JP4466619B2 - 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4466619B2 JP4466619B2 JP2006185810A JP2006185810A JP4466619B2 JP 4466619 B2 JP4466619 B2 JP 4466619B2 JP 2006185810 A JP2006185810 A JP 2006185810A JP 2006185810 A JP2006185810 A JP 2006185810A JP 4466619 B2 JP4466619 B2 JP 4466619B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel pipe
- less
- cross
- ferrite phase
- welded steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
- B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
- B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、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、660MPa超の降伏強さを有する高張力溶接鋼管に係り、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加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性の改善に関する。
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。
このような問題に対し、例えば特許文献１には、自動車等の構造部材用超高張力電縫鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、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である。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。
また、特許文献２には、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な、引張強さ：1470Ｎ／mm2以上の高強度とかつ高延性を有する電縫鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、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素材鋼からなる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である。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。
特許第2588648号公報
特許第2814882号公報
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。
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。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、とくに、トーションビーム用として、断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性を必要とされる自動車構造部材用として好適な高張力溶接鋼管を、調質処理を施すことなく製造できる、降伏強さが660MPa超えで、優れた低温靭性、優れた成形性、および断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性を有する自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明でいう、「高張力溶接鋼管」とは、降伏強さYS：660MPa超を有する溶接鋼管をいうものとする。
また、本発明でいう「優れた成形性」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15％以上（JIS 11号試験片では22％以上）を示す場合をいうものとする。
また、本発明でいう「優れた成形性」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15％以上（JIS 11号試験片では22％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−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性」とは、図３（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、さらに530℃×10minの応力除去焼鈍を施したのち、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５×105繰返し疲れ限度σBを求め、得られた５×105繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比、（σB／TS）が0.40以上である場合をいうものとする。なお、上記した「断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性」は、上記した断面成形加工を施し、さらに530℃×10minの応力除去焼鈍処理を施した後の、断面硬度変化率が−15％以上、残留応力低下率が50％以上を満足する場合に確保できる。
また、本発明でいう「優れた低温靭性」とは、図３（特開2001‐321846号公報の図11）に示すように、試験材（鋼管）の長手中央部分をＶ字形状に断面を成形加工し、成形まま、あるいはさらに530℃×10minの応力除去焼鈍を施した後、試験材の平坦部分を、管円周方向（Ｃ方向）が試験片長さとなるように展開し、該平坦部よりJIS Z 2242の規定に準拠してＶノッチ試験片（1/4サイズ）を切出し、シャルピー衝撃試験を実施した場合の破面遷移温度vTrsが、いずれも−40℃以下である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した課題を達成するため、強度、低温靭性、成形性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性といった相反する特性に影響する要因、とくに鋼管の化学成分、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、Ｃ、Si、Mn、Alを適正範囲内に調整したうえで、TiとNbを必須含有する組成の鋼素材（スラブ）に、適正条件の熱間圧延を施して、円周方向断面の平均結晶粒径が２〜８μmのフェライト相が60体積％以上を占め、かつ該フェライト相中に平均粒径が２〜40nmの（Nb，Ti）複合炭化物が析出した組織を有する鋼管素材（熱延鋼帯）としたのち、該鋼管素材に適正条件の電縫造管工程を施し溶接鋼管（電縫鋼管）することにより、降伏強さが660MPa超で、優れた低温靭性、優れた成形性、および断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性を兼備する高張力溶接鋼管とすることができることを見出した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.03〜0.24％、Si：0.002〜0.95％、Mn：1.01〜1.99％、Al：0.01〜0.08％を含み、さらに、Ti：0.041〜0.150％、Nb：0.017〜0.150％を、Ti＋Nb：0.08％以上を満足するように含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに、円周方向断面の平均結晶粒径が２〜８μmであるフェライト相と、該フェライト相以外の第二相とからなり、該フェライト相の組織分率が60体積％以上で、該フェライト相中に平均粒径２〜40nmの（Nb、Ti）複合炭化物が析出してなる組織と、を有し、降伏強さが660MPa超であることを特徴とする、低温靭性、成形性と、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自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
（１）質量％で、Ｃ：0.03〜0.24％、Si：0.002〜0.95％、Mn：1.01〜1.99％、Al：0.01〜0.08％を含み、さらに、Ti：0.041〜0.150％、Nb：0.017〜0.150％を、Ti＋Nb：0.08％以上を満足するように含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに、円周方向断面の平均結晶粒径が２〜８μmであるフェライト相と、該フェライト相以外の第二相とからなり、該フェライト相の組織分率が60体積％以上で、該フェライト相中に平均粒径２〜40nmの（Nb、Ti）複合炭化物が析出してなる組織と、を有し、降伏強さが660MPa超であることを特徴とする、低温靭性、成形性と、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自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.001〜0.150％、Ｗ：0.001〜0.150％、Cr：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％、Cu：0.001〜0.45％、Ni：0.001〜0.45％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自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
（３）（１）または（２）において、さらに、鋼管内外面の算術平均粗さRaが２μm以下、最大高さ粗さRzが30μm以下、十点平均粗さRz JISが20μm以下であることを特徴とする自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
（４）鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするに当り、前記鋼管素材が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.24％、Si：0.002〜0.95％、Mn：1.01〜1.99％、Al：0.01〜0.08％を含み、さらに、Ti：0.041〜0.150％、Nb：0.017〜0.150％を、Ti＋Nb：0.08％以上を満足するように含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下に調整して含み、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に、1160〜1320℃に加熱し、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行な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た熱延鋼帯であり、
前記電縫造管工程が、次（１）式
幅絞り＝［（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溶接鋼管とする造管工程であることを特徴とする、660MPa超の降伏強さを有し、低温靭性、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（４）鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするに当り、前記鋼管素材が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.24％、Si：0.002〜0.95％、Mn：1.01〜1.99％、Al：0.01〜0.08％を含み、さらに、Ti：0.041〜0.150％、Nb：0.017〜0.150％を、Ti＋Nb：0.08％以上を満足するように含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下に調整して含み、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に、1160〜1320℃に加熱し、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行な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た熱延鋼帯であり、
前記電縫造管工程が、次（１）式
幅絞り＝［（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溶接鋼管とする造管工程であることを特徴とする、660MPa超の降伏強さを有し、低温靭性、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.001〜0.150％、Ｗ：0.001〜0.150％、Cr：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％、Cu：0.001〜0.45％、Ni：0.001〜0.45％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自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、660MPa超の降伏強さを有し、優れた低温靭性、優れた成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の優れた耐ねじり疲労特性とを有する高張力溶接鋼管を容易に、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、自動車構造部材の特性向上に顕著に寄与するという効果もある。
まず、本発明の高張力溶接鋼管の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.03〜0.24％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、鋼管強度を確保するうえで必須の元素である。また、Ｃは、応力除去焼鈍時に拡散し、電縫造管工程及び断面成形加工時等に導入された転位との相互作用により転位の移動を妨げ、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる元素である。このような効果は、0.03％以上の含有で顕著となる。一方、0.24％を超えて含有すると、鋼管組織をフェライト相が60体積％以上のフェライト相主体の組織とすることができず、所望の伸び値を確保することができなくなり、鋼管の成形性が低下するとともに、低温靭性も低下する。このため、Ｃは0.03〜0.24％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.14％である。
Ｃ：0.03〜0.24％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、鋼管強度を確保するうえで必須の元素である。また、Ｃは、応力除去焼鈍時に拡散し、電縫造管工程及び断面成形加工時等に導入された転位との相互作用により転位の移動を妨げ、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる元素である。このような効果は、0.03％以上の含有で顕著となる。一方、0.24％を超えて含有すると、鋼管組織をフェライト相が60体積％以上のフェライト相主体の組織とすることができず、所望の伸び値を確保することができなくなり、鋼管の成形性が低下するとともに、低温靭性も低下する。このため、Ｃは0.03〜0.24％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.14％である。
Si：0.002〜0.95％
Siは、熱延工程における、フェライト変態を促進する元素であり、本発明では、所望の組織と優れた成形性を確保するために、0.002％以上の含有を必要とする。一方、0.95％を超える含有は、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の残留応力低下率が低下し、耐ねじり疲労特性が低下するとともに、さらに表面性状や、電縫溶接性が低下する。このため、Siは0.002〜0.95％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.21〜0.50％である。
Siは、熱延工程における、フェライト変態を促進する元素であり、本発明では、所望の組織と優れた成形性を確保するために、0.002％以上の含有を必要とする。一方、0.95％を超える含有は、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の残留応力低下率が低下し、耐ねじり疲労特性が低下するとともに、さらに表面性状や、電縫溶接性が低下する。このため、Siは0.002〜0.95％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.21〜0.50％である。
Mn：1.01〜1.99％
Mnは、鋼の強度増加に寄与するとともに、Ｃと転位の相互作用に影響を及ぼし、転位の移動を妨げるとともに、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して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1.01％以上の含有を必要とする。一方、1.99％を超える含有は、フェライト変態が抑制され、所望の組織と優れた成形性が確保できなくなる。このため、Mnは1.01〜1.99％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.40〜1.85％である。
Mnは、鋼の強度増加に寄与するとともに、Ｃと転位の相互作用に影響を及ぼし、転位の移動を妨げるとともに、断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制して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1.01％以上の含有を必要とする。一方、1.99％を超える含有は、フェライト変態が抑制され、所望の組織と優れた成形性が確保できなくなる。このため、Mnは1.01〜1.99％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.40〜1.85％である。
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と結合し熱間圧延工程でのオーステナイト粒の成長を抑制し、結晶粒を微細する作用を有する元素であり、所望の粒径（２〜８μm）を有するフェライト相を得るためには、0.01％以上の含有を必要する。0.01％未満の含有ではフェライト相が粗大化する。一方、0.08％を超えて含有しても、効果が飽和するとともに、酸化物系介在物の増加することにより、耐疲労特性が低下する。このため、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。
Alは、製鋼時の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合し熱間圧延工程でのオーステナイト粒の成長を抑制し、結晶粒を微細する作用を有する元素であり、所望の粒径（２〜８μm）を有するフェライト相を得るためには、0.01％以上の含有を必要する。0.01％未満の含有ではフェライト相が粗大化する。一方、0.08％を超えて含有しても、効果が飽和するとともに、酸化物系介在物の増加することにより、耐疲労特性が低下する。このため、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。
Ti：0.041〜0.150％
Tiは、鋼中ではＮと結合してTiNを形成し、固溶Ｎを低減させ、鋼管の成形性確保に寄与するとともに、Ｎと結合した以外の余剰TiがNbとともに（Nb，Ti）複合炭化物として析出し、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径（２〜８μm）とする作用を有する元素である。さらに、TiはNbと複合して断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる作用も有する。このような効果を得るためには、0.041％以上の含有を必要とする。一方、0.150％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性低下、低温靭性低下が顕著となる。このためTiは0.041〜0.150％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.050〜0.070％である。
Tiは、鋼中ではＮと結合してTiNを形成し、固溶Ｎを低減させ、鋼管の成形性確保に寄与するとともに、Ｎと結合した以外の余剰TiがNbとともに（Nb，Ti）複合炭化物として析出し、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径（２〜８μm）とする作用を有する元素である。さらに、TiはNbと複合して断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる作用も有する。このような効果を得るためには、0.041％以上の含有を必要とする。一方、0.150％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性低下、低温靭性低下が顕著となる。このためTiは0.041〜0.150％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.050〜0.070％である。
Nb：0.017〜0.150％
Nbは、鋼中ではＣと結合し、Tiとともに（Nb，Ti）複合炭化物として析出し、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径（２〜８μm）とする作用がある。さらに、NbはTiと複合して断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる。このような効果を得るためには、0.017％以上の含有を必要とする。一方、0.150％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性低下が顕著となる。このため、Nbは0.017〜0.150％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.031〜0.049％である。
Nbは、鋼中ではＣと結合し、Tiとともに（Nb，Ti）複合炭化物として析出し、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径（２〜８μm）とする作用がある。さらに、NbはTiと複合して断面成形加工後の応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる。このような効果を得るためには、0.017％以上の含有を必要とする。一方、0.150％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性低下が顕著となる。このため、Nbは0.017〜0.150％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.031〜0.049％である。
Ti＋Nb：0.08％以上
本発明では、上記した範囲内のTiおよびNbを、Ti＋Nbが0.08％以上を満足するように含有する。Ti、Nbの合計量が0.08％未満では、降伏強さを660MPa超とし、所望の応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性を確保することができなくなる。なお、優れた延性を確保するという観点からTi＋Nbは0.12％以下とすることが好ましい。
本発明では、上記した範囲内のTiおよびNbを、Ti＋Nbが0.08％以上を満足するように含有する。Ti、Nbの合計量が0.08％未満では、降伏強さを660MPa超とし、所望の応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性を確保することができなくなる。なお、優れた延性を確保するという観点からTi＋Nbは0.12％以下とすることが好ましい。
本発明では、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下となるように調整する。
Ｐ：0.019％以下
Ｐは、Mnとの凝固共偏析を介し、断面成形加工−応力除去焼鈍後の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、できるだけ低減することが好ましい。0.019％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0.019％以下に限定した。
Ｐ：0.019％以下
Ｐは、Mnとの凝固共偏析を介し、断面成形加工−応力除去焼鈍後の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、できるだけ低減することが好ましい。0.019％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0.019％以下に限定した。
Ｓ：0.020％以下
Ｓは、鋼中ではMnS等の介在物として存在し、鋼の電縫溶接性、耐ねじり疲労特性、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、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％を上限とした。なお、好ましくは0.002％以下である。
Ｓは、鋼中ではMnS等の介在物として存在し、鋼の電縫溶接性、耐ねじり疲労特性、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、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％を上限とした。なお、好ましくは0.002％以下である。
Ｎ：0.010％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。0.010％を超えて含有すると、この悪影響が顕著となるため、Ｎは0.010％を上限とする。なお、好ましくは0.0049％以下である。
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。0.010％を超えて含有すると、この悪影響が顕著となるため、Ｎは0.010％を上限とする。なお、好ましくは0.0049％以下である。
Ｏ：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、この悪影響が顕著となるため、Ｏは0.005％を上限とした。なお、好ましくは0.003％以下である。
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、この悪影響が顕著となるため、Ｏは0.005％を上限とした。なお、好ましくは0.003％以下である。
上記した成分が基本成分であるが、本発明では上記した基本成分に加えてさらに、Ｖ：0.001〜0.150％、Ｗ：0.001〜0.150％、Cr：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％、Cu：0.001〜0.45％、Ni：0.001〜0.45％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％、を含有できる。
Ｖ、Ｗ、Cr、Ｂ、Cu、Niはいずれも、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きがある元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Ｖ、Ｗ、Cr、Ｂ、Cu、Niはいずれも、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きがある元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Ｖ：0.001〜0.150％
Ｖは、上記した作用に加えてさらに、Ｃと結合して炭化物として析出し、Nbの、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径とする作用や断面成形加工−応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し耐ねじり疲労特性を向上させる作用を、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、0.150％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Ｖは含有する場合には、0.001〜0.150％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.04％以下である。
Ｖは、上記した作用に加えてさらに、Ｃと結合して炭化物として析出し、Nbの、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径とする作用や断面成形加工−応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し耐ねじり疲労特性を向上させる作用を、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、0.150％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Ｖは含有する場合には、0.001〜0.150％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.04％以下である。
Ｗ：0.001〜0.150％
Ｗは、Ｖと同様に、上記した作用に加えてさらに、Ｃと結合して炭化物として析出し、Nbの、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径とする作用や断面成形加工−応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し耐ねじり疲労特性を向上させる作用を、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、0.150％を超える含有は、成形性、低温靭性を低下させる。このため、Ｗは0.001〜0.150％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.04％以下である。
Ｗは、Ｖと同様に、上記した作用に加えてさらに、Ｃと結合して炭化物として析出し、Nbの、熱間圧延工程での回復・再結晶の粒成長を抑制し、フェライト相を所望の粒径とする作用や断面成形加工−応力除去焼鈍時の強度低下を抑制し耐ねじり疲労特性を向上させる作用を、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、0.150％を超える含有は、成形性、低温靭性を低下させる。このため、Ｗは0.001〜0.150％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.04％以下である。
Cr：0.001〜0.45％
Crは、上記したように、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり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、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Crは含有する場合には、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0.29％以下である。
Crは、上記したように、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり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、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Crは含有する場合には、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0.29％以下である。
Ｂ：0.0001〜0.0009％
Ｂは、Crと同様に、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり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、0.0009％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Ｂは含有する場合には、0.0001〜0.0009％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以下である。
Ｂは、Crと同様に、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり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、0.0009％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Ｂは含有する場合には、0.0001〜0.0009％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以下である。
Cu：0.001〜0.45％
Cuは、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有するとともに、さらに耐食性を向上させる働きを有する。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、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Cuは含有する場合には、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0.20％以下である。
Cuは、Mnの、断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有するとともに、さらに耐食性を向上させる働きを有する。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、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Cuは含有する場合には、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0.20％以下である。
Ni：0.001〜0.45％
Niは、Cuと同様に、Mnの断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有するとともに、さらに耐食性を向上させる働きを有する。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、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Niは含有する場合には、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0.2％以下である。
Niは、Cuと同様に、Mnの断面成形加工後の応力除去焼鈍後の強度低下を抑制し、初期疲労亀裂の発生を抑制し、耐ねじり疲労特性を向上させる効果を補完する働きを有するとともに、さらに耐食性を向上させる働きを有する。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、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、Niは含有する場合には、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0.2％以下である。
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制御作用を有し、この介在物の形態制御を介して成形性、耐ねじり疲労特性を向上させる効果があり、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ねじり疲労特性が低下する。このため、Caは含有する場合には、0.0001〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0025％である。
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制御作用を有し、この介在物の形態制御を介して成形性、耐ねじり疲労特性を向上させる効果があり、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ねじり疲労特性が低下する。このため、Caは含有する場合には、0.0001〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0025％である。
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。
つぎに、本発明高張力溶接鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明高張力溶接鋼管（以下、本発明鋼管ともいう）においては、ミクロ組織は、優れた成形性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性を碓保する上で重要な素材要因である。
つぎに、本発明高張力溶接鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明高張力溶接鋼管（以下、本発明鋼管ともいう）においては、ミクロ組織は、優れた成形性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性を碓保する上で重要な素材要因である。
本発明鋼管は、フェライト相とフェライト相以外の第二相とからなる組織を有する。なお、ここでいう「フェライト相」は、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ウィッドマンステッテンフェライト、ベイニティックフェライトを含むものとする。また、第二相としては、フェライト相以外の、カーバイド、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれか、あるいはそれらの混合相であることが好ましい。
フェライト相は、円周方向断面（管長手方向に直交する断面）での平均粒径が２〜８μm、組織分率が60体積％以上であり、該フェライト相は、平均粒径２〜40nmの（Nb，Ti）複合炭化物が析出したフェライト相とする。
フェライト相の組織分率：60体積％以上
フェライト相の組織分率が60体積％未満では、所望の成形性が確保できないうえ、成形時に発生する局所的な減肉、表面肌荒れ等が応力集中部となり、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が大きく低下する。このため、本発明鋼管では、フェライト相の組織分率を60体積％以上に限定した。なお、好ましくは75体積％以上である。
フェライト相の組織分率：60体積％以上
フェライト相の組織分率が60体積％未満では、所望の成形性が確保できないうえ、成形時に発生する局所的な減肉、表面肌荒れ等が応力集中部となり、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が大きく低下する。このため、本発明鋼管では、フェライト相の組織分率を60体積％以上に限定した。なお、好ましくは75体積％以上である。
フェライト相の平均粒径：２〜８μm
フェライト相の平均粒径が２μm未満では、所望の成形性が確保できないうえ、成形時に発生する局所的な減肉、表面肌荒れ等が応力集中部となり、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が大きく低下する。一方、フェライト相の平均粒径が８μmを超えて粗大化すると、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性及び耐ねじり疲労特性が低下する。このため、本発明鋼管では、フェライト相の平均粒径を２μm以上８μm以下に限定した。なお、好ましくは6.5μｍ以下である。
フェライト相の平均粒径が２μm未満では、所望の成形性が確保できないうえ、成形時に発生する局所的な減肉、表面肌荒れ等が応力集中部となり、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が大きく低下する。一方、フェライト相の平均粒径が８μmを超えて粗大化すると、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性及び耐ねじり疲労特性が低下する。このため、本発明鋼管では、フェライト相の平均粒径を２μm以上８μm以下に限定した。なお、好ましくは6.5μｍ以下である。
フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径：２nm〜40nm
フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物は、断面成形加工−応力除去焼鈍後の断面硬度変化率と残留応力低下率をバランスさせ、高いねじり疲労強度を確保し、かつ所望の成形性を確保するために、重要な組織要因である。（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２nm未満では、鋼管の伸びElが15％未満となり成形性が低下するとともに、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率が所定値（−15％）を下回り、また、残留応力低下率が所定値（50％）を下回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が40nmを超えて粗大化すると、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率が所定値（−15％）を下回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下する。このため、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径を２nm〜40nmの範囲に限定した。なお、好ましくは、３nm〜30nmである。
フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物は、断面成形加工−応力除去焼鈍後の断面硬度変化率と残留応力低下率をバランスさせ、高いねじり疲労強度を確保し、かつ所望の成形性を確保するために、重要な組織要因である。（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２nm未満では、鋼管の伸びElが15％未満となり成形性が低下するとともに、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率が所定値（−15％）を下回り、また、残留応力低下率が所定値（50％）を下回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が40nmを超えて粗大化すると、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率が所定値（−15％）を下回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下する。このため、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径を２nm〜40nmの範囲に限定した。なお、好ましくは、３nm〜30nmである。
フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径と、断面成形加工後の応力除去焼鈍による断面硬度変化率、残留応力低下率との関係を図１に、また、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径と、断面成形加工前の鋼管の伸びEl（JIS 12号試験片）、５×105繰返し疲れ限度σBと鋼管強度TSとの比（σB/TS）との関係を図２に示す。
なお、断面成形加工後の応力除去焼鈍（SR）による断面硬度変化率（％）は、次式
断面硬度変化率＝｛（SR後の断面硬さ）−（SR前の断面硬さ）｝／（SR前の断面硬さ）×（100％）
で定義される値を用いるものとする。また、断面成形加工後の応力除去焼鈍による残留応力低下率（％）は次式
残留応力低下率＝｛（SR前の残留応力）−（SR後の残留応力）｝／（SR前の残留応力）×（100％）
で定義される値を用いるものとする。
なお、断面成形加工後の応力除去焼鈍（SR）による断面硬度変化率（％）は、次式
断面硬度変化率＝｛（SR後の断面硬さ）−（SR前の断面硬さ）｝／（SR前の断面硬さ）×（100％）
で定義される値を用いるものとする。また、断面成形加工後の応力除去焼鈍による残留応力低下率（％）は次式
残留応力低下率＝｛（SR前の残留応力）−（SR後の残留応力）｝／（SR前の残留応力）×（100％）
で定義される値を用いるものとする。
なお、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性は、図３（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、さらに530℃×10minの応力除去焼鈍を施したのち、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５×105繰返し疲れ限度σBを求め、得られた５×10５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。
図１に示す、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径と断面硬度変化率、残留応力低下率との関係から、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２〜40nmの範囲を外れると、断面硬度変化率が−15％を下回り、あるいはさらに残留応力低下率が50％を下回ることがわかる。また、図２に示す、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径と、鋼管の伸びEl、σB/TSとの関係から、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２〜40nmの範囲を外れると、σB/TSが0.40を下回り、あるいはさらに伸びElが15％を下回ることがわかる。このことから、フェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２〜40nmの範囲を外れると、断面成形加工−応力除去焼鈍後の優れた耐ねじり疲労特性と、優れた成形性とを兼備させることができなくなることがわかる。
なお、本発明において、フェライト相中の（Nb、Ti）複合炭化物の平均粒径は、次のようにして求めるものとする。鋼管から抽出レプリカ法を用いて、組織観察用試料を採取し、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて、10万倍で５視野観察し、EDS分析によりNb、Tiを含まないセメンタイト、TiNなどを同定、除外し、Nb、Tiを含有する炭化物（（Nb、Ti）複合炭化物）について、画像解析装置により、（Nb、Ti）複合炭化物の面積を測定し、その面積から円相当直径を算出し、それらの算術平均値を（Nb、Ti）複合炭化物の平均粒径とした。
また、本発明鋼管では、鋼管内外面の表面粗さが、JIS B 0601−2001の規定に準拠して、算術平均粗さRa：２μm以下、最大高さ粗さRz：30μm以下、十点平均粗さRz JIS：20μm以下となる、表面性状を有することが好ましい。上記した表面粗さを外れる鋼管の表面性状では、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。
つぎに、上記した本発明鋼管の好ましい製造方法について説明する。
まず、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鋼素材とすることが好ましい。
ついで、これら鋼素材に、熱延工程を施し、熱延鋼帯等の鋼管素材とすることが好ましい。
まず、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鋼素材とすることが好ましい。
ついで、これら鋼素材に、熱延工程を施し、熱延鋼帯等の鋼管素材とすることが好ましい。
熱延工程は、鋼素材に、1160〜1320℃に加熱し、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行なう徐冷処理とを施し、660〜510℃の巻取温度で巻取り、熱延鋼帯とする工程とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度：1160〜1320℃
鋼素材の加熱温度は、鋼中のNb、Tiの再固溶、析出状況を通じて、応力除去焼鈍後の断面硬度変化率に影響を及ぼし、軟化を抑制するために重要な要因である。加熱温度が1160℃未満であると、連続鋳造時に析出した粗大なNb炭窒化物、Ti炭窒化物が未固溶の炭窒化物として残存するため、その後の熱延鋼板で得られるフェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物が粗大化し、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の断面硬度変化率が−15％を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。一方、加熱温度が1320℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化するため、その後の熱延工程で得られるフェライト相が粗大化し、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性及び耐ねじり疲労特性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1160〜1320℃の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1200〜1300℃である。また、Nb、Tiの固溶状態の均一性と十分な固溶時間の確保という観点から,鋼素材の加熱時の均熱時間は30min以上とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度：1160〜1320℃
鋼素材の加熱温度は、鋼中のNb、Tiの再固溶、析出状況を通じて、応力除去焼鈍後の断面硬度変化率に影響を及ぼし、軟化を抑制するために重要な要因である。加熱温度が1160℃未満であると、連続鋳造時に析出した粗大なNb炭窒化物、Ti炭窒化物が未固溶の炭窒化物として残存するため、その後の熱延鋼板で得られるフェライト相中の（Nb，Ti）複合炭化物が粗大化し、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の断面硬度変化率が−15％を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。一方、加熱温度が1320℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化するため、その後の熱延工程で得られるフェライト相が粗大化し、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性及び耐ねじり疲労特性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1160〜1320℃の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1200〜1300℃である。また、Nb、Tiの固溶状態の均一性と十分な固溶時間の確保という観点から,鋼素材の加熱時の均熱時間は30min以上とすることが好ましい。
仕上圧延終了温度：980〜760℃
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、鋼管素材におけるフェライト相の組織分率、フェライト相の平均粒径を所定範囲に調整し、良好な鋼管成形性を確保するために重要な要因である。仕上圧延終了温度が980℃を超えると、得られる鋼管素材のフェライト相の平均粒径が８μmを超え、またフェライト相の組織分率が60体積％未満となり、鋼管の成形性が低下するとともに、鋼管内外面の算術平均粗さRaが２μmを超え、最大高さ粗さRzが30μmを超え、十点平均粗さRz JISが20μmを超えて、表面性状が低下して、鋼管の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が760℃未満では、得られる鋼管素材のフェライト相の平均粒径が２μm未満となり、成形性が低下するとともに、歪誘起析出により、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が40nmを超え、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の断面硬度変化率が−15％を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。このため、仕上圧延終了温度は980〜760℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは880〜820℃である。また、良好な鋼管表面性状を確保するという観点から、仕上圧延前に9.8MPa（100kg/cm2）以上の高圧水によるデスケーリングを行なうことが好ましい。
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、鋼管素材におけるフェライト相の組織分率、フェライト相の平均粒径を所定範囲に調整し、良好な鋼管成形性を確保するために重要な要因である。仕上圧延終了温度が980℃を超えると、得られる鋼管素材のフェライト相の平均粒径が８μmを超え、またフェライト相の組織分率が60体積％未満となり、鋼管の成形性が低下するとともに、鋼管内外面の算術平均粗さRaが２μmを超え、最大高さ粗さRzが30μmを超え、十点平均粗さRz JISが20μmを超えて、表面性状が低下して、鋼管の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が760℃未満では、得られる鋼管素材のフェライト相の平均粒径が２μm未満となり、成形性が低下するとともに、歪誘起析出により、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が40nmを超え、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の断面硬度変化率が−15％を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。このため、仕上圧延終了温度は980〜760℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは880〜820℃である。また、良好な鋼管表面性状を確保するという観点から、仕上圧延前に9.8MPa（100kg/cm2）以上の高圧水によるデスケーリングを行なうことが好ましい。
徐冷処理：750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷
本発明では、熱間圧延の仕上圧延終了後、直ちに巻き取るのではなく、巻取りまでの間の750〜650℃の温度範囲で徐冷を行なう徐冷処理を施す。ここで、徐冷とは、冷却速度20℃/ｓ以下の冷却をいうものとする。上記した温度範囲における徐冷の時間は、２ｓ以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは４ｓ以上である。この徐冷処理により、フェライト相の組織分率を60体積％以上とすることができ、鋼管の伸びElがJIS 12号試験片で15％以上となり、所望の成形性が確保できる。
本発明では、熱間圧延の仕上圧延終了後、直ちに巻き取るのではなく、巻取りまでの間の750〜650℃の温度範囲で徐冷を行なう徐冷処理を施す。ここで、徐冷とは、冷却速度20℃/ｓ以下の冷却をいうものとする。上記した温度範囲における徐冷の時間は、２ｓ以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは４ｓ以上である。この徐冷処理により、フェライト相の組織分率を60体積％以上とすることができ、鋼管の伸びElがJIS 12号試験片で15％以上となり、所望の成形性が確保できる。
巻取温度：660〜510℃
徐冷処理を施された熱延鋼帯は、ついで、コイル状に、巻き取られる。巻取温度は660〜510℃の温度範囲とすることが好ましい。巻取温度は、熱延鋼帯のフェライト相の組織分率や、（Nb，Ti）複合炭化物の析出状態を決定する重要な要因の一つである。巻取温度が510℃未満では、所望のフェライト相の組織分率が得られず、所望の成形性が確保できない。また、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２nm未満となり、応力除去焼鈍時の強度低下が大きくなり、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。
徐冷処理を施された熱延鋼帯は、ついで、コイル状に、巻き取られる。巻取温度は660〜510℃の温度範囲とすることが好ましい。巻取温度は、熱延鋼帯のフェライト相の組織分率や、（Nb，Ti）複合炭化物の析出状態を決定する重要な要因の一つである。巻取温度が510℃未満では、所望のフェライト相の組織分率が得られず、所望の成形性が確保できない。また、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２nm未満となり、応力除去焼鈍時の強度低下が大きくなり、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。
一方、巻取温度が660℃を超えて高温となると、フェライト相の平均粒径が８μmを超え、成形性が低下するとともに、巻取り後のスケール形成が著しくなり、鋼帯の表面性状が低下し、鋼管内外面の算術平均粗さRaが２μmを超え、最大高さ粗さRzが30μmを超え、十点平均粗さRz JISが20μmを超えて、表面性状が低下して、鋼管の耐ねじり疲労特性が低下する。またさらに、（Nb，Ti）複合炭化物のオストワルド成長により（Nb，Ti）複合炭化物が粗大化し、平均粒径で40nmを超え、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の断面硬度変化率が−15％を下回り、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。このため、巻取温度は660〜510℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは620〜560℃である。
上記した組成の鋼素材に、上記した条件で熱延工程を施すことにより、ミクロ組織、析出物状態が最適化され、さらに表面性状にも優れ、優れた成形性を有し、しかも鋼管に造管した後にも、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の断面硬度変化率が少なく、所望の優れた耐ねじり疲労特性を確保することができる鋼管素材（熱延鋼帯）とすることができる。
本発明では、上記した鋼管素材（熱延鋼帯）に、さらに電縫造管工程を施して溶接鋼管とする。つぎに、好ましい電縫造管工程について説明する。
鋼管素材は、熱延ままとしてもよいが、鋼管素材に、表面の黒皮除去のために酸洗処理、ショットブラスト等を施すことが好ましい。また、さらに、耐食性、塗膜密着性の観点から、鋼管素材に亜鉛メッキ、アルミメッキ、ニッケルメッキ、有機皮膜処理などの表面処理を施すこともできる。
鋼管素材は、熱延ままとしてもよいが、鋼管素材に、表面の黒皮除去のために酸洗処理、ショットブラスト等を施すことが好ましい。また、さらに、耐食性、塗膜密着性の観点から、鋼管素材に亜鉛メッキ、アルミメッキ、ニッケルメッキ、有機皮膜処理などの表面処理を施すこともできる。
酸洗まま、あるいは表面処理を施された鋼管素材に、電縫造管工程を施す。電縫造管工程は、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。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。
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。
なお、本発明では、鋼管素材は熱延鋼帯に限定されることはない。上記した組成、組織を有する素材であれば、上記したような熱延鋼帯に、冷間圧延−焼鈍を施した冷延焼鈍鋼帯、あるいはさらに各種表面処理を施した表面処理鋼帯を用いても何ら問題はない。また、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、アーク溶接、プラズマ溶接などを用いても何ら問題はない。
また、本発明の高張力溶接鋼管は、種々の成形加工を施され、必要に応じて、応力除去焼鈍を施されて、トーションビーム等の自動車構造部材とされる。本発明の高張力溶接鋼管では、成形加工後の応力除去焼鈍の条件は、とくに限定する必要はない。なお、Ｃの拡散による転位移動を妨げる効果が発現し始める約100℃以上、応力除去焼鈍による硬度低下が顕箸となる約650℃未満の範囲で、応力除去焼鈍による疲労寿命向上効果が顕著となる。このため、150〜200℃程度の塗装焼付け工程を応力除去焼鈍工程として、代用することも可能である。とくに、疲労寿命向上効果は、460℃以上590℃以下で大きくなる。また、応力除去焼鈍における均熱時間は、１ｓ〜５ｈの範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは２min〜１ｈである。
（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）とした。これら鋼素材を、約1250℃に加熱し、仕上圧延終了温度：約860℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で５ｓ間徐冷する徐冷処理を施したのち、巻取温度：590℃で巻取る熱延工程を施し、熱延鋼帯（板厚：約３mm）とした。
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）とした。これら鋼素材を、約1250℃に加熱し、仕上圧延終了温度：約860℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で５ｓ間徐冷する徐冷処理を施したのち、巻取温度：590℃で巻取る熱延工程を施し、熱延鋼帯（板厚：約３mm）とした。
ついで、これら熱間圧延鋼帯を鋼管素材として、酸洗を施し、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溶接鋼管（外径φ89.1mm×肉厚約３mm）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、４％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、析出物観察試験、引張試験、表面粗さ試験、ねじり疲労試験、低温靭性試験、応力除去焼鈍後の断面硬度測定試験、応力除去焼鈍後の残留応力測定試験を実施した。試験方法は次の通りとした。
これら溶接鋼管から、試験片を採取し、組織観察試験、析出物観察試験、引張試験、表面粗さ試験、ねじり疲労試験、低温靭性試験、応力除去焼鈍後の断面硬度測定試験、応力除去焼鈍後の残留応力測定試験を実施した。試験方法は次の通りとした。
（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、フェライト相の体積率、フェライト相の平均結晶粒径（円相当径）を測定した。
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、フェライト相の体積率、フェライト相の平均結晶粒径（円相当径）を測定した。
（２）析出物観察試験
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、析出物観察試験片を採取して、抽出レプリカ法を用いて組織観察用試料を作製し、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて、10万倍で５視野観察し、EDS分析によりNb、Tiを含まないセメンタイト、TiNなどを同定・除外し、Nb、Tiを含有する炭化物（（Nb，Ti）複合炭化物）について、画像解析により、各（Nb，Ti）複合炭化物の面積を測定しその面積から円相当直径を算出し、それらの算術平均値を（Nb、Ti）複合炭化物の平均粒径とした。
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、析出物観察試験片を採取して、抽出レプリカ法を用いて組織観察用試料を作製し、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて、10万倍で５視野観察し、EDS分析によりNb、Tiを含まないセメンタイト、TiNなどを同定・除外し、Nb、Tiを含有する炭化物（（Nb，Ti）複合炭化物）について、画像解析により、各（Nb，Ti）複合炭化物の面積を測定しその面積から円相当直径を算出し、それらの算術平均値を（Nb、Ti）複合炭化物の平均粒径とした。
（３）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、伸びEl）を求め、強度、成形性を評価した。
（４）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Rz JIS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。代表値としては、内表面又は外表面のうち、値の大きい方を採用した。
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、伸びEl）を求め、強度、成形性を評価した。
（４）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Rz JIS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。代表値としては、内表面又は外表面のうち、値の大きい方を採用した。
（５）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３（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、さらに530℃×10minの応力除去焼鈍を施したのち、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。
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３（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、さらに530℃×10minの応力除去焼鈍を施したのち、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。
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５×105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。
（６）低温靭性試験
得られた溶接鋼管から、試験材（長さ：1500mm）を採取し、ねじり疲労試験材と同一条件で断面成形加工、応力除去焼鈍を行ない、断面成形加工ままおよび断面成形加工、応力除去焼鈍後の試験材平坦部分を、管円周方向（Ｃ方向）が試験片長さとなるように展開し、該平坦部分からJIS Z 2242の規定に準拠してＶノッチ試験片（1/4サイズ）を切出し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、低温靭性を評価した。
得られた溶接鋼管から、試験材（長さ：1500mm）を採取し、ねじり疲労試験材と同一条件で断面成形加工、応力除去焼鈍を行ない、断面成形加工ままおよび断面成形加工、応力除去焼鈍後の試験材平坦部分を、管円周方向（Ｃ方向）が試験片長さとなるように展開し、該平坦部分からJIS Z 2242の規定に準拠してＶノッチ試験片（1/4サイズ）を切出し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、低温靭性を評価した。
（７）応力除去焼鈍後の断面硬度測定試験
ねじり疲労試験用試験材と同一条件で断面成形加工を行ない、試験材の疲労亀裂相当位置より、応力除去焼鈍（530℃×10min）前後で、断面硬度測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計（荷重10kg）でビッカース硬さを測定した。硬さの測定位置は、肉厚の1/4、1/2、3/4の３点とし、その平均値をその試験片の応力除去焼鈍（SR）前後の断面硬さとした。この硬さ測定結果より、次式
断面硬度変化率＝｛（SR後の断面硬さ）−（SR前の断面硬さ）｝／（SR前の断面硬さ）×（100％）
により、断面成形加工−応力除去焼鈍（SR）後の断面硬度変化率（％）を求め、断面成形加工−応力除去焼鈍時の軟化抵抗のパラメータとした。
ねじり疲労試験用試験材と同一条件で断面成形加工を行ない、試験材の疲労亀裂相当位置より、応力除去焼鈍（530℃×10min）前後で、断面硬度測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計（荷重10kg）でビッカース硬さを測定した。硬さの測定位置は、肉厚の1/4、1/2、3/4の３点とし、その平均値をその試験片の応力除去焼鈍（SR）前後の断面硬さとした。この硬さ測定結果より、次式
断面硬度変化率＝｛（SR後の断面硬さ）−（SR前の断面硬さ）｝／（SR前の断面硬さ）×（100％）
により、断面成形加工−応力除去焼鈍（SR）後の断面硬度変化率（％）を求め、断面成形加工−応力除去焼鈍時の軟化抵抗のパラメータとした。
（８）応力除去焼鈍後の残留応力測定試験
ねじり疲労試験用試験材と同一条件で断面成形加工を行ない、試験材の疲労亀裂相当位置で残留応力を、応力除去焼鈍（SR）（530℃×10min）前後でそれぞれ、３軸ゲージを用いた歪ゲージ切出し法により測定した。この測定結果より、次式
残留応力低下率＝｛（SR前の残留応力）−（SR後の残留応力）｝／（SR前の残留応力）×（100％）
により断面成形加工−応力除去焼鈍時の残留応力低下率（％）を求めた。
ねじり疲労試験用試験材と同一条件で断面成形加工を行ない、試験材の疲労亀裂相当位置で残留応力を、応力除去焼鈍（SR）（530℃×10min）前後でそれぞれ、３軸ゲージを用いた歪ゲージ切出し法により測定した。この測定結果より、次式
残留応力低下率＝｛（SR前の残留応力）−（SR後の残留応力）｝／（SR前の残留応力）×（100％）
により断面成形加工−応力除去焼鈍時の残留応力低下率（％）を求めた。
得られた結果を表２に示す。
本発明例（鋼管No.１、No.２、No.４〜No.６、No.８、No.９）はいずれも、フェライト相の組織分率が60体積％以上で、フェライト相の平均結晶粒径が２〜８μmで、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２〜40nmである組織を有し、降伏強さYSが660MPa超で、JIS 12号試験片での伸びElが15％以上を満足する、高強度で、成形性に優れた高張力溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後の、断面硬度変化率が−15％以上、残留応力低下率が50％以上であり、ねじり疲労試験での５×105繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比、σB/TSが0.40以上と、優れた耐ねじり疲労特性を有する高張力溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、断面成形加工ままおよび断面成形加工−応力除去焼鈍後の、破面遷移温度vTrsが−40℃以下と優れた低温靭性を有する高張力溶接鋼管となっている。
一方、鋼成分が本発明の範囲を外れる比較例（鋼管No.11〜31）は、組織等が本発明範囲を外れ、強度、成形性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性、断面成形加工ままの低温靭性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性のいずれかが低下している。
Ｃ、Mn、Ti、Nb、Ｎ、Ｖ、Crが本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.12、No.16、No.20、No.22、No.25、No.27、No.28）はいずれも、伸びElが15％未満と延性が不足し、また（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下し、また破面遷移温度vTrsが−40℃を上回り、低温靭性も低下している。また、Ｃ、Si、Mn、Al、Ti、Nbが本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.11、No.13、No.15、No.17、No.19、No.21）はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後の断面硬度変化率が−15％を下回り、（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
Ｃ、Mn、Ti、Nb、Ｎ、Ｖ、Crが本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.12、No.16、No.20、No.22、No.25、No.27、No.28）はいずれも、伸びElが15％未満と延性が不足し、また（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下し、また破面遷移温度vTrsが−40℃を上回り、低温靭性も低下している。また、Ｃ、Si、Mn、Al、Ti、Nbが本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.11、No.13、No.15、No.17、No.19、No.21）はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後の断面硬度変化率が−15％を下回り、（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
また、Ｂ、Cuが本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.30、No.31）はいずれも、伸びElが15％未満と延性が不足し、また断面成形加工−応力除去焼鈍後の残留応力低下率が50％未満で、（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
また、Si、Al、S、Ｏが本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.14、No.18、No.24、No.26）はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後の（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
また、Si、Al、S、Ｏが本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.14、No.18、No.24、No.26）はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍後の（σB/TS）が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
なお、鋼管No.１、No.２、No.４〜No.６、No.８、No.９、No.11〜28、No.30、No.31はNo.14を除き、表面組さが、算術平均粗さRa：0.7〜1.8μm、最大高さ粗さRz：10〜22μm、十点平均粗さRz JIS：７〜15μmの範囲にあり、良好であった。No.14の表面粗さは平均粗さRa：1.6μm、最大高さ粗さRz：27μm、と良好であったものの、十点平均粗さRz JISは21μmと高い値であった。
（実施例２）
表１の鋼No.Ｂの組成を有する鋼素材（スラブ）に、表３に示す条件の熱間圧延を施し熱延鋼帯とした。ついで、これら熱間圧延鋼帯を鋼管素材として、酸洗を施し、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溶接鋼管（外径70〜114.3mmφ×肉厚ｔ 2.0〜6.0mm）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３に示す値とした。
表１の鋼No.Ｂの組成を有する鋼素材（スラブ）に、表３に示す条件の熱間圧延を施し熱延鋼帯とした。ついで、これら熱間圧延鋼帯を鋼管素材として、酸洗を施し、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溶接鋼管（外径70〜114.3mmφ×肉厚ｔ 2.0〜6.0mm）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３に示す値とした。
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、析出物観察試戯、引張試験、表面粗さ試験、ねじり疲労試験、低温靭性試験、応力除去焼鈍後の断面硬度測定試験、応力除去焼鈍後の残留応力測定試験を実施した。
得られた結果を表４に示す。
得られた結果を表４に示す。
本発明例（鋼管No.45〜No.51）はいずれも、フェライト相の組織分率が60体積％以上で、フェライト相の平均結晶粒径が２〜８μmで、（Nb，Ti）複合炭化物の平均粒径が２〜40nmである組織を有し、降伏強さYSが660MPa超で、JIS 12号試験片での伸びElが15％以上を満足する、高強度で、成形性に優れた高張力溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後の、断面硬度変化率が−15％以上、残留応力低下率が50％以上であり、断面成形加工−応力除去焼鈍（530℃×10min）後のねじり疲労試験での５×105繰返し疲れ限度σBと鋼管引張強さTSとの比、σB/TSが0.40以上と、優れた耐ねじり疲労特性を有する高張力溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、断面成形加工ままおよび断面成形加工−応力除去焼鈍後の、破面遷移温度vTrsが−40℃以下と優れた低温靭性を有する高張力溶接鋼管となっている。
一方、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.52）は成形性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性、断面成形加工ままの低温靭性、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性が低下している。
また、電縫造管工程における幅絞り率が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.52）は、（σB/TS）が0.40未満と断面成形加工−応力除去焼鈍後の耐ねじり疲労特性が低下し、さらに破面遷移温度vTrsが−40℃を上回り、断面成形加工−応力除去焼鈍後の低温靭性が低下している。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：0.03〜0.24％、 Si：0.002〜0.95％、
Mn：1.01〜1.99％、 Al：0.01〜0.08％
を含み、さらに、Ti：0.041〜0.150％、Nb：0.017〜0.150％を、Ti＋Nb：0.08％以上を満足するように含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下に調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに、円周方向断面の平均結晶粒径が２〜８μmであるフェライト相と、該フェライト相以外の第二相とからなり、該フェライト相の組織分率が60体積％以上で、該フェライト相中に平均粒径２〜40nmの（Nb、Ti）複合炭化物が析出してなる組織と、を有し、降伏強さが660MPa超であることを特徴とする、低温靭性、成形性と、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自動車構造部材用高張力溶接鋼管。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.001〜0.150％、Ｗ：0.001〜0.150％、Cr：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％、Cu：0.001〜0.45％、Ni：0.001〜0.45％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に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
- さらに、鋼管内外面の算術平均粗さRaが２μm以下、最大高さ粗さRzが30μm以下、十点平均粗さRz JISが20μm以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
- 鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするに当り、前記鋼管素材が、質量％で、
Ｃ：0.03〜0.24％、 Si：0.002〜0.95％、
Mn：1.01〜1.99％、 Al：0.01〜0.08％
を含み、さらに、Ti：0.041〜0.150％、Nb：0.017〜0.150％を、Ti＋Nb：0.08％以上を満足するように含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.020％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｏ：0.005％以下に調整して含み、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に、1160〜1320℃に加熱し、980〜760℃の範囲の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行なう徐冷処理とを施し、660〜510℃の巻取り温度で巻取る熱延工程を施して得られた熱延鋼帯であり、
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溶接鋼管とする造管工程であることを特徴とする、660MPa超の降伏強さを有し、低温靭性、成形性と断面成形加工−応力除去焼鈍処理後の耐ねじり疲労特性に優れた自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
記
幅絞り＝［（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） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.001〜0.150％、Ｗ：0.001〜0.150％、Cr：0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％、Cu：0.001〜0.45％、Ni：0.001〜0.45％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４に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006185810A JP4466619B2 (ja) | 2006-07-05 | 2006-07-05 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
| US12/307,439 US7887649B2 (en) | 2006-07-05 | 2007-06-19 | High-tensile strength welded steel tube for structural parts of automobiles and method of producing the same |
| CN2007800254627A CN101484602B (zh) | 2006-07-05 | 2007-06-19 | 汽车结构部件用高强度焊接钢管及其制造方法 |
| PCT/JP2007/062651 WO2008004453A1 (fr) | 2006-07-05 | 2007-06-19 | Tube en acier soudé de haute tension pour élément structural automobile et son procédé de fabrication |
| EP07767459.6A EP2050833B1 (en) | 2006-07-05 | 2007-06-19 | High-tension welded steel pipe for automotive structural member and process for producing the same |
| KR1020087032204A KR100996395B1 (ko) | 2006-07-05 | 2007-06-19 | 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법 |
| CA2656637A CA2656637C (en) | 2006-07-05 | 2007-06-19 | High-tensile strength welded steel tube for structural parts of automobiles and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006185810A JP4466619B2 (ja) | 2006-07-05 | 2006-07-05 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2008013808A JP2008013808A (ja) | 2008-01-24 |
| JP2008013808A5 JP2008013808A5 (ja) | 2010-02-12 |
| JP4466619B2 true JP4466619B2 (ja) | 2010-05-26 |
Family
ID=38894424
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006185810A Expired - Fee Related JP4466619B2 (ja) | 2006-07-05 | 2006-07-05 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US7887649B2 (ja) |
| EP (1) | EP2050833B1 (ja) |
| JP (1) | JP4466619B2 (ja) |
| KR (1) | KR100996395B1 (ja) |
| CN (1) | CN101484602B (ja) |
| CA (1) | CA2656637C (ja) |
| WO (1) | WO2008004453A1 (ja) |
Families Citing this family (50)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4502947B2 (ja) | 2005-12-27 | 2010-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接性に優れた鋼板 |
| JP4910694B2 (ja) * | 2006-12-28 | 2012-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管及びその製造方法 |
| DE102007030207A1 (de) * | 2007-06-27 | 2009-01-02 | Benteler Automobiltechnik Gmbh | Verwendung einer hochfesten Stahllegierung zur Herstellung von Strahlrohren mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit |
| JP5125601B2 (ja) * | 2008-02-26 | 2013-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
| JP5282449B2 (ja) * | 2008-06-03 | 2013-09-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 |
| JP4998755B2 (ja) | 2009-05-12 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011006781A (ja) | 2009-05-25 | 2011-01-13 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品とその製造方法 |
| JP5573003B2 (ja) * | 2009-05-29 | 2014-08-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車部材用高張力溶接鋼管 |
| FI122143B (fi) * | 2009-10-23 | 2011-09-15 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä korkealujuuksisen sinkityn muotovalmisteen valmistamiseksi sekä muotovalmiste |
| KR101315568B1 (ko) * | 2010-03-24 | 2013-10-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 전봉 강관 및 그 제조 방법 |
| US20110253265A1 (en) * | 2010-04-15 | 2011-10-20 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Quenched and tempered steel pipe with high fatigue life, and its manufacturing method |
| KR101160016B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2012-06-25 | 현대제철 주식회사 | 가공성이 우수한 하이드로포밍용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법 |
| US20120103459A1 (en) * | 2010-10-28 | 2012-05-03 | Nisshin Steel Co., Ltd. | High fatigue service life quenching/tempering steel tube and manufacturing method therefor |
| CN102828112B (zh) * | 2011-06-14 | 2015-05-06 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低成本高强度冷成型热连轧钢带及其制造方法 |
| BR112014002875B1 (pt) * | 2011-08-09 | 2018-10-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapas de aço laminadas a quente, e métodos para produção das mesmas |
| JP5316634B2 (ja) * | 2011-12-19 | 2013-10-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN103753115A (zh) * | 2011-12-31 | 2014-04-30 | 东莞市飞新达精密机械科技有限公司 | 一种带开口长槽的板类零件的加工方法 |
| JP5370503B2 (ja) * | 2012-01-12 | 2013-12-18 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
| JP5909143B2 (ja) * | 2012-04-13 | 2016-04-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱延鋼板のｍａｇ溶接方法および熱延鋼板のｍｉｇ溶接方法 |
| FR2991213B1 (fr) * | 2012-06-05 | 2015-07-03 | Alstom Hydro France | Procede de soudage de deux bords d'une ou plusieurs pieces en acier l'un a l'autre et conduite forcee obtenue par un tel procede. |
| KR101400586B1 (ko) * | 2012-09-27 | 2014-05-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| CN102991449B (zh) * | 2012-11-08 | 2016-04-06 | 上海冠驰汽车安全技术有限公司 | 一种有关汽车安全带的限力扭杆 |
| EP2921570A4 (en) * | 2012-11-14 | 2015-12-09 | Jfe Steel Corp | AUTOMOTIVE COLLISION ENERGY ABSORBER ELEMENT AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| WO2015037061A1 (ja) * | 2013-09-10 | 2015-03-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法 |
| CN109023136A (zh) * | 2013-09-19 | 2018-12-18 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 用于热成形的钢 |
| US10301703B2 (en) | 2014-10-23 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | High-strength welded steel pipe for airbag inflator and method for manufacturing the same |
| JP6789611B2 (ja) * | 2015-01-22 | 2020-11-25 | 臼井国際産業株式会社 | ガソリン直噴用フューエルレールの製造方法 |
| JP6782060B2 (ja) * | 2015-01-22 | 2020-11-11 | 臼井国際産業株式会社 | フューエルレールの製造方法 |
| CN105986190A (zh) * | 2015-02-25 | 2016-10-05 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高强高韧性起重机臂架用管及其制造方法 |
| CN107406940B (zh) * | 2015-03-06 | 2019-05-07 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度电阻焊钢管及其制造方法 |
| KR102021687B1 (ko) * | 2015-04-08 | 2019-09-16 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열처리용 열연 강판 |
| JP6179584B2 (ja) * | 2015-12-22 | 2017-08-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| DE202017006998U1 (de) * | 2016-01-25 | 2019-03-15 | Alexander Christ | Strukturteil für einen Rahmen eines Fahrzeuges |
| KR101822292B1 (ko) | 2016-08-17 | 2018-01-26 | 현대자동차주식회사 | 고강도 특수강 |
| KR101822295B1 (ko) | 2016-09-09 | 2018-01-26 | 현대자동차주식회사 | 고강도 특수강 |
| KR20190026856A (ko) | 2016-10-03 | 2019-03-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 토션 빔용 전봉 강관 |
| MX2019002073A (es) * | 2016-10-24 | 2019-07-01 | Jfe Steel Corp | Tubos de acero soldados por resistencia electrica para estabilizadores huecos delgados de alta resistencia, y metodos para fabricar los mismos. |
| KR101917454B1 (ko) * | 2016-12-22 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법 |
| CN110494583B (zh) | 2017-04-07 | 2021-10-26 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法 |
| US20200190618A1 (en) * | 2017-04-07 | 2020-06-18 | Jfe Steel Corporation | Steel member, hot-rolled steel sheet for steel member, and production method therefor |
| CN107236900A (zh) * | 2017-04-25 | 2017-10-10 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 含钒700MPa级汽车传动轴用热轧钢带、生产方法及应用 |
| KR102020417B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 용접강관용 강재 및 그 제조방법 |
| CN109023049A (zh) * | 2018-08-10 | 2018-12-18 | 首钢集团有限公司 | 一种托辊用焊接钢管及其制造方法 |
| US20220186331A1 (en) * | 2019-03-29 | 2022-06-16 | Nippon Steel Corporation | Electric resistance-welded steel tube for hollow stabilizer, hollow stabilizer, and manufacturing methods of same |
| CA3174757A1 (en) * | 2020-04-02 | 2021-10-07 | Jfe Steel Corporation | Electric resistance welded steel pipe and method for producing the same |
| CN111721647B (zh) * | 2020-06-24 | 2021-12-28 | 四川大学 | 一种低周疲劳测试数据处理与内应力评估方法 |
| CN111690882A (zh) * | 2020-07-29 | 2020-09-22 | 攀钢集团研究院有限公司 | 660MPa级高耐蚀耐候钢及其制备方法 |
| CN111961967B (zh) * | 2020-07-31 | 2021-09-21 | 天津钢铁集团有限公司 | 小压缩比厚规格控轧型q345gje建筑结构用钢板及其生产方法 |
| KR102443927B1 (ko) * | 2020-08-26 | 2022-09-19 | 주식회사 포스코 | 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 |
| WO2024070052A1 (ja) * | 2022-09-30 | 2024-04-04 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2588648B2 (ja) | 1991-07-02 | 1997-03-05 | 新日本製鐵株式会社 | 超高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JP2814882B2 (ja) | 1992-07-27 | 1998-10-27 | 住友金属工業株式会社 | 高強度高延性電縫鋼管の製造方法 |
| WO1999000525A1 (fr) * | 1997-06-26 | 1999-01-07 | Kawasaki Steel Corporation | Tuyau en acier a grains ultrafins et procede de fabrication dudit tuyau |
| JP4272284B2 (ja) * | 1998-12-11 | 2009-06-03 | 日新製鋼株式会社 | 疲労耐久性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管 |
| JP2000204442A (ja) * | 1999-01-14 | 2000-07-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 電縫溶接部靱性に優れた高強度電縫鋼管 |
| JP3750521B2 (ja) | 2000-03-09 | 2006-03-01 | トヨタ自動車株式会社 | 異形断面筒状体の製造方法及びトーションビーム用アクスルビーム |
| JP4608739B2 (ja) * | 2000-06-14 | 2011-01-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車ドア補強用鋼管の製造方法 |
| BR0107389B1 (pt) * | 2000-10-31 | 2011-02-22 | folha de aço laminada a quente de alta resistência, método de fabricação da mesma e folha de aço galvanizado. | |
| ATE382103T1 (de) * | 2001-03-07 | 2008-01-15 | Nippon Steel Corp | Elektrogeschweisstes stahlrohr für hohlstabilisator |
| EP2420586B1 (en) * | 2002-02-07 | 2015-11-25 | JFE Steel Corporation | High strength steel plate and method for manufacturing the same |
| JP3925291B2 (ja) | 2002-04-26 | 2007-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性と溶接部の材質均一性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
| JP4007050B2 (ja) * | 2002-04-26 | 2007-11-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯 |
| JP3925290B2 (ja) | 2002-04-26 | 2007-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性と靱性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
| UA79213C2 (en) * | 2003-05-28 | 2007-05-25 | Sumitomo Metal Ind | Extended at laying steel pipe for oil-well (variants) |
| EP1662014B1 (en) * | 2003-06-12 | 2018-03-07 | JFE Steel Corporation | Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness and method for production thereof |
| JP4735315B2 (ja) * | 2006-02-15 | 2011-07-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
-
2006
- 2006-07-05 JP JP2006185810A patent/JP4466619B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2007
- 2007-06-19 EP EP07767459.6A patent/EP2050833B1/en active Active
- 2007-06-19 WO PCT/JP2007/062651 patent/WO2008004453A1/ja active Application Filing
- 2007-06-19 US US12/307,439 patent/US7887649B2/en active Active
- 2007-06-19 KR KR1020087032204A patent/KR100996395B1/ko active IP Right Grant
- 2007-06-19 CA CA2656637A patent/CA2656637C/en active Active
- 2007-06-19 CN CN2007800254627A patent/CN101484602B/zh active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20090277544A1 (en) | 2009-11-12 |
| CA2656637A1 (en) | 2008-01-10 |
| JP2008013808A (ja) | 2008-01-24 |
| CA2656637C (en) | 2013-08-20 |
| KR100996395B1 (ko) | 2010-11-24 |
| US7887649B2 (en) | 2011-02-15 |
| KR20090016746A (ko) | 2009-02-17 |
| EP2050833A4 (en) | 2015-04-22 |
| WO2008004453A1 (fr) | 2008-01-10 |
| CN101484602B (zh) | 2011-08-03 |
| EP2050833B1 (en) | 2017-04-19 |
| CN101484602A (zh) | 2009-07-15 |
| EP2050833A1 (en) | 2009-04-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4466619B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JP4735315B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JP5463715B2 (ja) | 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP4443910B2 (ja) | 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法 | |
| JP4772927B2 (ja) | 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP4910694B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP5187003B2 (ja) | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP2008013808A5 (ja) | ||
| JP5499559B2 (ja) | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 | |
| EP2578714B1 (en) | Hot-rolled high-strength steel sheet and process for production thereof | |
| JP4635708B2 (ja) | 成形性、低温靭性に優れかつ断面成形加工後の耐捻り疲労特性に優れた自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
| WO2018186273A1 (ja) | 鋼部材、前記鋼部材用の熱延鋼板およびこれらの製造方法 | |
| JP5125601B2 (ja) | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JP5499560B2 (ja) | 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法 | |
| CA3057815C (en) | Steel member, hot-rolled steel sheet for steel member, and production method therefor | |
| CN113631735B (zh) | 中空稳定器用电焊钢管和中空稳定器、以及其制造方法 | |
| JP5282449B2 (ja) | 成形性と耐疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| WO2023190200A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023135983A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20090421 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20091110 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20091110 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20091217 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20100126 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100202 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100215 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4466619 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130305 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130305 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140305 Year of fee payment: 4 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |