(57)【要約】【課題】  980N級以上の強度を維持しながら、薄肉化しても十分な強度をもち縮管加工性にも優れ、高い衝突安全性が要求される自動車用インパネリインフォースメントとして好適な高強度電縫鋼管を提供する。【解決手段】  炭素当量Ceq(C+Si/24+Mn/6)を0.55〜0.75質量％に調整したC-Si-Mn鋼を加熱温度：1000℃以上で粗圧延した後、仕上げ温度：Ar3+50℃以上，巻取り温度：700℃以下で熱間圧延する。冷延後、830℃以上×60秒以上の均熱→10℃/秒以下で720〜600℃まで冷却する一次冷却→7℃/秒以上で二次冷却温度T：(-248×Ceq+538)℃まで冷却する二次冷却→T+30℃以上×3分以上の恒温処理の連続焼鈍を施す。得られた冷延焼鈍板から造管することにより、高強度を維持しながら縮管性に優れた高強度電縫鋼管が製造される。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０.１５〜０.２０質量％，Ｓｉ：１.２〜１.８質量％，Ｍｎ：２.２〜３.０質量％，Ｐ：０.０３０質量％以下，Ｓ：０.０１０質量％以下，全Ａｌ：０.０１〜０.１質量％，残部が実質的にＦｅで、式(１)で定義される炭素当量Ｃeqが０.５５〜０.７５質量％の範囲にあるスラブを用意し、
スラブを１０００℃以上に加熱して粗圧延し、
Ａr3＋５０℃以上の仕上げ温度から冷却して７００℃以下で巻き取る熱間圧延により熱延鋼帯をフェライト＋パーライト組織に調質し、
酸洗後に圧延率：３０％以上で冷間圧延し、
８３０℃以上，６０秒以上の加熱保持後に平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却する一次冷却により面積率：５０％以上でフェライトを生成させ、次いで平均冷却速度：７℃／秒以上で式(２)で定義される二次冷却温度Ｔ（℃）まで冷却し、更にＴ＋３０℃以上の温度に３分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施し、
室温まで冷却した冷延焼鈍板を所定幅の切板に裁断し、
切板をオープンパイプ形状に成形した後、幅方向両端部を高周波溶接することを特徴とする縮管性に優れたインパネリインフォースメント用高強度電縫鋼管の製造方法。
Ｃeq(％)＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６・・・・(１)
Ｔ (℃)＝-２４８×Ｃeq＋５３８・・・・・・(２)
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、９８０Ｎ級以上の引張強さをもち、優れた縮管性を活用し、自動車の補強部品であるインパネリインフォースメントとして好適な高強度電縫鋼管を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
燃費節減，衝突安全性を両立させるため、自動車用部材として使用される鋼材には薄肉化しても必要強度を維持することが要求されており、強度：７５０Ｎ級以上の高強度電縫鋼管が使用され始めている。たとえば、インパネリインフォースメント，ピラー，メンバー等の補強部材は、搭乗者の人命を確保するため、衝突時に自動車内部の変形を防止するように組み込まれる。
正面衝突のフルラップやオフセット衝突試験で衝突安全性が一般的に評価されるため、ダッシュボードに組み込まれるインパネリインフォースメントが重要な保安部材である。インパネリインフォースメントは、運転席側と助手席側に区別され、それぞれ強度，板厚が異なる。剛性や制振が重視される運転席側では比較的大径で厚肉の鋼管部材が必要とされるが、助手席側では車体重量の軽減を狙って比較的小径で薄肉の鋼管部材が使用されている。
【０００３】
たとえば、小径の助手席側鋼管１を運転席側鋼管２と溶接するため、運転席側鋼管２の管端２aを縮径加工して溶接継手を設計している。溶接一体化された助手席側鋼管１，運転席側鋼管２はブラケット３にレーザ溶接ｗ等で固着され、ブラケット３を介し車両幅方向に沿ってダッシュボード内に組み込まれる。−図１−
【０００４】
運転席側，助手席側で径，肉厚が異なることから、通常は二本の鋼管をアーク溶接，レーザ溶接等で接合することによりインパネリインフォースメントを作製している。運転席側には強度４４０Ｎまでの電縫鋼管の使用が一般的であり、助手席側の鋼管部材は運転席側の鋼管を助手席側に必要な径まで縮管することにより用意している。
運転席側の鋼管部材を軽量化するために減肉しても、衝突時の吸収エネルギー，座屈までの最大荷重を所定レベル以上に維持する必要があるので、減肉分の強度向上が要求される。具体的には、鋼管部材を軽量化する場合、少なくとも９８０Ｎ級以上の引張強さが要求され、従来の４４０Ｎ鋼管から９８０Ｎ級鋼管への高強度化・薄肉化の切換えが加工メーカ側で進められている。
【０００５】
鋼材は一般的に高強度になるほど加工性が低下する傾向を示し、引張強さ：９８０Ｎ級以上の鋼管部材を助手席側に必要な径まで縮管することは極めて困難である。高強度鋼板の加工性を改善する方法は、従来から種々提案されているが、鋼管部材の縮管性に有効な手段はこれまでのところ実用化されていない。
たとえば、特許文献１は、引張強さ：５９０Ｎ級の高強度鋼板であっても、マルテンサイトの量，大きさを規制することにより伸びフランジ性を改善している。しかし、電縫鋼管用素材としての使用，ましてや電縫鋼管の縮管性については解明されていない。
【特許文献１】特開平3-264646号公報
【０００６】
特許文献２は、フェライトと第二相の硬度差を小さくすることにより必要な局部延性を高強度鋼板に付与している。この場合にも電縫鋼管用素材への適用可能性が言及されておらず、電縫鋼管の縮管性と金属組織，特に残留オーステナイトとの関係については何ら類推できない。
【特許文献２】特開昭63-293121号公報
【０００７】
特許文献３は、高強度鋼管を一旦拡管した後、縮管率：０.１〜１.０程度で縮管加工することにより、偏肉を抑制して板厚精度を向上している。０.１〜１.０程度の縮管率は、インパネリインフォースメントで予定されている３０％前後の縮管率と異なり、当然のこととしてインパネリインフォースメント用電縫鋼管の縮管性を類推できるものではない。
【特許文献３】特開2003-94113号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
薄肉・高強度化したインパネリインフォースメントにあっても、助手席側は直管タイプで加工性が特に要求されずに衝撃吸収エネルギー，座屈最大荷重が重視され、運転席側では一段と高い衝撃吸収エネルギー，座屈最大荷重が必要なため助手席側よりも大きな外径の鋼管が使用される。そのため、運転席側鋼管の管端を縮径加工して助手席側鋼管と溶接する方式は依然として従来法と同じであり、引張強さ：９８０Ｎ級以上の電縫鋼管であっても優れた縮管性が要求される。
【０００９】
本発明者等は、インパネリインフォースメントの形状，要求特性に及ぼす電縫鋼管の鋼種，製造条件を種々の観点から検討した結果、Ｃ-Ｓｉ-Ｍｎ鋼を用い、連続焼鈍中に一部マルテンサイトを生成させ、変態歪みによるベイナイト変態促進効果によって鋼板中の残留オーステナイトを５面積％以上確保しながら微細組織化することにより、引張強さ：９８０Ｎ級以上であっても優れた縮管性が得られることを解明した。本発明は、かかる解明をベースにし、軽量化，高強度化に適したインパネリインフォースメント用高強度電縫鋼管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】
【００１０】
本発明は、Ｃ：０.１５〜０.２０質量％，Ｓｉ：１.２〜１.８質量％，Ｍｎ：２.２〜３.０質量％，Ｐ：０.０３０質量％以下，Ｓ：０.０１０質量％以下，全Ａｌ：０.０１〜０.１質量％，残部が実質的にＦｅで、式(１)で定義される炭素当量Ｃeqが：０.５５〜０.７５質量％の範囲に調整されたスラブを使用する。
Ｃeq(％)＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６・・・・(１)
【００１１】
粗圧延，熱間圧延，冷間圧延，連続焼鈍を経て冷延焼鈍板が製造されるが、各工程での製造条件を次のように制御する。
粗圧延工程では、スラブを１０００℃以上に加熱して粗圧延する。
熱間圧延工程では、仕上げ温度をＡr3＋５０℃以上に設定し、仕上げ圧延後に冷却して７００℃以下で巻き取ることによりフェライト＋パーライト組織に調質する。
次いで、焼鈍・酸洗後、圧延率：３０％以上で目標板厚に冷間圧延する。
【００１２】
得られた冷延鋼板に次の連続焼鈍を施すことにより、引張強さ：９８０Ｎ級以上で縮管性に優れた高強度冷延鋼板となる。
・均熱処理：８３０℃以上，６０秒以上
・一次冷却：均熱後に平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却
この一次冷却により、面積率：５０％以上でフェライトが生成する。
・二次冷却：平均冷却速度：７℃／秒以上で二次冷却温度Ｔまで冷却
二次冷却温度Ｔは式(２)で定義され、好ましくは二次冷却温度Ｔ±５℃に１０〜３０秒保持する。
Ｔ (℃)＝-２４８×Ｃeq＋５３８ ・・・・・(２)
・恒温処理：更にＴ＋３０℃以上の温度に３分以上保持した後、室温まで冷却
【発明の効果及び実施の形態】
【００１３】
インパネリインフォースメント用電縫鋼管に必要な縮管性は、降伏強度が低いこと，伸びが良いこと，金属組織の均質性が高いこと等の冶金的特性に影響される。また、鋼板段階までは低降伏比で加工性がよく、造管時の加工硬化によって高強度化される鋼種が好ましい。
通常、引張強さ：９８０Ｎ級以上の高強度鋼板では伸びは１５％程度が限界であるが、本発明に従った適正条件下で製造された高強度鋼板は残留オーステナイトが５面積％以上（具体的には８面積％程度）の組織をもち、引張強さ：９８０Ｎ／ｍｍ2以上，降伏比：７０％以下，全伸び：１８％以上を示す。
【００１４】
該高強度鋼板を造管ラインに通板し、たとえば８％程度の造管歪みを付与して製造された高強度電縫鋼管は、残留オーステナイト：２面積％以上の組織をもち、引張強さ：９８０Ｎ／ｍｍ2以上，降伏比：８０％以下，全伸び：２０％以上で優れた縮管性を維持している。優れた縮管性が得られる理由は必ずしも明確でないが、鋼板の降伏比が８０％以下と低く、造管後の鋼管に残留オーステナイトが残存しているため均一伸びが改善され、縮管時に偏肉，皺，座屈，割れ等が生じないものと考えられる。
【００１５】
連続焼鈍時の二次冷却でマルテンサイトが生成するが、本発明は、成分設計，製造条件を適正化し、炭素当量Ｃeqとの関係で二次冷却温度Ｔを規制することにより、微細な残留オーステナイトが均一分散したフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの複合組織を生成させている。具体的には、Ｃ-Ｓｉ-Ｍｎ鋼の熱延条件，焼鈍条件を適正管理することにより、連続焼鈍中に一部マルテンサイトを生成させ、変態歪みを利用したベイナイト変態促進効果によって５面積％以上の残留オーステナイトを鋼中に確保する。
【００１６】
一部マルテンサイトが生成することにより旧オーステナイト粒界が分断され、変態歪みが付与されると共に結晶粒が微細化する。また、マルテンサイト生成温度直上で変態歪みによる下部ベイナイト変態が促進されるのでＣ濃化も進行する。その結果、安定な残留オーステナイトが増加し、鋼管段階でも残存する。しかも、下部ベイナイト変態の促進に伴い、未変態オーステナイトが更に分断され、一層微細な残留オーステナイトの均一分散が図られる。
【００１７】
以下、本発明で規定した各種条件を説明する。
〔合金成分〕
・Ｃ：０.１５〜０.２０質量％
鋼材の強度を向上させると共に、優れた縮管性に必要な残留オーステナイトの生成・安定化に影響を及ぼす成分である。すなわち、オーステナイト安定化元素であるＣは、ベイナイト変態時にフェライトからオーステナイトに濃化し、オーステナイトの化学的安定度を向上させる。必要な残留オーステナイト量：２％以上を得る上でＣ含有量を０.１５質量％以上としているが、０.２０質量％を超える過剰量のＣが含まれると、溶接性の劣化や過剰な強度上昇を招き、却って縮管性が劣化する。好ましくは、０.１６〜０.１８質量％の範囲でＣ含有量を選定する。
【００１８】
・Ｓｉ：１.２〜１.８質量％
固溶強化により強度-伸びバランスを改善しながら高強度化する成分であると共に、フェライト変態を促進させてオーステナイト相にＣを濃化させる作用がある。そのため、残留オーステナイトが安定化し、室温での変態誘起塑性を示す残留オーステナイト量の確保が容易になる。更に、ベイナイト変態温度域においてセメンタイトの析出を抑制し、未変態オーステナイトへのＣ濃化が一層促進される。このような効果は１.２質量％以上のＳｉ添加で得られるが、１.８質量％を超える過剰量のＳｉを添加すると脱スケール性の悪いスケールが熱延時に生じやすくなり酸洗性，溶接性，製品の表面性状に悪影響を及ぼす。好ましくは、１.４〜１.６質量％の範囲でＳｉ含有量を選定する。
【００１９】
・Ｍｎ：２.２〜３.０質量％
焼入れ性を改善しオーステナイトの安定化に有効な成分である。冷却途中でパーライト変態を抑制し、強度向上に有効なベイナイト，疲労特性の改善に有効な残留オーステナイトの必要量を確保する作用も呈する。このような効果は、２.２質量％以上のＭｎ添加でみられる。しかし、３.０質量％を超えるＭｎの過剰添加は、焼入れ性を過剰に高めて過度の強度上昇，延性劣化を引き起こし、溶接性，縮管性共に劣化させる原因になる。好ましくは、２.２〜２.６質量％の範囲でＭｎ含有量を選定する。
【００２０】
・Ｐ：０.０３質量％以下
Ｓｉと同様にフェライト生成に影響を及ぼす成分であるが、過剰含有は延性，縮管性を劣化させるので、０.０３質量％に上限を設定した。
・Ｓ：０.０１０質量％以下
残留オーステナイトの生成に悪影響を及ぼすことはないが、疲労強度に有害なＡ系介在物がＳ含有量の増加に応じて多量生成する。Ａ系介在物の増加傾向は０.０１０質量％を超えると顕著になるので、Ｓ含有量の上限を０.０１０質量％（好ましくは、０.００５質量％）と規制した。
【００２１】
・全Ａｌ：０.０１〜０.１質量％
Ｓｉと同様に室温で安定な残留オーステナイトの確保に重要な成分である。セメンタイトに固溶せず、ベイナイト変態させる恒温処理の際にもセメンタイトの析出を抑える。Ｓｉよりもフェライト形成能が強いＡｌを添加すると、Ｓｉ添加に比較して変態開始が早くなり、極短時間保持でもオーステナイトにＣが濃化される。その結果、オーステナイト相が一層安定化し、生成したオーステナイトのＣ濃度が高くなると共に、残留オーステナイト量も多くなり高い加工硬化特性を示す。Ａｌの添加効果は全Ａｌとして０.０１質量％以上でみられるが、全Ａｌが０.１質量％を超えると溶接性が低下する傾向を示す。好ましくは、０.０５〜０.０８質量％の範囲でＡｌ含有量を選定する。
【００２２】
・炭素当量Ｃeq：０.５５〜０.７５質量％
本成分系では、式(１)で炭素当量Ｃeqが算出される。要求強度を得る上では０.５５質量％以上の炭素当量Ｃeqが必要であるが、炭素当量Ｃeqが０.７５質量％を超える成分設計では焼入れ性が過度になり、急激な強度上昇，曲げ性の著しい低下の原因となる。好ましくは、０.６〜０.６５質量％の範囲で炭素当量Ｃeqを選定する。
Ｔ (℃)＝-２４８×Ｃeq＋５３８ ・・・・・(２)
【００２３】
〔粗圧延〕
所定の成分・組成に調整された溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で得られたスラブを加熱後に粗圧延する。粗圧延に先立つ加熱では、結晶粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進させるため加熱温度を１０００℃以上に設定する。
【００２４】
〔熱間圧延〕
粗圧延後のスラブを所定板厚まで熱間圧延する。熱間圧延では、仕上げ温度：Ａr3＋５０℃以上に設定し、熱延鋼帯を巻取り温度：７００℃以下で巻き取ることによりフェライト＋パーライト組織に調質する。Ａr3＋５０℃に達しない仕上げ温度では熱延時の変形抵抗が高く、絞込みが発生しやすい。逆に仕上げ温度が９００℃を超えると粗粒化が進行するので、(Ａr3＋５０℃)〜(Ａr3＋１００℃)の範囲で仕上げ温度を調節することが好ましい。
熱延された鋼帯は、焼鈍後に得られる材質を安定化させるため比較的高温で巻き取られる。低温巻取りでは、ベイナイトやマルテンサイトが生成して後工程の連続焼鈍時にオーステナイトが不安定化すると共に、板幅エッジの冷却速度過多に起因する部分的な硬化が生じやすい。逆に７００℃を超える高温巻取りでは、フェライト結晶粒が粗大化し、後工程の連続焼鈍時に板幅方向に沿ったオーステナイト化が不安定化する。好ましくは、５５０〜６８０℃の温度範囲で巻取り温度を選定する。
【００２５】
〔デスケーリング〕
熱延工程の途中で鋼帯表面を一回以上デスケーリングすると、高強度冷延鋼板の疲労特性が改善される。デスケーリングに際してはスラブの加熱温度を１１７０℃以下に調節し、仕上げ圧延前の鋼帯表面に衝突圧：２.０ｋｇｆ/ｃｍ2以上で高圧水を衝突させる方法が代表的であるが、加圧ロールで同様な圧下力を加える酸洗前圧延によるデスケーリングも採用可能である。
デスケーリング性に悪影響を及ぼすファイアライトが生成しやすいＳｉ鋼をベースにしているので、ファイアライトの融点（１１７０℃）よりもスラブの加熱温度を下げることが好ましい。１１７０℃を超える加熱温度では、ファイアライトが結晶粒界に食い込み、デスケーリングによっても剥離しがたくなる。また、衝突圧：２.０ｋｇｆ/ｃｍ2以上で一回以上デスケーリングすることにより、熱延鋼帯の表面肌が飛躍的に良くなり、焼鈍時の粒界酸化等によるスケール起因の疲労破壊が減少して疲労特性が改善される。
【００２６】
〔冷間圧延〕
熱延鋼帯は、焼鈍・酸洗後、所定板厚まで冷間圧延される。冷間圧延では、再結晶温度の低下，オーステナイトの安定化を狙って圧延率を３０％以上に設定する。圧延率が３０％に達しない軽圧下圧延では、再結晶温度の低下に有効な歪が蓄積されがたく、オーステナイトの安定度も低下しやすい。
【００２７】
〔連続焼鈍〕
冷間圧延された鋼帯を連続焼鈍することにより、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの複合組織に調質される。連続焼鈍は、均熱処理，一次冷却，二次冷却，恒温処理の工程を経る。
・均熱処理
冷延鋼帯を保持温度：８３０℃以上，保持時間：６０秒以上で均熱することによりオーステナイト化を十分進行させる。８３０℃に達しない保持温度ではオーステナイト化が不十分になり、残留オーステナイトが減少し、安定した縮管加工性が得られがたい。しかし、過度の高温に保持するとフェライト変態を遅延させる結晶粒の粗大化が生じ、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分になりやすいので、均熱温度の上限を９００℃とすることが好ましい。
【００２８】
・一次冷却
均熱処理された鋼帯を平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却すると面積率：５０％以上でフェライトが生成する。フェライトの生成は冷却速度の影響を受け、平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることにより面積率：５０％以上のフェライトが確保される。１０℃／秒を超える冷却速度では、必要なフェライト面積率が得られず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分になる。一次冷却温度：７２０〜６００℃も面積率：５０％以上でフェライトを生成させる上で重要な条件であり、当該温度範囲を外れると十分量のフェライトが得られない。
【００２９】
・二次冷却
一次冷却で面積率：５０％以上のフェライトを生成させた後、平均冷却速度：７℃／秒以上で二次冷却温度Ｔまで二次冷却する。二次冷却温度Ｔは、適量のマルテンサイトを生成させるため(-２４８×Ｃeq＋５３８)℃に設定され、好ましくは二次冷却温度Ｔ±５℃に１０秒以上（好適には、２０〜３０秒）保持される。過度に低い温度まで二次冷却すると、マルテンサイト生成量が過剰になり造管加工性が劣化する。
【００３０】
７℃／秒に達しない緩冷却では、未変態オーステナイトからパーライトが生成して残留オーステナイト量が減少するばかりでなく、高温で生成した硬質で粗大なパーライトとフェライトの界面でクラックが生じやすくなり、伸び性が劣化する。二次冷却温度Ｔまで一旦冷却することにより、不安定なオーステナイトから一部マルテンサイトが生成し、マルテンサイト変態時に発生する変態歪みによりベイナイト変態が促進される。また、ベイナイト変態の促進に必要な変態歪みを得るため、二次冷却温度Ｔに１０秒以上保持する。１０秒に達しない保持時間では、ベイナイト変態を促進させる変態歪みが量的に不足しがちになる。
【００３１】
・恒温処理
二次冷却後の鋼帯を保持温度：Ｔ＋３０℃以上に３分以上保持することにより、適正な残留オーステナイト量を維持しながらベイナイト変態を進行させる。短すぎる保持時間では、ベイナイト変態が不足し、残留オーステナイト量も減少し、オーステナイト相へのＣ濃化も不十分になる。その結果、ベイナイト変態温度から常温まで冷却する過程で未変態オーステナイトからマルテンサイトが生成し、強度が上昇して縮管加工性が劣化する。
【実施例】
【００３２】
表１の組成をもつ鋼材を転炉で溶製し、スラブに連続鋳造した後、粗圧延を経て板厚：２.０ｍｍに熱間圧延し、更に冷間圧延して板厚：１.２ｍｍの冷延鋼帯を製造した。熱延工程では、１２５０℃に加熱したスラブを仕上げ温度：８８０℃で熱間圧延し、６００℃でコイル状に巻き取った。冷延工程では、酸洗した熱延鋼帯を圧延率：４０％で冷間圧延した。
【００３３】
2006089804.tif 000002
【００３４】
次いで、冷延鋼帯を連続焼鈍することにより、冷延焼鈍板を製造した。連続焼鈍工程では、８４０℃に１２０秒均熱した後、平均冷却速度：８℃／秒で６８０℃まで一次冷却し、引き続き二次冷却速度：１２℃／秒で３８０℃まで冷却し、保持温度：４１０℃に３分恒温保持した。
冷延焼鈍板を所定幅の切板に裁断し、切板をオープンパイプ形状にロール成形した後、幅方向両端部を高周波溶接することにより、径：５４ｍｍの電縫鋼管を製造した。造管後、溶接部の硬質化に起因する縮管性劣化を防止するため、６００℃×５秒のシームアニールにより溶接部硬さを母材硬さ±３０ＨＶ以内に調質した。
【００３５】
造管前の冷延焼鈍板及び製造された電縫鋼管から切り出した試験片を引張試験にかけて、機械的性質を調査した。冷延焼鈍板の試験片としては圧延方向に直行する方向のJIS ５号引張試験片を、電縫鋼管の試験片としては圧延方向に沿ったJIS １１号引張試験片を用意した。
電縫鋼管については、絞り率〔(縮径加工前の外径−縮径加工後の外径)／(縮径加工前の外径)×１００〕を変化させたダイ絞り試験に試験片を供し、肉厚比（縮管加工後の肉厚／縮管加工前の肉厚）を１.２とし、皺，座屈又は割れが生じない限界絞り率を縮管率として求めた。
【００３６】
調査結果を、Ｘ線回折法で定量した残留オーステナイト量と共に表２に示す。
表２から明らかなように、成分条件が本発明で規定した要件を満足する試験No.１〜５は、何れも鋼管の引張試験で引張強さ：９８０Ｎ／ｍｍ2以上，降伏比：８０％以下，鋼管段階での残留オーステナイト量：２面積％以上，ダイ絞り試験における縮管率：２５％以上を満足しており、縮管性に優れた電縫鋼管であることが確認できた。
これに対し、Ｔｉ添加で析出物を分散させた試験No.６は、析出物のため降伏比が増加し、残留オーステナイトが少なく小さな縮管率であった。Ｃが過剰でＮｂを添加した試験No.７は、必要とする残留オーステナイト量を確保できているものの、降伏比が高く縮管率も小さな値であった。Ｃ，Ｓｉが不足する試験No.８は、残留オーステナイト量が少なく、縮管率も小さな値であった。
【００３７】
2006089804.tif 000003
【００３８】
更に、良好な縮管率を示したＮos１，４の鋼管について、連続焼鈍条件を条件Ａ〜Ｊ（表３）と変化させ、連続焼鈍条件が機械性質，縮管性に及ぼす影響を詳細に調査した。
【００３９】
2006089804.tif 000004
【００４０】
製造された各冷延焼鈍板及び該冷延焼鈍板から製造された電縫鋼管の物性について同様な試験で調査した結果を表５に示す。
本発明に従った焼鈍条件Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｇ，Ｊで製造された電縫鋼管は、何れも降伏比が低く残留オーステナイト量も２面積％以上となっているので、２５％以上の縮管性を示した。優れた縮管性は、一部マルテンサイトが生成することで旧オーステナイト粒界が分断され、変態歪みの付与によって結晶粒が微細化すること、下部ベイナイト変態の促進に伴うＣ濃化で安定な残留オーステナイトが増加し、鋼管段階でも必要量の残留オーステナイトが確保されること、下部ベイナイト変態により未変態オーステナイトが更に分断され一層微細な残留オーステナイトが均一分散したこと等が原因として掲げられる。
【００４１】
他方、二次冷却温度，降温処理時の保持温度が高すぎる焼鈍条件Ｂでは、一部マルテンサイトが生成せず、ベイナイト変態が生じるものの温度が高いため上部ベイナイトとなって降伏比が高くなり、Ｃ濃化もないため残留オーステナイトが少なくなった結果が小さな縮管率となって現れている。
均熱処理時間が短すぎる焼鈍条件Ｅでは、オーステナイト量が少なくベイナイト変態時間も短いため、残留オーステナイト量が減少した結果として縮管率が小さくなっている。
一次冷却温度が高すぎる焼鈍条件Ｆでは、フェライト変態が遅延してオーステナイトへのＣ濃化が起こらず、残留オーステナイト量が減少した結果として縮管率が小さくなっている。
【００４２】
二次冷却温度が式(２)で定義される温度Ｔよりも低い焼鈍条件Ｈでは、マルテンサイト生成量が増加したため降伏比が高くなり、ベイナイト変態が促進されるものの組織が不均一になり、残留オーステナイト量が減少して縮管性も劣化した。
均熱温度が低すぎる焼鈍条件Ｉでは、二相域での均熱のためオーステナイト量が少なくなり、Ｃ濃度としては高くなる。また、一次冷却温度が低いためフェライトの生成なくベイナイト変態のみが進行した結果、降伏比が高くなり、残留オーステナイト量が減少して縮管率が低下した。
【００４３】
以上の対比から明らかなように、同じ鋼種を使用した場合でも、連続焼鈍条件を適正管理することにより、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの複合組織に調質でき、引張強さ：９８０Ｎ級以上の強度で縮管性に優れた高強度電縫鋼管が得られることが確認される。
【００４４】
2006089804.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００４５】
以上に説明したように、組成，製造条件の適正管理により、引張強さ：９８０Ｎ級以上の強度を維持しながら、縮管性に優れた高強度電縫鋼管が得られる。この高強度電縫鋼管は、軽量化のために薄肉化しても十分な強度をもち、皺，座屈，割れ等の欠陥なく縮管加工できることを活用し、運転席側，助手席側共に高い衝突安全性が要求されるインパネリインフォースメントに好適な素材として使用される。
【図面の簡単な説明】
【００４６】
【図１】ダッシュボードに組み込まれるインパネリインフォースメントの概略図
【符号の説明】
【００４７】
１：助手席側鋼管    ２：運転席側鋼管    ２a：運転席側鋼管の縮径管端    ３：ブラケット
【図１】
2006089804.tif 000006