WO2022085152A1 - 機械構造部品用電縫鋼管及びその製造方法 - Google Patents

機械構造部品用電縫鋼管及びその製造方法 Download PDF

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WO2022085152A1
WO2022085152A1 PCT/JP2020/039712 JP2020039712W WO2022085152A1 WO 2022085152 A1 WO2022085152 A1 WO 2022085152A1 JP 2020039712 W JP2020039712 W JP 2020039712W WO 2022085152 A1 WO2022085152 A1 WO 2022085152A1
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pipe
electric resistance
steel pipe
base metal
electric
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PCT/JP2020/039712
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洋仁 今村
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日本製鉄株式会社
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • This disclosure relates to electric resistance sewn steel pipes for machine structural parts and their manufacturing methods.
  • Patent Document 1 discloses a steel material for automobile undercarriage parts, which is a kind of mechanical structural parts. Specifically, Patent Document 1 describes a steel material to which Nb and Mo are compoundly added as a steel material for automobile undercarriage parts, which has high fatigue characteristics, does not require a large cost for heat treatment, and has excellent moldability. The difference between the Vickers hardness at the center of the plate thickness after bending and forming, where the bending R of the outer surface of the plate is 2 to 5 times the plate thickness, and the maximum Vickers hardness within 0.5 mm from the surface is 50 to 50.
  • a steel material for automobile undercarriage parts which is characterized by having an excellent fatigue characteristic of 150 points, is disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-63656
  • the "steel pipe bending portion” means a portion where the steel pipe is bent, and the "steel pipe bending” is a bending process for at least a part of the steel pipe in the pipe axial direction. It means a bending process in which the pipe shaft (that is, the central shaft) of a steel pipe is bent.
  • Patent Document 1 "bending forming in which the bending R of the outer surface of the plate is 2 to 5 times the plate thickness” makes the steel plate, which is a part of the pipe circumferential direction of the steel pipe, strong (that is, the bending R of the outer surface of the plate is strong). Since it is a bending process that bends (under the condition that it is 5 times or less the plate thickness) and is not a bending process that bends the central axis of the steel pipe (see Fig. 2 of the same document), it does not fall under the "steel pipe bending process" in the present disclosure. ..
  • Patent Document 1 is a strong bending molding (that is, bending molding having a small bending R) for forming the selvage portion of the axle beam which is an automobile suspension component (the above is FIG. 1 to FIG. 1 of Patent Document 1). See FIG. 6).
  • Patent Document 1 utilizes the fact that the hardness of the surface layer is significantly higher than the hardness of the central portion of the wall thickness of the steel sheet when this strong bending molding is performed (see paragraphs 0022 and 0023 of the same document). ..
  • the subject of one aspect of the present disclosure includes a machined portion X corresponding to at least one of a drawn-out machined portion and a steel pipe bending machined portion, and an electrosewn steel pipe for mechanical structural parts excellent in the tensile strength and fatigue limit of the machined portion X, and ,
  • the present invention is to provide a method for manufacturing an electrosewn steel pipe for mechanical structural parts.
  • An electrosewn steel pipe for machine structural parts including a machined portion X corresponding to at least one of a drawn-out portion and a steel pipe bending portion.
  • the processed portion X includes a base material portion and an electric stitch welded portion.
  • the chemical composition of the base material is% by mass.
  • the tensile strength of the base metal portion is 850 to 1000 MPa, and the tensile strength is 850 to 1000 MPa. In the tensile test of the base metal part, a yield elongation of 0.2% or more was observed. The ratio of the Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m from the outer surface of the base metal portion to the Vickers hardness at the center of the wall thickness of the base metal portion is 95% or more.
  • the tensile strength of the base material portion A is 600 to 800 MPa, and the tensile strength is 600 to 800 MPa.
  • an electrosewn steel pipe for machine structural parts which includes a machined portion X corresponding to at least one of a drawn portion and a steel pipe bending portion and has excellent tensile strength and fatigue limit of the machined portion X, and , A method for manufacturing an electrosewn steel pipe for mechanical structural parts is provided.
  • the numerical range represented by using “-” means a range including the numerical values before and after “-” as the lower limit value and the upper limit value.
  • “%” indicating the content of a component (element) means “mass%”.
  • the content of C (carbon) may be referred to as “C content”.
  • the content of other elements may be described in the same manner.
  • the term "process” is included in this term not only as an independent process but also as long as the intended purpose of the process is achieved even if it cannot be clearly distinguished from other processes. ..
  • As-rolled electric resistance welded steel pipe refers to an electric resistance welded steel pipe that has not been subjected to heat treatment other than seam heat treatment after being made. That is, “azuroll” in “azuroll electric pipe” means “as it is rolled”.
  • “Pipe making” is an open pipe made by roll-forming a hot-rolled steel plate unwound from a hot coil, and the butt portion of the obtained open pipe is welded by electric stitching to form an electric stitch welded portion. Refers to the process.
  • hot coil is meant a hot-rolled steel sheet manufactured using a hot strip mill and wound into a coil.
  • Roll forming refers to continuously bending a hot-rolled steel sheet unwound from a hot coil to form an open tubular.
  • a hot-rolled steel sheet manufactured using a hot strip mill is a continuous steel sheet, and thus a plate mill is used in that it is a continuous steel sheet. It is different from the steel plate that is manufactured. Since a steel plate is not a continuous steel sheet, it cannot be used for roll forming, which is a continuous bending process. In this respect, the electrosewn steel pipe is clearly distinguished from the welded steel pipe (for example, UOE steel pipe) manufactured by using a thick steel plate.
  • the base metal portion refers to a portion other than the electric resistance welded portion and the heat-affected zone.
  • the heat affected zone (hereinafter, also referred to as “HAZ”) is the effect of heat due to electric stitch welding (when seam heat treatment is performed after electric stitch welding, heat due to electric stitch welding and seam heat treatment). Refers to the part affected by).
  • the electric resistance pipe for machine structural parts of the present disclosure (hereinafter, also simply referred to as “electric pipe”) is an electric pipe for machine structural parts including a machined portion X corresponding to at least one of a drawing portion and a steel pipe bending portion. And, The machined portion X includes a base metal portion and an electrosewn welded portion. The chemical composition of the base metal is% by mass.
  • the tensile strength of the base metal portion is 850 to 1000 MPa, and the tensile strength is 850 to 1000 MPa. Yield elongation of 0.2% or more was observed in the tensile test of the base metal part.
  • the ratio of the Vickers hardness at the position of 50 ⁇ m from the outer surface of the base metal portion to the Vickers hardness at the center of the wall thickness of the base metal portion is 95% or more. Electric resistance sewn steel pipe for machine structural parts.
  • the electrosewn steel pipe of the present disclosure includes the machined portion X, has excellent tensile strength of the machined portion X (specifically, the tensile strength of the base metal portion in the machined portion X is 850 to 1000 MPa), and the machined portion X. It also has an excellent fatigue limit.
  • the effect is The chemical composition of the base metal part in the processed part X and With the above microstructure of the base metal part mainly composed of tempered bainite, The above-mentioned yield elongation is observed in the tensile test of the base metal part, and The ratio of the above Vickers hardness is 95% or more, and Achieved by the combination of.
  • the electric resistance welded steel pipe disclosed in the present disclosure will be described in detail.
  • the electrosewn steel pipe of the present disclosure includes a machined portion X corresponding to at least one of a drawn section and a steel pipe bending section.
  • the "steel pipe bending process" in the “steel pipe bending section” is a bending process for at least a part of the steel pipe in the pipe axis direction, and the pipe axis (that is, the central axis) of the steel pipe is. It is a bending process that can be bent. That is, the processed portion X corresponding to at least one of the drawn portion and the steel pipe bending portion is at least a part in the pipe axial direction of the electrosewn steel pipe.
  • the machined portion X includes a base metal portion and an electrosewn welded portion.
  • the machined portion X is formed on at least a part in the pipe axial direction of the azurol electric pipe (that is, the electric pipe that has not been heat-treated other than the seam heat treatment after the pipe is made) including the base material portion A and the electric resistance welded portion A.
  • the base metal portion A and the electric stitch welded portion A mean the base metal portion and the electric stitch welded portion in the azuroll electric pipe, respectively.
  • the processing is at least one of drawing processing and steel pipe bending processing.
  • the machined portion X may be a portion in which both the drawing process and the steel pipe bending process are performed on the same portion of the azurol electric resistance sewn steel pipe.
  • tempering means a heat treatment for heating to a temperature of Ac 1 point or less.
  • the manufacturing method X described later can be referred to.
  • the processed portion X may be a part of the electric resistance sewn steel pipe of the present disclosure in the pipe axial direction, or may be the whole of the electric resistance sewn steel pipe of the present disclosure.
  • the electrosewn steel pipe in which the whole is the machined portion X include an electrosewn steel pipe manufactured by drawing out and then tempering the azuroll electric pipe over the entire length.
  • a steel pipe bending process that is, a process of bending the pipe axis
  • Examples thereof include electric resistance sewn steel pipes manufactured by tempering the whole.
  • the processed portion X is visually distinguished from the non-processed portion. That is, the portion corresponding to at least one of the drawn portion and the steel pipe bending portion in appearance is the processed portion X in the present disclosure. Further, the portion where the tensile strength of the base metal portion is 850 to 1000 MPa can be regarded as the processed portion X.
  • the base metal part contains both Nb and Mo. Nb and Mo contribute to the precipitation strengthening described later.
  • the area ratio of tempered bainite to the entire microstructure is 80% or more. This feature also contributes to the strengthening of precipitation, which will be described later.
  • This feature is that the electric resistance pipe of the present disclosure is manufactured by processing and tempering an azurol electric pipe having a bainite area ratio of 80% or more with respect to the entire microstructure of the base material part A. It shows that there is.
  • the tensile strength of the base metal portion in the processed portion X is 850 to 1000 MPa.
  • the sewn steel pipe of the present disclosure is a sewn steel pipe obtained by subjecting an azuroll sewn steel pipe to processing (that is, at least one of drawing and bending of the steel pipe) and tempering in this order.
  • the tempered electric resistance pipe may have lower strength than the tempered electric resistance pipe (that is, the assroll electric resistance pipe) before tempering. The reason for this is considered to be that the strain introduced into the steel structure is reduced by tempering.
  • the microstructure in which the area ratio of tempered bainite in the base metal portion is 80% or more contributes to effectively exerting the effect of the precipitation strengthening.
  • Nb and Mo can be solid-solved in the steel at the stage before tempering because the area ratio of the bainite in the base material portion of the azurol electric resistance pipe is 80% or more.
  • the composite carbide containing Nb and Mo can be precipitated at the time of tempering, and the precipitation strengthening can be effectively exerted.
  • a yield elongation of 0.2% or more is observed in the tensile test of the base metal portion in the machined portion X.
  • a yield elongation of 0.2% or more means a substantial yield elongation.
  • the residual strain is reduced. Therefore, by satisfying this feature, the introduction of strain due to repeated stress is suppressed, and the fatigue characteristic of the machined portion X is improved.
  • the above-mentioned feature means that the electric resistance pipe of the present disclosure is manufactured by processing and tempering the azuroll electric pipe.
  • the yield elongation (that is, 0.2% or more) is substantial. Yield elongation) is not observed.
  • the ratio of the Vickers hardness at a position 50 ⁇ m from the outer surface of the base metal portion to the Vickers hardness at the center of the wall thickness of the base metal portion in the machined portion X (hereinafter, “hardness”).
  • the ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] ”) is 95% or more.
  • the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / thickness center] is 95% or more means that the formation of the decarburized layer is suppressed in the region including the outer surface of the base metal portion.
  • the decarburized layer is generally formed by "quenching" to heat to a temperature above Ac1 point.
  • the above-mentioned feature is that the azurol electric resistance pipe is not hardened (heat treatment to heat up to a temperature above Ac 1 point) but tempered (heat treatment to heat to a temperature below Ac 1 point) to manufacture the electric resistance pipe. Realized by.
  • the tensile strength, microstructure, yield elongation, and hardness ratio [depth 50 ⁇ m / thickness center] are not only the chemical composition but also the electric resistance of the present disclosure. It is also closely related to the manufacturing conditions for manufacturing sewn steel pipes.
  • An example of a manufacturing method for manufacturing the electrosewn steel pipe of the present disclosure will be described later as a manufacturing method X.
  • Automotive undercarriage parts As the machine structural parts used in the electric resistance sewn steel pipe for machine structural parts of the present disclosure, Automotive undercarriage parts, bearings, or motor covers are preferred. Automotive undercarriage parts are more preferred. Examples of automobile suspension parts include axle beams, trading arms, suspension members, link materials, torsion beams, and the like.
  • C 0.150 to 0.230%
  • C is an element that combines Nb and Mo to form fine composite carbides of Nb and Mo, and enhances the tensile strength and fatigue limit of the processed portion X. If the C content is less than 0.150%, this effect may not be obtained. If the C content is less than 0.150%, low-temperature winding may have to be carried out in the step of manufacturing the hot-rolled steel sheet by hot rolling in order to further increase the tensile strength. Low temperature winding may increase the variation in tensile strength. Therefore, the C content is 0.150% or more.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.160%, more preferably 0.170%.
  • the C content exceeds 0.230%, pearlite and martensite are remarkably generated and grown in the microstructure, which may not only reduce the cold workability but also reduce the fatigue limit. There is. Therefore, the C content is 0.230% or less.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.220%, more preferably 0.210%.
  • Si 0 to 0.50% Si is an arbitrary element. That is, the Si content may be 0% or more than 0%. Si is an element that contributes to the deoxidation of steel. From the viewpoint of more effectively obtaining such an effect, the lower limit of the Si content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the toughness of the base metal is lowered, and Si oxide is excessively generated during electric stitch welding, which may lower the mechanical properties of the machined portion X. .. Therefore, the Si content is 0.50% or less. The upper limit of the Si content is preferably 0.48%, more preferably 0.40%. On the other hand, if the Si content is excessively reduced, the manufacturing cost becomes high. Therefore, when considering industrial productivity, the lower limit of the Si content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%.
  • Mn 0.50 to 1.65%
  • Mn is an element that increases the tensile strength and fatigue limit of electrosewn steel pipes. If the Mn content is less than 0.50%, this effect may not be obtained. Therefore, the Mn content is 0.50% or more.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.60%, more preferably 0.70%.
  • Mn oxide may be excessively generated during electric stitch welding, and the mechanical properties of the machined portion X may deteriorate. Therefore, the Mn content is 1.65% or less.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.60%, more preferably 1.50%.
  • P 0 to 0.030%
  • P is an element that can be contained as an impurity. If the P content exceeds 0.030%, the electrosewn weldability may decrease and / or the toughness may decrease. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.015%, more preferably 0.010%.
  • the P content may be 0% or more than 0%. Attempts to excessively reduce the P content increase manufacturing costs. Therefore, when considering industrial productivity, the lower limit of the P content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%.
  • S 0 to 0.010%
  • S is an element that can be contained as an impurity. If the S content exceeds 0.010%, the weldability in electric sewing may decrease and / or the toughness may decrease. Therefore, the S content is 0.010% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.005%, more preferably 0.003%.
  • the S content may be 0% or more than 0%. Attempts to excessively reduce the S content increase manufacturing costs. Therefore, when considering industrial productivity, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%.
  • Nb 0.010 to 0.050%
  • Nb is an element contained together with Mo and combined with C to form a fine composite carbide containing Nb and Mo by tempering described later.
  • the fatigue limit of the machined portion X can be remarkably increased while maintaining a high tensile strength of the machined portion X.
  • the Nb content is 0.010% or more.
  • the preferable lower limit of the Nb content is 0.015%, and the more preferable lower limit is 0.020%.
  • the Nb content exceeds 0.050%, the toughness of the base metal and the toughness of the welded portion after the electric stitch welding are lowered. Therefore, the Nb content is 0.050% or less.
  • the preferred upper limit of the Nb content is 0.045%, and the more preferable upper limit is 0.040%.
  • Mo 0.10 to 0.60% Mo is contained together with Nb, and by tempering described later, it combines with C to form a fine composite carbide containing Nb and Mo. As a result, the fatigue limit of the machined portion X can be remarkably increased while maintaining a high tensile strength of the machined portion X. If the Mo content is less than 0.10%, this effect may not be obtained. Therefore, the Mo content is 0.10% or more.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.15%, more preferably 0.20%. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.60%, the processability is lowered and the toughness is also lowered. Therefore, the Mo content is 0.60% or less.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.55%, more preferably 0.50%.
  • Al 0.005 to 0.060%
  • Al is an element that contributes to the deoxidation of steel. If the Al content is less than 0.005%, the effect may not be obtained. Therefore, the Al content is 0.005% or more.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.010%, more preferably 0.020%.
  • the Al content exceeds 0.060%, the alumina-based oxide remains excessively in the processed portion X, and the mechanical properties of the processed portion X deteriorate. Therefore, the Al content is 0.060% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%.
  • N 0 to 0.0060%
  • N is an element that can be contained as an impurity. If the N content exceeds 0.0060%, N may be dissolved in the steel material to reduce workability. Therefore, the N content is 0.0060% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0055%, more preferably 0.0050%.
  • the N content may be 0% or more than 0%. If the N content is excessively reduced, the manufacturing cost becomes high. Therefore, when considering industrial productivity, the lower limit of the N content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%.
  • Ti is an arbitrary element. That is, the Ti content may be 0% or more than 0%. Ti is an element that can combine with C and / or N in steel to form a nitride or carbonitride and enhance the toughness of the steel material through the miniaturization of the structure. From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the Ti content is preferably more than 0%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.007%. On the other hand, if the Ti content is more than 0.030%, coarse Ti nitrides and / or coarse Ti carbonitrides may be generated, and the fatigue limit and toughness of the processed portion X may decrease. Therefore, the Ti content is 0.030% or less. The upper limit of the Ti content is preferably 0.025%, more preferably 0.020%.
  • V 0 to 0.100%
  • V is an arbitrary element. That is, the V content may be 0% or more than 0%.
  • V is an element that can combine with C and / or N in steel to form at least one selected from the group consisting of V carbides, V nitrides, and V carbonitrides, and can enhance the toughness of steel materials. ..
  • the lower limit of the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.010%.
  • the V content is more than 0.100%, at least one selected from the group consisting of coarse V carbide, coarse V nitride, and coarse V carbonitride is generated, and the processed portion X is produced. Fatigue limit and toughness may decrease. Therefore, the V content is 0.100% or less.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%.
  • Cr 0-0.5% Cr is an arbitrary element. That is, the Cr content may be 0% or more than 0%. Cr is an element that enhances the hardenability of steel materials and enhances the strength of steel materials. From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.1%, still more preferably 0.15%. On the other hand, if the Cr content is more than 0.5%, Cr oxide may be generated in the electric stitch welded portion, and the toughness of the electric stitch welded portion may decrease. Therefore, the Cr content is 0.5% or less. The upper limit of the Cr content is preferably 0.4%, more preferably 0.3%.
  • Cu 0 to 0.500%
  • Cu is an arbitrary element. That is, the Cu content may be 0% or more than 0%.
  • Cu is an element that can increase the strength of steel materials. From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the Cu content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.010%.
  • the Cu content is 0.500% or less.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.400%, more preferably 0.300%.
  • Ni is an arbitrary element. That is, the Ni content may be 0% or more than 0%.
  • Ni is an element that can be dissolved in a steel material to increase the strength of the steel material and can also increase the toughness of the steel material.
  • Ni is also an element capable of suppressing the liquid metal embrittlement action of Cu in Cu-containing steel. From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the Ni content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.010%.
  • the Ni content is more than 0.500%, the weldability of the steel material may deteriorate. Therefore, the Ni content is 0.500% or less.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.450%, more preferably 0.400%.
  • B 0 to 0.0030%
  • B is an arbitrary element. That is, the B content may be 0% or may be more than 0%.
  • B is an element that can be solid-solved in the steel material to improve the hardenability of the steel material and increase the strength of the steel material. From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the B content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0005%. On the other hand, if the B content is more than 0.0030%, coarse nitride may be generated and the fatigue limit of the steel material may be lowered. Therefore, the B content is 0.0030% or less.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0025%, more preferably 0.0020%.
  • Ca 0 to 0.0030%
  • Ca is an arbitrary element. That is, the Ca content may be 0% or more than 0%.
  • Ca is an element that can control the morphology of sulfide-based inclusions and enhance the toughness of steel materials. From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the Ca content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0010%.
  • the Ca content is more than 0.0030%, coarse Ca oxide may be generated and the toughness of the steel material may be lowered. Therefore, the Ca content is 0.0030% or less.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0025%, more preferably 0.0020%.
  • Mg 0 to 0.0040%
  • Mg is an optional element. That is, the Mg content may be 0% or more than 0%. Mg is an element that can generate fine oxides and enhance the toughness of the weld heat affected zone (HAZ). From the viewpoint of more effectively exerting such an effect, the lower limit of the Mg content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0010%. On the other hand, if the Mg content is more than 0.0040%, coarse oxides may be generated and the toughness of the steel material may decrease. Therefore, the Mg content is 0.0040% or less. The upper limit of the Mg content is preferably 0.0035%, more preferably 0.0030%.
  • Remaining portion Fe and impurities
  • the impurity refers to a component contained in a raw material (for example, ore, scrap, etc.) or a component mixed in a manufacturing process and not intentionally contained in steel.
  • Impurities include any element other than the elements described above.
  • the element as an impurity may be only one kind or two or more kinds. Examples of impurities include O, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, H, and REM.
  • REM is composed of rare earth elements, that is, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • O is preferably controlled so that the content is 0.006% or less.
  • Sb, Sn, Co, and As are mixed with, for example, a content of 0.1% or less
  • Pb and Bi are mixed with, for example, a content of 0.005% or less
  • H is, for example, a content. There can be less than 0.0004% contamination, respectively. It is not necessary to control the content of other elements as long as it is within the normal range.
  • the microstructure of the base metal is a microstructure mainly composed of tempered bainite.
  • the area ratio of tempered bainite to the entire microstructure of the base metal portion is 80% or more.
  • the microstructure effectively contributes to the development of precipitation strengthening by Mo and Nb during tempering, which in turn contributes to the improvement of tensile strength and fatigue strength.
  • the area ratio of the tempered bainite is preferably 85% or more, more preferably 90% or more, from the viewpoint of further improving the tensile strength and fatigue strength of the processed portion X.
  • Each concept of bainite and tempered bainite in the present disclosure includes granular bainite, upper bainite, lower bainite, and autotempered martensite. All of these tissues have a small change in tissue morphology due to tempering in the present disclosure. Therefore, in the present disclosure, it is not necessary to strictly distinguish between bainite and tempered bainite.
  • the area ratio of tempered bainite to the entire microstructure of the base metal portion may be 100% or less than 100%.
  • the balance preferably contains at least one selected from the group consisting of ferrite (eg, polygonal ferrite, acicular ferrite, etc.) and pearlite.
  • ferrite eg, polygonal ferrite, acicular ferrite, etc.
  • pearlite e.g., the concept of pearlite also includes pseudo-pearlite.
  • the area ratio of tempered bainite to the entire microstructure of the base metal is confirmed as follows.
  • a sample for microstructure observation is taken from the center position of the wall thickness of the base metal portion in the C cross section of the machined portion X (that is, the cross section perpendicular to the pipe axis direction of the machined portion X).
  • the size of the observation surface in the sample is 3 mm ⁇ 3 mm.
  • the observation surface of the sample is mirror-polished.
  • the observation surface of the sample is etched with 3% alcohol nitrate (Nital corrosive liquid).
  • the etched observation surface is observed with a 500x optical microscope. Of the observation surfaces, any five fields of view are specified, and a photographic image of each specified field of view is generated.
  • Each visual field region is 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m.
  • the area of tempered bainite was obtained, and the obtained area was divided by the total area of 5 fields and multiplied by 100 to obtain the area of tempered bainite with respect to the entire microstructure of the base metal. Find the rate (%).
  • the tensile strength of the base metal portion in the processed portion X is 850 to 1000 MPa.
  • the tensile strength of the base metal portion in the machined portion X is 850 MPa or more, which contributes to ensuring the strength of the electric resistance sewn steel pipe for machine structural parts.
  • the tensile strength is preferably 900 MPa or more.
  • the fact that the tensile strength of the base metal portion in the machined portion X is 1000 MPa or less means that it is easy to manufacture an electrosewn steel pipe for machine structural parts (for example, it is easy to manufacture a hot-rolled steel sheet as a material, and a hot-rolled steel sheet is rolled. Contributes to the ease of roll forming when forming and forming pipes, etc.).
  • the tensile strength is preferably 950 MPa or less.
  • the tensile strength of the base metal portion in the processed portion X is measured as follows. From the base metal portion in the processed portion X, a tensile test piece is collected from a region having a thickness of 70% with respect to the total thickness, centered on the central portion of the wall thickness. The type of tensile test piece to be collected is selected from the round bar test pieces specified in JIS Z 2241 (2011) according to the thickness of the base metal portion. If a test piece having appropriate dimensions is not specified in JIS Z 2241 (2011), a test piece (proportional test piece) obtained by proportionally reducing the specified test piece may be used. Tensile tests are carried out in the air at room temperature (20 ⁇ 15 ° C.) in accordance with JIS Z 2241 (2011) using the collected tensile test pieces. From the obtained stress-strain curve, the tensile strength (TS) is obtained.
  • TS tensile strength
  • a yield elongation of 0.2% or more is observed in the tensile test of the base metal portion.
  • the tensile test of the base metal portion referred to here means a tensile test for measuring the tensile strength of the base metal portion.
  • the test method is as described in the section of tensile strength of the base metal portion. This feature (that is, a yield elongation of 0.2% or more is observed in the tensile test of the base metal part) contributes to the suppression of strain introduction due to repeated stress, and eventually the fatigue of the machined part X. Contributes to strength improvement.
  • the electrosewn steel pipe of the present disclosure has a hardness ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] (that is, at a position at a depth of 50 ⁇ m from the outer surface of the base material portion with respect to the Vickers hardness in the wall thickness center portion of the base material portion. Vickers hardness ratio) is 95% or more.
  • This feature that is, the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / thickness center] is 95% or more) contributes to the suppression of fatigue cracks from the outer surface side as described above, and by extension, the machined portion X. Contributes to improving fatigue strength.
  • the hardness ratio [depth 50 ⁇ m position / wall thickness center portion] is preferably 120% or less, and more preferably 115% or less.
  • the hardness ratio [depth 50 ⁇ m position / central part of wall thickness] is 120% or less, stress can be borne by the entire wall thickness (especially, concentration of stress on the central part of wall thickness can be suppressed). As a result, the fatigue strength of the processed portion X is further improved.
  • the Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m from the outer surface of the base metal portion is determined as follows.
  • five points with a 0.5 mm pitch located on a line corresponding to a position at a depth of 50 ⁇ m from the outer surface of the base metal portion are specified as measurement points.
  • the Vickers hardness is measured in accordance with JIS Z 2244 (2009) under the condition of a load of 100 gf.
  • the arithmetic mean value of the measured values at the five measurement points is defined as "Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m".
  • the Vickers hardness at the center of the wall thickness of the base metal is determined as follows.
  • the Vickers hardness is measured in accordance with JIS Z 2244 (2009) under the condition of a load of 100 gf.
  • the arithmetic mean value of the measured values at the five measurement points is defined as "Vickers hardness at the center of the wall thickness”.
  • the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] is obtained by dividing the above “Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m” by the above “Vickers hardness at the center of the wall thickness” and multiplying by 100.
  • the outer peripheral length of the processed portion X is preferably 50 to 500 mm.
  • the outer peripheral length in the range of 50 to 500 mm is generally a length corresponding to the outer peripheral length of a steel pipe having an outer diameter of 16 to 160 mm.
  • the outer peripheral length of the processed portion X is more preferably 50 to 400 mm, still more preferably 100 to 300 mm.
  • the maximum wall thickness of the processed portion X (that is, the maximum value of the wall thickness of the processed portion X) is preferably 1.0 to 5.0 mm, more preferably 1.5 to 4.5 mm, and even more preferably. It is 2.0 to 4.0 mm.
  • Manufacturing Method X is a manufacturing method of an electric resistance sewn steel pipe according to an embodiment described later.
  • Manufacturing method X is The chemical composition of the base metal portion A, including the base metal portion A and the electric stitch welded portion A, is mass%.
  • C 0.150 to 0.230%, Si: 0 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.65%, P: 0 to 0.030%, S: 0 to 0.010%, Nb: 0.010 to 0.050%, Mo: 0.10 to 0.60%, Al: 0.005 to 0.060%, N: 0 to 0.0060%, Ti: 0 to 0.030%, V: 0 to 0.100%, Cr: 0-0.5%, Cu: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 0.500%, B: 0 to 0.0030%, Ca: 0 to 0.0030%, Mg: 0 to 0.0040%, and Remaining: Consists of Fe and impurities
  • the area ratio of bainite to the whole microstructure of the base metal part A is 80% or more, and The tensile strength of the base metal portion A is 600 to 800 MPa,
  • a step of preparing an azurol electric resistance pipe in which a total elongation of 13.0% or more is observed (hereinafter, also referred to as "azurol electric pipe preparation step").
  • Cold working is performed on at least a part of the azurol electric pipe in the pipe axis direction under the condition that at least one of cold drawing and cold steel pipe bending is performed and the maximum surface reduction rate is 10 to 40%.
  • the electrosewn steel pipe of the present disclosure (that is, the electrosewn steel pipe for mechanical structural parts of the present disclosure) can be manufactured.
  • each step in the manufacturing method X will be described.
  • the azuroll electric pipe preparation step is a step of preparing the azuroll electric pipe. This step may be a step of simply preparing the above-mentioned azurol electric resistance pipe that has been manufactured in advance, or may be a step of manufacturing the above-mentioned azurol electric pipe.
  • the azurol electric pipe is a raw material for the electric pipe for machine structural parts to be manufactured.
  • a predetermined cold working specifically, at least one of a cold drawing process and a cold steel pipe bending process
  • a predetermined tempering are performed on at least a part of the azurol electric pipe in the pipe axis direction. It is applied in order to obtain an electrosewn steel pipe for mechanical structural parts.
  • at least a part of the base material part A of the azuroll electric pipe and at least a part of the electric resistance welded portion A are converted into the base material part and the electric sewing welded part of the machined portion X in the electric resistance welded steel pipe for mechanical structural parts, respectively. do.
  • the chemical composition of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe is the same as the chemical composition of the base material portion in the processed portion X of the finally obtained electric resistance pipe for machine structural parts, and the preferable range is also the same.
  • Each step of manufacturing method X does not affect the chemical composition of steel. Therefore, it can be considered that the chemical composition of the base material portion in the processed portion X of the electric resistance sewn steel pipe manufactured by the manufacturing method X is the same as the chemical composition of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe which is the raw material.
  • the microstructure of the base metal portion A has an area ratio of bainite (that is, bainite as hardened) of 80% or more.
  • the bainite in the azurol electric resistance pipe is converted into the tempered bainite in the processed portion X of the electric resistance pipe for machine structural parts through a cold working step and a tempering step.
  • the area ratio of the bainite of the base material portion A in the azurol electric resistance pipe is measured in the same manner as the area ratio of the tempered bainite of the base material portion in the processed portion X.
  • the area ratio of bainite is preferably 85% or more, more preferably 90% or more, from the viewpoint of further improving the tensile strength and fatigue strength of the machined portion X of the machined steel pipe for machine structural parts finally obtained.
  • the area ratio of bainite may be 100% or less than 100%.
  • the balance preferably contains polygonal ferrite.
  • the tensile strength of the base material portion A in the azurol electric resistance pipe is 600 to 800 MPa. At least a part of the base material portion A having such tensile strength is converted into the base material portion in the processed portion X through a cold working step and a tempering step. At this time, as described above, the tensile strength of the base metal portion A, which is 600 to 800 MPa, is increased by the action of work hardening in cold working and precipitation strengthening by tempering, and as a result, a tensile strength of 850 to 1000 MPa is realized. It is thought that. The tensile strength of the base metal portion A in the azurol electric resistance pipe is measured in the same manner as the tensile strength of the base metal portion in the machined portion X of the electric resistance pipe for machine parts.
  • the total elongation (EL) of 13.0% or more is observed in the azurol electric resistance sewn steel pipe.
  • the tensile test of the base metal portion A referred to here means a tensile test for measuring the tensile strength of the base metal portion A.
  • the lower limit of total elongation is preferably 14.0%, more preferably 15.0%.
  • the upper limit of the total elongation is preferably 25.0%, more preferably 23.0%.
  • the cold working step is at least one of cold drawing and cold steel pipe bending with respect to at least a part of the azuroll electric pipe in the pipe axial direction, and the maximum surface reduction rate is 10 to 40%.
  • This is the process of cold working.
  • the maximum surface reduction rate means the surface reduction rate at the place where the surface reduction rate is maximum in the region where the cold working is performed.
  • the cold drawing portion obtained by the cold drawing process has an advantage that the hardness uniformity in the C cross section of the steel pipe (that is, the cross section perpendicular to the pipe axis direction) is excellent.
  • the cold steel pipe bending portion obtained by the cold steel pipe bending processing has a thickness as compared with, for example, the processed portion in which the bending R of the outer surface of the plate is 2 to 5 times the plate thickness in Patent Document 1. It has the advantage of excellent uniformity of hardness in the thickness direction. As a result, the number of subsequent parts processing steps may be reduced.
  • each of the cold drawn section and the cold steel pipe bending section is excellent in hardness uniformity as compared with, for example, the above-mentioned machined section in Patent Document 1. Therefore, since the stress can be received in the entire machined portion (in other words, the concentration of the stress in the portion having low hardness can be suppressed), it is advantageous in terms of fatigue strength.
  • the cold drawing method is not particularly limited, and a normal method can be applied.
  • a method of cold steel pipe bending for example, rotary pull bending, bending by a bending machine, press bending, hydrofoam, and the like can be applied.
  • the tempering step is a step of tempering a cold-worked azuroll electric-sewn steel pipe at a tempering temperature of 450 to 650 ° C. to obtain an electric-sewn steel pipe for mechanical structural parts. Tempering is performed, for example, in a heat treatment furnace.
  • the tempering in this step when the tempering temperature is 450 ° C. or higher, fine composite carbides of Nb and Mo are deposited on the dislocations introduced by the cold working. In this way, precipitation strengthening by Nb and Mo is effectively realized, and the above-mentioned tensile strength (850 to 1000 MPa) in the machined portion X of the electrosewn steel pipe of the present disclosure is realized. Further, in the tempering in this step, since the tempering temperature is 450 ° C. or higher, the residual strain in the steel structure is reduced, and as a result, 0.2 in the tensile test of the machined portion X of the electrosewn steel pipe of the present disclosure. Yield growth of% or more is realized.
  • the tempering temperature is preferably 500 ° C. or higher.
  • the tempering temperature is 650 ° C. or lower, the formation of the decarburized layer near the outer surface is suppressed as compared with the case where the heat treatment (for example, quenching) is performed at a temperature higher than 650 ° C. .. As a result, it is realized that the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] is 95% or more.
  • the tempering temperature is preferably 600 ° C. or lower.
  • the tempering time (that is, the holding time at the tempering temperature) is not particularly limited, but is, for example, 20 to 60 minutes.
  • the cooling method after the holding time at the tempering temperature is not particularly limited, and may be slow cooling (for example, air cooling) or rapid cooling (for example, water cooling).
  • the outer diameter of the azurol electric resistance pipe is preferably 50 to 150 mm, more preferably 50 to 130 mm, still more preferably 50 to 100 mm.
  • the wall thickness of the azurol electric resistance pipe is preferably 2.0 to 4.0 mm, more preferably 2.5 to 3.5 mm.
  • the azuroll electric pipe preparation step in the above-mentioned manufacturing method X may be a step of manufacturing the azuroll electric pipe.
  • a method for manufacturing an azurol electric resistance pipe is shown as a manufacturing method A.
  • Manufacturing method A is A slab preparation step for preparing a slab having a chemical composition similar to that of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe, and a slab preparation step.
  • the prepared slab is heated to a slab heating temperature of 1070 to 1300 ° C., and the heated slab is hot-rolled under the condition that the finish rolling temperature FT is 850 to 950 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • Hot rolling process and The hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling process is wound at 480 to 580 ° C. under the condition that the average cooling rate CR 580 from the finish rolling temperature FT to 580 ° C. is 20 to 90 ° C./sec.
  • a cooling process that cools to temperature CT and A winding process for obtaining a hot coil made of a hot-rolled steel sheet by winding the cooled hot-rolled steel sheet at the above-mentioned winding temperature CT.
  • a hot-rolled steel sheet is unwound from a hot coil, and the unwound hot-rolled steel sheet is roll-formed to form an open pipe.
  • the pipe making process to obtain the welded steel pipe including.
  • the above hot rolling step, cooling step, and winding step are carried out using a hot strip mill.
  • the slab preparation process is a process of preparing a slab. This step may be a step of simply preparing a slab that has been manufactured in advance, or may be a step of manufacturing a slab.
  • the chemical composition of the slab to be prepared is the same as the chemical composition of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe obtained by the production method A, and the preferable range is also the same.
  • Each step of manufacturing method A does not affect the chemical composition of steel. Therefore, the chemical composition of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe manufactured by the manufacturing method A can be regarded as the same as the chemical composition of the slab as the raw material.
  • a molten steel having the above-mentioned chemical composition is produced, and the slab is produced using this molten steel.
  • the chemical composition of molten steel can be regarded as similar to the chemical composition of slabs.
  • a slab may be manufactured by a continuous casting method, or an ingot may be manufactured using molten steel, and the ingot may be lump-rolled to manufacture a slab.
  • the slab is heated to a slab heating temperature of 1070 to 1300 ° C., and the heated slab is hot rolled under the condition that the finish rolling temperature FT is 850 to 950 ° C. This is the process of obtaining a steel plate.
  • the slab heating temperature is 1070 ° C. or higher, carbides, nitrogen compounds and carbon dioxide compounds precipitated in the molten steel solidification process can be sufficiently solid-dissolved in the steel.
  • the slab heating temperature is preferably 1100 ° C. or higher.
  • the slab heating temperature is 1300 ° C. or lower, coarsening of austenite grains is suppressed.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by hot-rolling the heated slab.
  • Hot rolling is performed using, for example, a rough rolling mill and a finish rolling mill arranged on the downstream side of the rough rolling mill.
  • the hot rough rolling mill comprises one rolling stand or a plurality of rolling stands arranged in a row, and each rolling stand has at least a pair of rolls.
  • the rough rolling mill may be a reverse type or a tandem type.
  • the finish rolling mill is located downstream of the rough rolling mill.
  • the finish rolling mill comprises a plurality of rolling stands arranged in a row along the upstream to downstream of the rolling line. Each rolling stand comprises at least a pair of rolls.
  • the finish rolling mill may be a reverse type or a tandem type.
  • the finish rolling temperature FT refers to the surface temperature of the steel sheet on the exit side of the final rolling stand of the finish rolling machine.
  • the finish rolling temperature FT is less than 850 ° C.
  • the rolling resistance of the steel sheet increases and the productivity decreases.
  • the steel sheet is rolled in the two-phase region of ferrite and austenite.
  • the area ratio of bainite is less than 80% in the microstructure of the steel sheet. Therefore, the lower limit of the finish rolling temperature FT in the manufacturing method A is 850 ° C.
  • the lower limit of the finish rolling temperature FT is preferably 860 ° C, more preferably 870 ° C.
  • the finish rolling temperature FT is more than 950 ° C.
  • the temperature of the steel sheet is less likely to decrease even if the cooling described later is carried out.
  • the area ratio of bainite is less than 80% in the microstructure of the steel sheet. Therefore, the upper limit of the finish rolling temperature FT in the manufacturing method A is 950 ° C.
  • the upper limit of the finish rolling temperature FT is preferably 930 ° C, more preferably 900 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling step is 480 to 580 ° C. under the condition that the average cooling rate CR 580 from the finish rolling temperature FT to 580 ° C. is 20 to 90 ° C./sec.
  • This is a step of cooling to the winding temperature CT.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling step can be cooled to the winding temperature CT while suppressing the passage of the ferrite nose in the CCT diagram (Continuous Cooling Transformation diagram).
  • the area ratio of bainite to the entire microstructure of the base material portion A is achieved to be 80% or more.
  • the average cooling rate CR 580 is less than 20 ° C./sec, the hot-rolled steel sheet tends to pass through the ferrite nose in the CCT diagram, and ferrite tends to be excessively generated.
  • the area ratio of bainite may be less than 80%, and / or the tensile strength of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe may be less than 600 MPa. Therefore, the lower limit of the average cooling rate CR 580 is 20 ° C./sec.
  • the lower limit of the average cooling rate CR 580 is preferably 30 ° C./sec, more preferably 40 ° C./sec, and even more preferably 50 ° C./sec.
  • the average cooling rate CR 580 is more than 90 ° C./sec, martensite is likely to be excessively generated, and as a result, the area ratio of bainite is less than 80%, and / or the azurol electric resistance pipe.
  • the tensile strength of the base metal portion A of the base material portion A may exceed 800 MPa. Therefore, the upper limit of the average cooling rate CR 580 is 90 ° C./sec.
  • Cooling of hot-rolled steel sheets from the finish rolling temperature FT to 580 ° C. is, for example, a water cooling device arranged in a run-out table (eg, a water cooling nozzle arranged above and / or below the transport path). ).
  • the hot-rolled steel sheet leaving the final rolling stand of the finish-rolling machine is water-cooled on the transport path at an average cooling rate of CR 580 of 20 to 90 ° C./sec from the finish-rolling temperature FT to 580 ° C.
  • the average cooling rate CR 580 can be measured by the following method.
  • Thermometers are placed at multiple locations along the upstream to downstream on the transport path to measure the surface temperature of the hot-rolled steel sheet.
  • the feed rate of the hot-rolled steel sheet is calculated from the roll rotation speed of the final rolling stand of the finish rolling mill. Based on the temperature measurement result by the temperature gauge and the feed rate of the hot-rolled steel sheet, the average cooling rate CR 580 from the finish rolling temperature FT to 580 ° C. is calculated.
  • the cooling method and the cooling rate from 580 ° C. to the take-up temperature CT are not particularly limited.
  • the winding step is a step of obtaining a hot coil made of a hot-rolled steel sheet by winding the cooled hot-rolled steel sheet at a winding temperature CT.
  • the take-up temperature CT is 480 to 580 ° C.
  • the take-up temperature CT is less than 480 ° C, martensite is likely to be excessively generated, and as a result, when the area ratio of bainite is less than 80%, and / or, the base material of the azurol electric resistance pipe.
  • the tensile strength of part A may exceed 800 MPa. Therefore, the lower limit of the take-up temperature CT is 480 ° C.
  • the take-up temperature CT is more than 580 ° C.
  • ferrite and / or pearlite is likely to be excessively generated.
  • the area ratio of bainite may be less than 80%, and / or the tensile strength of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe may be less than 600 MPa. Therefore, the upper limit of the take-up temperature CT is 580 ° C.
  • ⁇ Pipe making process> In the pipe making process, a hot-rolled steel sheet is unwound from a hot coil, and the unwound hot-rolled steel sheet is roll-formed to form an open pipe. It is a process of obtaining an electric resistance sewn steel pipe by forming the above.
  • the tube making step can be performed according to a known method.
  • the production method A may include other steps, if necessary.
  • Other steps include a step of seam heat-treating the electric sewing welded portion after the pipe making step; after the pipe making process (after the seam heat treatment step when the above-mentioned seam heat treatment step is included), the electric sewing steel pipe is used.
  • a step of reducing the outer diameter with a sizer; and the like can be mentioned.
  • each step of the above-mentioned production method A does not affect the chemical composition of steel. Therefore, the chemical composition of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe manufactured by the manufacturing method A can be regarded as the same as the chemical composition of the raw material (molten steel or slab).
  • Table 1 the numerical value shown in the column of each element is the mass% of each element.
  • the balance excluding the elements shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • Underlines in Tables 1 to 3 indicate that they are outside the scope of this disclosure.
  • the slab obtained above was heated to a slab heating temperature of 1200 ° C., and the heated slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet (hot-rolled step).
  • the conditions for hot rolling were adjusted so that the finish rolling temperature FT would be the value shown in Table 2.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot-rolling step was cooled to the winding temperature CT shown in Table 2 (cooling step).
  • the cooling conditions were adjusted so that the average cooling rate CR 580 from the finish rolling temperature FT to 580 ° C. was the value shown in Table 2.
  • the cooled hot-rolled steel sheet was wound at the winding temperature CT shown in Table 2 to obtain a hot coil made of a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 3.0 mm (winding step).
  • the above hot rolling step, cooling step, and winding step were carried out using a hot strip mill.
  • a hot-rolled steel sheet is unwound from the hot coil, and the unwound hot-rolled steel sheet is roll-formed to form an open pipe.
  • the diameter was reduced using a sizer to obtain an azurol welded steel pipe having an outer diameter of 75 mm and a wall thickness of 3.0 mm (pipe making step).
  • F represents ferrite (that is, at least one of polygonal ferrite and cyclic ferrite; the same applies hereinafter), and "M” represents martensite.
  • the electric resistance pipe for mechanical structural parts of this embodiment is intended to be an electric resistance pipe for automobile parts in particular.
  • the azurol electric resistance pipe is subjected to cold working under the conditions shown in Table 2 (maximum surface reduction rate), and then tempered under the conditions shown in Table 2 to obtain the electric resistance pipe for machine structural parts.
  • Example 1 a cold drawing process was performed as a cold process over the entire length of the azuroll electric resistance sewn steel pipe.
  • Example 10 to 12 cold steel pipe bending was performed as cold work on a part of the azuroll electric pipe in the pipe axial direction by rotary pull bending.
  • the tempering time (that is, the holding time at the tempering temperature) was 30 minutes, and the cooling method after the holding time at the tempering temperature had elapsed was air cooling.
  • thermoforming bainite area ratio the area ratio of tempered bainite (hereinafter, also referred to as "tempering bainite area ratio”) with respect to the entire microstructure of the base metal portion in the processed portion X, Confirmation of the type of balance (ie, tissue other than tempered bainite), Measurement of tensile strength (TS) of the base metal part in the machined part X, Confirmation of the presence or absence of yield elongation (that is, yield elongation of 0.2% or more) in the tensile test, and Measurement of hardness ratio [depth 50 ⁇ m / center of wall thickness] (that is, the ratio of Vickers hardness at a position of 50 ⁇ m from the outer surface of the base material to the Vickers hardness at the center of the base material).
  • the electrosewn steel pipes for mechanical structural parts of Examples 1 to 12 are The chemical composition of the base metal portion in the processed portion X is the chemical composition in the present disclosure.
  • the area ratio of tempered bainite to the entire microstructure of the base metal portion in the processed portion X is 80% or more.
  • the tensile strength of the base metal portion in the processed portion X is 850 to 1000 MPa, and the tensile strength is 850 to 1000 MPa. Yield elongation of 0.2% or more was observed in the tensile test of the base metal part.
  • the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] was 95% or more. That is, in Examples 1 to 12, electric resistance sewn steel pipes for machine structural parts having excellent tensile strength and fatigue strength were obtained.
  • the electrosewn steel pipes for mechanical structural parts of Examples 1 to 12 are
  • the chemical composition of the base material portion A is the chemical composition in the present disclosure, the area ratio of bainite to the entire microstructure of the base material portion A is 80% or more, and the tensile strength of the base material portion A is 600 to 800 MPa.
  • the total elongation of 13.0% or more was observed for the azurol electrosewn steel pipe. It was manufactured by performing cold working under the condition that the maximum surface reduction rate was 10 to 40% and tempering at a tempering temperature of 450 to 650 ° C. in this order.
  • Comparative Example 1 had a Mo content that was too low. Therefore, the effect of strengthening precipitation during tempering was insufficient, and the tensile strength of the electric resistance sewn steel pipe for mechanical structural parts was low.
  • Comparative Example 2 had an excessively high Mo content. Therefore, in Comparative Example 2, the tensile strength of the base material portion A of the azurol electric resistance pipe is too high, the total elongation is too low, cracks occur during cold working, and the electric resistance pipe for machine structural parts can be manufactured. could not.
  • Comparative Example 3 had an Nb content that was too low. Therefore, the effect of strengthening precipitation during tempering was insufficient, and the tensile strength of the electric resistance sewn steel pipe for mechanical structural parts was low.
  • Comparative Example 4 had a C content that was too low. Therefore, the tensile strength of the electric resistance sewn steel pipe for mechanical structural parts was low.
  • Comparative Example 5 had an excessively high C content. Therefore, in the base material portion A of the azurol electric resistance pipe, the tensile strength is too high and the total elongation is too low, and as a result, cracks occur during cold working, and the electric resistance pipe for machine structural parts can be manufactured. There wasn't.
  • Comparative Example 6 had an excessively high Mn content. Therefore, in the base material portion A of the azurol electric resistance pipe, the tensile strength is too high and the total elongation is too low, and as a result, cracks occur during cold working, and the electric resistance pipe for machine structural parts can be manufactured. There wasn't.
  • the chemical composition of Comparative Example 7 had an Mn content that was too low. Therefore, the bainite area ratio and the tensile strength are too low in the base material portion A of the azurol electric resistance pipe, and as a result, the tempered bainite area ratio and the tensile strength also in the base material portion in the processed portion X of the electric resistance pipe for machine structural parts. The strength was too low.
  • Comparative Example 8 had an Nb content that was too high. Therefore, the effect of precipitation strengthening during tempering becomes excessive, and the tensile strength of the base metal portion in the machined portion X of the electrosewn steel pipe for mechanical structural parts is too high.
  • Comparative Example 9 had an Al content that was too high. As a result, cracks during cold working, which are thought to be caused by the excessively generated alumina-based oxide, occurred, and it was not possible to manufacture electric resistance sewn steel pipes for mechanical structural parts.
  • Comparative Example 17 heat treatment was not performed on the azurol electric resistance pipe. Therefore, no yield elongation of 0.2% or more was observed in the tensile test of the base metal. Therefore, since the electric resistance pipe of Comparative Example 17 (that is, the azroll electric pipe) was not tempered, the residual strain was not sufficiently reduced, and the effect of precipitation strengthening at the time of tempering could not be obtained. As a result, it is considered that the fatigue strength is insufficient. In Comparative Example 17, the measurement of the tempered bainite area ratio was omitted (the notation in the "tempering bainite area ratio (%)" column in Tables 2 and 3 was "-").
  • Comparative Example 19 the azurol electric resistance pipe was quenched and then tempered. As a result, the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] was less than 95%. Therefore, it is considered that the electrosewn steel pipe for mechanical structural parts of Comparative Example 19 is susceptible to fatigue cracks from the outer surface side and is inferior in the fatigue strength of the machined portion X. The reason why the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / wall thickness center] was less than 95% is considered to be that a decarburized layer was generated in the region including the outer surface of the base metal portion.
  • Comparative Example 20 the tempering temperature was low. Therefore, no yield elongation of 0.2% or more was observed in the tensile test of the base metal. Therefore, it is considered that the electric resistance pipe of Comparative Example 20 is insufficient in reducing the residual strain, and as a result, the fatigue strength is insufficient.
  • the hot-rolled steel sheet was unwound from the hot coil, and the unwound hot-rolled steel sheet was subjected to cold working (cold rolling) and tempering as shown in Table 3.
  • cold working cold rolling
  • tempering was carried out under the condition of heating to 950 ° C. after cold working and before tempering, holding at that temperature for 20 minutes, and then cooling with water.
  • the hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet, and the fatigue test piece shown in FIG. 1 was collected from the obtained cold-rolled steel sheet. Specifically, a full-thickness fatigue test piece of a cold-rolled steel sheet was collected. The longitudinal direction of the fatigue test piece was parallel to the rolling direction of cold rolling.
  • the numerical values in FIG. 1 indicate the dimensions (unit: mm) of the corresponding positions.
  • a plane bending fatigue test was carried out at room temperature.
  • the test conditions were a double swing load with a stress ratio of -1, and the frequency was 20 Hz.
  • the stress amplitude when the number of repeated fractures was 3 ⁇ 10 5 times was set as the fatigue limit (MPa).
  • the area ratio of the tempered bainite is 80% or more, the yield elongation of 0.2% or more is confirmed, and the hardness ratio [depth 50 ⁇ m / thickness center] is 95% or more. It was confirmed that the hot-rolled steel sheets in Examples 1 to 3 were superior in fatigue strength to the hot-rolled steel sheets in Comparative Examples 17 to 20. here, Comparative Examples 17 and 20 are hot-rolled steel sheets in which a yield elongation of 0.2% or more is not confirmed.
  • Comparative Example 18 is a hot-rolled steel sheet having an area ratio of tempered bainite of less than 80%.
  • Comparative Example 19 is a hot-rolled steel sheet having a hardness ratio [depth 50 ⁇ m / thickness center] of less than 95%. From the above results, it is expected that the electric resistance welded steel pipes for mechanical structural parts of Examples 1 to 12 described above are excellent in fatigue strength.

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Abstract

引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含む機械構造部品用電縫鋼管であって、加工部Ｘが、母材部及び電縫溶接部を含み、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５０～０．２３０％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．６５％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｍｏ：０．１０～０．６０％、及びＡｌ：０．００５～０．０６０％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物を含み、母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上であり、母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａであり、母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測され、母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比が、９５％以上である、機械構造部品用電縫鋼管。

Description

機械構造部品用電縫鋼管及びその製造方法
　本開示は、機械構造部品用電縫鋼管及びその製造方法に関する。
　電縫鋼管を素材とする機械構造部品が活用されている。
　例えば、特許文献１には、機械構造部品の一種である自動車足回り部品用鋼材が開示されている。詳細には、特許文献１には、疲労特性が高く、熱処理に多くのコストを必要とせず、しかも成形加工性にも優れた自動車足回り部品用鋼材として、Ｎｂ、Ｍｏが複合添加された鋼材であり、板外面の曲げＲが板厚の２～５倍となる曲げ成形後の板厚中心のビッカース硬さと、表面から０．５ｍｍ以内のビッカース硬さの最高値との差が、５０～１５０ポイントであることを特徴とする疲労特性に優れた自動車足回り部品用鋼材が開示されている。
　特許文献１：特開２００８－６３６５６号公報
　近年、機械構造部品の軽量化が求められている。
　機械構造部品を軽量化するためには、機械構造部品における、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘに対し、優れた引張強度が求められ、更に、優れた疲労限度も求められる。
　本開示において、「鋼管曲げ加工部」とは、鋼管曲げ加工が施された部分を意味し、「鋼管曲げ加工」とは、鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対する曲げ加工であって、かつ、鋼管の管軸（即ち、中心軸）が曲げられる曲げ加工を意味する。
　これに対し、特許文献１における「板外面の曲げＲが板厚の２～５倍となる曲げ成形」は、鋼管の管周方向の一部分である鋼板を強く（即ち、板外面の曲げＲが板厚の５倍以下となる条件で）曲げる曲げ加工であり、鋼管の中心軸が曲げられる曲げ加工ではないので（同文献の図２参照）、本開示における「鋼管曲げ加工」には該当しない。特許文献１における上記曲げ成形は、自動車足回り部品であるアクスルビームの耳部を形成するための強い曲げ成形（即ち、曲げＲが小さい曲げ成形）である（以上、特許文献１の図１～図６参照）。特許文献１では、この強い曲げ成形を行った際に、鋼板の肉厚中央部の硬度に対して表面層の硬度が大幅に高くなることを利用している（同文献段落００２２及び００２３参照）。特に、段落００２２には、板外面の曲げＲが板厚の５倍を超えると加工硬化による硬度上昇が不十分となるので、板外面の曲げＲが板厚の２～５倍となる強い曲げ成形を必須としたことが記載されている。
　一方、特許文献１では、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部については一切考慮していない。
　本開示の一態様の課題は、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含み、上記加工部Ｘの引張強度及び疲労限度に優れる機械構造部品用電縫鋼管、並びに、上記機械構造部品用電縫鋼管の製造方法を提供することである。
　上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞　引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含む機械構造部品用電縫鋼管であって、
　前記加工部Ｘが、母材部及び電縫溶接部を含み、
　前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０～０．２３０％、
Ｓｉ：０～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．６５％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
Ｍｏ：０．１０～０．６０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０～０．００６０％、
Ｔｉ：０～０．０３０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．５％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
Ｍｇ：０～０．００４０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　前記母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上であり、
　前記母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａであり、
　前記母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測され、
　前記母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する前記母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比が、９５％以上である、
機械構造部品用電縫鋼管。
＜２＞　自動車の足回り部品用電縫鋼管である、＜１＞に記載の機械構造部品用電縫鋼管。
＜３＞　前記加工部Ｘの外周長が５０～５００ｍｍであり、前記加工部Ｘの最大肉厚が１．０～５．０ｍｍである、＜１＞又は＜２＞に記載の機械構造部品用電縫鋼管。
＜４＞　＜１＞～＜３＞のいずれか１つに記載の機械構造部品用電縫鋼管を製造する方法であって、
　母材部Ａ及び電縫溶接部Ａを含み、前記母材部Ａの化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０～０．２３０％、
Ｓｉ：０～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．６５％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
Ｍｏ：０．１０～０．６０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０～０．００６０％、
Ｔｉ：０～０．０３０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．５％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
Ｍｇ：０～０．００４０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　前記母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率が８０％以上であり、
　前記母材部Ａの引張強度が６００～８００ＭＰａであり、
　前記母材部Ａの引張試験において、１３．０％以上の全伸びが観測されるアズロール電縫鋼管を準備する工程と、
　前記アズロール電縫鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対し、冷間引き抜き加工及び冷間鋼管曲げ加工の少なくとも一方であって、最大減面率が１０～４０％である条件の冷間加工を施す冷間加工工程と、
　前記冷間加工が施された前記アズロール電縫鋼管に対し、焼戻し温度４５０～６５０℃の焼戻しを施して前記機械構造部品用電縫鋼管を得る焼戻し工程と、
を含む、
機械構造部品用電縫鋼管の製造方法。
＜５＞　前記アズロール電縫鋼管の外径が５０～１５０ｍｍであり、前記アズロール電縫鋼管の肉厚が２．０～４．０ｍｍである、＜４＞に記載の機械構造部品用電縫鋼管の製造方法。
　本開示の一態様によれば、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含み、上記加工部Ｘの引張強度及び疲労限度に優れる機械構造部品用電縫鋼管、並びに、上記機械構造部品用電縫鋼管の製造方法が提供される。
実施例における疲労試験片の平面図である。
　本開示において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　本開示において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　本開示において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ含有量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
　本開示において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
　本開示において、「アズロール電縫鋼管（As-rolled electric resistance welded steel pipe）」とは、造管後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管を指す。即ち、「アズロール電縫鋼管」における「アズロール」とは、「ロール成形されたままの」という意味である。
　「造管」とは、ホットコイルから巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成するまでの過程を指す。
　「ホットコイル」とは、ホットストリップミルを用いて製造され、コイル状に巻き取られた熱延鋼板を意味する。
　「ロール成形」とは、ホットコイルから巻き出された熱延鋼板を、連続的に曲げ加工してオープン管状に成形することを指す。
　ホットストリップミル（Hot strip mill）を用いて製造される熱延鋼板（Hot-rolled steel sheet）は、長尺の鋼板（continuous steel sheet）である点で、厚板ミル（plate mill）を用いて製造される厚鋼板（steel plate）とは異なる。
　厚鋼板（steel plate）は、長尺の鋼板（continuous steel sheet）ではないため、連続的な曲げ加工である、ロール成形に使用することはできない。
　電縫鋼管は、以上の点で、厚鋼板を用いて製造される溶接鋼管（例えば、ＵＯＥ鋼管）とは明確に区別される。
　本開示の電縫鋼管における加工部Ｘ、又は、本開示におけるアズロール電縫鋼管において、母材部（base metal portion）とは、電縫溶接部及び熱影響部以外の部分を指す。
　ここで、熱影響部（heat affected zone；以下、「ＨＡＺ」とも称する）とは、電縫溶接による熱の影響（電縫溶接後にシーム熱処理を行う場合には、電縫溶接及びシーム熱処理による熱の影響）を受けた部分を指す。
〔機械構造部品用電縫鋼管〕
　本開示の機械構造部品用電縫鋼管（以下、単に「電縫鋼管」ともいう）は、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含む機械構造部品用電縫鋼管であって、
　加工部Ｘが、母材部及び電縫溶接部を含み、
　母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０～０．２３０％、
Ｓｉ：０～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．６５％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
Ｍｏ：０．１０～０．６０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０～０．００６０％、
Ｔｉ：０～０．０３０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．５％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
Ｍｇ：０～０．００４０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上であり、
　母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａであり、
　母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測され、
　母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する前記母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比が、９５％以上である、
機械構造部品用電縫鋼管である。
　本開示の電縫鋼管は、加工部Ｘを含み、加工部Ｘの引張強度に優れ（詳細には、加工部Ｘにおける母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａであり）、かつ、加工部Ｘの疲労限度にも優れる。
　かかる効果は、
加工部Ｘにおける母材部の化学組成と、
焼戻しベイナイトを主体とする母材部の上記ミクロ組織と、
母材部の引張試験において上記降伏伸びが観測されることと、
上記ビッカース硬さの比が９５％以上であることと、
の組み合わせによって達成される。
　以下、本開示の電縫鋼管について、詳細に説明する。
　本開示の電縫鋼管は、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含む。
　ここで、「鋼管曲げ加工部」における「鋼管曲げ加工」とは、前述したとおり、鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対する曲げ加工であって、かつ、鋼管の管軸（即ち、中心軸）が曲げられる曲げ加工である。
　即ち、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘは、電縫鋼管の管軸方向の少なくとも一部分である。
　加工部Ｘは、母材部及び電縫溶接部を含む。
　加工部Ｘは、母材部Ａ及び電縫溶接部Ａを含むアズロール電縫鋼管（即ち、造管後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管）の管軸方向の少なくとも一部分に対し、加工及び焼戻しがこの順に施された部分である。
　ここで、母材部Ａ及び電縫溶接部Ａは、それぞれ、アズロール電縫鋼管における母材部及び電縫溶接部を意味する。
　また、加工は、引き抜き加工及び鋼管曲げ加工の少なくとも一方である。加工部Ｘは、アズロール電縫鋼管の同一部分に対し、引き抜き加工及び鋼管曲げ加工の両方が施された部分であってもよい。
　また、焼戻しは、Ａｃ１点以下の温度に加熱する熱処理を意味する。焼戻しの条件の一例については、後述の製法Ｘを参照できる。
　加工部Ｘは、本開示の電縫鋼管の管軸方向の一部分であってもよいし、本開示の電縫鋼管の全体であってもよい。
　全体が加工部Ｘである態様の電縫鋼管としては、アズロール電縫鋼管に対し、全長に渡って引き抜き加工が施され、次いで焼戻しが施されて製造された電縫鋼管が挙げられる。
　管軸方向の一部分が加工部Ｘである態様の電縫鋼管としては、アズロール電縫鋼管の管軸方向の一部分に対して鋼管曲げ加工（即ち、管軸を曲げる加工）が施され、次いで鋼管全体に対して焼戻しが施されて製造された電縫鋼管が挙げられる。
　加工部Ｘは、外観上、非加工部と区別される。即ち、外観上、引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する部分が、本開示における加工部Ｘである。また、母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａである部分を、加工部Ｘとみなすこともできる。
　加工部Ｘにおける母材部の化学組成の詳細は後述する。母材部の化学組成の特徴の１つとして、母材部は、Ｎｂ及びＭｏを両方含む。Ｎｂ及びＭｏは、後述する析出強化に寄与する。
　加工部Ｘにおける母材部は、ミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上である。
　この特徴も、後述する析出強化に寄与する。
　この特徴は、本開示の電縫鋼管が、母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率が８０％以上であるアズロール電縫鋼管に対し、加工及び焼戻しを施して製造されたものであることを示している。
　加工部Ｘにおける母材部の引張強度は、８５０～１０００ＭＰａである。
　本開示の電縫鋼管は、前述のとおり、アズロール電縫鋼管に対し、加工（即ち、引き抜き加工及び鋼管曲げ加工の少なくとも一方）及び焼戻しがこの順に施されてなる電縫鋼管である。
　一般的に、焼戻しが施された電縫鋼管では、焼戻し前の電縫鋼管（即ち、アズロール電縫鋼管）と比較して、強度が低下する場合がある。この理由は、鋼組織中に導入されたひずみが、焼戻しによって減少するためと考えられる。
　しかし、本開示の電縫鋼管では、焼戻しが施された電縫鋼管であるにもかかわらず、加工部Ｘの母材部の引張強度として、優れた引張強度（即ち、８５０～１０００ＭＰａ）が確保される。優れた引張強度（即ち、８５０～１０００ＭＰａ）が達成される理由として、以下の理由１及び理由２が考えられる。
　要因１．引き抜き加工及び鋼管曲げ加工の少なくとも一方である加工により鋼組織中に塑性ひずみが導入され、加工硬化が発現するため。
　要因２．塑性ひずみの導入によって鋼組織中に生じた転位上に、焼戻し時、Ｎｂ及びＭｏを含有する複合炭化物が析出し、析出強化が発現するため。
　母材部における、焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上である上記ミクロ組織は、上記析出強化の効果を効果的に発揮させることに寄与すると考えられる。詳細には、アズロール電縫鋼管の母材部のベイナイトの面積率が８０％以上であることにより、焼戻し前の段階ではＮｂ及びＭｏを鋼中に固溶させておくことができると考えられる。その結果、焼戻し時に、Ｎｂ及びＭｏを含有する複合炭化物を析出させ、析出強化を効果的に発揮させることができると考えられる。
　本開示の電縫鋼管では、加工部Ｘにおける母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測される。ここで、０．２％以上の降伏伸びとは、実質的な降伏伸びを意味する。
　加工部Ｘにおける母材部の引張試験において０．２％以上の降伏伸びが観測されることは、残留ひずみが低減されていることを意味する。従って、この特徴を満足することにより、繰返し応力によるひずみ導入が抑制され、ひいては加工部Ｘの疲労特性が向上する。
　また、上記特徴は、本開示の電縫鋼管が、アズロール電縫鋼管に対し、加工及び焼戻しを施して製造されたものであることを意味している。
　本開示の電縫鋼管に対し、アズロール電縫鋼管（即ち、造管後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管）では、実質的な降伏伸び（即ち、０．２％以上の降伏伸び）が観測されない。
　本開示の電縫鋼管では、加工部Ｘにおいて、母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比（以下、「硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕」ともいう）が、９５％以上である。
　本開示の電縫鋼管では、前述した引張強度及び降伏伸びを満足する前提の下で、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕９５％以上を満足することにより、外表面側からの疲労亀裂の発生が抑制される。従って、この特徴は、加工部Ｘの疲労強度に寄与する。
　硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％以上であるという上記特徴は、母材部の外表面を含む領域において、脱炭層の形成が抑制されていることを意味する。脱炭層は、一般的に、Ａｃ１点超の温度にまで加熱する「焼入れ」によって形成される。
　上記特徴は、アズロール電縫鋼管に対し、焼入れ（Ａｃ１点超の温度にまで加熱する熱処理）ではなく、焼戻し（Ａｃ１点以下の温度にまで加熱する熱処理）を施して電縫鋼管を製造することによって実現される。
　上述したように、本開示の電縫鋼管の特徴のうち、引張強度、ミクロ組織、降伏伸び、及び硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕は、化学組成だけでなく、本開示の電縫鋼管を製造するための製造条件とも密接に関連する。本開示の電縫鋼管を製造するための製造方法の一例については、製法Ｘとして後述する。
　本開示の機械構造部品用電縫鋼管の用途である機械構造部品としては、
自動車の足回り部品、ベアリング、又はモーターカバーが好ましく、
自動車の足回り部品がより好ましい。
　自動車の足回り部品としては、アクスルビーム、トレーディングアーム、サスペンションメンバー、リンク材、トーションビーム等が挙げられる。
＜母材部の化学組成＞
　以下、本開示の電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の化学組成（即ち、本開示における化学組成）について説明する。
　Ｃ：０．１５０～０．２３０％
　Ｃは、Ｎｂ及びＭｏを結合してＮｂ及びＭｏの微細な複合炭化物を形成し、加工部Ｘの引張強度及び疲労限度を高める元素である。Ｃ含有量が０．１５０％未満であると、この効果が得られない場合がある。Ｃ含有量が０．１５０％未満であると、更に、引張強度を高めるために熱間圧延にて熱延鋼板を製造する工程において、低温巻取を実施しなければならない場合がある。低温巻取は、引張強度のばらつきを大きくする場合がある。従って、Ｃ含有量は０．１５０％以上である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１６０％であり、より好ましくは０．１７０％である。
　一方、Ｃ含有量が０．２３０％を超えると、ミクロ組織にパーライトやマルテンサイトが顕著に生成及び成長して、冷間加工性が低下する場合があるだけでなく、疲労限度も低下する場合がある。従って、Ｃ含有量は０．２３０％以下である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．２２０％であり、より好ましくは０．２１０％である。
　Ｓｉ：０～０．５０％
　Ｓｉは、任意元素である。つまり、Ｓｉ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｓｉは、鋼の脱酸に寄与する元素である。かかる効果をより効果的に得る観点から、Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０５％である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、母材の靱性が低下するとともに、電縫溶接時にＳｉ酸化物が過剰に生成してしまい、加工部Ｘの機械特性が低下する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．４８％であり、より好ましくは０．４０％である。
　一方、Ｓｉ含有量を過剰に低減しようとすれば、製造コストが高くなる。従って、工業生産性を考慮した場合、Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０５％である。
　Ｍｎ：０．５０～１．６５％
　Ｍｎは、電縫鋼管の引張強度及び疲労限度を高める元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であると、この効果が得られない場合がある。従って、Ｍｎ含有量は０．５０％以上である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．６０％であり、より好ましくは０．７０％である。
　一方、Ｍｎ含有量が１．６５％を超えると、電縫溶接時にＭｎ酸化物が過剰に生成してしまい、加工部Ｘの機械特性が低下する場合がある。従って、Ｍｎ含有量は１．６５％以下である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．６０％であり、より好ましくは１．５０％である。
　Ｐ：０～０．０３０％
　Ｐは、不純物として含まれ得る元素である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、電縫溶接性が低下する場合及び／又は靱性が低下する場合がある。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％であり、より好ましくは０．０１０％である。
　Ｐ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｐ含有量を過剰に低減しようとすると、製造コストが高くなる。従って、工業生産性を考慮した場合、Ｐ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００５％である。
　Ｓ：０～０．０１０％
　Ｓは、不純物として含まれ得る元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、電縫溶接性が低下する場合及び／又は靱性が低下する場合がある。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００５％であり、より好ましくは０．００３％である。
　Ｓ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｓ含有量を過剰に低減しようとすると、製造コストが高くなる。従って、工業生産性を考慮した場合、Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、より好ましくは０．０００５％である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％
　Ｎｂは、Ｍｏと共に含有され、かつ、後述の焼戻しにより、Ｃと結合してＮｂ及びＭｏを含有する微細な複合炭化物を生成する元素である。これにより、加工部Ｘの引張強度を高く維持しつつ、加工部Ｘの疲労限度を顕著に高めることができる。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満であると、この効果が得られない場合がある。従って、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、更に好ましい下限は０．０２０％である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、母材の靱性、及び、電縫溶接後の溶接部の靱性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、更に好ましい上限は０．０４０％である。
　Ｍｏ：０．１０～０．６０％
　Ｍｏは、Ｎｂと共に含有され、かつ、後述の焼戻しにより、Ｃと結合してＮｂ及びＭｏを含有する微細な複合炭化物を生成する。これにより、加工部Ｘの引張強度を高く維持しつつ、加工部Ｘの疲労限度を顕著に高めることができる。Ｍｏ含有量が０．１０％未満であると、この効果が得られない場合がある。従って、Ｍｏ含有量は０．１０％以上である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．６０％を超えると、加工性が低下するとともに靱性も低下する。従って、Ｍｏ含有量は０．６０％以下である。
　Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．５５％であり、より好ましくは０．５０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　Ａｌは、鋼の脱酸に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、その効果が得られない場合がある。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％であり、より好ましくは０．０２０％である。
　一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、加工部Ｘ中にアルミナ系酸化物が過剰に残存してしまい、加工部Ｘの機械特性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０６０％以下である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％であり、より好ましくは０．０４０％である。
　Ｎ：０～０．００６０％
　Ｎは、不純物として含まれ得る元素である。Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、Ｎが鋼材中に固溶して、加工性を低下させる場合がある。従って、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００５５％であり、より好ましくは０．００５０％である。
　Ｎ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｎ含有量を過剰に低減すると、製造コストが高くなる。従って、工業生産性を考慮した場合、Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、より好ましくは０．０００５％である。
　Ｔｉ：０～０．０３０％
　Ｔｉは、任意元素である。つまり、Ｔｉ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｔｉは、鋼中のＣ及び／又はＮと結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、組織の微細化作用を通じて鋼材の靭性を高め得る元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．００５％であり、更に好ましくは０．００７％である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％超であると、粗大なＴｉ窒化物及び／又は粗大なＴｉ炭窒化物が生成して加工部Ｘの疲労限度及び靱性が低下する場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。
　Ｖ：０～０．１００％
　Ｖは、任意元素である。つまり、Ｖ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｖは、鋼中のＣ及び／又はＮと結合し、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物、及びＶ炭窒化物からなる群から選択される少なくとも１種を形成し、鋼材の靭性を高め得る元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｖ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．００５％であり、更に好ましくは０．０１０％である。
　一方、Ｖ含有量が０．１００％超であると、粗大なＶ炭化物、粗大なＶ窒化物、及び粗大なＶ炭窒化物からなる群から選択される少なくとも１種が生成し、加工部Ｘの疲労限度及び靱性が低下する場合がある。従って、Ｖ含有量は０．１００％以下である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０９０％であり、より好ましくは０．０８０％である。
　Ｃｒ：０～０．５％
　Ｃｒは、任意元素である。つまり、Ｃｒ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．１％であり、更に好ましくは０．１５％である。
　一方、Ｃｒ含有量が０．５％超であると、電縫溶接部にＣｒ酸化物が生成して、電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。従って、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．４％であり、より好ましくは０．３％である。
　Ｃｕ：０～０．５００％
　Ｃｕは、任意元素である。つまり、Ｃｕ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｃｕは、鋼材の強度を高め得る元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、更に好ましくは０．０１０％である。
　一方、Ｃｕ含有量が０．５００％超であると、過度な強化により鋼材の靭性が低下するだけでなく、Ｃｕの液体金属脆化作用により、スラブ鋳造時にスラブ表面に割れが発生しやすくなる。従って、Ｃｕ含有量は、０．５００％以下である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４００％であり、より好ましくは０．３００％である。
　Ｎｉ：０～０．５００％
　Ｎｉは、任意元素である。つまり、Ｎｉ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｎｉは、鋼材中に固溶して鋼材の強度を高め得る元素であり、鋼材の靭性も高め得る元素である。Ｎｉは、更に、Ｃｕ含有鋼におけるＣｕの液体金属脆化作用を抑制し得る元素でもある。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、更に好ましくは０．０１０％である。
　一方、Ｎｉ含有量が０．５００％超であると、鋼材の溶接性が低下する場合がある。従って、Ｎｉ含有量は、０．５００％以下である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．４５０％であり、より好ましくは０．４００％である。
　Ｂ：０～０．００３０％
　Ｂは、任意元素である。つまり、Ｂ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｂは、鋼材中に固溶して鋼材の焼き入れ性を高め、鋼材の強度を高め得る元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｂ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、更に好ましくは０．０００５％である。
　一方、Ｂ含有量が０．００３０％超であると、粗大な窒化物が生成して鋼材の疲労限度が低下する場合がある。従って、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　Ｃａ：０～０．００３０％
　Ｃａは、任意元素である。つまり、Ｃａ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御して、鋼材の靭性を高め得る元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、更に好ましくは０．００１０％である。
　一方、Ｃａ含有量が０．００３０％超であると、粗大なＣａ酸化物が生成して鋼材の靱性が低下する場合がある。従って、Ｃａ含有量は０．００３０％以下である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。
　Ｍｇ：０～０．００４０％
　Ｍｇは、任意元素である。つまり、Ｍｇ含有量は、０％であってもよいし、０％超であってもよい。
　Ｍｇは、微細な酸化物を生成して、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を高め得る元素である。かかる効果をより効果的に発揮させる観点から、Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、更に好ましくは０．００１０％である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．００４０％超であると、粗大な酸化物が生成して鋼材の靱性が低下する場合がある。従って、Ｍｇ含有量は０．００４０％以下である。Ｍｇ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、より好ましくは０．００３０％である。
　残部：Ｆｅ及び不純物
　加工部Ｘにおける母材部の化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　ここで、不純物とは、原材料（例えば、鉱石、スクラップ、等）に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　不純物としては、上述した元素以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は、１種のみであっても２種以上であってもよい。
　不純物として、例えば、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ、ＲＥＭが挙げられる。ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。
　上述した元素のうち、Ｏは、含有量０．００６％以下となるように制御することが好ましい。
　通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、及びＡｓについては、例えば含有量０．１％以下の混入が、Ｐｂ及びＢｉについては、例えば含有量０．００５％以下の混入が、Ｈについては、例えば含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得る。
　その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
＜母材部のミクロ組織＞
　本開示の電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部のミクロ組織について説明する。
　母材部のミクロ組織は、概略的に言えば、焼戻しベイナイト主体のミクロ組織である。
　詳細には、母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率は、８０％以上である。
　前述のとおり、上記ミクロ組織は、焼戻し時のＭｏ及びＮｂによる析出強化の発現に効果的に寄与し、ひいては、引張強度向上及び疲労強度向上に寄与する。
　焼戻しベイナイトの面積率は、加工部Ｘの引張強さ及び疲労強度をより向上させる観点から、好ましくは８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
　本開示におけるベイナイト及び焼戻しベイナイトの各々の概念には、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、及びオートテンパードマルテンサイトが包含される。
　これらの組織は、いずれも、本開示における焼戻しによる組織形態の変化が小さい。このため、本開示においては、ベイナイトと焼戻しベイナイトとを厳密に区別する必要はない。
　母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率は、１００％であってもよいし、１００％未満であってもよい。
　焼戻しベイナイトの面積率が１００％未満である場合における残部は、好ましくは、フェライト（例えば、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、等）及びパーライトからなる群から選択される少なくとも１種を含む。
　ここで、パーライトの概念には、疑似パーライトも包含される。
　母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率は、以下のようにして確認する。
　加工部ＸのＣ断面（即ち、加工部Ｘの管軸方向に対して垂直な断面。）中、母材部の肉厚中央位置から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取する。サンプルにおける観察面のサイズは、３ｍｍ×３ｍｍとする。次に、サンプルの観察面を鏡面研磨する。その後、サンプルの観察面を３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察する。観察面のうち、任意の５視野を特定して、特定された各視野の写真画像を生成する。各視野領域は２００μｍ×２００μｍとする。
　５視野分の写真画像において、焼戻しベイナイトの面積を求め、得られた面積を、５視野全体の総面積で除して１００を乗じることにより、母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率（％）を求める。
＜母材部の引張強度＞
　加工部Ｘにおける母材部の引張強度は、８５０～１０００ＭＰａである。
　加工部Ｘにおける母材部の引張強度が８５０ＭＰａ以上であることは、機械構造部品用電縫鋼管としての強度確保に寄与する。上記引張強度は好ましくは９００ＭＰａ以上である。
　加工部Ｘにおける母材部の引張強度が１０００ＭＰａ以下であることは、機械構造部品用電縫鋼管の製造し易さ（例えば、素材である熱延鋼板の製造し易さ、熱延鋼板をロール成形して造管する際のロール成形のし易さ、等）に寄与する。上記引張強度は好ましくは９５０ＭＰａ以下である。
　加工部Ｘにおける母材部の引張強度は、以下のようにして測定する。
　加工部Ｘにおける母材部から、肉厚中央部を中心とする、全厚に対して７０％の厚さ領域の中から引張試験片を採取する。採取する引張試験片の種類は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に規定される丸棒試験片の中から、母材部の厚さに応じて選択する。ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）中に適当な寸法の試験片が規定されていない場合は、規定された試験片を比例的に縮小した試験片（比例試験片）を用いてもよい。
　採取された引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２０±１５℃）、大気中にて、引張試験を実施する。得られた応力－ひずみ曲線から、引張強度（ＴＳ）を求める。
＜母材部の降伏伸び＞
　本開示の電縫鋼管は、母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測される。
　ここでいう母材部の引張試験は、母材部の引張強度を測定するための引張試験を意味する。試験方法については母材部の引張強度の項で説明したとおりである。
　この特徴（即ち、母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測されること）は、前述したとおり、繰返し応力によるひずみ導入の抑制に寄与し、ひいては加工部Ｘの疲労強度向上に寄与する。
＜硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕＞
　本開示の電縫鋼管は、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕（即ち、母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する前記母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比）が、９５％以上である。
　この特徴（即ち、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％以上であること）は、前述したとおり、外表面側からの疲労亀裂の発生抑制に寄与し、ひいては加工部Ｘの疲労強度向上に寄与する。
　一方、硬さ比〔深さ５０μｍ位置／肉厚中央部〕は、好ましくは１２０％以下であり、より好ましくは１１５％以下である。硬さ比〔深さ５０μｍ位置／肉厚中央部〕が１２０％以下である場合には、応力を肉厚全体で負担でき（特に、肉厚中央部への応力の集中を抑制でき）、その結果、加工部Ｘの疲労強度がより向上する。
　母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さは、以下のようにして求める。加工部ＸのＣ断面中、母材部の外表面から深さ５０μｍの位置に相当する線上に位置する０．５ｍｍピッチの５点を、測定点として特定する。５点の測定点の各々において、荷重１００ｇｆの条件にて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠し、ビッカース硬さを測定する。５点の測定点における測定値の算術平均値を、「深さ５０μｍ位置のビッカース硬さ」とする。
　母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さは、以下のようにして求める。加工部ＸのＣ断面中、母材部の肉厚中央部に相当する線上に位置する０．５ｍｍピッチの５点を、測定点として特定する。５点の測定点の各々において、荷重１００ｇｆの条件にて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠し、ビッカース硬さを測定する。５点の測定点における測定値の算術平均値を、「肉厚中央部のビッカース硬さ」とする。
　硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕は、上記「深さ５０μｍ位置のビッカース硬さ」を上記「肉厚中央部のビッカース硬さ」で除して１００を乗じることにより、求める。
＜加工部Ｘの外周長＞
　加工部Ｘの外周長は、好ましくは５０～５００ｍｍである。
　５０～５００ｍｍの範囲の外周長は、概ね、外径１６～１６０ｍｍの鋼管の外周長に相当する長さである。
　加工部Ｘの外周長は、より好ましくは５０～４００ｍｍであり、更に好ましくは１００～３００ｍｍである。
＜加工部Ｘの最大肉厚＞
　加工部Ｘの最大肉厚（即ち、加工部Ｘの肉厚の最大値）は、好ましくは１．０～５．０ｍｍであり、より好ましくは１．５～４．５ｍｍであり、更に好ましくは２．０～４．０ｍｍである。
〔機械構造部品用電縫鋼管の製造方法の一例（製法Ｘ）〕
　以下、本開示の電縫鋼管を製造するための製造方法の一例（以下、「製法Ｘ」とする）について説明する。
　以下の製法Ｘは、後述する実施例の電縫鋼管の製造方法である。
　製法Ｘは、
　母材部Ａ及び電縫溶接部Ａを含み、母材部Ａの化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０～０．２３０％、
Ｓｉ：０～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．６５％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
Ｍｏ：０．１０～０．６０％、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０～０．００６０％、
Ｔｉ：０～０．０３０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．５％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｎｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
Ｍｇ：０～０．００４０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率が８０％以上であり、
　母材部Ａの引張強度が６００～８００ＭＰａであり、
　母材部Ａの引張試験において、１３．０％以上の全伸びが観測されるアズロール電縫鋼管を準備する工程（以下、「アズロール電縫鋼管準備工程」ともいう）と、
　アズロール電縫鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対し、冷間引き抜き加工及び冷間鋼管曲げ加工の少なくとも一方であって、最大減面率が１０～４０％である条件の冷間加工を施す冷間加工工程と、
　冷間加工が施された前記アズロール電縫鋼管に対し、焼戻し温度４５０～６５０℃の焼戻しを施して機械構造部品用電縫鋼管を得る焼戻し工程と、
を含む。
　製法Ｘによれば、本開示の電縫鋼管（即ち、本開示の機械構造部品用電縫鋼管）を製造できる。
　以下、製法Ｘにおける各工程について説明する。
＜アズロール電縫鋼管準備工程＞
　アズロール電縫鋼管準備工程は、上記アズロール電縫鋼管を準備する工程である。
　本工程は、予め製造してあった上記アズロール電縫鋼管を単に準備するだけの工程であってもよいし、上記アズロール電縫鋼管を製造する工程であってもよい。
　製法Ｘにおいて、上記アズロール電縫鋼管は、製造される機械構造部品用電縫鋼管の原料に相当する。
　製法Ｘでは、上記アズロール電縫鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対し、所定の冷間加工（具体的には、冷間引き抜き加工及び冷間鋼管曲げ加工の少なくとも一方）及び所定の焼戻しがこの順に施され、機械構造部品用電縫鋼管が得られる。この際、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの少なくとも一部分及び電縫溶接部Ａの少なくとも一部分が、それぞれ、機械構造部品用電縫鋼管における加工部Ｘの母材部及び電縫溶接部に転化する。
　上記アズロール電縫鋼管の母材部Ａの化学組成は、最終的に得られる機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の化学組成と同様であり、好ましい範囲も同様である。
　製法Ｘの各工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。従って、製法Ｘによって製造される電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の化学組成は、原料である上記アズロール電縫鋼管の母材部Ａの化学組成と同様であるとみなせる。
　母材部Ａのミクロ組織は、ベイナイト（即ち、焼き入れままベイナイト）の面積率が８０％以上である。
　製法Ｘでは、アズロール電縫鋼管におけるベイナイトが、冷間加工工程及び焼戻し工程を経て、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける焼戻しベイナイトに転化する。
　アズロール電縫鋼管における母材部Ａのベイナイトの面積率は、加工部Ｘにおける母材部の焼戻しベイナイトの面積率と同様にして測定する。
　ベイナイトの面積率は、最終的に得られる機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘの引張強度及び疲労強度をより向上させる観点から、好ましくは８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
　ベイナイトの面積率は、１００％であってもよいし、１００％未満であってもよい。
　ベイナイトの面積率が１００％未満である場合における残部は、好ましくは、ポリゴナルフェライトを含む。
　アズロール電縫鋼管における母材部Ａの引張強度は、６００～８００ＭＰａである。
　かかる引張強度を有する母材部Ａの少なくとも一部分が、冷間加工工程及び焼戻し工程を経て、加工部Ｘにおける母材部に転化する。この際、前述のとおり、６００～８００ＭＰａである母材部Ａの引張強度が、冷間加工における加工硬化及び焼戻しによる析出強化の作用によって上昇し、その結果、８５０～１０００ＭＰａの引張強度が実現されると考えられる。
　アズロール電縫鋼管における母材部Ａの引張強度は、機械部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の引張強度と同様にして測定する。
　アズロール電縫鋼管は、母材部Ａの引張試験において、１３．０％以上の全伸び（ＥＬ）が観測される。
　ここでいう母材部Ａの引張試験は、母材部Ａの引張強度を測定するための引張試験を意味する。
　母材部Ａの引張試験において、１３．０％以上の全伸びが観測されることにより、アズロール電縫鋼管を加工して機械構造部品用電縫鋼管を得る際の加工性が確保される。全伸びの下限は、好ましくは１４．０％であり、より好ましくは１５．０％である。
　全伸びの上限は、好ましくは２５．０％であり、より好ましくは２３．０％である。
＜冷間加工工程＞
　冷間加工工程は、アズロール電縫鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対し、冷間引き抜き加工及び冷間鋼管曲げ加工の少なくとも一方であって、最大減面率が１０～４０％である条件の冷間加工を施す工程である。
　かかる態様の冷間加工により、鋼組織に対し塑性ひずみが効果的に導入され、転位が効果的に導入される。
　ここで、最大減面率とは、冷間加工が施された領域において減面率が最大となる場所での減面率を意味する。
　冷間引き抜き加工によって得られる冷間引き抜き加工部は、鋼管のＣ断面（即ち、管軸方向に対して垂直な断面）内での硬さの均一性に優れるという利点を有する。
　冷間鋼管曲げ加工によって得られる冷間鋼管曲げ加工部は、例えば特許文献１における板外面の曲げＲが板厚の２～５倍となる曲げ成形が施された加工部と比較して、肉厚方向の硬さの均一性に優れるという利点を有する。これにより、その後の部品加工の工程数を少なくできる場合がある。
　以上のように、冷間引き抜き加工部及び冷間鋼管曲げ加工部の各々は、例えば特許文献１における上記加工部と比較して、硬さの均一性に優れる。このため、応力を加工部全体で受けることができるので（言い換えれば、硬さが低い部分への応力の集中を抑制できるので）、疲労強度の点で有利である。
　冷間引き抜き加工の方法としては特に制限はなく、通常の方法を適用できる。
　冷間鋼管曲げ加工の方法としては、例えば、回転引き曲げ、ベンディングマシンによる曲げ、プレス曲げ、ハイドロフォーム、等を適用できる。
＜焼戻し工程＞
　焼戻し工程は、冷間加工が施されたアズロール電縫鋼管に対し、焼戻し温度４５０～６５０℃の焼戻しを施して機械構造部品用電縫鋼管を得る工程である。
　焼戻しは、例えば、熱処理炉中で行う。
　本工程における焼戻しでは、焼戻し温度が４５０℃以上であることにより、冷間加工によって導入された転位上に、Ｎｂ及びＭｏの微細な複合炭化物が析出する。このようにして、Ｎｂ及びＭｏによる析出強化が効果的に実現され、本開示の電縫鋼管の加工部Ｘにおける上記引張強度（８５０～１０００ＭＰａ）が実現される。
　更に、本工程における焼戻しでは、焼戻し温度が４５０℃以上であることにより、鋼組織中の残留ひずみが低減され、その結果、本開示の電縫鋼管の加工部Ｘの引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが実現される。
　焼戻し温度は、好ましくは５００℃以上である。
　本工程における焼戻しでは、焼戻し温度が６５０℃以下であることにより、６５０℃超の温度での熱処理（例えば焼入れ）を行った場合と比較して、外表面近傍における脱炭層の形成が抑制される。その結果、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％以上であることが実現される。
　焼戻し温度は、好ましくは６００℃以下である。
　焼戻しの時間（即ち、焼戻し温度での保持時間）には特に限定はないが、例えば２０～６０分である。
　焼戻し温度での保持時間後の冷却方法には特に制限はなく、徐冷（例えば空冷）であっても急冷（例えば水冷）であってもよい。
＜アズロール電縫鋼管の外径＞
　アズロール電縫鋼管の外径は、好ましくは５０～１５０ｍｍであり、より好ましくは５０～１３０ｍｍであり、更に好ましくは５０～１００ｍｍである。
＜アズロール電縫鋼管の肉厚＞
　アズロール電縫鋼管の肉厚は、好ましくは２．０～４．０ｍｍであり、より好ましくは２．５～３．５ｍｍである。
〔アズロール電縫鋼管の製造方法の一例（製法Ａ）〕
　前述した製法Ｘ（即ち、本開示の機械構造部品用電縫鋼管の製造方法の一例）におけるアズロール電縫鋼管準備工程は、アズロール電縫鋼管を製造する工程であってもよい。
　以下、アズロール電縫鋼管の製造方法の一例を、製法Ａとして示す。
　製法Ａは、
　アズロール電縫鋼管の母材部Ａの化学組成と同様の化学組成を有するスラブを準備するスラブ準備工程と、
　準備したスラブを１０７０～１３００℃のスラブ加熱温度にまで加熱し、加熱されたスラブに対し、仕上圧延温度ＦＴが８５０～９５０℃である条件の熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る熱延工程と、
　熱延工程で得られた熱延鋼板を、仕上げ圧延温度ＦＴから５８０℃に至るまでの間の平均冷却速度ＣＲ５８０が２０～９０℃／秒である条件で、４８０～５８０℃である巻取温度ＣＴまで冷却する冷却工程と、
　冷却後の熱延鋼板を上記巻取温度ＣＴにて巻取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る巻取工程と、
　ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、電縫鋼管を得る造管工程と、
を含む。
　以上の、熱延工程、冷却工程、及び巻取工程は、ホットストリップミルを用いて実施する。
　以下、製法Ａにおける各工程について説明する。
＜スラブ準備工程＞
　スラブ準備工程は、スラブを準備する工程である。
　本工程は、予め製造してあったスラブを単に準備するだけの工程であってもよいし、スラブを製造する工程であってもよい。
　準備するスラブの化学組成は、製法Ａによって得られるアズロール電縫鋼管の母材部Ａの化学組成と同様であり、好ましい範囲も同様である。
　製法Ａの各工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。従って、製法Ａによって製造されるアズロール電縫鋼管の母材部Ａの化学組成は、原料であるスラブの化学組成と同様であるとみなせる。
　本工程においてスラブを製造する場合、まず、上述の化学組成を有する溶鋼を製造し、この溶鋼を用いてスラブを製造する。溶鋼の化学組成は、スラブの化学組成と同様であるとみなせる。
　この際、連続鋳造法によってスラブを製造してもよいし、溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延してスラブを製造してもよい。
＜熱延工程＞
　熱延工程は、スラブを１０７０～１３００℃のスラブ加熱温度にまで加熱し、加熱されたスラブに対し、仕上圧延温度ＦＴが８５０～９５０℃である条件の熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る工程である。
　スラブを１０７０～１３００℃のスラブ加熱温度にまで加熱することにより、溶鋼凝固過程で析出した、炭化物、窒化合物及び炭窒化合物を鋼材中で固溶させることができる。その結果、強度を向上させることができる。
　スラブ加熱温度が１０７０℃以上であると、溶鋼凝固過程で析出した、炭化物、窒化合物及び炭窒化合物を、鋼中に十分に固溶させることができる。スラブ加熱温度は、好ましくは１１００℃以上である。
　スラブ加熱温度が１３００℃以下であると、オーステナイト粒の粗大化が抑制される。
　本工程では、加熱されたスラブに対し、熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る。
　熱間圧延は、例えば、粗圧延機と、粗圧延機の下流側に配置された仕上げ圧延機と、を用いて行う。
　熱粗圧延機は、１つの圧延スタンド、又は、一列に並んだ複数の圧延スタンドを備え、各圧延スタンドは少なくとも一対のロールを有する。粗圧延機はリバース式であってもよいし、タンデム式であってもよい。
　仕上げ圧延機は、粗圧延機の下流に配置されている。仕上げ圧延機は、圧延ラインの上流から下流に沿って一列に並んだ複数の圧延スタンドを備える。各圧延スタンドは少なくとも一対のロールを備える。仕上げ圧延機はリバース式であってもよいし、タンデム式であってもよい。
　熱間圧延は、仕上圧延温度ＦＴが８５０～９５０℃である条件で行う。
　ここで、仕上圧延温度ＦＴは、仕上げ圧延機の最終圧延スタンドの出側での鋼板の表面温度を指す。
　仕上げ圧延温度ＦＴが８５０℃未満である場合には、鋼板の圧延抵抗が増加して生産性が低下する。更に、フェライト及びオーステナイトの二相域で鋼板が圧延される。この場合、鋼板のミクロ組織において、ベイナイトの面積率が８０％未満となる。従って、製法Ａにおける仕上圧延温度ＦＴの下限は、８５０℃である。仕上圧延温度ＦＴの下限は、好ましくは８６０℃であり、より好ましくは８７０℃である。
　一方、仕上げ圧延温度ＦＴが９５０℃超である場合、後述の冷却を実施しても鋼板の温度が低下しにくくなる。その結果、鋼板のミクロ組織において、ベイナイトの面積率が８０％未満となる。従って、製法Ａにおける仕上圧延温度ＦＴの上限は、９５０℃である。仕上げ圧延温度ＦＴの上限は、好ましくは９３０℃であり、より好ましくは９００℃である。
＜冷却工程＞
　冷却工程は、熱延工程で得られた熱延鋼板を、仕上げ圧延温度ＦＴから５８０℃に至るまでの間の平均冷却速度ＣＲ５８０が２０～９０℃／秒である条件で、４８０～５８０℃である巻取温度ＣＴまで冷却する工程である。
　上記条件により、熱延工程で得られた熱延鋼板を、ＣＣＴ線図（Continuous Cooling Transformation diagram）におけるフェライトノーズの通過を抑制しつつ、巻取温度ＣＴまで冷却することができる。これにより、得られるアズロール電縫鋼管において、母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率が８０％以上であることが達成される。
　平均冷却速度ＣＲ５８０が２０℃／秒未満である場合には、熱延鋼板がＣＣＴ線図におけるフェライトノーズを通過しやすく、フェライトが過剰に生成され易くなる。その結果、ベイナイトの面積率が８０％未満となる場合、及び／又は、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が６００ＭＰａ未満となる場合がある。従って、平均冷却速度ＣＲ５８０の下限は２０℃／秒である。平均冷却速度ＣＲ５８０の下限は、好ましくは３０℃／秒であり、より好ましくは４０℃／秒であり、更に好ましくは５０℃／秒である。
　一方、平均冷却速度ＣＲ５８０が９０℃／秒超である場合、マルテンサイトが過剰に生成され易くなり、その結果、ベイナイトの面積率が８０％未満となる場合、及び／又は、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が８００ＭＰａ超となる場合がある。従って、平均冷却速度ＣＲ５８０の上限は、９０℃／秒である。
　　仕上げ圧延温度ＦＴから５８０℃に至るまで熱延鋼板の冷却は、例えば、搬送路(run-out table)に配置された水冷装置（例えば、搬送路の上方及び／又は下方に配置された水冷ノズル）によって行う。この場合、仕上げ圧延機の最終圧延スタンドを出た熱延鋼板は、搬送路上において、仕上げ圧延温度ＦＴから５８０℃に至るまでの間、２０～９０℃／秒の平均冷却速度ＣＲ５８０で水冷される。
　この場合、平均冷却速度ＣＲ５８０は次の方法で測定することができる。
　搬送路上の上流から下流に沿って複数箇所に測温計を配置し、熱延鋼板の表面温度を測定する。熱延鋼板の送り速度を、仕上げ圧延機の最終圧延スタンドのロール回転速度から算出する。測温計での測温結果と熱延鋼板の送り速度に基づいて、仕上げ圧延温度ＦＴから５８０℃に至るまでの間の平均冷却速度ＣＲ５８０を算出する。
　なお、巻取温度ＣＴが５８０℃未満である場合、５８０℃から巻取温度ＣＴに至るまでの冷却方法及び冷却速度には特に限定はない。
＜巻き取り工程＞
　巻き取り工程は、冷却後の熱延鋼板を巻取温度ＣＴにて巻取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る工程である。
　巻取温度ＣＴは、４８０～５８０℃である。
　巻取温度ＣＴが４８０℃未満である場合には、マルテンサイトが過剰に生成され易くなり、その結果、ベイナイトの面積率が８０％未満となる場合、及び／又は、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が８００ＭＰａ超となる場合がある。従って、巻取温度ＣＴの下限は４８０℃である。
　一方、巻取温度ＣＴが５８０℃超である場合、フェライト及び／又はパーライトが過剰に生成され易くなる。その結果、ベイナイトの面積率が８０％未満となる場合、及び／又は、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が６００ＭＰａ未満となる場合がある。従って、巻取温度ＣＴの上限は５８０℃である。
＜造管工程＞
　造管工程は、ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、電縫鋼管を得る工程である。
　造管工程は、公知の方法に従って行うことができる。
　製法Ａは、必要に応じ、その他の工程を含んでいてもよい。
　その他の工程としては、造管工程後に電縫溶接部をシーム熱処理する工程；造管工程後（前述のシーム熱処理する工程を含む場合には、シーム熱処理する工程の後）において、電縫鋼管の外径をサイザーによって縮径する工程；等が挙げられる。
　以上の製法Ａの各工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。
　従って、製法Ａによって製造されるアズロール電縫鋼管の母材部Ａの化学組成は、原料（溶鋼又はスラブ）の化学組成と同様とみなせる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
〔実施例１～１２、比較例１～２０〕
＜アズロール電縫鋼管の製造＞
　前述の製法Ａに従い、実施例１～１２におけるアズロール電縫鋼管をそれぞれ得た。
　また、各実施例の電縫鋼管における化学組成又は製造条件を変更し、比較例１～２０におけるアズロール電縫鋼管をそれぞれ得た。
　以下、詳細を示す。
　表１に示す化学組成を有する溶鋼（鋼Ａ～Ｒ）を炉で溶製した後、鋳造によって厚さ２５０ｍｍのスラブを作製した（スラブ準備工程）。
　表１中、各元素の欄に示す数値は、各元素の質量％である。
　表１に示した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　表１～表３中の下線は、本開示の範囲外であることを示す。
　上記で得られたスラブを、１２００℃のスラブ加熱温度にまで加熱し、加熱されたスラブに対し、熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得た（熱延工程）。この際、仕上げ圧延温度ＦＴが表２に示す値となるように、熱間圧延の条件を調整した。
　熱延工程で得られた熱延鋼板を、表２に示す巻取温度ＣＴとなるまで冷却した（冷却工程）。この際、仕上げ圧延温度ＦＴから５８０℃に至るまでの間の平均冷却速度ＣＲ５８０が、表２に示す値となるように冷却条件を調整した。
　冷却後の熱延鋼板を表２に示す巻取温度ＣＴにて巻取ることにより、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板からなるホットコイルを得た（巻取工程）。
　以上の、熱延工程、冷却工程、及び巻取工程は、ホットストリップミルを用いて実施した。
　上記ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成し、次いでサイザーを用いて縮径を行うことにより、外径が７５ｍｍであり肉厚が３．０ｍｍであるアズロール電縫鋼管を得た（造管工程）。
　上記アズロール電縫鋼管について、
母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率（以下、「ベイナイト面積率」ともいう）の測定、
残部（即ち、ベイナイト以外の組織）の種類の確認、
母材部Ａの引張強度（ＴＳ）の測定、及び
引張試験における全伸び（％）の測定
を、前述した方法によって行った。
　結果を表２に示す。
　表２中、「残部」欄において、「Ｆ」は、フェライト（即ち、ポリゴナルフェライト及びアシキュラーフェライトの少なくとも一方。以下同じ。）を表し、「Ｍ」は、マルテンサイトを表す。
＜機械構造部品用電縫鋼管の製造＞
　上記アズロール電縫鋼管を用い、製法Ｘに従い、機械構造部品用電縫鋼管を得た。
　本実施例の機械構造部品用電縫鋼管は、特に、自動車部品用電縫鋼管を想定したものである。
　詳細には、上記アズロール電縫鋼管に対し、表２に示す条件（最大減面率）の冷間加工を施し、次いで表２に示す条件の焼戻しを施すことにより、機械構造部品用電縫鋼管を得た。
　実施例１～９では、冷間加工として冷間引き抜き加工を、アズロール電縫鋼管の全長に渡って施した。
　実施例１０～１２では、冷間加工として冷間鋼管曲げ加工を、回転引き曲げにより、アズロール電縫鋼管の管軸方向の一部分に対して施した。
　焼戻し時間（即ち、焼戻し温度での保持時間）は、３０分とし、焼戻し温度での保持時間経過後の冷却方法は、空冷とした。
　比較例１７においては、焼戻しを省略した。
　比較例１９においては、冷間加工後であって焼戻しの前に、９５０℃にまで加熱し、その温度で２０分保持し、その後水冷する条件の「焼入れ」を実施した。
　表２中、「焼入れ」欄において、「Ｙ」は、上記「焼入れ」を実施したことを意味し、「Ｎ」は、上記「焼入れ」を実施しなかったことを意味する。
　以上により、表２に示す最大外径及び最大肉厚の加工部Ｘを含む機械構造部品用電縫鋼管を得た。
　上記機械構造部品用電縫鋼管について、
加工部Ｘにおける母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率（以下、「焼戻しベイナイト面積率」ともいう）の測定、
残部（即ち、焼戻しベイナイト以外の組織）の種類の確認、
加工部Ｘにおける母材部の引張強度（ＴＳ）の測定、
引張試験における降伏伸び（即ち、０．２％以上の降伏伸び）の有無の確認、及び、
硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕（即ち、母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比）の測定
を、それぞれ、前述した方法によって行った。
　結果を表２に示す。
　表２中、「降伏伸び」欄において、「Ｙ」は、０．２％以上の降伏伸びが観測されたことを意味し、「Ｎ」は、０．２％以上の降伏伸びが観測されなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１及び表２に示すように、
実施例１～１２の機械構造部品用電縫鋼管は、
加工部Ｘにおける母材部の化学組成が本開示における化学組成であり、
加工部Ｘにおける母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上であり、
加工部Ｘにおける母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａであり、
母材部の引張試験において０．２％以上の降伏伸びが観測され、
硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％以上であった。
　即ち、実施例１～１２では、引張強度及び疲労強度に優れた機械構造部品用電縫鋼管が得られた。
　実施例１～１２の機械構造部品用電縫鋼管は、
母材部Ａの化学組成が本開示における化学組成であり、母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率が８０％以上であり、母材部Ａの引張強度が６００～８００ＭＰａであり、母材部Ａの引張試験において、１３．０％以上の全伸びが観測されるアズロール電縫鋼管に対し、
最大減面率が１０～４０％である条件の冷間加工と、焼戻し温度４５０～６５０℃の焼戻しと、をこの順に施すことによって製造された。
　これに対し、比較例の結果は以下の通りであった。
　比較例１の化学組成は、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、焼戻し時の析出強化の効果が不足し、機械構造部品用電縫鋼管の引張強度が低かった。
　比較例２の化学組成は、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、比較例２では、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が高すぎ、全伸びが低すぎ、冷間加工時に割れが発生し、機械構造部品用電縫鋼管を製造することができなかった。
　比較例３の化学組成は、Ｎｂ含有量が低すぎた。そのため、焼戻し時の析出強化の効果が不足し、機械構造部品用電縫鋼管の引張強度が低かった。
　比較例４の化学組成は、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、機械構造部品用電縫鋼管の引張強度が低かった。
　比較例５の化学組成は、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａにおいて、引張強度が高すぎ、全伸びが低すぎ、その結果、冷間加工時に割れが発生し、機械構造部品用電縫鋼管を製造することができなかった。
　比較例６の化学組成は、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａにおいて、引張強度が高すぎ、全伸びが低すぎ、その結果、冷間加工時に割れが発生し、機械構造部品用電縫鋼管を製造することができなかった。
　比較例７の化学組成は、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａにおいて、ベイナイト面積率及び引張強度が低すぎ、その結果、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部においても、焼戻しベイナイト面積率及び引張強度が低すぎた。
　比較例８の化学組成は、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、焼戻し時の析出強化の効果が過剰となり、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の引張強度が高すぎた。
　比較例９の化学組成は、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、過剰に生成されたアルミナ系酸化物に起因すると思われる冷間加工時の割れが発生し、機械構造部品用電縫鋼管を製造することができなかった。
　比較例１０では、仕上げ圧延温度ＦＴが高すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａのベイナイト面積率が低く、かつ、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の焼戻しベイナイト面積率が低かった。
　比較例１１では、仕上げ圧延温度ＦＴが低すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａのベイナイト面積率が低く、かつ、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の焼戻しベイナイト面積率が低かった。
　比較例１２では、平均冷却速度ＣＲ５８０が速すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が上限を超え、全伸びが低かった。その結果、冷間加工時に割れが発生し、機械構造部品用電縫鋼管を製造することができなかった。
　比較例１３では、平均冷却速度ＣＲ５８０が低すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が低く、かつ、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の引張強度が低かった。
　比較例１４では、巻取温度ＣＴが高すぎた。そのため、そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａのベイナイト面積率が低く、かつ、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の焼戻しベイナイト面積率が低かった。
　比較例１５では、巻取温度ＣＴが低すぎた。そのため、アズロール電縫鋼管の母材部Ａの引張強度が上限を超え、全伸びが低かった。その結果、冷間加工時に割れが発生し、機械構造部品用電縫鋼管を製造することができなかった。
　比較例１６では、冷間加工時の減面率が低すぎた。そのため、冷間加工による加工硬化の効果が不十分となり、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の引張強度が低かった。
　比較例１７では、アズロール電縫鋼管に対し、熱処理を実施しなかった。そのため、母材部の引張試験において０．２％以上の降伏伸びが観測されなかった。従って、比較例１７の電縫鋼管（即ち、アズロール電縫鋼管）は、焼戻しを実施しなかったため、残留ひずみの低減が不十分であり、かつ、焼戻し時の析出強化の効果も得られず、その結果、疲労強度が不足していると考えられる。
　比較例１７では、焼戻しベイナイト面積率の測定は省略した（表２及び表３における「焼戻しベイナイト面積率（％）」欄の表記は、「－」とした）。
　比較例１８では、焼戻し温度が高すぎた。そのため、機械構造部品用電縫鋼管の加工部Ｘにおける母材部の焼戻しベイナイト面積率が低く、加工部Ｘにおける母材部の引張強度が低かった。
　比較例１９では、アズロール電縫鋼管に対し、焼入れを施してから焼戻しを施した。その結果、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％未満となった。このため、比較例１９の機械構造部品用電縫鋼管は、外表面側からの疲労亀裂を受けやすく、加工部Ｘの疲労強度に劣ると考えられる。硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％未満となった理由は、母材部の外表面を含む領域に脱炭層が発生したためと考えられる。
　比較例２０では、焼戻し温度が低かった。そのため、母材部の引張試験において０．２％以上の降伏伸びが観測されなかった。従って、比較例２０の電縫鋼管では、残留ひずみの低減が不十分であり、その結果、疲労強度が不足していると考えられる。
〔疲労強度の検証〕
　実際の電縫鋼管では、疲労試験片の作製が困難であるため、実施例１～３及び比較例１７～２０における熱延鋼板（ホットコイル）を用い、疲労強度の検証を行った。
　ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板に対し、表３に示すようにして、冷間加工（冷間圧延）及び焼戻しの処理を実施した。
　比較例１７においては、冷間加工後の熱処理を省略した。
　比較例１９においては、冷間加工後であって焼戻しの前に、９５０℃にまで加熱し、その温度で２０分保持し、その後水冷する条件の焼戻しを実施した。
　次に、熱延鋼板を冷間圧延して冷間圧延鋼板を得、得られた冷間圧延鋼板から、図１に記載の疲労試験片を採取した。
　具体的には、冷間圧延鋼板の全厚疲労試験片を採取した。疲労試験片の長手方向は、冷間圧延の圧延方向と平行とした。図１中の数値は、対応する位置の寸法（単位はｍｍ）を示す。
　得られた疲労試験片を用いて、常温にて平面曲げ疲労試験を実施した。試験条件は、応力比－１の両振り負荷とし、周波数は２０Ｈｚとした。破断繰り返し回数が３×１０５回の時の応力振幅を疲労限度（ＭＰａ）とした。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上であり、０．２％以上の降伏伸びが確認され、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％以上である実施例１～３における熱延鋼板では、比較例１７～２０における熱延鋼板と比較して、疲労強度に優れることが確認された。
　ここで、
比較例１７及び２０は、０．２％以上の降伏伸びが確認されない熱延鋼板であり、
比較例１８は、焼戻しベイナイトの面積率が８０％未満である熱延鋼板であり、
比較例１９は、硬さ比〔深さ５０μｍ／肉厚中央〕が９５％未満である熱延鋼板である。
　以上の結果から、前述した実施例１～１２の機械構造部品用電縫鋼管は、疲労強度に優れることが期待される。

Claims (5)

  1. 　引き抜き加工部及び鋼管曲げ加工部の少なくとも一方に該当する加工部Ｘを含む機械構造部品用電縫鋼管であって、
    　前記加工部Ｘが、母材部及び電縫溶接部を含み、
    　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１５０～０．２３０％、
    Ｓｉ：０～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～１．６５％、
    Ｐ：０～０．０３０％、
    Ｓ：０～０．０１０％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
    Ｍｏ：０．１０～０．６０％、
    Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    Ｎ：０～０．００６０％、
    Ｔｉ：０～０．０３０％、
    Ｖ：０～０．１００％、
    Ｃｒ：０～０．５％、
    Ｃｕ：０～０．５００％、
    Ｎｉ：０～０．５００％、
    Ｂ：０～０．００３０％、
    Ｃａ：０～０．００３０％、
    Ｍｇ：０～０．００４０％、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　前記母材部のミクロ組織の全体に対する焼戻しベイナイトの面積率が８０％以上であり、
    　前記母材部の引張強度が８５０～１０００ＭＰａであり、
    　前記母材部の引張試験において、０．２％以上の降伏伸びが観測され、
    　前記母材部の肉厚中央部におけるビッカース硬さに対する前記母材部の外表面から深さ５０μｍの位置におけるビッカース硬さの比が、９５％以上である、
    機械構造部品用電縫鋼管。
  2. 　自動車の足回り部品用電縫鋼管である、請求項１に記載の機械構造部品用電縫鋼管。
  3. 　前記加工部Ｘの外周長が５０～５００ｍｍであり、前記加工部Ｘの最大肉厚が１．０～５．０ｍｍである、請求項１又は請求項２に記載の機械構造部品用電縫鋼管。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の機械構造部品用電縫鋼管を製造する方法であって、
    　母材部Ａ及び電縫溶接部Ａを含み、前記母材部Ａの化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１５０～０．２３０％、
    Ｓｉ：０～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～１．６５％、
    Ｐ：０～０．０３０％、
    Ｓ：０～０．０１０％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
    Ｍｏ：０．１０～０．６０％、
    Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    Ｎ：０～０．００６０％、
    Ｔｉ：０～０．０３０％、
    Ｖ：０～０．１００％、
    Ｃｒ：０～０．５％、
    Ｃｕ：０～０．５００％、
    Ｎｉ：０～０．５００％、
    Ｂ：０～０．００３０％、
    Ｃａ：０～０．００３０％、
    Ｍｇ：０～０．００４０％、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　前記母材部Ａのミクロ組織の全体に対するベイナイトの面積率が８０％以上であり、
    　前記母材部Ａの引張強度が６００～８００ＭＰａであり、
    　前記母材部Ａの引張試験において、１３．０％以上の全伸びが観測されるアズロール電縫鋼管を準備する工程と、
    　前記アズロール電縫鋼管の管軸方向の少なくとも一部分に対し、冷間引き抜き加工及び冷間鋼管曲げ加工の少なくとも一方であって、最大減面率が１０～４０％である条件の冷間加工を施す冷間加工工程と、
    　前記冷間加工が施された前記アズロール電縫鋼管に対し、焼戻し温度４５０～６５０℃の焼戻しを施して前記機械構造部品用電縫鋼管を得る焼戻し工程と、
    を含む、
    機械構造部品用電縫鋼管の製造方法。
  5. 　前記アズロール電縫鋼管の外径が５０～１５０ｍｍであり、前記アズロール電縫鋼管の肉厚が２．０～４．０ｍｍである、請求項４に記載の機械構造部品用電縫鋼管の製造方法。
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