CN112673121B - 扭力梁用电阻焊钢管 - Google Patents

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Abstract

一种扭力梁用电阻焊钢管，其中，母材部以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.03～1.20％、Mn：0.30～2.50％、Ti：0.010～0.200％、Al：0.005～0.500％、Nb：0.010～0.040％及B：0.0005～0.0050％，剩余部分含有Fe及杂质，通过式(i)定义的Vc90为2～150，含有质量比Ti/N为3.4以上，母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织，该回火马氏体组织中的原γ晶粒的平均长宽比为2.0以下，管轴方向的抗拉强度为750～980MPa，logVc90＝2.94‑0.75βa式(i)βa＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+2Mo式(ii)。

Description

扭力梁用电阻焊钢管
技术领域
本申请涉及扭力梁用电阻焊钢管。
背景技术
一直以来，对于汽车结构构件(例如汽车行走部件)中使用的钢材进行了研究。
例如，在专利文献1中，公开了汽车行走部件钢管等机械结构钢管中使用的疲劳特性及弯曲成型性优异的机械结构钢管用热轧钢板。
专利文献1：国际公开第2009/133965号
发明内容
发明所要解决的课题
对于作为汽车行走部件之一的扭力梁，要求高强度(特别是管轴方向的抗拉强度)。
另一方面，扭力梁有时通过对扭力梁用电阻焊钢管(也可称为电焊钢管)实施弯曲成型来制造。这种情况下，有时会在电阻焊钢管的实施了弯曲成型的部分(以下，也称为“弯曲部”)的内表面产生开裂(以下，也称为“内表面开裂”)。从电阻焊钢管的弯曲成型性的观点出发，对于电阻焊钢管，有时要求提高耐内表面开裂性(也可以称为耐内表面裂纹性)。
这里，所谓耐内表面开裂性是指能够抑制对电阻焊钢管实施弯曲成型时的内表面开裂的性质。
在上述专利文献1中，完全未从提高钢管的耐内表面开裂性的观点出发进行研究，留有进一步改善的余地。
本申请的课题是提供管轴方向的抗拉强度优异、并且耐内表面开裂性优异的扭力梁用电阻焊钢管。
用于解决课题的手段
用于解决上述课题的手段包括以下的方案。
<1>一种扭力梁用电阻焊钢管，其包含母材部及电阻焊部，
上述母材部的化学组成以质量％计由
C：0.05～0.30％、
Si：0.03～1.20％、
Mn：0.30～2.50％、
P：0～0.030％、
S：0～0.010％、
Ti：0.010～0.200％、
Al：0.005～0.500％、
Nb：0.010～0.040％、
N：0～0.006％、
B：0.0005～0.0050％、
Cu：0～1.000％、
Ni：0～1.000％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.200％、
W：0～0.100％、
Ca：0～0.0200％、
Mg：0～0.0200％、
Zr：0～0.0200％、
REM：0～0.0200％、以及
剩余部分：Fe及杂质构成，
通过下述式(i)定义的Vc90为2～150，
Ti相对于N的含有质量比为3.4以上，
在从上述电阻焊部在管周方向上偏离180°的位置的L截面中，壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织，上述回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下，
在C截面的壁厚中央部，与上述电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者，
在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长(yield elongation)，
管轴方向的抗拉强度为750～980MPa。
logVc90＝2.94-0.75βa 式(i)
βa＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+2Mo 式(ii)
〔式(i)中，βa为通过式(ii)定义的值。
式(ii)中，各元素符号表示各元素的质量％。〕
<2>根据<1>所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，上述母材部的化学组成以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种以上，
Cu：超过0％且1.000％以下、
Ni：超过0％且1.000％以下、
Cr：超过0％且1.00％以下、
Mo：超过0％且0.50％以下、
V：超过0％且0.200％以下、
W：超过0％且0.100％以下、
Ca：超过0％且0.0200％以下、
Mg：超过0％且0.0200％以下、
Zr：超过0％且0.0200％以下、及
REM：超过0％且0.0200％以下。
<3>根据<1>或<2>所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，上述回火马氏体组织中的板条束(packet)晶粒的平均粒径为10μm以下。
<4>根据<1>～<3>中任一项所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，上述L 截面中的壁厚中央部的位错密度为2.0×1014m-2以下。
<5>根据<1>～<4>中任一项所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，外径为50～150mm，壁厚为2.0～4.0mm。
发明效果
根据本申请，可提供管轴方向的抗拉强度优异、并且耐内表面开裂性优异的扭力梁用电阻焊钢管。
附图说明
图1是概念性表示本申请的一个例子的电阻焊钢管的C截面的一部分的概略截面图，是用于说明在C截面的壁厚中央部中与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域(即，电阻焊部附近)的图。
图2是示意性表示实施例中的弯曲试验的概要的概略图。
图3是示意性表示在实施例中的弯曲试验中通过对电阻焊钢管实施弯曲成型而得到的结构物的截面的概略截面图。
具体实施方式
本说明书中，使用“～”表示的数值范围是指包含在“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。
本说明书中，“工序”的术语不仅包括独立的工序，即使是无法与其他的工序明确相区别的情况下，只要可达成本工序的所期望的目的，则也包含于本术语中。
在本说明书中阶段性记载的数值范围内，某阶段性的数值范围的上限值或下限值也可以替换成其他的阶段性记载的数值范围的上限值或下限值，另外，也可以替换成实施例中所示的值。
本说明书中，表示成分(元素)的含量的“％”是指“质量％”。
本说明书中，有时将C(碳)的含量表述为“C含量”。关于其他的元素的含量有时也同样地表述。
本说明书中，所谓“L截面”是指相对于管轴方向及壁厚方向平行的截面，所谓“C截面”是指相对于管轴方向垂直的截面。
本申请的扭力梁用电阻焊钢管(以下，也简称为“电阻焊钢管”)包含母材部及电阻焊部，母材部的化学组成以质量％计由C：0.05～0.30％、Si： 0.03～1.20％、Mn：0.30～2.50％、P：0～0.030％、S：0～0.010％、Ti：0.010～ 0.200％、Al：0.005～0.500％、Nb：0.010～0.040％、N：0～0.006％、B： 0.0005～0.0050％、Cu：0～1.000％、Ni：0～1.000％、Cr：0～1.00％、Mo： 0～0.50％、V：0～0.200％、W：0～0.100％、Ca：0～0.0200％、Mg：0～0.0200％、Zr：0～0.0200％、REM：0～0.0200％以及剩余部分：Fe及杂质构成，通过下述式(i)定义的Vc90为2～150，Ti相对于N的含有质量比为3.4以上，在从电阻焊部在管周方向上偏离180°的位置的L截面中，壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织，该回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下，在C截面的壁厚中央部，与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者，在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长，管轴方向的抗拉强度为750～980MPa。
logVc90＝2.94-0.75βa 式(i)
βa＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+2Mo 式(ii)
〔式(i)中，βa为通过式(ii)定义的值。
式(ii)中，各元素符号表示各元素的质量％。〕
本说明书中，将上述的母材部的化学组成(包括Vc90为2～150及Ti 相对于N的含有质量比为3.4以上)也称为“本申请中的化学组成”。
本申请的电阻焊钢管包含母材部及电阻焊部。
电阻焊钢管一般而言通过将热轧钢板成型(以下，也称为“辊轧成型”) 为管状而制成开口管，将所得到的开口管的对接部进行电阻焊而形成电阻焊部(electricresistance welded portion)(以下，将到此为止的工艺也称为“造管”)，接着，根据需要将电阻焊部进行焊缝热处理，由此来制造。
本申请的电阻焊钢管是在造管后(在进行焊缝热处理的情况下为焊缝热处理后)实施回火(以下，也称为“造管后回火”)而制造。
在本申请的电阻焊钢管中，所谓母材部(base metal portion)是指电阻焊部及热影响部以外的部分。
其中，所谓热影响部(heat affected zone；以下，也称为“HAZ”)是指受到由电阻焊所产生的热的影响(在电阻焊后进行焊缝热处理的情况下，是由电阻焊及焊缝热处理所产生的热的影响)的部分。
这里所谓的热影响部与后述的与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域(以下，也称为“电阻焊部附近”)具有重复部分。
电阻焊钢管的原材料即热轧钢板使用带钢热轧机(Hot strip mill)来制造。详细而言，通过带钢热轧机，制造卷取成卷材状的长条的热轧钢板(以下，也称为热卷材)。
电阻焊钢管的原材料即热轧钢板为长条的钢板(continuous steel sheet) 这点与使用厚板轧机(plate mill)而制造的厚钢板(steel plate)不同。
厚钢板(steel plate)由于不为长条的钢板(continuous steel sheet)，因此无法用于连续的弯曲加工即辊轧成型。
电阻焊钢管在使用上述的热轧钢板而制造这点与使用厚钢板而制造的焊接钢管(例如，UOE钢管)被明确地区分。
本申请的电阻焊钢管的管轴方向的抗拉强度优异(具体而言，管轴方向的抗拉强度为750MPa以上)，并且，耐内表面开裂性也优异。
得到上述效果的理由如下推测。但是，本申请的电阻焊钢管并不受以下的推定理由的限定。
对于管轴方向的抗拉强度优异这样的效果，认为母材部具有本申请中的化学组成及上述L截面中的壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织有帮助。
对于耐内表面开裂性优异这样的效果，认为在从电阻焊部在管周方向上偏离180°的位置(以下，也称为“母材180°位置”)的L截面中壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织有帮助。
这里，母材180°位置是作为母材部的代表性位置而选定的位置。
对于本申请的电阻焊钢管，例如，在母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的金属组织为由回火马氏体和其他的组织(例如，铁素体、回火贝氏体等)构成的二相组织的情况下，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：在针对电阻焊钢管的弯曲成型时，在弯曲部的内表面及其附近，由弯曲成型产生的成型应变集中于硬度不同的二个组织的边界，其结果是，变得容易引起内表面开裂。
另外，对于耐内表面开裂性优异这样的效果，认为上述回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下也有帮助。
对于本申请的电阻焊钢管，在上述L截面中的壁厚中央部的金属组织中的回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比超过2.0的情况下，耐内表面开裂性劣化。
认为其理由是：在原奥氏体晶粒的平均长宽比超过2.0的情况(即，原奥氏体晶粒被延伸的情况)下，原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的长宽比也变大(即，板条束晶粒也成为被延伸的状态)，其结果是，板条束晶界变得容易连续。因此，认为由于：在弯曲成型时，在弯曲部的内表面及其附近，板条束晶界的裂缝变得容易沿着板条束晶界而进展，其结果是，变得容易引起连续的开裂即内表面开裂。
在本申请的电阻焊钢管中，将上述原奥氏体晶粒的平均长宽比设定为 2.0以下，使原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的形状接近球状。认为由此，可抑制板条束晶界连续，可抑制上述的板条束晶界的裂缝的进展，其结果是，内表面开裂得以抑制(即，耐内表面开裂性提高)。
上述的母材180°位置的L截面中的壁厚中央部中的回火马氏体组织通过本申请中的化学组成与电阻焊钢管的制造条件(包括电阻焊钢管的原材料即热轧钢板的制造条件)的组合而造入。
详细而言，在用于制造具有本申请中的化学组成的热轧钢板的热轧工序及冷却工序中，进行实质性的淬火，作为母材部(代表性而言母材180°位置)的组织造入淬火状态马氏体组织(即，未被回火的马氏体组织。以下相同。)，之后，通过造管后回火，造入回火马氏体组织。
另外，上述的回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0 以下通过在热轧工序中在再结晶域中进行轧制(例如，将热轧精轧温度设定为920℃以上)来达成。
对于本申请的电阻焊钢管的制造方法的一个例子在下文叙述。
在本申请的电阻焊钢管中，在C截面的壁厚中央部中电阻焊部附近 (即，与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域)的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者。
电阻焊部附近的金属组织包含回火贝氏体及铁素体中的至少一者表示本申请的电阻焊钢管为在造管后未经由淬火地实施了回火的电阻焊钢管。
对于本申请的电阻焊钢管，在造管后实施了淬火及回火的电阻焊钢管中，电阻焊部附近成为实质上既不包含回火贝氏体也不包含铁素体的回火马氏体组织。
用于制造本申请的电阻焊钢管的在造管后未经由淬火地实施回火的制造方法与在造管后实施淬火及回火的制造方法相比，生产率优异。
即，本申请的电阻焊钢管由于可以通过与在造管后实施淬火及回火的制造方法相比生产率更优异的制造方法来制造，因此还具有经济性优异(即，低成本)的优点。
另外，在本申请的电阻焊钢管中，在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长也表示本申请的电阻焊钢管为在造管后未经由淬火地实施了回火的电阻焊钢管。
对于本申请的电阻焊钢管，就在造管前(即，针对作为原材料的热轧钢板)实施回火且在造管后未实施回火的电阻焊钢管而言，在进行了管轴方向拉伸试验的情况下未观测到屈服伸长(例如，参照后述的比较例25)。
本申请的电阻焊钢管与在造管前实施回火且在造管后未实施回火的电阻焊钢管相比，耐内表面开裂性优异。认为其理由是由于：就本申请的电阻焊钢管而言，在造管时产生的造管应变通过造管后的回火而降低，由此位错密度降低。
<母材部的化学组成>
以下，对本申请的电阻焊钢管中的母材部的化学组成(即，本申请中的化学组成)进行说明。
C：0.05～0.30％
C是提高钢的强度的元素。C含量低于0.05％时，有时不能得到作为扭力梁所需的强度。因此，C含量为0.05％以上。C含量优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。
另一方面，若C含量超过0.30％，则有时强度过于上升而耐内表面开裂性劣化。因此，C含量为0.30％以下。C含量优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。
Si：0.03～1.20％
Si是为了脱氧而使用的元素。Si含量低于0.03％时，有时脱氧变得不充分而生成粗大的Fe氧化物。因此，Si含量为0.03％以上。Si含量优选为 0.10％以上，更优选为0.20％以上。
另一方面，若Si含量超过1.20％则有时会导致SiO2等夹杂物的生成，在用于制造电阻焊钢管的辊轧成型时和/或针对电阻焊钢管的弯曲成型时，变得容易以上述夹杂物作为起点而产生微小孔隙。因此，Si含量为1.20％以下。Si含量优选为1.00％以下，更优选为0.80％以下。
Mn：0.30～2.50％
Mn是为了提高淬硬性而提高钢的强度、并且最终(即，通过造管后回火)得到回火马氏体组织而言重要的元素。Mn含量低于0.30％时，有时淬硬性不足，不能得到回火马氏体组织。因此，Mn含量为0.30％以上。Mn 含量优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上。
另一方面，若Mn含量超过2.50％，则有时强度过于上升而耐内表面开裂性劣化。因此，Mn含量为2.50％以下。Mn含量优选为2.00％以下，更优选为1.50％以下，进一步优选为1.30％以下。
P：0～0.030％
P是在钢中可作为杂质而包含的元素。若P含量超过0.030％，则有时变得容易在板条束晶界中浓化，耐内表面开裂性劣化。因此，P含量为0.030％以下。P含量优选为0.020％以下。
另一方面，P含量也可以为0％。从脱磷成本降低的观点出发，P含量也可以为超过0％，也可以为0.001％以上，也可以为0.010％以上。
S：0～0.010％
S是在钢中可作为杂质而包含的元素。若S含量超过0.010％，则有时生成粗大的MnS，耐内表面开裂性劣化。因此，S含量为0.010％以下。S 含量优选为0.005％以下。
另一方面，S含量也可以为0％。从脱硫成本降低的观点出发，S含量也可以为超过0％，也可以为0.001％以上，也可以为0.003％以上。
Ti：0.010～0.200％
Ti是通过作为TiC而析出来提高钢的强度的元素。另外，Ti也是通过热轧时的钉扎效应而有助于奥氏体晶粒的微细化、其结果是有助于原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的微细化的元素。Ti含量低于0.010％时，有时不能得到作为扭力梁所需的强度及相对于奥氏体晶粒的钉扎效应。另外，Ti含量低于0.010％时，由于无法将N作为TiN固定而N与B一起析出(即，由于形成BN)，因此无法确保有助于淬硬性提高的有效的B的量，其结果是，有时变得不能得到由B带来的淬硬性提高效果。因此，Ti含量为0.010％以上。Ti含量优选为0.015％以上。
另一方面，若Ti含量超过0.200％，则有时析出粗大的TiC和/或TiN，耐内表面开裂性劣化。因此，Ti含量为0.200％以下。Ti含量优选为0.150％以下，更优选为0.120％以下，进一步优选为0.100％以下，进一步优选为 0.080％以下。
Al：0.005～0.500％
Al是生成AlN、通过热轧时的钉扎效应而有助于奥氏体晶粒的微细化、其结果是有助于原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的微细化的元素。Al含量低于0.005％时，不能得到相对于奥氏体晶粒的钉扎效应，原奥氏体晶粒变得粗大，其结果是有时板条束晶粒变得粗大。因此，Al含量为0.005％以上。 Al含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。
另一方面，若Al含量超过0.500％则有时析出粗大的AlN，耐内表面开裂性劣化。因此，Al含量为0.500％以下。Al含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。
Nb：0.010～0.040％
Nb是生成NbC、通过热轧时的钉扎效应而有助于奥氏体晶粒的微细化、其结果是有助于原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的微细化的元素。Nb含量低于0.010％时，不能得到相对于奥氏体晶粒的钉扎效应，原奥氏体晶粒变得粗大，其结果是有时板条束晶粒变得粗大。因此，Nb含量为0.010％以上。Nb含量优选为0.020％以上。
另一方面，若Nb含量超过0.040％则有时析出粗大的NbC，耐内表面开裂性劣化。因此，Nb含量为0.040％以下。Nb含量优选为0.036％以下。
N：0～0.006％
N是在钢中可作为杂质而包含的元素。若N含量超过0.006％，则有时生成粗大的AlN，耐内表面开裂性劣化。因此，N含量为0.006％以下。
N含量也可以为0％。
N也是生成AlN、可通过热轧时的钉扎效应而有助于奥氏体晶粒的微细化的元素，其结果也是可有助于原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的微细化的元素。从得到所述效果的观点出发，N含量也可以为超过0％，也可以为0.001％以上。
B：0.0005～0.0050％
B是提高钢的淬硬性的元素，是在用于制造电阻焊钢管的原材料即热轧钢板的热轧工序及冷却工序中为了造入淬火状态马氏体组织所必须的元素。B含量低于0.0005％时有时不能得到其效果。因此，B含量为0.0005％以上。B含量优选为0.0010％以上。
另一方面，若B含量超过0.0050％，则由于B凝聚和/或析出，在奥氏体晶界中偏析的固溶B减少，因此有时提高钢的淬硬性的效果降低。因此， B含量为0.0050％以下。B含量优选为0.0040％以下，进一步优选为0.0030％以下。
Cu：0～1.000％
Cu为任意的元素，也可以不含有。即，Cu含量也可以为0％。
Cu是有助于钢的高强度化的元素。从所述效果的观点出发，Cu含量也可以为超过0％，也可以为0.005％以上，也可以为0.010％以上，也可以为0.050％以上。
另一方面，若过量地含有Cu，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，Cu含量为1.000％以下。Cu含量优选为0.500％以下，更优选为0.300％以下，进一步优选为0.200％以下。
Ni：0～1.000％
Ni为任意的元素，也可以不含有。即，Ni含量也可以为0％。
Ni是有助于钢的高强度化的元素。从所述效果的观点出发，Ni含量也可以为超过0％，也可以为0.005％以上，也可以为0.010％以上，也可以为 0.050％以上。
另一方面，若过量地含有Ni，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，Ni含量为1.000％以下。Ni含量优选为0.500％以下，更优选为0.300％以下，进一步优选为0.200％以下。
Cr：0～1.00％
Cr为任意的元素，也可以不含有。即，Cr含量也可以为0％。
Cr是有助于钢的高强度化的元素。从所述效果的观点出发，Cr含量也可以为超过0％，也可以为0.005％以上，也可以为0.01％以上，也可以为 0.05％以上。
另一方面，若过量地含有Cr，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，Cr含量为1.00％以下。Cr含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％。
Mo：0～0.50％
Mo为任意的元素，也可以不含有。即，Mo含量也可以为0％。
Mo是有助于钢的高强度化的元素。从所述效果的观点出发，Mo含量也可以为超过0％，也可以为0.01％以上，也可以为0.05％以上，也可以为 0.10％以上。
另一方面，若过量地含有Mo，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，Mo含量为0.50％以下。Mo含量优选为0.40％以下。
V：0～0.200％
V为任意的元素，也可以不含有。即，V含量也可以为0％。
V是有助于钢的高强度化的元素。从所述效果的观点出发，V含量也可以为超过0％，也可以为0.005％以上。
另一方面，若过量地含有V，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，V含量为0.200％以下。V含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。
W：0～0.100％
W为任意的元素，也可以不含有。即，W含量也可以为0％。
W是有助于钢的高强度化的元素。从所述效果的观点出发，W含量也可以为超过0％，也可以为0.005％以上。
另一方面，若过量地含有W，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，W含量为0.100％以下。W含量优选为0.050％以下。
Ca：0～0.0200％
Ca为任意的元素，也可以不含有。即，Ca含量也可以为0％。
Ca具有控制夹杂物、进一步抑制耐内表面开裂性的效果。从所述效果的观点出发，Ca含量也可以为超过0％，也可以为0.0001％以上，也可以为0.0010％以上。
另一方面，若过量地含有Ca，则有时生成粗大的Ca氧化物，耐内表面开裂性劣化。因此，Ca含量为0.0200％以下。Ca含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0070％以下。
Mg：0～0.0200％
Mg为任意的元素，也可以不含有。即，Mg含量也可以为0％。
Mg具有控制夹杂物、进一步抑制耐内表面开裂性的效果。从所述效果的观点出发，Mg含量也可以为超过0％，也可以为0.0001％以上。
另一方面，若过量地含有Mg，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，Mg含量为0.0200％以下。Mg含量优选为0.0100％以下，更优选为 0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。
Zr：0～0.0200％
Zr为任意的元素，也可以不含有。即，Zr含量也可以为0％。
Zr具有控制夹杂物、进一步抑制耐内表面开裂性的效果。从所述效果的观点出发，Zr含量也可以为超过0％，也可以为0.0001％以上。
另一方面，若过量地含有Zr，则有时效果饱和而导致成本的上升。因此，Zr含量为0.0200％以下。Zr含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。
REM：0～0.0200％
REM为任意的元素，也可以不含有。即，REM含量也可以为0％。
这里，“REM”是指选自由稀土类元素即Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、 Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu构成的组中的至少1 种元素。
REM具有控制夹杂物、进一步抑制耐内表面开裂性的效果。从所述效果的观点出发，REM含量也可以为超过0％，也可以为0.0001％以上，也可以为0.0005％以上。
另一方面，若过量地含有REM，则有时生成粗大的氧化物而使耐内表面开裂性劣化。因此，REM含量为0.0200％以下。REM含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。
剩余部分：Fe及杂质
在母材部的化学组成中，除上述的各元素以外的剩余部分为Fe及杂质。
这里，所谓杂质是指原材料(例如，矿石、废铁等)中所含的成分、或在制造的工序中混入的成分，并非有意图地含有于钢中的成分。
作为杂质，可列举出上述的元素以外的所有元素。作为杂质的元素可以是仅1种，也可以是2种以上。
作为杂质，例如可列举出Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi、H。
通常，关于Sb、Sn、Co及As，例如可能有含量为0.1％以下的混入，关于Pb及Bi，例如可能有含量为0.005％以下的混入，关于H，例如可能有含量为0.0004％以下的混入。关于其他元素的含量，只要为通常的范围，则没有必要特别控制。
从得到由各元素带来的上述效果的观点出发，母材部的化学组成也可以含有选自由Cu：超过0％且1.000％以下、Ni：超过0％且1.000％以下、 Cr：超过0％且1.00％以下、Mo：超过0％且0.50％以下、V：超过0％且 0.200％以下、W：超过0％且0.100％以下、Ca：超过0％且0.0200％以下、 Mg：超过0％且0.0200％以下、Zr：超过0％且0.0200％以下及REM：超过0％且0.0200％以下构成的组中的1种以上。
这些元素的含量的优选的范围分别如上所述。
Vc90：2～150
在母材部的化学组成中，通过下述式(i)定义的Vc90是成为钢的淬硬性的指标的值。
Vc90是作为可得到90％马氏体组织的临界冷却速度(单位：℃/s)而已知的值〔例如，参照上野等的论文“代替GROSSMANN式的钢的淬硬性的新的预测式”、“铁和钢”(社团法人日本铁钢协会)、第74年(1988)第 6号、pp.1073-1080〕。
logVc90＝2.94-0.75βa 式(i)
βa＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+2Mo 式(ii)
〔式(i)中，βa为通过式(ii)定义的值。
式(ii)中，各元素符号表示各元素的质量％。〕
Vc90越低，则钢的淬硬性变得越高。
因此，若Vc90为150以下，则由于可抑制铁素体及贝氏体的生成，促进淬火状态马氏体的生成，因此通过造管后回火，容易得到回火马氏体组织。
另外，若Vc90为2以上，则从成本的观点考虑是有利的。为了将Vc90设定为低于2需要添加许多的合金元素，因此在炼钢工序中进行精炼时要花费许多时间和成本。
因此，Vc90为2～150。
Vc90的上限优选为140。
Vc90的下限优选为10，更优选为20。
Ti相对于N的含有质量比：3.4以上
在母材部的化学组成中，Ti相对于N的含有质量比(以下，也称为“Ti/N 比”或“Ti/N”)为3.4以上。
通过Ti/N比为3.4以上，可有效地发挥由B(硼)带来的淬硬性提高的效果。以下，对这点进行详述。
如上所述，B是有助于钢的淬硬性提高的元素。
但是，即使是在钢中含有B的情况下，以BN(氮化硼)的形态存在的B不发挥淬硬性提高的功能。关于这一点，在钢中的Ti/N比为3.4以上的情况下，钢中的N以TiN(氮化钛)的形态固定。由此，可抑制BN的形成，因此可确保有助于淬硬性提高的有效的B的量。其结果是，可有效地发挥由B(硼)带来的淬硬性提高的效果。
Ti/N比优选为4.0以上。
Ti/N比的上限取决于Ti含量的范围及N含量的范围。在N含量为0％的情况下，Ti/N比无限大。作为Ti/N比的上限，优选为80.0，更优选为50.0，进一步优选为40.0。
<母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的金属组织>
接下来，对母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的金属组织进行说明。
这里，母材180°位置的L截面中的壁厚中央部不过是作为母材部的代表性位置而选定的位置。
因此，在本申请的电阻焊钢管中，在母材部中，母材180°位置的L 截面中的壁厚中央部以外的位置的金属组织也可以具有以下的特征。
(回火马氏体组织)
本申请的电阻焊钢管在母材180°位置(即，从电阻焊部在管周方向上偏离180°的位置)的L截面中，壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织。
在本申请中，所谓回火马氏体组织是指实质上由回火马氏体构成的单相组织。
这里，所谓实质上由回火马氏体构成的单相组织是指在使用后述的扫描型电子显微镜(SEM)的确认方法中回火马氏体的面积率为80％以上(优选为90％以上)的金属组织。
母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的金属组织是否为回火马氏体组织如下那样进行确认。
依据JIS G 0551(2013年)，将电阻焊钢管中的母材180°位置的L截面(观察面)进行研磨，接着利用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。利用扫描型电子显微镜(SEM)对经蚀刻的L截面中的壁厚中央部的金属组织的照片 (以下，也称为“金属组织照片”)进行拍摄。金属组织照片以倍率3000 倍进行3个视野量(1个视野为40μm×40μm的范围)拍摄。
基于所拍摄的金属组织照片(SEM照片)，算出回火马氏体在金属组织整体中所占的面积率。在回火马氏体的面积率为80％以上的情况下，判定为回火马氏体组织。
这里，回火马氏体是在SEM照片上可以确认板条(Lath)结构及渗碳体(铁系碳化物)、并且渗碳体的优先生长取向为二方向以上(即，无规) 的组织。
与此相对，回火贝氏体是在SEM照片上可确认板条结构及渗碳体(铁系碳化物)、并且渗碳体的优先生长取向为一方向的组织。
关于难以区别是回火马氏体还是回火贝氏体的组织，判断为回火马氏体。
另外，铁素体是在SEM照片上无法确认板条结构的组织。
另外，淬火状态马氏体是在SEM照片上可确认板条结构但无法确认渗碳体的组织。
(原奥氏体晶粒的平均长宽比)
在本申请的电阻焊钢管中，上述回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下。由此，如上所述，耐内表面开裂性提高。
若原奥氏体晶粒的平均长宽比超过2.0，则原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的长宽比也变大，其结果是，板条束晶界变得容易连续。
因此，在进行电阻焊钢管的弯曲成型时，若在弯曲部的内表面一旦产生龟裂，则龟裂沿着板条束晶界进展，有时发展成连续的开裂(即，内表面开裂)。
原奥氏体晶粒的平均长宽比优选为1.8以下，更优选为1.6以下。
原奥氏体晶粒的平均长宽比从其定义来看当然为1.0以上。原奥氏体晶粒的平均长宽比优选为超过1.0，更优选为1.1以上。
这里，所谓原奥氏体晶粒的平均长宽比是指原奥氏体晶粒的长宽比的平均值。
所谓原奥氏体晶粒的长宽比是指将原奥氏体晶粒进行楕圆近似时的长轴长度相对于短轴长度的比(即，长轴长度/短轴长度比)。
原奥氏体晶粒的平均长宽比如以下那样进行测定。
利用SEM-EBSD装置对母材部(详细而言，本申请的电阻焊钢管中的母材180°位置)的L截面中的壁厚中央部的金属组织进行观察(倍率1000 倍)，将由倾角为15°以上的晶界所围成的区域视为原奥氏体晶粒，将该原奥氏体晶粒的形状进行楕圆近似。将所得到的楕圆中的长轴长度相对于短轴长度的比(即，长轴长度/短轴长度比)设定为原奥氏体晶粒的长宽比。
通过该方法，对于200μm(管轴方向)×500μm(壁厚方向)的视野范围中所含的全部的原奥氏体晶粒，分别求出长宽比。将所得到的测定值 (长宽比)进行算术平均，将所得到的算术平均值设定为原奥氏体晶粒的平均长宽比。
需要说明的是，大概而言，上述长轴长度的方向与电阻焊钢管的管轴方向(即，原材料即热轧钢板的制造时的轧制方向)大致一致，上述短轴长度的方向与电阻焊钢管的壁厚方向大致一致。
上述原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下可通过在热轧工序中在再结晶域进行轧制(例如，将热轧精轧温度设定为920℃以上)来达成。
(板条束晶粒的平均粒径)
在本申请的电阻焊钢管中，上述回火马氏体组织中的板条束晶粒的平均粒径(以下，也称为“平均板条束粒径”)优选为10μm以下。
在平均板条束粒径为10μm以下的情况下，能够抑制由弯曲成型产生的成型应变集中于粗大的板条束晶粒，能够使上述成型应变在各板条束晶粒中分散。由此，耐内表面开裂性进一步提高。
平均板条束粒径优选为8μm以下。
对于平均板条束粒径的下限没有特别限制。从钢的制造适应性的观点出发，平均板条束粒径优选为3μm以上，更优选为4μm以上。
这里，所谓板条束晶粒是指1个原奥氏体晶粒中所包含的1个以上的单元，是由大致平行地排列的多个细长的晶体构成的单元。
平均板条束粒径如以下那样进行测定。
使用SEM-EBSD装置对母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的金属组织以倍率为3000倍、1个视野40μm×40μm的范围的条件进行观察，得到3个视野量的EBSD像。
从所得到的EBSD图像中任意地选定30个板条束晶粒。
此时，将由大致平行地排列的多个细长的晶体构成的单元(具体而言，由倾角为10°以上的晶界所围成的单元)视为板条束晶粒。
接着，对于所选定的30个板条束晶粒，求出各个板条束晶粒的当量圆直径，将所得到的值设定为各个板条束晶粒的粒径。
接着，求出30个板条束晶粒的板条束晶粒的粒径的算术平均值，将所得到的算术平均值设定为平均板条束粒径(即，板条束晶粒的平均粒径)。
上述板条束晶粒的平均粒径为10μm以下可通过下述等来达成：
母材部的化学组成分别含有规定量以上的Ti、Al及Nb；
在热轧工序中，在再结晶域中进行轧制(例如，将热轧精轧温度设定为920℃以上)。
(位错密度)
在本申请的电阻焊钢管中，母材180°位置的L截面中的壁厚中央部的位错密度优选为2.0×1014m-2以下。
在位错密度为2.0×1014m-2以下的情况下，耐内表面开裂性进一步提高。
从使耐内表面开裂性进一步提高的观点出发，位错密度优选为 1.9×1014m-2以下。
对于位错密度的下限没有特别限制。作为位错密度的下限，例如可列举出0.4×1014m-2、0.6×1014m-2等。
本申请中的位错密度如以下那样进行测定。
对于母材180°位置的L截面中的壁厚中央部，通过X射线衍射，分别测定(110)面、(211)面及(220)面的半值宽度，基于测定值，按照 Williamson-Hall法(详细而言，ACTAMETALLURGICA Vol.1，JAN.1953，pp.22-31中记载的方法)，算出位错密度。
在上述壁厚中央部中的3个部位进行以上的测定及算出，将所得到的3 个算出值的算术平均值设定为本申请中的位错密度。
X射线衍射的条件如下。作为X射线衍射中使用的X射线衍射装置，例如使用Rigaku公司制“RINT2200”。
真空管：Mo真空管(使用了Mo作为靶的真空管)
靶输出功率：50KV、40mA
狭缝：发散1/2°、散射1°、受光0.15mm
采样宽度：0.010°
测定范围(2θ)：34.2°～36.2°
最大计数数：3000以上
<电阻焊部附近的金属组织>
本申请的电阻焊钢管在C截面的壁厚中央部中，电阻焊部附近(即，与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域)的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者。
图1是概念性表示本申请的一个例子的电阻焊钢管的C截面的一部分的概略截面图，是用于说明“在C截面的壁厚中央部，与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域”(即，电阻焊部附近)的图。
如图1中所示的那样，在C截面的壁厚中央部，与电阻焊部EW1相距壁厚t量的距离以内的区域V1(即，电阻焊部附近)是在相当于C截面的壁厚中央部的曲线上以电阻焊部EW1作为中心的长度2t(即，壁厚t的2 倍)的区域。图1中，将区域V1以单点划线表示。
C截面的壁厚中央部中的电阻焊部附近不过是作为电阻焊部附近的代表性位置而选定的位置。因此，C截面的壁厚中央部以外的部分中的电阻焊部附近的金属组织也可以为包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者的金属组织。
C截面的壁厚中央部中的电阻焊部附近的金属组织是否包含回火贝氏体及铁素体中的至少一者如以下那样进行确认。
依据JIS G 0551(2013年)，将电阻焊钢管的C截面(观察面)进行研磨，接着利用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。在经蚀刻的C截面的壁厚中央，利用SEM(倍率500倍)对与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域(例如，上述的区域V1)整体一边扫描观察区域一边进行观察，确认在该区域内是否存在回火贝氏体及铁素体中的至少一者。
关于在SEM照片上对回火贝氏体、铁素体及回火马氏体进行区别的方法，如上所述。
如上所述，电阻焊部附近的金属组织包含回火贝氏体及铁素体中的至少一者表示本申请的电阻焊钢管为在造管后未经由淬火地实施了回火的电阻焊钢管。
与此相对，就在造管后实施了淬火及回火的电阻焊钢管而言，电阻焊部附近的金属组织成为回火马氏体组织，实质上既不包含回火贝氏体也不包含铁素体。
<屈服伸长>
在本申请的电阻焊钢管中，在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长。
这里，所谓“观测到屈服伸长”是指在管轴方向拉伸试验中，观测到实质性的屈服伸长(详细而言，0.1％以上的屈服伸长)。
用于观测屈服伸长的有无的管轴方向拉伸试验以与后述的用于测定管轴方向的抗拉强度的管轴方向拉伸试验同样的条件进行。
如上所述，在本申请的电阻焊钢管中，在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长表示本申请的电阻焊钢管为在造管后实施了回火的电阻焊钢管。
例如，就在造管前实施了回火且在造管后未实施回火的电阻焊钢管而言，观测不到屈服伸长。
<管轴方向的抗拉强度>
本申请的电阻焊钢管的管轴方向的抗拉强度(以下，也简称为“抗拉强度”)为750～980MPa。
通过抗拉强度为750MPa以上，可确保作为扭力梁用的钢管的强度。抗拉强度优选为800MPa以上。
通过抗拉强度为980MPa以下，耐内表面开裂性提高。抗拉强度优选为950MPa以下，更优选为900MPa以下。
本申请的电阻焊钢管的抗拉强度如以下那样进行测定。
从本申请的电阻焊钢管中的母材180°位置，采集JIS 12号拉伸试验片。对于所采集的JIS 12号拉伸试验片，依据JIS Z 2241(2011年)进行管轴方向拉伸试验(即，将试验方向设定为管轴方向的拉伸试验)，测定抗拉强度。将所得到的结果设定为本申请的电阻焊钢管的抗拉强度(即，管轴方向的抗拉强度)。
对于本申请的电阻焊钢管的外径没有特别限制。从电阻焊钢管的制造适应性的观点出发，外径优选为50～150mm。
对于本申请的电阻焊钢管的壁厚没有特别限制。从电阻焊钢管的制造适应性的观点出发，本申请的电阻焊钢管的壁厚优选为2.0～4.0mm。
<用途>
本申请的电阻焊钢管被用于扭力梁的制造。
使用了本申请的电阻焊钢管的扭力梁的制造例如通过对本申请的电阻焊钢管的一部分实施弯曲成型来进行。弯曲成型例如通过将本申请的电阻焊钢管中与管轴方向平行的直线状的区域的一部分沿从电阻焊钢管的外部朝向内部的方向压入来进行(例如，参照后述的图2中所示的弯曲试验)。由此，制造例如包含具有大致V字型的闭截面(例如，参照后述的图3) 的部分的扭力梁。
一般而言，在由弯曲成型产生的弯曲部的内表面的曲率半径R小的情况下，成为变得容易产生内表面开裂的倾向。
但是，根据耐内表面开裂性优异的本申请的电阻焊钢管，即使是该情况下，也可有效地抑制内表面开裂的发生。
因此，由本申请的电阻焊钢管带来的耐内表面开裂性提高的效果在由弯曲成型产生的弯曲部的内表面的曲率半径R小的情况下能特别有效地发挥。
若换而言之，则由本申请的电阻焊钢管带来的耐内表面开裂性提高的效果在本申请的电阻焊钢管被用于制作包含内表面的曲率半径R小的弯曲部(例如，内表面的曲率半径R相对于壁厚为2倍以下(优选为0.7～2倍，更优选为1～2倍)的弯曲部)的扭力梁的情况下能特别有效地发挥。
<制法的一个例子>
作为制造本申请的电阻焊钢管的方法的一个例子，可列举出以下的制法A。
制法A包括下述工序：
板坯准备工序，其准备具有本申请的化学组成的板坯；
热轧工序，其将所准备的板坯加热至1070～1300℃的板坯加热温度，并对加热后的板坯实施将热轧精轧温度设定为920℃以上的热轧，从而得到热轧钢板；
冷却工序，其将热轧工序中得到的热轧钢板以从冷却开始至200℃为止的平均冷却速度成为40～100℃/s的条件冷却至达到200℃以下的卷取温度 (即，冷却结束温度)为止；
卷取工序，其通过将冷却后的热轧钢板以上述卷取温度进行卷取，得到由热轧钢板形成的热卷材；
造管工序，其从热卷材开卷出热轧钢板，通过将开卷的热轧钢板进行辊轧成型而制成开口管，并将所得到的开口管的对接部进行电阻焊而形成电阻焊部，从而得到轧制状态电阻焊钢管(As-rolled electric resistance welded steel pipe)；
造管后回火工序，其对轧制状态电阻焊钢管在不实施淬火的情况下实施回火温度为500～700℃及回火时间为1分钟以上且120分钟以下的条件的回火。
制法A根据需要也可以包含其他的工序。
以上的热轧工序、冷却工序及卷取工序使用带钢热轧机来实施。
这里，所谓轧制状态电阻焊钢管是指在造管后未实施焊缝热处理以外的热处理的电阻焊钢管。即，轧制状态电阻焊钢管中的“轧制状态”是“经辊轧成型的状态”这样的含义。
根据上述制法A，容易制造本申请的电阻焊钢管，即，所述本申请的电阻焊钢管为：
在母材180°位置的L截面中，壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织，回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下，
在C截面的壁厚中央部中，电阻焊部附近的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者，
在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长，管轴方向的抗拉强度为750～980MPa。
(板坯准备工序)
在制法A中，板坯准备工序是准备具有上述的化学组成的板坯的工序。
板坯准备工序可以是制造板坯的工序，也可以是仅仅单纯准备预先制造的板坯的工序。
在制造板坯的情况下，例如制造具有上述的化学组成的钢液，使用所制造的钢液，制造板坯。此时，也可以通过连续铸造法来制造板坯，也可以使用钢液制造铸锭并将铸锭进行开坯来制造板坯。
(热轧工序)
在制法A中，热轧工序是通过将上述准备的板坯加热至1070～1300℃的板坯加热温度，并对加热后的板坯实施将热轧精轧温度设定为920℃以上的热轧来得到热轧钢板的工序。
通过将板坯加热至1070～1300℃的板坯加热温度，能够使在钢液凝固过程中析出的碳化物、氮化合物及碳氮化合物在钢中固溶。其结果是，能够在不使耐内表面开裂性劣化的情况下提高强度。另外，在用于制造电阻焊钢管的辊轧成型时和/或针对电阻焊钢管的弯曲成型时，也可以抑制微小孔隙的发生。
若板坯加热温度为1070℃以上，则能够使在钢液凝固过程中析出的碳化物、氮化合物及碳氮化合物在钢中充分固溶。
若板坯加热温度为1300℃以下，则可抑制奥氏体晶粒的粗大化，能够抑制粗大的AlN在热轧中或热轧后的冷却中析出。
另外，在热轧工序中，所谓热轧精轧温度是指热轧中的精轧的结束温度(有时被称为精轧出侧温度)。
热轧精轧温度为920℃以上是指在再结晶域中进行热轧，而不是在未再结晶域中进行热轧。由此，在所得到的电阻焊钢管中，容易达成原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下。
另外，热轧精轧温度为920℃以上也有助于原奥氏体晶粒的微细化及原奥氏体晶粒中的板条束晶粒的微细化。因此，通过热轧精轧温度为920℃以上，还容易达成平均板条束粒径为10μm以下。
热轧精轧温度的上限可适当设定，但从进一步抑制奥氏体晶粒的粗大化的观点出发，上限优选为1000℃。
(冷却工序)
在制法A中，冷却工序是将在热轧工序中得到的热轧钢板以从冷却开始至200℃为止的平均冷却速度成为40～100℃/s的条件冷却至达到200℃以下的卷取温度为止的工序。
在冷却工序中，通过将热轧工序中得到的热轧钢板以从冷却开始至 200℃为止的平均冷却速度成为40℃/s以上的条件冷却至达到200℃以下的卷取温度(即，冷却结束温度)为止，从而作为热轧钢板的金属组织，生成淬火状态马氏体组织。即，通过该冷却工序，对热轧钢板实施实质性的淬火。
在后述的造管后回火工序中，该冷却工序中生成的母材部(例如母材 180°位置)的淬火状态马氏体组织被回火，生成回火马氏体组织。
另一方面，若从冷却开始至200℃为止的平均冷却速度为100℃/s以下，则容易控制冷却停止温度。另外，若平均冷却速度为100℃/s以下，则由于热轧钢板的表面与壁厚内部(例如壁厚中央部)之间的冷却速度的差变小，因此热轧钢板的材质的稳定性更加优异。
(卷取工序)
在制法A中，卷取工序是通过将冷却后的热轧钢板以上述卷取温度卷取而得到由热轧钢板形成的热卷材的工序。
(造管工序)
在制法A中，造管工序是通过从热卷材开卷出热轧钢板并将开卷的热轧钢板进行辊轧成型而制成开口管，通过将所得到的开口管的对接部进行电阻焊而形成电阻焊部，由此得到轧制状态电阻焊钢管的工序。
造管工序可以按照公知的方法来进行。
造管工序根据需要也可以包含：
在电阻焊部的形成之后将电阻焊部进行焊缝热处理；
在电阻焊部的形成之后(在进行上述的焊缝热处理的情况下，为焊缝热处理之后)，利用定径机将轧制状态电阻焊钢管的外径进行缩径；等。
(造管后回火工序)
在制法A中，造管后回火工序是对轧制状态电阻焊钢管在不实施淬火的情况下实施回火温度为500～700℃及回火时间为1分钟以上且120分钟以下的条件的回火的工序。
通过该造管后回火工序，母材部(例如母材180°位置)的淬火状态马氏体组织被有效地回火，生成回火马氏体组织。
需要说明的是，在电阻焊部附近，通过电阻焊，一旦淬火状态马氏体组织逆相变为奥氏体而消失。在电阻焊后，上述奥氏体被冷却，之后，通过实施造管后回火，生成上述的包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者的金属组织。
在造管后回火工序中，通过回火的条件为回火温度为500℃以上及回火时间为1分钟以上的条件，从而在母材部中，能够有效地生成回火马氏体组织。
进而，通过所述条件的回火，由于能够有效地降低造管应变，因此能够有效地降低位错密度。
另外，在造管后回火工序中，通过回火的条件为回火温度为700℃以下及回火时间为120分钟以下的条件，由于可抑制因过度的回火而引起的强度降低，因此容易达成抗拉强度750MPa以上。
需要说明的是，在造管后回火工序中，在不实施淬火的情况下，实施上述条件的回火。
这里所谓的淬火是指对钢管实施A3点以上的温度的加热处理及急速冷却的操作。
A3点是指在加热时完成向奥氏体的相变的温度，其依赖于钢管的化学组成。在本申请中的化学组成中，由于A3点不会成为700℃以下，因此上述回火不会相当于淬火。
在造管后回火工序中，对于上述回火后的冷却没有特别限制，可以是慢冷(例如空气冷却)，也可以是骤冷(例如水冷)。
以上的制法A的各工序不会对钢的化学组成造成影响。
因此，通过制法A而制造的电阻焊钢管的母材部的化学组成视为与原料(钢液或板坯)的化学组成相同。
实施例
以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。
〔实施例1～10、比较例1～29〕
<电阻焊钢管的制造>
按照上述的制法A，分别得到实施例1～10的电阻焊钢管。
另外，变更各实施例的电阻焊钢管中的化学组成或制造条件，分别得到比较例1～29的电阻焊钢管。
以下示出详细情况。
将具有表1中所示的化学组成的钢液(钢A～Z、AA、AB及AC)用炉熔炼后，通过铸造而制作厚度为250mm的板坯(板坯准备工序)。
表1中，各元素的栏中所示的数值为各元素的质量％。
表1中所示的除元素以外的剩余部分为Fe及杂质。
表1中，钢H中的REM为La。
表1中的Vc90为通过上述的式(i)定义的Vc90。
表1～表3中的下划线表示为本申请的范围外。
将上述得到的板坯加热至表2或表3中所示的板坯加热温度，通过对加热后的板坯实施将热轧精轧温度设定为表2或表3中所示的温度的热轧，得到热轧钢板(热轧工序)。
对于热轧工序中得到的热轧钢板，以表2或表3中所示的平均冷却速度实施冷却至达到表2或表3中所示的卷取温度(即，冷却结束温度)为止(冷却工序)。
接着，通过以表2或表3中所示的卷取温度卷取，得到由板厚为3.0mm 的热轧钢板形成的热卷材(卷取工序)。
以上的热轧工序、冷却工序及卷取工序使用带钢热轧机来实施。
在实施例1～10以及比较例1～24及26～29中，从上述热卷材开卷出热轧钢板，通过将开卷的热轧钢板进行辊轧成型而制成开口管，将所得到的开口管的对接部进行电阻焊而形成电阻焊部，接着使用定径机进行缩径，由此得到外径为90mm且壁厚为3.0mm的轧制状态电阻焊钢管(造管工序)。
在比较例25中，从上述热卷材开卷出热轧钢板，对开卷的热轧钢板实施表3中所示的条件(回火温度及回火时间)的造管前回火，接着再次将热轧钢板卷取。将卷取的热轧钢板再次开卷，使用开卷的热轧钢板，与实施例1同样地操作，得到外径为90mm且壁厚为3.0mm的轧制状态电阻焊钢管。
在实施例1～10以及比较例1～24及26～29中，通过对上述轧制状态电阻焊钢管实施表2及表3中所示的条件(回火温度及回火时间)的造管后回火，接着进行空气冷却，得到外径为90mm且壁厚为3.0mm的电阻焊钢管(造管后回火工序)。
在比较例25中，对轧制状态电阻焊钢管未实施造管后回火。
<母材180°位置处的L截面的观察>
对于上述得到的电阻焊钢管(比较例25中为轧制状态电阻焊钢管。以下相同。)，进行母材180°位置处的L截面的观察，进行了以下的确认及测定。
(壁厚中央部的金属组织)
通过上述的方法，确认母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织。
将结果示于表2及表3中。
在表2及表3中，
“TM”是指回火马氏体组织，
“TM+TB”是指由回火马氏体和回火贝氏体构成的二相组织，
“F+TB”是指由铁素体和回火贝氏体构成的二相组织，
“TB”是指回火贝氏体组织。
(原奥氏体晶粒的平均长宽比)
通过上述的方法，测定上述L截面的壁厚中央部中的原奥氏体晶粒的平均长宽比(表2及表3中，标记为“原γ晶粒平均长宽比”)。
将结果示于表2及表3中。
(平均板条束粒径)
通过上述的方法，测定上述L截面的壁厚中央部的平均板条束粒径。
将结果示于表2及表3中。
(位错密度)
通过上述的方法，测定上述L截面的壁厚中央部中的位错密度。作为X射线衍射中使用的X射线衍射装置，使用了Rigaku公司制“RINT2200”。
将结果示于表2及表3中。
<C截面的壁厚中央部的电阻焊部附近的观察>
对于实施例1～10的电阻焊钢管，通过上述的方法，进行了C截面的壁厚中央部中的电阻焊部附近(即，与电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域)的观察。
其结果是，在实施例1～10的任一者中，都确认电阻焊部附近的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者。
<管轴方向的抗拉强度的测定>
通过上述的方法测定电阻焊钢管的管轴方向的抗拉强度(以下，简记为“抗拉强度”)。
将结果示于表2及表3中。
<屈服伸长的有无>
在用于进行抗拉强度的测定的管轴方向拉伸试验中，确认屈服伸长的有无。
将观测到0.1％以上的屈服伸长的情况判断为“有”屈服伸长，将未观测到0.1％以上的屈服伸长的情况判断为“无”屈服伸长。
<弯曲试验(内表面开裂深度的评价)>
对于电阻焊钢管，进行模拟扭力梁的制造的弯曲试验，评价内表面开裂深度。以下对详细情况进行说明。
图2是示意性表示弯曲试验的概要的概略图。
如图2中所示的那样，准备了各实施例及各比较例的电阻焊钢管即电阻焊钢管100A、具有V字型的切口部的下模具10和具有截面为大致三角形状的前端的冲头12。
这里，模具10的切口部的谷部的角度θ1及冲头12的前端的角度θ2 均设定为60°。
在该弯曲试验中，在下模具10的切口部配置电阻焊钢管100A，通过对所配置的电阻焊钢管100A沿箭头P的方向压入冲头12，从而对电阻焊钢管100A实施了弯曲成型。由此，对电阻焊钢管100A的一部分施加相对于电阻焊钢管100A的管轴方向L垂直的方向的弯曲，形成图3中所示的具有大致V字型的闭截面的结构物100B。
需要说明的是，电阻焊钢管100A的管轴方向L相当于电阻焊钢管100A 的原材料即热轧钢板的制造时的轧制方向。
图3是示意性表示在弯曲试验中通过对电阻焊钢管100A实施弯曲成型而得到的结构物100B的截面的概略截面图。图3中所示的结构物100B的截面为相对于结构物100B的长度方向垂直的截面，对应于弯曲成型前的电阻焊钢管中的C截面(即，相对于管轴方向L垂直的截面)。
如图2及图3中所示的那样，通过对电阻焊钢管100A实施弯曲成型，形成具有大致V字型的闭截面的结构物100B。这里，冲头12的压入量在结构部100B的闭截面中的一端部101B(弯曲部)处按照内表面102B的曲率半径R成为4mm的方式调整。结构部100B的闭截面中的另一端部的内表面的曲率半径R也按照成为4mm的方式调整。
通过利用SEM以倍率1000倍对一端部101B的截面(详细而言，相当于图3的截面)中的内表面102B及其附近进行观察，测定内表面开裂的深度(以下，也称为“内表面开裂深度”)。
这里，内表面开裂深度如以下那样求出。
通过用SEM对一端部101B的截面中的内表面102B及其附近进行观察，确认内表面开裂的有无。在存在内表面开裂的情况下，对于各个内表面开裂，分别求出从开裂的起点至终点为止的直线距离，求出各个内表面开裂的深度。将各个内表面开裂的深度的最大值设定为该实施例或比较例中的“内表面开裂深度”。在不存在内表面开裂的情况下，该实施例或比较例中的“内表面开裂深度”设定为“0μm”。
将所得到的内表面开裂深度示于表2及表3中。
在该内表面开裂深度的评价中，内表面开裂深度越小，则耐内表面开裂性越优异。内表面开裂深度为0μm是指完全未产生内表面开裂、即耐内表面开裂性显著优异。
Figure BDA0002969439210000301
Figure BDA0002969439210000311
Figure BDA0002969439210000321
如表2中所示的那样，就具有本申请中的化学组成、在母材180°位置的L截面中壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织、回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下、在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长的实施例1～10的电阻焊钢管而言，显示出750MPa～ 980MPa的范围的优异的抗拉强度，并且，耐内表面开裂性优异。
对于上述实施例，表2中所示的比较例的结果如下。
就C含量过少的比较例1而言，抗拉强度不足。
就C含量过多的比较例2而言，抗拉强度变得过大，耐内表面开裂性劣化。
就Si含量过少的比较例3而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：脱氧变得不充分，生成粗大的Fe氧化物。
就Si含量过多的比较例4而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：生成SiO2等夹杂物，在用于制造电阻焊钢管的辊轧成型时和/或针对电阻焊钢管的弯曲成型时，以上述夹杂物作为起点，产生微小孔隙。
就Mn含量过少的比较例5而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由回火马氏体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。
就Mn含量过多的比较例6而言，抗拉强度变得过大，耐内表面开裂性劣化。
就P含量过多的比较例7而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：P在板条束晶界浓化。
就S含量过多的比较例8而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：产生粗大的MnS。
就Ti含量过少的比较例9而言，Ti/N变得低于3.4，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由铁素体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：变得无法将N以TiN的形态固定，形成BN，其结果是，由B带来的淬硬性提高的效果变得不充分。
就Ti含量过多的比较例10而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：析出粗大的TiC和/或TiN。
就Al含量过少的比较例11而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：原奥氏体晶粒变得粗大，原奥氏体晶粒中的板条束晶粒也变得粗大。
就Al含量过多的比较例12而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：生成粗大的AlN。
就Nb含量过少的比较例13而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：原奥氏体晶粒变得粗大，原奥氏体晶粒中的板条束晶粒也变得粗大。
就Nb含量过多的比较例14而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：生成粗大的NbC。
就N含量过多的比较例15而言，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：生成粗大的AlN。另外，就该比较例15而言，Ti/N变得低于3.4，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织成为由铁素体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足。认为其理由是由于：变得无法将N以TiN的形态固定，形成BN，其结果是，由B带来的淬硬性提高的效果变得不充分。
就B含量过少的比较例16而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由铁素体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：由于B含量过少，因此淬硬性不足。
就B含量过多的比较例17而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由回火马氏体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。认为其理由是由于：通过B的凝聚及或析出，奥氏体晶界中偏析的固溶B减少，从而淬硬性降低。
对于上述实施例，表3中所示的比较例的结果如下。
就虽然具有本申请的化学组成但热轧精轧温度过低的比较例18而言，原奥氏体晶粒的平均长宽比变得超过2.0，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但将热轧钢板冷却时的冷却速度过慢的比较例19而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由回火马氏体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但将热轧钢板卷取时的卷取温度(即，冷却结束温度)过高的比较例20而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由铁素体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但造管后回火中的回火温度过低的比较例21而言，未观测到屈服伸长，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但造管后回火中的回火温度过高的比较例22而言，抗拉强度不足。
就虽然具有本申请的化学组成但造管后回火中的回火时间过短的比较例23而言，未观测到屈服伸长，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但造管后回火中的回火时间过长的比较例24而言，抗拉强度不足。
就虽然具有本申请的化学组成但未进行造管后回火而进行了造管前回火的比较例25而言，未观测到屈服伸长，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但热轧精轧温度过低的比较例26而言，原奥氏体晶粒的平均长宽比变得超过2.0，耐内表面开裂性劣化。
就虽然具有本申请的化学组成但将热轧钢板卷取时的卷取温度(即，冷却结束温度)过高的比较例27而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为回火贝氏体组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。
就虽然本申请的化学组成中的各元素的含量恰当但Vc90超过150的比较例28而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织不是回火马氏体组织，而成为由回火马氏体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足，耐内表面开裂性劣化。
就虽然本申请的化学组成中的各元素的含量恰当但Ti/N低于3.4的比较例29而言，母材180°位置处的L截面的壁厚中央部的金属组织成为由回火马氏体和回火贝氏体构成的二相组织，抗拉强度不足。认为其理由是由于：变得无法将N以TiN的形态固定，形成BN，其结果是，由B带来的淬硬性提高的效果变得不充分。

Claims (6)

1.一种扭力梁用电阻焊钢管，其包含母材部及电阻焊部，
所述母材部的化学组成以质量％计由
C：0.05～0.30％、
Si：0.03～1.20％、
Mn：0.30～2.50％、
P：0～0.030％、
S：0～0.010％、
Ti：0.010～0.200％、
Al：0.005～0.500％、
Nb：0.010～0.040％、
N：0～0.006％、
B：0.0005～0.0050％、
Cu：0～1.000％、
Ni：0～1.000％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.200％、
W：0～0.100％、
Ca：0～0.0200％、
Mg：0～0.0200％、
Zr：0～0.0200％、
REM：0～0.0200％、以及
剩余部分：Fe及杂质构成，
通过下述式(i)定义的Vc90为2～150，
Ti相对于N的含有质量比为3.4以上，
在从所述电阻焊部在管周方向上偏离180°的位置的L截面中，壁厚中央部的金属组织为回火马氏体组织，所述回火马氏体组织中的原奥氏体晶粒的平均长宽比为2.0以下，
在C截面的壁厚中央部，与所述电阻焊部相距壁厚量的距离以内的区域的金属组织包含回火马氏体、以及回火贝氏体和铁素体中的至少一者，
在进行了管轴方向拉伸试验的情况下观测到屈服伸长，
管轴方向的抗拉强度为750～980MPa，
logVc90＝2.94-0.75βa 式(i)
βa＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+2Mo 式(ii)
式(i)中，βa为通过式(ii)定义的值，
式(ii)中，各元素符号表示各元素的质量％。
2.根据权利要求1所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，所述母材部的化学组成以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种以上，
Cu：超过0％且1.000％以下、
Ni：超过0％且1.000％以下、
Cr：超过0％且1.00％以下、
Mo：超过0％且0.50％以下、
V：超过0％且0.200％以下、
W：超过0％且0.100％以下、
Ca：超过0％且0.0200％以下、
Mg：超过0％且0.0200％以下、
Zr：超过0％且0.0200％以下、及
REM：超过0％且0.0200％以下。
3.根据权利要求1所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，所述L截面中的壁厚中央部的回火马氏体组织中的板条束晶粒的平均粒径为10μm以下。
4.根据权利要求2所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，所述L截面中的壁厚中央部的回火马氏体组织中的板条束晶粒的平均粒径为10μm以下。
5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的扭力梁用电阻焊钢管，其中，所述L截面中的壁厚中央部的位错密度为2.0×1014m-2以下。
6.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的扭力梁用电阻焊钢管，其外径为50～150mm，壁厚为2.0～4.0mm。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114058942B (zh) * 2020-07-31 2022-08-16 宝山钢铁股份有限公司 一种扭力梁用钢板及其制造方法、扭力梁及其制造方法
WO2023210046A1 (ja) 2022-04-27 2023-11-02 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
CN116377337A (zh) * 2023-02-08 2023-07-04 武安市裕华钢铁有限公司 一种高强屈比系列抗震型钢生产工艺

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101171351A (zh) * 2005-04-28 2008-04-30 杰富意钢铁株式会社 扩管性优良的油井管用不锈钢管
CN104968821A (zh) * 2013-01-31 2015-10-07 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管
CN107109568A (zh) * 2014-12-25 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法和深井用高强度厚壁导体套管
CN108495945A (zh) * 2016-01-27 2018-09-04 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003041345A (ja) * 2001-08-02 2003-02-13 Nippon Steel Corp 薄板溶接鋼管およびその製造方法
CN1995433A (zh) * 2006-10-20 2007-07-11 衡阳华菱钢管有限公司 起重机弦杆用管及制造方法
JP4436419B2 (ja) 2008-05-02 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板とその製造方法
CN105154761A (zh) * 2008-12-26 2015-12-16 杰富意钢铁株式会社 焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材及其制造方法
JP5463715B2 (ja) * 2009-04-06 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法
CN101603156B (zh) * 2009-07-03 2011-07-20 马景怡 用热轧卷板制造高强韧性吊臂钢管的制造方法
EP2634271B1 (en) * 2011-04-19 2016-07-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Electric resistance welded (erw) steel pipe for oil well use and process for producing erw steel pipe for oil well use
FI20115832L (fi) * 2011-08-26 2013-02-27 Rautaruukki Oyj Menetelmä erinomaisilla mekaanisilla ominaisuuksilla varustetun terästuotteen valmistamiseksi, menetelmällä valmistettu terästuote ja muokkauslujitetun teräksen käyttö
JP5776472B2 (ja) * 2011-09-28 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 車両補強用中空部材
CN102517511B (zh) * 2012-01-11 2013-07-24 河北工业大学 高膨胀率石油套管用钢及其用于制作石油套管的方法
US9726305B2 (en) * 2012-09-27 2017-08-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Electric resistance welded steel pipe
CN103160730B (zh) * 2013-03-20 2015-04-29 钢铁研究总院 一种大膨胀量焊管及其制造方法
WO2014203472A1 (ja) * 2013-06-19 2014-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ向溶接鋼管用マルテンサイト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法
CN105612267B (zh) * 2013-12-20 2018-10-19 新日铁住金株式会社 电阻焊钢管
JP5765509B1 (ja) * 2013-12-25 2015-08-19 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管
KR101665819B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-13 주식회사 포스코 열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법
KR20190026856A (ko) * 2016-10-03 2019-03-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 토션 빔용 전봉 강관
JP2018145490A (ja) * 2017-03-07 2018-09-20 新日鐵住金株式会社 拡管特性に優れた油井管およびその製造方法
JP6288390B1 (ja) 2017-03-29 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101171351A (zh) * 2005-04-28 2008-04-30 杰富意钢铁株式会社 扩管性优良的油井管用不锈钢管
CN104968821A (zh) * 2013-01-31 2015-10-07 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管
CN107109568A (zh) * 2014-12-25 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法和深井用高强度厚壁导体套管
CN108495945A (zh) * 2016-01-27 2018-09-04 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法

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