JP5125601B2 - 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
- JP5125601B2 JP5125601B2 JP2008044266A JP2008044266A JP5125601B2 JP 5125601 B2 JP5125601 B2 JP 5125601B2 JP 2008044266 A JP2008044266 A JP 2008044266A JP 2008044266 A JP2008044266 A JP 2008044266A JP 5125601 B2 JP5125601 B2 JP 5125601B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel pipe
- less
- tube
- thickness direction
- hardness
- 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.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Metal Rolling (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などの自動車構造部材用鋼管として好適な、590MPa以上の引張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、トレーリングアーム、サスペンションアーム等の自動車構造部材用としては不適であるという問題があった。
また、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。
また、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、焼入れ処理を施すことのない非焼入れ型で、トーションビーム、アクスルビーム、トレーリングアーム、サスペンションアームなどの自動車構造部材用とし好適である、引張強さ590MPa以上を有し、優れた成形性、優れた低温靱性および優れた断面成形加工後の耐ねじり疲労特性を有する高張力溶接鋼管およびそ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「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「優れた断面成形加工後の耐ねじり疲労特性」とは、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定してねじり疲労試験を、1Hz、両振りの条件で行い、5×10５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。
また、本発明でいう「優れた断面成形加工後の耐ねじり疲労特性」とは、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定してねじり疲労試験を、1Hz、両振りの条件で行い、5×10５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。
また、本発明でいう「優れた低温靭性」とは、図１（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たのち、試験材（鋼管）の平坦部分より、管円周方向(Ｃ方向)が試験片長さとなるように展開し、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、−40℃以下である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、強度、成形性、低温靭性、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性等の特性を高度なレベルで両立させるために、これら特性に影響する各種要因、とくに鋼管の組成、製造条件について系統的な検討を鋭意行った。その結果、鋼管素材（熱延鋼帯）の表層組織を、適正な組織に調整し、さらに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）とすることにより、とくに表層の硬さばらつき、肉厚方向の硬さばらつきが減少し、とくに断面成形加工後の耐ねじり疲労特性が顕著に向上し、引張強さ590MPa以上の高強度を有し、かつ優れた低温靭性、優れた成形性、および断面成形加工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。
本発明はこのような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。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％、Nb：0.001〜0.15％を含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.008％以下、Ｏ：0.003％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、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域が、円周方向断面の平均結晶粒径が2.0〜14μｍであるフェライト相と該フェライト相以外の第二相からなる組織とを有し、前記フェライト相の組織分率が体積率で60％以上であり、該フェライト相中に1.5〜60nmのNb炭化物が析出してなり、前記領域の平均硬さHV０−50と、管最外表面または管最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域の平均硬さHV50−200との差ΔHV（＝HV50−200−HV０−50）がビッカース硬さで40ポイント以下、前記管最外表面または管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の硬さの標準偏差σがビッカース硬さで20ポイント以下であり、低温靭性、成形性、および断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れることを特徴とする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％、Nb：0.001〜0.15％を含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.008％以下、Ｏ：0.003％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、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域が、円周方向断面の平均結晶粒径が2.0〜14μｍであるフェライト相と該フェライト相以外の第二相からなる組織とを有し、前記フェライト相の組織分率が体積率で60％以上であり、該フェライト相中に1.5〜60nmのNb炭化物が析出してなり、前記領域の平均硬さHV０−50と、管最外表面または管最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域の平均硬さHV50−200との差ΔHV（＝HV50−200−HV０−50）がビッカース硬さで40ポイント以下、前記管最外表面または管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の硬さの標準偏差σがビッカース硬さで20ポイント以下であり、低温靭性、成形性、および断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れることを特徴とする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：0.001〜0.15％、Ｗ：0.001〜0.15％、Ti：0.001〜0.15％、Cr：0.001〜0.45％、Mo：0.001〜0.45％、Cu： 0.001〜0.45％、Ni： 0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％のうちから選ばれた1種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする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、前記最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域における管軸方向断面の介在物率が、JIS G 0555-2003に記載の方法で測定した値で0.10％以下であることを特徴とする自動車構造部材用高張力鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、管内外面表面の、次（２）式
αｆ＝１＋２√（d/ρ）‥‥（２）
（ここで、ｄ：表面凹凸の深さ（μm）、ρ：表面凹部先端の曲率半径（μm））
で定義される応力集中係数αｆが10以下であることを特徴とする自動車構造部材用高張力鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、管内外面表面の、次（２）式
αｆ＝１＋２√（d/ρ）‥‥（２）
（ここで、ｄ：表面凹凸の深さ（μm）、ρ：表面凹部先端の曲率半径（μm））
で定義される応力集中係数αｆが10以下であることを特徴とする自動車構造部材用高張力鋼管。
（５）鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするにあたり、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％、Nb：0.001〜0.15％を含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.008％以下、Ｏ：0.003％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の鋼素材に、1160〜1320℃に加熱した後、仕上圧延圧下率：80〜97％、仕上圧延終了温度：980〜760℃とする仕上圧延を行う熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理とを施し、巻取り温度：660〜510℃で巻取る熱延工程を施してなる熱延鋼帯であり、前記電縫造管工程が、前記鋼管素材を酸洗、スリッティングしたのち、該鋼管素材に次（１）式
幅絞り率＝［(素材鋼管の幅)−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、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であり、前記溶接鋼管が、低温靭性、成形性、および断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れること、を特徴とする自動車構造部材用高張力鋼管の製造方法。
幅絞り率＝［(素材鋼管の幅)−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、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であり、前記溶接鋼管が、低温靭性、成形性、および断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れること、を特徴とする自動車構造部材用高張力鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.001〜0.15％、Ｗ：0.001〜0.15％、Ti：0.001〜0.15％、Cr：0.001〜0.45％、Mo：0.001〜0.45％、Cu： 0.001〜0.45％、Ni： 0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％のうちから選ばれた1種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする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、590MPa以上の引張強さを有し、優れた低温靭性、優れた成形性と、優れた断面成形加工後の耐ねじり疲労特性とを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（以下、本発明鋼管ともいう）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％はとくに断らない限り単に％で記す。
Ｃ：0.03〜0.24％
Ｃは、強度を増加させる元素であり、所望の鋼管強度を確保し、鋼管の耐疲労特性、とくに耐ねじり疲労特性を向上させるうえで必須の元素である。このような効果は0.03％以上の含有で認められるが、0.24％を超える含有は、体積率で60％以上のフェライト相主体の組織とすることができず、所望の優れた鋼管延性、優れた低温靭性が確保できなくなる。なお、好ましくは0.08〜0.20％である。
Ｃ：0.03〜0.24％
Ｃは、強度を増加させる元素であり、所望の鋼管強度を確保し、鋼管の耐疲労特性、とくに耐ねじり疲労特性を向上させるうえで必須の元素である。このような効果は0.03％以上の含有で認められるが、0.24％を超える含有は、体積率で60％以上のフェライト相主体の組織とすることができず、所望の優れた鋼管延性、優れた低温靭性が確保できなくなる。なお、好ましくは0.08〜0.20％である。
Si：0.002〜0.95％
Siは、フェライト生成元素であり、熱延工程でのフェライト変態を促進する作用を有し、所望の組織と必要な成形性を確保するために必須の元素である。このような効果は、O.002％以上の含有で認められる。一方、O.95％を超える含有は、表面性状、電縫溶接性が低下する。このため、SiはO.002〜0.95％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。
Siは、フェライト生成元素であり、熱延工程でのフェライト変態を促進する作用を有し、所望の組織と必要な成形性を確保するために必須の元素である。このような効果は、O.002％以上の含有で認められる。一方、O.95％を超える含有は、表面性状、電縫溶接性が低下する。このため、SiはO.002〜0.95％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。
Mn：1.01〜1.99％
Mnは、強度を増加させ、所望の鋼管強度を確保して鋼管の疲労強度を高め、耐疲労特性を向上させる作用、とくに耐ねじり疲労特性を向上させる作用を有する元素である。このような効果は1.01％以上の含有で認められるが、1.99％を超える含有は、フェライト変態が抑制され、所望のフェライト相主体の組織とすることができず、所望の優れた成形性を確保できなくなる。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1.20〜1.80％である。
Mnは、強度を増加させ、所望の鋼管強度を確保して鋼管の疲労強度を高め、耐疲労特性を向上させる作用、とくに耐ねじり疲労特性を向上させる作用を有する元素である。このような効果は1.01％以上の含有で認められるが、1.99％を超える含有は、フェライト変態が抑制され、所望のフェライト相主体の組織とすることができず、所望の優れた成形性を確保できなくなる。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1.20〜1.80％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、熱延工程でのオーステナイト粒の成長を抑制し、結晶粒の微細化、とくにフェライト粒の微細化に寄与する元素である。このような効果は0.01％以上の含有で認められる。一方、O.08％を超える含有は、上記した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないうえ、酸化物系介在物が増大し、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、熱延工程でのオーステナイト粒の成長を抑制し、結晶粒の微細化、とくにフェライト粒の微細化に寄与する元素である。このような効果は0.01％以上の含有で認められる。一方、O.08％を超える含有は、上記した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないうえ、酸化物系介在物が増大し、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。
Nb：0.001〜0.15％
Nbは、鋼中ではＣと結合し、炭化物として析出し、熱延工程における回復・再結晶による粒成長を抑制し、所望の粒径(2.0〜14μm)を有するフェライト相とするとともに、炭化物として析出し表層の硬さを確保し、疲労強度を高め、耐疲労特性を向上させる作用を有する。このような効果はO.001％以上の含有で認められる。一方、O.15％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇が顕著となり、延性が著しく低下する、このため、Nbは0.001〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.049％である。
Nbは、鋼中ではＣと結合し、炭化物として析出し、熱延工程における回復・再結晶による粒成長を抑制し、所望の粒径(2.0〜14μm)を有するフェライト相とするとともに、炭化物として析出し表層の硬さを確保し、疲労強度を高め、耐疲労特性を向上させる作用を有する。このような効果はO.001％以上の含有で認められる。一方、O.15％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇が顕著となり、延性が著しく低下する、このため、Nbは0.001〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.049％である。
本発明では、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.008％以下、Ｏ：0.003％以下に調整する。
Ｐ：O.019％以下
Ｐは、Mnとの凝固共偏析を介し、低温靱性を低下させるとともに、電縫溶接性を劣化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：O.019％以下
Ｐは、Mnとの凝固共偏析を介し、低温靱性を低下させるとともに、電縫溶接性を劣化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：0.010％以下
Ｓは、鋼中ではMnS等の介在物として存在し、成形時の微細割れや疲労亀裂の起点として作用し、耐疲労特性、成形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、上記した悪影響が顕著となる。このため、Ｓは0.010％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
Ｓは、鋼中ではMnS等の介在物として存在し、成形時の微細割れや疲労亀裂の起点として作用し、耐疲労特性、成形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、上記した悪影響が顕著となる。このため、Ｓは0.010％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
Ｎ：O.008％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。0.008％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｎは0.008％以下に限定した。なお、好ましくはO.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。0.008％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｎは0.008％以下に限定した。なお、好ましくはO.0049％以下である。
Ｏ：0.003％以下
Ｏは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼の耐疲労特牲、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。0.003％を超える含有は、上記した悪影響が顕著となるため、ＯはO.003％以下に限定した。なお、好ましくはO.002％以下である。
Ｏは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼の耐疲労特牲、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。0.003％を超える含有は、上記した悪影響が顕著となるため、ＯはO.003％以下に限定した。なお、好ましくはO.002％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組成に加えてさらに、Ｖ：0.001〜O.15％、Ｗ：O.001〜0.15％、Ti：0.001〜O.15％、Cr：0.001〜0.45％、Mo：0.001〜O.45％、Cu：0.001〜0.45％、Ni：O.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％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：O.O001〜0.O05％を含有することができる。
Ｖ、Ｗ、Ti、Cr、Mo、Cu、Ni、Ｂはいずれも、Mn、Nbの、疲労強度を高め、耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きがある元素で有り、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
Ｖは、上記した作用に加えてさらに、炭化物として析出し、表層近傍の硬さを高め、疲労強度を向上させるとともに、Nbの、熱延工程における回復・再結晶による粒成長を抑制し、フェライト相を所望の微細結晶粒径とする作用を補完する働きも有する。このような効果は、0.001％以上の含有で発現するが、0.15％を超える含有は成形性、低温靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは0.001〜0.15％の範囲に限定することが好ましい。
Ｖは、上記した作用に加えてさらに、炭化物として析出し、表層近傍の硬さを高め、疲労強度を向上させるとともに、Nbの、熱延工程における回復・再結晶による粒成長を抑制し、フェライト相を所望の微細結晶粒径とする作用を補完する働きも有する。このような効果は、0.001％以上の含有で発現するが、0.15％を超える含有は成形性、低温靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは0.001〜0.15％の範囲に限定することが好ましい。
Ｗは、上記した作用に加えてさらに、炭化物として析出し、表層近傍の硬さを高め、疲労強度を向上させるとともに、Nbの、熱延工程における回復・再結晶による粒成長を抑制し、フェライト相を所望の微細結晶粒径とする作用を補完する働きを有する。このような効果は、0.001％以上の含有で発現するが、0.15％を超える含有は成形性、低温靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｗは0.001〜0.15％の範囲に限定することが好ましい。
Tiは、上記した作用に加えてさらに、Ｎと結合し固溶Ｎ量を低減することにより、鋼管の成形性向上に寄与する。またさらに、余剰Tiは炭化物として析出し、表層の硬さを確保し、疲労強度を向上させるとともに、Nbの、熱延工程における回復・再結晶による粒成長を抑制し、フェライト相を所望の微細結晶粒径とする作用を補完する働きを有する。このような効果は、0.001％以上の含有で発現するが、0.15％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、含有する場合には、Tiは0.001〜0.15％の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくはO.0010〜O.080％である。
Crは、上記したMnの、疲労強度をたかめ、耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きに加えてさらに、表層近傍の析出物、フェライト粒の粗大化抑制に効果がある元素である。このような効果は、0.001％以上の含有で認められるが、O.45％を超える含有は成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.001〜0.45％の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.08〜O.29%である。
Moは、炭化物として析出し、上記したNbの、疲労強度をたかめ、耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きがある。このような効果は、0.001％以上の含有で認められるが、O.45％を超える含有は成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.001〜0.45％の範囲に限定することが好ましい。残留応力除去焼鈍等を行わない場合には、0.045％未満とすることがより好ましい。なお、さらに好ましくは0.045〜0.30％である。
Cuは、上記した作用に加えさらに、耐食性を向上させる働きを有する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められるが、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Cuは0.001〜0.45％の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.2％以下である。
Niは、Cuと同様に、上記した作用に加えさらに、耐食性を向上させる働きを有する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められるが、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Niは0.001〜0.45％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以下である。
Niは、Cuと同様に、上記した作用に加えさらに、耐食性を向上させる働きを有する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められるが、0.45％を超える含有は、成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Niは0.001〜0.45％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以下である。
Ｂは、Crと同様に上記したMnの、疲労強度をたかめ、耐疲労特性を向上させる作用を補完する働きがある。このような効果は、0.0001％以上の含有で認められるが、O.0009％を超える含有は成形性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0001〜0.0009％の範囲に限定することが好ましい。
Ca：0.0001〜0.005％
Ca は、展伸した介在物（MnS）を粒状の介在物（Ca(Al)S(Ｏ)）とする、いわゆる介在物の形態を制御する作用を有し、この介在物の形態制御を介して、成形時の微細割れおよび疲労亀裂発生を抑制し、成形性、耐疲労特性、低温靭性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で顕著となるが、0.005％を超える含有は、非金属介在物が増加しかえって耐ねじり疲労特性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。
Ca：0.0001〜0.005％
Ca は、展伸した介在物（MnS）を粒状の介在物（Ca(Al)S(Ｏ)）とする、いわゆる介在物の形態を制御する作用を有し、この介在物の形態制御を介して、成形時の微細割れおよび疲労亀裂発生を抑制し、成形性、耐疲労特性、低温靭性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で顕著となるが、0.005％を超える含有は、非金属介在物が増加しかえって耐ねじり疲労特性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0001〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。
なお、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、本発明鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明鋼管では、少なくとも管表層が微細化した組織を有する。管表層の組織は、優れた成形性、優れた耐疲労特性等を確保するうえで重要である。本発明鋼管の管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの管表層の領域は、平均結晶粒径が、円周方向断面（管長手方向と直交する断面）で、2.0〜14μmである微細フェライト相と、該フェライト相以外の第二相とからなる組織を有する。
つぎに、本発明鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明鋼管では、少なくとも管表層が微細化した組織を有する。管表層の組織は、優れた成形性、優れた耐疲労特性等を確保するうえで重要である。本発明鋼管の管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの管表層の領域は、平均結晶粒径が、円周方向断面（管長手方向と直交する断面）で、2.0〜14μmである微細フェライト相と、該フェライト相以外の第二相とからなる組織を有する。
フェライト相の平均結晶粒径が、2.0μm未満では、所望の成形性が確保できず、局所的な減肉、表面肌荒れ、微細割れが生じやすく、これらが応力集中部となり耐疲労特性が大きく低下する。一方、フェライト相の平均結晶粒径が14μmを超えると、成形性が低下するとともに、表面硬さが低下し耐疲労特性が低下する。このため、最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域においては、フェライト相の平均結晶粒径を2.0〜14μmの範囲に限定した。なお、好ましくは8μm以下である。
本発明鋼管の管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの管表層の領域におけるフェライト相は、体積率で60％以上の組織分率を有する。フェライト相の組織分率が、60％未満では、所望の成形性が確保できず、局所的な減肉、表面肌荒れ、微細割れが応力集中部となり疲労特性が大きく低下する。このため、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域では、フェライト相の体積分率を60％以上に限定した。なお、好ましくは75％以上、99％以下である。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が例示できる。なお、第二相の組織分率は、成形性の観点から体積率で20％以下とすることが好ましい。
また、管表層のフェライト相に含まれるNb炭化物の大きさは、所望の表面硬さを確保し、高い耐疲労特性を確保するとともに、所望の成形性を確保するために重要な因子である。本発明では、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの管表層領域におけるフェライト相中に析出するNb炭化物の平均粒径を1.5〜60nmの範囲に限定した。
管表層のフェライト相中のNb炭化物の平均粒径が1.5nm未満では、降伏強さが著しく高くなり、所望の成形性が確保できなくなるため、局所的な減肉、表面肌荒れ、微細割れが応力集中部となり断面成形加工後の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を下回り、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、管表層のフェライト相中のNb炭化物の平均粒径が60nmを超えると、管表層領域の硬さが低下し、肉厚方向の硬さばらつきが大きくなり、断面成形加工後の5×105繰返し疲れ限度と鋼管引張強さTSとの比、σＢ／TS が0.40を下回るようになり、耐ねじり疲労特性が低下する。このため、最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの管表層領域におけるフェライト相中のNb炭化物を平均粒径で1.5nm 〜60nmの範囲に限定した。なお、好ましくは5nm〜50nmである。
管表層のフェライト相中のNb炭化物の平均粒径が1.5nm未満では、降伏強さが著しく高くなり、所望の成形性が確保できなくなるため、局所的な減肉、表面肌荒れ、微細割れが応力集中部となり断面成形加工後の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を下回り、断面成形加工後の耐ねじり疲労特性が低下する。一方、管表層のフェライト相中のNb炭化物の平均粒径が60nmを超えると、管表層領域の硬さが低下し、肉厚方向の硬さばらつきが大きくなり、断面成形加工後の5×105繰返し疲れ限度と鋼管引張強さTSとの比、σＢ／TS が0.40を下回るようになり、耐ねじり疲労特性が低下する。このため、最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの管表層領域におけるフェライト相中のNb炭化物を平均粒径で1.5nm 〜60nmの範囲に限定した。なお、好ましくは5nm〜50nmである。
ここで、管表層領域のフェライト相中のNb炭化物の平均粒径は、鋼管から組織観察用試料を採取し、抽出レプリカ法を用い、透過型電子顕微鏡（TEM）（倍率：10万倍）で、５視野観察した。観察される析出物のうち、EDS分析によりNbを含まないセメンタイト、TiNなどを同定、除外し、Nbを含有する炭化物（Nb炭化物）について、画像解析装置により、Nb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、その試料におけるNb炭化物の平均粒径とした。なお、Nbの単独炭化物、Mo、Ti、V等を含むMo、Ti、V等との複合炭化物などもNb炭化物としてカウントした。
上記した組成と上記した組織を有する本発明溶接鋼管は、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまで領域の平均硬さHV０−50と、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域の平均硬さHV50−200との差ΔHV（＝HV50−200−HV０−50）がビッカース硬さで40ポイント以下、かつ、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域における硬さの標準偏差σがビッカース硬さで20ポイント以下、断面成形加工後の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以上を有する鋼管である。
管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の平均硬さHV０−50と、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域の平均硬さHV50−200との差ΔHV（＝HV50−200−HV０−50）：ビッカース硬さで40ポイント以下
管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域、すなわち管表層は、管内層部と比べて、熱間圧延時の歪・熱履歴が異なり、管内層部の硬さと相違する硬さとなる場合が多い。とくに、管表層が、管内層部に比べて相対的に軟質である場合には、成形時に管表層に歪が集中し、成形後に管表層に大きな引張の残留応力が残ることになる。このため、管表層部分の疲労強度が低下することになる。
管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域、すなわち管表層は、管内層部と比べて、熱間圧延時の歪・熱履歴が異なり、管内層部の硬さと相違する硬さとなる場合が多い。とくに、管表層が、管内層部に比べて相対的に軟質である場合には、成形時に管表層に歪が集中し、成形後に管表層に大きな引張の残留応力が残ることになる。このため、管表層部分の疲労強度が低下することになる。
管内層の平均硬さと管表層の平均硬さとの差と、断面成形加工後の疲労強度との関係を図２に示す。図２には、管内層を管最外表面および最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域で代表させ、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域のビッカース硬さでの平均硬さHV50−200と、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域のビッカース硬さでの平均硬さHV０−50との差、ΔHV＝（HV50−200−HV０−50）と、断面成形加工後の5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、σＢ／TS との関係を示す。
なお、各領域の平均硬さは、各領域を肉厚方向に３ブロック（計６ブロック）に分け、各ブロックで10点（管長手方向に中心位置で）、ビッカース硬さ計（荷重：0.025kgf、試験力：0.245Ｎ）で硬さHV0.025を測定し、得られた計60点の測定結果を算術平均し、各領域の平均硬さとした。
図２から、ΔHVが40ポイントを超えると、σＢ／TSが0.40を下回ることがわかる。このため、本発明では、HV50−200とHV０−50との差ΔHVを40ポイント以下に限定した。なお、好ましくはΔHVが30ポイント以下である。
図２から、ΔHVが40ポイントを超えると、σＢ／TSが0.40を下回ることがわかる。このため、本発明では、HV50−200とHV０−50との差ΔHVを40ポイント以下に限定した。なお、好ましくはΔHVが30ポイント以下である。
管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまで領域の硬さの標準偏差σ０−50：ビッカース硬さで20ポイント以下
管表層は、その平均硬さに加えて、そのばらつき(標準偏差)が疲労強度に大きな影響を及ぼす。これは、疲労亀裂が疲労強度の最弱部位で先ず発生するためと考えられる。管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまで領域の硬さの標準偏差σ０−50と、断面成形加工後の5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、σＢ／TS との関係を図３に示す。
管表層は、その平均硬さに加えて、そのばらつき(標準偏差)が疲労強度に大きな影響を及ぼす。これは、疲労亀裂が疲労強度の最弱部位で先ず発生するためと考えられる。管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまで領域の硬さの標準偏差σ０−50と、断面成形加工後の5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、σＢ／TS との関係を図３に示す。
なお、管最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまで領域の硬さの標準偏差σ０−50は、該領域を肉厚方向に3ブロック（計６ブロック）に分け、各ブロックで10点（管長手方向に中心位置で）、ビッカース硬さ計（荷重：0.025kgf、試験力：0.245Ｎ）で硬さHV0.025を測定し、得られた計60点の測定結果から算出した。
図３から、σ０−50が、ビッカース硬さで20ポイントを超えると、σＢ／TSが0.40を下回り、耐ねじり疲労特性が低下する。これは、管表層内の硬さが相対的に低い部分から、疲労亀裂が発生し、ねじり疲労寿命が低下するためであると考えられる。このため、最外表面および最内表面から肉厚方向50μmまでの領域における硬さの標準偏差σ０−50を、ビッカース硬さで20ポイント以下に限定した。なお、好ましくは15ポイント以下である。
図３から、σ０−50が、ビッカース硬さで20ポイントを超えると、σＢ／TSが0.40を下回り、耐ねじり疲労特性が低下する。これは、管表層内の硬さが相対的に低い部分から、疲労亀裂が発生し、ねじり疲労寿命が低下するためであると考えられる。このため、最外表面および最内表面から肉厚方向50μmまでの領域における硬さの標準偏差σ０−50を、ビッカース硬さで20ポイント以下に限定した。なお、好ましくは15ポイント以下である。
つぎに、本発明溶接鋼管の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼をまず、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℃に加熱した後、粗圧延を経て、仕上圧延圧下率：80〜97％、仕上圧延終丁温度：980〜760℃とする仕上圧延を行う熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理とを施し、巻取り温度：660〜510℃で巻取り熱延鋼帯とする工程とすることが好ましい。
上記した組成の溶鋼をまず、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℃に加熱した後、粗圧延を経て、仕上圧延圧下率：80〜97％、仕上圧延終丁温度：980〜760℃とする仕上圧延を行う熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理とを施し、巻取り温度：660〜510℃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の再固溶、析出状況を通じて、特に鋼板表層の析出物サイズ、硬度プロファイルに影響を及ぼし、軟化を抑制し、良好な疲労強度を確保するために重要である。加熱温度が1160℃未満では、連続鋳造時に析出した粗大なNb炭窒化物が未固溶炭窒化物として残存するため、フェライト相中のNb炭化物が粗大化（平均粒径で60nmを超え）し、所望の耐ねじり疲労特性が確保できない。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最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域のフェライト相が粗大化（円周方向断面の平均粒径が14μmを超え）し、表面硬さが低下し、成形性が低下するとともに、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、さらに好ましくは1200〜1300℃である。また、Nbの固溶状態の均一性と十分な固溶時問の確保という観点から、鋼素材の均熱時間は30min以上とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度は、鋼中のNbの再固溶、析出状況を通じて、特に鋼板表層の析出物サイズ、硬度プロファイルに影響を及ぼし、軟化を抑制し、良好な疲労強度を確保するために重要である。加熱温度が1160℃未満では、連続鋳造時に析出した粗大なNb炭窒化物が未固溶炭窒化物として残存するため、フェライト相中のNb炭化物が粗大化（平均粒径で60nmを超え）し、所望の耐ねじり疲労特性が確保できない。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最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域のフェライト相が粗大化（円周方向断面の平均粒径が14μmを超え）し、表面硬さが低下し、成形性が低下するとともに、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、さらに好ましくは1200〜1300℃である。また、Nbの固溶状態の均一性と十分な固溶時問の確保という観点から、鋼素材の均熱時間は30min以上とすることが好ましい。
仕上圧延圧下率：80〜97％
熱延工程における仕上圧延圧下率は、鋼材のオーステナイト域での再結晶・回復挙動、圧延歪誘起析出を通して、鋼管素材（熱延鋼帯）の最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の組織、すなわちフェライト相分率、フェライト相粒径、フェライト相中のNb炭化物の粒径等に、さらに硬度プロファイルに影響を及ぼし、良好な耐ねじり疲労特性を確保するために、特に重要な因子である。
熱延工程における仕上圧延圧下率は、鋼材のオーステナイト域での再結晶・回復挙動、圧延歪誘起析出を通して、鋼管素材（熱延鋼帯）の最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の組織、すなわちフェライト相分率、フェライト相粒径、フェライト相中のNb炭化物の粒径等に、さらに硬度プロファイルに影響を及ぼし、良好な耐ねじり疲労特性を確保するために、特に重要な因子である。
仕上圧延圧下率が80％未満では、鋼管素材（熱延鋼帯）の最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域におけるフェライト相分率が60％（体積率）を下回り、また該領域におけるフェライト相の平均粒径が円周方向断面で14μmを超え、表面硬さが低下し成形性が低下するとともに、耐ねじり疲労特性が低下する。一方、仕上圧延圧下率が97％を超えると、特に圧延剪断歪の集中する、最外表面および最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域におけるフェライト相の平均粒径が2.0μm未満となり、硬さの標準偏差σがビッカース硬さで20ポイントを超え、所望の成形性が確保できず、また局所的な減肉・表面肌荒れ、微細割れが応力集中部となり、さらには局所的な歪誘起析出により、硬さが相対的に低い部分から疲労亀裂の発生が助長され、所望の耐ねじり疲労特性を確保できなくなる。このため、仕上圧延圧下率は80〜97％の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは89〜95％である。
仕上圧延終了温度：980〜760℃
熱延工程における仕上圧延終了温度は、鋼帯表層のフェライト相分率、平均粒径を所定範囲に調整して良好な鋼管成形性を確保するために重要である。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平均粒径が14μmを超え、またフェライト相分率が60体積％未満となり、成形性が低下するとともに、表面性状が低下し、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℃を下回ると、鋼帯表層のフェライト相の平均粒径が2.0μmを下回り、成形性が低下するとともに、歪誘起析出により、Nb炭化物の平均粒径が60nmを超え、所望の耐ねじり疲労特性を確保できなくなる。このため、仕上圧延終了温度は980〜760℃の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは900〜880℃である。また、良好な表面性状、所望の表層硬さを確保するという観点から、仕上圧延前に140kg/cm2（1.4MPa）以上の水圧でのデスケーリングを行なうことが好ましい。
熱延工程における仕上圧延終了温度は、鋼帯表層のフェライト相分率、平均粒径を所定範囲に調整して良好な鋼管成形性を確保するために重要である。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平均粒径が14μmを超え、またフェライト相分率が60体積％未満となり、成形性が低下するとともに、表面性状が低下し、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℃を下回ると、鋼帯表層のフェライト相の平均粒径が2.0μmを下回り、成形性が低下するとともに、歪誘起析出により、Nb炭化物の平均粒径が60nmを超え、所望の耐ねじり疲労特性を確保できなくなる。このため、仕上圧延終了温度は980〜760℃の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは900〜880℃である。また、良好な表面性状、所望の表層硬さを確保するという観点から、仕上圧延前に140kg/cm2（1.4MPa）以上の水圧での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、熱延工程の仕上圧延終了後、直ちに巻き取るのではなく、巻取りまでの間に750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理を施す。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。これにより、体積率で60％以上のフェライト相分率となる組織を確保でき、JIS 12号試験片での伸びElが15％以上となる引張特性を確保できる。２ｓ未満では、所望の組織を確保できなくなり、所望の成形性、耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。なお、より好ましくは4ｓ以上である。
本発明では、熱延工程の仕上圧延終了後、直ちに巻き取るのではなく、巻取りまでの間に750〜650℃の温度範囲で２ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理を施す。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。これにより、体積率で60％以上のフェライト相分率となる組織を確保でき、JIS 12号試験片での伸びElが15％以上となる引張特性を確保できる。２ｓ未満では、所望の組織を確保できなくなり、所望の成形性、耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。なお、より好ましくは4ｓ以上である。
巻取り温度：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。巻取り温度は660〜510℃の温度範囲とすることが好ましい。巻取り温度は、熱延鋼帯の組織分率、とくに鋼帯表層のフェライト相分率と析出物の析出状態を決定する重要な因子である。巻取り温度が510℃未満では、所望のフェライト相分率が得られず、所望の成形性が得られないうえ、Nb炭化物の平均粒径が1.5nm未満となり、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。一方、巻取り温度が660℃を超えると、フェライト相の平均粒径が14μmを超え、成形性が低下するとともに、巻取り後のスケール成長により、表面性状が低下し耐ねじり疲労特性が低下する。さらにまた、Nb炭化物の平均寸法が60nmを超え、所望のねじり疲労特性が確保できなくなる。このため、巻取り温度は660〜510℃の範囲とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは600〜560℃である。
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。巻取り温度は660〜510℃の温度範囲とすることが好ましい。巻取り温度は、熱延鋼帯の組織分率、とくに鋼帯表層のフェライト相分率と析出物の析出状態を決定する重要な因子である。巻取り温度が510℃未満では、所望のフェライト相分率が得られず、所望の成形性が得られないうえ、Nb炭化物の平均粒径が1.5nm未満となり、所望の耐ねじり疲労特性が確保できなくなる。一方、巻取り温度が660℃を超えると、フェライト相の平均粒径が14μmを超え、成形性が低下するとともに、巻取り後のスケール成長により、表面性状が低下し耐ねじり疲労特性が低下する。さらにまた、Nb炭化物の平均寸法が60nmを超え、所望のねじり疲労特性が確保できなくなる。このため、巻取り温度は660〜510℃の範囲とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは600〜560℃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、さらに硬さプロファイルが最適化され、優れた成形性を有し、しかも鋼管に造管した後にも、成形性、低温靭性に優れ、さらに断面成形加工後の優れた耐ねじり疲労特性を兼備する、トーションビーム用として好適な鋼管素材（熱延鋼帯）を得ることができる。なお、鋼管素材（熱延鋼帯）の優れた表面性状は、優れた耐ねじり疲労特性の確保に大きく寄与している。
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、鋼管素材に酸洗処理、ショットブラスト等を施し表面の黒皮を除去することが好ましい。また、さらに、耐食牲、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、鋼管素材に酸洗処理、ショットブラスト等を施し表面の黒皮を除去することが好ましい。また、さらに、耐食牲、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。鋼管素材を連続的にロール成形し電縫溶接する場合には、幅絞り率は所望の成形性を確保するための重要な因子である。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、所望の鋼管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。
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。鋼管素材を連続的にロール成形し電縫溶接する場合には、幅絞り率は所望の成形性を確保するための重要な因子である。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、所望の鋼管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。
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、ロールフォーミング、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焼鈍等の熱処理等を組み合わせた造管工程としてもよい、さらに電縫溶接に代えて、レーザー溶接、アーク潜接、プラズマ溶接などを用いても何ら問題はない。本発明鋼管を用いて成形された部材は、成形ままで優れた特性を発揮するが、付加的に部材成形後に、残留応力除去焼鈍等の熱処理、あるいはショットピーニング等による表面の高硬度化や圧縮残留応力付与を施すこともなんら問題ない。
つぎに、実施例に基づきさらに本発明について説明する。
（実施例１）
表1に示す組成のスラブ（鋼素材）を、約1250℃に加熱し、仕上圧延圧下率：93％、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、巻取り温度：590℃で巻き取る熱延工程を施し、熱延鋼帯(板厚：約3mm)とした。
表1に示す組成のスラブ（鋼素材）を、約1250℃に加熱し、仕上圧延圧下率：93％、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、巻取り温度：590℃で巻き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一プン管とし、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、ねじり疲労試験、低温靭性試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
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、ねじり疲労試験、低温靭性試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察試験
得られた溶接鋼管から、円周方向断面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取して、研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（3000倍）で組織を観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（体積％）、フェライト相の平均結晶粒径（円相当径）を測定した。測定は、管最外表面、管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域（管表層）を肉厚方向に3ブロックに分けて行った。各ブロックにおいて、フェライト相の組織分率（体積％）、フェライト相の平均結晶粒径を測定し、各ブロック（計６ブロック）の測定値を算術平均し、管表層におけるフェライト組織分率、フェライト相の平均結晶粒径とした。
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、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、フェライト相の組織分率（体積％）、フェライト相の平均結晶粒径（円相当径）を測定した。測定は、管最外表面、管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域（管表層）を肉厚方向に3ブロックに分けて行った。各ブロックにおいて、フェライト相の組織分率（体積％）、フェライト相の平均結晶粒径を測定し、各ブロック（計６ブロック）の測定値を算術平均し、管表層におけるフェライト組織分率、フェライト相の平均結晶粒径とした。
（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、10万倍で計６視野観察し、EDS分析によりNbを含まないセメンタイト、TiNなどを同定・除外し、Nbを含有する炭化物（Nb炭化物）について、画像解析により、各Nb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炭化物の平均粒径とした。なお、Ti、Mo等を含む複合炭化物なども、Nb炭化物としてカウントした。また、測定は、管最外表面、管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域を肉厚方向に3ブロックに分けて行い、各ブロック2視野ずつ行った。
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、10万倍で計６視野観察し、EDS分析によりNbを含まないセメンタイト、TiNなどを同定・除外し、Nbを含有する炭化物（Nb炭化物）について、画像解析により、各Nb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炭化物の平均粒径とした。なお、Ti、Mo等を含む複合炭化物なども、Nb炭化物としてカウントした。また、測定は、管最外表面、管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域を肉厚方向に3ブロックに分けて行い、各ブロック2視野ずつ行った。
（３）引張試験
得られた溶接鋼管から、管軸方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 12号試験片を切出し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS、El）を求め、強度と成形性を評価した。
（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１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。
得られた溶接鋼管から、管軸方向が引張方向となるように、JIS Z 2201の規定に準拠してJIS 12号試験片を切出し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS、El）を求め、強度と成形性を評価した。
（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１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。
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を行ない、断面成形加工ままの試験材平坦部分より、管円周方向（C方向）が試験片長さとなるように展開し、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。
（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を行ない、断面成形加工ままの試験材平坦部分より、管円周方向（C方向）が試験片長さとなるように展開し、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。
得られた結果を表２に示す。
本発明例(鋼管No.1〜８、No.10)はいずれも、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域におけるフェライト相の組織分率が60体積％以上で、かつフェライト相の平均結晶粒径が2〜14μmであり、フェライト相中のNb炭化物の平均粒径が1.5〜60nmである組織を有し、引張強さが590MPa以上で、JIS12号試験片での伸びEｌが15％以上を満足する成形性に優れた溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50〜200μmの領域の平均硬さHV50−200と管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の平均硬さHV０−50との差ΔHV（＝HV50−200 −HV０−50）が40ポイント以下、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の硬さの標準偏差σ０−50が20ポイント以下であり、断面成形加工後のねじり疲労試験での5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管強度TSとの比(σＢ／TS) がO.40以上であり、優れた耐ねじり疲労特性を有する溶接鋼管となっている。また、本発明例いずれも、断面成形加工後のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrsがいずれも−40℃以下と優れた低温靭性を示している。
一方、鋼組成が本発明の範囲を外れる比較例（鋼管No.11〜33）は、組織等が本発明の範囲を外れ、少なくとも強度、成形性、耐ねじり疲労特性、低温靭性のいずれかが低下している。Ｃ、Mn、Al、Nb、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｖ、Ｗ、Ti、Cu、Ni、Ｂ、Caが本発明範囲を超える比較例(鋼管No.12、No.16、No.18、No.20、No.22〜27、No.30〜33)はいずれも、Elが15%未満と低く延性が不足し、また(σＢ／TS) が0.40未満と耐ねじり疲労特性が低下している。
また、Siが本発明範囲を超える比較例(鋼管No.14)は、(σＢ／TS) が0.40未満と、耐ねじり疲労特性が低く、かつvTrsが−40℃を超え、低温靭性が低下している。また、Cr、Moが本発明範囲を超える比較例(鋼管No.28、No.29)はいずれも、Elが15％未満と低くく、延性が不足している。また、Ｃ、Si、Mn、Al、Nbが本発明範囲から低く外れる比較例(鋼管No.11、No.13、No.15、No.17、No.19)はいずれも、(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、得られた溶接鋼管（鋼管No.1〜８、No.10〜33）の表面性状についても調査した。得られた溶接鋼管の円周方向断面を撮像し、表面凹凸の深さｄ、表面凹部先端の曲率半径ρを測定した。得られたｄ、ρを用いて、
次（２）式
αｆ＝１＋２√（d/ρ）‥‥（２）
（ここで、ｄ：表面凹凸の深さ（μm）、ρ：表面凹部先端の曲率半径（μm））
で定義される応力集中係数αｆを求めた。その結果、各溶接鋼管のαｆはいずれも、10以下であり、表面性状は良好であった。
次（２）式
αｆ＝１＋２√（d/ρ）‥‥（２）
（ここで、ｄ：表面凹凸の深さ（μm）、ρ：表面凹部先端の曲率半径（μm））
で定義される応力集中係数αｆを求めた。その結果、各溶接鋼管のαｆはいずれも、10以下であり、表面性状は良好であった。
また、得られた溶接鋼管（鋼管No.1〜８、No.10〜33）から管軸方向断面が観察面となるように試験片を採取し、研磨後、ノーエッチで管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域について、JIS G 0555-2003に記載の方法で介在物率を測定した。その結果、Ｓの高い製品管（鋼管No.22）を除き、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域における介在物率はO.10％以下であった。
得られた結果を表４に示す。
本発明例(鋼管No.35、 No.38〜40、 No.43、 No.46、 No.48〜50、 No.52〜58)はいずれも、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域におけるフェライト相の組織分率で60体積％以上で、かつフェライト相の平均結晶粒径が2〜14μmであり、フェライト相中のNb炭化物の平均粒径が1.5〜60nmである組織を有し、引張強さが590MPa以上で、JIS12号試験片での伸びEｌが15％以上を満足する成形性に優れた溶接鋼管となっている。また、本発明例はいずれも、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50〜200μmの領域の平均硬さHV50−200と管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の平均硬さHV０−50との差ΔHV（＝HV50−200−HV０−50）が40ポイント以下、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の硬さの標準偏差σ０−50が20ポイント以下であり、断面成形加工後のねじり疲労試験での5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管強度TSとの比(σＢ／TS) がO.40以上であり、優れた耐ねじり疲労特性を有する溶接鋼管となっている。また、本発明例いずれも、断面成形加工後のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrsがいずれも−40℃以下と優れた低温靭性を示している。
一方、鋼素材の熱延工程条件、あるいは鋼管素材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.34、 No.36、 No.37、 No.41、 No.42、 No.44、 No.45、 No.47、 No.51、 No.59)は、成形性、疲労強度、低温靭性のいずれかが低下している。
熱延工程における鋼素材加熱温度、仕上圧延圧下率のいずれかが本発明範囲を外れる比較例（鋼管No.34、 No.36、 No.37、 No.41）では、(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、鋼素材の熱延工程における仕上圧延終了温度、徐冷処理時間、巻取り温度、鋼管の電縫造管工程における幅絞り率のいずれかが本発明範囲を外れる比較例（鋼管No.42、 No.44、 No.45、 No.47、 No.51、 No.59）はいずれも、Elが15％未満と低く、延性が不足し、かつ(σＢ／TS) が0.40未満と低く、耐ねじり疲労特性が低下している。
(実施例３)
表1に示す鋼No.Ｄを基本組成とし、Ｓ含有量のみを変化し、介在物量を変えた溶鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブに鋳造し、鋼素材とした。これら鋼素材に、約1250℃に加熱し、仕上圧延圧下率：93％、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、巻取り温度：590℃で巻き取る熱延工程を施し、熱延鋼帯(板厚：約3mm)とした。
熱延工程における鋼素材加熱温度、仕上圧延圧下率のいずれかが本発明範囲を外れる比較例（鋼管No.34、 No.36、 No.37、 No.41）では、(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、鋼素材の熱延工程における仕上圧延終了温度、徐冷処理時間、巻取り温度、鋼管の電縫造管工程における幅絞り率のいずれかが本発明範囲を外れる比較例（鋼管No.42、 No.44、 No.45、 No.47、 No.51、 No.59）はいずれも、Elが15％未満と低く、延性が不足し、かつ(σＢ／TS) が0.40未満と低く、耐ねじり疲労特性が低下している。
(実施例３)
表1に示す鋼No.Ｄを基本組成とし、Ｓ含有量のみを変化し、介在物量を変えた溶鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブに鋳造し、鋼素材とした。これら鋼素材に、約1250℃に加熱し、仕上圧延圧下率：93％、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、巻取り温度：590℃で巻き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一プン管とし、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。
得られた溶接鋼管から、試験材（長さ：1500mm）を採取し、該試験材の中央部約1000mmLに、図１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、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。ねじり疲労試験条件は実施例１と同様とした。
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１（特開2001−321846号公報の図11）に示すように、鋼管の長手中央部分をV字形状に断面を成形加工したのち、両端部をチャッキングにより固定して、ねじり疲労試験を実施した。ねじり疲労試験条件は実施例１と同様とした。
また、得られた溶接鋼管から管軸方向断面が観察面となるように試験片を採取し、研磨後、ノーエッチで管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域について、実施例１と同様に、JIS G 0555-2003に記載の方法で介在物率を測定した。
得られた結果を、断面成形加工後のねじり疲労試験での5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管強度TSとの比(σＢ／TS)と、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の介在物率との関係で、図４に示す。図４から、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の介在物率が低下するにしたがい、(σＢ／TS) が増加する傾向となることがわかるが、介在物率0.10％以下に低減すると、(σＢ／TS) が O.40以上となる。なお、観察された介在物は、多いものから硫化物、酸化物、窒化物の順であった。図４からは、介在物率が0.04％以下まで低減することにより、(σＢ／TS) が O.42以上となることがわかる。
得られた結果を、断面成形加工後のねじり疲労試験での5×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管強度TSとの比(σＢ／TS)と、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の介在物率との関係で、図４に示す。図４から、管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の介在物率が低下するにしたがい、(σＢ／TS) が増加する傾向となることがわかるが、介在物率0.10％以下に低減すると、(σＢ／TS) が O.40以上となる。なお、観察された介在物は、多いものから硫化物、酸化物、窒化物の順であった。図４からは、介在物率が0.04％以下まで低減することにより、(σＢ／TS) が O.42以上となることがわかる。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：0.03〜0.24％、 Si：0.002〜0.95％、
Mn：1.01〜1.99％、 Al：0.01〜0.08％、
Nb：0.001〜0.15％
を含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.008％以下、Ｏ：0.003％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、
管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域が、円周方向断面の平均結晶粒径が2.0〜14μｍであるフェライト相と該フェライト相以外の第二相からなる組織とを有し、
前記フェライト相の組織分率が体積率で60％以上であり、該フェライト相中に1.5〜60nmのNb炭化物が析出してなり、
前記領域の平均硬さHV０−50と、管最外表面または管最内表面から肉厚方向に50〜200μmの範囲の領域の平均硬さHV50−200との差ΔHV（＝HV50−200−HV０−50）がビッカース硬さで40ポイント以下、前記管最外表面または管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域の硬さの標準偏差σがビッカース硬さで20ポイント以下であり、低温靭性、成形性、および断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れることを特徴とする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：0.001〜0.15％、Ｗ：0.001〜0.15％、Ti：0.001〜0.15％、Cr：0.001〜0.45％、Mo：0.001〜0.45％、Cu： 0.001〜0.45％、Ni： 0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％のうちから選ばれた1種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の自動車構造部材用高張力溶接鋼管。
- 前記管最外表面および管最内表面から肉厚方向に50μmまでの領域における管軸方向断面の介在物率が、JIS G 0555-2003に記載の方法で測定した値で0.10％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鋼管。
- 管内外面表面の、下記（２）式で定義される応力集中係数αｆが10以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の自動車構造部材用高張力鋼管。
記
αｆ＝１＋２√（d/ρ）‥‥（２）
ここで、ｄ：表面凹凸の深さ（μm）、ρ：表面凹部先端の曲率半径（μm） - 鋼管素材に、電縫造管工程を施して溶接鋼管とするにあたり、
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％、
Nb：0.001〜0.15％
を含有し、不純物であるＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏを、Ｐ：0.019％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.008％以下、Ｏ：0.003％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の鋼素材に、1160〜1320℃に加熱した後、仕上圧延圧下率：80〜97％、仕上圧延終了温度：980〜760℃とする仕上圧延を行う熱間圧延と、該熱間圧延終了後、750〜650℃の温度範囲で2ｓ以上の徐冷を行う徐冷処理とを施し、巻取り温度：660〜510℃で巻取る熱延工程を施してなる熱延鋼帯であり、
前記電縫造管工程が、前記鋼管素材を酸洗、スリッティングしたのち、該鋼管素材に下記（１）式で定義される幅絞り率を10％以下として、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であり、
前記溶接鋼管が、低温靭性、成形性、および断面成形加工後の耐ねじり疲労特性に優れること、
を特徴とする自動車構造部材用高張力鋼管の製造方法。
記
幅絞り率＝［(素材鋼管の幅)−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：0.001〜0.15％、Ｗ：0.001〜0.15％、Ti：0.001〜0.15％、Cr：0.001〜0.45％、Mo：0.001〜0.45％、Cu： 0.001〜0.45％、Ni： 0.001〜0.45％、Ｂ：0.0001〜0.0009％のうちから選ばれた1種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.005％、を含有する組成とすることを特徴とする請求項５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 (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008044266A JP5125601B2 (ja) | 2008-02-26 | 2008-02-26 | 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008044266A JP5125601B2 (ja) | 2008-02-26 | 2008-02-26 | 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 (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009203492A JP2009203492A (ja) | 2009-09-10 |
| JP5125601B2 true JP5125601B2 (ja) | 2013-01-23 |
Family
ID=41146053
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008044266A Active JP5125601B2 (ja) | 2008-02-26 | 2008-02-26 | 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 (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5125601B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012188747A (ja) | 2011-02-24 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 原子力発電機器用鍛鋼材および原子力発電機器用溶接構造物 |
| MX2018011889A (es) * | 2016-03-31 | 2019-01-10 | Jfe Steel Corp | Chapa de acero, chapa de acero revestida, metodo para producir chapa de acero laminada en caliente, metodo para producir chapa de acero muy dura laminada en frio, metodo para producir chapa de acero y metodo para producir chapa de acero revestida. |
| JP6796472B2 (ja) * | 2016-12-09 | 2020-12-09 | 日本製鉄株式会社 | 中空部材及びその製造方法 |
| KR102020417B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 용접강관용 강재 및 그 제조방법 |
| CN116018417A (zh) * | 2020-10-22 | 2023-04-25 | 日本制铁株式会社 | 机械结构部件用电焊钢管及其制造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP4466619B2 (ja) * | 2006-07-05 | 2010-05-26 | 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 |
-
2008
- 2008-02-26 JP JP2008044266A patent/JP5125601B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009203492A (ja) | 2009-09-10 |
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 | |
| 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 | |
| KR102232097B1 (ko) | 고강도 박육 중공 스태빌라이저용 전봉 강관 및 그 제조 방법 | |
| 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 | |
| JP5040475B2 (ja) | 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた厚肉熱延鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| CN113785079B (zh) | 高硬度钢产品及其制造方法 | |
| 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 | |
| JPWO2007023873A1 (ja) | 焼入れ性、熱間加工性および疲労強度に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管およびその製造方法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| KR100903546B1 (ko) | 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력열연강판 및 그 제조방법 | |
| US9540704B2 (en) | Method of making quenched and tempered steel pipe with high fatigue life | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP7160235B1 (ja) | 熱間縮径電縫管 | |
| WO2023190200A1 (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: 20100823 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120723 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120731 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120911 |
|
| 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: 20121002 |
|
| 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: 20121015 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 5125601 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151109 Year of fee payment: 3 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |