JP7160235B1 - 熱間縮径電縫管 - Google Patents

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Abstract

この熱間縮径電縫管は、母材部と溶接部とを有し、前記母材部は、所定の化学組成を有し、Ｔｉ含有量をＮ含有量で除した値であるＴｉ／Ｎが３．０以上であり、溶接部のミクロ組織において、平均粒径が１０．０μｍ以下であり、フェライトの面積率が２０％以上であり、残部組織がパーライトおよびベイナイト・マルテンサイトの少なくとも１種以上を含み、前記溶接部の集合組織において、｛００１｝面の集積度が６．０以下であり、母材部の臨界冷却速度Ｖｃ９０は、５℃／ｓ～９０℃／ｓである。

Description

本発明は、熱間縮径電縫管に関する。本願は、２０２１年４月８日に、日本に出願された特願２０２１－０６５８３３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
例えば自動車足回り部品等のように繰り返し応力が付与される部材（疲労耐久部材）では、従来は棒鋼が使用されてきたが、軽量化のニーズにより中実からの中空化が進んできている。
このような部材には疲労特性を有することが要求される。しかしながら、中空化した場合、鋼管の肉厚ｔと外径Ｄの比（ｔ／Ｄ）が小さい場合には中実材と同等の疲労特性を得ることは困難であり、疲労特性を確保するためにはｔ／Ｄを大きくする必要がある。このような要求に対応するために、肉厚ｔと外径Ｄの比（ｔ／Ｄ）が高い鋼管が求められている。高ｔ／Ｄの鋼管としては、電縫管を熱間縮径して製造された熱間縮径電縫管が適している。
このような熱間縮径を行い製造される高ｔ／Ｄの熱間縮径電縫管には、
部品として使用時に、即ち部品に加工して熱処理した後に優れた疲労特性を有することが要求される。一方、疲労耐久部材に適用される電縫鋼管には、使用時に衝撃荷重が付加されることは少ないため、高い靭性は要求されなかった。
例えば、自動車用鋼管として、特許文献１に、鋼管長手方向から０°～±２５°において、ｒ値の平均が１．５以上、および／または、ｒ値の最低値が１．０以上であることを特徴とする成形性の優れた鋼管が開示されている。
しかしながら、近年、電縫鋼管の高強度化の要請が高まるにつれ、疲労耐久部材に適用される電縫鋼管おいても、優れた靭性を有することが求められている。電縫鋼管を用いて部品を製造する際、電縫鋼管に塑性変形を加える場合があるため、高強度化により電縫鋼管の靭性が劣化すると、塑性変形時に脆性破壊が発生する場合があるためである。
上記背景のもと、近年では、部品を製造する際の塑性変形時に脆性破壊を生じないように、扁平性能に優れる電縫鋼管が要求されている。電縫鋼管において、強度および扁平性能を共に向上させることができる有効な手段は結晶粒の微細化である。
日本国特開２００２－２０８４１号公報
しかしながら、本発明者らの検討の結果、上述の技術では、フェライトの平均粒径は４～５μｍ以下程度まで微細化することができるが、一方で集合組織が発達することにより、電縫溶接部（以下、溶接部と称す。）において割れが発生しやすくなり、電縫鋼管の扁平性能が劣化することが判明した。特に高ｔ／Ｄの熱間縮径電縫管は、扁平試験の時のひずみが大きくなるので、より集合組織の影響を受けやすいことが判明した。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、優れた扁平性能、並びに、熱処理後に優れた疲労特性および高強度（高硬度）を有する熱間縮径電縫管を提供することを目的とする。
本発明者らは、塑性変形時の熱間縮径電縫管の溶接部での割れを抑制する方法について検討した。その結果、本発明者らは、熱間縮径後のフェライトを微細化し、且つ集合組織の発達を抑制することで、溶接部での割れの発生を抑制でき、熱間縮径電縫管の扁平性能を向上することができることを知見した。
上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱間縮径電縫管は、母材部と溶接部とを有し、前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．２１０～０．４００％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．７０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、
Ｂ ：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｒ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｎｂ：０～０．０５０％、
Ｗ ：０～０．０５０％、
Ｖ ：０～０．５００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０～０．００５０％
を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、
Ｔｉ含有量をＮ含有量で除した値であるＴｉ／Ｎが３．０以上であり、
前記溶接部のミクロ組織において、
平均粒径が１０．０μｍ以下であり、
フェライトの面積率が２０％以上であり、残部組織がパーライトおよびベイナイト・マルテンサイトの少なくとも１種以上を含み、 前記溶接部の集合組織において、｛００１｝面の集積度が６．０以下であり、
前記母材部の臨界冷却速度Ｖｃ９０は、５℃／ｓ～９０℃/sであり、
前記臨界冷却速度Ｖｃ９０は、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］とし、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］とし、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］とし、Ｃｒ含有量（質量％）を［Ｃｒ］とし、Ｍｏ含有量（質量％）を［Ｍｏ］とし、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］としたとき、Ｂ含有量が０．０００４％超の場合は、下記（１）式で表され、Ｂ含有量が０．０００４％以下の場合は、下記（３）式で表される、ことを特徴とする熱間縮径電縫管。
ｌｏｇ１０Ｖｃ９０＝２．９４－０．７５×β・・・（１）
β＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋０．４５×［Ｎｉ］・・・（２）
ｌｏｇ１０Ｖｃ９０＝２．９４－０．７５（β’－１）・・・（３）
β’＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．８×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋０．４５×［Ｎｉ］・・・（４）
(２) 上記（１）に記載の熱間縮径電縫管は、前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、
Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、
Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
Ｗ ：０．０１０～０．０５０％、
Ｖ ：０．０１０～０．５００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含んでもよい。
本発明に係る上記一態様によれば、優れた扁平性能、並びに、熱処理後に優れた疲労特性および高硬度を有する熱間縮径電縫管を提供することができる。
上記一態様に係る熱間縮径電縫管は、自動車の足回り部品、例えばスタビライザー、ドライブシャフト、ラックバーなどに好適に適用することができる。
溶接部におけるミクロ組織の平均粒径と割れ発生率との関係を示す図である。 溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度と割れ発生率との関係を示す図である。 溶接部のミクロ組織の平均粒径と熱間縮径の圧延時間との関係を示す図である。 ８５０℃以下の温度域での累積縮径率と溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度との関係を示す図である。 溶接衝合面を説明するための図である。
以下、本実施形態に係る電縫鋼管（以下、熱間縮径電縫管と称する）について、詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
熱間縮径電縫管は、電縫鋼管を加熱し熱間縮径加工して製造する鋼管であって、熱間縮径加工後、冷間成形することなく、製品になるのに対し、冷間成形で得られる電縫鋼管(通常、この冷間加工ままの鋼管を電縫鋼管と呼んでいる)は冷間成形後に製品になる。そのため、長手方向の引張試験において、冷間成形で得られる電縫鋼管では冷間による歪により加工硬化し、降伏強度が高くなる。したがって、電縫鋼管の降伏比(降伏強度/引張強度)が熱間縮径電縫管に比べて高くなる。よって、本実施形態に係る熱間縮径電縫管と冷間成形で得られる電縫鋼管とは長手方向の引張試験の結果で区別できる。具体的には、鋼管長手方向の引張試験で、冷間成形管では９５％以上であり、熱間縮径電縫管では９５％未満である。
以下の「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての「％」は全て「質量％」のことを指す。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の母材部化学組成は、質量％で、Ｃ：０．２１０～０．４００％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．７０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下、各元素について説明する。
なお、本実施形態において溶接部(電縫溶接部と呼ぶこともある)とは、突き合わせ面とその周辺部を示し、母材部とは溶接部以外の領域を示す。
Ｃ：０．２１０～０．４００％
Ｃは、鋼の硬度向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．２１０％未満であると、熱処理後において所望の硬度を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．２１０％以上とする。好ましくは０．２３０％以上であり、より好ましくは０．２４０％以上である。Ｃ含有量はさらに好ましくは０．３００％超である。
一方、Ｃ含有量が０．４００％超であると、セメンタイトが多量に生成し、熱間縮径電縫管の扁平特性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．４００％以下とする。好ましくは０．３８０％以下であり、より好ましくは０．３６０％以下である。
Ｓｉ：０．０５～０．５０％
Ｓｉは、固溶強化により鋼を強化することで、鋼の疲労特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満であると、鋼の疲労特性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．２５％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、Ｍｎおよび／またはＳｉ系酸化物が電縫溶接部に生成することで、熱間縮径電縫管の扁平性能および疲労特性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．５０～１．７０％
Ｍｎは、固溶強化および焼入れ性向上のために重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であると、焼き入れ処理後に所望の硬度を得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．９０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が１．７０％超であるとＭｎＳ等の硫化物が生成し、疲労特性、特に、電縫溶接部の疲労特性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は１．７０％以下とする。好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは固溶強化作用を有する元素であるが、Ｐ含有量が０．１００％超となると、粒界脆化などを引き起こして熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｐ含有量は低い程好ましく、０％であることが好ましいが、Ｐ含有量を過剰に低減すると脱Ｐコストが著しく増加する。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、硫化物を形成することで熱間縮径電縫管の疲労特性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０１０％超であると熱間縮径電縫管の疲労特性、特に、電縫溶接部の疲労特性が顕著に劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｓ含有量は低い程好ましく、０％であることが好ましいが、Ｓ含有量を過剰に低減すると脱Ｓコストが著しく増加する。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、ＢＮを析出させることにより鋼の焼入れ性を低下させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％超であると、熱処理後において所望の硬度が得られず、また疲労特性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｎ含有量は低い程好ましく、０％であることが好ましいが、Ｎ含有量を過剰に低減すると脱Ｎコストが著しく増加する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
Ａｌ：０．０１０～０．１００％
Ａｌは、脱酸材として有効な元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌ酸化物が多量に生成し、熱間縮径電縫管の電縫溶接部の扁平性能が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０８０％以下である。
Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％
Ｔｉは結晶粒を微細化し、熱間縮径電縫管の扁平性能の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であると、熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．０６０％超であると、粗大なＴｉ炭窒化物が生成することにより、扁平性能が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０６０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４５％以下である。
更に、Ｔｉ添加には、ＴｉＮを形成して固溶Ｎを減少させて、ＢＮ析出により焼入れ性に寄与する固溶Ｂが減少することを防ぐ役割もある。この場合、Ｔｉ≧３．４Ｎとするのが良い。
Ｂ：０．０００５～０．００５０％
Ｂは、粒界に偏析して鋼の焼き入れ性に寄与する元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満であると、熱処理後において所望の硬度を得ることができず、疲労特性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．００５０％超であると、Ｂ２３（ＣＢ）６等のＢ含有析出物が析出することにより、焼入れ性が却って低下し、熱処理後において所望の硬度を得ることができず、疲労特性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の母材部の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、あるいは、本実施形態に係る熱間縮径電縫管の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物としては、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ａｓなどが挙げられる。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の母材部は、Ｆｅの一部に代えて、以下の任意元素を含んでもよい。任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。母材部の化学組成は、質量％で、Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｗ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０１０～０．５００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％からなる群から選択される１種または２種以上を含んでもよい。以下、各任意元素について説明する。
Ｃｒ：０～０．５００％
Ｃｒは、析出強化および焼入れ性向上によって鋼の硬度を向上させる元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量は０．０１０％以上とすることが望ましい。好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上である。含有しなくてもよいのでＣｒ含有量の下限は０％である。
一方、Ｃｒ含有量が０．５００％超であると、溶接部にＣｒ酸化物が生成し、熱間縮径電縫管の扁平性能および疲労特性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．２６０％以下であり、より好ましくは０．２４０％以下である。
Ｍｏ：０～０．５００％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成することで、熱処理後の硬度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。含有しなくてもよいのでＭｏ含有量の下限は０％である。
Ｍｏ含有量を０．５００％超としても上記効果は飽和するため、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。
Ｃｕ：０～１．０００％
Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上させて、熱処理後の硬度を向上させる元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。含有しなくてもよいのでＣｕ含有量の下限は０％である。
一方、Ｃｕ含有量が１．０００％超であると、Ｃｕ析出により鋼が脆化する。そのため、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とする。
Ｎｉ：０～１．０００％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、Ｃｕ脆性を抑制する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。含有しなくてもよいのでＮｉ含有量の下限は０％である。
一方、Ｎｉ含有量が１．０００％を超えると、熱間縮径電縫管の溶接性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とする。
Ｎｂ：０～０．０５０％
Ｎｂは結晶粒の微細化により、熱間縮径電縫管の靭性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。含有しなくてもよいのでＮｂ含有量の下限は０％である。
一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％超であると、粗大なＮｂ炭窒化物が形成することで熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｗ：０～０．０５０％
Ｗは、鋼中に炭化物を形成し、鋼の硬度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｗ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。含有しなくてもよいのでＷ含有量の下限は０％である。
一方、Ｗ含有量が０．０５０％を超えると、炭化物が多量に形成されることで、熱間縮径電縫管の扁平性能が低下する。そのため、Ｗ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｖ：０～０．５００％
Ｖは、析出強化元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。含有しなくてもよいのでＶ含有量の下限は０％である。
一方、Ｖ含有量が０．５００％超であると、粗大なＶ炭化物が形成されることで、熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａは、硫化物を生成することにより、伸長したＭｎＳの生成を抑制し、熱間縮径電縫管の扁平性能向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、更に、０．０００５％以上が望ましい。含有しなくてもよいのでＣａ含有量の下限は０％である。
一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、多量のＣａＯが生成し、熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。
ＲＥＭ：０～０．００５０％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物を生成することにより、伸長したＭｎＳの生成を抑制し、熱間縮径電縫管の扁平性能向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を確実に得る場合、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、更に、０．０００５％以上が望ましい。含有しなくてもよいのでＲＥＭ含有量の下限は０％である。
一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％超であると、ＲＥＭの酸化物の個数が増加し、熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とする。
本実施形態において、ＲＥＭはランタノイドの合計１５元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
Ｔｉ含有量をＮ含有量で除した値であるＴｉ／Ｎが３．０以上
Ｎ含有量が高すぎると、ＢＮが析出することによりＢによる焼入れ性向上効果を十分に得ることができない。その結果、熱処理後に所望の硬度を得ることができない。ＮをＴｉＮとして固定することでＢによる焼入れ性向上効果を得るために、Ｔｉ／Ｎは３．０以上とする。好ましくは３．４以上であり、より好ましくは５．０以上である。
上限は特に規定しないが、Ｔｉ／Ｎは３０．０以下としてもよい。
本実施形態の熱間縮径電縫管において、焼入れ性を確保することが重要である。焼入れ性の指標としては、例えば、鉄と鋼、７４（１９８８）Ｐ．１０７３により知られる、臨界冷却速度Ｖｃ９０（℃／ｓ）を用いる。臨界冷却速度Ｖｃ９０は、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］とし、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］とし、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］とし、Ｃｒ含有量（質量％）を［Ｃｒ］とし、Ｍｏ含有量（質量％）を［Ｍｏ］とし、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］としたとき、ボロン（Ｂ）含有量が０．０００４質量％超の場合は下記式（１）で表され、Ｂ含有量が０．０００４質量％以下の場合は、下記式（３）で表される。臨界冷却速度は、マルテンサイトの体積率が９０％以上になる冷却速度を意味している。よって、Ｖｃ９０が低いほど焼入れ性が高いことを示す。
ｌｏｇ１０Ｖｃ９０＝２．９４－０．７５×β・・・（１）
β＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋０．４５×［Ｎｉ］・・・（２）
ｌｏｇ１０Ｖｃ９０＝２．９４－０．７５（β’－１）・・・（３）
β’＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．８×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋０．４５×［Ｎｉ］・・・（４）
本実施形態の熱間縮径電縫管において、母材部の臨界冷却速度Ｖｃ９０は、９０℃／ｓ以下である。臨界冷却速度Ｖｃ９０は、７０℃／ｓ以下が好ましい。臨界冷却速度Ｖｃ９０が９０℃／ｓ以下であれば、優れた焼入れ性が得られる。臨界冷却速度Ｖｃ９０の下限は特に限定されない。臨界冷却速度Ｖｃ９０は、５℃／ｓ以上である。臨界冷却速度Ｖｃ９０は、１５℃／ｓ以上が好ましい。
なお、本実施形態に係る熱間縮径電縫管の電縫溶接部の化学組成は、脱炭によりＣ含有量がわずかに低下するが基本的には母材部の化学組成と同様である。上述した化学組成を満足することで、所定の熱処理後の硬度を確保するとともに疲労特性を得ることができる。
次に、本実施形態に係る熱間縮径電縫管の溶接部(電縫溶接部と呼ぶこともある)について詳細に説明する。本実施形態に係る熱間縮径電縫管の溶接部は、ミクロ組織の平均粒径が１０．０μｍ以下であり、フェライトの面積率が２０％以上であり、残部組織がパーライトおよびベイナイト・マルテンサイト（ベイナイトおよびマルテンサイト）の少なくとも１種以上を含み、且つ、溶接部の集合組織において、｛００１｝面の集積度が６．０以下である。
溶接部の平均粒径：１０．０μｍ以下
本発明者らは、熱間縮径電縫管の溶接部におけるミクロ組織の平均粒径を１０．０μｍ以下とすることが、溶接部での割れを抑制し、熱間縮径電縫管の扁平性能を向上するために有効な要件の一つであることを知見した。図１に、溶接部におけるミクロ組織の平均粒径と、割れ発生率との関係を示す。なお、図１に記載の例は、後述する実施例の鋼種Ａを用いて、製造条件を変更することでミクロ組織の平均粒径を変化させたものであり、割れの有無は後述する実施例と同様の方法により評価した。図１中の例において、溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度は４～５である。図１によれば、溶接部におけるミクロ組織の平均粒径を１０．０μｍ以下とすることで、割れ発生率を低減できることが分かる。
溶接部におけるミクロ組織の平均粒径は、８．０μｍ以下とすることが好ましく、７．０μｍ以下とすることがより好ましく、６．０μｍ以下とすることがより一層好ましい。
ミクロ組織の平均粒径は１．０μｍ以上、２．０μｍ以上、３．０μｍ以上としてもよい。熱間縮径電縫管の母材部におけるミクロ組織の平均粒径は、溶接部のミクロ組織の平均粒径と同程度となる。具体的には、母材部におけるミクロ組織の平均粒径は、溶接部の平均粒径を１００％としたとき、５０％～２００％の大きさとなる。
溶接部におけるミクロ組織の平均粒径は次の方法により測定する。観察面は、熱間縮径電縫管の溶接部の突き合わせ面（溶接衝合面）とする。管軸方向（長手方向）と垂直な面で、且つ突き合わせ面を示す溶接線が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の管軸方向と垂直な面を研磨してナイタール腐食を行い、溶接線を特定する。なお、溶接線は脱炭が生じた領域であり、白く変色しているため、容易に判断することができる。その溶接線を含む周方向に垂直な面が突き合わせ面(図５の斜線部分)であり、その面を観察できるように溶接線から周方向左右５０μｍ以内の観察面となるように、切断、切削で加工する。すなわち、電縫溶接部は、溶接衝合面を挟んで左右５０μｍの部分に相当する。
観察面を湿式研磨して鏡面に仕上げた後、電解研磨を行い、表面のひずみ層を除去する。サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いて、観察面の管厚１／２を中心とした５００μｍ×５００μｍの領域について、０．３μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。この際、ＥＢＳＤ装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
得られた結晶方位情報から、隣り合う測定点の方位差を計算する。方位差が１５°以上である境界を結晶粒界と定義し、その結晶粒界で囲まれた領域をミクロ組織の結晶粒として抽出する。「Ａｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎ」法により抽出した結晶粒の円相当径を求め、それらの平均値を算出することで、ミクロ組織の平均粒径を得る。ただし、円相当径で０．５０μｍ以下の結晶粒については、平均粒径の算出の対象から除外する。なお、母材部を観察する場合は、溶接部から鋼管の円周方向に９０°離れた位置の管軸方向と管表面に垂直な面を観察する。溶接部から鋼管の円周方向に９０°離れた位置が観察できるように試験片を採取する。他の条件は溶接部の観察と同様にして観察する。
フェライトの面積率：２０％以上
溶接部のミクロ組織におけるフェライトの面積率が２０％未満であると、熱間縮径電縫管の扁平性能が劣化する。そのため、フェライトの面積率は２０％以上とする。好ましくは３０％以上であり、より好ましくは４０％以上である。
上限は特に限定しないが、９０％以下、８０％以下としてもよい。
パーライト
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の溶接部においては、パーライトが含まれる。パーライトの面積率は、フェライトの面積率との関係から８０％以下とすることが好ましく、７０％以下、６０％以下とすることがより好ましい。また、パーライトの面積率は２０％以上とすると、電縫鋼管の扁平性能が向上するので、好ましい
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の溶接部において、フェライト、パーライト以外の組織として、例えばベイナイト・マルテンサイトを含有してよい。フェライト以外の残部組織がパーライトおよびベイナイト・マルテンサイトの少なくとも1種以上であってもよい。フェライト、パーライト以外の組織の面積率は２％以下であることが好ましい。
溶接部における組織分率は次の方法により測定する。観察面は、集合組織の観察面と同じで熱間縮径電縫管の突き合わせ面とする。ミクロ組織の平均粒径のときと同様の方法により、試験片の採取、観察面の処理を行う。サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いて、観察面の管厚１／２の５００μｍ×５００μｍの領域について、０．３μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。この際、ＥＢＳＤ装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
得られた結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された機能を用いて、方位差が１５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒内の方位差（ＧＡＭ値：Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）が１°以下の領域をフェライトおよびパーライトとして抽出し、ＧＡＭ値が１°超の領域をベイナイト・マルテンサイトとして抽出する。本明細書では、ベイナイトとマルテンサイトを区別しないで抽出する。それぞれの領域の面積率を算出することで、フェライトおよびパーライトの面積率、並びに、ベイナイト・マルテンサイトの面積率を得る。
次に、光学顕微鏡観察によりパーライトの面積率を測定する。上述の測定と同じ観察面を鏡面仕上げした後、ナイタールエッチングを行う。これにより、パーライトは黒くエッチングされるため、フェライトと区別可能である。パーライトは層状にフェライトとセメンタイトが交互に存在する組織であるが、光学顕微鏡で観察すると、分解能が高くないために黒く見える。なお、走査型電子顕微鏡で観察すると、層状のフェライトとセメンタイト組織であることが直接判断可能である。黒くエッチングされた領域の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。また、上述のＥＢＳＤ装置を用いて測定により得られた「フェライトおよびパーライトの面積率」からパーライトの面積率を引くことで、フェライトの面積率を得る。
なお、母材部の金属組織については特に限定しないが、熱処理後に所望の硬度が得られる金属組織とすることが好ましい。例えば、フェライト：２０～８０％、パーライト：２０～８０％とすればよい。フェライトおよびパーライトの合計面積率は９８％以上である。面積率の測定は溶接部と同様の方法により行えばよい。
溶接部の集合組織：｛００１｝面の集積度が６．０以下
本発明者らは、溶接部の集合組織において、｛００１｝面の集積度を６．０以下とすることが、溶接部での割れを抑制し、熱間縮径電縫管の扁平性能を向上するための有効な要件の一つであることを知見した。図２に、溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度と、割れ発生率との関係を示す。なお、図２に記載の例は、後述する実施例の鋼種Ａを用いて、製造条件を変更することで｛００１｝面の集積度を変化させたものであり、割れの有無は後述する実施例と同様の方法により評価した。図２中の例において、溶接部のミクロ組織は上述の平均粒径および組織分率を満足するものである。図２によれば、溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度を６．０以下とすることで、割れ発生率を低減できることが分かる。なお、母材部の集合組織において、｛００１｝面の集積度は溶接部よりも低くなる。例えば、集積度は４．０以下で且つ溶接部より低い値であっても良い。また、焼入れおよび焼戻し後でも集合組織は残存する場合がある。
溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度は５．０以下とすることが好ましく、４．５以下とすることがより好ましく、４．０以下とすることがより一層好ましい。
下限は特に限定しないが、結晶方位がランダムの場合は１．０となるため、１．０以上としてもよい。
集合組織の測定
溶接部における集合組織は次の方法により測定する。測定面は熱間縮径電縫管の突き合わせ面とする。ミクロ組織の平均粒径の測定のときと同様の方法により、試験片の採取、測定面（観察面）の処理を行う。
測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。測定面の管厚１／２部の１ｍｍ×１ｍｍの領域について、０．３μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定することで、結晶方位情報を得る。
｛１００｝面の集積度は｛００１｝方位とランダム方位との比であり、具体的には得られた結晶方位情報について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ」機能、および「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて、管軸方向に平行な｛００１｝面の集積度を算出する。これにより、溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度を得る。
熱処理後の疲労特性：疲労限３５０ＭＰａ以上
自動車足回り部品等に用いられる熱間縮径電縫管は、一般的に、部品形状に加工された後、熱処理を行ってから使用される。そのため、熱間縮径電縫管は、熱処理後に優れた疲労特性を有することが要求される。このような熱間縮径電縫管は、所定の熱処理後のねじり疲労試験での疲労限が３５０ＭＰａ以上であることが好ましい。なお、疲労破壊は、溶接部において起こる。
熱間縮径電縫管の疲労限を測定する際の熱処理について説明する。本実施形態において、熱処理とは、熱間縮径電縫管を８５０～１０００℃の温度域に加熱し、前記温度域で１０～１８００秒保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温（２５℃程度）～３００℃の温度域まで冷却する焼入れ、並びに、２００～４２０℃の温度域まで加熱して、前記温度域で５～６０分間保持する焼戻しを行う処理のことをいう。
なお、ここでいう平均冷却速度とは、冷却開始時の温度と冷却終了時の温度の差を、冷却開始時と冷却終了時との時間で除した値のことをいう。また、所定の温度域での保持は、温度を一定としてもよく、温度域の範囲で変動させてもよい。
次に、疲労限を測定する方法について説明する。上記熱処理を行った後、熱間縮径電縫管のねじり疲労試験を行う。ねじり疲労試験は、最小応力と最大応力との比（応力比）が－１となる条件にて、周波数１０Ｈｚで実施する。繰り返し数２００万回で破壊しない最大応力を求めることにより、疲労限を得る。
熱処理後のビッカース硬さ：４５０Ｈｖ以上
自動車足回り部品等に用いられる熱間縮径電縫管は、一般的に、部品形状に加工された後、熱処理を行ってから使用される。そのため、熱間縮径電縫管は、熱処理後に高い硬度を有することが要求される。熱処理後のビッカース硬さが４５０Ｈｖ未満であると、自動車の足回り部品に好適に適用することができない場合がある。そのため、熱処理後のビッカース硬さは４５０Ｈｖ以上であることが好ましい。熱処理後のビッカース硬さは、４８０Ｈｖ以上、５００Ｈｖ以上が好ましい。
ビッカース硬さの上限は特に限定しないが、６５０Ｈｖ以下、６００Ｈｖ以下としてもよい。
ビッカース硬さを測定する方法について説明する。上述した疲労限を測定する際の熱処理と同様の条件で熱処理を行った後、熱間縮径電縫管のビッカース硬さを測定する。熱間縮径電縫管の管軸方向に垂直な断面が観察できるように試験片を採取する。溶接部の突き合わせ面を０°とした場合の、４５°位置、９０°位置、１３５°位置、１８０°位置、２２５°位置および２７０°位置における、外表面から０．５ｍｍ位置、外表面から１ｍｍ位置、管厚１／２位置、内表面から０．５ｍｍ位置および内表面から１ｍｍ位置の全て（計３０か所）について、ビッカース硬さを測定する。得られたビッカース硬さの平均値を算出することで、熱処理後のビッカース硬さを得る。なお、負荷荷重は９８Ｎとする。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の管厚（肉厚）ｔは特に限定しないが、２ｍｍ～１５ｍｍとしてもよい。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の外径Ｄは、１０ｍｍ～４５ｍｍである。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の肉厚ｔ（ｍｍ）と外径Ｄ（ｍｍ）との比ｔ／Ｄは１０％～３０％が好ましい。
次に、本実施形態に係る熱間縮径電縫管の好ましい製造方法について説明する。
まず、本発明では、熱間縮径電縫管の素材となる熱延鋼板の製造方法は特に限定する必要はなく、常用の方法が何れも適用できる。上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製炉で溶製し、連続鋳造方法等でスラブ等の鋼片とすることが好ましい。得られた鋼片を加熱工程、熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程を経て熱延鋼板を製造する。巻取りままの熱延鋼板の幅が広すぎる場合は、幅方向にスリットして幅が狭いコイル(フープとも言う)を得ても良い。
本実施形態に係る熱間縮径電縫管の好ましい製造方法は、熱延鋼板に対してロール成形を行うとともに突き合わせ部を電縫溶接する工程と、熱間縮径を行う工程とを備える。以下、各工程について説明する。
まず、熱延鋼板に対して、ロール成形を行うと共に突き合わせ部（鋼板の端部）を電縫溶接する。電縫溶接は、電気抵抗溶接または高周波溶接のいずれでもよい。電縫溶接後、通常はサイザー工程で真円度を高める。これにより、熱間縮径電縫管の素管となる電縫管（以下、本実施形態に係る熱間縮径電縫管と区別するために鋼管と記載する）を得る。
次に、鋼管に対して熱間縮径を行う。熱間縮径は、鋼管を１１００℃以下の温度域に加熱し、この温度域で１０～３００秒保持した後、絞り圧延機（Ｓｔｒｅｃｈ Ｒｅｄｕｃｅｒ）により行う。また、加熱温度が１１００℃超、または保持時間が３００秒超であると、オーステナイトの粗大化に伴いミクロ組織の平均粒径が増加して、扁平性能が劣化するため好ましくない。加熱は、鋼管をオーステナイト域まで加熱することが目的のため、９００℃以上とする。
熱間縮径は、３ロール式の絞り圧延機により行うことが好ましいが、これに限定されるものではない。絞り圧延機は、連続圧延が可能な、複数のスタンドをタンデムに配置したものが好ましい。
熱間縮径のパス数は特に規定しないが、１０～３０パスとすることが好ましい。溶接部のミクロ組織の平均粒径を１０．０μｍ以下とするために、圧延時間（１パス目の圧延開始から、最終パスの圧延終了までの経過時間）は１０秒以下とすることが好ましい。圧延時間が長すぎると、ひずみの回復が進み、フェライト変態時の核生成サイトが減少し、フェライトが粗大化してしまう。
図３に、溶接部のミクロ組織の平均粒径と、熱間縮径の圧延時間との関係を示す。なお、図３に記載の例は、後述する実施例の鋼種Ａを用いて、熱間縮径の圧延時間を変更することで溶接部のミクロ組織の平均粒径を変化させたものである。図３によれば、熱間縮径の圧延時間が短くなるほど、溶接部のミクロ組織の平均粒径が微細化することが分かる。これは、圧延時間が短くなることでパス間時間が短くなり、オーステナイト中の転位の回復などが抑制され、変態後のフェライトが微細化したためと考えられる。
熱間縮径では、６５０℃以上の温度域での累積縮径率および８５０℃以下の温度域での累積縮径率を制御することが好ましい。なお累積縮径率は、所定の温度域での熱間縮径前後の外径変化量を熱間縮径前の外径で除した値の％表示と定義する。６５０℃以上の温度域では、累積縮径率が４０．０％以上となるように熱間縮径を行うことが好ましい。６５０℃以上の温度域での累積縮径率を４０．０％以上とすることで、溶接部における結晶粒径を制御することができる。
この温度域における累積縮径率の上限は特に規定しないが、９０．０％以下とすることが好ましい。
８５０℃以下の温度域での累積縮径率は４０．０％以下とすることが好ましい。図４に、８５０℃以下の温度域での累積縮径率と、溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度との関係を示す。なお、図４に記載の例は、後述する実施例の鋼種Ａを用いて、を変更することで｛００１｝面の集積度を変化させたものである。図４によれば、８５０℃以下の温度域での累積縮径率を４０．０％以下とすることで、溶接部の集合組織における｛００１｝面の集積度が６．０以下となることが分かる。
８５０℃以下の温度域での累積縮径率の下限は特に限定しないが、０．０％以上とすればよい。
熱間縮径の終了温度（最終パスの出側温度）は、上記温度域での累積縮径率を制御するために６５０℃以上とすることが好ましい。
熱間縮径を行った後は、５℃／ｓ以下の平均冷却速度にて室温（２５℃程度）まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が５℃／ｓ超となると、低温変態組織が生成し、フェライトの面積率が２０％未満となる。
以上説明した製造方法により、本実施形態に係る熱間縮径電縫管を安定的に製造することができる。
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１－１および表１－２に示す化学成分を有する鋼種を溶製し、これらに対し、熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得た。次に、熱延鋼板に対してロール成形を行うと共に突き合わせ部（鋼板の端部）を電縫溶接することで表３－１および表３－２の鋼管を得た。この鋼管に対し、表２－１および表２－２に示す条件で熱間縮径を行うことで表３－１および表３－２の肉厚ｔ、外径Ｄおよびｔ／Ｄを有する熱間縮径電縫管を得た。この熱間縮径電縫管に対して、上述の方法により組織観察、集合組織観察を行った。得られた結果を表４－１および表４－２に示す。Ｎｏ．１の母材部の平均粒径は４．５μｍであった。表４－１および表４－２中の残部組織の欄のＰはパーライトを意味し、Ｂ／Ｍはベイナイト・マルテンサイトを意味する。
得られた熱間縮径電縫管を長さ１５０ｍｍに切断して試験片とし、扁平試験を行った。熱間縮径電縫管の溶接部と、溶接部から１８０度位置とがプレス機のダイスと接触するように熱間縮径電縫管を配置した。熱間縮径電縫管を扁平形状にプレスし、このときの割れの発生の有無を評価した。プレスは、溶接部と溶接部から１８０°位置との内表面同士の距離が直径の半分になるまで行った。鋼管内表面に対し浸透探傷法を適用し、１ｍｍ以上のき裂が見られた場合、割れが発生したと判断した。
それぞれ２５０本の扁平試験を行い、１本も割れが発生しなかった場合、優れた扁平性能を有するとして合格と判定し、表中に「ＯＫ」と記載した。一方、１本でも割れが発生した場合、優れた扁平性能を有さないとして不合格と判定し、表中に「ＮＧ」と記載した。割れ発生率は割れが発生した本数を母数である１００で割った値とした。扁平試験は、割れ発生率が０％のものを合格とした。
得られた熱間縮径電縫管に対し、表２－１および表２－２に示す条件で熱処理（焼入れ、焼き戻し）を行った後、ねじり疲労試験を行った。なお、焼入れ加熱温度では３００～６００秒保持し、その後１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温の温度域まで冷却した。ねじり疲労試験は、最小応力と最大応力との比（応力比）が－１となる条件にて、周波数１０Ｈｚで実施した。繰り返し数２００万回で破壊しない最大応力を求めることにより、疲労限を得た。
熱処理を行っても、集積度は低下したが、集合組織は残存した。また、上記のような製造条件は熱処理前の熱間縮径電縫鋼管の特性にも影響を及ぼす。
得られた疲労限が３５０ＭＰａ以上であった場合、優れた疲労特性を有するとして合格と判定した。一方、疲労限が３５０ＭＰａ未満であった場合、優れた疲労特性を有さないとして不合格と判定した。
また、上記熱処理後、上述の方法でビッカース硬さを測定した。得られた結果を表４－１および表４－２に示す。なお、焼入れ加熱温度では３００～６００秒保持し、その後１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温の温度域まで冷却した。
得られたビッカース硬さが４５０Ｈｖ以上であった場合、高い硬度を有するとして合格と判定した。一方、ビッカース硬さが４５０Ｈｖ未満であった場合、高い硬度を有さないとして不合格と判定した。
Figure 0007160235000001
Figure 0007160235000002
Figure 0007160235000003
Figure 0007160235000004
Figure 0007160235000005
Figure 0007160235000006
Figure 0007160235000007
Figure 0007160235000008
表４－１および表４－２を見ると、本発明例に係る熱間縮径電縫管は、高い硬度、並びに、優れた扁平性能および疲労特性を有することが分かる。
一方、比較例に係る熱間縮径電縫管は、特性のいずれか一つ以上が劣ることが分かる。
Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が高かったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．２２は、Ｃ含有量が低かったため、硬度が劣化した例である。
Ｎｏ．２３は、Ｓｉ含有量が高かったため、扁平性能および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．２４は、Ｓｉ含有量が低かったため、硬度および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．２５は、Ｍｎ含有量が高かったため、疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．２６は、Ｍｎ含有量が低かったため、硬度が劣化した例である。
Ｎｏ．２７は、Ｐ含有量が高かったため、扁平性能および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．２８は、Ｓ含有量が高かったため、扁平性能および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．２９は、Ａｌ含有量が高かったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．３０は、Ｃｒ含有量が高かったため、扁平性能および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．３１は、Ｔｉ含有量が高かったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．３２は、Ｔｉ含有量が低かったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．３３は、Ｂ含有量が高かったため、硬度および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．３４は、Ｂ含有量が低かったため、硬度および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．３５は、Ｎ含有量が高かったため、硬度および疲労特性が劣化した例である。
Ｎｏ．３６は、Ｔｉ／Ｎが高かったため、硬度が劣化した例である。
Ｎｏ．３７およびＮｏ．３８は、熱間縮径の圧延時間が長く、ミクロ組織の平均粒径が大きかったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．３９～４３は、８５０℃以下の温度域における累積縮径率が大きく、集合組織における｛００１｝面の集積度が大きかったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．４４およびＮｏ．４５は、熱間縮径後の平均冷却速度が大きく、フェライトの面積率が小さかったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．４６は、６５０℃以上の温度域における累積縮径率が小さく、集合組織における｛００１｝面の集積度が大きかったため、扁平性能が劣化した例である。
Ｎｏ．４７は、Ｖｃ９０が高かかったので、上記の熱間縮径の条件の範囲でも、フェライト分率が高くなり、集積度を満足することができなかった。
Ｎｏ．４８は、加熱温度が１１００℃超であったので、ミクロ組織の平均粒径が１０μｍ超となった。そのため、扁平性能が劣化した。
本発明に係る上記態様によれば、優れた扁平性能、並びに、熱処理後に優れた疲労特性および高硬度を有する熱間縮径電縫管を提供することができる。
上記一態様に係る熱間縮径電縫管は、自動車の足回り部品、例えばスタビライザーに好適に適用することができる。

Claims (2)

  1. 母材部と溶接部とを有し、
    前記母材部の化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．２１０～０．４００％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～１．７０％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０１０％以下、
    Ｎ ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．０６０％、
    Ｂ ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｃｒ：０～０．５００％、
    Ｍｏ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｗ ：０～０．０５０％、
    Ｖ ：０～０．５００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、および
    ＲＥＭ：０～０．００５０％
    を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    Ｔｉ含有量をＮ含有量で除した値であるＴｉ／Ｎが３．０以上であり、
    前記溶接部のミクロ組織において、
    平均粒径が１０．０μｍ以下であり、
    フェライトの面積率が２０％以上であり、残部組織がパーライトおよびベイナイト・マルテンサイトの少なくとも１種以上を含み、
    前記溶接部の集合組織において、｛００１｝面の集積度が６．０以下であり、
    前記母材部の臨界冷却速度Ｖｃ９０は、５℃／ｓ～９０℃／ｓであり、
    前記臨界冷却速度Ｖｃ９０は、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］とし、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］とし、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］とし、Ｃｒ含有量（質量％）を［Ｃｒ］とし、Ｍｏ含有量（質量％）を［Ｍｏ］とし、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］としたとき、Ｂ含有量が０．０００４％超の場合は、下記（１）式で表され、Ｂ含有量が０．０００４％以下の場合は、下記（３）式で表される、ことを特徴とする熱間縮径電縫管。
    ｌｏｇ１０Ｖｃ９０＝２．９４－０．７５×β・・・（１）
    β＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．８×［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋０．４５×［Ｎｉ］・・・（２）
    ｌｏｇ１０Ｖｃ９０＝２．９４－０．７５（β’－１）・・・（３）
    β’＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．８×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋０．４５×［Ｎｉ］・・・（４）
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、
    Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、
    Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    Ｗ ：０．０１０～０．０５０％、
    Ｖ ：０．０１０～０．５００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の熱間縮径電縫管。


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