WO2015045373A1 - 高炭素電縫溶接鋼管の製造方法及び自動車部品 - Google Patents

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WO2015045373A1
WO2015045373A1 PCT/JP2014/004882 JP2014004882W WO2015045373A1 WO 2015045373 A1 WO2015045373 A1 WO 2015045373A1 JP 2014004882 W JP2014004882 W JP 2014004882W WO 2015045373 A1 WO2015045373 A1 WO 2015045373A1
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steel pipe
electric resistance
erw
welded steel
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河端　良和
謙一 岩崎
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a high carbon electric resistance welded steel pipe and an automobile part suitable for hollow machine parts such as automobiles, and more particularly to an improvement in reliability of an electric resistance welded part.
  • the present invention relates to a method of manufacturing a high carbon electric resistance welded steel pipe suitable for a hollow mechanical part such as an automobile.
  • the present invention relates to an improvement in the reliability of an electric seam welded portion (electrical resistance resistance).
  • Patent Document 1 discloses that such a problem is disclosed in Patent Document 1 in terms of mass%, C: 0.4 to 0.8%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.030% or less, S: 0.035. % Of steel, Al: 0.035% or less, Mo: 0.05-0.15% is added, and the ERW steel pipe of mechanical structural high carbon steel consisting of the balance Fe and unavoidable impurities is described. ing. In the technique described in Patent Document 1, by adding Mo, hot workability at 1000 ° C. or higher can be greatly improved, and high carbon steel for machine structural use with excellent hot workability. It will be a steel pipe.
  • Patent Document 2 by mass, C: 0.3 to 0.6%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.3 to 1.5%, P: 0.012% or less, S: 0.035% or less, Al: 0.035% or less Hot-rolled high-carbon steel slabs, in which the P concentration in the center segregation part that is continuously cast is adjusted to a low level that satisfies the specific relationship with the C concentration.
  • a method for producing a high workability high carbon steel ERW steel pipe is described, in which an ERW steel pipe is manufactured using the obtained hot rolled coil of high carbon steel as a raw material. According to the technique described in Patent Document 2, high temperature cracking during electric resistance welding is suppressed and the yield is improved.
  • Patent Document 3 a high carbon steel containing C: 0.30 to 0.60% by mass and P: 0.012% or less is continuously cast, and the P concentration in the central segregation part has a specific relationship with the C concentration.
  • Open pipe (both open pipe), both ends of the open pipe (both edges) are preferably 2 to 4 mm wider than usual and preheated to 800 to 1000 ° C, and then electro-welded.
  • a method for producing a high-workability machine structure high-carbon steel ERW steel pipe for air-cooling an ERW weld is described.
  • Patent Document 4 discloses that an electric resistance welded steel pipe having a composition containing C: 0.03 to 0.30%, Si: 0.50 to 3.00%, and Mn: 0.30 to 3.00% is subjected to electric resistance welding, and the weld is heated to 800 to 1000 ° C. After heating, it is rapidly cooled at 20 to 200 ° C / s from the Ar 3 transformation point or higher, and retained austenite remains in the ERW weld to improve the workability of the ERW weld. A heat treatment method is described. According to the technique described in Patent Document 4, the ductility of the electric resistance welded portion is improved, and the electric resistance welded steel pipe can withstand severe processing such as hydroforming.
  • An object of the present invention is to solve this problem and to provide a method for manufacturing a high carbon steel electric resistance welded steel pipe having an electric resistance welded portion excellent in reliability.
  • excellent in reliability refers to a case where there is no defect affecting the fatigue strength in the ERW weld.
  • the ultrasonic flaw detection method depends on the classification UA in JIS G 0582 “Ultrasonic flaw detection method for steel pipes”.
  • the present inventors have found that, in order to further improve the reliability of the high-carbon steel electric resistance welded steel pipe, cold working such as straightening immediately after electric resistance welding is the minimum necessary. It was found that it was effective to reheat and perform hot reduction rolling at a temperature range of 850 ° C. or higher at a reduction rate of 10% or more. It has also been found that the use of induction heating can reduce the heating time and can suppress decarburization during reheating.
  • High-carbon steel sheet with a composition containing 0.37% C, 0.25% Si, 1.50% Mn, 0.025% Al, 0.004% N, 0.02% Ti, 0.002% B (mass thickness: 7.9% by mass) mm) was made into a raw steel plate and cold-formed into a substantially cylindrical shape using a plurality of rolls, the opposed end faces were butted together and electro-welded and welded into an electric-welded steel pipe (outer diameter 89.1 mm ⁇ ).
  • cold drawing was performed using a sizer rolling machine at a cold rate of 0 to 1.2%.
  • the obtained ERW welded pipe was subjected to ultrasonic inspection, particularly the ERW weld, and the number of defects (number of defects) was measured. Ultrasonic flaw detection was performed by increasing the sensitivity by 6db with a notch having a depth of 0.2 mm and a length of 12.5 mm as a reference. The obtained results are shown in FIG.
  • FIG. 1 shows that the occurrence of defects becomes significant when the drawing ratio of cold drawing rolling exceeds 0.8%.
  • the present invention has been completed on the basis of such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the material steel plate is High composition with the balance of Fe and inevitable impurities, including C: 0.30 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.30 to 2.0%, Al: 0.50% or less, N: 0.0100% or less.
  • a carbon steel sheet is subjected to cold drawing rolling with a drawing ratio of 0.8% or less after the aforementioned ERW welding, and then immediately reheated or cooled and reheated, and in a temperature range of 850 ° C. or higher, the diameter reduction ratio:
  • a method for producing a high carbon steel electric resistance welded steel pipe characterized by performing hot shrinking rolling of 10% or more to obtain an electric resistance welded portion having excellent reliability.
  • a method for producing a high carbon steel ERW welded steel pipe comprising one or more selected from the group consisting of:
  • the reheating is heating by high frequency induction heating means.
  • a high-carbon steel electric-welded steel pipe manufactured using the method for manufacturing a high-carbon steel electric-welded steel pipe according to any one of (1) to (5) is used. Auto parts.
  • the automobile parts include a front fork, a rack bar, a drive shaft, a tie rod, a stator shaft, a camshaft ( car parts that are one of cam shaft).
  • the present invention it is possible to obtain a high carbon steel ERW welded steel pipe having an ERW welded portion with reduced defects and excellent reliability.
  • the reliability of the high carbon steel ERW welded pipe is significantly improved.
  • hollow s parts made of high-carbon steel electric-welded steel pipes (hollow s parts), for example, various automobile parts such as front forks, rack bars, drive shafts, tie rods, stator shafts, camshafts, etc. Reliability is also improved.
  • the present invention is a method for producing an electric-welded steel pipe made of high carbon steel.
  • the raw steel plate is a high-carbon steel plate, and an ordinary ERW welded pipe manufacturing method is applied to obtain a high-carbon ERW welded steel pipe.
  • the “steel plate” mentioned here includes a steel strip.
  • the steel sheet used as the material steel sheet in the present invention includes C: 0.30 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.30 to 2.0%, Al: 0.50% or less, and N: 0.0100% or less.
  • the steel plate used as the material steel plate in the present invention is Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 1.2% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.5% or less, or one kind selected from Two or more kinds may be included.
  • the steel plate used as the material steel plate in the present invention may include one or more selected from Ti: 0.04% or less, Nb: 0.2% or less, and V: 0.2% or less.
  • the steel plate used as the raw steel plate in the present invention may contain B: 0.0005 to 0.0050%.
  • the balance other than the essential components and optional components is Fe and inevitable impurities.
  • the thickness of the material steel plate is preferably 8 mm or less from the viewpoint of discharging oxide from the electric resistance welded portion.
  • C 0.30 to 0.60%
  • C is an element that contributes to an increase in strength by solid solution or precipitation as carbide or carbonitride.
  • the C content is set to 0.30% or more.
  • “desired steel pipe strength” refers to a tensile strength TS of 1200 MPa or more.
  • the toughness after the heat treatment decreases. For this reason, the C content is limited to the range of 0.30 to 0.60%.
  • Si 0.05-0.50% Si is an element that acts as a deoxidizer. In order to obtain such an effect, the Si content is set to 0.05% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the effect is saturated and economically disadvantageous, and the formation of inclusions is promoted during ERW welding, which adversely affects the soundness of the ERW weld. Therefore, the Si content is limited to the range of 0.05 to 0.50%. Note that the content is preferably 0.10 to 0.30%.
  • Mn 0.30 to 2.0%
  • Mn is an element that contributes to increase in strength and improve hardenability by solid solution.
  • the Mn content is set to 0.30% or more.
  • the Mn content exceeds 2.0%, retained austenite is formed and the toughness after tempering treatment is lowered. Therefore, the Mn content is limited to the range of 0.30 to 2.0%. Note that the content is preferably 0.8 to 1.6%.
  • Al 0.50% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • the Al content is desirably 0.01% or more.
  • the Al content exceeds 0.50%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous and promotes the formation of inclusions during ERW welding, Adversely affects the health of For this reason, Al content was limited to 0.50% or less of range. Note that the content is preferably 0.02 to 0.04%.
  • N 0.0100% or less
  • N is an element useful for forming a nitride or carbonitride and ensuring strength after heat treatment (tempering). In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.0005% or more. If the N content exceeds 0.0100%, coarse nitrides are formed, and the toughness and fatigue life may be reduced. For this reason, the N content is limited to 0.0100% or less. In addition, when N contains Ti, it is desirable to adjust so that the following formula may be satisfied in relation to Ti content.
  • N / 14 ⁇ Ti / 47.9 (Where N, Ti: content of each element (mass%))
  • the above-described components are basic components of a steel plate that is a raw steel plate.
  • Cu 1.0% or less
  • W 1.5% or less 1 or 2 or more selected from the above
  • / or Ti 0.04% or less
  • Nb 0.20% or less
  • V 0.20% or less
  • / or B 0.0005 Up to 0.0050% may be selected and contained.
  • the steel plate to be the raw steel plate can contain one or more selected from Cu, Ni, Cr, Mo and W as required.
  • Cu dissolves and contributes to increasing strength and improving hardenability, and also improves toughness, delayed fracture resistance (delayed fracture resistance), and corrosion fatigue resistance (corrosion fatigue resistance). It is an element.
  • the Cu content is desirably 0.05% or more.
  • the Cu content exceeds 1.0%, the above-described effects are saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous and processability is lowered.
  • it when it contains Cu, it is preferable to limit Cu to 1.0% or less. More preferably, it is 0.05 to 0.25%.
  • Ni is an element that contributes to the improvement of toughness, delayed fracture resistance, and corrosion fatigue resistance in addition to solid solution that contributes to increasing strength and improving hardenability.
  • the Ni content is desirably 0.05% or more.
  • the Ni content exceeds 1.0%, the above-described effects are saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous and processability is lowered.
  • it is preferable to limit Ni content to 1.0% or less. More preferably, it is 0.05 to 0.25%.
  • CrCr dissolves and contributes to increasing strength and improving hardenability, and also generates fine carbides and contributes to increasing strength by precipitation strengthening.
  • the Cr content is desirably 0.1% or more.
  • the Cr content exceeds 1.2%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous, and easily causes inclusions during ERW welding.
  • MoMo dissolves and contributes to increasing the strength and improving the hardenability, and further forming fine carbides to contribute to increasing the strength by precipitation strengthening.
  • Mo content exceeds 1.0%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous, and coarse carbides may be formed to reduce toughness.
  • Mo content it is preferable to limit Mo content to 1.0% or less. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • W has a function of improving the balance between hardness and toughness after heat treatment, in addition to solid solution and contributing to increase in strength and improvement in hardenability.
  • the W content is desirably 0.01% or more.
  • W content exceeds 1.5%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous.
  • W it is preferable to limit W to 1.5% or less. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • Ti 0.04% or less
  • Nb 0.20% or less
  • V 0.20% or less Ti, Nb, and V all contribute to increasing strength by forming fine carbides. It is an element and can be selected as necessary and contained in one or more.
  • Ti is an element having an action of securing solid solution B effective in improving hardenability by combining with N and fixing N in addition to the above action. Further, Ti forms fine nitrides, has an action of suppressing the coarsening of crystal grains during heat treatment and electric resistance welding, and contributes to improvement of toughness. In order to obtain such an effect, it is desirable that the Ti content be 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.04%, inclusions may increase and the toughness may decrease. For this reason, when Ti is contained, the Ti content is preferably limited to 0.04% or less. Moreover, when Ti is contained, it is desirable to contain it so as to satisfy the following formula in relation to the N content. More preferably, the content is 0.01 to 0.03%.
  • Nb has the effect of improving the toughness and delayed fracture resistance by forming fine carbides during tempering and contributing to an increase in strength, and by refining the structure after heat treatment.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • Nb content exceeds 0.20%, the above-described effects are saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous.
  • Nb is preferably limited to 0.20% or less. More preferably, the content is 0.01 to 0.02%.
  • V contributes to strength increase by forming fine carbides during tempering.
  • the V content is desirably 0.001% or more.
  • the V content is preferably limited to 0.20% or less. More preferably, the content is 0.01 to 0.08%.
  • B 0.0005-0.0050%
  • B is contained in a small amount to improve hardenability and to improve the balance between hardness and toughness after heat treatment. B also strengthens the grain boundary and improves quenching crack resistance. B can be contained as required. In order to obtain such an effect, the B content is set to 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, the above-described effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous, and coarse B-containing precipitates are generated, resulting in a decrease in toughness. For this reason, when B is contained, the B content is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.0050%. More preferably, it is 0.002 to 0.003%.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, and O: 0.005% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an element that adversely affects weld crack resistance and toughness. It is desirable to reduce the P content as much as possible within a range of 0.020% or less. However, excessive reduction of the P content raises the refining cost, so the P content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.010% or less.
  • S 0.010% or less S is present as sulfide inclusions in steel, which adversely affects workability, toughness and fatigue life, and increases reheat cracking sensitivity. It is an element. It is desirable to reduce the S content as much as possible within a range of 0.010% or less. However, excessive reduction increases the refining cost, so the S content is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.001% or less.
  • O 0.005% or less
  • O (oxygen) exists as an oxide inclusion in steel and adversely affects workability, toughness, and fatigue life. Therefore, it is desirable to reduce the O (oxygen) content as much as possible within a range of 0.005% or less. More preferably, it is 0.002% or less.
  • a high-carbon steel plate having the above composition is used as a raw steel plate.
  • the manufacturing method of a raw steel plate does not need to be particularly limited. Any of the usual methods for producing hot-rolled steel sheets can be applied. After slitting the steel plate to a predetermined width and forming it into a substantially cylindrical shape cold, preferably using a plurality of forming rolls, the opposing end faces are butt-welded and electro-sewn Weld to make an ERW welded steel pipe.
  • ERW welding is performed to form an ERW welded steel pipe, and then the ERW welded steel pipe is subjected to cold drawing rolling in order to prevent a defect-of-shape. It is preferable to use a sizer mill for this rolling.
  • the drawing ratio of cold drawing is limited to 0.8% or less. When the drawing ratio exceeds 0.8%, defects such as cracks occur in the ERW welded part, and the reliability of the ERW welded part decreases. For this reason, the drawing ratio of the cold drawing rolling performed after the ERW welding is limited to 0.8% or less.
  • the content is 0.01 to 0.1%.
  • the definition of the aperture ratio is (perimeter before sizing ⁇ perimeter after sizing) / perimeter before sizing ⁇ 100 (%).
  • ERW welded steel pipe that has been cold-drawn to 0.8% or less is immediately reheated or cooled to room temperature and then reheated.
  • the reheating temperature is not particularly limited.
  • the reheating temperature is preferably set to a temperature at which hot reduction rolling can be performed with a reduction ratio of 10% or more in a temperature range of 850 ° C. or higher, that is, 900 to 1050 ° C.
  • the hot reduction rolling is reheated to the austenite region (austenite region), toughen the ERW welded portion and to crush defects generated in the ERW welded portion, thereby making it harmless. This is done to improve the reliability of ERW welds.
  • the finish rolling temperature of hot diameter reduction rolling is less than 850 ° C., the compression of the shrinkage defect is insufficient and the desired defect cannot be rendered harmless.
  • the finish rolling temperature of hot reduction rolling is preferably 900 ° C. or higher.
  • the upper limit of the finish rolling temperature of hot diameter reduction rolling is 1000 ° C. which can prevent the coarsening of the structure.
  • the reduction ratio of hot reduction rolling is in the temperature range of 850 ° C. or more and less than 10%, the reduction ratio is insufficient and the desired defect cannot be rendered harmless. For this reason, the reduction ratio of hot reduction rolling is limited to 10% or more. In addition, Preferably it is 30% or more.
  • the upper limit of the diameter reduction rate of hot diameter reduction rolling is determined according to the desired size and shape. The definition of the reduction ratio is (outer diameter before rolling ⁇ outer diameter after rolling) / outer diameter before rolling ⁇ 100 (%).
  • a high-carbon steel hot-rolled steel plate (thickness: 7.8 mm) having the composition shown in Table 1 was used as the raw steel plate. These raw steel plates were slit to a predetermined width, and formed into a substantially cylindrical open pipe with a plurality of rolls in the cold. Thereafter, the opposing end faces were butted together and electro-welded to form an electro-welded steel pipe (master pipe) having an outer diameter of 89.1 mm ⁇ ⁇ wall thickness of 7.9 mm.
  • the ERW welded steel pipe was subjected to cold drawing with the drawing ratios shown in Table 2 and adjusted so as to have a predetermined size and shape using a sizer mill after ERW welding.
  • the entire length of the ERW welded welded steel pipe (about 10,000 m) was subjected to ultrasonic flaw detection, and the presence or absence of detected defects and the number of defects (converted per 10000 m in length) were investigated.
  • Ultrasonic flaw detection was performed with a 6 dB sensitivity improvement based on a notch having a depth of 0.2 mm and a length of 12.5 mm.
  • the occurrence of defects in the ERW welds is small, and the occurrence of cracks in the ERW welds is also reduced in the torsional fatigue test.
  • the number of defects generated in the ERW welds is large, and cracks are generated more frequently in the ERW welds even in the torsional fatigue test.

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Abstract

　信頼性に優れた電縫溶接部を有する高炭素電縫溶接鋼管を提供する。　質量％で、C：0.30～0.60％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.30～2.0％、Al：0.50％以下、N：0.0100％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の高炭素鋼板を素材鋼板とし、素材鋼板を冷間加工により略円筒形状に成形し電縫溶接して電縫溶接鋼管とするに際し、該電縫溶接後に、絞り率：0.8％以下の冷間絞り圧延を施したのち、直ちに再加熱しあるいは冷却して再加熱し、850℃以上の温度域で、縮径率：10％以上の熱間縮径圧延を施す。これにより、電縫溶接部の欠陥発生が抑制されて信頼性に優れた電縫溶接部となり、信頼性が顕著に向上した高炭素電縫溶接鋼管が得られる。また、これらの高炭素電縫鋼管を素材とすることにより自動車部品の信頼性も向上する。

Description

高炭素電縫溶接鋼管の製造方法及び自動車部品
　本発明は、自動車等の中空機械部品用として好適な、高炭素電縫溶接鋼管の製造方法及び自動車部品に係り、とくに電縫溶接部の信頼性向上に関する。
　本発明は、自動車等の中空機械部品(hollow mechanical part)用として好適な、高炭素電縫溶接鋼管(high carbon electric resistance welded steel pipe or tube)の製造方法に係る。とくに、本発明は電縫溶接部（electric resistance weld）の信頼性の向上に関する発明である。
　近年、地球環境（global environment）の保全という観点から、自動車の燃費向上（improvement of fuel efficiency）が強く要望され、自動車車体（automotive body）の軽量化（weight saving）が強く指向されている。そのため、従来、使用されていた中実素材（solid material）に代えて、中空素材が自動車部品用素材として使用されるようになってきた。自動車等に用いられる熱処理が必要な部品用の中空素材として、とくに、寸法精度が良好で、しかも表面脱炭(surface decarburization)が少ないことから、機械構造用高炭素鋼材(high carbon steel for mechanical structural use)である高炭素鋼の電縫溶接鋼管の利用が検討されている。
　しかし、機械構造用高炭素鋼材では、炭素量が多くなるため、強度が増加し、伸びが低下するうえ、偏析(segregation)が強くなる傾向を示す。このため、C、Mnおよび、P等が強く偏析した偏析部では、高温での熱間加工性(hot workability)の低下が著しくなり、電縫溶接そのものが困難になったり、あるいは偏析部に起因して電縫溶接部に、高温割れ(hot cracking)等の欠陥が多発し、鋼管としての加工性に問題を残したりしていた。
　このような問題に対して、例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.4～0.8％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.3～2.0％、P：0.030％以下、S：0.035％以下、Al：0.035％以下を含み、さらにMo：0.05～0.15％を添加し、残部Feおよび不可避的不純物からなる機械構造用高炭素鋼(mechanical structural high carbon steel)の電縫鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術では、Moを添加することにより、1000℃以上の熱間での加工性を大幅に改善でき、熱間加工性の優れた機械構造用高炭素鋼の鋼電縫鋼管となるとしている。
　また、特許文献２には、質量％で、C：0.3～0.6％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.3～1.5％、P：0.012％以下、S：0.035％以下、Al：0.035％以下を含み、連続鋳造(continuous cast)した中心偏析部(center segregation part)のP濃度がC濃度との関係で特定関係を満足する低いレベルに調整された高炭素鋼のスラブを熱間圧延して得た高炭素鋼の熱延コイルを素材として電縫鋼管を製造する、高加工性高炭素鋼の電縫鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、電縫溶接時における高温割れが抑制され、歩留りが向上するとしている。また、特許文献２に記載された技術によれば、バルジ成形（bulge forming）などの苛酷な加工を受けても、偏析部での脆化割れ(embrittlement crack)が生じる可能性が低く、高炭素鋼の電縫鋼管の加工性が向上するとしている。
　また、特許文献３には、質量％で、C：0.30～0.60％、P：0.012％以下を含む高炭素鋼を連続鋳造して中心偏析部のP濃度がC濃度との関係で特定関係を満足する低いレベルに調整された高炭素鋼スラブ(high-carbon steel slab)とし、この高炭素鋼スラブを熱間圧延して得た高炭素鋼の熱延コイルを素材として、成形ロール群により円筒状のオープンパイプ(open pipe)としたのち、オープンパイプの両エッジ(both edges)を、好ましくは加熱幅を通常より広い2～4ｍｍとしかつ800～1000℃に予熱して電縫溶接し、ついで電縫溶接部を空冷する高加工性機械構造用高炭素鋼の電縫鋼管の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、電縫溶接時における高温割れが抑制され、歩留りが向上するとともに、電縫溶接部の硬さが低減し、バルジ成形などの苛酷な加工を受けても、溶接部での割れを防止でき、高炭素鋼の電縫鋼管の加工性が向上するとしている。
　また、特許文献４には、C：0.03～0.30％、Si：0.50～3.00％、Mn：0.30～3.00％を含む組成の電縫鋼管を電縫溶接後、その溶接部を800～1000℃に加熱した後、Ａr３変態点以上から20～200℃/sで急冷して、電縫溶接部に残留オーステナイト（retained austenite）を残存させ電縫溶接部の加工性を高める、電縫溶接部の熱処理方法が記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、電縫溶接部の延性(ductility)が向上し、ハイドロフォーム(hydroforming)などの厳しい加工にも耐えることができる電縫鋼管となるとしている。
特開平０４－２６３０３９号公報 特開平１１－１５６４３３号公報 特開平１１－２２６６３４号公報 特開平１１－３２３４４２号公報
　最近では、とくに自動車等の安全性確保(ensuring safety)の観点から、自動車等の部品には、高い信頼性を保持することが厳しく要求されるようになっている。とくに、部品用素材として電縫溶接鋼管を用いる場合、電縫溶接鋼管は、従来に比して高い信頼性を有する電縫溶接部を有することが要求されている。しかしながら、特許文献１～４に記載された技術では、電縫溶接部の疲労強度(fatigue strength)で代表される信頼性要求値(requisite performance for reliability)を十分に満足できない場合が生じるという問題がある。
　本発明は、かかる問題を解決して、信頼性に優れた電縫溶接部を有する高炭素鋼の電縫溶接鋼管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「信頼性に優れた」とは、電縫溶接部に疲労強度に影響する欠陥が存在しない場合をいうものとする。具体的には、深さ0.2mm×長さ12.5mmのノッチ(notch)を基準とし、超音波探傷方法については、JIS G 0582 「鋼管の超音波探傷検査方法」の区分UAによるが、より高感度で微細な欠陥を探傷するために6db(decibel)感度アップ(sensitivity enhancement)を行った超音波探傷試験で欠陥が0個で、かつ外表面のねじり応力（torsional stress）τを350MPaとして繰返し数：200万回までのねじり疲労試験（torsion fatigue test）で割れが発生しない場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、従来の高炭素鋼の電縫溶接鋼管についてその信頼性が低い原因について鋭意検討した。その結果、従来の高炭素鋼の電縫溶接鋼管では、電縫溶接部に割れ等の欠陥が残りやすいためであることを見出した。従来の高炭素鋼の電縫溶接鋼管では、所定の寸法形状に精度高く調整する必要性から、通常、電縫溶接終了後、冷間でサイジング(sizing)や、曲り矯正(straightening)を行っている。この絞り圧延や曲り矯正により、電縫溶接で硬化した電縫溶接部に割れが発生し、信頼性が低下すると考えられる。
　そこで、高炭素鋼の電縫溶接鋼管の場合には、電縫溶接終了後に、電縫溶接部のみを焼準(normalizing)し、その後、冷間でサイジングや、曲り矯正等の加工を行うことが考えられる。しかし、この方法によってもなお、十分な信頼性の向上は得られない。その原因については、現時点では明確にはなっていないが、引け巣状欠陥(defects such as shrinkage cavities)が関係している可能性が高いと推察される。というのは、低炭素鋼における電縫溶接では、通常、溶接部をスクイズロール(squeeze roll)で絞ることにより引け巣状欠陥を防止しているが、高炭素鋼の電縫溶接では、融点が低くなるため、スクイズロールを通過した後まで溶融部(melting section)が残存し、引け巣状欠陥が発生しやすくなる場合があると考えられる。
　このようなことから、本発明者らは、高炭素鋼の電縫溶接鋼管の更なる信頼性向上のためには、電縫溶接部に単純に熱処理を施して延性を向上させるのみではなく、電縫溶接部に発生した引け巣状欠陥を潰すような加工（絞り圧延(reducing））を併せて施す必要があることに思い至った。
　そして、更なる検討の結果、本発明者らは、高炭素鋼の電縫溶接鋼管の更なる信頼性向上のためには、電縫溶接直後の矯正等の冷間での加工を必要最小限に抑えたうえで、再加熱し、850℃以上の温度域で、10％以上の縮径率(reducing rate of diameter)で熱間縮径圧延を施すことが有効であることを見出した。なお、再加熱に際しては、誘導加熱を利用することが加熱時間の短縮化が可能でかつ脱炭を抑制できることも知見した。
　本発明の基礎となった実験結果について説明する。
　質量％で、Ｃを0.37％、Ｓｉを0.25％、Ｍｎを1.50％、Ａｌを0.025％、Ｎを0.004％、Ｔｉを0.02％、Ｂを0.002％含有する組成の高炭素鋼板（板厚：7.9mm）を素材鋼板とし、複数ロールを用いて略円筒形状に冷間成形し、相対する端面同士を突合せ、電縫溶接して電縫溶接鋼管（外径89.1mmφ）とした。電縫溶接したのち、冷間でサイザー圧延機を用いて、絞り率(reducing rate)：0～1.2％で冷間絞り圧延を施した。得られた電縫溶接鋼管について、とくに電縫溶接部について超音波探傷検査(ultrasonic inspection)し、欠陥箇所の個数（欠陥個数）を測定した。超音波探傷(ultrasonic flaw detection)は、深さ0.2mm×長さ12.5mmのノッチを基準として6db感度アップして行った。得られた結果を図１に示す。
　図１から、冷間絞り圧延の絞り率が0.8％を超えると、欠陥発生が顕著となることがわかる。
　また、電縫溶接後、冷間絞り圧延の絞り率：0.1％の冷間絞り圧延を行ったのち、直ちに980℃に再加熱し、850℃以上の温度域での縮径率を0～35％まで変化して熱間縮径圧延を施した。得られた電縫溶接鋼管について、電縫溶接部を超音波探傷検査し、欠陥箇所の個数（欠陥個数）を測定した。超音波探傷検査の条件は電縫溶接後と同様とした。得られた結果を、図２に示す。図２から、縮径率：10％未満の熱間縮径圧延では、電縫溶接部の欠陥の発生が顕著であり、縮径率が10％を超えると、顕著に欠陥の発生が減少することがわかる。
　本発明は、かかる知見に基づき、更なる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）素材鋼板を冷間加工により略円筒形状に成形したのち、相対する端面同士を突合せ、電縫溶接して電縫溶接鋼管とする電縫溶接鋼管の製造方法において、前記素材鋼板を、質量％で、C：0.30～0.60％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.30～2.0％、Al：0.50％以下、N：0.0100％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の高炭素鋼板とし、前記電縫溶接後に、絞り率：0.8％以下の冷間絞り圧延を施したのち、直ちに再加熱しあるいは冷却して再加熱し、850℃以上の温度域で、縮径率：10％以上の熱間縮径圧延を施して、信頼性に優れた電縫溶接部とすることを特徴とする高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
　（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：1.2％以下、Mo：1.0％以下、W：1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
　（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.04％以下、Nb：0.2％以下、V：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
　（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0005～0.0050％を含有することを特徴とする高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
　（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記再加熱が、高周波誘導加熱手段による加熱であることを特徴とする高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
　（６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法を用いて製造された高炭素鋼の電縫鋼管を素材として製造されてなることを特徴とする自動車部品。
　（７）（６）において、前記自動車部品が、フロントフォーク(front fork)、ラックバー(rack bar)、ドライブシャフト(drive shaft)、タイロッド(tie rod)、ステーターシャフト(stator shaft)、カムシャフト(cam shaft)のうちのいずれかである自動車部品。
　本発明によれば、欠陥発生が抑制されて信頼性に優れた電縫溶接部を有する高炭素鋼の電縫溶接鋼管が得られる。その結果、本発明によれば、高炭素鋼の電縫溶接鋼管の信頼性が顕著に向上する。また、本発明によれば、高炭素鋼の電縫溶接鋼管を素材とする中空部品(hollow parts)、例えば、フロントフォーク、ラックバー、ドライブシャフト、タイロッド、ステーターシャフト、カムシャフト等の各種自動車部品の信頼性も向上する。
電縫溶接部の欠陥発生個数に及ぼす冷間絞り圧延の絞り率の影響を示すグラフである。 電縫溶接部の欠陥発生個数に及ぼす熱間縮径圧延の縮径率の影響を示すグラフである。
　本発明は、高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法である。本発明では、素材鋼板を高炭素鋼板とし、常用の電縫溶接鋼管の製造方法を適用して、高炭素鋼の電縫溶接鋼管とする。なお、ここで言う「鋼板」には、鋼帯をも含むものとする。
　まず、素材鋼板である高炭素鋼板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％と記す。
　本発明で素材鋼板とする鋼板は、C：0.30～0.60％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.30～2.0％、Al：0.50％以下、N：0.0100％以下を含む。また、本発明で素材鋼板とする鋼板は、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.2％以下、Mo：1.0％以下、W：1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含んでもよい。また、本発明で素材鋼板とする鋼板は、Ti：0.04％以下、Nb：0.2％以下、V：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含んでもよい。また、本発明で素材鋼板とする鋼板は、B：0.0005～0.0050％を含有してもよい。上記必須成分及び任意成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、電縫溶接部の信頼性向上のためには、電縫溶接部から酸化物を排出するという観点から、素材鋼板の板厚は8mm以下とすることが好ましい。
　C：0.30～0.60％
　Cは、固溶してあるいは炭化物、炭窒化物として析出し、強度増加に寄与する元素である。このような効果を得て、所望の鋼管強度、熱処理後の鋼管強度を確保するために、Ｃ含有量は0.30％以上とする。なお、ここでいう「所望の鋼管強度」とは、引張強さTS：1200MPa以上を言うものとする。一方、Ｃ含有量が0.60％を超えると、熱処理後の靭性が低下する。このため、C含有量は0.30～0.60％の範囲に限定した。
　Si：0.05～0.50％
　Siは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るために、Ｓｉ含有量は0.05％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が0.50％を超えると、効果が飽和し経済的に不利となるうえ、電縫溶接時に介在物の生成を促進し、電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。このため、Si含有量は0.05～0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10～0.30％である。
　Mn：0.30～2.0％
　Mnは、固溶して強度増加、焼入れ性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るために、Ｍｎ含有量は0.30％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が2.0％を超えると、残留オーステナイトが形成され焼戻処理後の靭性が低下する。このため、Mn含有量は0.30～2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.8～1.6％である。
　Al：0.50％以下
　Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るために、Ａｌ含有量は0.01％以上とすることが望ましい。一方、Ａｌ含有量が0.50％を超えると、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となるとともに、電縫溶接時に介在物の生成を促進し、電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。このため、Al含有量は0.50％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02～0.04％である。
　N：0.0100％以下
　Nは、窒化物あるいは炭窒化物を形成し、熱処理（焼戻）後の強度を確保するために有用な元素である。このような効果を得るためには0.0005％以上含有することが望ましい。Ｎ含有量が0.0100％を超えると、粗大な窒化物が形成され、靭性や耐疲労寿命が低下する場合がある。このため、N含有量は0.0100％以下に限定した。なお、NはTiを含有する場合にはTi含有量との関係で、下記式を満足するように調整することが望ましい。
　　　　　　　　　　　N/14　≦　Ti/47.9
（ここで、N、Ti：各元素の含有量（質量％））
　上記した成分が、素材鋼板となる鋼板の基本の成分である。本発明ではこの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：1.2％以下、Mo：1.0％以下、W：1.5％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、Ti：0.04％以下、Nb：0.20％以下、V：0.20％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、B：0.0005～0.0050％、を選択して含有してもよい。
　Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.2％以下、Mo：1.0％以下、W：1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Cu、Ni、Cr、Mo、Wはいずれも、強度増加および、焼入れ性(hardenability)の向上に寄与する元素である。素材鋼板となる鋼板は、必要に応じて、Cu、Ni、Cr、Mo及びWから選択される１種または２種以上含有できる。
　Cuは、固溶して強度増加および、焼入れ性の向上に寄与するうえさらに、靭性(toughness)、耐遅れ破壊性(delayed fracture resistance)および、耐腐食疲労特性(corrosion fatigue resistance)をも向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を0.05％以上とすることが望ましい。一方、Ｃｕ含有量が1.0％を超えると、上記した効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となるうえ、加工性が低下する。このため、Ｃｕを含有する場合には、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0.05～0.25％である。
　Niは、固溶して強度増加および、焼入れ性の向上に寄与するうえさらに、靭性、耐遅れ破壊性および、耐腐食疲労特性の向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を0.05％以上にすることが望ましい。Ｎｉ含有量が1.0％を超えると、上記した効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となるうえ、加工性が低下する。このため、Ｎｉを含有する場合には、Ni含有量は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0.05～0.25％である。
　Crは、固溶して強度増加および、焼入れ性の向上に寄与するうえさらに、微細な炭化物を生成して析出強化(precipitation strengthening)により強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量を0.1％以上にすることが望ましい。一方、Ｃｒ含有量が1.2％を超えると、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となるうえ、電縫溶接時に介在物(inclusion)を生じやすく、電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。このため、Ｃｒを含有する場合には、Cr含有量は1.2％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1～0.5％である。
　Moは、固溶して強度増加および、焼入れ性の向上に寄与するうえ、さらに、微細な炭化物を生成して析出強化により強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を0.01％以上含有することが望ましい。一方、Ｍｏ含有量が1.0％を超えると、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となるうえ、粗大な炭化物を形成し靭性が低下する場合がある。このため、Ｍｏを含有する場合には、Mo含有量を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0.10～0.30％である。
　Wは、固溶して強度増加および、焼入れ性の向上に寄与することに加えてさらに、熱処理後の硬さと靭性のバランス(balance)を良好にする作用を有する。このような効果を確保するためには、Ｗ含有量を0.01％以上にすることが望ましい。一方、Ｗ含有量が1.5％を超えると、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ｗを含有する場合は、Wは1.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10～0.30％である。
　Ti：0.04％以下、Nb：0.20％以下、V：0.20％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ti、Nb、Vはいずれも、微細な炭化物を形成して強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
　Tiは、上記した作用に加えて、Nと結合しNを固定することにより焼入れ性の向上に有効な固溶Bを確保する作用を有する元素である。また、Tiは微細な窒化物を形成し、熱処理時や電縫溶接時の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有し、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ti含有量を0.001％以上にすることが望ましい。一方、Ti含有量が0.04％を超えると、介在物が増加し靭性が低下する場合がある。このため、Tiを含有する場合には、Ti含有量は0.04％以下に限定することが好ましい。また、Tiは、含有する場合には、N含有量との関係で下記式を満足するように含有することが望ましい。なお、より好ましくは0.01～0.03％である。
　　　　　　　　　　　　N/14　≦　Ti/47.9
（ここで、N、Ti：各元素の含有量（質量％））
　Nbは、焼戻時に微細な炭化物を形成して強度増加に寄与するとともに、熱処理後の組織を微細化し靭性や耐遅れ破壊性を改善する作用を有する。このような効果を得るためには、Nb含有量を0.001％以上にすることが望ましい。一方、Nb含有量が0.20％を超えると、上記した効果は飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Nbを含有する場合には、Nbは0.20％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01～0.02％である。
　Vは、焼戻時に微細な炭化物を形成して強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、V含有量を0.001％以上にすることが望ましい。一方、V含有量が0.20％を超えると、上記した効果は飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Vを含有する場合には、V含有量は0.20％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01～0.08％である。
　B：0.0005～0.0050％
　Bは、微量含有で焼入れ性を向上させ、熱処理後の硬さと靭性のバランスを良好にする。また、Bは結晶粒界(grain boundary)を強化して耐焼割れ性(quenching crack resistance)を向上させる。Bは必要に応じて含有できる。このような効果を得るためにはＢ含有量を0.0005％以上とする。一方、B含有量が0.0050％を超えると、上記した効果は飽和し含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となるうえ、粗大なB含有析出物を生成し靭性が低下する。このため、Bを含有する場合には、B含有量は0.0005～0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002～0.003％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からなる。なお、不可避的不純物としては、P：0.020％以下、S：0.010％以下、O：0.005％以下が許容できる。
　P：0.020％以下
　Pは、耐溶接割れ性(weld crack resistance)および、靭性に悪影響を及ぼす元素である。P含有量は0.020％以下の範囲でできるだけ低減することが望ましい。しかし、P含有量の過度の低減は精錬コスト(refining cost)を高騰させるため、P含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。なお、より好ましくは0.010％以下である。
　S：0.010％以下
　Sは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、加工性、靭性および、疲労寿命(fatigue life)に悪影響を及ぼすとともに、再熱割れ感受性(reheat cracking sensitivity)を増大させる元素である。S含有量は0.010％以下の範囲でできるだけ低減することが望ましい。しかし、過度の低減は精錬コストを高騰させるため、S含有量は0.0005％以上とすることが望ましい。なお、より好ましくは0.001％以下である。
　O：0.005％以下
　O（酸素）は、鋼中では酸化物系介在物(oxide inclusion)として存在し、加工性、靭性および、疲労寿命に悪影響を及ぼす。このため、O（酸素）含有量は0.005％以下の範囲で、できるだけ低減することが望ましい。なお、より好ましくは0.002％以下である。
　本発明では、上記した組成の高炭素鋼板を素材鋼板とする。素材鋼板の製造方法はとくに限定する必要はない。通常の熱延鋼板の製造方法がいずれも適用できる。素材鋼板を、所定の幅にスリット加工して、冷間で、好ましくは複数の成形ロール(forming rolls)を用いて連続して、略円筒形状に成形したのち、相対する端面同士を突合せ電縫溶接して電縫溶接鋼管とする。
　本発明では、電縫溶接して電縫溶接鋼管としたのち、該電縫溶接鋼管に、形状不良(defect of shape)を防止するため、冷間絞り圧延を施す。この圧延には、サイザー圧延機を用いることが好ましい。本発明では、冷間絞り圧延の絞り率を0.8％以下に限定する。絞り率が0.8％を超えると、電縫溶接部に割れ等の欠陥が発生し、電縫溶接部の信頼性が低下する。このため、電縫溶接したのちに施す冷間絞り圧延の絞り率を0.8％以下に限定した。なお、好ましくは0.01～0.1％である。電縫溶接部の欠陥発生に対しては冷間絞り圧延を行わない（絞り率0％）ほうが好ましい。冷間絞り圧延を行わない場合には、管形状に不良が発生する確率が高くなる。なお、絞り率の定義は、（サイジング前の周長－サイジング後の周長）／サイジング前の周長　×　100　（％）である。
　絞り率：0.8％以下の冷間絞り圧延を施された電縫溶接鋼管は、直ちに再加熱されるか、あるいは室温まで冷却されたのち再加熱される。再加熱の温度はとくに限定されない。本発明において再加熱の温度は、850℃以上の温度域で、10％以上の縮径率を施す熱間縮径圧延を行うことができる温度、すなわち、900～1050℃とすることが好ましい。
　本発明では、熱間縮径圧延は、オーステナイト域(austenite region)まで再加熱し、電縫溶接部の高靭化を図るとともに電縫溶接部に発生した欠陥を押し潰して無害化を図り、電縫溶接部の信頼性向上のために行う。熱間縮径圧延の仕上圧延温度(finishing rolling temperature)が850℃未満では、引け巣状欠陥の圧着(compression bonding)が不十分となり、所望の欠陥の無害化が達成できない。なお、熱間縮径圧延の仕上圧延温度は、好ましくは900℃以上である。なお、熱間縮径圧延の仕上圧延温度の上限は、組織の粗大化が防止できる1000℃である。
　また、熱間縮径圧延の縮径率が850℃以上の温度域で、10％未満では、縮径率が不足し、所望の欠陥の無害化が達成できない。このため、熱間縮径圧延の縮径率を10％以上に限定した。なお、好ましくは30％以上である。熱間縮径圧延の縮径率の上限は、所望の寸法形状に応じて決定される。なお、縮径率の定義は、（圧延前の外径－圧延後の外径）／圧延前の外径　×　100　（％）である。
　表１に示す組成の高炭素鋼の熱延鋼板（板厚：7.8mm）を素材鋼板とした。これら素材鋼板を所定の幅にスリット加工(slitting)し、冷間で複数のロールで、略円筒形状のオープンパイプに成形した。その後、相対する端面同士を突合せて電縫溶接して、外径89.1mmφ×肉厚7.9mmの電縫溶接鋼管（母管）とした。なお、電縫溶接鋼管には、電縫溶接後、サイザー圧延機を用いて、表２に示す絞り率の冷間絞り圧延を施し、所定の寸法形状になるように調整した。冷間絞り圧延後、直ちに誘導加熱手段で表２に示す温度まで加熱し、熱間縮径圧延機で表２に示す条件で熱間縮径圧延を施し、熱間縮径圧延後空冷して外径42.7mmφ×肉厚8.0mmの電縫溶接鋼管とした。
　得られた電縫溶接鋼管の電縫溶接部全長（約10000m）について、超音波探傷を行い、検知される欠陥の有無および欠陥個数（長さ10000m当たりに換算）を調査した。超音波探傷は、深さ0.2mm×長さ12.5mmのノッチを基準とし、６dB感度アップで行った。
　また、得られた電縫溶接鋼管から試験材を採取して外径36.7mmφ×肉厚7.2mmまで冷間引抜加工を行ったのち、焼準処理（945℃加熱後空冷）と焼入れ処理（950℃加熱後水冷焼入れ）を施し、ねじり疲労試験片（長：500mm）を採取し、ねじり疲労試験を実施した。
　ねじり疲労試験は、試験片10本について、外表面のねじり応力τが350MPaとして、繰返し数：200万回までの試験を実施し、電縫溶接部割れの発生比率（％）を測定した。これらの結果（超音波探傷とねじり疲労試験の結果）から、電縫溶接部の信頼性を評価した。超音波探傷における欠陥個数が0個でかつねじり疲労試験での割れ発生なしである場合を「○」とし、それ以外を「×」として、信頼性を評価した。
　得られた結果を表３に示す。
　本発明例はいずれも、電縫溶接部の欠陥発生が少なく、またねじり疲労試験においても電縫溶接部での割れ発生が少なくなっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、電縫溶接部の欠陥発生個数が多く、ねじり疲労試験においても、電縫溶接部での割れ発生が多くなっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  

Claims (7)

  1. 　素材鋼板を冷間加工により略円筒形状に成形したのち、相対する端面同士を突合せ電縫溶接して電縫溶接鋼管とする電縫溶接鋼管の製造方法において、
    　前記素材鋼板を、質量％で、
    　C：0.30～0.60％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.30～2.0％、Al：0.50％以下、N：0.0100％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の高炭素鋼板とし、前記電縫溶接後に、絞り率：0.8％以下の冷間絞り圧延を施したのち、直ちに再加熱しあるいは冷却して再加熱し、850℃以上の温度域で、縮径率：10％以上の熱間縮径圧延を施す高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
  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：1.2％以下、Mo：1.0％以下、W：1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.04％以下、Nb：0.2％以下、V：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0005～0.0050％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高炭素鋼の電縫溶接鋼管の製造方法。
  5. 　前記再加熱が、高周波誘導加熱手段による加熱である請求項１ないし４のいずれかに記載の高炭素電縫溶接鋼管の製造方法。
  6. 　請求項１ないし５のいずれかに記載の高炭素電縫溶接鋼管の製造方法を用いて製造された高炭素電縫鋼管を素材として製造されてなることを特徴とする自動車部品。
  7. 　前記自動車部品が、フロントフォーク、ラックバー、ドライブシャフト、タイロッド、ステーターシャフト、カムシャフトのうちのいずれかである請求項６に記載の自動車部品。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101676244B1 (ko) 2015-04-14 2016-11-29 현대자동차주식회사 열변형 저감 스티어링 랙바용 탄소강 조성물 및 이의 제조방법
WO2020003720A1 (ja) * 2018-06-27 2020-01-02 Ｊｆｅスチール株式会社 中空スタビライザー製造用の電縫鋼管、中空スタビライザー、及びそれらの製造方法
CN109252096A (zh) * 2018-10-10 2019-01-22 江阴兴澄特种钢铁有限公司 经济型重载卡车转向器齿条用43MnCrMoB钢及其生产方法
CN113528939A (zh) * 2021-06-10 2021-10-22 江苏利淮钢铁有限公司 一种高性能汽车转向系统中横拉杆接头用钢

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01108314A (ja) * 1987-10-20 1989-04-25 Nkk Corp 冷間加工性に優れた電縫鋼管用帯鋼の製造方法
JPH04254520A (ja) * 1991-02-04 1992-09-09 Nippon Steel Corp 鋼管の円周方向ヤング率が高く圧潰特性に優れた電縫油井管の製造方法
JPH04263039A (ja) 1991-02-16 1992-09-18 Nippon Steel Corp 熱間加工性の優れた機械構造用高炭素鋼および高炭素鋼電縫鋼管
JPH0688129A (ja) * 1992-09-10 1994-03-29 Kawasaki Steel Corp 低残留応力の溶接まま高強度鋼管の製造方法
JPH06179945A (ja) * 1992-12-15 1994-06-28 Nippon Steel Corp 延性の優れたＣｒ−Ｍｏ系超高張力電縫鋼管
JPH06256845A (ja) * 1993-03-04 1994-09-13 Nippon Steel Corp 高強度電縫鋼管の製造方法
JPH09279250A (ja) * 1996-04-16 1997-10-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接部高靭性高強度電縫鋼管の製造方法
JPH11156433A (ja) 1997-11-27 1999-06-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 高加工性高炭素鋼電縫鋼管
JPH11226634A (ja) 1998-02-10 1999-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高加工性機械構造用高炭素鋼電縫鋼管の製造方法
JPH11323442A (ja) 1998-05-08 1999-11-26 Nippon Steel Corp 電縫溶接部の加工性を高める電縫溶接部熱処理方法
JP2001303194A (ja) * 2000-04-27 2001-10-31 Kawasaki Steel Corp ハイドロフォーミング性に優れ、溶接部の軟化が少ない構造用電縫鋼管およびその製造方法
JP2004027368A (ja) * 2000-09-20 2004-01-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 電縫鋼管およびその製造方法
WO2011149098A1 (ja) * 2010-05-27 2011-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ねじり疲労特性に優れた電縫鋼管及びその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6013024A (ja) * 1983-07-05 1985-01-23 Nippon Steel Corp 高炭素、高マンガン電縫鋼管の製造方法
JP3699394B2 (ja) * 2001-12-26 2005-09-28 住友鋼管株式会社 機械構造用電縫鋼管の熱処理方法
CN101248202A (zh) * 2005-08-22 2008-08-20 新日本制铁株式会社 淬透性、热加工性及疲劳强度优异的高强度厚壁电焊钢管及其制造方法
JP4837601B2 (ja) * 2006-03-09 2011-12-14 新日本製鐵株式会社 中空部品用鋼管及びその製造方法
JP2007262469A (ja) * 2006-03-28 2007-10-11 Jfe Steel Kk 鋼管およびその製造方法
JP5303842B2 (ja) * 2007-02-26 2013-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 偏平性に優れた熱処理用電縫溶接鋼管の製造方法
JP5540646B2 (ja) * 2009-10-20 2014-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01108314A (ja) * 1987-10-20 1989-04-25 Nkk Corp 冷間加工性に優れた電縫鋼管用帯鋼の製造方法
JPH04254520A (ja) * 1991-02-04 1992-09-09 Nippon Steel Corp 鋼管の円周方向ヤング率が高く圧潰特性に優れた電縫油井管の製造方法
JPH04263039A (ja) 1991-02-16 1992-09-18 Nippon Steel Corp 熱間加工性の優れた機械構造用高炭素鋼および高炭素鋼電縫鋼管
JPH0688129A (ja) * 1992-09-10 1994-03-29 Kawasaki Steel Corp 低残留応力の溶接まま高強度鋼管の製造方法
JPH06179945A (ja) * 1992-12-15 1994-06-28 Nippon Steel Corp 延性の優れたＣｒ−Ｍｏ系超高張力電縫鋼管
JPH06256845A (ja) * 1993-03-04 1994-09-13 Nippon Steel Corp 高強度電縫鋼管の製造方法
JPH09279250A (ja) * 1996-04-16 1997-10-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接部高靭性高強度電縫鋼管の製造方法
JPH11156433A (ja) 1997-11-27 1999-06-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 高加工性高炭素鋼電縫鋼管
JPH11226634A (ja) 1998-02-10 1999-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高加工性機械構造用高炭素鋼電縫鋼管の製造方法
JPH11323442A (ja) 1998-05-08 1999-11-26 Nippon Steel Corp 電縫溶接部の加工性を高める電縫溶接部熱処理方法
JP2001303194A (ja) * 2000-04-27 2001-10-31 Kawasaki Steel Corp ハイドロフォーミング性に優れ、溶接部の軟化が少ない構造用電縫鋼管およびその製造方法
JP2004027368A (ja) * 2000-09-20 2004-01-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 電縫鋼管およびその製造方法
WO2011149098A1 (ja) * 2010-05-27 2011-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ねじり疲労特性に優れた電縫鋼管及びその製造方法

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