JP5283937B2 - 低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管とその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は超高強度電縫鋼管の技術分野に属し、特に、自動車ドアのインパクトビームやバンパーの補強部材等、軽量でかつ高強度、耐衝撃吸収特性、耐衝撃特性の要求される自動車用の高強度電縫鋼管とその製造方法に関するものである。
近年、省エネルギーの観点からの自動車の燃費改善要求が強くなってきている。そこで、車体の軽量化を図るべくドアのインパクトビーム等自動車の補強部品用途には、引張強度の高い高強度材の要求が強まっている。さらに、衝突時の乗員の安全確保を背景として、車室内へのドアの侵入量の小さい耐衝撃吸収特性に優れた材料の要求が高まっている。さらに自動車の使用環境から、寒冷地での衝突事故を想定すると低温下での衝撃吸収エネルギーの高い特性が併せて要求される。
かかる高強度電縫鋼管として、マルテンサイト組織鋼を有する鋼管が広く利用されている。特開２００３−１２９１７０号公報には、高強度鋼で降伏比を低下させた鋼管とその製造方法が開示されている（特許文献１）。当該技術では、降伏強度としてＪＩＳに規定されている０．２％永久歪を生じる応力で評価すると、衝突時の吸収エネルギーは過小評価されることになる。このことから、０．１％の永久歪を生じる応力で降伏強度を求める方法を材料の特性を正確に評価できる技術として、開示されている。この鋼管では、降伏強度が低いため鋼管が曲げ変形を受けた際に、低荷重領域で局部座屈が起こり、高い座屈荷重（圧壊荷重）が得られず、曲げ吸収エネルギーが低下する。その結果、高い衝撃吸収エネルギーが得られない。
特開２００１−１６４３３８号公報には、成分調整した鋼管を高周波焼入れし、高強度鋼管を得る技術が開示されている（特許文献２）。この技術は、焼入れままで製造される鋼管であり、０．２％耐力で求めた降伏比は７５％程度と低く、高い座屈荷重（圧壊強度）が得られない。
特開平４−１８０５３７号公報には、オーステナイトから急冷し、マルテンサイト組織を得た後、２００℃〜４５０℃の高温で焼戻し処理を行うことで、引張強度ＴＳ≧１００ｋｇｆ／ｍｍ２、降伏比≧８０％の鋼管を得る方法が開示されている（特許文献３）。この技術では、高い降伏強度が得られるものの、鋼管の強度は１２０ｋｇｆ／ｍｍ２程度と低い値である。
特開平４−２７６０１８号公報には、成分調整した鋼管を急冷し、１５０℃〜４５０℃の温度で過時効処理を行い、フェライトとマルテンサイト組織を得て、その後１％〜３０％の加工を加えた後、焼付硬化処理する方法が開示されている（特許文献４）。この技術では、マルテンサイト体積率は７０％程度であり、引張強度も１７０ｋｇｆ／ｍｍ２と低い強度に留まっている。
特開２００３−１２９１７０号公報
特開２００１−１６４３３８号公報
特開平４−１８０５３７号公報
特開平４−２７６０１８号公報
しかしながら、上記従来の鋼管は、引張強度、衝撃吸収能、低温衝撃特性の三者がバランスよく満足されているとはいえない。本発明は、引張強度１７５０Ｎ／ｍｍ２級の超高強度鋼管であって、衝撃吸収性能に優れることはもちろんのこと、低温での衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するため、本発明者らが鋭意研究した結果、引張強度、衝撃吸収能、および低温での衝撃特性の三者をバランス良く満足させ、自動車ドアのインパクトビーム等の補強部材としての用途に適した超高強度焼入れ、焼戻し鋼管を見出した。すなわち、鋼管としての引張強度、衝撃吸収能、および低温靭性つまり試験温度が低温のときの衝撃吸収エネルギーを確保できる特性を兼備し、しかも高周波焼入れに対応した焼入れ性を考慮して鋼中の成分組成を限定した。
上記目的を達成し得た本発明の自動車用高強度電縫鋼管は、
Ｃ：０．２〜０．４％（化学成分の場合、質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上、試験温度がマイナス４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上である鋼板により構成されることを特徴とする低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管である。
Ｃ：０．２〜０．４％（化学成分の場合、質量％の意味、以下同じ）、
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Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上、試験温度がマイナス４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上である鋼板により構成されることを特徴とする低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管である。
上記自動車用高強度電縫鋼管は、
さらに、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
よりなる群から選択される１種以上の元素を含むことが推奨される。
さらに、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
よりなる群から選択される１種以上の元素を含むことが推奨される。
更に、本発明者らは、引張強度および耐衝撃吸収能が高く、更に、低温衝撃特性の高い自動車用高強度電縫鋼管を得るとして次の知見を得た。すなわち、鋼の化学成分を適切に調整した上で、製造条件を規定することにより、鋼のミクロ組織をマルテンサイト単相組織とし、更に、低温で焼戻し処理を行うことで、焼戻しマルテンサイト組織とし、鋼中に微細な鉄炭化物が分散析出した結果、鋼の降伏強度および降伏比を向上することができた。
その結果、高荷重域まで局部座屈が起らず、曲げ吸収エネルギーが増大すること、さらに上記低温での焼戻し条件を適切に調整することによって、焼入れ時の残留応力や、格子歪を開放することで、低温での衝撃特性と耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
要求される材料の引張強度の上昇は、材料の破断が高い応力で起こるのみでなく、変形を開始する応力、つまり降伏強度の上昇も図るものである。この降伏応力は、同一の引張強度を有する材料であっても、組織によって変化するものである。自動車の補強部材は多くの場合、高周波焼入れ等の熱処理により、マルテンサイト組織を得ている。
しかし、この状態の組織は、焼入れ時の急冷による残留応力や格子ひずみの高い状態の組織であり、荷重を受けた際に変形を起こし易くなる可動転位の多い組織と考えられる。したがって、焼入れ組織であるマルテンサイト組織では、引張強度は高いものの、変形を開始する降伏強度は低く、得られる材料の降伏強度と引張強度の比で表される降伏比は低い値となる。
また、この状態の組織では、材料内部の残留応力の高い、格子ひずみの高い状態の材料となるため、低温で衝撃試験を行った際に得られる衝撃吸収エネルギーが低い特性となる。つまり、低温靭性の低い特性となり、寒冷地等で衝撃荷重を受けた部品の破損の危険性が増すことになる。
この不足する特性の改善を図るには、低温で焼戻し処理することが極めて有用であることが判明した。すなわち、低温での焼戻し処理により、マルテンサイト中の過剰な固溶Ｃが、鉄炭化物として微細に分散析出する。この微細な析出物が、荷重を受けた際に起こる転位の移動を阻害することになるので、降伏強度が上昇し、降伏比が上昇することになる。その結果、曲げ荷重が作用した際の局部座屈が起こる最大荷重、つまり圧壊荷重が大きくなり、同時に部材が担うことのできる衝撃吸収エネルギーが大きくなる。また、同時に焼入れ時の残留応力や格子ひずみが解放されるので、靭性値が改善され、低温で試験したときの衝撃吸収エネルギーが大きくなる。
焼戻し処理時に起こる炭化物析出は、処理される温度、時間に影響されるので、適正な範囲が存在する。焼戻し温度が低すぎる場合には、析出量が不足し、強度変化が小さくなる。その結果、引張強度は焼入れ材と差のない高い値となるが、焼入れ時の影響が大きい靭性は低い値となり、衝撃特性が得られない。一方、焼戻し温度が高温になりすぎると、析出物の成長が起こり、転位の移動を阻害する能力が小さくなり、降伏強度が低下する。この状態では、強度が低いので衝撃吸収特性は低くなるが、靭性値は大きく回復することになるので、衝撃特性は優れることになる。
以上の知見から得られた本発明の自動車用高強度電縫鋼管の製造方法は、
引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上、試験温度がマイナス４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上である鋼板により構成される電縫鋼管を製造する方法であって、上記の化学成分を有する鋼板から鋼管を形成する工程と、前記鋼管をＡｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、１００℃／秒以上で冷却する高周波焼入れ工程と、前記鋼管を１００℃〜２５０℃の温度に加熱した状態で１分〜６０分間保持した後、冷却を行う焼戻し工程とを有するものである。
引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上、試験温度がマイナス４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上である鋼板により構成される電縫鋼管を製造する方法であって、上記の化学成分を有する鋼板から鋼管を形成する工程と、前記鋼管をＡｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、１００℃／秒以上で冷却する高周波焼入れ工程と、前記鋼管を１００℃〜２５０℃の温度に加熱した状態で１分〜６０分間保持した後、冷却を行う焼戻し工程とを有するものである。
本発明によれば、高い引張強度と高い降伏強度（０．１％耐力）を確保できる化学成分を有する電縫鋼管を高周波焼入れ後、低温焼戻し処理を施しているため、引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上の高い特性となり、曲げ変形を受けた際に高荷重域まで局部座屈が起らず、衝撃吸収特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管を得ることができる。さらに、マイナス４０℃での衝撃試験時の吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）が５０Ｊ／ｃｍ２以上と高く、破面には脆性破面の混入のない靭性にも優れた自動車用高強度電縫鋼管を得ることができる。
以下、本発明の実施の形態にかかる自動車用高強度電縫鋼管とその製造方法について詳しく説明する。
＜＜自動車用高強度電縫鋼管＞＞
＜化学成分＞
上述の通り、本発明の自動車用高強度電縫鋼管は、高い引張強度、高い衝撃吸収特性、更に高い低温衝撃特性を実現させるため、鋼中の化学成分を規定したことに一つの特徴を有する。よって、まず、鋼の化学成分を上記の範囲に限定した理由について説明する。
＜化学成分＞
上述の通り、本発明の自動車用高強度電縫鋼管は、高い引張強度、高い衝撃吸収特性、更に高い低温衝撃特性を実現させるため、鋼中の化学成分を規定したことに一つの特徴を有する。よって、まず、鋼の化学成分を上記の範囲に限定した理由について説明する。
（Ｃ：０．２〜０．４％）
本発明は、焼戻しマルテンサイト組織による強化を目指すものであり、焼戻しマルテンサイトの強度は、添加元素の影響を受けるが、鋼中Ｃの含有量でほとんど決定される。Ｃは、鋼管中にマルテンサイト等の低温変態組織を生成し、焼戻し処理時に微細な鉄炭化物を析出し、鋼管を高強度化するとともに、降伏強度の上昇を得るために必須の元素である。特に本発明のように１７５０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を得るためには、０．２％以上の含有量が必要である。より好ましくは０．２２％以上、さらに好ましくは０．２４％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると、強度は上昇するものの延性や靭性が低下する。したがって、Ｃ量は、０．４％以下とする。より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３２％以下である。
本発明は、焼戻しマルテンサイト組織による強化を目指すものであり、焼戻しマルテンサイトの強度は、添加元素の影響を受けるが、鋼中Ｃの含有量でほとんど決定される。Ｃは、鋼管中にマルテンサイト等の低温変態組織を生成し、焼戻し処理時に微細な鉄炭化物を析出し、鋼管を高強度化するとともに、降伏強度の上昇を得るために必須の元素である。特に本発明のように１７５０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を得るためには、０．２％以上の含有量が必要である。より好ましくは０．２２％以上、さらに好ましくは０．２４％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると、強度は上昇するものの延性や靭性が低下する。したがって、Ｃ量は、０．４％以下とする。より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３２％以下である。
（Ｓｉ：０．０５〜０．５％）
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として使用される元素であり、焼入れ性を高めるためにも有用であり、延性を劣化させることなく、鋼を固溶強化し強度確保に有用な元素である。また、電縫溶接で鋼管を製造する場合、溶接部の酸化物を排出し、健全性を維持する上で非常に有効な元素でもある。このような効果を得るためには、０．０５％以上添加することが必要である。より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。しかし、過剰に添加すると表面性状が劣化するとともに、靭性を劣化させ好ましくない。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下とする。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として使用される元素であり、焼入れ性を高めるためにも有用であり、延性を劣化させることなく、鋼を固溶強化し強度確保に有用な元素である。また、電縫溶接で鋼管を製造する場合、溶接部の酸化物を排出し、健全性を維持する上で非常に有効な元素でもある。このような効果を得るためには、０．０５％以上添加することが必要である。より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。しかし、過剰に添加すると表面性状が劣化するとともに、靭性を劣化させ好ましくない。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下とする。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。
（Ｍｎ：０．５〜２．５％）
Ｍｎは、鋼のマルテンサイト変態温度を低下させるとともに、焼入れ性を向上させ、高強度を安定して得る非常に有効な元素である。このような効果を安定して発現させるためには、０．５％以上の添加が必要である。より好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｍｎを過多に添加してもその効果が飽和するのみならず、偏析が大きくなり組織が不均一となる。したがって、Ｍｎ量の上限は、２．５％とする。より好ましくは２％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。
Ｍｎは、鋼のマルテンサイト変態温度を低下させるとともに、焼入れ性を向上させ、高強度を安定して得る非常に有効な元素である。このような効果を安定して発現させるためには、０．５％以上の添加が必要である。より好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｍｎを過多に添加してもその効果が飽和するのみならず、偏析が大きくなり組織が不均一となる。したがって、Ｍｎ量の上限は、２．５％とする。より好ましくは２％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。
（Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない））
Ｐは、鋼の延性を劣化させずに固溶強化する有用な元素であるが、反面、粒界に偏析し易く、粒界強度を低下させ、靭性を低下させ、破面遷移温度を上昇させる。したがって、Ｐ量は、０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。しかし、Ｐ量を０％にすることは、工業的には困難である。
Ｐは、鋼の延性を劣化させずに固溶強化する有用な元素であるが、反面、粒界に偏析し易く、粒界強度を低下させ、靭性を低下させ、破面遷移温度を上昇させる。したがって、Ｐ量は、０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。しかし、Ｐ量を０％にすることは、工業的には困難である。
（Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない））
Ｓを多量に含有させると、硫化物系の介在物が増加し、靭性の劣化や溶接部の健全性低下等の問題を引き起こすので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。しかし、Ｓ量を０％にすることは、工業的には困難である。
Ｓを多量に含有させると、硫化物系の介在物が増加し、靭性の劣化や溶接部の健全性低下等の問題を引き起こすので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。しかし、Ｓ量を０％にすることは、工業的には困難である。
（Ａｌ：０．１５％以下（０％を含まない））
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素である。その効果を得るには、例えば、０．０１％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると鋼中に介在物が多量に生成し、鋼の清浄度が損なわれるとともに表面疵の原因となるので、０．１５％を上限とする。好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０８％以下とする。
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素である。その効果を得るには、例えば、０．０１％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると鋼中に介在物が多量に生成し、鋼の清浄度が損なわれるとともに表面疵の原因となるので、０．１５％を上限とする。好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０８％以下とする。
（Ｃｕ：２％以下（０％を含まない））
Ｃｕは、生成錆を緻密化して大気環境下における鋼の腐食速度を低減でき、耐遅れ破壊特性の向上を図るうえで有用な元素である。また、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を安定して得るためにも有用な元素である。その効果を得るには、例えば、０．０１％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかし、他方において、Ｃｕは熱間圧延時に脆化を引き起こす恐れがあるので、添加量の上限を２％とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下とする。また、熱間圧延時の脆化を抑制するには、Ｃｕ量の５０％〜１００％程度のＮｉと併せて添加することが好ましい。
Ｃｕは、生成錆を緻密化して大気環境下における鋼の腐食速度を低減でき、耐遅れ破壊特性の向上を図るうえで有用な元素である。また、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を安定して得るためにも有用な元素である。その効果を得るには、例えば、０．０１％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかし、他方において、Ｃｕは熱間圧延時に脆化を引き起こす恐れがあるので、添加量の上限を２％とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下とする。また、熱間圧延時の脆化を抑制するには、Ｃｕ量の５０％〜１００％程度のＮｉと併せて添加することが好ましい。
（Ｃｒ：２％以下（０％を含まない））
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるために有用な元素である。その効果を得るには、例えば、０．０５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると電縫鋼管の溶接時にペネトレータが発生し易くなり、高強度鋼管としての靭性低下の原因となるので、２％を含有量の上限とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下とする。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるために有用な元素である。その効果を得るには、例えば、０．０５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると電縫鋼管の溶接時にペネトレータが発生し易くなり、高強度鋼管としての靭性低下の原因となるので、２％を含有量の上限とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下とする。
（Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない））
Ｔｉは、微細な炭化物を形成することによって、結晶粒の微細化と粒成長抑制効果を有する。さらに、拡散性水素のトラップサイトとして作用し、鋼素材の水素脆化感受性を低下させる。また、生成錆の緻密化効果を発揮して、耐食性を向上させる。さらに、後述するＢを添加した鋼では、Ｔｉの脱窒効果によって、Ｂが有効に作用し所定の焼入れ性が確保される。これらの効果を得るためには、Ｔｉを例えば０．００５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｔｉを過度に添加すると炭化物が粗大化して靭性劣化を招くので、０．２％を含有量の上限とする。好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。
Ｔｉは、微細な炭化物を形成することによって、結晶粒の微細化と粒成長抑制効果を有する。さらに、拡散性水素のトラップサイトとして作用し、鋼素材の水素脆化感受性を低下させる。また、生成錆の緻密化効果を発揮して、耐食性を向上させる。さらに、後述するＢを添加した鋼では、Ｔｉの脱窒効果によって、Ｂが有効に作用し所定の焼入れ性が確保される。これらの効果を得るためには、Ｔｉを例えば０．００５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｔｉを過度に添加すると炭化物が粗大化して靭性劣化を招くので、０．２％を含有量の上限とする。好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。
（Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない））
Ｂは、鋼の焼入れ性を大きく向上させる元素である。また、焼入れ組織の靭性向上にも効果のある有用な元素である。この効果を得るには、例えば、０．０００２％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１％以上である。しかし、Ｂを過度に含有させると鋼中にＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６で表される複合炭硼化物が生成し、逆に、焼入れ性の低下を招き、所定の強度が得られなくなるので、含有量の上限を０．００５％とする。より好ましくは０．００４５％以下、さらに好ましくは０．００４％以下とする。
Ｂは、鋼の焼入れ性を大きく向上させる元素である。また、焼入れ組織の靭性向上にも効果のある有用な元素である。この効果を得るには、例えば、０．０００２％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１％以上である。しかし、Ｂを過度に含有させると鋼中にＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６で表される複合炭硼化物が生成し、逆に、焼入れ性の低下を招き、所定の強度が得られなくなるので、含有量の上限を０．００５％とする。より好ましくは０．００４５％以下、さらに好ましくは０．００４％以下とする。
本発明の鋼の基本成分組成は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原料、資材、製造設備などの状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。
本発明の超高強度電縫鋼管には、鋼の特性を更に向上させるため、必要に応じて、上記した元素以外に、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃａよりなる群から選ばれる１種以上を含有させることができる。
（Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない））
Ｎｂは、Ｔｉと同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靭性劣化を防止する等の有用な効果を有する。このような効果を得るには、例えば、０．００２％以上含有させるとよい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｂを過剰に含有すると、短時間で鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足に起因して、マトリックスのＣ濃度が低下する。その結果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、Ｎｂの含有量の上限は、０．２％とする。好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靭性劣化を防止する等の有用な効果を有する。このような効果を得るには、例えば、０．００２％以上含有させるとよい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｂを過剰に含有すると、短時間で鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足に起因して、マトリックスのＣ濃度が低下する。その結果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、Ｎｂの含有量の上限は、０．２％とする。好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。
（Ｖ：０．５％以下（０％を含まない））
Ｖは、Ｔｉと同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靭性劣化を防止する等の有用な効果を有する。このような効果を得るには、例えば、０．００５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｖを過剰に含有すると、短時間で鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足に起因して、マトリックスのＣ濃度が低下する。その結果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、Ｖの含有量の上限は、０．５％とする。好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２％以下とする。
Ｖは、Ｔｉと同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靭性劣化を防止する等の有用な効果を有する。このような効果を得るには、例えば、０．００５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｖを過剰に含有すると、短時間で鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足に起因して、マトリックスのＣ濃度が低下する。その結果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、Ｖの含有量の上限は、０．５％とする。好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２％以下とする。
（Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない））
Ｚｒは、Ｔｉと同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靭性劣化を防止する等の有用な効果を有する。このような効果を得るには、例えば、０．００５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｚｒを過剰に含有すると、短時間で鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足に起因して、マトリックスのＣ濃度が低下する。その結果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、Ｚｒの含有量の上限は、０．５％とする。好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
Ｚｒは、Ｔｉと同様に安定な炭窒化物を形成し、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靭性劣化を防止する等の有用な効果を有する。このような効果を得るには、例えば、０．００５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｚｒを過剰に含有すると、短時間で鋼材が加熱される高周波焼入れでは、炭化物の固溶不足に起因して、マトリックスのＣ濃度が低下する。その結果、必要とする強度が得られなくなる。したがって、Ｚｒの含有量の上限は、０．５％とする。好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
（Ｍｏ：１％以下（０％を含まない））
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有用な元素であり、Ｍｏを添加することによって耐遅れ破壊特性を劣化させるＣ量を増加させることなく、より高強度の鋼を得ることができる。このような効果を得るためには、例えば、０．０２％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。しかし、過度に添加すると延性の低下をもたらすとともに、高価な元素であるので製造コストも高める。したがって、Ｍｏの含有量の上限を１％とする。好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下とする。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有用な元素であり、Ｍｏを添加することによって耐遅れ破壊特性を劣化させるＣ量を増加させることなく、より高強度の鋼を得ることができる。このような効果を得るためには、例えば、０．０２％以上含有させるとよい。より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。しかし、過度に添加すると延性の低下をもたらすとともに、高価な元素であるので製造コストも高める。したがって、Ｍｏの含有量の上限を１％とする。好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下とする。
（Ｎｉ：３％以下（０％を含まない））
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させ、同時に鉄原子間の結合エネルギーを高めることで、靭性の劣化抑えながら、高強度化を図るうえで非常に有用な元素である。また、生成錆の緻密化によって、鋼の耐食性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、例えば、０．０５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上である。しかし、過度に添加すると鋼材のコスト上昇を招くことになる。したがって、Ｎｉ量は３％を上限とする。好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２％以下とする。
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させ、同時に鉄原子間の結合エネルギーを高めることで、靭性の劣化抑えながら、高強度化を図るうえで非常に有用な元素である。また、生成錆の緻密化によって、鋼の耐食性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、例えば、０．０５％以上含有させるとよい。より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上である。しかし、過度に添加すると鋼材のコスト上昇を招くことになる。したがって、Ｎｉ量は３％を上限とする。好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２％以下とする。
（Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない））
Ｃａは硫化物を球状化し、素材の加工性を向上させるが、過剰に添加しても、その効果が飽和し、コストアップとなるので、０．００５％を上限とする。好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｃａは硫化物を球状化し、素材の加工性を向上させるが、過剰に添加しても、その効果が飽和し、コストアップとなるので、０．００５％を上限とする。好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
＜引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上＞
自動車のドアのインパクトビーム等、自動車の補強部品として、引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上であることが必要である。好ましくは、１７６５Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは、１８００Ｎ／ｍｍ２以上である。
自動車のドアのインパクトビーム等、自動車の補強部品として、引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上であることが必要である。好ましくは、１７６５Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは、１８００Ｎ／ｍｍ２以上である。
＜０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上＞
ＪＩＳで規定されている降伏強度は、０．２％の永久ひずみを生じる時の応力、０．２％耐力が用いられるのが一般的であったが、鋼管は０．２％の永久歪みを生ずるまでにかなりの衝撃エネルギーを吸収するため、このＪＩＳに規定される０．２％耐力を用いた降伏比は、自動車の衝撃吸収部材としては、衝撃吸収特性を過小評価している可能性がある。したがって、自動車ドアのインパクトビーム等の用途では、０．１％耐力を用いる方が吸収エネルギーを適切に評価できると考えられ、この値で本発明を規定することとした。
ＪＩＳで規定されている降伏強度は、０．２％の永久ひずみを生じる時の応力、０．２％耐力が用いられるのが一般的であったが、鋼管は０．２％の永久歪みを生ずるまでにかなりの衝撃エネルギーを吸収するため、このＪＩＳに規定される０．２％耐力を用いた降伏比は、自動車の衝撃吸収部材としては、衝撃吸収特性を過小評価している可能性がある。したがって、自動車ドアのインパクトビーム等の用途では、０．１％耐力を用いる方が吸収エネルギーを適切に評価できると考えられ、この値で本発明を規定することとした。
０．１％耐力の値は、焼入れマルテンサイト組織では、比較的低くなるが、後述するように例えば低温焼戻し処理をすると、微細析出物の効果で降伏強度が上昇し、圧壊荷重が上昇する。圧壊荷重の上昇を得るために必要な特性として、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上と定めた。好ましくは、１３６０Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは、１４００Ｎ／ｍｍ２以上である。
＜マイナス４０℃でのシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上＞
シャルピー衝撃試験で求められる吸収エネルギーは、試験片の板厚に依存する。ＪＩＳで規定されている衝撃試験片の形状：ＪＩＳ４号試験片は、２ｍｍ−Ｖノッチを付与した試験片であり、板厚：１０ｍｍ、７．５ｍｍ、５ｍｍ、２．５ｍｍが標準試験片となる。実際に衝撃試験では、対象製品の板厚が変化すると試験片板厚も変化することになるので、板厚の影響を加味し、単位面積当たりの吸収エネルギー値（シャルピー衝撃値）としている。
シャルピー衝撃試験で求められる吸収エネルギーは、試験片の板厚に依存する。ＪＩＳで規定されている衝撃試験片の形状：ＪＩＳ４号試験片は、２ｍｍ−Ｖノッチを付与した試験片であり、板厚：１０ｍｍ、７．５ｍｍ、５ｍｍ、２．５ｍｍが標準試験片となる。実際に衝撃試験では、対象製品の板厚が変化すると試験片板厚も変化することになるので、板厚の影響を加味し、単位面積当たりの吸収エネルギー値（シャルピー衝撃値）としている。
本発明で規定したマイナス４０℃でのシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上という値は、試験片の温度がマイナス４０℃でシャルピー衝撃試験をした際、試験片の破面に脆性破面が混入しないシャルピー衝撃値であり、この値よりも低くなると脆性破面が混入することになる。この値よりも高くなると殆どが延性破面となる。
＜＜自動車用高強度電縫鋼管の製造方法＞＞
＜熱延鋼板の製造＞
まず、上記の化学成分を有する鋼を製鋼し、鋼片（スラブ）とし、これが熱間圧延に供されるが、スラブの加熱温度は、例えば１１００℃以上、巻取り温度６５０℃以下の条件にて、熱間圧延を行う。鋼片加熱温度においては、本発明に用いられる鋼管では、熱間圧延時の圧延荷重が高くなる傾向があるので、圧延温度が低くなり過ぎないようにすることが望ましく、そこで、鋼片の加熱温度を１１００℃以上とする。より好ましくは、１１５０℃以上、さらに好ましくは、１２００℃以上とする。
＜熱延鋼板の製造＞
まず、上記の化学成分を有する鋼を製鋼し、鋼片（スラブ）とし、これが熱間圧延に供されるが、スラブの加熱温度は、例えば１１００℃以上、巻取り温度６５０℃以下の条件にて、熱間圧延を行う。鋼片加熱温度においては、本発明に用いられる鋼管では、熱間圧延時の圧延荷重が高くなる傾向があるので、圧延温度が低くなり過ぎないようにすることが望ましく、そこで、鋼片の加熱温度を１１００℃以上とする。より好ましくは、１１５０℃以上、さらに好ましくは、１２００℃以上とする。
この場合、連続鋳造された鋼片をそのまま圧延する直接圧延や軽加熱や鋼片を一度冷却した後に再加熱を行う方法等、加熱方法は特に限定されるものではない。しかし、加熱温度が、１３００℃を超えることは、徒に熱エネルギーを浪費するのみであり、特に利点はない。
鋼片の熱間圧延に際しては、上述のように通常の熱間圧延を行えば良く、特別な条件規制はないが、熱延仕上げ温度については、オーステナイト単相域であるＡｒ３変態点以上の温度とすればよい。巻取りは、圧延鋼板表面のスケールの除去性を考慮し、６５０℃以下の温度で行うことが望ましい。より好ましくは、６２０℃以下、さらに好ましくは、６００℃以下とする。
しかし、巻取り温度が低過ぎると、ベイナイトやマルテンサイトの低温変態組織が混入し、強度が高くなり、造管し難くなるので、下限温度を４５０℃以上とする。より好ましくは４８０℃以上、さらに好ましくは５００℃以上とする。このような条件で製造した熱延鋼板は、通常の電縫鋼管の強度水準である。３９０Ｎ／ｍｍ２〜６９０Ｎ／ｍｍ２程度となり、通常の熱延鋼板と同等の条件で造管が可能となる。
＜電縫鋼管の形成＞
このようにして得られた熱延鋼板(鋼帯)を、酸洗、研削、ショットブラスト等の手段によって表面のスケールを除去した後、所定幅にスリット加工した鋼帯を電縫鋼管に成形する。造管時の溶接は、一般的な高周波誘導抵抗溶接機を用いる。
このようにして得られた熱延鋼板(鋼帯)を、酸洗、研削、ショットブラスト等の手段によって表面のスケールを除去した後、所定幅にスリット加工した鋼帯を電縫鋼管に成形する。造管時の溶接は、一般的な高周波誘導抵抗溶接機を用いる。
電縫鋼管の断面形状は、造管したままの状態の円形断面で使用するのがコスト的にも、熱処理作業の容易性の面でも有利であるが、用途によっては、矩形断面を持つ角型鋼管に加工して使用することもできる。
＜電縫鋼管の焼入れ＞
得られた電縫鋼管から、所望の特性を得るための熱処理には、順次短時間加熱された部分を噴射水冷却して焼入れを行う高周波焼入れを用いる。高周波焼入れは、熱処理時の形状変形が抑制され、形状特性に優れた電縫鋼管を得ることができるので、好適である。
得られた電縫鋼管から、所望の特性を得るための熱処理には、順次短時間加熱された部分を噴射水冷却して焼入れを行う高周波焼入れを用いる。高周波焼入れは、熱処理時の形状変形が抑制され、形状特性に優れた電縫鋼管を得ることができるので、好適である。
高周波焼入れは、Ａｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度範囲に加熱し、加熱後は１００℃／秒以上で常温まで冷却する。このように冷却速度を定めたのは、目的とするマルテンサイト組織を得るためである。冷却の方法として、例えば水冷がある。
加熱温度がＡｃ３変態点よりも低く、Ａｃ1〜Ａｃ３変態点間の二相温度域となった場合は、その加熱温度で存在するオーステナイトは、マルテンサイトに変態し硬化するが、残部のフェライトは硬化しないので、焼入れ組織は、硬いマルテンサイトと軟らかいフェライトとの混合組織となり、焼入れ本来の目的に沿わないばかりか、所望の強度が得られない。従って、加熱温度は好ましくは、Ａｃ３変態点以上であり、好ましくはＡｃ３変態点＋３０℃以上である。
一方、加熱温度が９５０℃を超えると、加熱時のオーステナイトが粗大化し、焼入れ材の靭性が低下する。その結果、所定の試験温度で所望の吸収エネルギー得られないことになる。したがって、焼入れ時の加熱温度は、９５０℃以下とし、より好ましくは９２０℃以下である。
＜電縫鋼管の焼戻し＞
得られた焼入れ鋼管に焼戻し処理を行い、所望の特性を得る。焼入れ処理で得たマルテンサイト組織では、同一引張強度でも降伏強度が低く、局部座屈が早期に低い荷重で起こるので、衝撃吸収能が低い。この焼入れ鋼管に低温で焼戻し処理を行うことで、鉄炭化物が微細、かつ均一に分散析出し、高い降伏強度が得られ、降伏強度の高い鋼管が得られる。同時に、焼入れ急冷処理に伴い内在する残留応力の緩和や、格子ひずみの解放が起こり、低温靭性も回復することになる。
得られた焼入れ鋼管に焼戻し処理を行い、所望の特性を得る。焼入れ処理で得たマルテンサイト組織では、同一引張強度でも降伏強度が低く、局部座屈が早期に低い荷重で起こるので、衝撃吸収能が低い。この焼入れ鋼管に低温で焼戻し処理を行うことで、鉄炭化物が微細、かつ均一に分散析出し、高い降伏強度が得られ、降伏強度の高い鋼管が得られる。同時に、焼入れ急冷処理に伴い内在する残留応力の緩和や、格子ひずみの解放が起こり、低温靭性も回復することになる。
この時の焼戻し処理温度は、１００℃以上、２５０℃以下の温度範囲とする。焼戻し温度が、１００℃未満では、鉄炭化物の析出が不足するため、所望の降伏強度が得られない。従って、焼戻し処理温度は、１００℃以上、より好ましくは１２０℃以上、さらに好ましくは１４０℃以上とする。一方、焼戻し温度が２５０℃を超えると、析出炭化物の成長が起こり、降伏強度が大きく低下するため、所望の降伏強度が得られない。したがって、焼戻し温度は、２５０℃以下、より好ましくは２３０℃以下、さらに好ましくは２１０℃以下とする。
電縫鋼管を上記の焼戻し温度で保持する時間は、１分以上、６０分以下とする。保持時間が１分未満と短時間の場合では、マルテンサイト中のＣの拡散時間が不足し、析出物が少なくなるため、所望の降伏強度が得られない。従って、１分以上、好ましくは３分以上、より好ましくは５分以上とする。また、均熱時間が６０分超では、析出物が過多になり、引張強度の低下が大きくなる。また、熱処理時間を長くすると生産性も低下する。したがって、焼戻し処理の保持時間は、６０分以下であり、好ましくは３０分以下、より好ましくは２０分以下とする。
焼戻し処理を行う方法は、特に限定されるものではなく、温度管理が容易な電気炉や雰囲気炉が適用できる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、発明内容に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１に示す化学組成を有する鋼片を１２５０℃に加熱後、表２〜表４に示す熱延条件で板厚２．０ｍｍの熱延鋼板に圧延した。これらの熱延鋼板を酸洗し、表面スケールを除去した後、外径３１．８ｍｍ、肉厚２．０ｍｍの電縫鋼管を製造した。この鋼管を全数とも、高周波焼入れ装置により９００±２０℃に加熱し、この温度から噴射水冷する高周波焼入れを行った。
この焼入れに引き続き、表２〜表４に示す条件で低温焼戻し処理を行った。低温焼戻し処理後の鋼管から試験片を採取し、後述するように降伏強度（０．１％耐力）、引張強度、衝撃特性を測定した。降伏比は、降伏強度／引張強度により計算される。また、表２〜表４に、シャルピー衝撃試験によるシャルピー衝撃値、図１に示す三点曲げ試験による衝撃吸収特性、及び、遅れ破壊試験の結果も併せて示す。
引張試験には、ＪＩＳ１２Ａ号試験片を用いた。衝撃試験は、ＪＩＳ４号試験片に準拠し、鋼管軸方向から切り出した厚さ２ｍｍのＶノッチ試験片を用い、試験温度マイナス４０℃で繰り返し３回の試験を行い、シャルピー衝撃値の平均値を求めた。なお、このＶノッチは、鋼管軸方向に対して直角である。
三点曲げ試験では、図１（ａ）に示すように、支点間距離７５０ｍｍとして、曲率１５０Ｒの圧子を１５０ｍｍまで押し込んだ。このとき、最大圧壊荷重および圧子の押し込み量（０〜１５０ｍｍ）までに圧子にかかる荷重を示す曲線、すなわち荷重−変位曲線（図１（ｂ））の面積で算出される吸収エネルギ（ｋＪ）を測定した。なお、「最大圧壊荷重」は、鋼管が変形し（局部座屈を起こし）、荷重が低下するときの最大荷重の意味である。
耐遅れ破壊特性は、高周波焼入れ、低温焼戻し後の電縫鋼管から、長さ３００ｍｍの鋼管状の試験片を切り出し、これを１００ｍｏｌ／ｍ３の塩酸水溶液中に３００時間浸清し、目視検査で浸清後の水素脆化割れを観察した。評価は、割れの有無で行い、表２〜表４には、割れなし材を○、割れ発生材を×で示した。
表２〜表４から、本発明に規定する化学成分、低温焼戻しの条件を満たしたものは、引張強度：１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力：１３２０Ｎ／ｍｍ２以上を満たした上で、マイナス４０℃でのシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上であり、低温衝撃特性に優れていることが分かる。
試験番号１〜５３および６０〜７２は、化学成分量が本発明の規定を満たす鋼番号１〜２０および２７〜３３の鋼材を用いたものであるが、試験番号１、６、１９、２１、２３、２８、３３、３８、４０、４６は、本発明に規定する低温焼戻しを行っておらず、本発明に規定するシャルピー衝撃値を達成していない。試験番号４５、５１は、焼戻しは行っているが、焼戻し温度が本発明で規定する範囲よりも高いため、試験番号４５では本発明で規定する引張強度を達成しておらず、試験番号５１では本発明で規定する引張強度、０．１％耐力共に達成していない。
鋼番号２１の鋼材を用いて行った試験番号５４では、鋼材のＣ量が本発明の規定を下回るものであり、本発明で規定する低温焼戻しを行ったものの、本発明で規定する引張強度を達成していない。
鋼番号２２の鋼材を用いて行った試験番号５５では、鋼材のＣ量が本発明の規定を上回るものであり、本発明で規定する低温焼戻しを行ったものの、本発明で規定する０．１％耐力を達成していない。
鋼番号２３の鋼材を用いて行った試験番号５６では、鋼材のＳｉ量が本発明の規定を上回るものであり、本発明で規定する低温焼戻しを行ったものの、本発明で規定するシャルピー衝撃値を達成していない。
鋼番号２４の鋼材を用いて行った試験番号５７では、鋼材のＭｎ量が本発明の規定を上回るものであり、本発明で規定する低温焼戻しを行ったものの、本発明で規定するシャルピー衝撃値を達成していない。
鋼番号２５の鋼材を用いて行った試験番号５８では、鋼材のＳｉ量が本発明の規定を上回るとともにＭｎ量が本発明の規定を下回るものであり、本発明で規定する低温焼戻しを行ったものの、本発明で規定する引張強度、０．１％耐力共に達成していない。
鋼番号２６の鋼材を用いて行った試験番号５９では、鋼材のＣｒ量、Ｔｉ量、Ｂ量が本発明の規定を下回るものであり、本発明で規定する低温焼戻しを行ったものの、本発明で規定する引張強度を達成していない。
なお、図２および図３は、本発明で規定する化学成分を有する鋼の代表として、鋼番号２、鋼番号１３について、焼戻し温度を変化させて得られた諸特性を示すものである。図２は、焼戻し温度に対する降伏強度（０．１％耐力）、引張強度の変化を示す図であり、図３は、焼戻し温度に対する降伏比の変化を示す図である。
図２から、焼戻し温度が１００℃以上、２５０℃以下のときに、比較的高い降伏強度（０．１％耐力）が得られていること、及び、焼戻しにより引張強度は低下するが、それでも１７５０Ｎ／ｍｍ２以上を確保できていることが分かる。また、図３から、焼戻し温度が１００℃以上、２５０℃以下のときに、比較的高い降伏比が得られていることが分かる。
Claims (3)
- Ｃ：０．２〜０．４％（化学成分の場合、質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上、試験温度がマイナス４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管。 - さらに、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管。 - 引張強度が１７５０Ｎ／ｍｍ２以上、０．１％耐力が１３２０Ｎ／ｍｍ２以上、試験温度がマイナス４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上である電縫鋼管を製造する方法であって、請求項１または請求項２に記載の化学成分を有する鋼板から鋼管を形成する工程と、前記鋼管をＡｃ３変態点以上、９５０℃以下の温度に加熱した後、１００℃／秒以上で冷却する高周波焼入れ工程と、前記鋼管を１００℃〜２５０℃の温度に加熱した状態で１分〜６０分間保持した後、冷却を行う焼戻し工程とを有する低温衝撃特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管の製造方法。
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