WO2011118841A1 - 高強度電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

高強度電縫鋼管およびその製造方法 Download PDF

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steel pipe
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steel
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昌利 荒谷
河端　良和
松岡　才二
知正 平田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention is a high-strength electric steel pipe suitable for a crash member of an automobile such as a door impact beam, a cross member, a pillar, or the like.
  • the present invention relates to a resistance welded steel tube, and more particularly, to a high-strength electric resistance welded steel pipe excellent in both workability and shock absorption characteristics.
  • the automobile body is designed to absorb impact energy at the time of collision.
  • a door impact beam which is an impact absorbing member, is subjected to a quenching treatment as shown in, for example, Patent Document 1 to obtain a martensitic structure (martensitic structure).
  • high strength steel pipes having a desired high strength have been applied.
  • Patent Document 1 The technique described in Patent Document 1 is as follows: C: 0.15 to 0.22%, Mn: 1.5% or less, Si: 0.5% or less, Ti: 0.04% or less, B: 0.0003 1 to 2 or more of Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less
  • a high strength steel pipe for machine structure is obtained by quenching a steel pipe containing steel to obtain a high strength steel pipe for machine structure with a tensile strength of 120 kgf / mm 2 or more (electric resistance welded steel tube structural use). is there.
  • a high-strength steel pipe having the above-described good elongation and a tensile strength of 120 kgf / mm 2 or more can be obtained by a single heat treatment.
  • Patent Documents 2 to 7 describe techniques relating to high-strength cold-rolled steel sheets having a tensile strength of 900 MPa or more used for automobile structural members. .
  • Each of these steel sheets has a two-phase structure of a ferrite phase and a martensite phase, or a structure including a bainite phase and a retained austenite phase, and defines an upper limit value of the area ratio of the bainite phase and the retained austenite phase. By adopting such a structure, the steel sheet has both workability and high strength.
  • Patent Document 1 does not cause a big problem in the case of a door impact beam that is used in a straight pipe without performing special processing, but requires complicated processing into various shapes.
  • the steel pipe used is required to have a further excellent workability in addition to high strength.
  • Patent Documents 2 to 5 since the cooling rate after heating and holding during annealing is slow, carbides precipitate, the amount of solid solution C of ferrite becomes insufficient, and prestraining-paint baking treatment There is a problem in that the amount of increase in strength (BH amount) due to is small, and the BH amount: 100 MPa or more cannot be secured.
  • the cooling rate from heating and holding during annealing to the start of water quenching is not considered, for example, the time from the production line layout to the start of water quenching.
  • the cooling rate is long and slow, the distribution of C amount between ferrite and austenite proceeds, and the amount of solid solution C remaining in the ferrite that is considered to contribute to the BH characteristics becomes insufficient. Therefore, Patent Document 6 does not describe or guarantee that the amount of BH is 100 MPa or more.
  • the cooling rate at the time of finish annealing is as slow as 550 ° C./min at the maximum shown in the examples, and only about 8% elongation is obtained.
  • the elongation is low overall and is 11% at the maximum. Therefore, when the steel sheet manufactured by the technique described in Patent Document 7 is processed into an electric-resistance-welded steel pipe, the elongation is further reduced and the elongation of 10% or more is ensured as a steel pipe when considering the processing strain during pipe making. There is a problem that you can not.
  • the present invention provides a high-strength electric resistance welded steel pipe that has excellent workability and that can ensure excellent shock absorption characteristics that are suitable for automobile shock absorbing members and a method for manufacturing the same. The purpose is to provide.
  • “high strength” here refers to a case where the tensile strength TS is 1180 MPa or more.
  • excellent workability here refers to a tube axis direction (tube axis direction) obtained by a tensile test using a JIS No. 12 tensile test piece (GL: 50 mm) defined in JIS standards.
  • excellent shock absorption characteristics here means that the tube was subjected to 2% pre-strain and further subjected to heat treatment (baking finishing) at 170 ° C. ⁇ 10 min.
  • the difference in strength between 0.2% proof stress and 2% pre-strain strength is a strength increase (BH (hardening value)) of 100 MPa or more, and the yield ratio in the tube axis direction is 90%. This is the case.
  • the amount of BH is defined in FIG.
  • the present invention has been completed based on such findings and further investigations. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) By mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.5 to 2.0%, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: A composition comprising 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.005% or less, the balance composed of Fe and inevitable impurities, and a two-phase structure composed of a ferrite phase and a martensite phase.
  • the martensite phase has a structure with a volume ratio of 20 to 60%, tensile strength TS is 1180 MPa or more, tube axis direction elongation El is 10% or more, and yield ratio is less than 90%.
  • the pre-strain 2%, and after applying the heat treatment at 170 ° C. for 10 minutes, the strength increase (BH amount) after the baking process is 100 MPa or more and the yield ratio is 90% or more.
  • Strength ERW steel pipe is 100 MPa
  • a hot rolling process for hot rolling a steel material into the steel material, and pickling the hot rolled sheet (pickling) cold rolling (cold rolling process) that is subjected to cold rolling (cold rolling sheet) and then subjected to annealing treatment (cold rolling process).
  • the steel pipe material is made into a steel pipe material by subjecting it to an annealing process to make a rolled and annealed sheet, and then the steel pipe material is continuously formed on the steel pipe material to form a substantially cylindrical shape.
  • Temperature in the two-phase temperature range Each time after heating and soaking, it was cooled to a temperature in the range of 600 to 750 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more (defined as average cooling rate 1), From the temperature range of 600 to 750 ° C. to room temperature, on average, it is cooled at a cooling rate of 500 ° C./s or higher (defined as average cooling rate 2), and then the temperature range is 150 to 300 ° C.
  • a re-tempering treatment (tempering treatment) is performed to form a cold-rolled annealed plate, the forming is a cage roll type roll forming, the ERW steel pipe has a tensile strength TS of 1180 MPa or more, a pipe shaft Elongation El is 10% or more, yield ratio is less than 90%, pre-strain: 2%, and then heat treatment of 170 ° C x 10 min. ) Is a steel pipe having a yield ratio of 90% or higher and a yield ratio of 90 MPa or higher.
  • the composition in addition to the above-mentioned composition, in addition, by mass, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less Nb: 0.05% or less, Ti: 0.05% or less, W: 0.05% or less, and B: 0.0050% or less.
  • the composition further contains, by mass%, Ca: 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less. Manufacturing method of high strength ERW steel pipe.
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION it is the high intensity
  • Steel pipes can be manufactured inexpensively and easily, and have remarkable industrial effects.
  • the high-strength electric resistance welded steel pipe according to the present invention is not limited to a door impact beam, and other automotive shock absorbing members such as cross members and pillars that require particularly workability, as well as automotive framework members such as automobile frame members. There is also an effect that it can be applied as a material for automobile parts.
  • C 0.05-0.20%
  • C is an element having an effect of strengthening steel, and in the present invention, it is necessary to contain 0.05% or more in order to secure a desired strength.
  • the content exceeding 0.20% lowers weldability. Therefore, in the present invention, C is limited to a range of 0.05 to 0.20%. Note that the content is preferably 0.08 to 0.18%.
  • Si acts as a deoxidizer, solidifies to strengthen steel, and further promotes the formation of ferrite, and is an important element for ensuring excellent workability. Moreover, Si can achieve a desired high strength by suppressing the martensite phase fraction to a low level by solid solution strengthening of the ferrite phase. In order to acquire such an effect, 0.5% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, a large amount of Si oxide is formed on the surface of the steel sheet, and chemical conversion treatability is lowered. Therefore, in the present invention, Si is limited to the range of 0.5 to 2.0%. Note that the content is preferably 1.0 to 1.8%.
  • Mn 1.0 to 3.0%
  • Mn is an element that improves the hardenability, facilitates the formation of a martensite phase, and increases the strength of the steel.
  • Mn is contained in an amount of 1.0% or more in the present invention. Need.
  • the content exceeds 3.0%, segregation is promoted, slab cracks are likely to occur during casting, and the martensite phase is excessively increased to reduce workability. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 3.0%. Note that the content is preferably 1.5 to 2.5%.
  • P 0.1% or less
  • P is preferably reduced as much as possible as an impurity in the present invention in order to avoid adverse effects on workability, but excessive reduction raises the refining cost. For this reason, P was limited to 0.1% or less, which has substantially no adverse effect. In addition, Preferably it is 0.05% or less.
  • S 0.01% or less S is an impurity in the present invention, as in P, and is preferably reduced as much as possible in order to avoid adverse effects on workability. However, excessive reduction increases the refining cost, so Was 0.01%. In addition, Preferably it is 0.005% or less.
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent, and in order to obtain such an effect, the content of 0.01% or more is required. On the other hand, even if the content exceeds 0.1%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. For this reason, Al was limited to the range of 0.01 to 0.1%. In addition, Preferably it is 0.01 to 0.08%.
  • N 0.005% or less
  • N is an element that strengthens steel and lowers formability and is preferably reduced as an impurity as much as possible. However, excessive reduction increases the refining cost. For this reason, N was limited to 0.005% or less with substantially no adverse effect. In addition, Preferably it is 0.004% or less.
  • the above components are basic components.
  • Cu 1.0% or less
  • Ni 1.0% or less
  • Cr 0.5% or less
  • Mo 0.5% or less
  • Nb 0.05% or less
  • Ti 0.05% or less
  • W 0.05% or less
  • B one or more selected from 0.0050% or less
  • And / or Ca 0.0050% or less
  • REM One or two selected from 0.0050% or less can be selected and contained.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, Ti, W, and B are all elements that increase the strength of the steel, and can be selected as necessary and contained in one or more.
  • Cu is an element having an action of increasing the strength of steel and improving corrosion resistance, and can be contained as necessary. Such an effect is recognized with a content of 0.05% or more. However, a content exceeding 1.0% reduces the hot workability. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 1.0% or less. More preferably, it is 0.08 to 0.5%.
  • Ni 1.0% or less
  • Ni is an element that has the effect of increasing the strength of steel and improving the corrosion resistance, and can be contained if necessary. Such an effect is recognized at a content of 0.05% or more, but Ni is an expensive element, and a large content exceeding 1.0% raises the material cost. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ni to 1.0% or less. More preferably, it is 0.08 to 0.5%.
  • Cr 0.5% or less Cr is an element having an effect of increasing the strength of steel through improving hardenability and improving corrosion resistance, and can be contained as necessary. Such an effect is recognized with a content of 0.05% or more, but if it exceeds 0.5%, the workability is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cr to 0.5% or less. More preferably, it is 0.05 to 0.4%.
  • Mo 0.5% or less
  • Mo is an element having an action of increasing the strength of steel by precipitation strengthening in addition to improving hardenability, and can be contained as necessary. Such an effect is recognized with a content of 0.05% or more. However, when the content exceeds 0.5%, the ductility is lowered and the material cost is increased. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.5% or less. More preferably, the content is 0.1 to 0.4%.
  • Nb 0.05% or less
  • Nb is an element having an effect of refining crystal grains and increasing the strength of steel through precipitation strengthening, and can be contained as necessary. Such an effect is recognized at a content of 0.005% or more, but when it exceeds 0.05%, the ductility is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Nb to 0.05% or less. More preferably, the content is 0.008 to 0.03%.
  • Ti 0.05% or less
  • Ti is an element having an effect of refining crystal grains and increasing the strength of steel through precipitation strengthening, and can be contained as necessary. Such an effect is recognized at a content of 0.005% or more, but if it exceeds 0.05%, the ductility is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ti to 0.05% or less. More preferably, the content is 0.008 to 0.03%.
  • W 0.05% or less W is an element having an action of increasing the strength of steel through precipitation strengthening and can be contained as necessary. Such an effect is recognized at a content of 0.01% or more, but if it exceeds 0.05%, the ductility is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit W to 0.05% or less. More preferably, the content is 0.01 to 0.03%.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element having an action of adjusting the martensite fraction within a predetermined range through improvement of hardenability and increasing the strength of steel, and can be contained as necessary.
  • Such an effect is recognized with a content of 0.0005% or more, but a content exceeding 0.0050% is economically disadvantageous because the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected.
  • it is preferable to limit B to 0.0050% or less. More preferably, the content is 0.001 to 0.003%.
  • Ca and REM are elements having an effect of improving ductility through the morphological control of sulfide inclusions. Can be contained depending on the case. Such an effect is recognized when the content of Ca and REM is 0.0020% or more. However, when the content exceeds 0.0050%, the amount of inclusions is excessively increased and the cleanness of the steel is decreased. For this reason, when it contains, it is preferable to limit both Ca and REM to 0.0050% or less. More preferably, the content is 0.0020 to 0.0040%. The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the steel pipe of the present invention has a two-phase structure including a martensite phase with a volume ratio of 20 to 60% and the remaining ferrite phase.
  • tissue By setting it as such a structure
  • the martensite phase is less than 20% by volume, it becomes a structure mainly composed of a ferrite phase and a desired high strength cannot be achieved.
  • the amount of martensite phase exceeds 60% by volume, it becomes a structure mainly composed of martensite and desired workability cannot be ensured.
  • the structure fraction of the martensite phase is limited to a range of 20 to 60% by volume.
  • the volume ratio is preferably 40 to 55%.
  • the preferable manufacturing method of this invention steel pipe is demonstrated.
  • the steel material is subjected to a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process to obtain a steel pipe material, and then the steel pipe material is subjected to a pipe making process to obtain an electric-welded steel pipe.
  • the manufacturing method of the steel raw material to be used is not particularly limited, the molten steel having the above-described composition is melted by a conventional melting method such as a converter, and steel such as a slab by a continuous casting method or an ingot-rolling method. It is preferable to use a raw material.
  • the obtained steel material is then subjected to a hot rolling process that is hot-rolled to form a hot-rolled sheet.
  • the obtained steel material may be reheated after cooling, or when the steel material retains a predetermined amount of heat, it may be directly sent and hot rolled without reheating.
  • the heating temperature is preferably 1000 to 1250 ° C. If the heating temperature at the time of reheating is less than 1000 ° C., the deformation resistance is high and the load applied to the rolling mill becomes too large, and rolling may be difficult. On the other hand, when the heating exceeds 1250 ° C., the coarsening of crystal grains proceeds and the ductility and the like are significantly reduced.
  • Hot rolling consists of rough rolling and finish rolling.
  • the rough rolling conditions are not particularly limited as long as a sheet bar having a predetermined size and shape can be obtained.
  • the finish rolling finish temperature is higher than the Ar 3 transformation point of the steel strip as the material to be rolled, and the finish rolling is taken up at a winding temperature of 500 to 700 ° C.
  • the finish rolling finish temperature is less than the Ar 3 transformation point, the finish rolling is a rolling at two-phase region ( ⁇ + ⁇ ), and a mixed grain structure in which extremely coarse crystal grains and fine crystal grains are mixed. (Mixed grain structure).
  • the finish rolling finishing temperature of the hot rolling is limited to the Ar 3 transformation point or higher.
  • the coiling temperature is less than 500 ° C., a hard phase is generated during cooling, so that a rolling load at the time of cold rolling is increased and productivity is decreased.
  • the temperature is higher than 700 ° C., non-transformed austenite is transformed into pearlite, so that workability is deteriorated.
  • the coiling temperature is limited to a range of 500 to 700 ° C. In addition, Preferably it is 650 degrees C or less.
  • the hot-rolled sheet obtained through the hot-rolling process is subjected to pickling treatment, and then subjected to a cold-rolling process in which cold rolling is performed to obtain a cold-rolled sheet.
  • Conditions for the cold rolling process such as cold rolling reduction are not particularly specified.
  • the obtained cold-rolled sheet is then subjected to an annealing process to form a cold-rolled annealed sheet.
  • the annealing step is an important step in securing desired workability and desired paint bake hardenability (BH property).
  • the annealing process preferably uses a continuous annealing line.
  • the cold-rolled sheet is heated to a temperature in the two-phase temperature range from the Ac 1 transformation point to the Ac 3 transformation point, and is kept soaked, and then the average cooling rate of 10 to a temperature in the range of 600 to 750 ° C.
  • rapid cooling treatment (average cooling rate 2) is performed at a cooling rate of 500 ° C / s or higher on average from a temperature in the range of 600 to 750 ° C to room temperature.
  • a tempering treatment is performed to reheat to a temperature range of 150 to 300 ° C. to obtain a cold-rolled annealed plate.
  • the cooling rate (average cooling rate 1) from the heating and holding to the rapid cooling start temperature is preferably 15 ° C./s or more
  • the average cooling rate (average cooling rate 2) is preferably 800 ° C./s or more. More preferably, it is 1000 ° C./s or more. More preferably, it is 1100 degrees C / s or more.
  • the desired tissue fraction is obtained by rapid cooling thereafter.
  • the (ferrite + martensite) structure cannot be secured.
  • the cooling rate from the heating holding temperature to the rapid cooling start temperature average cooling rate 1
  • the distribution of the C amount of ferrite and austenite proceeds, and the solid content in the ferrite that is considered to contribute to the BH characteristics is increased. Since the amount of dissolved C is reduced, desired BH characteristics cannot be obtained.
  • the rapid cooling start temperature is out of the range of 750 ° C.
  • the quenching start temperature is higher than 750 ° C., the ductility is lowered, and if it is lower than 600 ° C., a desired high strength cannot be ensured.
  • the soaking time at the above-described temperature is 30 seconds or longer.
  • the cooling rate from the temperature in the range of 600 to 750 ° C. to room temperature is less than 500 ° C./s on average, the amount of martensite transformation is small, and the desired structure fraction (ferrite + (Martensite) structure cannot be obtained and desired high strength cannot be ensured.
  • the amount of dissolved C in ferrite that is considered to contribute to BH characteristics decreases, so the desired BH amount is 100 MPa or more. Cannot be obtained.
  • the cooling rate of the rapid cooling treatment is an average between the rapid cooling start temperature and 200 ° C.
  • thermo flow water jet flow water
  • a tempering treatment for reheating to a temperature range of 150 to 300 ° C. is performed after the rapid cooling treatment for the purpose of further improving the toughness. If the tempering temperature is less than 150 ° C., the toughness improving effect cannot be expected.
  • the temperature range of reheating was limited to 150 to 300 ° C.
  • the obtained cold-rolled annealed sheet may be further subjected to temper rolling if necessary. At this time, it is preferable that the rolling reduction of skinpass rolling is 0.2% or more and 1.0% or less. If the temper reduction ratio is less than 0.2%, the shape correction effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the deterioration of elongation becomes remarkable.
  • the cold-rolled annealed plate (cold-rolled annealed steel strip) that has undergone the above-described process is used as a steel pipe material, and then the steel pipe material is subjected to a pipe making process to obtain an electric-welded steel pipe.
  • the pipe making process is a process in which a steel pipe material is continuously formed to form a substantially cylindrical open pipe, and the open pipe is electro-welded to form an electric-welded pipe.
  • the forming in the pipe making process is a roll forming method using a cage roll method.
  • Roll forming by the cage roll method refers to roll forming of a method in which small rolls called cage rolls are lined up on the tube outer surface side and formed smoothly.
  • the CBR method Chance free Bulge Roll method
  • distortion applied to the band plate during molding can be minimized, and deterioration of material properties due to work hardening can be suppressed.
  • FIG. 1 An example of an ERW steel pipe manufacturing facility employing CBR roll forming is shown in FIG.
  • CBR roll forming both edge portions of the strip 1 are pre-formed with an edge bend roll 2 and then a center bend roll 3 and a cage roll 4 are used to form a central portion of the strip.
  • This is a forming method of forming a circular element pipe by performing stretch forming of the tube side part and bending and returning of the overbend part (bend and return forming) by reducing the diameter.
  • the roll forming method of the CBR method has less strain applied to the material (band plate) than the conventional BD (breakdown) method, and further, variation in strain applied in the tube circumferential direction. Is small. While pressing the circular element tube thus obtained with a squeeze roll 7, the butt portion is joined by welding means (high-frequency resistance welding) 6, and an electric-welded steel pipe 8 and To do.
  • the obtained high-strength ERW steel pipe has a tensile strength TS of 1180 MPa or more, an elongation El in the pipe axis direction of 10% or more, a yield ratio of less than 90%, and a pre-strain: 2%, and then 170 ° C. ⁇ 10 min.
  • This is a steel pipe having an increase in strength (BH amount) of 100 MPa or more and a yield ratio of 90% or more after the coating baking process for performing the heat treatment. If the elongation in the tube axis direction of the electric resistance welded steel pipe is less than 10%, the workability as a pipe is lowered and it becomes difficult to form a desired shape.
  • the elongation is preferably 12% or more, and if the yield ratio of the ERW steel pipe exceeds 90%, the workability as a pipe is lowered and it becomes difficult to form a desired shape.
  • the yield ratio is preferably 85% or less.
  • the amount of BH is 110 MPa or more.
  • the variation in the BH amount at each position in the pipe circumferential direction is small, and the BH amount at each position in the pipe circumferential direction excluding the ERW is uniform. Therefore, it can be set within the range of 100 to 130 MPa. Further, if the yield ratio of the ERW steel pipe is less than 90%, the energy that can be absorbed at the time of collision decreases, and the function as an impact member cannot be satisfied.
  • the heat treatment condition of the coating baking process is a heat treatment of 170 ° C. ⁇ 10 min. This condition is the lowest heat treatment condition that provides an increase in strength (BH amount) of 100 MPa or more after the coating baking process.
  • BH amount increase in strength
  • the ERW steel pipe of the present invention has a strength increase amount (BH amount) after the paint baking process of 100 MPa or more.
  • the heating temperature is in the range of 170 to 250 ° C. and the holding time is in the range of 10 to 30 minutes.
  • the heating temperature is less than 170 ° C.
  • the solid solution C necessary to bring about a desired increase in strength does not diffuse until dislocations are sufficiently fixed, so that the amount of increase in strength after the desired baking treatment ( BH amount) cannot be secured.
  • the temperature exceeds 250 ° C. and the temperature is excessively high, productivity is lowered and the material may be deteriorated because it may be heated to a blue-hot brittle region.
  • the holding time is as short as less than 10 min, the diffusion time is insufficient, and the required amount of solute C cannot reach dislocation, so that the amount of increase in strength after the desired baking process (BH amount) ) Cannot be secured.
  • the holding time is longer than 30 min, the productivity is lowered. Preferably it is 25 min or less.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab (steel material) by a continuous casting method. These slabs (steel materials) are subjected to a hot rolling process under the conditions shown in Table 2 to form hot rolled sheets (thickness 2.4 to 3.0 mm), and then pickled and cold rolled on the hot rolled sheets. A cold-rolled step of forming a cold-rolled plate and an annealing step under the conditions shown in Table 2 were applied to the cold-rolled plate to obtain a cold-rolled annealed plate (plate thickness 1.2 to 1.8 mm), which was a steel pipe material. A specimen was collected from the obtained steel pipe material, and a structure observation and a tensile test were performed. The test method was as follows.
  • the obtained results are shown in Table 3.
  • the obtained steel pipe material was formed by CBR roll forming to obtain a substantially cylindrical open pipe. Next, while pressing the butt portion with a squeeze roll, the butt portion is electro-welded by high-frequency resistance welding, and an ERW steel pipe (size: outer diameter 48.6 mm ⁇ ⁇ wall thickness 1.2 to 1.8 mm) did.
  • the forming in the pipe making process is formed by the BD method.
  • the obtained ERW steel pipe was subjected to a structure observation, a tensile test, and a paint baking treatment test to evaluate the structure, tensile characteristics, and paint bake hardening characteristics.
  • the test method was as follows.
  • (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained steel pipe, the cross section in the axial direction of the pipe is polished, corroded using a nital liquid, and the structure is obtained using a scanning electron microscope (magnification: 2000 times). 10 images or more, and using an image analyzer, identify the type of tissue such as ferrite and martensite, and calculate the average tissue fraction (volume ratio) of each phase over 10 fields of view. did.
  • the coating bake hardening amount (BH amount) was calculated as a difference between the 0.2% proof stress after the coating baking treatment and the strength after applying the 2% tensile strain.
  • the amount of BH the maximum value and the minimum value at each position in the circumferential direction were obtained.
  • required the arithmetic average of the value in each position of the circumferential direction.
  • the tensile strength TS high strength of 1180 MPa or more
  • the elongation El in the tube axis direction is 10% or more
  • X 100 (%)) is less than 90%, pipe with excellent workability and 2% or more pre-strain and heat treatment (paint baking process) at 170 ° C x 10 min.
  • the electric resistance welded steel pipe has an excellent impact absorption characteristic with an axial yield ratio of 90% or more and a BH amount of 100 MPa or more. Further, in the example of the present invention, there is little variation in the BH amount at each position in the circumferential direction, and all are within the range of 100 to 130 MPa.
  • the tensile test piece was extract
  • collected from each pipe circumferential direction position (Electric seam part is 0 degree, a total of 11 positions at a 30 degree pitch in the circumferential direction. Excluding ERW part). Then, a tensile test is performed on the paint baking processed test piece to obtain 0.2% proof stress YS and tensile strength TS after the paint baking process, and the yield ratio after the paint baking process ( (YS / TS) ⁇ 100 (%)) was calculated. Further, as shown in FIG. 2, the coating bake hardening amount (BH amount) was calculated as a difference between the 0.2% proof stress after the coating baking treatment and the strength after applying the 2% tensile strain.
  • BH amount coating bake hardening amount
  • the heating temperature of the heat treatment is less than 170 ° C., which is a condition outside the range of the preferred paint baking treatment, a BH amount of 100 MPa or more is used unless an excessively long paint baking treatment is performed without considering a decrease in productivity. Is not secured stably.
  • the excessively long coating baking time here means time exceeding 30 minutes. Further, even when the heating temperature is 170 ° C. or higher, if the holding time is 5 minutes which is less than 10 minutes, a BH amount of 100 MPa or more may not be secured, and the desired BH amount cannot be secured stably. .

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Abstract

自動車衝撃吸収部材用として好適な、高強度電縫鋼管を提供する。 具体的には、質量％で、Ｃ：0.05～0.20％、Si：0.5～2.0％、Mn：1.0～3.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、Ｎ：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織で、該マルテンサイト相が体積率で20～60％である組織とを有し、引張強さTSが1180MPa以上、管軸方向の伸びElが10％以上、降伏比が90％未満で、予歪：２％付与したのち170℃×10minの熱処理を施す塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が100MPa以上で、かつ降伏比が90％以上となることを特徴とする高強度電縫鋼管である。

Description

高強度電縫鋼管およびその製造方法
　本発明は、ドアインパクトビーム（ｄｏｏｒ　ｉｍｐａｃｔ　ｂｅａｍ）や、クロスメンバー（ｃｒｏｓｓ　ｍｅｍｂｅｒ）、ピラー（ｐｉｌｌａｒ）等の自動車の衝突部材（ｃｒａｓｈ　ｍｅｍｂｅｒ）用として好適な、高強度電縫鋼管（ｈｉｇｈ−ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｔｕｂｅ）に係り、とくに、加工性（ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）および衝撃吸収特性（ｓｈｏｃｋ　ａｂｓｏｒｐｔｉｏｎ）がともに優れた高強度電縫鋼管に関する。
　近年、自動車の安全性向上（ｅｎｈａｎｃｅｄ　ｓａｆｅｔｙ）、とくに乗員の安全性確保（ｅｎｓｕｒｉｎｇ　ｓａｆｅｔｙ）を目的として、自動車車体（ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ　ｂｏｄｙ）には、衝突時の衝撃エネルギー（ｉｍｐａｃｔ　ｅｎｅｒｇｙ）を吸収するための衝撃吸収用部材が配設されるようになり、例えば、衝撃吸収用部材であるドアインパクトビームに、例えば特許文献１に示されるように、焼入れ処理（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施され、マルテンサイト組織（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を有し、所望の高強度を有する高強度鋼管が適用されている。
　特許文献１に記載された技術は、Ｃ：０．１５~０．２２％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０４％以下、Ｂ：０．０００３~０．００３５％、Ｎ：０．００８０％以下を含み、あるいはさらに、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、の１種または２種以上を含有する鋼管に焼入れ処理を行ない、引張強さ：１２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の機械構造用高強度鋼管（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｔｕｂｅ　ｆｏｒ　ｍａｃｈｉｎｅ　ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｕｓｅ）を得るという機械構造用高強度鋼管の製造方法である。特許文献１に記載された技術によれば、自動車補強用鋼管である、ドアインパクトバー（ｄｏｏｒ　ｉｍｐａｃｔ　ｂａｒ）（ドアインパクトビーム）、バンパー用芯材（ｃｅｎｔｅｒ　ｃｏｒｅ　ｆｏｒ　ｂｕｍｐｅｒ）として適用可能な、１０％以上の良好な伸びを有し、引張強さ：１２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度鋼管を、一度の熱処理で得ることができるとしている。
　また、引張強さ：１２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する鋼板として、特許文献２~７には、自動車構造部材に使用される引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板に関する技術が記載されている。これら鋼板はいずれも、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織あるいは、さらにベイナイト相、残留オーステナイト相を含む組織を有し、ベイナイト相、残留オーステナイト相の面積率の上限値を規定している。このような組織とすることにより、加工性と高強度とを兼備した鋼板となるとしている。
特開平３−１２２２１９号公報 特開２０１０−２５５０９４号公報 特開２０１０−１２６７８７号公報 特開２００９−２４２８１６号公報 特開２００９−２０３５５０号公報 特開２００７−１００１１４号公報 特開２００５−１６３０５５号公報
　しかし、特許文献１に記載された技術では、特別な加工を施すことなく直管で使用する、ドアインパクトビームのような場合には大きな問題にならないが、各種形状への複雑な加工を必要とするクロスメンバー、ピラー等の他の自動車衝撃吸収用部材では、使用される鋼管には、高強度に加えて、さらに優れた加工性を具備することが要望されている。
　また、特許文献２~５に記載された技術では、焼鈍時の加熱保持後の冷却速度が遅いため、炭化物が析出し、フェライトの固溶Ｃ量が不十分となり、予歪付与−塗装焼付け処理による強度増加量（ＢＨ量）が少なく、ＢＨ量：１００ＭＰａ以上を確保できていないという問題がある。
　また、特許文献６に記載された技術では、焼鈍時の加熱保持から水焼入れ開始するまでの冷却速度が考慮されておらず、例えば、製造ラインのレイアウトから、水焼入れを開始するまでの時間が長く、冷却速度が遅くなる場合には、フェライトとオーステナイトでのＣ量分配が進行し、ＢＨ特性に寄与すると考えられるフェライト中に残存する固溶Ｃ量が不十分となる。したがって、特許文献６には、ＢＨ量が１００ＭＰａ以上を確保することが全く、記載されておらず、また、予期できるものではない。
　また、特許文献７に記載された技術では、仕上焼鈍時の冷却速度が、実施例に示された値で最大５５０℃／ｍｉｎと遅く、８％程度の伸びしか得られていない。また、伸びは全体に低く、最大でも１１％である。したがって、特許文献７に記載された技術で製造された鋼板を電縫鋼管に加工した場合、造管時の加工歪を考慮すると、さらに伸びが低下して、鋼管として１０％以上の伸びを確保できないという問題がある。
　本発明は、かかる要望に鑑み、優れた加工性を有し、さらに自動車衝撃吸収部材用として好適な、優れた衝撃吸収特性を確保することが可能な、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。
　なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「優れた加工性」とは、ＪＩＳ規格に規定されるＪＩＳ　１２号引張試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を用いた引張試験（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｔｅｓｔ）で得られる、管軸方向（ｔｕｂｅ　ａｘｉｓ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）の伸び（ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）Ｅｌが１０％以上、好ましくは１２％以上で、かつ管軸方向の降伏比（＝（０．２％耐力（ｐｒｏｏｆ　ｓｔｒｅｓｓ）／引張強さ）×１００（％））が９０％未満である場合をいうものとする。また、ここでいう「優れた衝撃吸収特性」とは、管に２％の予歪（ｐｒｅ　ｓｔｒａｉｎ）を付与し、さらに１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理（塗装焼付け処理（ｂａｋｉｎｇ　ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ））を施したのちの０．２％耐力と、２％の予歪付与時の強度との差、である強度増加量（ＢＨ量（ｂａｋｅ　ｈａｒｄｅｎｉｎｇ　ｖａｌｕｅ））が１００ＭＰａ以上であり、管軸方向の降伏比が９０％以上である場合をいうものとする。なお、ＢＨ量は、図２に定義される。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、高強度を維持したまま、電縫鋼管の加工性を向上させるための各種方策について鋭意研究した。その結果、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）とマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）からなる二相組織（ｄｕａｌ　ｐｈａｓｅ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を有し、加工性に優れ、かつ所望の塗装焼付け硬化性（ｂａｋｅ　ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を有する鋼板（冷延鋼板）を鋼管素材として、素材の優れた加工性を極力低下させることなく造管できる造管方法を採用し、加工性に優れた電縫鋼管とすることに想到した。そして、このような電縫鋼管に、所望の部材形状とする加工を施したのち、熱処理（塗装焼付け処理）を施して強度を増加させることにより、耐力が向上し、部材として優れた衝撃吸収特性を確保できることを見出した。
　本発明は、かかる知見に基いて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０５~０．２０％、Ｓｉ：０．５~２．０％、Ｍｎ：１．０~３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１~０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織で、該マルテンサイト相が体積率で２０~６０％である組織とを有し、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上、管軸方向の伸びＥｌが１０％以上、降伏比（ｙｉｅｌｄ　ｒａｔｉｏ）が９０％未満で、予歪：２％付与したのち１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理を施す塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が１００ＭＰａ以上で、かつ降伏比が９０％以上となることを特徴とする高強度電縫鋼管。
　（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｗ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度電縫鋼管。
　（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下を含有する組成とすることを特徴とする高強度電縫鋼管。
　（４）鋼素材に、該鋼素材を熱間圧延（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ）して熱延板（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｅｄ　ｓｈｅｅｔ）とする熱延工程（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）と、該熱延板に酸洗処理（ｐｉｃｋｌｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施し、ついで冷間圧延（ｃｏｌｄ　ｒｏｌｌｉｎｇ）を施し冷延板（ｃｏｌｄ　ｒｏｌｌｅｄ　ｓｈｅｅｔ）とする冷延工程（ｃｏｌｄ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）と、該冷延板に、焼鈍処理（ａｎｎｅａｌｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施し冷延焼鈍板（ｃｏｌｅｄ　ａｎｄ　ａｎｎｅａｌｅｄ　ｓｈｅｅｔ）とする焼鈍工程とを施して鋼管用素材（ｍａｔｅｒｉａｌ　ｆｏｒ　ｓｔｅｅｌ　ｔｕｂｅ）とし、ついで該鋼管用素材に、該鋼管用素材を連続的に成形し略円筒状のオープン管（ｏｐｅｎ　ｐｉｐｅ）とし、該オープン管を電縫溶接して電縫管とする造管工程（ｔｕｂｅ　ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｐｒｏｃｅｓｓ）を施して電縫鋼管とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０５~０．２０％、Ｓｉ：０．５~２．０％、Ｍｎ：１．０~３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１~０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程を、仕上圧延終了温度（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）がＡｒ３変態点以上で、巻取温度（ｃｏｉｌｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が５００~７００℃である熱間圧延を施し熱延板とする工程とし、前記焼鈍工程を、前記冷延板に、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の範囲の二相温度域の温度に、加熱し均熱したのち、６００~７５０℃の範囲の温度まで、平均で冷却速度１０℃／ｓ以上の冷却速度（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｒａｔｅ）（平均冷却速度１と定義する）で冷却した後、６００~７５０℃の範囲の温度から室温まで、平均で、５００℃／ｓ以上の冷却速度（平均冷却速度２と定義する）で冷却する急冷処理を施し、ついで、１５０~３００℃の温度範囲に再加熱する焼戻処理（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施し、冷延焼鈍板とする工程とし、前記成形を、ケージロール方式のロール成形とし、前記電縫鋼管が、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上、管軸方向の伸びＥｌが１０％以上、降伏比が９０％未満であり、予歪：２％付与したのち１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理を施す塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が１００ＭＰａ以上で、かつ降伏比が９０％以上となる鋼管である、ことを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
　（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｗ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
　（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下を含有する組成とすることを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
　本発明によれば、自動車の衝撃吸収部材用として好適な、優れた加工性を有し、さらに実部材形状に成形した後に、優れた衝撃吸収特性を確保することが可能な、高強度電縫鋼管を、安価でかつ容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度電縫鋼管は、ドアインパクトビームに限らず、とくに加工性を要求されるクロスメンバー、ピラー等の他の自動車衝撃吸収用部材、さらには自動車骨格部材など自動車部材全般にわたり、自動車部材用素材として適用できるという効果もある。
本発明の実施に好適なＣＢＲ方式のロール成形法を採用した電縫鋼管製造設備の１例を模式的に示す説明図である。 塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）の定義を模式的に示す説明図である。
　まず、本発明になる高強度電縫鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は、単に％で記す。
　Ｃ：０．０５~０．２０％
　Ｃは、鋼を強化する作用を有する元素であり、所望の強度を確保するために本発明では０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．２０％を超える含有は、溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）を低下させる。このため、本発明では、Ｃは０．０５~０．２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０８~０．１８％である。
　Ｓｉ：０．５~２．０％
　Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼を強化し、さらに、フェライト形成を促進させる作用を有し、優れた加工性を確保するために重要な元素である。また、Ｓｉは、フェライト相を固溶強化することにより、マルテンサイト相分率を少なく抑えて、所望の高強度を達成できる。このような効果を得るためには、０．５％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、鋼板表面にＳｉ酸化物を多量に形成し、化成処理性（ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｃｏｎｖｅｒｓｉｏｎ　ｔｒｅａｔａｂｉｌｉｔｙ）を低下させる。このため、本発明では、Ｓｉは０．５~２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．０~１．８％である。
　Ｍｎ：１．０~３．０％
　Ｍｎは、焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を向上させ、マルテンサイト相を生成しやすくして、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために本発明では１．０％以上の含有を必要とする。一方、３．０％を超える含有は、偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）を助長し、鋳造時にスラブ割れ（ｓｌａｂ　ｃｒａｃｋ）を発生しやすくするとともに、マルテンサイト相が過剰に増加して加工性を低下させる。このため、Ｍｎは１．０~３．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．５~２．５％である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、本発明では不純物として、加工性への悪影響を回避するため、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は精錬コスト（ｒｅｆｉｎｉｎｇ　ｃｏｓｔ）を高騰させる。このため、Ｐは実質的に悪影響のない０．１％以下に限定した。なお、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、Ｐと同様に本発明では不純物として、加工性への悪影響を回避するため、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は精錬コストを高騰させるため、上限は０．０１％とした。なお、好ましくは０．００５％以下である。
　Ａｌ：０．０１~０．１％
　Ａｌは、脱酸剤（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｇｅｎｔ）として作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．１％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ａｌは０．０１~０．１％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１~０．０８％である。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、鋼を強化し、成形性を低下させる元素であり、不純物としてできる限り低減することが好ましいが、過度の低減は精錬コストを高騰させる。このため、Ｎは実質的に悪影響のない０．００５％以下に限定した。なお、好ましくは０．００４％以下である。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｗ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種、を選択して含有することができる。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｂは、いずれも、鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
　Ｃｕ：１．０％以下
　Ｃｕは、鋼の強度を増加させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０５％以上の含有で認められるが、１．０％を超える含有は、熱間加工性（ｈｏｔ　ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）を低下させる。このため、含有する場合は、Ｃｕは１．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０８~０．５％である。
　Ｎｉ：１．０％以下
　Ｎｉは、鋼の強度を増加させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０５％以上の含有で認められるが、Ｎｉは高価な元素であり、１．０％を超える多量の含有は、材料コストを高騰させる。このため、含有する場合は、Ｎｉは１．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０８~０．５％である。
　Ｃｒ：０．５％以下
　Ｃｒは、焼入れ性向上を介して鋼の強度を増加させるとともに、耐食性を向上させる作用を有する元素で、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０５％以上の含有で認められるが、０．５％を超えて含有すると、加工性を低下させる。このため、含有する場合は、Ｃｒは０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０５~０．４％である。
　Ｍｏ：０．５％以下
　Ｍｏは、焼入れ性向上に加えて、析出強化（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）により鋼の強度を増加させる作用を有する元素で、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０５％以上の含有で認められるが、０．５％を超えて含有すると、延性（ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）が低下するとともに、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合は、Ｍｏは０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１~０．４％である。
　Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは、結晶粒を微細化するとともに、析出強化を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で、必要に応じて含有できる。このような効果は０．００５％以上の含有で認められるが、０．０５％を超えて含有すると、延性が低下する。このため、含有する場合は、Ｎｂは０．０５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００８~０．０３％である。
　Ｔｉ：０．０５％以下
　Ｔｉは、結晶粒を微細化するとともに、析出強化を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で、必要に応じて含有できる。このような効果は０．００５％以上の含有で認められるが、０．０５％を超えて含有すると、延性が低下する。このため、含有する場合は、Ｔｉは０．０５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００８~０．０３％である。
　Ｗ：０．０５％以下
　Ｗは、析出強化を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０１％以上の含有で認められるが、０．０５％を超えて含有すると、延性が低下する。このため、含有する場合は、Ｗは０．０５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１~０．０３％である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、焼入れ性向上を介してマルテンサイト分率を所定の範囲内に調整するとともに、鋼の強度を増加させる作用を有する元素で、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０００５％以上の含有で認められるが、０．００５０％を超える含有は、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できないため、経済的に不利となる。このため、含有する場合は、Ｂは０．００５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００１~０．００３％である。
　Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
　Ｃａ、ＲＥＭはいずれも、硫化物系介在物の形態制御（ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｃａｌ　ｃｏｎｔｒｏｌ）を介して延性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果はＣａ、ＲＥＭともに０．００２０％以上の含有で認められるが、０．００５０％を超える含有は、介在物量が増加しすぎて、鋼の清浄度（ｃｌｅａｎｎｅｓｓ）が低下する。このため、含有する場合は、Ｃａ、ＲＥＭはいずれも０．００５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００２０~０．００４０％である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明鋼管の組織限定理由について説明する。
　本発明鋼管は、体積率で２０~６０％のマルテンサイト相を含み、残部フェライト相からなる二相組織を有する。このような組織とすることにより、所望の高強度と、優れた加工性、優れた塗装焼付け硬化性を兼備することが可能となる。
　マルテンサイト相が、２０体積％未満では、フェライト相主体の組織となり所望の高強度を達成できない。一方、６０体積％を超えてマルテンサイト相が多くなると、マルテンサイト主体の組織となり所望の加工性を確保できなくなる。このため、マルテンサイト相の組織分率を体積率で２０~６０％の範囲に限定した。好ましくは体積率で４０~５５％である。
　つぎに、本発明鋼管の好ましい製造方法について説明する。
　本発明では、鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程とを施して鋼管用素材とし、ついで該鋼管用素材に、造管工程を施して電縫鋼管とする。
　使用する鋼素材の製造方法は、特に限定されないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−圧延法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
　得られた鋼素材は、ついで熱間圧延を施されて熱延板とする熱延工程を施される。
　得られた鋼素材は、冷却後再加熱するか、あるいは鋼素材が所定量の熱を保有している場合には、再加熱することなくそのまま、直送して熱間圧延を行なってもよい。再加熱する場合には、加熱温度は１０００~１２５０℃とすることが好ましい。再加熱時の加熱温度が１０００℃未満では、変形抵抗が高く圧延機に与える負荷が大きくなりすぎて、圧延が困難となる場合がある。一方、１２５０℃を超えて加熱すると、結晶粒の粗大化が進行し、延性等の低下が著しくなる。
　熱間圧延は、粗圧延（ｒｏｕｇｈ　ｒｏｌｌｉｎｇ）および仕上圧延（ｆｉｎｉｓｈ　ｒｏｌｌｉｎｇ）とからなる。粗圧延の条件は所定の寸法形状のシートバー（ｓｈｅｅｔ　ｂａｒ）を得ることができればよく、とくにその条件は限定されない。また、仕上圧延は、仕上圧延終了温度が被圧延材である鋼帯のＡｒ３変態点以上となる圧延とし、仕上圧延終了後に、巻取温度：５００~７００℃で巻き取ることとする。
　仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、仕上圧延が（α＋γ）の二相域圧延（ｒｏｌｌｉｎｇ　ａｔ　ｔｗｏ−ｐｈａｓｅ　ｒｅｇｉｏｎ）となり、著しく粗大な結晶粒と微細な結晶粒とが混在する混粒組織（ｍｉｘｅｄ　ｇｒａｉｎ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）となる。このため、その後に冷延工程−焼鈍工程を施しても、良好な加工性を確保できなかったり、プレス成形（ｐｒｅｓｓ　ｆｏｒｍｉｎｇ）、曲げ加工（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｗｏｒｋ）等の加工に際して肌荒れが生じたりする。このため、熱間圧延の仕上圧延終了温度をＡｒ３変態点以上に限定した。また、巻取温度が、５００℃未満では、冷却中に硬質相（ｈａｒｄ　ｐｈａｓｅ）が生成するため、冷間圧延時の圧延負荷（ｒｏｌｌ　ｌｏａｄ）が大きくなり、生産性（ｐｒｏｄｕｃｔｉｖｉｔｙ）が低下する。一方、７００℃を超えて高温となると、未変態オーステナイト（ｎｏｎ−ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）がパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）に変態するため、加工性が低下する。このため、巻取温度は５００~７００℃の範囲に限定した。なお、好ましくは６５０℃以下である。
　ついで、熱延工程を経て得られた熱延板は、酸洗処理を施され、ついで冷間圧延を行って冷延板とする冷延工程を施される。冷間圧延の圧下率などの冷延工程の条件はとくに規定されない。
　得られた冷延板は、ついで、焼鈍工程を施され、冷延焼鈍板とされる。
　焼鈍工程は、本発明では所望の加工性と所望の塗装焼付け硬化性（ＢＨ性）を確保するうえで重要な工程である。焼鈍工程は、連続焼鈍ラインを利用することが好ましい。
　焼鈍工程は、冷延板に、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の範囲の二相温度域の温度に、加熱し均熱保持したのち、６００~７５０℃の範囲の温度まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却（平均冷却速度１）した後、６００~７５０℃の範囲の温度から室温まで、平均で、５００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する急冷処理（平均冷却速度２）を施し、ついで、１５０~３００℃の温度範囲に再加熱する焼戻処理を施し、冷延焼鈍板とする工程とする。なお、所望の高強度およびＢＨ特性を安定して確保するためには、加熱保持から急冷開始温度までの冷却速度（平均冷却速度１）は１５℃／ｓ以上とすることが好ましく、急冷処理における平均冷却速度（平均冷却速度２）は８００℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは１０００℃／ｓ以上である。さらに好ましくは、１１００℃／ｓ以上である。
　加熱し均熱保持する温度が、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の範囲の二相温度域（ｔｗｏ−ｐｈａｓｅ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｒｅｇｉｏｎ）を外れると、その後の急冷（ｒａｐｉｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）で、所望の組織分率の（フェライト＋マルテンサイト）組織を確保できなくなる。また、加熱保持温度から急冷開始温度までの冷却速度（平均冷却速度１）が１０℃／ｓ未満では、フェライトとオーステナイトのＣ量の分配が進行し、ＢＨ特性に寄与すると考えられるフェライト中の固溶Ｃ量が少なくなるため、所望のＢＨ特性が得られなくなる。また、急冷開始温度が、７５０℃~６００℃の範囲を外れると、所望の組織分率の（フェライト＋マルテンサイト）組織を得ることができなくなる。急冷開始温度が、７５０℃を超えて高くなると延性が低下し、６００℃未満では所望の高強度が確保できなくなる。なお、上記した温度で均熱保持する時間は、３０ｓ以上とすることが望ましい。
　また、６００~７５０℃の範囲の温度から室温までの冷却速度（平均冷却速度２）が、平均で、５００℃／ｓ未満では、マルテンサイト変態量が少なく、所望の組織分率の（フェライト＋マルテンサイト）組織とすることができず、所望の高強度を確保できなくなることに加えて、ＢＨ特性に寄与すると考えられるフェライト中の固溶Ｃ量が少なくなるため、所望のＢＨ量が１００ＭＰａ以上が得られなくなる。なお、急冷処理の冷却速度は、急冷開始温度から２００℃の間の平均とする。
　なお、急冷処理の方法については、とくに限定されないが、鋼板幅方向、長手方向の材質ばらつきを抑制するという観点からは、噴流水（ｊｅｔ　ｆｌｏｗ　ｗａｔｅｒ）を用いた冷却とすることが好ましい。
　さらに、本発明の焼鈍工程（ａｎｎｅａｌｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）では、急冷処理後、さらに靭性向上を目的として、１５０~３００℃の温度範囲に再加熱する焼戻処理（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を行う。焼戻温度が１５０℃未満では、靭性改善効果が期待できない。
　一方、３００℃を超えると低温焼戻脆性（ｌｏｗ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ）により延性が低下する。このため、再加熱の温度範囲は１５０~３００℃に限定した。
　得られた冷延焼鈍板には、さらに必要に応じて、調質圧延（ｓｋｉｎｐａｓｓ　ｒｏｌｌｉｎｇ）をおこなってもよい。その際、調質圧下率（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ　ｏｆ　ｓｋｉｎｐａｓｓ　ｒｏｌｌｉｎｇ）は、０．２％以上１．０％以下とすることが好ましい。調質圧下率が０．２％未満では、形状矯正効果が得られない。一方、１．０％を超えると、伸びの劣化が著しくなる。
　上記した工程を経た冷延焼鈍板（冷延焼鈍鋼帯）を鋼管用素材とし、ついで、該鋼管用素材に造管工程を施して、電縫鋼管とする。造管工程は、鋼管用素材を連続的に成形し略円筒状のオープン管とし、該オープン管を電縫溶接して電縫管とする工程である。
　本発明では、造管工程における成形を、ケージロール方式（ｃａｇｅ　ｒｏｌｌ　ｍｅｔｈｏｄ）によるロール成形（ｒｏｌｌ　ｆｏｒｍｉｎｇ　ｍｅｔｈｏｄ）とする。ケージロール方式によるロール成形は、ケージロールと呼ばれる小型ロールを、管外面となる側に並べて、滑らかに成形する方式のロール成形をいう。なお、ケージロール方式によるロール成形のなかでも、ＣＢＲ方式（Ｃｈａｎｃｅ　ｆｒｅｅ　Ｂｕｌｇｅ　Ｒｏｌｌ　ｍｅｔｈｏｄ）のロール成形とすることが好ましい。この方式による成形では、成形時に帯板へ付加される歪を最小限に抑えることができ、加工硬化（ｗｏｒｋ　ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）による材料特性劣化を抑制できる。
　ＣＢＲ方式のロール成形を採用した電縫鋼管の製造設備の一例を図１に示す。ＣＢＲ方式のロール成形は、帯板１の両エッジ部をエッジベンドロール（ｅｄｇｅ　ｂｅｎｄ　ｒｏｌｌ）２により予め成形したのち、センターベンドロール（ｃｅｎｔｅｒ　ｂｅｎｄ　ｒｏｌｌ）３とケージロール４とにより、帯板中央部を曲げ成形し、縦長の小判形（ｖｅｒｔｉｃａｌｌｙ　ｌｏｎｇ　ｏｖａｌ　ｆｉｇｕｒｅ）の素管をつくり、ついでフィンパスロール（ｆｉｎ　ｐａｓｓ　ｒｏｌｌ）５により、管円周方向の４ヶ所をいったんオーバーベンド（ｏｖｅｒ　ｂｅｎｄ）したのち、縮径圧縮（ｒｅｄｕｃｉｎｇ）することにより管サイド部の張出し成形（ｓｔｒｅｔｃｈ　ｆｏｒｍｉｎｇ）とオーバーベンド部の曲げ戻し成形（ｂｅｎｄ　ａｎｄ　ｒｅｔｕｒｎ　ｆｏｒｍｉｎｇ）を行い円形素管とする成形方法である（川崎製鉄技報、ｖｏｌ．３２（２０００）、ｐｐ４９~５３参照）。なお、ＣＢＲ方式のロール成形法は、従来のＢＤ（ブレークダウン（ｂｒｅａｋｄｏｗｎ））方式に比べて、素材（帯板）に付与される歪が少なく、さらに管円周方向に付与される歪のばらつきが小さいという特徴を有している。このようにして得られた円形素管をスクイズロール（ｓｑｕｅｅｚｅ　ｒｏｌｌ）７で押圧しながら、突合せ部を溶接手段（高周波抵抗溶接（ｈｉｇｈ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｉｎｇ））６により接合し、電縫鋼管８とする。
　上記したような製造方法で得られた、高強度を有し加工性に優れ、かつ塗装焼付け硬化性に優れた鋼板（鋼管素材）を用いて、上記したような造管工程で造管することにより、造管時に付加される歪を最小限に低減することができ加工硬化を抑制して、優れた加工性を有し、さらに部材となった後に、優れた衝撃吸収特性を確保することが可能な、高強度電縫鋼管を製造できる。
　得られた高強度電縫鋼管は、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上、管軸方向の伸びＥｌが１０％以上、降伏比が９０％未満であり、予歪：２％付与したのち１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理を施す塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が１００ＭＰａ以上で、かつ降伏比が９０％以上となる鋼管である。
　電縫鋼管の管軸方向の伸びが１０％未満では、管としての加工性が低下し、所望の形状への成形が難しくなる。なお、好ましくは伸びは１２％以上である、また、電縫鋼管の降伏比が９０％を超えると、管としての加工性が低下し、所望の形状への成形が難しくなる。なお、好ましくは降伏比は８５％以下である。
　また、塗装焼付け処理後の電縫鋼管のＢＨ量が１００ＭＰａ未満では、衝突時に吸収できるエネルギーが少なくなり、衝撃部材として機能を満足できなくなる。なお好ましくはＢＨ量は１１０ＭＰａ以上である。また、本発明電縫鋼管の製造に当たり採用した造管工程では、造管時に付加される歪を最小限に低減することができ、さらに管円周方向に付与される歪のばらつきも小さくなるため、本発明電縫鋼管における、管円周方向各位置でのＢＨ量のばらつき（最大値と最小値との差）は小さく、電縫部を除く管円周方向各位置でのＢＨ量は、均一で、１００~１３０ＭＰａの範囲内とすることができる。また、電縫鋼管の降伏比が９０％未満であると、衝突時に吸収できるエネルギーが少なくなり、衝撃部材として機能を満足できなくなる。
　なお、本発明では、塗装焼付け処理の熱処理条件を、１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理としたが、この条件は、塗装焼付け処理後に１００ＭＰａ以上の強度増加量（ＢＨ量）が得られる最低の熱処理条件であり、これ以外でも好ましい条件であれば、本発明電縫鋼管は、塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が、１００ＭＰａ以上を示す。塗装焼付け処理後に１００ＭＰａ以上の強度増加量（ＢＨ量）が得られる熱処理条件としては、１７０~２５０℃の範囲の加熱温度で、１０~３０ｍｉｎの範囲の保持時間とすることが好ましい。加熱温度が１７０℃未満では、所望の強度増加をもたらすに必要な固溶Ｃが、転位に拡散し、転位を十分に固着するまでに至らないため、所望の塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）を確保できない。一方、２５０℃を超えて過度に高温とすると、生産性を低下するうえ、青熱脆性域に加熱される恐れがあり、材質が劣化する場合がある。
　また、保持時間が１０ｍｉｎ未満と短い場合には、拡散時間が不足し、必要な量の固溶Ｃが、転位に到達することができないため、所望の塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）を確保できない。一方、保持時間が３０ｍｉｎを超えて長くなると、生産性が低下する。好ましくは２５ｍｉｎ以下である。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブ（鋼素材）に、表２に示す条件の熱延工程を施し、熱延板（板厚２．４~３．０ｍｍ）としたのち、酸洗し、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に表２に示す条件の焼鈍工程を施し、冷延焼鈍板（板厚１．２~１．８ｍｍ）とし、鋼管素材とした。得られた鋼管素材から試験片を採取して、組織観察、引張試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
　（１）組織観察（ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ）
　得られた鋼管素材から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、ナイタール液（ｎｉｔａｌ）を用いて腐食して、走査型電子顕微鏡（ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）（倍率：２０００倍）を用い組織を観察し、各１０視野以上撮像し、画像解析装置（ｉｍａｇｅ　ａｎａｌｙｚｅｒ）を利用して、フェライト、マルテンサイト等組織の種類を同定し、各相の組織分率（体積率）を算出した。
　（２）引張試験（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｔｅｓｔ）
　得られた鋼管素材から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定に準拠して、引張方向が圧延方向となるようにＪＩＳ　１２号引張試験片（標点距離：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して、引張試験を実施し、０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥｌ（％）を求め、降伏比ＹＲを算出し、強度と加工性を評価した。
　得られた結果を表３に示す。
　得られた鋼管素材に、ＣＢＲ方式のロール成形による成形を施し、略円筒状のオープン管とした。ついで、スクイズロールで突き合せ部を押圧しながら、高周波抵抗溶接により該突合せ部を電縫溶接し、電縫鋼管（大きさ：外径４８．６ｍｍφ×肉厚１．２~１．８ｍｍ）とした。一部の鋼管では、造管工程における成形をＢＤ方式による成形とした。
　得られた電縫鋼管について、組織観察、引張試験、および塗装焼付け処理試験を実施し、組織、引張特性、塗装焼付け硬化特性を評価した。試験方法は次のとおりとした。
　（１）組織観察
　得られた鋼管から、組織観察用試験片を採取し、管軸方向断面を研磨し、ナイタール液を用いて腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用い組織を観察し、各１０視野以上撮像し、画像解析装置を利用して、フェライト、マルテンサイト等の組織の種類を同定し、１０視野以上の各相の平均の組織分率（体積率）を算出した。
　（２）引張試験
　得られた鋼管から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定に準拠して、引張方向が管軸方向となるようにＪＩＳ　１２号引張試験片（標点距離：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して、引張試験を実施し、０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥｌ（％）を求め、降伏比ＹＲを算出し、強度と加工性を評価した。
　（３）塗装焼付け処理試験
　得られた鋼管から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定に準拠して、引張方向が管軸方向となるようにＪＩＳ　１２号引張試験片を採取し、ついで予歪として２％の引張歪を付与し、１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理を行なう、塗装焼付け処理を施した。なお、引張試験片は、管円周方向各位置（電縫部を０°とし、円周方向に３０°ピッチで、計１１位置。電縫部は除く）から採取した。
　そして、処理済み試験片について引張試験を実施して、塗装焼付け処理後の、０．２％耐力ＹＳおよび引張強さＴＳを求め、塗装焼付け処理後の降伏比（＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００（％））を算出した。また、塗装焼付け硬化量（ＢＨ量）を、図２に示すように、塗装焼付け処理後の０．２％耐力と２％の引張歪を付与後の強度との差として算出した。ＢＨ量は円周方向各位置での最大値と最小値を求めた。なお、ＹＳ、ＴＳは円周方向各位置での値の算術平均を求めた。
　得られた結果を表３に示す。
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度と、管軸方向の伸びＥｌが１０％以上で、かつ管軸方向の降伏比（＝（０．２％耐力／引張強さ）×１００（％））が９０％未満で、優れた加工性と、さらに、２％以上の予歪を付与し、さらに１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理（塗装焼付け処理）を施したのちの、管軸方向の降伏比が９０％以上で、かつＢＨ量が１００ＭＰａ以上と、優れた衝撃吸収特性を有する電縫鋼管となっている。さらに本発明例は、円周方向各位置でのＢＨ量のばらつきは少なく、いずれも１００~１３０ＭＰａの範囲内に収まっている。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、加工性が低下しているか、あるいはＢＨ量が不足している。
　なお、さらに塗装焼付け処理条件の影響を調査した。
　表２に示す鋼管Ｎｏ．１（本発明例）から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の規定に準拠して、引張方向が管軸方向となるようにＪＩＳ　１２号引張試験片を採取し、ついで予歪として２％の引張歪を付与し、加熱温度と保持時間を、１００~２５０℃×５~３０ｍｉｎの範囲で変化させた熱処理を行う、塗装焼付け処理を施した。なお、引張試験片は、管円周方向各位置（電縫部を０°とし、円周方向に３０°ピッチで、計１１位置。電縫部は除く）から採取した。そして、塗装焼付け処理済み試験片について引張試験を実施して、塗装焼付け処理後の、０．２％耐力ＹＳおよび引張強さＴＳを求め、塗装焼付け処理後の降伏比（＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００（％））を算出した。また、塗装焼付け硬化量（ＢＨ量）を、図２に示すように、塗装焼付け処理後の０．２％耐力と２％の引張歪を付与後の強度との差として算出した。ＢＨ量は円周方向各位置での最大値と最小値を求めた。なお、ＹＳ、ＴＳは円周方向各位置での値の算術平均を求めた。得られた結果を表４に示す。
　好ましい塗装焼付け処理の範囲から外れる条件である、熱処理の加熱温度が１７０℃未満の場合には、生産性の低下を考慮せずに、過剰に長い塗装焼付け処理を行わない限り１００ＭＰａ以上のＢＨ量を安定して確保できていない。なお、ここでいう過剰に長い塗装焼付け時間とは、３０ｍｉｎを超える時間をいう。また、加熱温度が１７０℃以上であっても、保持時間が１０ｍｉｎ未満である５ｍｉｎの場合には、１００ＭＰａ以上のＢＨ量を確保できない場合があり、所望のＢＨ量を安定して確保できていない。
１　帯板
２　エッジベンドロール
３　センターベンドロール
４　ケージロール
５　フィンパスロール
６　溶接手段
７　スクイズロール
８　電縫溶接管
９　切断機
１０　オープン管
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５~０．２０％、　　　　　　Ｓｉ：０．５~２．０％、
    Ｍｎ：１．０~３．０％、　　　　　　　　Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、　　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．１％、
    Ｎ：０．００５％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織で、該マルテンサイト相が体積率で２０~６０％である組織とを有し、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上、管軸方向の伸びＥｌが１０％以上、降伏比が９０％未満で、予歪：２％付与したのち１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理を施す塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が１００ＭＰａ以上で、かつ降伏比が９０％以上となる高強度電縫鋼管。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｗ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成である請求項１に記載の高強度電縫鋼管。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下含有する組成である請求項１または２に記載の高強度電縫鋼管。
  4. 　鋼素材に、該鋼素材を熱間圧延して熱延板とする熱延工程と、該熱延板に酸洗処理を施し、ついで冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に、焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程とを施して鋼管用素材とし、ついで該鋼管用素材に、該鋼管用素材を連続的に成形し略円筒状のオープン管とし、該オープン管を電縫溶接して電縫管とする造管工程を施して電縫鋼管とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、
    Ｃ：０．０５~０．２０％、　　　　　　Ｓｉ：０．５~２．０％、
    Ｍｎ：１．０~３．０％、　　　　　　　　Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、　　　　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．１％、
    Ｎ：０．００５％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
    前記熱延工程を、仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点以上で、巻取温度が５００~７００℃である熱間圧延を施し熱延板とする工程とし、
    前記焼鈍工程を、Ａｃ１変態点~Ａｃ３変態点の範囲の二相温度域の温度で、均熱保持したのち、６００~７５０℃の範囲の温度まで、平均で冷却速度１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、６００~７５０℃の範囲の温度から室温まで５００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、ついで、１５０~３００℃の温度範囲で均熱保持する処理を施す工程とし、
    前記成形を、ケージロール方式のロール成形とし、
    前記電縫鋼管が、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上、管軸方向の伸びＥｌが１０％以上、降伏比が９０％未満であり、予歪：２％付与したのち１７０℃×１０ｍｉｎの熱処理を施す塗装焼付け処理後の強度増加量（ＢＨ量）が１００ＭＰａ以上で、かつ降伏比が９０％以上となる鋼管である高強度電縫鋼管の製造方法。
  5. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｗ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成である請求項４に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
  6. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下含有する組成である請求項４または５に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
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