(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材部と電縫溶接部とを有する電縫溶接鋼管であって、
前記母材部が、質量％で、
Ｃ：0.41〜0.55％、                Si：0.01〜0.5％、
Mn：1.0〜2.0％、                  Al：0.05％以下、
Ｐ：0.02％以下、                  Ｓ：0.01％以下、
Cr：1.0％以下、                   Cu：1.0％以下、
Ni：1.0％以下
を含み、かつCu、Ni、Crが下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、前記電縫溶接部が白色層を有し、縮径圧延ままで該白色層の幅が40μm以下で、高周波焼入れ後にビッカース硬さHV0.5で測定した前記白色層の硬さと前記母材部との硬さの差ΔHVの絶対値が、25ポイント以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた自動車部品用電縫溶接鋼管。
記
２Cu＋1.52Ni＋1.1Cr  ≧  1.0    ‥‥（１）
ここで、Cu、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含むことを特徴とする請求項１に記載の自動車部品用電縫溶接鋼管。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.1〜1.0％、Ｗ：0.1〜1.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の自動車部品用電縫溶接鋼管。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の自動車部品用電縫溶接鋼管。
【請求項５】
鋼帯を連続的にロール成形して略円筒状の成形体としたのち、該成形体の円周方向端部同士を突き合わせ電縫溶接して電縫鋼管とし、さらに該電縫鋼管を素材として、該素材に縮径圧延を施して、自動車部品用電縫鋼管とする自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法であって、
前記鋼帯を、質量％で、
Ｃ：0.41〜0.55％、                Si；0.01〜0.5％、
Mn：1.0〜2.0％、                  Al：0.05％以下、
Ｐ：0.02％以下、                  Ｓ：0.01％以下、
Cr：1.0％以下、                   Cu：1.0％以下、
Ni：1.0％以下
を含み、かつCu、Ni、Crが下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼帯とし、
加熱処理または均熱処理を、Ａc３変態点以上の温度に加熱・均熱する処理とし、
前記縮径圧延を、圧延終了温度：800℃超950℃以下で、累積縮径率：35〜70％である縮径圧延とし、
前記自動車部品用電縫溶接鋼管が母材部と電縫溶接部とから構成され、
前記電縫溶接部における白色層の幅が40μm以下で、かつ、ビッカース硬さHV0.5で測定した、高周波焼入れ後の前記白色層の硬さと前記母材部との硬さの差ΔHVの絶対値が、25ポイント以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
記
２Cu＋1.52Ni＋1.1Cr  ≧  1.0    ‥‥（１）
ここで、Cu、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％）
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含むことを特徴とする請求項５に記載の自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.1〜1.0％、Ｗ：0.1〜1.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項５または６に記載の自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ドライブシャフト、スタビライザー、ラックバーなどの駆動系の自動車部品用として好適な電縫溶接鋼管に係り、とくに耐疲労特性の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の排気ガス規制が厳しくなり、自動車燃費向上のため、自動車車体の軽量化が進められている。自動車車体を構成する部品、例えば、剛性を要求され、従来から中実素材が利用されてきた、ドライブシャフト、スタビライザー、ラックバーなどの部品にも、軽量化が要求されている。
このような自動車車体を軽量化するという要求と剛性の確保を両立させるために、ドライブシャフトやスタビライザーなどの自動車部品を、例えば素材として継目無鋼管を用いて中空化することが進められている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.30〜0.47％、Si：0.5％以下、Mn：0.3〜2.0％、Cr：0.15〜1.0％、Al：0.001〜0.05％、Ti：0.005〜0.05％、Ca：0.004％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｂ：0.0005〜0.005％を含み、Ｂeffが0.0001以上で、オーステナイト結晶粒度番号が９以上である高周波焼入れ中空駆動軸が記載されている。特許文献１に記載された高周波焼入れ中空駆動軸は、継目無鋼管を素材としており、優れた冷間加工性、焼入れ性、靭性、およびねじり疲労強度を兼ね備え、安定した疲労寿命を発揮するとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、継目無鋼管を素材としており、その製法上、表面脱炭や表面疵が多く、十分な疲労特性を確保するためには、表面を研磨、研削しなければならないうえ、偏心・偏肉があり、回転物として使用するには、必ずしも適さないという問題があった。
【０００４】
このような問題に対し、例えば特許文献２には、自動車シャフト等の用途に用いることが可能な、優れた強度、耐遅れ破壊性、疲労強度を有する高強度鋼管が記載されている。特許文献２に記載された鋼管は、質量％で、Ｃ：0.30％超0.50％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以下、Ti：0.1％以下、Mo：0.3〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.01％を含む鋼で、好ましくは鋼帯を所定形状に成形し電縫溶接して製造した鋼管に、焼入れ焼戻を施し、旧オーステナイト粒径が10μｍ以下となる硬化部が鋼管のＣ断面面積の30％以上形成された鋼組織を有し、耐遅れ破壊特性および耐疲労特性に優れた高強度鋼管である。
【０００５】
また、特許文献３には、冷間鍛造加工性と転造加工性に優れた高炭素鋼管が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、Ｃ：0.2〜0.6％、Si：1％以下、Mn：0.4〜３％を含む組成の、好ましくは電縫鋼管である鋼管素材を、加熱したのち、仕上圧延温度を700〜800℃として縮径率：30％以上の縮径圧延を行い、ついで所定の寸法の鋼管となるように、冷間引抜きしたのち、Ａc1変態点〜（Ａc1変態点＋50℃）の範囲の温度で熱処理し、アスペクト比が３以上であるセメンタイトを分散させた組織を有し、引張強さを焼準材相当強度の90％以下とする高炭素鋼管が得られる。特許文献３に記載された技術によれば、スウェージ加工性、スウェージ加工後の平転造加工性に優れた高炭素鋼管を容易に製造でき、ドライブシャフト等の中空部品の高強度化、軽量化に貢献できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】ＷＯ2006/104023A1号
【特許文献２】特開2008−274344号公報
【特許文献３】特開2004−353028号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献２に記載された技術では、鋼管が、例えば電縫溶接鋼管である場合には、電縫溶接工程において接合部の中心に白色層とよばれる領域が生じ、この白色層では、周りの部分に比べてＣ量が低く焼入れ性が不足して、焼入れ処理を施したのちにおいても、硬度が低く、局部的な低硬度領域が生じるという問題がある。しかも、白色層は、管の長手方向全長にわたり存在するため、例えばドライブシャフトのように繰返し剪断応力（ねじり疲労）が付与される用途においては、白色層（低硬度域）が起点となり割れが発生する危険性が高く、電縫鋼管の信頼性を著しく低下させることになるという問題がある。
【０００８】
また、特許文献３に記載された技術では、冷間引抜き−二相域加熱処理を行うため、工程が複雑になるという問題がある。また、特許文献３に記載された技術では、白色層を狭くすることの必要性や、焼入れ焼戻処理後の耐疲労特性を向上させることについてまでの言及はない。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、ドライブシャフト等の駆動系の自動車部品用として好適な、高周波焼入れ焼戻処理を施した後に、優れた耐疲労特性を有する電縫溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、電縫鋼管の耐疲労特性に影響する各種要因について鋭意検討した。その結果、耐疲労特性を改善するためには、管円周方向に均一な硬度分布を持たせることが重要で、そのためには、まず、素材である電縫鋼管の段階で、白色層の幅を狭くし、かつ電縫溶接部の白色層とその周りの母材部との硬度差を小さくしておくことが肝要であることに想到した。
【００１０】
そして、更なる検討の結果、焼入れ後に白色層と母材部との硬度差を小さくするためには、焼入れ時の加熱中に母材部からＣ量の低い白色層へＣを拡散させて、Ｃ量の均一化を図る必要があることに思い至った。しかし、ドライブシャフトの場合には通常、焼入れ時の加熱は、高周波加熱を用いており、加熱時間は非常に短時間である。そのため、Ｃ量の均一化は、短時間で達成する必要があることになる。
【００１１】
Ｃ量の均一化を図るには、白色層をAc3変態点以上のオーステナイト域まで加熱し、Ｃの拡散を促進させる必要があるが、Ｃ量が低い白色層は周辺の母材部に比べてAc3変態点が高くなっているため、加熱温度を高くする必要がある。しかし、高周波加熱の際に過剰に温度を上昇させると管表面近傍でオーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くという問題がある。また、高周波加熱の場合、加熱時間が短いため、厚肉鋼管では、肉厚中央と表層とで温度差が生じ、肉厚中央がAc3変態点に到達せず、肉厚中央部でＣの拡散が進行しない恐れがある。
【００１２】
そこで、本発明者らは、白色層周辺でのＣの拡散を十分に促進させるために、オーステナイト安定化元素であるMn、Cr、Cu、Niを適正量含有させる一方、フェライト安定化元素であるAl、Ｐを極力少なくすることを思い付いた。これにより、Ac3変態点を低下でき、加熱温度を低く抑えることができる。とくに、Cu、Cr、Niは、白色層に残留し、白色層のAc3変態点を低下させることに有効に作用するため、次（１）式
2Cu＋1.52Ni＋1.1Cr≧0.5    ‥‥（１）
（ここで、Cu、NI、Cr：各元素の含有量（質量％）
を満足するように調整すれば、Ac3変態点がより低下し、より低い加熱温度においてもＣの拡散が促進され、白色層におけるＣ量分布の均一化がより容易になることを見出した。
【００１３】
さらに、本発明者は、縮径圧延により幾何学的に白色層の幅を狭くすることにより、より低温、より短時間の加熱においても、硬さの均一化を容易に達成できることを見出した。
このようなことから、Al、P、Cr、Cu、Ni含有量を適正範囲に調整した電縫溶接鋼管を素材として、この素材に、縮径圧延加熱温度、縮径圧延終了温度、縮径率をそれぞれ所定の範囲に調整した熱間縮径圧延を施すことにより、高周波焼入れ焼戻処理後の耐疲労特性の低下に影響しない程度に、焼入れ処理後の硬さ分布が均一になるように、電縫溶接部の白色層幅を狭くすることができることを見出した。
【００１４】
まず、本発明の基礎になった実験結果について説明する。
管円周方向に測定した、白色層の周辺におけるＣ量分布を模式的に図１に示す。白色層では、母材部に比較してＣ量が低下している。ここで、母材部のＣ量（平均値）に対し、低下した距離（幅）を白色層幅と定義する。
母材部が、質量％で、0.42％Ｃ−0.26％Si−1.52％Mn−0.030％Al−0.0025％Ｎ−0.20％Cr−0.200％Cuを含有する組成を有し、白色層幅の異なる電縫溶接鋼管に、高周波加熱（加熱温度：900℃、保持時間：１ｓ）を施し急冷する焼入れ処理を施したのち、EPMA（Electron Probe Micro-Analyzer）を用いて、溶接部（白色層）周辺のＣ量分布を測定した。なお、ここでは、白色層の幅は、電縫溶接鋼管に冷間引抜きで縮径加工を施し、幾何学的に白色層の幅を変化させた。
【００１５】
そして、得られた高周波焼入れ処理後のＣ量分布から、母材部Ｃ量と焼入れ処理後の白色層のＣ量(最低Ｃ量)との差ΔＣ（図１参照）を算出し、白色層幅との関係で図２に示す。また、高周波焼入れ処理を施された電縫溶接鋼管について、母材部（白色層から管円周方向に20mm離れた位置）と白色層について、マイクロビッカース硬さHV0.5（測定荷重500gf）を各５点測定し、その平均値を求め、母材部と白色層と硬さの差ΔHVを白色層幅との関係で図３に示す。
【００１６】
図２、図３から、白色層幅を40μm以下と狭くすることにより、Ｃ量分布が短時間で均一化することがわかる。また、白色層幅を40μm以下と狭くすることにより、高周波焼入れ後のΔHVが25ポイント以下となり硬度差が小さく抑えられ、硬さ分布の均一化が短時間で達成できることがわかる。なお、高周波焼入れ後のΔHVが25ポイント以下であれば、ねじり疲労試験により、白色層起点で割れが発生しないことを確認している。
【００１７】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）母材部と電縫溶接部とを有する電縫溶接鋼管であって、前記母材部が、質量％で、Ｃ：0.41〜0.55％、Si：0.01〜0.5％、Mn：1.0〜2.0％、Al：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下を含み、かつCu、Ni、Crが次（１）式
２Cu＋1.52Ni＋1.1Cr  ≧  1.0    ‥‥（１）
（ここで、Cu、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、前記電縫溶接部が白色層を有し、縮径圧延ままで該白色層の幅が、40μm以下であり、高周波焼入れ後にビッカース硬さHV0.5で測定した前記白色層の硬さと前記母材部との硬さの差ΔHVの絶対値が、25ポイント以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた自動車部品用電縫溶接鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含むことを特徴とする自動車部品用電縫溶接鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.1〜1.0％、Ｗ：0.1〜1.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする自動車部品用電縫溶接鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする自動車部品用電縫溶接鋼管。
（５）鋼帯を連続的にロール成形して略円筒状の成形体としたのち、該成形体の円周方向端部同士を突き合わせ電縫溶接して電縫溶接鋼管とし、さらに該電縫溶接鋼管を素材として、該素材に縮径圧延を施して、自動車部品用電縫溶接鋼管とする自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法であって、前記鋼帯を、質量％で、Ｃ：0.41〜0.55％、Si：0.01〜0.5％、Mn：1.0〜2.0％、Al：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下を含み、かつCu、Ni、Crが次（１）式
２Cu＋1.52Ni＋1.1Cr  ≧  1.0    ‥‥（１）
（ここで、Cu、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼帯とし、前記縮径圧延を、Ａc３変態点以上の温度に加熱・均熱したのち、圧延終了温度：800℃超950℃以下で、累積縮径率：35〜70％である縮径圧延とすることを特徴とする耐疲労特性に優れた自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含むことを特徴とする自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.1〜1.0％、Ｗ：0.1〜1.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種を含むことを特徴とする自動車部品用電縫溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、焼入れ焼戻処理後に円周方向の硬さ分布が均一化され、耐疲労特性が顕著に向上した電縫溶接鋼管を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。なお、本発明によれば、焼入れ焼戻処理以外の熱処理を施す場合、あるいは熱処理を施さない場合においても、耐疲労特性が顕著に向上するという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】白色層幅の定義を説明する説明図である。
【図２】母材部のＣ量（平均値）と白色層のＣ量との差と白色層幅の関係を示すグラフである。
【図３】母材部の平均硬さと白色層の平均硬さとの差ΔHV（荷重：500gf）と白色層幅との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明電縫溶接鋼管は、鋼帯を管状（ほぼ円筒状）に成形し電縫溶接してなり、母材部と電縫溶接部とから構成される鋼管で、母材部が、質量％で、Ｃ：0.41〜0.55％、Si；0.01〜0.5％、Mn：1.0〜2.0％、Al：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下を含み、かつCu、Ni、Crが次（１）式
２Cu＋1.52Ni＋1.1Cr  ≧  1.0    ‥‥（１）
（ここで、Cu、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
【００２１】
まず、本発明電縫溶接鋼管の母材部組成について、その限定理由を説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.41〜0.55％
Ｃは、強度（硬さ）増加に寄与する元素であり、高周波焼入れ処理後に自動車駆動系部品として必要な硬さを確保するためには、0.41％以上の含有を必要とする。Ｃ量が0.41％未満では、焼入れ処理を施しても十分な硬さを確保できないため、所望の耐疲労特性を確保できなくなる。一方、0.55％を超える多量の含有は、溶接性が低下し、安定して所望の電縫溶接部品質を確保できなくなる。このため、Ｃは0.41〜0.55％の範囲に限定した。なお、電縫溶接性を安定して確保するという観点からＣは0.41〜0.50％とすることが好ましい。
【００２２】
Si：0.01〜0.5％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼の強度を増加させる固溶強化元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。0.01％未満の含有では、十分な脱酸効果が得られない。一方、0.5％を超える含有は、溶接性が低下し、安定した電縫溶接部品質を確保できなくなる。このため、Siは0.01〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.3％である。
【００２３】
Mn：1.0〜2.0％
Mnは、焼入れ性向上を介して鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、1.0％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、電縫溶接部品質を低下させ、さらに残留オーステナイト（γ）量が増加し耐疲労特性が低下する。このため、Mnは1.0〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜1.7％である。
【００２４】
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として有効な元素であり、また、焼入れ時のγ粒の成長を抑制し、焼入れ処理後の強度確保に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有する必要がある。一方、0.05％を超える含有は、その効果が飽和するだけでなく、Al系介在物の増加を伴い、疲労強度が低下する場合がある。さらに、Alは、フェライト安定化元素であり、Ac3変態点を上昇させるため、加熱時に白色層でのＣ量均一化が不十分となる場合がある。このため、Alは0.05％以下に限定した。
【００２５】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、粒界等に偏析しやすく、靭性を低下させる元素であり、また、Alと同様に、フェライト安定化元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.02％までは許容できる。このようなことから、Ｐは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.018％以下である。
【００２６】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、加工性、耐疲労特性および靭性を低下させる元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.008％以下である。
【００２７】
Cr：1.0％以下
Crは、焼入れ性を高める元素であり、また、γ安定化元素でもあり、本発明では、Ac3変態点を低下させ、白色層近傍のＣ量均一化に有効に寄与する。このような効果を確保するためには、0.1％以上含有することが望ましい。一方、1.0％超えて含有すると、酸化物を形成しやすくなり、電縫溶接性が低下する。このようなことから、Crは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.5％である。
【００２８】
Cu：1.0％以下
Cuは、焼入れ性を高める元素であり、また、γ安定化元素でもあり、本発明では、Ac3変態点を低下させ、白色層近傍のＣ量均一化に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超えて含有すると、加工性が著しく低下する。このようなことから、Cuは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.8％である。
【００２９】
Ni：1.0％以下
Niは、焼入れ性を高める元素であり、またγ安定化元素でもあり、本発明では、Ac3変態点を低下させ、白色層近傍のＣ量均一化に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超えて含有すると、加工性が著しく低下する。このようなことから、Niは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.8％である。
【００３０】
なお、本発明では、Cu、Cr、Niは、上記した範囲内でかつ、次（１）式
２Cu＋1.52Ni＋1.1Cr  ≧  1.0    ‥‥（１）
（ここで、Cu、Ni、Cr：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有する。
Cu、Cr、Niは、上記したようにいずれも、Ac3変態点を低下させる元素であるが、その効果は各元素でそれぞれで異なる。このため、本発明では、各元素の効果を係数で表し、（１）式を満足するように、各元素の含有量を調整する。Cu、Cr、Niの含有量が、（１）式を満足しない場合には、十分なAc3変態点低減効果が認められない。このため、白色層でのＣの拡散量の不足に繋がり、硬さの均一化が不十分となる。
【００３１】
上記した成分が基本の成分であり、本発明では基本成分に加えてさらに、Ｂ：0.0003〜0.0050％、および／または、Mo：0.1〜1.0％、Ｗ：：0.1〜1.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種、を必要に応じて選択した含有できる。
【００３２】
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、微量含有で焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有を必要とする。0.0003％未満では、焼入れ性向上効果が十分に発揮されない。一方、0.0050％を超えて含有しても、その効果が飽和するとともに、粒界に偏析して粒界破壊を促進し耐疲労特性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0003〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
【００３３】
Mo：0.1〜1.0％、Ｗ：0.1〜1.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Ｗ、Nb、Ｖはいずれも、鋼の強度を高め、疲労強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Moは、焼入れ性向上を介して鋼の強度を増加させる。このような効果を確保するためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて含有すると、加工性が著しく低下するうえ、コスト高を招く。このため、含有する場合には、Moは0.1〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Ｗは、炭化物を形成し、析出強化を介して鋼の強度増加に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて含有すると、炭化物が析出しすぎて、耐疲労特性を低下させ、加工性をも低下させる。このため、含有する場合には、Ｗは0.1〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。
Nbは、焼入れ性を向上させ、さらに、炭化物を形成し、鋼の強度増加に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.002％以上含有する必要がある。一方、0.1％を超えて含有すると、上記した効果が飽和するとともに、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Nbは0.1％以下に限定することが好ましい。
【００３５】
Ｖは、炭化物を形成し、析出強化を介して鋼の強度増加に有効に寄与するとともに、焼戻軟化抵抗の増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上含有する必要がある。一方、1.0％を超えて含有すると、上記した効果が飽和するとともに、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ｖは0.1〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。
【００３６】
Ca：0.02％以下、REM：0.02％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、酸化物等の介在物形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Caは、介在物の形態を制御する作用を有し、加工性および靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.0005％以上含有する必要がある。一方、0.02％を超えて含有すると、介在物量が増大し、延性、靭性がかえって低下する。このため、含有する場合には、Caは0.02％以下に限定することが好ましい。
【００３７】
REMは、介在物の形態を制御する作用を有し、加工性および靭性の向上に寄与するとともに、耐食性をも向上させる元素である。このような効果を得るためには0.0005％以上含有する必要がある。一方、0.02％を超えて含有すると、磁気特性を低下させる。このため、含有する場合には、REMは0.02％以下に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ：0.01％以下、Ｎ：0.01％以下が許容できる。
【００３８】
また、本発明電縫溶接鋼管は、上記した組成を有する母材部と、幅：40μm以下の白色層を有し、高周波焼入れ後に白色層の硬さが母材部との硬さの差ΔHVの絶対値で、25ポイント以下である電縫溶接部から構成される。
電縫溶接部の白色層幅：40μm以下
白色層では局部的にＣ量が低いため、焼入れ硬さの局部的低下域が生じ、割れ発生の原因となる。このため、白色層のＣ量を均一化し、焼入れ硬さの局部的低下域の発生を抑制する必要がある。高周波焼入れなどの短時間加熱において、白色層のＣ量をほぼ均一化するためには、図２に示したように、白色層の幅を40μm以下とする必要がある。白色層の幅が40μmを超えて大きくなると、高周波焼入れなどの短時間加熱では白色層Ｃ量の均一化は達成できない。このようなことから、電縫溶接部の白色層幅を40μm以下に限定した。なお、好ましくは35μm以下である。
【００３９】
高周波焼入れを実施したのちの白色層と母材部のマイクロビッカース硬さの差ΔHVの絶対値：25ポイント以下
高周波焼入れ後に白色層の硬さが、母材部に比較して低いと、白色層を起点として亀裂が発生しやすく、耐疲労特性が低下する。本発明では、マイクロビッカース硬さHV0.5（試験荷重：500gf）で、白色層と母材部との硬さ差の絶対値ΔHVを、25ポイント以下に限定した。ΔHVが25ポイントを超えて大きい場合には、耐疲労性が低下するため、ΔHVを25ポイント以下に限定した。
【００４０】
つぎに、本発明電縫溶接鋼管の製造方法について説明する。
上記した組成の鋼帯を連続的にロール成形して略円筒状の成形体としたのち、該成形体の円周方向端部同士を突き合わせ電縫溶接して電縫溶接鋼管とする。なお、使用する鋼帯は、熱延鋼帯あるいは冷延鋼帯のいずれもが適用可能である。
本発明では、このようにして製造された電縫溶接鋼管を素材とする。なお、素材として鍛接鋼管をもちいても何ら問題はない。そして、本発明では、これら素材に、好ましくは加熱処理または均熱処理を施したのち、縮径圧延を施して、自動車部品用、好ましくは自動車駆動系部品用電縫溶接鋼管とする。
【００４１】
なお、加熱処理または均熱処理は、Ac3変態点以上の加熱温度に加熱・均熱する処理とすることが好ましい。加熱温度がAc3変態点未満では、組織等の均質化が不十分となる。このため、加熱処理または均熱処理の加熱温度はAc3変態点以上に限定することが好ましい。なお、保持時間は３s以上とすることが好ましい。保持時間が３s未満では、均質化の目的を達成できない。なお、加熱処理または均熱処理は、必要に応じて適宜、適用することが望ましい。
【００４２】
素材である電縫溶接鋼管に施す縮径圧延は、Ac3変態点以上の温度に加熱したのち、累積縮径率が35〜70％、圧延終了温度が800℃超950℃以下となる圧延とする。
縮径圧延のための加熱温度：Ac3変態点以上
加熱温度がAc3変態点未満では、電縫溶接部の靭性が低下するとともに、白色層でのＣ量の均一化の進行が遅くなる。このため、縮径圧延のための加熱温度はAc3変態点以上に限定した。好ましくは900℃以上である。一方、1100℃を超えて高温とすると、製品の表面性状が低下するため、1100℃以下とすることが望ましい。なお、加熱は誘導加熱とすることが生産性の観点から好ましい。また、縮径圧延のための加熱保持時間は３s以上とすることが材質の均質化、電縫溶接部のＣの拡散を促進するという観点から好ましい。
【００４３】
縮径圧延の圧延終了温度：800℃超950℃以下
縮径圧延の圧延終了温度が800℃以下と低温では、加工歪が残留しやすく延性が低下し、さらに管表面に残留応力が発生し、その影響で耐疲労特性が低下する。一方、950℃を超えて高温では、管の表面性状が低下し、生産性も低下する。このため、縮径圧延の圧延終了温度は800℃超950℃以下に限定した。なお、好ましくは900℃以下である。
【００４４】
縮径圧延の累積縮径率：35〜70％
電縫溶接鋼管では、通常、白色層幅は50〜100μm程度である。そのため、高周波焼入れ時の加熱で、白色層のＣ量均一化を達成するために必須な白色層幅40μm以下を確保するには、幾何学的に25〜33％程度以上の縮径率を確保することが必要となるため、本発明では累積縮径率を35％以上に限定した。一方、70％を超えると、素材全体の加工硬化が大きくなり、延性が低下し、生産性も低下する。このため、縮径圧延の累積縮径率は35〜70％の範囲に限定した。なお、好ましくは35〜65％である。
【００４５】
上記した組成を有する電縫溶接鋼管を素材とし、この素材に上記した条件で縮径圧延を施すことにより、白色層の幅が40μm以下で、高周波焼入れ後にビッカース硬さHV0.5で測定した白色層と母材部との硬さの差ΔHVの絶対値が、25ポイント以下となる、電縫溶接鋼管が得られる。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００４６】
表１に示す組成を有する鋳片を、加熱し、熱間圧延して肉厚7.9mmの鋼帯とした。ついで、これら熱延鋼帯を用いて、連続してロール成形して略円筒状の成形体としたのち、該成形体の円周方向端部同士を突き合わせ電縫溶接して電縫溶接鋼管（外径88mmφ×肉厚7.9mm）とした。
これら電縫溶接鋼管を、加熱処理として表２に示す加熱温度に誘導加熱した後、表２に示す条件で累積縮径率を変化させて縮径圧延して、縮径圧延鋼管とした。ついで、これら縮径圧延鋼管に、高周波焼入れ処理、焼戻処理を施した。比較のために、同一組成で同一サイズに製造した電縫溶接鋼管（縮径圧延なし）を作製し、同様の高周波焼入れ焼戻処理を実施した。なお、高周波焼入れ処理は、高周波誘導加熱装置を使用して、加熱温度：950℃、保持時間：１ｓの条件で加熱し、水冷する処理とした。また、焼戻処理は、高周波誘導加熱装置を用い、加熱温度：180℃に加熱後、空冷する処理とした。
【００４７】
なお、高周波焼入れ処理を行う前に、電縫溶接鋼管の白色層を含んで電縫溶接部近傍から試験片を採取し、ＥＰＭＡを用いて、白色層を含み円周方向にＣ量分析を行い、白色層幅を測定した。
また、高周波焼入れ焼戻処理後の電縫溶接鋼管から試験片を採取し、電縫溶接部の白色層と、白色層から円周方向に20mm離れた母材部について、ビッカース硬さ計（荷重：500gf（試験力：4.9Ｎ））を用いて、マイクロビッカース硬さHV0.5を測定し、各位置で５点測定し、その算術平均値を、それぞれの平均硬さHV0.5とし、それら平均値を用いて、白色層と母材部との差ΔHVを算出した。
【００４８】
また、得られた高周波焼入れ焼戻処理後の電縫溶接鋼管から、管状のねじり疲労試験片（長さ：450mm）  を採取し、ねじり疲労試験を実施した。ねじり疲労試験は、負荷応力：330MPa、応力比：−１（両振り）、周波数２Hz、波形：正弦波の条件で行い、破断時までの繰返し回数を測定し、耐疲労特性を評価した。なお、ねじり疲労試験片は、管状の試験片の外面側を研削し、平行部径：32.5mmφ、肉厚5.1mmの平行部を形成した。平行部以外は径：36.8mmφ、肉厚7.2mmとした。そして、繰返し回数が100万回以上である場合を耐ねじり疲労性に優れると評価した。なお、目視で亀裂の起点も調査した。
【００４９】
得られた結果を表２に示す。
【００５０】
【表１】
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【００５１】
【表２】
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【００５２】
本発明例はいずれも、白色層が40μm以下と狭く、白色層と母材部との硬さ差ΔHVの絶対値が25ポイント以下と均一な硬さ分布となり、高周波焼入れ焼戻処理後の耐疲労特性が顕著に向上した電縫溶接鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、白色層が所望値より広くなっており、ねじり疲労試験時に白色層部から早期に、疲労亀裂が発生し、耐ねじり疲労特性が低下している。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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