JP4635708B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
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Description
本発明は、溶接鋼管に係り、とくにトーションビーム、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、スタビライザーなどの自動車構造部材用として好適な、自動車構造部材用高張力溶接鋼管に関する。
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費低減が指向され、そのため、自動車車体の軽量化が熱望されている。車体の軽量化のために、トーションビーム、スタビライザーなどの自動車構造部材についても例外ではなく、従来、棒鋼を製品形状に加工した中実材、あるいは溶接した板材が使用されていたこれら自動車構造部材への、閉断面高剛性の中空材（鋼管）の適用が考えられるようになってきている。
例えば、特許文献１には、中空スタビライザー用として、Ｃ、Si、Mn、Cr、Mo、Ｂを含有し、さらにTiをTi／Ｎが所定の関係を満足するように含み、あるいはさらに化学組成を理想臨界直径が1.0 in以上となるように調整し、好ましくは平均フェライト結晶粒径が３〜40μｍで、アスペクト比が0.5〜3.0のフェライト結晶が面積率で90％以上となる組織を有する電縫溶接鋼管が提案されている。特許文献１に記載された電縫溶接鋼管は、母鋼管を高周波誘導加熱により所定の温度に加熱したのち、縮径圧延することで製造でき、電縫溶接部および母材部の金属組織が均一で、加工性に優れた鋼管であるとされる。しかし、この技術では、スタビライザー形状に成形したのち、強度確保のため、焼入れ‐焼戻処理を施すことが必須であり、製造コストが高くなるという問題に加えて、焼入れ処理時に歪（焼入れ歪）が発生するため、小径・厚肉部材に限定されるという問題がある。
また、特許文献２には、Ｃ含有量を0.05〜0.2質量％の範囲とし、目標特性に応じて、Mn含有量を1.5超え〜5.0質量％の範囲に変化して、引張強さ：780MPa以上、ｎ値とｒ値の積（ｎ×ｒ）が0.15以上としたハイドロフォーミング性に優れた溶接鋼管が提案されている。特許文献２に記載された溶接鋼管は自動車の構造や足回り部材などの使途に好適な鋼管であり、上記した組成を有する鋼管を加熱後、圧延終了温度500〜900℃、累積縮径率35％以上で絞り圧延を施すことにより製造できるとしている。
また、特許文献３には、特定組成を有する電縫溶接してなる鋼管を縮径圧延するに際し、γ域ないしγ＋αの二相域で縮径率：10％以上で縮径圧延する前段圧延と、γ域に昇温する中間再加熱と、γ域で縮径率：５％以上で縮径圧延する後段圧延とを行い、複合二次加工性に優れた引張強さ：550MPa以上の高張力鋼管とする高張力鋼管の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された鋼管は、曲げ加工、縮径加工、管端偏平加工を組み合わせた複合二次加工でも割れ発生がなく、足回り部材等の自動車構造部材用に好適な鋼管であるとされる。
また、特許文献４には、Ｃ：0.10〜0.20％、Mn：1.3〜2.5％を含み、さらにTi、Ｂ、Cr、Mo、Ｎ等を適正量含有する鋼スラブを、950℃〜Ａr3変態点以上で熱間圧延し、450〜700℃で巻き取った熱延コイルを電縫溶接し、溶接鋼管とすることにより、引張強さ：100〜130kgf/mm２ で溶接熱影響部が軟化しにくい高強度電縫鋼管とする、高強度電縫鋼管の製造方法が提案されている。特許文献４に記載された技術で製造された電縫鋼管は、引張強さが高く、疲労強度が高くなるとしている。
しかしながら、特許文献２、特許文献３に記載された技術により製造された高張力鋼管は、成形性に優れるものの、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、スタビライザーなどの自動車構造用部材として必要な、断面形状成形加工後に高い捻り疲労強度を確保することができないという問題があった。また、特許文献４に記載された技術では、強度が高すぎて加工性に問題があり、液圧加工などの異形断面化に適応できないという問題がある。
このような問題に対し、特許文献５には、Ｃ：0.035〜0.185％、Mn：0.75〜1.95％含み、さらにTi：0.010〜0.145％、Mo：0.01〜0.49％を含み、さらに粒径：10nm以下、原子比でMｏ／（Ti＋Mo）が0.33〜0.77である（Ti,Mo）複合炭化物が析出したフェライト組織を面積率で60〜100％とする高張力溶接鋼管が提案されている。特許文献５に記載された溶接鋼管は、引張強さ590MPa以上を有し、曲げ、液圧、拡管、縮管、およびこれらを複合した成形等に必要な加工性と、曲げ加工後の優れた疲労特性を兼備した高張力溶接鋼管であるとされ、サスペンションアーム、サスペンションメンバー、アクスルビーム、スタビライザー、フレーム、シャフトなどの自動車構造用部材として好適であるとされる。しかしながら、特許文献５に記載された溶接鋼管は、得られる伸びレベルがJIS12号試験片で18パーセント未満、JIS11号試験片で30％未満と低く、成形できる形状に制約があり成形性に問題を残しているうえ、曲げ加工ではなく断面形状成形加工を行い捻り疲労試験を行うと、剪断応力により約１／√３疲労強度が低下するため、所望の疲労強度が得られなくなる場合があり、断面形状成形加工後の耐捻り疲労特性に問題を残していた。
国際公開WO 02/070767 Ａ1号パンフレット
特開2003−49246号公報
特開2004−292922号公報
特開平6−１0046号公報
特開2003−321748号公報
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、焼入れ焼戻処理を施すことなく、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、スタビライザーなどの自動車構造部材用として好適な、引張強さ：700MPa以上の高強度（高張力）を有し、成形性、低温靭性に優れ、かつ断面成形加工後の耐捩り疲労特性に優れ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、本発明が目的とする高張力溶接鋼管は、焼入れ焼戻処理を施す必要のない非調質型の鋼管とする。
ここで、本発明でいう「成形性に優れる」とは、JIS Z 2201の規定に準拠したJIS12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18％以上（JIS11号試験片では30％以上）を示す場合をいうものとする。また、「低温靭性に優れる」とはJIS Z 2202の規定に準拠したC方向の展開Ｖノッチシャルピー試験片（1／4サイズ）を用い、JIS Z 2242の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験により得られた破面遷移温度が、母材部で−60℃以下およびシーム溶接部（電縫溶接部）で−20℃以下をともに満足する場合をいうものとする。
また、「断面成形加工後の耐捩り疲労特性に優れる」とは、図５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捻り疲労試験を、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0.35以上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、成形性、低温靭性、断面成形加工後の耐捻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に鋭意検討した。その結果、Ｃ含有量を低くかつ狭い範囲に限定したうえで、高Mn含有量とし、さらにＣ／Mn比を所定値以下に調整した特定鋼管組成とし、さらに特定の条件で縮径圧延することにより、所望の高強度を有し、かつ成形性、低温靭性および断面成形加工後の耐捻り疲労特性がともに優れた高張力溶接鋼管が得られることを見出した。
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、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）鋼帯を連続成形してオープン管とし、該オープン管を電縫溶接して管体としたのち、該管体に縮径圧延を施し製品管とする溶接鋼管の製造方法において、前記鋼帯を、質量％で、Ｃ：0.035〜0.099％、Si：0.10〜0.45％、Mn：2.05〜2.8％、Ti：0.001〜0.04％、Nb：0.001〜0.04％、B：0.0001〜0.0035％、Cr：0.001〜0.29％、Al：0.01〜0.08％を含み、かつＣとMnを、Ｃ含有量とMn含有量との比、C／Mnが0.040以下を満足するように含有し、不純物としてのPを0.019％以下、Sを0.003％以下、Ｎを0.005％以下、Oを0.0025％以下に制限し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを加熱し、仕上圧延温度：980〜750℃、巻取り温度：700〜350℃とする熱間圧延により得られた熱延鋼帯とし、前記縮径圧延が、前記管体を1000〜850℃に加熱したのち、該管体に縮径圧延終了温度：800〜620℃、縮径率：25〜75％とする縮径圧延を施す圧延であり、該縮径圧延終了後、620〜420℃までを平均冷却速度：0.5〜50℃/ｓで冷却し、前記製品管を、内面および外面の表面粗さが算術平均粗さRa：2μm以下、最大高さ粗さRｚ：30μm以下、十点平均粗さRzJIS：20μm以下である製品管とすることを特徴とする成形性と低温靭性に優れ、かつ断面成形加工後の耐ねじ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の製造方法。
（２）（１）において、前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、V：0.001〜0.04％、W：0.001〜0.04％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を有することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.001〜0.2％を含有する組成を有することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.001〜0.2％を含有する組成を有することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.2％、Ni：0.001〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を有することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001〜0.003％を含有する組成を有することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001〜0.003％を含有する組成を有することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記製品管の内面あるいは外面の一部又は全部に、さらに研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工を施し、該製品管の表面粗さを、算術平均粗さRa：１μm以下、最大高さ粗さRｚ：15μm以下、十点平均粗さRzJIS：10μm以下に調整することを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（７）（１）ないし（６）いずれかにおいて、前記製品管に、さらに、100〜750℃の範囲の温度に加熱し、該温度で1〜3600ｓの範囲の時間、保持する歪取り焼鈍を施すことを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（８）（１）ないし（７）ずれかにおいて、前記製品管の内面あるいは外面の一部または全部に、さらにショットブラスト処理、サンドブラスト処理、ショットピーニング処理のうちのいずれかの処理を施すことを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
（８）（１）ないし（７）ずれかにおいて、前記製品管の内面あるいは外面の一部または全部に、さらにショットブラスト処理、サンドブラスト処理、ショットピーニング処理のうちのいずれかの処理を施すことを特徴とする自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、引張強さ：700MPa以上の高強度を有し、自動車構造部材用として好適な、成形性、低温靭性および断面成形加工後の耐捻り疲労特性に優れた高張力溶接鋼管を、非調質で、容易に安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明になる高張力溶接鋼管は、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、スタビライザーなど、断面成形加工後の耐捩り疲労特性をとくに必要とする自動車構造部材向けとして好適である。
まず、本発明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％で示す。
C：0.035〜0.099％
Ｃは、強度、成形性、低温靭性をバランスよく向上させる、本発明において重要な元素である。引張強さ700MPa以上の高強度を確保するために、0.035％以上の含有を必要とする。一方、0.099％を超える含有は、組織中にマルテンサイトなど、Cの濃化した硬質第二相が増加するため、優れた低温靭性を確保できなくなる。とくにシーム溶接部の靭性劣化が顕著となる。このため、Ｃは0.035〜0.099％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.045〜0.075％である。
C：0.035〜0.099％
Ｃは、強度、成形性、低温靭性をバランスよく向上させる、本発明において重要な元素である。引張強さ700MPa以上の高強度を確保するために、0.035％以上の含有を必要とする。一方、0.099％を超える含有は、組織中にマルテンサイトなど、Cの濃化した硬質第二相が増加するため、優れた低温靭性を確保できなくなる。とくにシーム溶接部の靭性劣化が顕著となる。このため、Ｃは0.035〜0.099％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.045〜0.075％である。
Mn：2.05％〜2.8％
Mnは、Ｃと同様に強度、成形性、低温靭性をバランスよく向上させる、本発明において重要な元素である。引張強さ700MPa以上の高強度を確保するために、2.05％以上の含有を必要とする。一方、2.8％を超えて含有すると、組織が全般に硬質化し、延性が低下し、さらに低温靭性、とくにシーム溶接部の低温靭性が顕著に低下する。このため、Mnは2.05％〜2.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは2.3〜2.6％である。
Mnは、Ｃと同様に強度、成形性、低温靭性をバランスよく向上させる、本発明において重要な元素である。引張強さ700MPa以上の高強度を確保するために、2.05％以上の含有を必要とする。一方、2.8％を超えて含有すると、組織が全般に硬質化し、延性が低下し、さらに低温靭性、とくにシーム溶接部の低温靭性が顕著に低下する。このため、Mnは2.05％〜2.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは2.3〜2.6％である。
Ｃ／Mn比：0.040以下
C／Mn比は、縮径圧延−冷却過程での組織形成に影響を及ぼす。C／Mn比が低下するに従い、硬質第二相の生成量が低下し、軟質母相であるフェライト相主体の均一組織となる。C、Mn量と強度、成形性、低温靭性の関係を図１に示す。上記したＣ、Mnの範囲内で、C／Mn比を0.040以下に調整することにより、引張強さ：700MPa以上の高強度を維持しつつ、伸びElが増加し、シャルピー破面遷移温度（低温靭性）が低温となり、高強度においても成形性と低温靭性がともに向上する。C／Mn比が0.040を超えると、母相と硬質第二相との硬度差が増大し、低温靭性が低下する。このようなことから、C／Mnは0.040以下に限定した。なお、好ましくは0.015〜0.030である。
C／Mn比は、縮径圧延−冷却過程での組織形成に影響を及ぼす。C／Mn比が低下するに従い、硬質第二相の生成量が低下し、軟質母相であるフェライト相主体の均一組織となる。C、Mn量と強度、成形性、低温靭性の関係を図１に示す。上記したＣ、Mnの範囲内で、C／Mn比を0.040以下に調整することにより、引張強さ：700MPa以上の高強度を維持しつつ、伸びElが増加し、シャルピー破面遷移温度（低温靭性）が低温となり、高強度においても成形性と低温靭性がともに向上する。C／Mn比が0.040を超えると、母相と硬質第二相との硬度差が増大し、低温靭性が低下する。このようなことから、C／Mnは0.040以下に限定した。なお、好ましくは0.015〜0.030である。
Si：0.10〜0.45％
Siは、フェライト変態を促進する元素であり、所定量以上のフェライト相を生成させ、
成形性を確保するために0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.45％を超える含有は、電縫溶接性が劣化するとともに、低温靭性が劣化する。このため、Siは0.10〜0.45％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。
Siは、フェライト変態を促進する元素であり、所定量以上のフェライト相を生成させ、
成形性を確保するために0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.45％を超える含有は、電縫溶接性が劣化するとともに、低温靭性が劣化する。このため、Siは0.10〜0.45％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。
Ti：0.001〜0.04％
Tiは、Nと結合して固溶Nを低減させることにより、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｎと結合した以外のTiは、炭化物として析出し、縮径圧延−冷却工程での回復・再結晶粒の粒成長を抑制して組織を微細化し、低温靭性向上に寄与する。このような効果は0.001％以上の含有で顕著となる。一方、0.04％を超える含有は、析出炭窒化物による強度上昇、延性・靭性低下が顕著となる。このため、Tiは0.001〜0.04％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.025％である。
Tiは、Nと結合して固溶Nを低減させることにより、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｎと結合した以外のTiは、炭化物として析出し、縮径圧延−冷却工程での回復・再結晶粒の粒成長を抑制して組織を微細化し、低温靭性向上に寄与する。このような効果は0.001％以上の含有で顕著となる。一方、0.04％を超える含有は、析出炭窒化物による強度上昇、延性・靭性低下が顕著となる。このため、Tiは0.001〜0.04％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.025％である。
Nb：0.001〜0.04％
Nbは、炭化物として析出し、縮径圧延−冷却工程での回復・再結晶粒の粒成長を抑制し組織を微細化し、低温靭性向上に寄与する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められる。一方、0.04％を超える含有は、析出炭窒化物による強度上昇、延性・靭性低下が顕著となる。このため、Nbは0.001〜0.04％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.025％である。
Nbは、炭化物として析出し、縮径圧延−冷却工程での回復・再結晶粒の粒成長を抑制し組織を微細化し、低温靭性向上に寄与する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められる。一方、0.04％を超える含有は、析出炭窒化物による強度上昇、延性・靭性低下が顕著となる。このため、Nbは0.001〜0.04％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.025％である。
B：0.0001〜0.0035％
Bは、縮系圧延−冷却工程での組織の２相分離を抑制し、低温靭性に悪影響を及ぼす硬質第２相の生成を抑制する作用を有する重要な元素である。このような効果は0.0001％以上の含有で認められるが、0.0035％を超えて含有しても、上記した効果が飽和するうえ、BNの析出による延性低下が顕著となる。このため、Ｂは0.0001〜0.0035％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0025％である。
Bは、縮系圧延−冷却工程での組織の２相分離を抑制し、低温靭性に悪影響を及ぼす硬質第２相の生成を抑制する作用を有する重要な元素である。このような効果は0.0001％以上の含有で認められるが、0.0035％を超えて含有しても、上記した効果が飽和するうえ、BNの析出による延性低下が顕著となる。このため、Ｂは0.0001〜0.0035％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0025％である。
Cr：0.001〜0.29％
Crは、強度を増加させる元素であるとともに、鋼中Cの易動度を抑制し、Bと同様に、縮径圧延−冷却工程での組織の２相分離を抑制して、低温靭性向上に有利なフェライト相主体の均質組織とすることに寄与する元素である。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となる。一方、0.29％を超える含有は、電縫溶接性を劣化させるとともに、成形性を低下させる。このためにCrは0.001〜0.29％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.25％である。
Crは、強度を増加させる元素であるとともに、鋼中Cの易動度を抑制し、Bと同様に、縮径圧延−冷却工程での組織の２相分離を抑制して、低温靭性向上に有利なフェライト相主体の均質組織とすることに寄与する元素である。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となる。一方、0.29％を超える含有は、電縫溶接性を劣化させるとともに、成形性を低下させる。このためにCrは0.001〜0.29％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.25％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、縮径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化して、低温靭性向上に寄与する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められる。一方、0.08％を越える含有は、効果が飽和するとともに、酸化物系介在物が増加し、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。
Alは、製鋼時の脱酸剤として作用するとともに、縮径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化して、低温靭性向上に寄与する。このような効果は、0.001％以上の含有で認められる。一方、0.08％を越える含有は、効果が飽和するとともに、酸化物系介在物が増加し、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。
また、本発明では、不純物としてのＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏをそれぞれ所定値以下に低減する。
P：0.019％以下
Pは、Mnとの凝固共偏析、縮径圧延前の再加熱時のオーステナイト粒界への偏析などを介し、低温靭性を低下させる元素である。このような悪影響は、0.019％を超える含有で顕著となる。このため、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、縮径圧延前の再加熱時のオーステナイト粒界への偏析などを介し、低温靭性を低下させる元素である。このような悪影響は、0.019％を超える含有で顕著となる。このため、Ｐは0.019％以下に限定した。
S：0.003％以下
Sは、MnSなど鋼中介在物として存在し、鋼の電縫溶接性、耐疲労特性、成形性を低下させる。このような悪影響は、0.003％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは0.003％以下に限定した。
N：0.005％以下
Nは，固溶Nとして残存すると転位の易動度を低下させ、成形性を低下させる。このような悪影響は、0.005％を超える含有で顕著となる。このため、Ｎは0.005％以下に限定した。
Sは、MnSなど鋼中介在物として存在し、鋼の電縫溶接性、耐疲労特性、成形性を低下させる。このような悪影響は、0.003％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは0.003％以下に限定した。
N：0.005％以下
Nは，固溶Nとして残存すると転位の易動度を低下させ、成形性を低下させる。このような悪影響は、0.005％を超える含有で顕著となる。このため、Ｎは0.005％以下に限定した。
O：0.0025％以下
Oは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼の耐疲労特性を低下させる。このような悪影響は、0.0025％を超える含有で顕著となる。このため、Ｏは0.0025％以下に限定した。
本発明では、上記した基本成分に加えてさらに、必要に応じ、V：0.001〜0.04％、W：0.001〜0.04％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Mo：0.001〜0.2％、および／または、Cu：0.001〜0.2％、Ni：0.001〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ca：0.0001〜0.003％、をそれぞれ単独または複合して含有することができる。
Oは、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼の耐疲労特性を低下させる。このような悪影響は、0.0025％を超える含有で顕著となる。このため、Ｏは0.0025％以下に限定した。
本発明では、上記した基本成分に加えてさらに、必要に応じ、V：0.001〜0.04％、W：0.001〜0.04％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Mo：0.001〜0.2％、および／または、Cu：0.001〜0.2％、Ni：0.001〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ca：0.0001〜0.003％、をそれぞれ単独または複合して含有することができる。
V：0.001〜0.04％、W：0.001〜0.04％のうちから選ばれた１種または２種
V、Wは、いずれも炭化物として析出し、縮径延圧−冷却工程での回復・再結晶粒の粒成長を抑制し組織を微細化し、低温靭性確保に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、V：0.001％、W：0.001％以上の含有で発現するが、0.04％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性・靭性低下が顕著となる。このため、Vは0.001〜0.04％、Wは0.001〜0.04％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
V、Wは、いずれも炭化物として析出し、縮径延圧−冷却工程での回復・再結晶粒の粒成長を抑制し組織を微細化し、低温靭性確保に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、V：0.001％、W：0.001％以上の含有で発現するが、0.04％を超える含有は、析出炭化物による強度上昇、延性・靭性低下が顕著となる。このため、Vは0.001〜0.04％、Wは0.001〜0.04％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
Mo：0.001〜0.2％
Moは、鋼中のCの易動度を抑制する作用を有する元素であり、縮径延圧−冷却工程での組織の２相分離を抑制する効果を有し、Crの効果を補完する働きがあり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.001％以上の含有で発現するが、0.2％を超える含有は成形性を低下させる。このため、Moは0.001〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。
Moは、鋼中のCの易動度を抑制する作用を有する元素であり、縮径延圧−冷却工程での組織の２相分離を抑制する効果を有し、Crの効果を補完する働きがあり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.001％以上の含有で発現するが、0.2％を超える含有は成形性を低下させる。このため、Moは0.001〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。
Cu：0.001〜0.2％、Ni：0.001〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種
Cu、Niは、Crの効果を補完する働きと、鋼材の耐食性を向上させる効果があり、必要に応じて選択して含有できる。これらの効果はCu、Niともに 0.001％以上の含有で発現するが、それぞれ 0.2％を超える含有は成形性を低下させる。このために、Cuは0.001〜0.2％、Niは0.001〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。
Cu、Niは、Crの効果を補完する働きと、鋼材の耐食性を向上させる効果があり、必要に応じて選択して含有できる。これらの効果はCu、Niともに 0.001％以上の含有で発現するが、それぞれ 0.2％を超える含有は成形性を低下させる。このために、Cuは0.001〜0.2％、Niは0.001〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。
Ca：0.0001〜0.003％
Caは、展伸したMnSを粒状のCaSとする、所謂、形態制御作用を有し、シーム溶接部の低温靭性を向上させる効果を有し、本発明では必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で発現するが、0.003％を超える含有は、非金属介在物が増加し、耐疲労特性が低下する。このため、Caは0.0001〜0.003％の範囲に限定することが好ましい。
Caは、展伸したMnSを粒状のCaSとする、所謂、形態制御作用を有し、シーム溶接部の低温靭性を向上させる効果を有し、本発明では必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で発現するが、0.003％を超える含有は、非金属介在物が増加し、耐疲労特性が低下する。このため、Caは0.0001〜0.003％の範囲に限定することが好ましい。
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。
本発明の高張力溶接鋼管は、上記した組成を有し、さらに面積率で60％以上のフェライト相を有し、該フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が0.5〜5.5μmである組織を有する溶接鋼管である。つぎに、組織限定理由について説明する。
フェライト相：面積率で60％以上
優れた成形性と優れた断面成形加工後の耐捻り疲労特性を確保するためには、面積率で60％以上のフェライト相からなる組織とすることが重要となる。フェライト相が面積率で60％未満では、JIS12号試験片を用いた引張試験での伸びElが18％未満となり、延性が低下し、所望の優れた成形性が確保できなくなる。このため、本発明ではフェライト相を面積率で60％以上に限定した。なお、好ましくは面積率で80％以上である。なお、本発明でいう「フェライト相」は、硬質相であるセメンタイト、パーライト、高炭素ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外の軟質相を意味し、具体的には、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライトを含み、その形態は問わない。したがって、フェライト相以外の残部（第二相）は、セメンタイト相、パーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相のうちの１種以上から構成される。
本発明の高張力溶接鋼管は、上記した組成を有し、さらに面積率で60％以上のフェライト相を有し、該フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が0.5〜5.5μmである組織を有する溶接鋼管である。つぎに、組織限定理由について説明する。
フェライト相：面積率で60％以上
優れた成形性と優れた断面成形加工後の耐捻り疲労特性を確保するためには、面積率で60％以上のフェライト相からなる組織とすることが重要となる。フェライト相が面積率で60％未満では、JIS12号試験片を用いた引張試験での伸びElが18％未満となり、延性が低下し、所望の優れた成形性が確保できなくなる。このため、本発明ではフェライト相を面積率で60％以上に限定した。なお、好ましくは面積率で80％以上である。なお、本発明でいう「フェライト相」は、硬質相であるセメンタイト、パーライト、高炭素ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外の軟質相を意味し、具体的には、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライトを含み、その形態は問わない。したがって、フェライト相以外の残部（第二相）は、セメンタイト相、パーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相のうちの１種以上から構成される。
フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径：0.5〜5.5μm
優れた成形性と優れた断面成形加工後の耐捻り疲労特性を確保するために、本発明ではさらに、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径を0.5〜5.5μmに限定する。フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μｍを超えると、JIS12号試験片を用いた引張試験での伸びElが18％未満となり、強度−延性バランスが低下するとともに、低温靭性も低下する。一方、平均結晶粒径が0.5μｍ未満では、降状強さが増加し、JIS12号試験片を用いた引張試験での伸びElが18％未満となり延性が低下する。このため、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径を0.5〜5.5μｍに限定した。なお、好ましくは1.5〜4.5μｍである。
優れた成形性と優れた断面成形加工後の耐捻り疲労特性を確保するために、本発明ではさらに、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径を0.5〜5.5μmに限定する。フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μｍを超えると、JIS12号試験片を用いた引張試験での伸びElが18％未満となり、強度−延性バランスが低下するとともに、低温靭性も低下する。一方、平均結晶粒径が0.5μｍ未満では、降状強さが増加し、JIS12号試験片を用いた引張試験での伸びElが18％未満となり延性が低下する。このため、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径を0.5〜5.5μｍに限定した。なお、好ましくは1.5〜4.5μｍである。
なお、本発明におけるフェライト相の結晶粒径は、大傾角粒界、小傾角亜粒界、異相で囲まれたフェライト相の平均円相当径で、亜粒界も結晶粒界とみなすものとする。
また、本発明の高張力溶接鋼管では、疲労初期亀裂の発生を抑制し、鋼管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性を向上させるために、上記した組成、組織に加えて、さらに鋼管内面および外面の表面粗さを限定する。内面および外面の表面粗さは、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RzJIS：20μm以下に限定する。なお、表面粗さの測定は、JIS B 0601−2001の規定に準拠して行うものとする。
また、本発明の高張力溶接鋼管では、疲労初期亀裂の発生を抑制し、鋼管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性を向上させるために、上記した組成、組織に加えて、さらに鋼管内面および外面の表面粗さを限定する。内面および外面の表面粗さは、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RzJIS：20μm以下に限定する。なお、表面粗さの測定は、JIS B 0601−2001の規定に準拠して行うものとする。
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RzJIS：20μm以下
算術平均粗さRaが２μｍを超えるかあるいは、最大高さ粗さRｚが30μｍを超えるかあるいは、十点平均粗さRzJIS が20μｍを超える場合には、断面成形加工後の耐捻り疲労特性が低下し、５×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さＴＳとの比、（σＢ／ＴＳ）が0.35未満となる。算術平均粗さRaが２μｍ以下、最大高さ粗さRｚ：30μm以下、十点平均粗さRzJIS：20μm以下を満足する表面粗さの場合には、鋼管の断面成形加工後、（σＢ／ＴＳ）が0.35以上を満足することができるようになる。なお、好ましくは算術平均粗さRa：1.5μm以下、最大高さ粗さRｚ：20μm以下、十点平均粗さRzJIS：15μm以下である。さらに好ましくは算術平均粗さRa：１μm以下、最大高さ粗さRｚ：15μm以下、十点平均粗さRzJIS：10μm以下である。この表面粗さは、内面あるいは外面の一部又は全部に、さらに研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工を施すことにより達成できる。
算術平均粗さRaが２μｍを超えるかあるいは、最大高さ粗さRｚが30μｍを超えるかあるいは、十点平均粗さRzJIS が20μｍを超える場合には、断面成形加工後の耐捻り疲労特性が低下し、５×105繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さＴＳとの比、（σＢ／ＴＳ）が0.35未満となる。算術平均粗さRaが２μｍ以下、最大高さ粗さRｚ：30μm以下、十点平均粗さRzJIS：20μm以下を満足する表面粗さの場合には、鋼管の断面成形加工後、（σＢ／ＴＳ）が0.35以上を満足することができるようになる。なお、好ましくは算術平均粗さRa：1.5μm以下、最大高さ粗さRｚ：20μm以下、十点平均粗さRzJIS：15μm以下である。さらに好ましくは算術平均粗さRa：１μm以下、最大高さ粗さRｚ：15μm以下、十点平均粗さRzJIS：10μm以下である。この表面粗さは、内面あるいは外面の一部又は全部に、さらに研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工を施すことにより達成できる。
次に、上記した溶接鋼管の好ましい製造方法について説明する。
本発明の溶接鋼管は、鋼帯を連続成形してオープン管とし、該オープン管を電縫溶接して管体としたのち、該管体に縮径圧延を施し製品管とする。本発明では、使用する鋼帯は、上記した組成を有する鋼スラブを加熱し、仕上圧延温度：980〜750℃、巻取り温度：700〜350℃とする熱間圧延を施して得られた熱延鋼帯とすることが好ましい。
本発明の溶接鋼管は、鋼帯を連続成形してオープン管とし、該オープン管を電縫溶接して管体としたのち、該管体に縮径圧延を施し製品管とする。本発明では、使用する鋼帯は、上記した組成を有する鋼スラブを加熱し、仕上圧延温度：980〜750℃、巻取り温度：700〜350℃とする熱間圧延を施して得られた熱延鋼帯とすることが好ましい。
熱間圧延条件の限定理由はつぎのとおりである。なお、熱間圧延における加熱温度はとくに限定する必要はないが、上記した仕上圧延温度、巻取り温度を確保できるように、980℃以上1300℃以下とすることが好ましい。
仕上圧延温度：980〜750℃
熱間圧延における仕上圧延温度は、鋼管の断面成形加工後の捻り疲労特性を良好にするために重要である。仕上圧延温度が980℃を超えると鋼帯の表面粗さが粗くなり、鋼管の疲労強度が低下する。一方、750℃を下回ると熱間変形抵抗が上昇し圧延が困難となるとともに、鋼帯段階での異方性が増し、製品管の成形性が低下する。このため、仕上圧延温度は980〜750℃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880〜800℃である。
仕上圧延温度：980〜750℃
熱間圧延における仕上圧延温度は、鋼管の断面成形加工後の捻り疲労特性を良好にするために重要である。仕上圧延温度が980℃を超えると鋼帯の表面粗さが粗くなり、鋼管の疲労強度が低下する。一方、750℃を下回ると熱間変形抵抗が上昇し圧延が困難となるとともに、鋼帯段階での異方性が増し、製品管の成形性が低下する。このため、仕上圧延温度は980〜750℃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880〜800℃である。
巻取り温度：700〜350℃
熱間圧延における巻取り温度は、仕上げ圧延温度と並んで鋼管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性を良好にするために重要である。巻取り温度が700℃を超えると鋼帯の表面粗さが粗くなり、鋼管の疲労強度が低下する。一方、350℃を下回ると鋼帯の強度が上昇し、巻き形状が悪化し、造管時に均一なカリバー形状（断面曲率）が得られず製品管の成形性が低下し、また、シーム部の低温靭性も低下する。このため、巻取り温度は700〜350℃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650〜550℃である。
熱間圧延における巻取り温度は、仕上げ圧延温度と並んで鋼管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性を良好にするために重要である。巻取り温度が700℃を超えると鋼帯の表面粗さが粗くなり、鋼管の疲労強度が低下する。一方、350℃を下回ると鋼帯の強度が上昇し、巻き形状が悪化し、造管時に均一なカリバー形状（断面曲率）が得られず製品管の成形性が低下し、また、シーム部の低温靭性も低下する。このため、巻取り温度は700〜350℃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650〜550℃である。
管体に施す縮径圧延は、管体を1000〜850℃に加熱したのち、該管体に縮径圧延終了温度：800〜620℃、縮径率：21〜75％とする圧延とすることが好ましい。
縮径圧延の圧延条件の限定理由はつぎのとおりである。
縮径圧延時の加熱温度：1000〜850℃
縮径圧延時の加熱温度は、製品管の延性と断面成形加工後の耐捻り疲労特性を良好にするために重要である。縮径圧延時の加熱温度と、引張試験により得られた伸びEl（延性）および断面成形加工後の捻り疲労試験により得られた5×10５繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、（σＢ／TS）との関係を図２に示す。加熱温度が1000℃を超えると鋼帯表面粗さが粗くなり、（σＢ／TS）が低下する。一方、加熱温度が900℃未満であると加熱時の組織が完全にオーステナイト化されず不均一組織となり、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μmを越え、伸びElが低下する。このため、縮径圧延時の加熱温度範囲を1000〜850℃に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは960〜880℃である。
縮径圧延の圧延条件の限定理由はつぎのとおりである。
縮径圧延時の加熱温度：1000〜850℃
縮径圧延時の加熱温度は、製品管の延性と断面成形加工後の耐捻り疲労特性を良好にするために重要である。縮径圧延時の加熱温度と、引張試験により得られた伸びEl（延性）および断面成形加工後の捻り疲労試験により得られた5×10５繰返し疲れ限度σＢと鋼管引張強さTSとの比、（σＢ／TS）との関係を図２に示す。加熱温度が1000℃を超えると鋼帯表面粗さが粗くなり、（σＢ／TS）が低下する。一方、加熱温度が900℃未満であると加熱時の組織が完全にオーステナイト化されず不均一組織となり、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μmを越え、伸びElが低下する。このため、縮径圧延時の加熱温度範囲を1000〜850℃に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは960〜880℃である。
縮径圧延終了温度：800〜620℃
縮径圧延時の縮径圧延終了温度は、製品管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性や延性、低温靭性を良好に保つために重要である。縮径圧延終了温度と伸びEl（延性）および（σＢ／TS）との関係、および縮径圧延終了温度とシーム部のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（低温靭性）との関係を図３に示す。縮径圧延終了温度が800℃を超えると製品管の表面粗さが粗くなり、断面成形加工後の耐捻り疲労特性が低下するとともに、延性、低温靭性が低下する。一方、縮径圧延終了温度が620℃を下回ると圧延歪が残存し、延性、低温靭性および断面成形加工後の耐捻り疲労特性が低下する。このため、縮径圧延終了温度を800〜620℃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750〜650℃である。
縮径圧延時の縮径圧延終了温度は、製品管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性や延性、低温靭性を良好に保つために重要である。縮径圧延終了温度と伸びEl（延性）および（σＢ／TS）との関係、および縮径圧延終了温度とシーム部のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（低温靭性）との関係を図３に示す。縮径圧延終了温度が800℃を超えると製品管の表面粗さが粗くなり、断面成形加工後の耐捻り疲労特性が低下するとともに、延性、低温靭性が低下する。一方、縮径圧延終了温度が620℃を下回ると圧延歪が残存し、延性、低温靭性および断面成形加工後の耐捻り疲労特性が低下する。このため、縮径圧延終了温度を800〜620℃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750〜650℃である。
縮径率：21〜75％
縮径圧延時の縮径率は、製品管の延性、低温靭性を良好に保つために重要である。縮径率が21％未満では、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μmを超え、所定の伸び特性が確保できなくなる。一方、75％を超えると縮径歪により表面粗さが粗くなり、成形加工後の耐捻り疲労特性が低下する。このため、縮径率を21〜75％に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは30〜55％である。
縮径圧延時の縮径率は、製品管の延性、低温靭性を良好に保つために重要である。縮径率が21％未満では、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μmを超え、所定の伸び特性が確保できなくなる。一方、75％を超えると縮径歪により表面粗さが粗くなり、成形加工後の耐捻り疲労特性が低下する。このため、縮径率を21〜75％に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは30〜55％である。
縮径圧延後の冷却は、620〜420℃までの平均冷却速度で0.5〜50℃/sとすることが好ましい。
縮径圧延後の620〜420℃までの平均冷却速度：0.5〜50℃/s
縮径圧延後の冷却は、所望の組織を得るために重要となる。620〜420℃までの平均冷却速度が0.5℃/s未満では、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μｍを超え、所望の延性が確保できなくなる。一方、620〜420℃までの平均冷却速度が50℃/sを超えると、フェライト相の面積率が60％未満となり、所望の延性が確保できなくなる。このため、縮径圧延後の冷却は、620〜420℃までの平均冷却速度を0.5〜50℃/sに限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.7〜10℃/sである。
縮径圧延後の620〜420℃までの平均冷却速度：0.5〜50℃/s
縮径圧延後の冷却は、所望の組織を得るために重要となる。620〜420℃までの平均冷却速度が0.5℃/s未満では、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が5.5μｍを超え、所望の延性が確保できなくなる。一方、620〜420℃までの平均冷却速度が50℃/sを超えると、フェライト相の面積率が60％未満となり、所望の延性が確保できなくなる。このため、縮径圧延後の冷却は、620〜420℃までの平均冷却速度を0.5〜50℃/sに限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.7〜10℃/sである。
上記した製造方法で得られた溶接鋼管（製品管）には、特に高い疲れ限度が必要とされる場合、さらに管の内面あるいは外面の一部又は全部に、研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工を施してもよい。これにより、管内面または外面の表面粗さを、算術平均粗さRa：１μm以下、最大高さ粗さRｚ：15μm以下、十点平均粗さRzJIS：10μm以下に調整することができ、５×105疲れ限度応力を約10％増加できる。
また、得られた溶接鋼管（製品管）には、残留応力低減を目的にした歪取り焼鈍を施してもよい。造管等に伴う残留応力を熱処理により低減させることは、疲労初期亀裂の抑制を通じて、鋼管の断面成形加工後の耐捻り疲労特性を向上させる効果がある。歪取り焼鈍としては、100〜750℃×１〜3600sの条件とすることが好ましい。歪取り焼鈍における温度・時間が、100℃未満あるいは１ｓ未満では残留応力低減効果が得られず、一方、750℃超えあるいは3600s超えでは鋼管強度の低下が著しくなる。このため、歪取り焼鈍は、100〜750℃×１〜3600sの範囲に限定することが好ましい。歪取り焼鈍温度と、歪取り焼鈍後の鋼管の引張強さＴＳ、歪取り焼鈍後の残留応力、および断面成形加工後の耐捻り疲労強度（σＢ／TS）との関係を図４に示す。なお、図４はＶ字断面成形後に、歪取り焼鈍温度に600ｓ保持した後の値である。焼鈍温度が、100〜750℃の範囲で（σＢ／TS）が向上する。なお、歪取り焼鈍温度は、耐疲労特性向上の観点からは420〜650℃の範囲とすることが望ましい。
また、得られた溶接鋼管（製品管）には、管内外面の粗さ調整、加工硬化による疲労寿命延長を目的として、管内外面の一部あるいは全部への鋼球や砂の吹付け処理(ショットブラスト処理、サンドブラストッ処理、ショットピーニング処理)を施してもよい。これにより、５×105疲れ限度応力を最大約15％向上することができる。なお、吹き付ける鋼球や砂のサイズ、材質については特に限定する必要はないが、耐疲労特性向上効果を最大限に発揮するために、粒径：0.05〜2mm、硬さＨＶ：250以上とすることが望ましい。
またさらには、製品管に、上記したホーニング加工処理および鋼球や砂の吹き付け処理を組合わせた、すなわち、ホーニング加工−ショットブラスト処理、ホーニング加工−サンドブラスト処理、ホーニング加工−ショットピーニング処理のうちのいずれかの処理を施してもよい。これにより、更に耐疲労特性向上効果が顕著となる。
本発明では、上記した高張力溶接鋼管を用いて、所定の寸法形状の成形体に成形加工し、自動車構造部材用成形体とすることができる。成形加工方法は、プレス加工、液圧加工、ハイドロフォーミング加工等通常の成形加工方法がいずれも適用できる。なお、成形体としたのち、該成形体に、上記した、研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工や、歪取り焼鈍、鋼球や砂の吹付け処理を施してもよい。なお、とくに歪取り焼鈍は、成形体に施すことにより耐捻り疲労特性向上に顕著な効果を示す。また、成形体に、上記した歪取り焼鈍および鋼球や砂の吹き付け処理を組合わせた、すなわち、歪取り焼鈍−ショットブラスト処理、歪取り焼鈍−サンドブラスト処理、歪取り焼鈍−ショットピーニング処理のうちのいずれかの処理を施してもよい。これにより、更に耐疲労特性向上効果が顕著となる。
本発明では、上記した高張力溶接鋼管を用いて、所定の寸法形状の成形体に成形加工し、自動車構造部材用成形体とすることができる。成形加工方法は、プレス加工、液圧加工、ハイドロフォーミング加工等通常の成形加工方法がいずれも適用できる。なお、成形体としたのち、該成形体に、上記した、研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工や、歪取り焼鈍、鋼球や砂の吹付け処理を施してもよい。なお、とくに歪取り焼鈍は、成形体に施すことにより耐捻り疲労特性向上に顕著な効果を示す。また、成形体に、上記した歪取り焼鈍および鋼球や砂の吹き付け処理を組合わせた、すなわち、歪取り焼鈍−ショットブラスト処理、歪取り焼鈍−サンドブラスト処理、歪取り焼鈍−ショットピーニング処理のうちのいずれかの処理を施してもよい。これにより、更に耐疲労特性向上効果が顕著となる。
（実施例１）
表１に示す組成の鋼スラブを約1200℃に加熱し、仕上げ圧延温度：約900℃、巻取り温度：約600℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延鋼帯（板厚：約3mm）とした。ついでこれら熱間圧延鋼帯に、酸洗を施したのち、所定の幅寸法にスリット加工し、連続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して管体（外径：約150mmφ×肉厚：約3mm）とした。
表１に示す組成の鋼スラブを約1200℃に加熱し、仕上げ圧延温度：約900℃、巻取り温度：約600℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延鋼帯（板厚：約3mm）とした。ついでこれら熱間圧延鋼帯に、酸洗を施したのち、所定の幅寸法にスリット加工し、連続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して管体（外径：約150mmφ×肉厚：約3mm）とした。
ついで、これら管体に、加熱温度：約900℃に再加熱し、縮径圧延終了温度：約650℃、縮径率：約40％とする縮径圧延を施したのち、620〜420℃までの平均冷却速度：約５℃／ｓとする冷却を施し、外径φ89.1mm、肉厚約３mmの溶接鋼管（製品管）を得た。
これら製品管から、試験片を採取し、組織観察試験、引張試験、低温靭性試験、表面粗さ試験、断面成形加工後の捻り疲労試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
これら製品管から、試験片を採取し、組織観察試験、引張試験、低温靭性試験、表面粗さ試験、断面成形加工後の捻り疲労試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察試験
これら製品管（溶接鋼管）の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、研磨、ナイー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、フェライト相の面積率、フェライト平均結晶粒径（円相当径）を測定した。
これら製品管（溶接鋼管）の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、研磨、ナイー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、フェライト相の面積率、フェライト平均結晶粒径（円相当径）を測定した。
（２）引張試験
これら製品管（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JIS12号試験片（一部11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、El）を求めた。なお、JIS12号試験片のElの値ElJIS12とJIS11号試験片でのElの値ElJIS11間にはおよそ、ElJIS11＝（5/3） ElJIS12の相関関係がある。本発明ではJIS12号のElの値を延性の代表値とした。
これら製品管（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JIS12号試験片（一部11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、El）を求めた。なお、JIS12号試験片のElの値ElJIS12とJIS11号試験片でのElの値ElJIS11間にはおよそ、ElJIS11＝（5/3） ElJIS12の相関関係がある。本発明ではJIS12号のElの値を延性の代表値とした。
(３）低温靭性試験
これら製品管（溶接鋼管）の母材およびシーム溶接部より、管円周方向（Ｃ方向）が試験片長さ方向となるように展開し、JIS Z 2202の規定に準拠してシャルピー試験片（２mmＶノッチ、1/4サイズ）を切出し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度を求め、低温靭性を評価した。
これら製品管（溶接鋼管）の母材およびシーム溶接部より、管円周方向（Ｃ方向）が試験片長さ方向となるように展開し、JIS Z 2202の規定に準拠してシャルピー試験片（２mmＶノッチ、1/4サイズ）を切出し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度を求め、低温靭性を評価した。
（４）表面粗さ試験
これら製品管（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RzJIS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、低減カットオッフ値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。
これら製品管（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RzJIS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、低減カットオッフ値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）断面成形加工後の捻り疲労試験
これら製品管（溶接鋼管）から、試験用管材（長さ：1500mm）を採取し、該試験用管材の中央部約1000mmＬに、図５（特開2001-321846号公報の図11）に示すように円周方向断面がＶ字形状となるように断面成形加工し、捻り疲労試験用管材とした。
捻り疲労試験は、１Hz、両振りの条件で応力水準を種々変化させた捩り疲労試験を行い、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）を求めた。なお、負荷応力は最初にダミー片で捩り試験を行い、疲労亀裂位置（最大応力位置）を確認し、その位置に３軸歪ゲージを貼付けて実測した。
これら製品管（溶接鋼管）から、試験用管材（長さ：1500mm）を採取し、該試験用管材の中央部約1000mmＬに、図５（特開2001-321846号公報の図11）に示すように円周方向断面がＶ字形状となるように断面成形加工し、捻り疲労試験用管材とした。
捻り疲労試験は、１Hz、両振りの条件で応力水準を種々変化させた捩り疲労試験を行い、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）を求めた。なお、負荷応力は最初にダミー片で捩り試験を行い、疲労亀裂位置（最大応力位置）を確認し、その位置に３軸歪ゲージを貼付けて実測した。
得られた結果を表２に示す。
本発明例（製品管No.1〜10）はいずれも、フェライト相が面積率で60％以上、フェライト相の平均結晶粒径が0.5〜5.5μmの組織を呈し、引張強さＴＳが700MPa以上の高強度を有し、かつ伸びElが18％以上の延性を有し優れた成形性と、母材部およびシーム溶接部のＣ方向シャルピー破面遷移温度がそれぞれ−60℃以下、−20℃以下と優れた低温靭性を有し、さらにＶ字断面成形加工後の５×105サイクルの繰返し疲れ限度σＢと引張強度ＴＳとの比、（σＢ／ＴＳ）が0.35以上と優れた断面成形加工後の耐捻り疲労特性を有している。
一方、鋼成分、Ｃ／Mn比のいずれかが本発明の範囲を外れるNo.11〜No.31は、強度、成形性、低温靭性、疲労強度のいずれかが低下している。
ＣまたはMnが本発明の範囲を下回る比較例（No.12、No.16）はＴＳが700MPa未満であり、Ｃ、Mn、Ti、Nb、Crのいずれかが本発明の範囲を超える比較例No.13、No.17、No.19、No.21、No.25はＴＳが高く、Elが18％未満と低く、低温靭性も劣化している。SiまたはCrが本発明の範囲を下回るか、ＢまたはＮが本発明の範囲を超える比較例No.14、No.23、No.24、No.30はいずれもElが18％未満と低い。Ti、Nb、Ｂ、Alのいずれかが本発明の範囲を下回るか、Ｃ／Mn比、Si、Al、Ｐ、Ｓ、Ｏのいずれかが本発明の範囲を超える比較例No.11、No.15、No.18、No.20、No.22、No.26、No.27、No.28、No.29、No.31はElが18％以上であるが、低温靭性が低い。さらに、比較例No.13、No.17、No.20、No.25、No.27、No.28、No.29、No.31は、σＢ／ＴＳが0.35未満と断面成形加工後の耐捻り疲労特性が劣化している。
ＣまたはMnが本発明の範囲を下回る比較例（No.12、No.16）はＴＳが700MPa未満であり、Ｃ、Mn、Ti、Nb、Crのいずれかが本発明の範囲を超える比較例No.13、No.17、No.19、No.21、No.25はＴＳが高く、Elが18％未満と低く、低温靭性も劣化している。SiまたはCrが本発明の範囲を下回るか、ＢまたはＮが本発明の範囲を超える比較例No.14、No.23、No.24、No.30はいずれもElが18％未満と低い。Ti、Nb、Ｂ、Alのいずれかが本発明の範囲を下回るか、Ｃ／Mn比、Si、Al、Ｐ、Ｓ、Ｏのいずれかが本発明の範囲を超える比較例No.11、No.15、No.18、No.20、No.22、No.26、No.27、No.28、No.29、No.31はElが18％以上であるが、低温靭性が低い。さらに、比較例No.13、No.17、No.20、No.25、No.27、No.28、No.29、No.31は、σＢ／ＴＳが0.35未満と断面成形加工後の耐捻り疲労特性が劣化している。
なお、製品管No.1〜31はいずれも、表面粗さが、算術平均粗さRa：1.2〜1.9μm、最大高さ粗さRｚ：16〜26μm、十点平均粗さRzJIS ：11〜18μmの範囲にあり、良好であった。
(実施例２)
表１に示す鋼No.A、F、Hの組成を有する鋼スラブに、表３に示す条件の熱間圧延を施し熱延鋼帯とした。ついでこれら熱延鋼帯に酸洗を施したのち、該熱延鋼帯を所定の幅寸法にスリット加工し、連続成形加工を施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し、ついで、表３に示す条件の縮径圧延を施したのち、表３に示す条件で冷却し、溶接鋼管（製品管）（外径：外径31.8〜130mmφ×肉厚1.0〜8.0mm）とした。なお、縮径圧延の際、縮径圧延工程での温度降下が大きい特に薄肉材では、一部縮径圧延の途中で再加熱を行い、縮径圧延終了温度を確保した。縮径圧延後は、酸洗処理を施した。なお、一部は黒皮ままとした。
(実施例２)
表１に示す鋼No.A、F、Hの組成を有する鋼スラブに、表３に示す条件の熱間圧延を施し熱延鋼帯とした。ついでこれら熱延鋼帯に酸洗を施したのち、該熱延鋼帯を所定の幅寸法にスリット加工し、連続成形加工を施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し、ついで、表３に示す条件の縮径圧延を施したのち、表３に示す条件で冷却し、溶接鋼管（製品管）（外径：外径31.8〜130mmφ×肉厚1.0〜8.0mm）とした。なお、縮径圧延の際、縮径圧延工程での温度降下が大きい特に薄肉材では、一部縮径圧延の途中で再加熱を行い、縮径圧延終了温度を確保した。縮径圧延後は、酸洗処理を施した。なお、一部は黒皮ままとした。
なお、一部の製品管では、さらに管内面及び／又は外面の一部又は全部に、表３に示すように、ホーニング加工またはショットブラスト処理、あるいは歪取り焼鈍を施した。また、一部の製品管では、Ｖ字形状への断面成形加工を施し成形体としたのちさらに、成形体の内面及び／又は外面の一部又は全部に、ホーニング加工、ショットブラスト処理を行い、または成形体に歪取り焼鈍処理，めっき処理を施した。
得られた製品管あるいはさらにホーニング加工、ショットブラスト処理、または歪取り焼鈍処理あるいはめっき処理を行った製品管から、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、引張試験、低温靭性試験、表面粗さ試験、断面成形加工後の捻り疲労試験を実施した。なお、製品管の肉厚が2.5mm未満のものについては、管厚ままのシャルピー衝撃試験を実施した。また、Ｖ字形状への断面成形加工後に、さらにホーニング加工、ショットブラスト処理を行った成形体では、ホーニング加工あるいはショットブラスト処理後にその部位で表面粗さを測定し、その値を代表値として採用した。
得られた結果を表４に示す。
本発明例（No.33〜37、No.40〜45、No.48〜51、No.54〜57、No.60〜64、No.67〜82）はいずれも、フェライト相の面積率が60％以上、フェライト相の円周方向断面の平均結晶粒径が0.5〜5.5μmである組織を呈し、ＴＳ：700MPa以上の高強度と、伸びEl：18％以上の高成形性、母材部およびシーム溶接部のＣ方向シャルピー破面遷移温度がそれぞれ−60℃以下、−20℃以下の高低温靭性、Ｖ字断面成形加工後の５×105サイクルの繰返し疲れ限度σＢと引張強さＴＳとの比、σＢ／ＴＳが0.35以上の優れた耐捻り疲労特性を示している。
なお、とくに、ホーニング加工、ショットブラスト処理、歪取り焼鈍を施した本発明例（No.35、No.42、No.50、No.56、No.62、No.63、No.70〜76）はいずれも、σＢ／ＴＳが0.40以上と、特に優れた断面成形加工後の耐捩り疲労特性を示している。
一方、鋼帯の熱間圧延条件、あるいは管体の縮径圧延条件が本発明の範囲を外れる比較例（No.32、No.38、No.39、No.46、No.47、No.52、No.53、No.58、No.59、No.65、No.66、No.83）は強度、成形性、低温靭性、疲労強度のいずれかが低下している。
一方、鋼帯の熱間圧延条件、あるいは管体の縮径圧延条件が本発明の範囲を外れる比較例（No.32、No.38、No.39、No.46、No.47、No.52、No.53、No.58、No.59、No.65、No.66、No.83）は強度、成形性、低温靭性、疲労強度のいずれかが低下している。
鋼帯の熱間圧延の仕上圧延温度、巻取り温度、管体の縮径圧延時の再加熱温度、縮径圧延終了温度、縮径率、縮径圧延後の冷却速度が本発明の範囲を下回る比較例（No.38、No.46、No.52、No.58、No.59、No.66）はいずれもElが18％未満と低く、成形性が低下している。また、縮径率、縮径圧延後の冷却速度が本発明の範囲を超えた比較例（No.65、No.83）では、Elが18％未満と低く、成形性が低下している。
鋼帯の熱間圧延の仕上圧延温度、巻取り温度、管体の縮径圧延時の再加熱温度、縮径圧延終了温度が本発明の範囲を超える比較例（No.32、No.39、No.47、No.53）は、鋼管内外面の表面粗さが粗く、いずれもσＢ／ＴＳが0.35未満と疲労強度が低下している。また、比較例No.39、No.46、No.58、No.83では、母材あるいはシーム溶接部の低温靭性のいずれかが低下している。
一部の製品管では、亜鉛メッキ、アルミメッキを施したが、鋼帯の熱間圧延条件、管体の縮径圧延条件が本発明の範囲にあれば、優れた成形性、優れた低温靭性、優れた断面成形加工後の耐捩り疲労特性を示している。
製品管No.34、No.41、No.49、No.55、No.61、No.69では、縮径圧延後酸洗した場合と黒皮ままとを比較したが、特に特性差が認められないことを確認している。
製品管No.34、No.41、No.49、No.55、No.61、No.69では、縮径圧延後酸洗した場合と黒皮ままとを比較したが、特に特性差が認められないことを確認している。
Claims (8)
- 鋼帯を連続成形してオープン管とし、該オープン管を電縫溶接して管体としたのち、該管体に縮径圧延を施し製品管とする溶接鋼管の製造方法において、前記鋼帯を、質量％で、
Ｃ：0.035〜0.099％、 Si：0.10〜0.45％、
Mn：2.05〜2.8％、 Ti：0.001〜0.04％、
Nb：0.001〜0.04％、 B：0.0001〜0.0035％、
Cr：0.001〜0.29％、 Al：0.01〜0.08％
を含み、かつＣとMnを、Ｃ含有量とMn含有量との比、C／Mnが0.040以下を満足するように含有し、不純物としてのPを0.019％以下、Sを0.003％以下、Ｎを0.005％以下、Oを0.0025％以下に制限し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを加熱し、仕上圧延温度：980〜750℃、巻取り温度：700〜350℃とする熱間圧延により得られた熱延鋼帯とし、
前記縮径圧延が、前記管体を1000〜850℃に加熱したのち、該管体に縮径圧延終了温度：800〜620℃、縮径率：25〜75％とする縮径圧延を施す圧延であり、該縮径圧延終了後、620〜420℃までを平均冷却速度：0.5〜50℃/ｓで冷却し、前記製品管を、内面および外面の表面粗さが算術平均粗さRa：2μm以下、最大高さ粗さRｚ：30μm以下、十点平均粗さRzJIS：20μm以下である製品管とすることを特徴とする成形性と低温靭性に優れ、かつ断面成形加工後の耐ねじ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の製造方法。 - 前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、V：0.001〜0.04％、W：0.001〜0.04％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を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非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.001〜0.2％を含有する組成を有す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非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.2％、Ni：0.001〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を有す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非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記鋼スラブが、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0001〜0.003％を含有する組成を有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記製品管の内面あるいは外面の一部又は全部に、さらに研削加工、研磨加工あるいはホーニング加工を施し、該製品管の表面粗さを、算術平均粗さRa：１μm以下、最大高さ粗さRｚ：15μm以下、十点平均粗さRzJIS：10μm以下に調整することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記製品管に、さらに、100〜750℃の範囲の温度に加熱し、該温度で1〜3600ｓの範囲の時間、保持する歪取り焼鈍を施すことを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
- 前記製品管の内面あるいは外面の一部または全部に、さらにショットブラスト処理、サンドブラスト処理、ショットピーニング処理のうちのいずれかの処理を施すことを特徴とする請求項１ないし７のいずれかに記載の自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管の製造方法。
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