專利名稱：：汽車結構部件用高強度焊接鋼管及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及適合用于扭桿、軸梁、縱臂、懸掛臂等汽車結構部件的、具有超過660MPa的屈服強度的高強度焊接鋼管。特別涉及用于扭桿的、成形性優(yōu)良、經(jīng)過剖面成形加工及后續(xù)的除應力退火后具有優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的高強度焊接鋼管及其制造方法。
背景技術：
：近年來從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，迫切要求提高汽車的加侖英里里程(gasolinemileage)。因此，目標指向汽車等車體的徹底的輕量化。對于汽車等結構部件也不例外，為了同時實現(xiàn)輕量化和安全性，在一部分結構部件中采用高強度化電焊鋼管。以往，將作為原材的電焊鋼管成形成規(guī)定的形狀后，對其實施淬火處理等調(diào)質(zhì)處理，以實現(xiàn)部件的高強度化。但是，采用調(diào)質(zhì)處理使工序變得復雜，存在部件的制造時間變長、且部件制造成本升高的問題。針對這種問題，例如在專利文獻1中記載了汽車等的結構部件用超高強度電焊鋼管的制造方法。專利文獻1記載的技術是如下的電焊鋼管的制造方法對具有將C、Si、Mn、P、S、Al、N調(diào)節(jié)為適當量、并含有B:0.00030.003%，進一步含有Mo、Ti、Nb、V中的1種以上的組成的鋼原材，實施在95(TC以下、Ar3相變點以上結束終軋、并在250'C以下巻取的熱軋而制成鋼管用鋼帶，對該鋼管用鋼帶進行制管而制成電焊鋼管后，實施50065(TC下的時效處理。根據(jù)該技術，通過B的相變組織強化和Mo、Ti、Nb等的析出硬化，能夠不實施調(diào)質(zhì)處理就得到超過lOOOMPa的超高強度鋼管。并且，專利文獻2中記載了適合用于汽車的車門防撞加強梁及平衡桿的、具有拉伸強度為1470N/mn^以上的高強度和高延展性的電焊鋼管的制造方法。專利文獻2記載的技術是如下的電焊鋼管的制造方法一種原材鋼具有如下組成含有C:0.180.28%、Si:0.100.50o/o、Mn:0.601.80%,將P、S調(diào)節(jié)到適當范圍，并且含有Ti:0.0200.050%、B:0.00050.0050%，進一步含有Cr、Mo及Nb中的l種以上，對使用上述原材鋼所構成的鋼板而制成的電焊鋼管，在85095(TC下實施正火處理，并進一步實施淬火處理。根據(jù)該技術，能夠得到具有1470N/mn^以上的高強度和約10%約18%的延展性的電焊鋼管，適合用于汽車的車門防撞加強梁和平衡桿。專利文獻1:日本專利第2588648號公報專利文獻2:日本專利第2814882號公報
發(fā)明內(nèi)容但是，利用專利文獻1所記載的技術制造出的電焊鋼管存在如下問題由于伸長率E1在14%以下，為低延展性，因而成形性差，不適合用于進行沖壓成形或液壓成形的扭桿、軸梁等汽車結構部件。另一方面，利用專利文獻2所記載的技術制造出的電焊鋼管存在如下問題伸長率E1高，為18%，適合用于通過彎曲加工而成形的平衡桿，但用于進行沖壓成形或液壓成形的部件則延展性不足，因而不適合用于進行沖壓成形或液壓成形的扭桿、軸梁等汽車結構部件。并且，專利文獻2記載的技術中，需要進行正火處理及淬火處理，工序復雜，從尺寸精度、經(jīng)濟性等觀點考慮也存在問題。本發(fā)明的目的在于提供一種汽車結構部件用高強度焊接鋼管的制造方法，其有效地解決了上述現(xiàn)有技術的問題，能夠不實施調(diào)質(zhì)處理就制造出適合用于扭桿等需要在經(jīng)過剖面成形加工及后續(xù)的除應力退火后具有優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的汽車結構部件的高強度焊接鋼管，并能夠制造出拉伸強度超過660MPa、具有優(yōu)良的低溫韌性、優(yōu)良的成5形性以及在經(jīng)過剖面成形加工及后續(xù)的除應力退火后具有優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的汽車結構部件用高強度焊接鋼管。另外，本發(fā)明中所說的"高強度焊接鋼管"是指具有超過660MPa的屈服強度YS的焊接鋼管。另外，本發(fā)明中所說的"優(yōu)良的成形性"是指如下情況在使用基于JISZ2201的規(guī)定的JIS12號試驗片、依據(jù)JISZ2241的規(guī)定進行的拉伸試驗中，伸長率E1顯示為15%以上(在JIS11號試驗片中為22%以上)。另外，本發(fā)明中所說的"經(jīng)過剖面成形加工和后續(xù)的除應力退火后的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性"是指如下情況如圖3(日本特開2001-321846號公報的圖ll)所示，在鋼管的長度中央部分將剖面成形加工成V字形，進一步實施53(TCX10分鐘的除應力退火后，利用夾具固定兩端部，并以lHz、交變的條件進行扭轉疲勞試驗，求出5X105重復疲勞極限ob，得到的5X105重復疲勞極限ob與鋼管拉伸強度TS之比(。b/TS)在0.40以上。另外，上述"經(jīng)過剖面成形加工和后續(xù)的除應力退火后的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性"，在滿足如下條件時能夠確保在實施上述剖面成形加工、進一步實施530°CX10分鐘的除應力退火處理后，剖面硬度變化率在-15%以上，殘余應力降低率在50%以上。另外，本發(fā)明中所說的"優(yōu)良的低溫韌性"是指如下情況如圖3(日本特開2001-321846號公報的圖1l)所示，在試驗鋼材(鋼管)的長度中央部分將剖面成形加工成V字形，直接在成形后或者在進一步實施53(TCX10分鐘的除應力退火后，將試驗鋼材的平坦部分以管圓周方向(C方向)為試驗片長度的方式展開，依據(jù)JISZ2242的規(guī)定從該平坦部切出V缺口試驗片(l/4尺寸)，實施擺錘式?jīng)_擊試驗，此時的斷口轉變溫度(脆性轉變溫度)vTrs均為-4(TC以下。本發(fā)明人為了完成上述課題，對影響強度、低溫韌性、成形性、經(jīng)過剖面成形加工及后續(xù)的除應力退火后的耐扭轉疲勞特性等相反的特性的因素，特別是對鋼管的化學成分、制造條件進行了系統(tǒng)的研究。結果發(fā)現(xiàn)，對具有將C、Si、Mn、Al調(diào)節(jié)至適當范圍內(nèi)、并且必須含有Ti和Nb的組成的鋼原材(鋼坯)實施適當條件的熱軋，將其制成具有圓周方向剖面的平均結晶粒徑為28iim的鐵素體相占60體積。/。以上、并且平均粒徑為240nm的(Nb、Ti)復合碳化物在該鐵素體相中析出的組織的鋼管原材(熱軋鋼帶)，然后對該鋼管原材實施適當條件的電焊制管工序而制成焊接鋼管(電焊鋼管)，由此能夠得到屈服強度超過660MPa、兼具優(yōu)良的低溫韌性、優(yōu)良的成形性以及經(jīng)過剖面成形加工和后續(xù)的除應力退火后的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的高強度焊接鋼管。本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)，進一步進行研究而完成的。即，本發(fā)明的主旨如下(1)一種汽車結構部件用高強度焊接鋼管，其低溫韌性、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性優(yōu)良，其特征在于，具有如下組成以質(zhì)量％計，含有C:0.030.24%、Si:0.0020.95%、Mn:1.011.99%、Al:0.010.08%，并且以滿足Ti+Nb:0.08。/。以上的方式含有Ti:0.0410.150%、Nb:0.0170.150%，將作為雜質(zhì)的P、S、N、Oi周節(jié)為P:0.019%以下、S:0.020。/o以下、N:0.010。/o以下、0:0.005%以下而含有，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成；并且具有由圓周方向剖面的平均結晶粒徑為28nm的鐵素體相和除該鐵素體相以外的第二相構成、該鐵素體相的組織百分比為60體積％以上、平均粒徑為240nm的(Nb、Ti)復合碳化物在該鐵素體相中析出的組織；而且屈服強度超過660MPa。(2)如(1)所述的汽車結構部件用高強度焊接鋼管，其特征在于，在上述組成的基礎上，以質(zhì)量計，還含有選自V:0.0010.150%、W:0.0010.150%、Cr:0.0010.45%、Mo:0.0010.24%、B:0.00010.0009%、Cu:0.0010.45%、Ni:O.OOl0.45%中的1禾中或2種以上、禾口/或Ca:0.00010.005%。(3)如(1)或(2)所述的汽車結構部件用高強度焊接鋼管，其特征還在于，鋼管內(nèi)外表面的算術平均粗糙度Ra為2pm以下、最大高度粗糙度Rz在30nm以下、十點平均粗糙度RzMs在20(im以下。(4)一種汽車結構部件用高強度焊接鋼管的制造方法，用于制造具有超過660MPa的屈服強度且低溫韌性、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性優(yōu)良的汽車結構部件用高強度焊接鋼管，該方法的特征在于，對鋼管原材實施電焊制管工序而制成焊接鋼管時，所述鋼管原材為對鋼原材實施熱軋工序而得到的熱軋鋼帶，所述鋼原材具有下述組成以質(zhì)量％計，含有C:0.030.24%、Si:0.0020.95%、Mn:1.011.99%、Al:0.010.08%，并且以滿足Ti+Nb:0.08%以上的方式含有Ti:0.0410.150%、Nb:0.0170.150%，將作為雜質(zhì)的P、S、N、O調(diào)節(jié)為P:0.019o/o以下、S:0.020。/o以下、N:0.010。/o以下、0:0.005%以下而含有，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，所述熱軋工序如下進行實施加熱至11601320°C、并在98076(TC范圍內(nèi)的溫度下結束終軋的熱軋以及該熱軋結束后、在75065(TC的溫度范圍內(nèi)進行2秒以上的緩冷的緩冷處理，并實施以66051CTC的巻取溫度巻取，所述電焊制管工序為將由下述(l)式定義的寬度縮減率設定為10%以下、對所述鋼管原材連續(xù)地進行輥壓成形并進行電焊焊接從而制成焊接鋼管的制管工序，寬度縮減率=[(鋼管原材的寬度)-"{(產(chǎn)品外徑一產(chǎn)品壁厚)}]/兀{(產(chǎn)品外徑)-(產(chǎn)品壁厚)}乂(100%)……(1)。(5)如(4)所述的汽車結構部件用高強度焊接鋼管的制造方法，其特征在于，汽車結構部件用高強度焊接鋼管在上述組成的基礎上，以質(zhì)量計，還含有選自V:0.0010.150%、W:0.0010.150%、Cr:0.0010,45%、Mo:0.0010.24%、B:0.00010.0009%、Cu:0.0010.45%、Ni:0.0010.45。/o中的l種或2種以上、和/或Ca:0.00010.005%。根據(jù)本發(fā)明，能夠容易地且不實施調(diào)質(zhì)處理而廉價地制造出具有超過660MPa的屈服強度、并具有優(yōu)良的低溫韌性、優(yōu)良的成形性、除應力退火后的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的高強度焊接鋼管，在產(chǎn)業(yè)上起到顯著的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明，還具有顯著的有助于提高汽車結構部件的特性的效果。圖1是表示鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑與除應力退火后的剖面硬度變化率、殘余應力降低率之間的關系的曲線圖。圖2是表示鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑與除應力退火后的5X105重復疲勞極限oB與鋼管拉伸強度TS之比(oB/TS)、鋼管的JIS12號試驗片的伸長率E1之間的關系的曲線圖。圖3是模式地表示扭轉疲勞試驗中使用的試驗鋼材的剖面成形加工狀態(tài)的說明圖。具體實施例方式首先，對本發(fā)明的高強度焊接鋼管的組成限定理由進行說明。另外，以下，組成中的質(zhì)量％僅用％表示。C:0.030.24%C是增加鋼的強度的元素，在確保鋼管強度方面是必須的元素。另外，c是在除應力退火時擴散、通過與電焊制管工序及剖面成形加工時等被導入的位錯相互作用來妨礙位錯的移動、抑制初期疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的元素。這種效果在含有0.03%以上時明顯。另一方面，如果含量超過0.24%，則不能使鋼管組織成為鐵素體相為60體積％以上的鐵素體相主體的組織，不能確保所希望的伸長率值，鋼管的成形性降低，并且低溫韌性也降低。因此，C限定在0.030.24°/。的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選0.050.14%。Si:0.0020.95%Si是促進熱軋工序中的鐵素體相變的元素，在本發(fā)明中，為了確保所希望的組織和優(yōu)良的成形性，需要含有0.002%以上。另一方面，含量超過0.95%時，剖面成形加工后除應力退火時的殘余應力降低率降低，耐扭轉疲勞特性降低，并且表面性狀、電焊焊接性降低。因此，Si限定在0.0020.95%的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選0.210.50%。Mn:1.011.99%Mn是具有下述作用的元素有助于鋼強度的增加，影響C與位錯的相互作用、并妨礙位錯的移動，并且抑制剖面成形加工后除應力退火時的強度降低，抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生，增大提高耐扭轉疲勞特性的效果。為了得到這種效果，需要含有1.01%以上。另一方面，含量超過1.99%時，抑制鐵素體相變，不能確保所希望的組織和優(yōu)良的成形性。因此，Mn限定在1.011.99%的范圍內(nèi)。另夕卜，優(yōu)選1.401.85%。Al:0.010.08%Al是在煉鋼時發(fā)揮脫氧劑的作用、并且具有與N結合而在熱軋工序中抑制奧氏體晶粒的成長、使結晶顆粒微細的作用的元素，為了得到具有所希望粒徑(28Kim)的鐵素體相，需要含有0.01%以上。含量小于0.01%時使鐵素體相粗大化。另一方面，含量超過0.08%時效果飽和，并且氧化物類夾雜物增加，從而降低耐疲勞特性。因此，Al限定在0.010.08%的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選0.020.06%。Ti:0.0410.150%Ti是具有下述作用的元素在鋼中與N結合而形成TiN，使固溶N減少，從而有助于確保鋼管的成形性，并且除與N結合以外的剩余Ti與Nb作為(Nb、Ti)復合碳化物析出，抑制熱軋工序中的恢復、再結晶的晶粒成長，從而使鐵素體相成為所希望的粒徑(28^im)。而且，Ti還具有與Nb復合而抑制剖面成形加工后除應力退火時的強度降低、并提高耐扭轉疲勞特性的作用。為了得到這種效果，需要含有0.041%以上。另一方面，含量超過0.150%時，由析出碳化物引起的強度上升、延展性降低、低溫韌性降低變得顯著。因此，Ti限定在0.0410.150"5/0的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選0.0500.070%。Nb:0.0170.150%Nb在鋼中與C結合，并與Ti一起作為(Nb、Ti)復合碳化物而析出，具有抑制熱軋工序中的恢復、再結晶的晶粒成長、從而使鐵素體相成為所希望的粒徑(28pm)的作用。而且，Ti與Nb復合而抑制剖面成形加工后除應力退火時的強度降低，提高耐扭轉疲勞特性。為了得到這種效果，需要含有0.017%以上。另一方面，含量超過0.150%時，由析出碳化物引起的強度上升、延展性降低變得顯著。因此，Nb限定在0.0170.150%的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選0.0310.049%。Ti+Nb:0.08。/。以上在本發(fā)明中，以滿足Ti+Nb在0.08%以上的方式含有上述范圍內(nèi)的Ti及Nb。Ti、Nb的總量小于0.08%時，屈服強度超過660MPa，不能確保所希望的除應力退火后的耐扭轉疲勞特性。另外，從確保優(yōu)良的延展性的觀點出發(fā)，Ti+Nb優(yōu)選在0.12M以下。在本發(fā)明中，將作為雜質(zhì)的p、s、N、O調(diào)節(jié)為P:0.019。/。以下、S:0.020。/o以下、N:0.010。/o以下、0:0.005%以下。P:0.019。/o以下P是具有通過與Mn的凝固共偏析使除應力退火后的低溫韌性降低、并且使電焊焊接性降低的不良影響的元素，優(yōu)選盡量減少。由于含量超過0.019%時，上述不良影響明顯，因而P限定在0.019M以下。S:0.020%以下S是在鋼中以MnS等夾雜物形式存在、具有使鋼的電焊焊接性、耐扭轉疲勞特性、成形性、低溫韌性降低的不良影響的元素，優(yōu)選盡量減少。由于含量超過0.020%時，上述不良影響明顯，因而S的上限為0.020%。另外，優(yōu)選為0.002%以下。N:0.010。/。以下N是在鋼中以固溶N殘留時具有使鋼管的成形性、低溫韌性降低11的不良影響的元素，優(yōu)選在本發(fā)明中盡量減少。由于含量超過0.010%時，該不良影響明顯，因而N的上限為0.010%。另外，優(yōu)選為0.0049%以下。0:0.005%以下O是在鋼中以氧化物類夾雜物形式存在、具有使鋼的耐疲勞特性、低溫韌性降低的不良影響的元素，優(yōu)選在本發(fā)明中盡量減少。由于含量超過0.005%時，該不良影響明顯，因而O的上限為0.005%。另外，優(yōu)選為0.003%以下。上述成分為基本成分，在本發(fā)明中除了上述基本成分以外，還可以含有選自V:0.0010.150%、W:0.0010.150%、Cr:0.0010.45%、Mo:0,0010.24%、B:0.00010.0009%、Cu:0.0010.45%、Ni:0.0010.45%中的1種或2種以上、和/或Ca:0.00010.005%。V、W、Cr、Mo、B、Cu、Ni都是具有下述作用的元素補充Mn的抑制剖面成形加工后除應力退火后的強度降低、抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的效果，可以根據(jù)需要選擇含有1種或2種以上。V:0.0010.150%v除了上述作用以外，還與c結合而作為碳化物析出，具有下述功能補充Nb的抑制熱軋工序中的恢復、再結晶的晶粒成長、使鐵素體相成為所希望的粒徑、以及抑制除應力退火后的強度降低、提高耐扭轉疲勞特性的作用。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上，但含量超過0.150%時使成形性降低。因此，含有V時，優(yōu)選限定在0.0010.150%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.04%以下。W:0.0010.150%w除了與V同樣具有上述作用以外，還與c結合而作為碳化物析出，具有下述功能補充Nb的抑制熱軋工序中的恢復、再結晶的晶粒成長、使鐵素體相成為所希望的粒徑、以及抑制除應力退火后的強度降低、提高耐扭轉疲勞特性的作用。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上，但含量超過0.150%時使成形性、低溫韌性降低。因此，優(yōu)選W限定在0.0010.150%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.04%以下。Cr:0,0010,45%如上所述，Cr具有下述作用補充Mn的抑制剖面成形加工后除應力退火后的強度降低、抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的效果。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上，但含量超過0.45%時使成形性降低。因此，含有Cr時，優(yōu)選限定在0.0010.45%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.29%以下。Mo:0.0010.24%Mo與Cr同樣具有下述作用補充Mn的抑制剖面成形加工后除應力退火后的強度降低、抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的效果。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上，但含量超過0.24%時使成形性降低。因此，含有Mo時，優(yōu)選限定在0.0010.24%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.0450.14%。B:0.00010.0009%B與Cr同樣具有下述作用補充Mn的抑制剖面成形加工后除應力退火后的強度降低、抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的效果。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.0001%以上，但含量超過0.0009%時使成形性降低。因此，含有8時，優(yōu)選限定在0.00010.0009%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.0005%以下。Cu:0.0010.45%Cu具有下述作用補充Mn的抑制剖面成形加工后除應力退火后的強度降低、抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的效果，并且還具有提高耐腐蝕性的作用。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上，但含量超過0.45%時使成形性降低。因此，含有Cu時，優(yōu)選限定在0.0010.45°/。的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.20%以下。Ni:0.0010.45%Ni與Cu同樣具有下述作用補充Mn的抑制剖面成形加工后除應力退火后的強度降低、抑制初始疲勞裂縫的產(chǎn)生、提高耐扭轉疲勞特性的效果，并且還具有提高耐腐蝕性的作用。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上，但含量超過0.45%時使成形性降低。因此，含有Ni時，優(yōu)選限定在0.0010.45%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.2%以下。Ca:0.00010.005%Ca具有使伸展的夾雜物(MnS)成為粒狀的夾雜物(Ca(Al)S(O))的作用，即所謂的夾雜物的形態(tài)控制作用，通過該夾雜物的形態(tài)控制，具有提高成形性、耐扭轉疲勞特性的效果，可以根據(jù)需要而含有。該效果在含量為0.0001%以上時明顯，但含量超過0.005%時，非金屬夾雜物增加，因而耐扭轉疲勞特性反而降低。因此，含有Ca時，優(yōu)選限定在0.00010.005%的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為0.00050.0025%。上述成分以外的余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。接著，對本發(fā)明的高強度焊接鋼管的組織限定理由進行說明。本發(fā)明的高強度焊接鋼管(以下也稱為本發(fā)明鋼管)中，顯微組織在確保優(yōu)良的成形性、除應力退火后的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性方面是重要的原材要素。本發(fā)明鋼管具有由鐵素體相和除鐵素體相以外的第二相構成的組織。另外，在此所說的"鐵素體相"包含多邊形鐵素體、針狀鐵素體、魏氏鐵素體(Widmanstattenferrite)、貝氏體鐵素體。另外，作為第二相，優(yōu)選除鐵素體相以外的碳化物、珠光體、貝氏體、馬氏體的任意一種或它們的混合相。鐵素體相在圓周方向剖面(與鋼管長度方向垂直的剖面)上的平均粒徑為28pm，組織百分比在60體積％以上，使該鐵素體相成為有平均粒徑240nm的(Nb、Ti)復合碳化物析出的鐵素體相。鐵素體相的組織百分比60體積％以上鐵素體相的組織百分比小于60體積％時，不能確保所希望的成形性，并且，成形時產(chǎn)生的局部的減厚、表面桔皮等成為應力集中部，除應力退火后的耐扭轉疲勞特性大大降低。因此，在本發(fā)明鋼管中，將鐵素體相的組織百分比限定在60體積％以上。另外，優(yōu)選為75體積%以上。鐵素體相的平均粒徑28prn鐵素體相的平均粒徑小于2^im時，不能確保所希望的成形性，并且，成形時產(chǎn)生的局部的減厚、表面桔皮等成為應力集中部，除應力退火后的耐扭轉疲勞特性大大降低。另一方面，鐵素體相的平均粒徑超過8pm而粗大化時，除應力退火后的低溫韌性及耐扭轉疲勞特性降低。因此，在本發(fā)明鋼管中，將鐵素體相的平均粒徑限定在2pm以上、8pm以下。另外，優(yōu)選為6.5pm以下。鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑2nm40nm鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物是使除應力退火后的剖面硬度變化率和殘余應力降低率保持平衡、確保高耐扭轉疲勞強度、并且確保所希望的成形性的重要的組織要素。(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑小于2nm時，鋼管的伸長率E1小于15%，成形性降低，并且剖面成形加工后的除應力退火引起的剖面硬度變化率低于規(guī)定值(-15%)，另外，殘余應力降低率低于規(guī)定值(50%)，除應力退火后的耐扭轉疲勞特性降低。另一方面，(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑超過40nm而粗大化時，剖面成形加工后的除應力退火引起的剖面硬度變化率低于規(guī)定值(-15%)，除應力退火后的耐扭轉疲勞特性降低。因此，將鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑限定在2nm40nm的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選為3nm30nm。鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑與剖面成形加工后的除應力退火引起的剖面硬度變化率、殘余應力降低率的關系如圖1所示，另夕卜，鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑與剖面成形加工前的鋼管的伸長率E1(JIS12號試驗片)、5X1(^重復疲勞極限0B與鋼管強度TS之比(aB/TS)之間的關系如圖2所示。另外，剖面成形加工后的除應力退火(SR)引起的剖面硬度變化率(%)使用由下式定義的值剖面硬度變化率^(SR后的剖面硬度)-(SR前的剖面硬度)V(SR前的剖面硬度)X(100。/。)。另外，剖面成形加工后的除應力退火引起的殘余應力降低率(％)使用由下式定義的值殘余應力降低率KSR前的殘余應力)-(SR后的殘余應力》/(SR前的殘余應力)x(ioo%)。另外，如下所述地評價除應力退火后的耐扭轉疲勞特性如圖3(曰本特開2001-321846號公報的圖ll)所示，在鋼管的長度中央部分將剖面成形加工成V字形，進一步實施53(TCX10分鐘的除應力退火后，利用夾具固定兩端部，并以iHz、交變的條件進行扭轉疲勞試驗，求出5X1()S重復疲勞極限0B，通過得到的5乂105重復疲勞極限08與鋼管拉伸強度TS之比(oB/TS)進行評價。從圖1所示的、鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑與剖面硬度變化率、殘余應力降低率之間的關系可知，鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑偏離240nm的范圍時，剖面硬度變化率低于-15%，或殘余應力降低率低于50%。另外，從圖2所示的、鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑與鋼管的伸長率El、oB/TS的關系可知，鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑偏離240nm的范圍時，Ob/TS低于0.40，或伸長率El低于15n/。。由此可知，鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑偏離240nm的范圍時，不能兼具除應力退火后的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性和優(yōu)良的成形性。另外，在本發(fā)明中，如下所述地求出鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑。利用萃取復制法從鋼管中采取組織觀察用試樣，使用透射電子顯微鏡(TEM)以10萬倍觀察5個視野，通過EDS分析鑒定并排除不含Nb、Ti的滲碳體、TiN等，對于含有Nb、Ti的碳化物((Nb、Ti)復合碳化物)，利用圖像分析裝置測定(Nb、Ti)復合碳化物的面積，并根據(jù)該面積算出圓等效直徑，將它們的算術平均值作為(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑。另外，與含Mo等的Nb、Ti的復合碳化物等也作為(Nb、Ti)復合碳化物計數(shù)。另外，在本發(fā)明鋼管中，鋼管內(nèi)外表面的表面粗糙度依據(jù)JISB0601-2001的規(guī)定，優(yōu)選具有算術平均粗糙度Ra:2|am以下、最大高度粗糙度Rz:30[im以下、十點平均粗糙度Rz瓜20|im以下的表面性狀。鋼管的表面性狀偏離上述表面粗糙度時，成形性降低，并且剖面成形加工等加工時產(chǎn)生應力集中部，其后的耐扭轉疲勞特性降低。接著，對上述本發(fā)明鋼管的優(yōu)選制造方法進行說明。首先，優(yōu)選用轉爐等公知的熔煉方法熔煉出上述組成的鋼水、并用連鑄法等公知的鑄造方法制成鋼原材。其次，優(yōu)選對這些鋼原材實施熱軋工序、制成熱軋鋼帶等鋼管原材。熱軋工序優(yōu)選如下工序對鋼原材實施加熱至H60132(TC、并在98076(TC范圍的溫度下結束終軋的熱軋以及該熱軋結束后、在75065(TC的溫度范圍內(nèi)進行2秒以上的緩冷的緩冷處理，并以66051(TC的巻取溫度巻取，從而制成熱軋鋼帶。鋼原材的加熱溫度U60132(TC鋼原材的加熱溫度是通過鋼中的Nb、Ti的再固溶、析出情況、影響除應力退火后的剖面硬度變化率、從而抑制軟化的重要因素。加熱溫度低于116(TC時，連鑄時析出的粗大的Nb碳氮化物、Ti碳氮化物作為未固溶的碳氮化物而殘留，因而使其后的熱軋鋼板中得到的鐵素體相中的(Nb、Ti)復合碳化物粗大化，除應力退火(53(TCX10分鐘)后的剖面硬度變化率低于-15%，不能確保所希望的耐扭轉疲勞特性。另一方面，加熱溫度超過132(TC而處于高溫時，晶粒粗大化，因而使其后的熱軋工序中得到的鐵素體相粗大化，成形性、除應力退火后的低溫韌性以及耐扭轉疲勞特性降低。因此優(yōu)選將鋼原材的加熱溫度限定在1160132(TC的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為12001300°C。另外，從確保Nb、Ti的固溶狀態(tài)的均勻性和充分的固溶時間的觀點考慮，優(yōu)選將鋼原材加熱時的均熱時間設定為30分鐘以上。終軋結束溫度980760°C熱軋的終軋結束溫度是將鋼管原材中的鐵素體相的組織百分比、鐵素體相的平均粒徑調(diào)節(jié)至規(guī)定范圍內(nèi)、確保良好的鋼管成形性的重要因素。終軋結束溫度超過98(TC時，得到的鋼管原材的鐵素體相的平均粒徑超過8lLim、或鐵素體相的組織百分比小于60體積％，鋼管的成形性降低，并且鋼管內(nèi)外表面的算術平均粗糙度Ra超過2pm、最大高度粗糙度Rz超過30(im、十點平均粗糙度Rzns超過20iim，表面性狀降低，鋼管的耐扭轉疲勞特性降低。另一方面，終軋結束溫度低于760t:時，得到的鋼管原材的鐵素體相的平均粒徑小于2Mm，成形性降低，并且由于應變誘導析出，(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑超過40nm，除應力退火(53(TCX10分鐘)后的剖面硬度變化率低于-15W，不能確保所希望的耐扭轉疲勞特性。因此，終軋結束溫度優(yōu)選在98076(TC的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為88082(TC。另外，從確保良好的鋼管表面性狀的觀點考慮，優(yōu)選在終軋前利用9.8MPa(10kg/cm勺以上高壓水進行除氧化皮處理。緩冷處理750650'C溫度范圍內(nèi)的2秒以上的緩冷在本發(fā)明中，熱軋的終軋結束后，不立即進行巻取，而實施在到達巻取溫度之間的75065(TC溫度范圍內(nèi)進行緩冷的緩冷處理。在此，緩冷是指冷卻速度20'C/秒以下的冷卻。上述溫度范圍內(nèi)的緩冷的時間優(yōu)選為2秒以上。另外，更優(yōu)選為4秒以上。通過該緩冷處理，能夠使鐵素體相的組織百分比在60體積％以上，鋼管的伸長率El在JIS12號試驗片中為15%以上，從而能夠確保所希望的成形性。巻取溫度660510°C實施緩冷處理后的熱軋鋼帶接著被巻取成巻材狀。巻取溫度優(yōu)選在66051(TC的溫度范圍內(nèi)。巻取溫度是決定熱軋鋼帶的鐵素體相的組織百分比、(Nb、Ti)復合碳化物的析出狀態(tài)的重要因素之一。巻取溫度低于510。C時，不能得到所希望的鐵素體相的組織百分比，從而不能確保所希望的成形性。另夕卜，(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑小于2nm，除應力退火時的強度降低變大，從而不能確保所希望的耐扭轉疲勞特性。另一方面，巻取溫度超過660'C而處于高溫時，鐵素體相的平均粒徑超過8pm，成形性降低，并且?guī)喨『蟮难趸ば纬擅黠@、鋼帶的表面性狀降低、鋼管內(nèi)外表面的算術平均粗糙度Ra超過2pm、最大高度粗糙度Rz超過30pm、十點平均粗糙度RzjB超過20)am，表面性狀降低，鋼管的耐扭轉疲勞特性降低。另外，由于(Nb、Ti)復合碳化物的奧斯特瓦爾德(Ostwald)成長現(xiàn)象，使(Nb、Ti)復合碳化物粗大化，平均粒徑超過40nm，除應力退火(53(TCX10分鐘)后的剖面硬度變化率低于-15%，不能確保所希望的耐扭轉疲勞特性。因此，巻取溫度優(yōu)選在660~51(TC的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為620560°C。19通過在上述條件下對上述組成的鋼原材實施熱軋工序，顯微組織、析出物狀態(tài)得到優(yōu)化，且表面性狀也優(yōu)良，具有優(yōu)良的成形性，而且，制成鋼管后，除應力退火(530'CX10分鐘)后的剖面硬度變化率減少，能夠制成可確保所希望的優(yōu)良耐扭轉疲勞特性的鋼管原材(熱軋鋼帶)。在本發(fā)明中，對上述鋼管原材(熱軋鋼帶)進一步實施電焊制管工序而制成焊接鋼管。接著，對優(yōu)選的電焊制管工序進行說明。鋼管原材可以在熱軋后直接實施電焊制管工序，但優(yōu)選對鋼管原材實施用于除去表面黑皮的酸洗處理、噴砂處理等。另外，從耐腐蝕性、涂膜粘著性的觀點出發(fā)，還可以進一步對鋼管原材實施鍍鋅、鍍鋁、鍍鎳、有機被膜處理等表面處理。對酸洗過或實施過表面處理的鋼管原材實施電焊制管工序。電焊制管工序是指對鋼管原材連續(xù)地進行輥壓成形、并進行電焊焊接從而制成焊接鋼管的工序。在電焊制管工序中，優(yōu)選實施寬度縮減率10%以下(包含0%)的電焊制管。寬度縮減率是確保所希望的成形性的重要因素，寬度縮減率超過10%時，制管中的成形性明顯降低，不能確保所希望的成形性。因此，寬度縮減率優(yōu)選為10%以下(包含0%)。另外，更優(yōu)選為1%以上。寬度縮減率(°/。)為由下述(1)式定義的值寬度縮減率(％)=[(鋼管原材的寬度)-^((產(chǎn)品鋼管外徑H產(chǎn)品鋼管壁厚)}]"K產(chǎn)品鋼管外徑)-(產(chǎn)品鋼管壁厚"x(100。/。)……(i)。另外，在本發(fā)明中，鋼管原材不限于熱軋鋼帶。只要是具有上述組成、組織的原材，即使使用實施了冷軋-退火的冷軋退火鋼帶或進一步實施了各種表面處理的表面處理鋼帶代替上述熱軋鋼帶也沒有問題。另外，代替電焊制管工序，可以采用將輥壓成形、切板的沖壓封閉斷面化、制管后在冷、溫、熱溫度下進行的減徑軋制以及熱處理等組合的制管工序，并且代替電焊焊接，采用激光焊接、電弧焊接、等離子焊接等也沒有問題。另外，對本發(fā)明的高強度焊接鋼管實施各種成形加工，并根據(jù)需要實施除應力退火，制成扭桿等汽車結構部件。在本發(fā)明的高強度焊接鋼管中，成形加工后的除應力退火的條件不需要特別限定。另外，在妨礙C擴散所引起的位錯移動的效果開始出現(xiàn)的約10(TC以上、小于除應力退火所引起的硬度降低變得明顯的約65(TC的范圍內(nèi)，除應力退火產(chǎn)生的提高疲勞壽命的效果明顯。因此，可以采用約15(TC約200'C的烤漆工序代替除應力退火工序。特別是，提高疲勞壽命的效果在460'C以上、590。C以下時變大。另外，除應力退火中的均熱時間優(yōu)選在1秒5小時的范圍內(nèi)。另外，更優(yōu)選為2分鐘1小時。實施例實施例1熔煉出表1所示組成的鋼水，用連鑄法制成鋼原材(鋼坯)。將這些鋼原材加熱至約1250°C，實施終軋結束溫度約86(TC的熱軋，熱軋結束后，實施在75065(TC的溫度范圍內(nèi)緩冷5秒鐘的緩冷處理，然后實施以巻取溫度5卯'C巻取的熱軋工序，從而制成熱軋鋼帶(板厚-約3mm)。接著，將這些熱軋鋼帶作為鋼管原材，實施酸洗，并開縫(slit)加工成規(guī)定的寬度尺寸，然后連續(xù)地進行輥壓成形以制成開口管，再實施利用高頻電阻焊接對該開口管進行電焊焊接的電焊制管工序，由此制成焊接鋼管(外徑(()89.1mmX壁厚約3mm)。另外，在電焊制管工序中，將由(1)式定義的寬度縮減率設定為4%。從這些焊接鋼管上釆取試驗片，實施組織觀察試驗、析出物觀察試驗、拉伸試驗、表面粗糙度試驗、扭轉疲勞試驗、低溫韌性試驗、除應力退火后的剖面硬度測定試驗、除應力退火后的殘余應力測定試驗。試驗方法如下所述。(1)組織觀察試驗從得到的焊接鋼管上，以將圓周方向剖面作為觀察面的方式采取組織觀察用試驗片，并進行研磨、硝酸乙醇腐蝕，然后用掃描型電子顯微鏡(3000倍)觀察組織，并拍照，利用圖像分析裝置測定鐵素體相的體積百分比、鐵素體相的平均結晶粒徑(圓等效直徑)。(2)析出物觀察試驗從得到的焊接鋼管上以將圓周方向剖面作為觀察面的方式采取析出物觀察試驗片，利用萃取復制法制成組織觀察用試樣，使用透射電子顯微鏡(TEM)以10萬倍觀察5個視野，通過EDS分析鑒定并排除不含Nb、Ti的滲碳體、TiN等，對于含有Nb、Ti的碳化物((Nb、Ti)復合碳化物)，通過圖像分析測量各(Nb、Ti)復合碳化物的面積，并由其面積算出圓等效直徑，將它們的算術平均值作為(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑。另外，與含Mo等的Nb、Ti的復合碳化物等也作為(Nb、Ti)復合碳化物計數(shù)。(3)拉伸試驗依據(jù)JISZ2201的規(guī)定，從得到的焊接鋼管上以將L方向作為拉伸方向的方式切出JIS12號試驗片，依據(jù)JISZ2241的規(guī)定實施拉伸試驗，求出拉伸特性(拉伸強度TS、屈服強度YS、伸長率E1)，對強度、成形性進行評價。(4)表面粗糙度試驗使用觸針式粗糙度儀，依據(jù)JISB0601-2001的規(guī)定，測量得到的焊接鋼管的內(nèi)外表面的表面粗糙度，測定粗糙度曲線，作為粗糙度參數(shù)，求出算術平均粗糙度Ra、最大高度粗糙度Rz、十點平均粗糙度Rzm。另外，粗糙度曲線的測定方向為管的圓周方向(C方向)，低范圍cut-off值為0.8mm，評價長度為4mm。采用內(nèi)表面或外表面中較大的22值作為代表值。(5)扭轉疲勞試驗從得到的焊接鋼管上采取試驗鋼材(長度1500mm)，如圖3(日本特開2001-321846號公報的圖ll)所示，在該試驗鋼材的中央部約1000mmL處，對鋼管的長度中央部分進行成形加工，使剖面成為V形，并且實施53(TCX10分鐘的除應力退火，然后利用夾具固定兩端部，實施扭轉疲勞試驗。以lHz、交變的條件進行扭轉疲勞試驗，使應力水平發(fā)生各種變化，求出負荷應力S下的到斷裂為止的重復次數(shù)N。由得到的S-N線圖求出5Xl()s重復疲勞極限0b(MPa)，以。b/TS(在此TS為鋼管的拉伸強度(MPa))評價耐扭轉疲勞特性。另外，對于負荷應力，起初用假試驗片進行扭轉試驗，確認疲勞裂縫位置，然后在該位置上粘貼三軸應變計進行實測。(6)低溫韌性試驗從得到的焊接鋼管上采取試驗鋼材(長度1500mm)，以與扭轉疲勞試驗鋼材相同的條件進行剖面成形加工、除應力退火，將剖面成形加工后及剖面成形加工、除應力退火后的試驗鋼材的平坦部分以使管圓周方向(C方向)成為試驗片長度的方式展開，依據(jù)JISZ2242的規(guī)定從該平坦部分切出V缺口試驗片(l/4尺寸)，實施擺錘式?jīng)_擊試驗，求出斷口轉變溫度vTrs，評價低溫韌性。(7)除應力退火后的剖面硬度測定試驗以與扭轉疲勞試驗用試驗鋼材相同的條件進行剖面成形加工，在除應力退火(530'CX10分鐘)前后，從與試驗鋼材的疲勞裂縫相應的位置上采取剖面硬度測定用試驗片，利用維氏硬度計(負載10kg)測定維氏硬度。硬度的測定位置為壁厚的1/4、1/2、3/4這3點，將其平均值作為該試驗片的除應力退火(SR)前后的剖面硬度。根據(jù)該硬度測定結果，通過下式求出除應力退火(SR)后的剖面硬度變化率(0/。)，作為除應力退火后的軟化阻力的參數(shù)，剖面硬度變化率二((SR后的剖面硬度)一(SR前的剖面硬度)V(SR前的剖面硬度)X(100n/0)。(8)除應力退火后的殘余應力測定試驗以與扭轉疲勞試驗用試驗鋼材相同的條件進行剖面成形加工，在除應力退火(SR)(530'CX10分鐘)前后，在與試驗鋼材的疲勞裂縫相應的位置上，分別通過使用三軸測量計的應變計量切出法測定殘余應力。根據(jù)該測定結果，通過下式求出除應力退火后的殘余應力降低率(％),殘余應力降低率二((SR前的殘余應力)一(SR后的殘余應力》/(SR前的殘余應力)X(100。/。)。得到的結果示于表2。鋼<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>*)O"b:V字剖面成形后的扭轉疲勞試驗中的5X105次循環(huán)的重復疲勞極限本發(fā)明例(鋼管No.lNo.lO)均為具有鐵素體相的組織百分比為60體積％以上、鐵素體相的平均結晶粒徑為28pm、(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑為240nm的組織、屈服強度YS超過660MPa、JIS12號試驗片中的伸長率E1滿足15%以上、髙強度、成形性優(yōu)良的高強度焊接鋼管。另外，本發(fā)明例均為具有除應力退火后的剖面硬度變化率為-15%以上、殘余應力降低率為50°/。以上、扭轉疲勞試驗中的5X105重復疲勞極限oB與鋼管拉伸強度TS之比oB/TS為0.40以上的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的高強度焊接鋼管。另外，本發(fā)明例均為具有剖面成形加工后以及除應力退火后的斷口轉變溫度vTrs為-40'C以下的優(yōu)良的低溫韌性的高強度焊接鋼管。另一方面，鋼成分偏離本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.1131)，其組織等偏離本發(fā)明范圍，并且強度、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性、剖面成形加工后的低溫韌性、除應力退火后的低溫韌性均降低。C、Mn、Ti、Nb、N、V、Cr高于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.12、No.l6、No.20、No.22、No.25、No.27、No.28)的任意一例中，伸長率El小于15%從而延展性不足，此外(。b/TS)小于0.40從而耐扭轉疲勞特性降低，此外斷口轉變溫度vTrs大于-4(TC從而低溫韌性也降低。另外，C、Si、Mn、Al、Ti、Nb低于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.ll、No.13、No.15、No.17、No.19、No.21)的任意一例中，除應力退火后的剖面硬度變化率低于-15%，(。b/TS)小于0.40，從而耐扭轉疲勞特性降低。另外，Mo、B、Cu高于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.29、No.30、No.31)的任意一例中，伸長率El小于15y。，從而延展性不足，此外除應力退火后的殘余應力降低率小于50%，(Ob/TS)小于0.40，從而耐扭轉疲勞特性降低。另夕卜，Si、Al、S、0高于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.14、No.18、No.24、No.26)中，除應力退火后的(ob/TS)均小于0.40，從而耐扭轉疲勞特性降低。另夕卜，P高于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.23)中，伸長率E1低至小于15%，從而延展性不足，此外除應力退火后的斷口轉變溫度vTrs大于-4(TC，從而低溫韌性降低。另外，鋼管No.131中除了No.14以外，表面粗糙度均良好，在算術平均粗糙度Ra:0.71.8pm、最大高度粗糙度Rz:1022|im、十點平均粗糙度Rzns:715^m的范圍內(nèi)。對No.14的表面粗糙度而言，盡管算術平均粗糙度Ra為1.6pm、最大高度粗糙度Rz為27|_im，均為良好，但十點平均粗糙度Rz;B為21pm，為高值。實施例2對具有表i的鋼No.B、No.C的組成的鋼原材(鋼坯)，實施表3所示條件的熱軋而制成熱軋鋼帶。接著，將這些熱軋鋼帶作為鋼管原材，實施酸洗，并開縫加工成規(guī)定的寬度尺寸，然后連續(xù)地進行輥壓成形以制成開口管，再實施利用高頻電阻焊接對該開口管進行電焊焊接的電焊制管工序，由此制成焊接鋼管(外徑70114.3mm小X壁厚t2.06.0mm)。另外，在電焊制管工序中，將由(l)式定義的寬度縮減率設定為表3所示的值。從得到的焊接鋼管上，與實施例1相同地采取試驗片，與實施例1相同地實施組織觀察試驗、析出物觀察試驗、拉伸試驗、表面粗糙度試驗、扭轉疲勞試驗、低溫韌性試驗、除應力退火后的剖面硬度測定試驗、除應力退火后的殘余應力測定試驗。得到的結果如表4所示。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>*)crB:v字剖面成形后的扭轉疲勞試驗中的5x1(f次循環(huán)的重復疲勞極限本發(fā)明例(鋼管No.33、No.36、No.39、No.41No.43、No.45No.51)均為具有鐵素體相的組織百分比為60體積％以上、鐵素體相的平均結晶粒徑為28pm、(Nb、Ti)復合碳化物的平均粒徑為240nm的組織、屈服強度YS超過660MPa、JIS12號試驗片的伸長率El滿足15%以上、高強度、成形性優(yōu)良的高強度焊接鋼管。另外，本發(fā)明例均為具有除應力退火(53(TCX10分鐘)后的剖面硬度變化率為-15%以上、殘余應力降低率為50%以上、除應力退火(53(TCX10分鐘)后的扭轉疲勞試驗中的5X105重復疲勞極限ob與鋼管拉伸強度TS之比oB/TS為0.40以上的優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的高強度焊接鋼管。另外，本發(fā)明例均為具有剖面成形加工后以及除應力退火后的斷口轉變溫度vTrs為-4(TC以下的優(yōu)良的低溫韌性的高強度焊接鋼管。另一方面，鋼原材的熱軋工序的條件或鋼管的電焊制管工序的條件偏離本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.32、No.34、No.35、No.37、No.38、No.40、No.44、No.52)，其強度、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性、剖面成形加工后的低溫韌性、除應力退火后的低溫韌性均降低。熱軋中的緩冷處理條件、巻取溫度低于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.38、No.44)中，強度高、伸長率El小于15%，從而成形性降低，此外(Ob/TS)小于0.40，從而除應力退火后的耐扭轉疲勞特性降低。另外，熱軋中的終軋結束溫度、巻取溫度高于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.35、No.40)中，伸長率E1小于15。/。，從而成形性降低，此外表面性狀降低，不能滿足所希望的算術平均粗糙度Ra:2)im以下、最大高度粗糙度Rz:30|im以下、十點平均粗糙度RzIIS:20pm以下的表面粗糙度，此外(Ob/TS)小于0.40,從而除應力退火后的耐扭轉疲勞特性降低。另外，鋼原材的加熱溫度、電焊制管工序中的寬度縮減率高于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.32、No.52)中，(ob/TS)小于0.40，從而除應力退火后的耐扭轉疲勞特性降低，并且斷口轉變溫度vTrs大于-4(TC，從而除應力退火后的低溫韌性降低。另外，鋼原材的加熱溫度、終軋結束溫度低于本發(fā)明范圍的比較例(鋼管No.34、No.37)中，(ob/TS)小于0.40，從而除應力退火后的耐扭轉疲勞特性降低。權利要求1.一種汽車結構部件用高強度焊接鋼管，其低溫韌性、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性優(yōu)良，其特征在于，具有下述組成以質(zhì)量％計，含有C0.03～0.24％、Si0.002～0.95％、Mn1.01～1.99％、Al0.01～0.08％，并且以滿足Ti+Nb0.08％以上的方式含有Ti0.041～0.150％、Nb0.017～0.150％，將作為雜質(zhì)的P、S、N、O調(diào)節(jié)為P0.019％以下、S0.020％以下、N0.010％以下、O0.005％以下而含有，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成；并且具有由圓周方向剖面的平均結晶粒徑為2～8μm的鐵素體相和除該鐵素體相以外的第二相構成、該鐵素體相的組織百分比在60體積％以上、平均粒徑為2～40nm的Nb、Ti復合碳化物在該鐵素體相中析出的組織；而且屈服強度超過660MPa。2.如權利要求l所述的汽車結構部件用高強度焊接鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計，還含有選自V:0.0010.150%、W:0.0010.150%、Cr:0.0010.45%、Mo:O.OOl0.24%、B:0.00010.0009%、Cu:0.0010.45%、Ni:0.0010.45。/o中的1種或2種以上和/或Ca:0.00010.005%。3.如權利要求l或2所述的汽車結構部件用高強度焊接鋼管，其特征還在于，鋼管內(nèi)外表面的算術平均粗糙度Ra為2pm以下、最大高度粗糙度Rz為30pm以下，十點平均粗糙度Rzns為20pm以下。4.一種制造汽車結構部件用高強度焊接鋼管的方法，用于制造具有超過660MPa的屈服強度且低溫韌性、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性優(yōu)良的汽車結構部件用高強度焊接鋼管，該方法的特征在于，對鋼管原材實施電焊制管工序而制成焊接鋼管時，所述鋼管原材為對鋼原材實施熱軋工序而得到的熱軋鋼帶，所述鋼原材具有下述組成以質(zhì)量％計，含有C:0.030.24%、Si:0.0020.95%、Mn:1.011.99%、Al:O.Ol0.08%，并且以滿足Ti+Nb:0.08。/o以上的方式含有Ti:0.0410.150%、Nb:0.0170.150%，將作為雜質(zhì)的P、S、N、0調(diào)節(jié)為P:0.019。/o以下、S:0.020。/o以下、N:0.010。/0以下、0:0.005%以下而含有，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，所述熱軋工序如下進行實施加熱至1160132(TC、并在98076(TC范圍內(nèi)的溫度下結束終軋的熱軋以及該熱軋結束后、在750650r的溫度范圍內(nèi)進行2秒以上的緩冷的緩冷處理，并以66051(TC的巻取溫度巻取，所述電焊制管工序為將由下述(l)式定義的寬度縮減率設定為10%以下、對所述鋼管原材連續(xù)地進行輥壓成形并進行電焊焊接從而制成焊接鋼管的制管工序，寬度縮減率二[(鋼管原材的寬度)-n{(產(chǎn)品外徑一產(chǎn)品壁厚)}]/^((產(chǎn)品外徑)-(產(chǎn)品壁厚"X(100。/。)(1)。5.如權利要求4所述的制造汽車結構部件用高強度焊接鋼管的方法，其特征在于，所述汽車結構部件用高強度焊接鋼管在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計，還含有選自V:0.0010.150%、W:0.0010.150%、Cr:0.0010.45%、Mo:0.0010.24%、B:0,00010.0009%、Cu:0.0010.45%、>:0.0010.45%中的1種或2種以上和/或Ca:0.00010.005%。全文摘要本發(fā)明提供具有優(yōu)良的成形性、以及在經(jīng)過剖面成形加工及后續(xù)的除應力退火后具有優(yōu)良的耐扭轉疲勞特性的汽車結構部件用高強度焊接鋼管及其制造方法。對具有將C、Si、Al設定為適當范圍、含有Mn1.01～1.99％、Ti0.041～0.150％、Nb0.017～0.150％且滿足Ti+Nb0.08％以上、將P、S、N、O調(diào)節(jié)至規(guī)定值以下的組成的鋼原材，進行將加熱溫度和終軋結束溫度調(diào)節(jié)至適當范圍的熱軋，并在熱軋結束后，在750～650℃的溫度范圍內(nèi)進行2秒以上的緩冷，以660～510℃的卷取溫度卷取，對得到的具有平均粒徑為2～8μm的鐵素體相60體積％以上、平均粒徑為2～40nm的(Nb、Ti)復合碳化物在鐵素體相中析出的組織的熱軋鋼帶，實施寬度縮減率在10％以下的電焊制管工序，從而制成焊接鋼管。由此，能夠得到具有屈服強度超過660MPa的高強度、且低溫韌性、成形性、除應力退火后的耐扭轉疲勞特性優(yōu)良的高強度焊接鋼管。文檔編號C22C38/00GK101484602SQ20078002546公開日2009年7月15日申請日期2007年6月19日優(yōu)先權日2006年7月5日發(fā)明者豐田俊介,佐藤昭夫,坂田敬,橋本裕二,河端良和,澤木哲郎,荒谷昌利,郡司牧男,鈴木孝司申請人:杰富意鋼鐵株式會社