在屈服点伸长超过7％时，用塑性变形的部分测定r值。另外，既可以用JIS12号片(弧状试验片)进行评价，也可以使用将钢管平板展开后的平板试验片进行评价，若由试验片的平行部确保贴附变形量规的面积，则试验片自身不受JIS5号、13号B等特别限制。但是，测定圆周方向的r值时，必须进行平板展开。
下面，对本发明钢管的优选制造方法进行说明。
在本发明中，加热具有上述组成的钢管，实施缩径轧制。
本发明中使用的钢管，除具有上述组成之外，其制造方法没有特别限定。用通常公知的方法制造的无缝钢管或用通常公知的方法制造的电焊钢管等焊接钢管都可以适用。
在进行缩径轧制时，加热钢管的方法不必特别限定。用加热炉进行加热、利用感应加热进行加热等都可以。另外，像无缝钢管那样的经热轧造管、制管得到的产品，也可以在制管后直接送入缩径轧制装置，进行缩径轧制。另外，也可以在再加热之后进行缩径轧制。
在进行再加热时，缩径轧制的加热温度优选设定在1100℃以下。当加热温度超过1100℃时，钢管的表面性状恶化。在轧制后实施研磨或蚀刻处理等时，不需要限定加热温度的上限。另外，加热温度优选设定在700℃以上，使用高纯度类组成的钢管时优选设定在750℃以上。不足700℃或使用高纯度类组成的钢管时，不足750℃，该情况下，变形阻力提高，难以确保规定值以上的缩径率，同时在冷却后的钢管上会残留缩径轧制的变形，从而使电磁特性降低。另外，在具有电焊钢管等焊接部的钢管中，从消除不稳定部，提高钢管整体的电磁特性的观点来看，优选加热温度设定在Ac3相变点以上。为了确保规定温度以上的缩径轧制的轧制结束温度，必须设定上述加热温度的下限值。
缩径轧制优选设定为：缩径率：15％以上，轧制结束温度为(Ar3相变点-10)℃以下。另外，在轧制高纯度类组成的钢管时，优选设为：缩径率：15％以上，轧制结束温度为730℃以上、900℃以下。由此，可使钢管组织形成下述组织：具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位，晶粒成长，具有比较粗大的结晶。
缩径率不足15％时，缩径量不足，晶体难以在上述所需结晶方位上取向。另一方面，缩径率的上限由制品尺寸、轧机的能力决定，不作特别限定，但优选设定为85～90％左右。另外，更优选缩径率为45～80％。
缩径轧制的轧制结束温度优选(Ar3相变点-10)℃以下，在采用高纯度类组成的钢管时优选设定在900℃以下。当缩径轧制的轧制结束温度升高而超过(Ar3相变点-10)℃(高纯度类组成的钢管时为900℃)时，在奥氏体区域结束缩径轧制，未在上述所需结晶方位取向，而是随机取向，磁特性没有提高。另外，这里所说的轧制结束温度使用在钢管表面测定的温度。另外，优选轧制结束温度设为400℃以上(高纯度类组成的钢管时为730℃以上)。在不足400℃(采用高纯度类组成的钢管时不足730℃)时，缩径轧制的变形残留，同时难以得到<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位，从而磁特性降低。更优选600℃以上(在采用纯铁类组成的钢管时为750℃以上)。
另外，本发明中，更优选将缩径轧制设定为：减薄率为40％以下或增厚率为40％以下。当减薄率或增厚率增大而超过40％时，结晶方位的旋转过大，影响到结晶方位的取向，不能得到上述所需结晶方位的取向。因此，更优选将缩径轧制的减薄率或增厚率限定在40％以下。另外，在缩径轧制后的状态下直接使用时，更优选将增厚率设定为10～25％。另一方面，在缩径轧制后实施退火处理时，优选将减薄率设定为10～25％。通过这样限定范围，圆周方向上的<100>方向的取向增强，电磁特性随之进一步提高。
另外，减薄率、增厚率即壁厚变化率的值是利用下式算出的：
壁厚变化率＝[{(缩径轧制的壁厚)-(管坯壁厚)}/(管坯壁厚)]×100(％)。
另外，本发明中，优选在上述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以550℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。另外，在采用高纯度类组成的钢管时，退火处理温度优选设定为750℃以上、Ac1相变点以下的温度。
由于以550℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理，在采用高纯度类组成的钢管时以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理，因而晶粒进一步成长，电磁特性进一步提高。退火温度不足550℃(在采用高纯度类组成的钢管时不足750℃)时，晶粒成长迟缓，为了成长到所需粒径的晶粒，需要较长时间。另一方面，当退火温度升高而超过Ac1相变点时，结晶方位开始零乱。因此，退火处理设定在550℃以上、Ac1相变点以下(高纯度类组成的钢管时设定为750℃以上、Ac1相变点以下)的温度进行。
另外，从电磁特性的观点考虑，退火后的冷却优选为缓冷。无论是缩径轧制后还是加工成所需制品形状后进行退火处理，其效果都是同样的。通过适当设定退火处理的条件，可以容易地使平均结晶粒径为20μm以上，优选为40μm以上。
另外，优选在缩径轧制后、且进行上述退火处理之前，实施冷拔加工。由此，得到具有更优异的电磁特性的钢管。可以认为这是由于：通过冷拔加工，在一定程度地限制晶粒旋转的状态下施加冷轧变形，因此在退火时促进了晶粒的取向、晶粒的成长。另外，冷拔加工的断面收缩率优选为15％以上、60％以下。另外，断面收缩率用下式计算：
断面收缩率(％)＝[{(拉拔前的钢管断面积)-(拉拔后的钢管断面积)}/(拉拔前的钢管断面积)]×100。
实施例
实施例1
将使表1所示组成的薄钢带板辊轧成形为开式管并对其端部进行缝焊而得到的电焊钢管以及以曼内斯曼式对具有表1所示组成的铸坯进行制管而得到的无缝钢管，作为原材料钢管。
将这些原材料钢管加热至900～1000℃后，实施表2所示条件(缩径率、减薄(-)率/增厚(+)率、轧制结束温度)下的缩径轧制。对得到的一部分钢管进一步实施冷拔加工及/或退火处理。另外，使冷拔加工的断面收缩率为30％。保持在500～900℃的温度范围内进行退火处理。
对得到的钢管实施电磁特性的测定、组织调查、r值测定等。测定的方法如下。
(1)电磁特性
将得到的钢管切成长度为5～10mm的环形，将切断面研磨后，设定一次卷数：250卷、二次卷数：100卷，测定直流磁化特性。施加高达10000A/m的磁化力，测定磁导率，求出最大值(最大磁导率)，算出最大相对磁导率。另外，再求出磁化力200A/m的磁通密度。通过酸洗消除刻度后再进行测定。此外，最大相对磁导率以未实施其后的处理的电焊钢管(钢管No.1)为基准(1.0)，利用与基准之比(最大相对磁导率比)进行评价。
(2)组织调查
对得到的钢管实施结晶粒径的测定、结晶方位的测定。
结晶粒径，是通过用硝酸乙醇腐蚀液对钢管的L方向断面进行蚀刻，用显微镜观察，并用直线交叉线段法算出的。另外，测定位置是去除最表层100μm的板厚中央部。沿L方向测定500个晶粒的线段长度，且沿板厚方向同样测定500个晶粒的线段长度，用各方向的线段长度除以铁素体粒数，算出粒径大小，然后取平均值，得到平均结晶粒径。
再有，结晶取向通过用X线衍射法测定三维随机强度比求得。对于将钢管平板展开而得到的试片，采用通过研磨去除表层500μm以上，从钢管的壁厚中央部附近进行了抛光加工的试验片。为消除研磨时的加工变形，对这些试验片进一步实施化学研磨(腐蚀液：2～3％氢氟酸+双氧水)。
用X线回折装置对得到的测定用试验片进行测定，获得利用反射法得到的不完全极点图。根据所得到的结果，将钢管的<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的积分强度用随机强度规格化，求出三维随机强度比。X线源采用CuKa。
(3)r值测定
使用将得到的钢管平板展开后的试验片或从钢管上切下的试验片(JIS12号试验片)评价r值。r值的测定方法与上述方法相同。
将得到的结果一并记入表2。
表1
本发明的例子中都是<100>方向在圆周方向强烈取向，<011>方向在轧制方向强烈取向，且X线的三维随机强度比为3.0以上，都显示出最大相对磁导率比原电焊钢管(钢管No.1)高的优异特性。另外，在本实施例中，低磁场(200A/m)的磁通密度也比原电焊钢管(钢管No.1)大。
特别是在本实施例(钢管No.11、13～16、19、20、22、23、25)中，<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为8.0以上，特别是电磁特性显著提高。另外，在本实施例(钢管No.13、16、25)中为10.0以上，显示了更加优异的特性。另外，在缩径轧制后，通过实施550℃以上的退火处理(钢管No.15、16)、或实施冷拔加工及550℃以上的退火处理(钢管No.13)，使晶粒粗大化，电磁特性进一步显著提高。另外，在缩径轧制后实施退火处理的本实施例(钢管No.19～21)中，通过进行轧制使壁厚减小10～25％，与不增减壁厚的情况相比，电磁特性进一步提高。另一方面，在只进行缩径轧制而未实施退火处理时，通过进行轧制使壁厚增加10～25％，与不增减壁厚的情况相比，电磁特性进一步提高。另外，当壁厚变化率超过25％时，电磁特性提高的效果减小。另外，圆周方向的r值为1.2以上、轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上的钢管都是<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上，显示出优异的电磁特性。
另一方面，本发明范围之外的比较例中，<100>方向在圆周方向取向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比不足3.0，则认为其电磁特性没有提高。
C含量在本发明范围之外的比较例(钢管No.7)中，最大相对磁导率比低达比较例(钢管No.1)的0.8。
另外，缩径轧制的缩径率低于本发明适用范围的比较例(钢管No.10)的最大相对磁导率比，与原材料钢管初始状态的比较例(钢管No.1)同处在相同的水平，认为没有任何提高。另外，缩径轧制的轧制结束温度高于本发明适用范围的比较例(钢管No.12)的最大相对磁导率比与原材料钢管原有状态(钢管No.1)同处在相同的水平，认为没有任何提高。另外，从缩径轧制后的退火处理温度高于本发明适用范围的比较例(钢管No.17、18)中可知，晶粒成长，与原材料钢管初始状态(钢管No.1)相比，最大相对磁导率比提高，但是三维随机强度比不足3.0，缩径轧制时形成的结晶方位溃乱且随机化。因此，钢管No.17、18(比较例)的200A/m的磁通密度与原材料钢管初始状态(钢管No.1)大致相等，认为电磁特性没有钢管No.15、16(本实施例)那样的显著提高。
实施例2
将使表3所示的高纯度类组成的薄钢带板辊轧成形为开式管并对其端部进行缝焊而得到的电焊钢管作为原材料钢管。
将这些原材料钢管加热至900～1000℃后，实施表4-1、表4-2所示条件(缩径率、减薄(-)率/增厚(+)率、轧制结束温度)下的缩径轧制。对得到的一部分钢管进一步实施冷拔加工及/或退火处理。使冷拔加工的断面收缩率为30％。在保持650～950℃的温度范围内进行退火处理。
对得到的钢管实施电磁特性的测定、组织调查、r值测定。测定的方法与实施例1大致相同，如下所述。
(1)电磁特性
将得到的钢管切成长度为5～10mm的环形，将切断面研磨后，设定一次卷数：250卷、二次卷数：100卷，测定直流磁化特性。施加高达10000A/m的磁化力作用，测定磁导率，求出最大值(最大磁导率)，算出最大相对磁导率。另外，再评价磁化力为200A/m的磁通密度。通过酸洗去除刻度后再进行测定。
(2)组织调查
对得到的钢管实施结晶粒径的测定、结晶方位的测定。
结晶粒径是通过用腐蚀液对钢管的C断面进行蚀刻，用显微镜观察，并用直线相交线段法算出的。腐蚀液为硝酸乙醇溶液和苦味醇液或苦味酸饱和水溶液，将试验片交替浸渍在两种腐蚀液中，显现组织后测定粒径。另外，在测定粒径时，只设定可以明显识别的晶界(大倾角晶界)，忽略像蛛丝那样腐蚀得非常薄的晶界，视其不存在。
另外，测定位置是去除最表层100μm的板厚中央部。在沿钢管表层的方向测定200个晶粒的线段长度，将线段的长度除以铁素体粒数，算出粒径大小，作为平均结晶粒径。另外，当平均结晶粒径明显超过100μm而不能测定正确的粒径时，表示成大于100μm(＞100μm)。在实施了退火处理的钢管中，晶粒虽然是整粒，但是在高纯度类组成的钢管中，缩径轧制后的组织形成晶粒沿壁厚方向(从钢管的外侧向内侧方向)延伸的组织。
再有，结晶方位通过用X线衍射法测定三维随机强度比求得。对于将钢管平板展开得到的试片，采用通过研磨去除表层500μm以上，从钢管的壁厚中央部附近进行了抛光加工的试验片。为消除研磨时的加工变形，对这些试验片进一步实施了化学研磨(腐蚀液：2～3％氢氟酸+双氧水)。
用X线回折装置对得到的测定用试验片进行测定，获得利用反射法得到的不完全极点图。根据得到的结果，将钢管的<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的积分强度用随机强度规格化，求出三维随机强度比。X线源采用CuKa。
(3)r值测定
利用从得到的钢管切下的弧状试验片(JIS12号试验片)，用与上述测定方法相同的方法在试验片上贴附变形量规，测定圆周方向与轧制方向的变形，评价r值。利用伸长7～8％时的变形进行计算。
将得到的结果一并记入表4-1、4-2。
本发明的任一例都显示出下述的优异电磁特性：具有C：不足0.01％、Fe：95％以上的高纯度类组成，<100>方向在圆周方向强烈取向且<011>方向在轧制方向强力取向，X线的三维随机强度比为3.0以上，最大相对磁导率为2500以上，低磁场(200A/m)的磁通密度为0.8T以上。另外，本实施例的平均结晶粒径均为20μm以上，轧制方向的r值均为2.0以上。若平均结晶粒径为20μm以上，轧制方向的r值为2.0以上，则大体显示出良好的电磁特性。
特别是在缩径轧制后实施了退火处理的本实施例(钢管No.2-2～No.2-4、No.2-7～No.2-10、No.2-18～No.2-20、No.2-22、No.2-26、No.2-27、No.2-28、No.2-29)中显示出非常优异的电磁特性，最大相对磁导率为7500以上，低磁场(200A/m)的磁通密度为1.0T以上。
另外，Si及Al含量高的本实施例(钢管No.2-28)中，最大相对磁导率为61280，低磁场(200A/m)的磁通密度为1.9T，其电磁特性显著提高。另外，Cr含量为1.5％的本实施例(钢管No.2-29)中，最大相对磁导率及低磁场(200A/m)的磁通密度与不含有Cr的本实施例(钢管No.2-2～No.2-4、No.2-7～No.2-10)大致在同等程度，但是在含有Cr的钢管No.2-29中，其在400Hz、磁通密度为0.1T的条件下的铁损为2.01W/Kg，与之相对，不含有Cr的钢管No.2-10中为2.48W/Kg，由此可知，由于含有Cr，高频带的电磁特性显著地提高。另外，实施了拉拔加工的本实施例(钢管No.2-27)与未实施拉拔加工的比较例(钢管No.2-26)相比，最大相对磁导率、磁通密度同时提高。
另外，在缩径轧制的轧制结束温度处于高纯度类组成钢管的适用范围以外的本发明例(钢管No.2-12、No.2-13、No.2-17)中，电磁特性稍微降低。另外，在缩径轧制的缩径率处于本发明适用范围之外的本发明例(钢管No.2-21)中，电磁特性稍微降低。另外，在缩径轧制后的退火处理温度处于高纯度类组成钢管的适用范围以外的本发明例(钢管No.2-6、No.2-11)中，电磁特性稍微降低。
另外，缩径轧制后的本发明例(钢管No.2-1)，与同一组成的电焊钢管原有状态的比较例(钢管No.2-14)相比，最大相对磁导率提高20％以上，低磁场(200A/m)的磁通密度提高200％以上。另外，在缩径轧制后实施了退火处理的本实施例(例如钢管No.2-7～No.2-10、钢管No.2-17～No.2-22)，与制成同一组成的电焊管后实施了退火处理的比较例(例如钢管No.2-15、钢管No.2-24)相比，最大相对磁导率提高20％以上，低磁场(200A/m)的磁通密度提高200％以上。
再有，缩径轧制的退火温度低于适用范围的钢管No.2-6，与同一组成的电焊钢管原有状态的比较例(钢管No.2-14)相比，电磁特性提高，但是结晶粒径变细，与制成同一组成的电焊管后实施了退火处理的比较例(例如钢管No.2-15、钢管No.2-16)相比，电磁特性的提高量较少。另外，在缩径轧制的轧制结束温度处于本发明适用范围以外的本实施例(缩径轧制后实施了退火处理的钢管)(钢管No.2-17)中，与制成同一组成的电焊管后实施了退火处理的比较例(钢管No.2-15)相比，虽然最大相对磁导率稍微降低，但磁通密度提高。这是因为在钢管No.2-25中，通过制成电焊管后的热处理(退火处理)使晶粒成长，但是由于没有实施缩径轧制，所以晶粒的取向性不充分。
另一方面，在X线的三维随机强度比不足3.0时，在处于本发明范围之外的比较例中，与本发明例相比，最大相对磁导率或低磁场(200A/m)的磁通密度降低，电磁特性恶化。
在作为比较例的钢管No.2-5、钢管No.2-11中，缩径轧制后的退火处理加热温度高于本发明的适用范围，由于加热至奥氏体单相区域，所以缩径轧制时形成的结晶方位随机化，而使X线的三维随机强度比不足3.0，电磁特性降低。另外，在比较例的钢管No.2-23中，缩径轧制的轧制结束温度高，X线的三维随机强度比不足3.0，电磁特性降低。
工业实用性
根据本发明可以容易且廉价地制造出电磁特性优异的钢管，其作为磁屏蔽罩用材料或电机用材料具有充分的软磁性，在工业上起到显著的效果。
C：0.5％以下
C是使强度增加的元素，优选根据所需钢管强度含有规定量，但是含量超过0.5％会使晶粒的成长性降低。因此，C限定在0.5％以下。另外，C使电磁特性降低，因此从电磁特性的观点考虑，优选其尽可能地减少，考虑到因磁时效引起的经时劣化时为0.01％以下，从进一步提高电磁特性的方面考虑，优选不足0.01％。C含量为0.01％以上时，存在为了将C作为析出物固定而添加的金属元素(碳化物形成元素)的量变多，电磁特性难以提高的问题。更优选为0.004％以下。但是，当将C降低到0.001％以下时，会使精炼时间异常延长，从而导致精炼成本增高，因此，从经济的观点考虑优选将0.001％程度设定为下限。
Fe：85％以上
随着杂质增加，晶粒成长的阻碍要素增加，电磁特性降低，因此，优选设定为杂质少的高纯度。在本发明中，为了抑制杂质量、提高纯度，将Fe组分设定在85％以上。另外，优选95％以上，更优选98％以上。
本发明的基本组成如上所述，但为了进一步提高电磁特性，优选下述组成：以质量％计，含有C：0.5％以下，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
另外，在要求电磁特性进一步提高的用途中，优选设定C不足0.01％、极力降低其它成分含量、设定Fe为95％以上的高纯度类的组成。为进一步提高电磁特性，根据需要含有Si、Al，或为进一步提高高频带的电磁特性，也可以含有Cr、Ni等。在要求这种优异的电磁特性的用途方面，优选使用以质量％计，含有C：不足0.01％，还含有Si：0.45％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成的高纯度类的组成；或以质量％计，含有C：不足0.01％、还含有Si：大于0.45％、3.5％以下、Mn：0.1～1.4％、S：0.01％以下、P：0.025％以下、Al：大于0.06％、0.5％以下、N：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成的高纯度类组成。
Si：0.45％以下，或大于0.45％、3.5％以下
Si作为脱氧剂的作用，至少含有0.01％以上。另外，Si是提高电磁特性特别是铁损特性、并且固溶而增加钢管强度的元素，但是，含量超过0.45％，可能会使缝焊性下降。因此，优选将Si限定在0.45％以下。另外，要求特别优异的电磁特性时，可以设定Si大于0.45％、3.5％以下。Si含量超过3.5％时，低H(磁场)区域的磁通密度(B)优异，但是高H区域的饱和磁通密度B降低，缝焊性越发地显著劣化。
Mn：0.1～1.4％
Mn是与S结合而形成MnS，消除S的不良影响，从而提高热加工性的元素，优选根据S的含量设定Mn的含量，在本发明中优选含有0.1％以上。另外，Mn是因固溶而增加钢管强度的元素，优选根据所需钢管强度设定含有量，但是含量超过1.4％时，韧性恶化。因此，Mn优选限定在0.1～1.4％的范围。另外，更优选0.3～0.6％。
S：0.01％以下
由于S在钢中作为夹杂物存在，使加工性降低，同时作为MnS而阻碍电磁特性，因此优选尽可能地降低其含量。这样，优选将S限定在0.01％以下。当为了提高电磁特性而含有大量的Si和Al时，为提高冲压性，优选S降低至0.001％以下。但是，过度地降低S含量会导致精炼成本升高，因此将下限设定为0.001％左右。
P：0.025％以下
P是通过固溶而有助于增加钢管强度并且提高电磁特性的元素，但是，P的晶界偏析的倾向强，产生妨碍磁壁移动的不良影响的可能性增强，在本发明中优选限定在0.025％以下。另外，过度的降低会导致精炼成本升高，因此优选将下限设定为0.005％左右。
Al：0.01～0.06％、或大于0.06％、0.5％以下
Al是用作脱氧剂并且形成AlN而降低固溶N量的元素。为达到这样的效果，公认的含量为0.01％以上，但是N含量超过0.06％时，常常会增加夹杂物量，导致电磁特性降低。因此，优选将Al限定在0.01％～0.06％的范围内。另外，更优选与N含量的关系在27/14N以上、3×27/14N以下。在含有Ti、B等强氮化物形成元素时，Al量可以减少。另外，Al与Si都是提高电磁特性的元素，特别是在要求低H(磁场)区域优异的电磁特性时，可以含有大于0.06％、0.5％以下的Al。但是，若Al含量超过0.5％，有时反而会引起电磁特性的恶化。
N：0.005％以下
N在钢中作为侵入型固溶元素来增加强度，但是提高内部应力使电磁特性降低的同时，形成AlN而给电磁特性带来不良影响。因此，优选尽可能地降低N，可以允许降低到0.005％。因此，优选将N设定在0.005％以下。另外，根据与冶炼成本的关系将下限设定在0.001％左右。另外，为了提高电磁特性，在含有大量的Al时，优选将N降低至0.0025％以下，以便防止因AlN导致电磁特性恶化。
另外，除了上述成分以外，也可以含有选自以下A～C组中的任一组或两组以上：
A组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
B组：Cr：15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下中的一种或两种以上；
C组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。另外，在高纯度类的组成时，优选含有选自下述D～F组中的任一组或两组以上：
D组：Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、B：0.005％以下中的一种或两种以上；
E组：Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下中的一种或两种以上；
F组：Ca：0.005％以下、REM：0.05％以下中的一种或两种。
A组或D组的Ti、Nb、B是形成碳化物、氮化物等而增强钢管强度的元素，可以根据需要选择性含有。含量超过Ti：0.05％、Nb：0.05％、B：0.005％时，多数情况会使磁特性恶化，因此优选将上限分别设定为：Ti：0.05％、Nb：0.05％、B：0.005％。
B组或E组：Cr、Mo、Ni是提高淬硬性、耐蚀性的元素，可以根据需要选择性含有。含量超过Cr：15％、Mo：0.3％、Ni：0.5％时使电磁特性劣化，因此优选将上限分别设定为：Cr：15％、Mo：0.3％、Ni：0.5％。另外，Cr是特别提高耐蚀性的元素，15％以上的较多含量限于需要显著地提高耐蚀性的情况。在以提高淬硬性为目的时，优选设定为0.05％以下。另外，在要求电磁特性更高的用途时，优选设定为Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下、Ni：0.05％以下。另外，在需要进一步提高高频带的电磁特性时，在设定Fe：95％以上的高纯度类组成条件的基础上，可以含有Cr：5％以下、Ni：5％以下、Mo：0.05％以下。
C组或F组：Ca、REM是控制夹杂物的形态、提高耐蚀性的元素，可以根据需要选择性含有。在与水稍微接触的环境下使用时，优选含有Ca、REM，从而提高耐蚀性。另外，含量超过Ca：0.005％、REM：0.05％时，会使磁特性恶化。因此，优选将上限设定为：Ca：0.005％、REM：0.05％。
上述成分以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。
在上述组成的基础上，本发明的钢管还具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上的组织。
通过将结晶方位设为把钢管的易磁化轴即<100>方向在圆周方向取向、且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位，显著提高钢管的电磁特性。在本发明中，设定<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上。在三维随机方位强度低于3.0时，不能得到优异的电磁强度。另外，优选8.0以上，更优选10以上。
这里所说的三维随机强度比是表示某特定结晶方位的取向的有无的指标，将完全没有取向的状态(随机)的结晶方位设为1，将有取向性的特定结晶方位的强度在随机状态规格化。数值越大表示取向性越强。
具体而言，通过反射法测定不完全极点图，将特定结晶方位(在本发明中，<100>方向在圆周方向取向、且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位)的积分强度用随机强度规格化并求得。另外，从同时应用了反射法及透射法的完全极点图中也可以得到同样的值。
本发明中所说的“优异的电磁特性”是指，最大相对磁导率比未实施其后的处理的原电焊钢管大，另外，在磁化力为200A/m的低磁场条件下，磁通密度比原电焊钢管大。但是，电焊钢管原有状态的最大相对磁导率及200A/m的磁通密度受化学成分的影响，因此必须考虑到高纯度类的成分是良好的。因此，例如加入了大量添加元素后的电磁特性，即使是略微优于高纯度类的电焊钢管原有状态，也视作其钢管的电磁特性得到相当大的提高。
另外，在高纯度类组成的钢管中的“优异的电磁特性”是指，优选最大相对磁导率为2500以上，更优选7500以上；优选磁化力为200A/m的低磁场条件下的磁通密度为0.8T以上，更优选1.0T以上，同时，钢管在缩径轧制后，以电焊钢管原有的特性为基准，在缩径轧制后实施热处理时，以对电焊钢管实施热处理后的特性为基准，将比其最大相对磁导率、磁通密度优异作为“优异的电磁特性”的判断基准。
再者，本发明的钢管优选具有平均结晶粒径为5μm以上的组织。在平均结晶粒径不足5μm时，即使<100>在圆周方向取向、且<011>在轧制方向取向，也难以确保优异的电磁特性。在本发明中，从可以得到优异的电磁特性的观点出发，优选晶粒为比较粗的晶粒。更优选平均结晶粒径为10μm以上，进一步优选平均结晶粒径为20μm以上，优选40μm以上。特别是，通过将平均结晶粒径设定在20μm以上，进一步设定在40μm以上，成为具有更优异的电磁特性的钢管。
另外，本发明钢管中，优选圆周方向的r值为1.2以上，轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上。另外，具有高纯度类组成的本发明的钢管，优选轧制方向的r值为2.0以上。由于圆周方向的r值为1.2以上，轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上，或高纯度类组成的钢管的轧制方向的r值为2.0以上，从而可以确保优异的电磁特性。r值不足上述数值时，难以确保优异的电磁特性。另外，高纯度类组成的钢管的压延方向的r值优选4.0以上，更优选8.0以上。
一直以来，r值被用作成形性的指标，但是，在本发明钢管中，由于具有<100>在圆周方向取向、<011>在轧制方向取向的结晶方位，因此随着电磁特性的提高，轧制方向的r值与电磁方向密切对应，所以r值可以用作电磁特性的指标。
在本发明中，r值的测定，在试验片的拉伸方向及其垂直方向贴附变形量规，进行拉伸试验，逐一获取各方向的位移，利用伸长6～7％附近的位移来计算r值。另外，之所以用伸长6～7％计算r值，是为了在超过屈服点伸长的区域的塑性变形区域算出。r值用下式算出：
r值＝-1/{1+ln(L0/L)/ln(W0/W)}
在此，L：试验片拉伸方向的长度
L0：试验片拉伸方向的初始长度
W：试验片的宽度方向的长度
W0：试验片的宽度方向的初始长度。
另外，在屈服点伸长超过7％时，用塑性变形的部分测定r值。另外，既可以用JIS12号片(弧状试验片)进行评价，也可以使用将钢管平板展开后的平板试验片进行评价，若由试验片的平行部确保贴附变形量规的面积，则试验片自身不受JIS5号、13号B等特别限制。但是，测定圆周方向的r值时，必须进行平板展开。
下面，对本发明钢管的优选制造方法进行说明。
在本发明中，加热具有上述组成的钢管，实施缩径轧制。
本发明中使用的钢管，除具有上述组成之外，其制造方法没有特别限定。用通常公知的方法制造的无缝钢管或用通常公知的方法制造的电焊钢管等焊接钢管都可以适用。
在进行缩径轧制时，加热钢管的方法不必特别限定。用加热炉进行加热、利用感应加热进行加热等都可以。另外，像无缝钢管那样的经热轧造管、制管得到的产品，也可以在制管后直接送入缩径轧制装置，进行缩径轧制。另外，也可以在再加热之后进行缩径轧制。
在进行再加热时，缩径轧制的加热温度优选设定在1100℃以下。当加热温度超过1100℃时，钢管的表面性状恶化。在轧制后实施研磨或蚀刻处理等时，不需要限定加热温度的上限。另外，加热温度优选设定在700℃以上，使用高纯度类组成的钢管时优选设定在750℃以上。不足700℃或使用高纯度类组成的钢管时，不足750℃，该情况下，变形阻力提高，难以确保规定值以上的缩径率，同时在冷却后的钢管上会残留缩径轧制的变形，从而使电磁特性降低。另外，在具有电焊钢管等焊接部的钢管中，从消除不稳定部，提高钢管整体的电磁特性的观点来看，优选加热温度设定在Ac3相变点以上。为了确保规定温度以上的缩径轧制的轧制结束温度，必须设定上述加热温度的下限值。
缩径轧制优选设定为：缩径率：15％以上，轧制结束温度为(Ar3相变点-10)℃以下。另外，在轧制高纯度类组成的钢管时，优选设为：缩径率：15％以上，轧制结束温度为730℃以上、900℃以下。由此，可使钢管组织形成下述组织：具有<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位，晶粒成长，具有比较粗大的结晶。
缩径率不足15％时，缩径量不足，晶体难以在上述所需结晶方位上取向。另一方面，缩径率的上限由制品尺寸、轧机的能力决定，不作特别限定，但优选设定为85～90％左右。另外，更优选缩径率为45～80％。
缩径轧制的轧制结束温度优选(Ar3相变点-10)℃以下，在采用高纯度类组成的钢管时优选设定在900℃以下。当缩径轧制的轧制结束温度升高而超过(Ar3相变点-10)℃(高纯度类组成的钢管时为900℃)时，在奥氏体区域结束缩径轧制，未在上述所需结晶方位取向，而是随机取向，磁特性没有提高。另外，这里所说的轧制结束温度使用在钢管表面测定的温度。另外，优选轧制结束温度设为400℃以上(高纯度类组成的钢管时为730℃以上)。在不足400℃(采用高纯度类组成的钢管时不足730℃)时，缩径轧制的变形残留，同时难以得到<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位，从而磁特性降低。更优选600℃以上(在采用纯铁类组成的钢管时为750℃以上)。
另外，本发明中，更优选将缩径轧制设定为：减薄率为40％以下或增厚率为40％以下。当减薄率或增厚率增大而超过40％时，结晶方位的旋转过大，影响到结晶方位的取向，不能得到上述所需结晶方位的取向。因此，更优选将缩径轧制的减薄率或增厚率限定在40％以下。另外，在缩径轧制后的状态下直接使用时，更优选将增厚率设定为10～25％。另一方面，在缩径轧制后实施退火处理时，优选将减薄率设定为10～25％。通过这样限定范围，圆周方向上的<100>方向的取向增强，电磁特性随之进一步提高。
另外，减薄率、增厚率即壁厚变化率的值是利用下式算出的：
壁厚变化率＝[{(缩径轧制的壁厚)-(管坯壁厚)}/(管坯壁厚)]×100(％)。
另外，本发明中，优选在上述缩径轧制后、或进一步加工成所需形状之后，以550℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理。另外，在采用高纯度类组成的钢管时，退火处理温度优选设定为750℃以上、Ac1相变点以下的温度。
由于以550℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理，在采用高纯度类组成的钢管时以750℃以上、Ac1相变点以下的温度实施退火处理，因而晶粒进一步成长，电磁特性进一步提高。退火温度不足550℃(在采用高纯度类组成的钢管时不足750℃)时，晶粒成长迟缓，为了成长到所需粒径的晶粒，需要较长时间。另一方面，当退火温度升高而超过Ac1相变点时，结晶方位开始零乱。因此，退火处理设定在550℃以上、Ac1相变点以下(高纯度类组成的钢管时设定为750℃以上、Ac1相变点以下)的温度进行。
另外，从电磁特性的观点考虑，退火后的冷却优选为缓冷。无论是缩径轧制后还是加工成所需制品形状后进行退火处理，其效果都是同样的。通过适当设定退火处理的条件，可以容易地使平均结晶粒径为20μm以上，优选为40μm以上。
另外，优选在缩径轧制后、且进行上述退火处理之前，实施冷拔加工。由此，得到具有更优异的电磁特性的钢管。可以认为这是由于：通过冷拔加工，在一定程度地限制晶粒旋转的状态下施加冷轧变形，因此在退火时促进了晶粒的取向、晶粒的成长。另外，冷拔加工的断面收缩率优选为15％以上、60％以下。另外，断面收缩率用下式计算：
断面收缩率(％)＝[{(拉拔前的钢管断面积)-(拉拔后的钢管断面积)}/(拉拔前的钢管断面积)]×100。
实施例
实施例1
将使表1所示组成的薄钢带板辊轧成形为开式管并对其端部进行缝焊而得到的电焊钢管以及以曼内斯曼式对具有表1所示组成的铸坯进行制管而得到的无缝钢管，作为原材料钢管。
将这些原材料钢管加热至900～1000℃后，实施表2所示条件(缩径率、减薄(-)率/增厚(+)率、轧制结束温度)下的缩径轧制。对得到的一部分钢管进一步实施冷拔加工及/或退火处理。另外，使冷拔加工的断面收缩率为30％。保持在500～900℃的温度范围内进行退火处理。
对得到的钢管实施电磁特性的测定、组织调查、r值测定等。测定的方法如下。
(1)电磁特性
将得到的钢管切成长度为5～10mm的环形，将切断面研磨后，设定一次卷数：250卷、二次卷数：100卷，测定直流磁化特性。施加高达10000A/m的磁化力，测定磁导率，求出最大值(最大磁导率)，算出最大相对磁导率。另外，再求出磁化力200A/m的磁通密度。通过酸洗消除刻度后再进行测定。此外，最大相对磁导率以未实施其后的处理的电焊钢管(钢管No.1)为基准(1.0)，利用与基准之比(最大相对磁导率比)进行评价。
(2)组织调查
对得到的钢管实施结晶粒径的测定、结晶方位的测定。
结晶粒径，是通过用硝酸乙醇腐蚀液对钢管的L方向断面进行蚀刻，用显微镜观察，并用直线交叉线段法算出的。另外，测定位置是去除最表层100μm的板厚中央部。沿L方向测定500个晶粒的线段长度，且沿板厚方向同样测定500个晶粒的线段长度，用各方向的线段长度除以铁素体粒数，算出粒径大小，然后取平均值，得到平均结晶粒径。
再有，结晶取向通过用X线衍射法测定三维随机强度比求得。对于将钢管平板展开而得到的试片，采用通过研磨去除表层500μm以上，从钢管的壁厚中央部附近进行了抛光加工的试验片。为消除研磨时的加工变形，对这些试验片进一步实施化学研磨(腐蚀液：2～3％氢氟酸+双氧水)。
用X线回折装置对得到的测定用试验片进行测定，获得利用反射法得到的不完全极点图。根据所得到的结果，将钢管的<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的积分强度用随机强度规格化，求出三维随机强度比。X线源采用CuKa。
(3)r值测定
使用将得到的钢管平板展开后的试验片或从钢管上切下的试验片(JIS12号试验片)评价r值。r值的测定方法与上述方法相同。
将得到的结果一并记入表2。
表1
本发明的例子中都是<100>方向在圆周方向强烈取向，<011>方向在轧制方向强烈取向，且X线的三维随机强度比为3.0以上，都显示出最大相对磁导率比原电焊钢管(钢管No.1)高的优异特性。另外，在本实施例中，低磁场(200A/m)的磁通密度也比原电焊钢管(钢管No.1)大。
特别是在本实施例(钢管No.11、13～16、19、20、22、23、25)中，<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为8.0以上，特别是电磁特性显著提高。另外，在本实施例(钢管No.13、16、25)中为10.0以上，显示了更加优异的特性。另外，在缩径轧制后，通过实施550℃以上的退火处理(钢管No.15、16)、或实施冷拔加工及550℃以上的退火处理(钢管No.13)，使晶粒粗大化，电磁特性进一步显著提高。另外，在缩径轧制后实施退火处理的本实施例(钢管No.19～21)中，通过进行轧制使壁厚减小10～25％，与不增减壁厚的情况相比，电磁特性进一步提高。另一方面，在只进行缩径轧制而未实施退火处理时，通过进行轧制使壁厚增加10～25％，与不增减壁厚的情况相比，电磁特性进一步提高。另外，当壁厚变化率超过25％时，电磁特性提高的效果减小。另外，圆周方向的r值为1.2以上、轧制方向的r值为(圆周方向的r值+1.0)以上的钢管都是<100>方向在圆周方向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比为3.0以上，显示出优异的电磁特性。
另一方面，本发明范围之外的比较例中，<100>方向在圆周方向取向取向且<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的、X线的三维随机强度比不足3.0，则认为其电磁特性没有提高。
C含量在本发明范围之外的比较例(钢管No.7)中，最大相对磁导率比低达比较例(钢管No.1)的0.8。
另外，缩径轧制的缩径率低于本发明适用范围的比较例(钢管No.10)的最大相对磁导率比，与原材料钢管初始状态的比较例(钢管No.1)同处在相同的水平，认为没有任何提高。另外，缩径轧制的轧制结束温度高于本发明适用范围的比较例(钢管No.12)的最大相对磁导率比与原材料钢管原有状态(钢管No.1)同处在相同的水平，认为没有任何提高。另外，从缩径轧制后的退火处理温度高于本发明适用范围的比较例(钢管No.17、18)中可知，晶粒成长，与原材料钢管初始状态(钢管No.1)相比，最大相对磁导率比提高，但是三维随机强度比不足3.0，缩径轧制时形成的结晶方位溃乱且随机化。因此，钢管No.17、18(比较例)的200A/m的磁通密度与原材料钢管初始状态(钢管No.1)大致相等，认为电磁特性没有钢管No.15、16(本实施例)那样的显著提高。
实施例2
将使表3所示的高纯度类组成的薄钢带板辊轧成形为开式管并对其端部进行缝焊而得到的电焊钢管作为原材料钢管。
将这些原材料钢管加热至900～1000℃后，实施表4-1、表4-2所示条件(缩径率、减薄(-)率/增厚(+)率、轧制结束温度)下的缩径轧制。对得到的一部分钢管进一步实施冷拔加工及/或退火处理。使冷拔加工的断面收缩率为30％。在保持650～950℃的温度范围内进行退火处理。
对得到的钢管实施电磁特性的测定、组织调查、r值测定。测定的方法与实施例1大致相同，如下所述。
(1)电磁特性
将得到的钢管切成长度为5～10mm的环形，将切断面研磨后，设定一次卷数：250卷、二次卷数：100卷，测定直流磁化特性。施加高达10000A/m的磁化力作用，测定磁导率，求出最大值(最大磁导率)，算出最大相对磁导率。另外，再评价磁化力为200A/m的磁通密度。通过酸洗去除刻度后再进行测定。
(2)组织调查
对得到的钢管实施结晶粒径的测定、结晶方位的测定。
结晶粒径是通过用腐蚀液对钢管的C断面进行蚀刻，用显微镜观察，并用直线相交线段法算出的。腐蚀液为硝酸乙醇溶液和苦味醇液或苦味酸饱和水溶液，将试验片交替浸渍在两种腐蚀液中，显现组织后测定粒径。另外，在测定粒径时，只设定可以明显识别的晶界(大倾角晶界)，忽略像蛛丝那样腐蚀得非常薄的晶界，视其不存在。
另外，测定位置是去除最表层100μm的板厚中央部。在沿钢管表层的方向测定200个晶粒的线段长度，将线段的长度除以铁素体粒数，算出粒径大小，作为平均结晶粒径。另外，当平均结晶粒径明显超过100μm而不能测定正确的粒径时，表示成大于100μm(＞100μm)。在实施了退火处理的钢管中，晶粒虽然是整粒，但是在高纯度类组成的钢管中，缩径轧制后的组织形成晶粒沿壁厚方向(从钢管的外侧向内侧方向)延伸的组织。
再有，结晶方位通过用X线衍射法测定三维随机强度比求得。对于将钢管平板展开得到的试片，采用通过研磨去除表层500μm以上，从钢管的壁厚中央部附近进行了抛光加工的试验片。为消除研磨时的加工变形，对这些试验片进一步实施了化学研磨(腐蚀液：2～3％氢氟酸+双氧水)。
用X线回折装置对得到的测定用试验片进行测定，获得利用反射法得到的不完全极点图。根据得到的结果，将钢管的<100>方向在圆周方向取向、<011>方向在轧制方向取向的结晶方位的积分强度用随机强度规格化，求出三维随机强度比。X线源采用CuKa。
(3)r值测定
利用从得到的钢管切下的弧状试验片(JIS12号试验片)，用与上述测定方法相同的方法在试验片上贴附变形量规，测定圆周方向与轧制方向的变形，评价r值。利用伸长7～8％时的变形进行计算。
将得到的结果一并记入表4-1、4-2。
本发明的任一例都显示出下述的优异电磁特性：具有C：不足0.01％、Fe：95％以上的高纯度类组成，<100>方向在圆周方向强烈取向且<011>方向在轧制方向强力取向，X线的三维随机强度比为3.0以上，最大相对磁导率为2500以上，低磁场(200A/m)的磁通密度为0.8T以上。另外，本实施例的平均结晶粒径均为20μm以上，轧制方向的r值均为2.0以上。若平均结晶粒径为20μm以上，轧制方向的r值为2.0以上，则大体显示出良好的电磁特性。
特别是在缩径轧制后实施了退火处理的本实施例(钢管No.2-2～No.2-4、No.2-7～No.2-10、No.2-18～No.2-20、No.2-22、No.2-26、No.2-27、No.2-28、No.2-29)中显示出非常优异的电磁特性，最大相对磁导率为7500以上，低磁场(200A/m)的磁通密度为1.0T以上。
另外，Si及Al含量高的本实施例(钢管No.2-28)中，最大相对磁导率为61280，低磁场(200A/m)的磁通密度为1.9T，其电磁特性显著提高。另外，Cr含量为1.5％的本实施例(钢管No.2-29)中，最大相对磁导率及低磁场(200A/m)的磁通密度与不含有Cr的本实施例(钢管No.2-2～No.2-4、No.2-7～No.2-10)大致在同等程度，但是在含有Cr的钢管No.2-29中，其在400Hz、磁通密度为0.1T的条件下的铁损为2.01W/Kg，与之相对，不含有Cr的钢管No.2-10中为2.48W/Kg，由此可知，由于含有Cr，高频带的电磁特性显著地提高。另外，实施了拉拔加工的本实施例(钢管No.2-27)与未实施拉拔加工的比较例(钢管No.2-26)相比，最大相对磁导率、磁通密度同时提高。
另外，在缩径轧制的轧制结束温度处于高纯度类组成钢管的适用范围以外的本发明例(钢管No.2-12、No.2-13、No.2-17)中，电磁特性稍微降低。另外，在缩径轧制的缩径率处于本发明适用范围之外的本发明例(钢管No.2-21)中，电磁特性稍微降低。另外，在缩径轧制后的退火处理温度处于高纯度类组成钢管的适用范围以外的本发明例(钢管No.2-6、No.2-11)中，电磁特性稍微降低。
另外，缩径轧制后的本发明例(钢管No.2-1)，与同一组成的电焊钢管原有状态的比较例(钢管No.2-14)相比，最大相对磁导率提高20％以上，低磁场(200A/m)的磁通密度提高200％以上。另外，在缩径轧制后实施了退火处理的本实施例(例如钢管No.2-7～No.2-10、钢管No.2-17～No.2-22)，与制成同一组成的电焊管后实施了退火处理的比较例(例如钢管No.2-15、钢管No.2-24)相比，最大相对磁导率提高20％以上，低磁场(200A/m)的磁通密度提高200％以上。
再有，缩径轧制的退火温度低于适用范围的钢管No.2-6，与同一组成的电焊钢管原有状态的比较例(钢管No.2-14)相比，电磁特性提高，但是结晶粒径变细，与制成同一组成的电焊管后实施了退火处理的比较例(例如钢管No.2-15、钢管No.2-16)相比，电磁特性的提高量较少。另外，在缩径轧制的轧制结束温度处于本发明适用范围以外的本实施例(缩径轧制后实施了退火处理的钢管)(钢管No.2-17)中，与制成同一组成的电焊管后实施了退火处理的比较例(钢管No.2-15)相比，虽然最大相对磁导率稍微降低，但磁通密度提高。这是因为在钢管No.2-25中，通过制成电焊管后的热处理(退火处理)使晶粒成长，但是由于没有实施缩径轧制，所以晶粒的取向性不充分。
另一方面，在X线的三维随机强度比不足3.0时，在处于本发明范围之外的比较例中，与本发明例相比，最大相对磁导率或低磁场(200A/m)的磁通密度降低，电磁特性恶化。
在作为比较例的钢管No.2-5、钢管No.2-11中，缩径轧制后的退火处理加热温度高于本发明的适用范围，由于加热至奥氏体单相区域，所以缩径轧制时形成的结晶方位随机化，而使X线的三维随机强度比不足3.0，电磁特性降低。另外，在比较例的钢管No.2-23中，缩径轧制的轧制结束温度高，X线的三维随机强度比不足3.0，电磁特性降低。
工业实用性
根据本发明可以容易且廉价地制造出电磁特性优异的钢管，其作为磁屏蔽罩用材料或电机用材料具有充分的软磁性，在工业上起到显著的效果。