机械结构部件用电焊钢管及其制造方法

技术领域

本公开涉及机械结构部件用电焊钢管及其制造方法。

背景技术

以电焊钢管作为原材料的机械结构部件正在被利用。

例如，在专利文献1中公开了作为机械结构部件的一种的汽车行走部件用钢材。详细而言，在专利文献1中，作为疲劳特性高、热处理不需要较多的成本、而且成形加工性也优异的汽车行走部件用钢材，公开了一种疲劳特性优异的汽车行走部件用钢材，其特征在于，其是复合添加了Nb、Mo的钢材，板外表面的弯曲R成为板厚的2～5倍的弯曲成形后的板厚中心的维氏硬度与距离表面为0.5mm以内的维氏硬度的最高值之差为50～150点。

专利文献1：日本特开2008-63656号公报

发明内容

发明所要解决的课题

近年来，要求机械结构部件的轻量化。

为了将机械结构部件轻量化，对于机械结构部件中的属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X，要求优异的抗拉强度，进而，还要求优异的疲劳限度(疲劳极限)。

本公开中，所谓“钢管弯曲加工部”是指实施了钢管弯曲加工的部分，所谓“钢管弯曲加工”是指针对钢管的管轴方向的至少一部分而进行的弯曲加工、并且钢管的管轴(即中心轴)被弯曲的弯曲加工。

与此相对，专利文献1中的“板外表面的弯曲R成为板厚的2～5倍的弯曲成形”是将作为钢管的管周方向的一部分的钢板较强地(即，在板外表面的弯曲R成为板厚的5倍以下的条件下)进行弯曲的弯曲加工，而不是钢管的中心轴被弯曲的弯曲加工(参照该文献的图2)，因此不属于本公开中的“钢管弯曲加工”。专利文献1中的上述弯曲成形是用于形成作为汽车行走部件的轴梁(axle beam)的耳部的强弯曲成形(即弯曲R小的弯曲成形)(以上，参照专利文献1的图1～图6)。在专利文献1中，利用了下述事项：在进行该强弯曲成形时，钢板的表面层的硬度相对于壁厚中央部的硬度大幅变高(参照该文献第0022及0023段)。特别是在第0022段中记载了下述事项：如果板外表面的弯曲R超过板厚的5倍，则由加工硬化带来的硬度上升变得不充分，因此必需设定为板外表面的弯曲R成为板厚的2～5倍的强弯曲成形。

另一方面，在专利文献1中，对于拉拔加工部及钢管弯曲加工部完全未进行考虑。

本公开的一个方案的课题是提供包含属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X、上述加工部X的抗拉强度及疲劳限度优异的机械结构部件用电焊钢管、以及上述机械结构部件用电焊钢管的制造方法。

用于解决课题的手段

用于解决上述课题的手段中包含以下的方案。

<1>一种机械结构部件用电焊钢管，其是包含属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X的机械结构部件用电焊钢管，

上述加工部X包含母材部及电焊部，

上述母材部的化学组成以质量％计：

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％、以及

剩余部分：由Fe及杂质构成，

上述母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上，

上述母材部的抗拉强度为850～1000MPa，

在上述母材部的拉伸试验中，观测到0.2％以上的屈服伸长率，

上述母材部的距离外表面为深度50μm的位置处的维氏硬度相对于上述母材部的壁厚中央部处的维氏硬度之比为95％以上。

<2>根据<1>所述的机械结构部件用电焊钢管，其为汽车的行走部件用电焊钢管。

<3>根据<1>或<2>所述的机械结构部件用电焊钢管，其中，上述加工部X的外周长为50～500mm，上述加工部X的最大壁厚为1.0～5.0mm。

<4>一种机械结构部件用电焊钢管的制造方法，其是制造<1>～<3>中任一项所述的机械结构部件用电焊钢管的方法，包含以下工序：

准备轧制状态电焊钢管的工序，所述轧制状态电焊钢管包含母材部A及电焊部A，上述母材部A的化学组成以质量％计：

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％、以及

剩余部分：由Fe及杂质构成，

上述母材部A的贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上，

上述母材部A的抗拉强度为600～800MPa，

在上述母材部A的拉伸试验中，观测到13.0％以上的总伸长率；

冷加工工序，其对于上述轧制状态电焊钢管的管轴方向的至少一部分，实施冷拉拔加工及冷钢管弯曲加工中的至少一者、且最大断面收缩率为10～40％的条件的冷加工；和

回火工序，其对于实施了上述冷加工的上述轧制状态电焊钢管，实施回火温度为450～650℃的回火来得到上述机械结构部件用电焊钢管。

<5>根据<4>所述的机械结构部件用电焊钢管的制造方法，其中，上述轧制状态电焊钢管的外径为50～150mm，上述轧制状态电焊钢管的壁厚为2.0～4.0mm。

发明效果

根据本公开的一个方案，可提供包含属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X、上述加工部X的抗拉强度及疲劳限度优异的机械结构部件用电焊钢管、以及上述机械结构部件用电焊钢管的制造方法。

附图说明

图1是实施例中的疲劳试验片的平面图。

具体实施方式

本公开中，使用“～”所表示的数值范围是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。

本公开中，表示成分(元素)的含量的“％”是指“质量％”。

本公开中，有时将C(碳)的含量记载为“C含量”。有时对于其他元素的含量也同样地进行记载。

本公开中，“工序”这个用语不仅包含独立的工序，在无法与其他工序进行明确区别的情况下，只要可达成该工序所期望的目的，则也包含在本用语中。

本公开中，“轧制状态电焊钢管(As-rolled electric resistance welded steelpipe)”是指在造管后没有实施焊缝热处理以外的热处理的电焊钢管。即，所谓“轧制状态电焊钢管”中的“轧制状态”是指“经辊轧成形的状态”的含义。

所谓“造管”是指下述过程：通过将从热卷材中被放卷出的热轧钢板进行辊轧成形来制成开口管，并对所得到的开口管的对接部进行电焊而形成电焊部为止。

所谓“热卷材”是指使用热带钢轧机来制造、且被卷取成卷材状的热轧钢板。

所谓“辊轧成形”是指将从热卷材中被放卷出的热轧钢板连续地进行弯曲加工而成形为开口管状。

使用热带钢轧机(Hot strip mill)而制造的热轧钢板(Hot-rolled steelsheet)在为长条的钢板(continuous steel sheet)这一点与使用厚板轧机(plate mill)而制造的厚钢板(steel plate)是不同的。

厚钢板(steel plate)由于不是长条的钢板(continuous steel sheet)，因此无法用于连续的弯曲加工即辊轧成形。

电焊钢管根据以上这一点与使用厚钢板而制造的焊接钢管(例如UOE钢管)被明确区分。

在本公开的电焊钢管中的加工部X或本公开中的轧制状态电焊钢管中，所谓母材部(base metal portion)是指除了电焊部及热影响部以外的部分。

其中，所谓热影响部(heat affected zone；以下也称为“HAZ”)是指受到由电焊所产生的热的影响(当在电焊后进行焊缝热处理的情况下，则是由电焊及焊缝热处理所产生的热的影响)的部分。

〔机械结构部件用电焊钢管〕

本公开的机械结构部件用电焊钢管(以下也简称为“电焊钢管”)为包含属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X的机械结构部件用电焊钢管，

加工部X包含母材部及电焊部，

母材部的化学组成以质量％计：

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％、以及

剩余部分：由Fe及杂质构成，

母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上，

母材部的抗拉强度为850～1000MPa，

在母材部的拉伸试验中，观测到0.2％以上的屈服伸长率，

上述母材部的距离外表面为深度50μm的位置处的维氏硬度相对于母材部的壁厚中央部处的维氏硬度之比为95％以上。

本公开的电焊钢管包含加工部X，加工部X的抗拉强度优异(详细而言，加工部X处的母材部的抗拉强度为850～1000MPa)，并且加工部X的疲劳限度也优异。

所述效果通过下述几个技术特征的组合来达成：

加工部X处的母材部的化学组成、

以回火贝氏体作为主体的母材部的上述显微组织、

在母材部的拉伸试验中观测到上述屈服伸长率、和

上述维氏硬度之比为95％以上。

以下，对本公开的电焊钢管进行详细说明。

本公开的电焊钢管包含属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X。

其中，所谓“钢管弯曲加工部”处的“钢管弯曲加工”如上所述是针对钢管的管轴方向的至少一部分而进行的弯曲加工、并且钢管的管轴(即中心轴)被弯曲的弯曲加工。

即，属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的加工部X为电焊钢管的管轴方向的至少一部分。

加工部X包含母材部及电焊部。

加工部X是对包含母材部A及电焊部A的轧制状态电焊钢管(即，在造管后未实施除焊缝热处理以外的热处理的电焊钢管)的管轴方向的至少一部分依次实施了加工及回火的部分。

其中，母材部A及电焊部A分别是指轧制状态电焊钢管中的母材部及电焊部。

此外，加工为拉拔加工及钢管弯曲加工中的至少一者。加工部X也可以为对轧制状态电焊钢管的同一部分实施了拉拔加工及钢管弯曲加工这两者的部分。

此外，回火是指加热至Ac1点以下的温度的热处理。关于回火的条件的一个例子，可以参照后述的制法X。

加工部X也可以为本公开的电焊钢管的管轴方向的一部分，还可以为本公开的电焊钢管的整体。

作为整体为加工部X的方案的电焊钢管，可列举出对轧制状态电焊钢管在全长上实施拉拔加工、接着实施回火而制造的电焊钢管。

作为管轴方向的一部分为加工部X的方案的电焊钢管，可列举出对轧制状态电焊钢管的管轴方向的一部分实施钢管弯曲加工(即，将管轴进行弯曲的加工)、接着对钢管整体实施回火而制造的电焊钢管。

加工部X在外观上与非加工部相区别。即，在外观上，属于拉拔加工部及钢管弯曲加工部中的至少一者的部分为本公开中的加工部X。此外，也可以将母材部的抗拉强度为850～1000MPa的部分视为加工部X。

加工部X处的母材部的化学组成的详细情况在下文叙述。作为母材部的化学组成的特征之一，母材部包含Nb及Mo这两者。Nb及Mo有助于后述的析出强化。

加工部X处的母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上。

该特征也有助于后述的析出强化。

该特征表示：本公开的电焊钢管为对母材部A的贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上的轧制状态电焊钢管实施加工及回火而制造的电焊钢管。

加工部X处的母材部的抗拉强度为850～1000MPa。

本公开的电焊钢管如上所述是对轧制状态电焊钢管依次实施加工(即，拉拔加工及钢管弯曲加工中的至少一者)及回火而成的电焊钢管。

一般而言，就实施了回火的电焊钢管而言，与回火前的电焊钢管(即轧制状态电焊钢管)相比，有可能强度会降低。据认为其理由是由于：被导入钢组织中的应变通过回火而减少。

但是，就本公开的电焊钢管而言，尽管是实施了回火的电焊钢管，但作为加工部X的母材部的抗拉强度，可确保优异的抗拉强度(即850～1000MPa)。作为达成优异的抗拉强度(即850～1000MPa)的理由，考虑有以下的理由1及理由2。

要因1.是由于：通过作为拉拔加工及钢管弯曲加工中的至少一者的加工而向钢组织中导入塑性应变，表现出加工硬化。

要因2.是由于：在通过塑性应变的导入而在钢组织中产生的位错上，在回火时析出含有Nb及Mo的复合碳化物，表现出析出强化。

据认为：母材部中的回火贝氏体的面积率为80％以上的上述显微组织有助于有效地发挥上述析出强化的效果。详细而言，据认为：通过轧制状态电焊钢管的母材部的贝氏体的面积率为80％以上，从而在回火前的阶段，能够使Nb及Mo固溶于钢中。据认为其结果是：在回火时，析出含有Nb及Mo的复合碳化物，能够有效地发挥析出强化。

就本公开的电焊钢管而言，在加工部X处的母材部的拉伸试验中，观测到0.2％以上的屈服伸长率。其中，0.2％以上的屈服伸长率是指实质的屈服伸长率。

在加工部X处的母材部的拉伸试验中观测到0.2％以上的屈服伸长率意味着残余应变被降低。因此，通过满足该特征，可抑制由反复应力引起的应变导入，进而加工部X的疲劳特性提高。

此外，上述特征意味着本公开的电焊钢管是对轧制状态电焊钢管实施加工及回火而制造的电焊钢管。

相对于本公开的电焊钢管，在轧制状态电焊钢管(即，在造管后未实施焊缝热处理以外的热处理的电焊钢管)中，未观测到实质性的屈服伸长率(即，0.2％以上的屈服伸长率)。

就本公开的电焊钢管而言，在加工部X中，母材部的距离外表面为深度50μm的位置处的维氏硬度相对于母材部的壁厚中央部处的维氏硬度之比(以下也称为“硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕”)为95％以上。

就本公开的电焊钢管而言，通过在满足上述的抗拉强度及屈服伸长率的前提下，满足硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕为95％以上，可抑制从外表面侧起的疲劳龟裂的产生。因此，该特征有助于加工部X的疲劳强度。

硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕为95％以上这一上述特征意味着在包含母材部的外表面的区域中抑制了脱碳层的形成。脱碳层一般通过加热至超过Ac1点的温度的“淬火”来形成。

上述特征通过下述方式来实现：对于轧制状态电焊钢管，不是实施淬火(加热至超过Ac1点的温度的热处理)、而是实施回火(加热至Ac1点以下的温度的热处理)来制造电焊钢管。

如上所述，本公开的电焊钢管的特征中的抗拉强度、显微组织、屈服伸长率及硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕不仅与化学组成密切相关，而且与用于制造本公开的电焊钢管的制造条件也密切相关。对于用于制造本公开的电焊钢管的制造方法的一个例子，作为制法X在下文叙述。

作为本公开的机械结构部件用电焊钢管的用途即机械结构部件，优选为汽车的行走部件、轴承或马达盖，更优选为汽车的行走部件。

作为汽车的行走部件，可列举出轴梁、拖拽臂(trading arm)、悬架构件、连杆材、扭力梁等。

<母材部的化学组成>

以下，对本公开的电焊钢管的加工部X处的母材部的化学组成(即本公开中的化学组成)进行说明。

C：0.150～0.230％

C是将Nb及Mo结合而形成Nb及Mo的微细的复合碳化物、提高加工部X的抗拉强度及疲劳限度的元素。如果C含量低于0.150％，则有可能得不到该效果。如果C含量低于0.150％，则在为了进一步提高抗拉强度而通过热轧来制造热轧钢板的工序中，有可能必须实施低温卷取。低温卷取有可能增大抗拉强度的不均。因此，C含量为0.150％以上。C含量的下限优选为0.160％，更优选为0.170％。

另一方面，如果C含量超过0.230％，则不仅有可能在显微组织中珠光体、马氏体显著地生成及生长，冷加工性降低，而且还有可能疲劳限度也降低。因此，C含量为0.230％以下。C含量的上限优选为0.220％，更优选为0.210％。

Si：0～0.50％

Si为任选元素。即，Si含量可以为0％，也可以为超过0％。

Si是有助于钢的脱氧的元素。从更有效地得到所述效果的观点出发，Si含量的下限优选为0.01％，更优选为0.05％。

另一方面，如果Si含量超过0.50％，则有可能母材的韧性降低，并且在电焊时过量地生成Si氧化物，加工部X的机械特性降低。因此，Si含量为0.50％以下。Si含量的上限优选为0.48％，更优选为0.40％。

另一方面，如果想要过度降低Si含量，则制造成本变高。因此，在考虑工业生产率的情况下，Si含量的下限优选为0.01％，更优选为0.05％。

Mn：0.50～1.65％

Mn是提高电焊钢管的抗拉强度及疲劳限度的元素。如果Mn含量低于0.50％，则有可能得不到该效果。因此，Mn含量为0.50％以上。Mn含量的下限优选为0.60％，更优选为0.70％。

另一方面，如果Mn含量超过1.65％，则有可能在电焊时过量地生成Mn氧化物，加工部X的机械特性降低。因此，Mn含量为1.65％以下。Mn含量的上限优选为1.60％，更优选为1.50％。

P：0～0.030％

P是会作为杂质而被包含的元素。如果P含量超过0.030％，则存在电焊性降低的情况和/或韧性降低的情况。因此，P含量为0.030％以下。P含量的上限优选为0.015％，更优选为0.010％。

P含量可以为0％，也可以为超过0％。

如果想要过度降低P含量，则制造成本变高。因此，在考虑工业生产率的情况下，P含量的下限优选为0.001％，更优选为0.005％。

S：0～0.010％

S是会作为杂质而被包含的元素。如果S含量超过0.010％，则存在电焊性降低的情况和/或韧性降低的情况。因此，S含量为0.010％以下。S含量的上限优选为0.005％，更优选为0.003％。

S含量可以为0％，也可以为超过0％。

如果想要过度降低S含量，则制造成本变高。因此，在考虑工业生产率的情况下，S含量的下限优选为0.0001％，更优选为0.0005％。

Nb：0.010～0.050％

Nb是与Mo一起含有、并且通过后述的回火与C结合而生成含有Nb及Mo的微细的复合碳化物的元素。由此，能够较高地维持加工部X的抗拉强度，并且显著地提高加工部X的疲劳限度。如果Nb含量低于0.010％，则有可能得不到该效果。因此，Nb含量为0.010％以上。Nb含量的优选的下限为0.015％，进一步优选的下限为0.020％。

另一方面，如果Nb含量超过0.050％，则母材的韧性及电焊后的焊接部的韧性降低。因此，Nb含量为0.050％以下。Nb含量的优选的上限为0.045％，进一步优选的上限为0.040％。

Mo：0.10～0.60％

Mo与Nb一起含有，并且通过后述的回火与C结合而生成含有Nb及Mo的微细的复合碳化物。由此，能够较高地维持加工部X的抗拉强度，并且显著地提高加工部X的疲劳限度。如果Mo含量低于0.10％，则有可能得不到该效果。因此，Mo含量为0.10％以上。Mo含量的下限优选为0.15％，更优选为0.20％。

另一方面，如果Mo含量超过0.60％，则加工性降低，并且韧性也降低。因此，Mo含量为0.60％以下。

Mo含量的上限优选为0.55％，更优选为0.50％。

Al：0.005～0.060％

Al是有助于钢的脱氧的元素。如果Al含量低于0.005％，则有可能得不到该效果。因此，Al含量为0.005％以上。Al含量的下限优选为0.010％，更优选为0.020％。

另一方面，如果Al含量超过0.060％，则在加工部X中过量地残存氧化铝系氧化物，加工部X的机械特性降低。因此，Al含量为0.060％以下。Al含量的上限优选为0.045％，更优选为0.040％。

N：0～0.0060％

N是会作为杂质而被包含的元素。如果N含量超过0.0060％，则有可能N固溶于钢材中，使加工性降低。因此，N含量为0.0060％以下。N含量的上限优选为0.0055％，更优选为0.0050％。

N含量可以为0％，也可以为超过0％。

如果过度降低N含量，则制造成本变高。因此，在考虑工业生产率的情况下，N含量的下限优选为0.0001％，更优选为0.0005％。

Ti：0～0.030％

Ti是任选元素。即，Ti含量可以为0％，也可以为超过0％。

Ti是与钢中的C和/或N结合而生成氮化物或碳氮化物、通过组织的微细化作用可提高钢材的韧性的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，Ti含量的下限优选为超过0％，更优选为0.005％，进一步优选为0.007％。

另一方面，如果Ti含量超过0.030％，则有可能生成粗大的Ti氮化物和/或粗大的Ti碳氮化物从而加工部X的疲劳限度及韧性降低。因此，Ti含量为0.030％以下。Ti含量的上限优选为0.025％，更优选为0.020％。

V：0～0.100％

V是任选元素。即，V含量可以为0％，也可以为超过0％。

V是下述元素：与钢中的C和/或N结合而形成选自V碳化物、V氮化物及V碳氮化物中的至少1种、可提高钢材的韧性。从更有效地发挥所述效果的观点出发，V含量的下限优选为超过0％，更优选为0.005％，进一步优选为0.010％。

另一方面，如果V含量超过0.100％，则有可能生成选自粗大的V碳化物、粗大的V氮化物及粗大的V碳氮化物中的至少1种、加工部X的疲劳限度及韧性降低。因此，V含量为0.100％以下。V含量的上限优选为0.090％，更优选为0.080％。

Cr：0～0.5％

Cr是任选元素。即，Cr含量可以为0％，也可以为超过0％。

Cr是提高钢材的淬透性、提高钢材的强度的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，Cr含量的下限优选为超过0％，更优选为0.1％，进一步优选为0.15％。

另一方面，如果Cr含量超过0.5％，则有可能在电焊部处生成Cr氧化物，电焊部的韧性降低。因此，Cr含量为0.5％以下。Cr含量的上限优选为0.4％，更优选为0.3％。

Cu：0～0.500％

Cu是任选元素。即，Cu含量可以为0％，也可以为超过0％。

Cu是可提高钢材的强度的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，Cu含量的下限优选为超过0％，更优选为0.001％，进一步优选为0.010％。

另一方面，如果Cu含量超过0.500％，则不仅因过度的强化而使钢材的韧性降低，而且由于Cu的液态金属脆化作用，导致在板坯铸造时变得容易在板坯表面产生开裂。因此，Cu含量为0.500％以下。Cu含量的上限优选为0.400％，更优选为0.300％。

Ni：0～0.500％

Ni是任选元素。即，Ni含量可以为0％，也可以为超过0％。

Ni是固溶于钢材中从而可提高钢材的强度的元素，是也可提高钢材的韧性的元素。Ni进而也是可抑制含Cu钢中的Cu的液态金属脆化作用的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，Ni含量的下限优选为超过0％，更优选为0.001％，进一步优选为0.010％。

另一方面，如果Ni含量超过0.500％，则有可能钢材的焊接性降低。因此，Ni含量为0.500％以下。Ni含量的上限优选为0.450％，更优选为0.400％。

B：0～0.0030％

B是任选元素。即，B含量可以为0％，也可以为超过0％。

B是固溶于钢材中从而提高钢材的淬透性、可提高钢材的强度的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，B含量的下限优选为超过0％，更优选为0.0001％，进一步优选为0.0005％。

另一方面，如果B含量超过0.0030％，则有可能生成粗大的氮化物从而钢材的疲劳限度降低。因此，B含量为0.0030％以下。B含量的上限优选为0.0025％，更优选为0.0020％。

Ca：0～0.0030％

Ca是任选元素。即，Ca含量可以为0％，也可以为超过0％。

Ca是控制硫化物系夹杂物的形态从而可提高钢材的韧性的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，Ca含量的下限优选为超过0％，更优选为0.0001％，进一步优选为0.0010％。

另一方面，如果Ca含量超过0.0030％，则有可能生成粗大的Ca氧化物从而钢材的韧性降低。因此，Ca含量为0.0030％以下。Ca含量的上限优选为0.0025％，更优选为0.0020％。

Mg：0～0.0040％

Mg是任选元素。即，Mg含量可以为0％，也可以为超过0％。

Mg是生成微细的氧化物、可提高焊接热影响部(HAZ)的韧性的元素。从更有效地发挥所述效果的观点出发，Mg含量的下限优选为超过0％，更优选为0.0001％，进一步优选为0.0010％。

另一方面，如果Mg含量超过0.0040％，则有可能生成粗大的氧化物从而钢材的韧性降低。因此，Mg含量为0.0040％以下。Mg含量的上限优选为0.0035％，更优选为0.0030％。

剩余部分：Fe及杂质

在加工部X处的母材部的化学组成中，除了上述的各元素以外的剩余部分为Fe及杂质。

其中，所谓杂质是指原材料(例如矿石、废料等)中所含的成分或在制造的工序中混入的成分、且并非有意地含有于钢中的成分。

作为杂质，可列举出上述的元素以外的所有元素。作为杂质的元素可以为仅1种，也可以为2种以上。

作为杂质，例如可列举出O、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi、H、REM。其中，“REM”是指稀土类元素、即选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的至少1种元素。

上述的元素中的O优选按照含量成为0.006％以下的方式进行控制。

通常，关于Sb、Sn、Co及As，例如可有含量为0.1％以下的混入，关于Pb及Bi，例如可有含量为0.005％以下的混入，关于H，例如可有含量为0.0004％以下的混入。

关于其他元素的含量，只要为通常的范围，则没有必要特别进行控制。

<母材部的显微组织>

对本公开的电焊钢管的加工部X处的母材部的显微组织进行说明。

概略来讲，母材部的显微组织为回火贝氏体为主体的显微组织。

详细而言，母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上。

如上所述，上述显微组织有效地有助于回火时的由Mo及Nb带来的析出强化的表现，进而有助于提高抗拉强度及提高疲劳强度。

从更加提高加工部X的抗拉强度及疲劳强度的观点出发，回火贝氏体的面积率优选为85％以上，更优选为90％以上。

在本公开中的贝氏体及回火贝氏体各自的概念中包含粒状贝氏体、上贝氏体、下贝氏体及自回火马氏体。

关于这些组织，由本公开中的回火引起的组织形态的变化都小。因此，在本公开中，没有必要将贝氏体与回火贝氏体进行严格区别。

母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率可以为100％，也可以为低于100％。

回火贝氏体的面积率低于100％的情况下的剩余部分优选包含选自铁素体(例如多边形铁素体、针状铁素体等)及珠光体中的至少1种。

其中，在珠光体的概念中还包含退化珠光体(degenerate pearlite)。

母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率如以下那样进行确认。

在加工部X的C截面(即，与加工部X的管轴方向垂直的截面)中，从母材部的壁厚中央位置采集显微组织观察用的样品。样品中的观察面的尺寸设定为3mm×3mm。接着，将样品的观察面进行镜面研磨。之后，将样品的观察面利用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。对经蚀刻的观察面利用500倍的光学显微镜进行观察。指定观察面中的任意5个视场，生成所指定的各视场的照片图像。各视场区域设定为200μm×200μm。

在5个视场量的照片图像中，求出回火贝氏体的面积，通过将所得到的面积除以5个视场整体的总面积并乘以100，求出母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率(％)。

<母材部的抗拉强度>

加工部X处的母材部的抗拉强度为850～1000MPa。

加工部X处的母材部的抗拉强度为850MPa以上有助于作为机械结构部件用电焊钢管的强度确保。上述抗拉强度优选为900MPa以上。

加工部X处的母材部的抗拉强度为1000MPa以下有助于机械结构部件用电焊钢管的易制造性(例如，作为原材料的热轧钢板的易制造性、将热轧钢板进行辊轧成形来造管时的辊轧成形的容易性等)。上述抗拉强度优选为950MPa以下。

加工部X处的母材部的抗拉强度如以下那样进行测定。

从加工部X处的母材部，从以壁厚中央部作为中心的相对于全厚为70％的厚度区域中采集拉伸试验片。所采集的拉伸试验片的种类从JIS Z2241(2011)中规定的圆棒试验片中根据母材部的厚度来选择。当在JIS Z2241(2011)中未规定适当尺寸的试验片的情况下，也可以使用将所规定的试验片成比例地缩小的试验片(比例试验片)。

使用所采集的拉伸试验片，依据JIS Z 2241(2011)，在常温(20±15℃)、大气中实施拉伸试验。由所得到的应力-应变曲线来求出抗拉强度(TS)。

<母材部的屈服伸长率>

本公开的电焊钢管在母材部的拉伸试验中，观测到0.2％以上的屈服伸长率。

这里所谓的母材部的拉伸试验是指用于测定母材部的抗拉强度的拉伸试验。关于试验方法，如在母材部的抗拉强度的项中说明的那样。

该特征(即，在母材部的拉伸试验中，观测到0.2％以上的屈服伸长率)如上所述有助于抑制由反复应力引起的应变导入，进而有助于加工部X的疲劳强度提高。

<硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕>

本公开的电焊钢管的硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕(即，母材部的距离外表面为深度50μm的位置处的维氏硬度相对于上述母材部的壁厚中央部处的维氏硬度之比)为95％以上。

该特征(即，硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕为95％以上)如上所述有助于抑制从外表面侧起的疲劳龟裂的产生，进而有助于加工部X的疲劳强度提高。

另一方面，硬度比〔深度50μm位置/壁厚中央部〕优选为120％以下，更优选为115％以下。在硬度比〔深度50μm位置/壁厚中央部〕为120％以下的情况下，能够以壁厚整体负担应力(特别是，能够抑制应力向壁厚中央部的集中)，其结果是，加工部X的疲劳强度更加提高。

母材部的距离外表面为深度50μm的位置处的维氏硬度如以下那样求出。在加工部X的C截面中，将位于相当于母材部的距离外表面为深度50μm的位置的线上的0.5mm间距的5个点指定为测定点。在5个测定点各自处，以载荷为100gf的条件依据JIS Z 2244(2009)来测定维氏硬度。将5个测定点处的测定值的算术平均值设定为“深度50μm位置的维氏硬度”。

母材部的壁厚中央部处的维氏硬度如以下那样求出。在加工部X的C截面中，将位于相当于母材部的壁厚中央部的线上的0.5mm间距的5个点指定为测定点。在5个测定点各自处，以载荷为100gf的条件依据JIS Z 2244(2009)来测定维氏硬度。将5个测定点处的测定值的算术平均值设定为“壁厚中央部的维氏硬度”。

硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕通过将上述“深度50μm位置的维氏硬度”除以上述“壁厚中央部的维氏硬度”并乘以100来求出。

<加工部X的外周长>

加工部X的外周长优选为50～500mm。

50～500mm的范围的外周长大致为相当于外径16～160mm的钢管的外周长的长度。

加工部X的外周长更优选为50～400mm，进一步优选为100～300mm。

<加工部X的最大壁厚>

加工部X的最大壁厚(即，加工部X的壁厚的最大值)优选为1.0～5.0mm，更优选为1.5～4.5mm，进一步优选为2.0～4.0mm。

〔机械结构部件用电焊钢管的制造方法的一个例子(制法X)〕

以下，对用于制造本公开的电焊钢管的制造方法的一个例子(以下，设定为“制法X”)进行说明。

以下的制法X为后述的实施例的电焊钢管的制造方法。

制法X包含以下工序：

准备轧制状态电焊钢管的工序(以下也称为“轧制状态电焊钢管准备工序”)，所述轧制状态电焊钢管包含母材部A及电焊部A，母材部A的化学组成以质量％计：

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％、以及

剩余部分：由Fe及杂质构成，

母材部A的贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上，

母材部A的抗拉强度为600～800MPa，

在母材部A的拉伸试验中，观测到13.0％以上的总伸长率；

冷加工工序，其对于轧制状态电焊钢管的管轴方向的至少一部分，实施冷拉拔加工及冷钢管弯曲加工中的至少一者、且最大断面收缩率为10～40％的条件的冷加工；和

回火工序，其对于实施了冷加工的上述轧制状态电焊钢管，实施回火温度为450～650℃的回火来得到机械结构部件用电焊钢管。

根据制法X，可制造本公开的电焊钢管(即，本公开的机械结构部件用电焊钢管)。

以下，对制法X中的各工序进行说明。

<轧制状态电焊钢管准备工序>

轧制状态电焊钢管准备工序是准备上述轧制状态电焊钢管的工序。

本工序可以是单纯准备预先制造好的上述轧制状态电焊钢管的工序，也可以是制造上述轧制状态电焊钢管的工序。

在制法X中，上述轧制状态电焊钢管相当于所制造的机械结构部件用电焊钢管的原料。

在制法X中，对于上述轧制状态电焊钢管的管轴方向的至少一部分，依次实施规定的冷加工(具体而言，冷拉拔加工及冷钢管弯曲加工中的至少一者)及规定的回火，得到机械结构部件用电焊钢管。此时，轧制状态电焊钢管的母材部A的至少一部分及电焊部A的至少一部分分别转化为机械结构部件用电焊钢管中的加工部X的母材部及电焊部。

上述轧制状态电焊钢管的母材部A的化学组成与最终得到的机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的化学组成相同，优选的范围也相同。

制法X的各工序不会对钢的化学组成造成影响。因此，通过制法X制造的电焊钢管的加工部X处的母材部的化学组成可视为与作为原料的上述轧制状态电焊钢管的母材部A的化学组成相同。

母材部A的显微组织中，贝氏体(即，淬火状态贝氏体)的面积率为80％以上。

在制法X中，轧制状态电焊钢管中的贝氏体经由冷加工工序及回火工序而转化为机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的回火贝氏体。

轧制状态电焊钢管中的母材部A的贝氏体的面积率与加工部X处的母材部的回火贝氏体的面积率同样地操作来进行测定。

从更加提高最终得到的机械结构部件用电焊钢管的加工部X的抗拉强度及疲劳强度的观点出发，贝氏体的面积率优选为85％以上，更优选为90％以上。

贝氏体的面积率可以为100％，也可以为低于100％。

贝氏体的面积率低于100％的情况下的剩余部分优选包含多边形铁素体。

轧制状态电焊钢管中的母材部A的抗拉强度为600～800MPa。

具有所述抗拉强度的母材部A的至少一部分经由冷加工工序及回火工序而转化为加工部X处的母材部。此时，如上所述，据认为：600～800MPa的母材部A的抗拉强度通过冷加工中的加工硬化及由回火带来的析出强化的作用而上升，其结果是，可实现850～1000MPa的抗拉强度。

轧制状态电焊钢管中的母材部A的抗拉强度与机械部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的抗拉强度同样地操作来进行测定。

轧制状态电焊钢管在母材部A的拉伸试验中，观测到13.0％以上的总伸长率(EL)。

这里所谓的母材部A的拉伸试验是指用于测定母材部A的抗拉强度的拉伸试验。

通过在母材部A的拉伸试验中，观测到13.0％以上的总伸长率，可确保对轧制状态电焊钢管进行加工而得到机械结构部件用电焊钢管时的加工性。总伸长率的下限优选为14.0％，更优选为15.0％。

总伸长率的上限优选为25.0％，更优选为23.0％。

<冷加工工序>

冷加工工序是下述工序：对于轧制状态电焊钢管的管轴方向的至少一部分，实施冷拉拔加工及冷钢管弯曲加工中的至少一者、且最大断面收缩率为10～40％的条件的冷加工。

通过所述方案的冷加工，从而对钢组织有效地导入塑性应变，有效地导入位错。

这里，所谓最大断面收缩率是指在实施了冷加工的区域中断面收缩率成为最大的场所处的断面收缩率。

通过冷拉拔加工而得到的冷拉拔加工部具有下述优点：钢管的C截面(即，与管轴方向垂直的截面)内的硬度的均匀性优异。

通过冷钢管弯曲加工而得到的冷钢管弯曲加工部例如与专利文献1中的实施了板外表面的弯曲R成为板厚的2～5倍的弯曲成形的加工部相比，具有壁厚方向的硬度的均匀性优异的优点。由此，有可能能够减少之后的部件加工的工序数。

如上所述，冷拉拔加工部及冷钢管弯曲加工部各自例如与专利文献1中的上述加工部相比，硬度的均匀性优异。因此，能够以加工部整体承受应力(换言之，能够抑制应力向硬度低的部分的集中)，因此在疲劳强度的方面是有利的。

作为冷拉拔加工的方法，没有特别限制，可以适用通常的方法。

作为冷钢管弯曲加工的方法，例如可以适用旋转拉弯、利用折弯机进行的弯曲、压制弯曲、液压成形等。

<回火工序>

回火工序是下述工序：对于实施了冷加工的轧制状态电焊钢管，实施回火温度为450～650℃的回火来得到机械结构部件用电焊钢管。

回火例如在热处理炉中进行。

在本工序中的回火中，通过回火温度为450℃以上，从而在通过冷加工而被导入的位错上，析出Nb及Mo的微细的复合碳化物。像这样操作，可有效地实现由Nb及Mo带来的析出强化，可实现本公开的电焊钢管的加工部X处的上述抗拉强度(850～1000MPa)。

进而，在本工序中的回火中，通过回火温度为450℃以上，从而钢组织中的残余应变得以降低，其结果是，在本公开的电焊钢管的加工部X的拉伸试验中，可实现0.2％以上的屈服伸长率。

回火温度优选为500℃以上。

在本工序中的回火中，通过回火温度为650℃以下，从而与进行了超过650℃的温度下的热处理(例如淬火)的情况相比，可抑制外表面附近的脱碳层的形成。其结果是，可实现硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕为95％以上。

回火温度优选为600℃以下。

对回火的时间(即，回火温度下的保持时间)没有特别限定，但例如为20～60分钟。

对回火温度下的保持时间后的冷却方法没有特别限制，可以为慢冷却(例如空气冷却)，也可以为骤冷(例如水冷)。

<轧制状态电焊钢管的外径>

轧制状态电焊钢管的外径优选为50～150mm，更优选为50～130mm，进一步优选为50～100mm。

<轧制状态电焊钢管的壁厚>

轧制状态电焊钢管的壁厚优选为2.0～4.0mm，更优选为2.5～3.5mm。

〔轧制状态电焊钢管的制造方法的一个例子(制法A)〕

上述的制法X(即，本公开的机械结构部件用电焊钢管的制造方法的一个例子)中的轧制状态电焊钢管准备工序也可以是制造轧制状态电焊钢管的工序。

以下，示出轧制状态电焊钢管的制造方法的一个例子作为制法A。

制法A包含以下工序：

板坯准备工序，其准备具有与轧制状态电焊钢管的母材部A的化学组成相同的化学组成的板坯；

热轧工序，其通过将所准备的板坯加热至1070～1300℃的板坯加热温度，并对加热后的板坯实施精轧温度FT为850～950℃的条件的热轧来得到热轧钢板；

冷却工序，其将热轧工序中得到的热轧钢板以从精轧温度FT至达到580℃为止的期间的平均冷却速度CR

卷取工序，其通过将冷却后的热轧钢板以上述卷取温度CT进行卷取，从而得到由热轧钢板形成的热卷材；

造管工序，其从热卷材中放卷出热轧钢板，通过将所放卷出的热轧钢板进行辊轧成形来制成开口管，通过对所得到的开口管的对接部进行电焊而形成电焊部，从而得到电焊钢管。

以上的热轧工序、冷却工序及卷取工序是使用热带钢轧机来实施的。

以下，对制法A中的各工序进行说明。

<板坯准备工序>

板坯准备工序是准备板坯的工序。

本工序可以是单纯准备预先制造好的板坯的工序，也可以是制造板坯的工序。

所准备的板坯的化学组成与通过制法A得到的轧制状态电焊钢管的母材部A的化学组成相同，优选的范围也相同。

制法A的各工序不会对钢的化学组成造成影响。因此，通过制法A制造的轧制状态电焊钢管的母材部A的化学组成可视为与作为原料的板坯的化学组成相同。

当在本工序中制造板坯的情况下，首先，制造具有上述的化学组成的钢液，使用该钢液来制造板坯。钢液的化学组成可视为与板坯的化学组成相同。

此时，可以通过连续铸造法来制造板坯，也可以使用钢液来制造钢锭，并对钢锭进行开坯轧制来制造板坯。

<热轧工序>

热轧工序是下述工序：通过将板坯加热至1070～1300℃的板坯加热温度，并对加热后的板坯实施精轧温度FT为850～950℃的条件的热轧来得到热轧钢板。

通过将板坯加热至1070～1300℃的板坯加热温度，能够使钢液凝固过程中析出的碳化物、氮化合物及碳氮化合物在钢材中固溶。其结果是，能够提高强度。

如果板坯加热温度为1070℃以上，则能够使在钢液凝固过程中析出的碳化物、氮化合物及碳氮化合物在钢中充分地固溶。板坯加热温度优选为1100℃以上。

如果板坯加热温度为1300℃以下，则可抑制奥氏体晶粒的粗大化。

在本工序中，通过对加热后的板坯实施热轧来得到热轧钢板。

热轧例如使用粗轧机和配置于粗轧机的下游侧的精轧机来进行。

热粗轧机具备一个轧机机架或排成一列的多个轧机机架，各轧机机架具有至少一对辊。粗轧机可以为可逆式，也可以为串列式。

精轧机配置于粗轧机的下游。精轧机具备从轧制生产线的上游沿着下游排成一列的多个轧机机架。各轧机机架具备至少一对辊。精轧机可以为可逆式，也可以为串列式。

热轧以精轧温度FT为850～950℃的条件来进行。

其中，精轧温度FT是指精轧机的最终轧机机架的出侧处的钢板的表面温度。

在精轧温度FT低于850℃的情况下，钢板的轧制阻力增加从而生产率降低。进而，钢板在铁素体及奥氏体的双相域中被轧制。在该情况下，在钢板的显微组织中，贝氏体的面积率变得低于80％。因此，制法A中的精轧温度FT的下限为850℃。精轧温度FT的下限优选为860℃，更优选为870℃。

另一方面，在精轧温度FT超过950℃的情况下，即使实施后述的冷却，钢板的温度也变得难以降低。其结果是，在钢板的显微组织中，贝氏体的面积率变得低于80％。因此，制法A中的精轧温度FT的上限为950℃。精轧温度FT的上限优选为930℃，更优选为900℃。

<冷却工序>

冷却工序是下述工序：将热轧工序中得到的热轧钢板以从精轧温度FT至达到580℃为止的期间的平均冷却速度CR

通过上述条件，对于热轧工序中得到的热轧钢板，能够抑制CCT线图(连续冷却相变图；Continuous Cooling Transformation diagram)中的铁素体鼻子(ferrite nose)的通过，与此同时冷却至卷取温度CT。由此，在所得到的轧制状态电焊钢管中，可达成母材部A的贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上。

在平均冷却速度CR

另一方面，在平均冷却速度CR

从精轧温度FT至达到580℃为止热轧钢板的冷却例如通过配置于搬运路径(run-out table)中的水冷装置(例如，配置于搬运路径的上方和/或下方的水冷喷嘴)来进行。该情况下，离开精轧机的最终轧机机架后的热轧钢板在搬运路径上在从精轧温度FT至达到580℃为止的期间，以20～90℃/秒的平均冷却速度CR

该情况下，平均冷却速度CR

从搬运路径上的上游沿着下游在多个部位配置测温计，测定热轧钢板的表面温度。由精轧机的最终轧机机架的辊旋转速度来算出热轧钢板的进给速度。基于由测温计得到的测温结果和热轧钢板的进给速度，算出从精轧温度FT至达到580℃为止的期间的平均冷却速度CR

此外，在卷取温度CT低于580℃的情况下，对从580℃至达到卷取温度CT为止的冷却方法及冷却速度没有特别限定。

<卷取工序>

卷取工序是下述工序：通过将冷却后的热轧钢板以卷取温度CT进行卷取，从而得到由热轧钢板形成的热卷材。

卷取温度CT为480～580℃。

在卷取温度CT低于480℃的情况下，变得容易过量地生成马氏体，其结果是，存在贝氏体的面积率变得低于80％的情况、和/或轧制状态电焊钢管的母材部A的抗拉强度变得超过800MPa的情况。因此，卷取温度CT的下限为480℃。

另一方面，在卷取温度CT超过580℃的情况下，变得容易过量地生成铁素体和/或珠光体。其结果是，存在贝氏体的面积率变得低于80％的情况、和/或轧制状态电焊钢管的母材部A的抗拉强度变得低于600MPa的情况。因此，卷取温度CT的上限为580℃。

<造管工序>

造管工序是下述工序：从热卷材中放卷出热轧钢板，通过将所放卷出的热轧钢板进行辊轧成形来制成开口管，通过对所得到的开口管的对接部进行电焊而形成电焊部，从而得到电焊钢管。

造管工序可以按照公知的方法来进行。

制法A根据需要也可以包含其他的工序。

作为其他的工序，可列举出下述工序等：在造管工序后，对电焊部进行焊缝热处理的工序；在造管工序后(在包含上述的进行焊缝热处理的工序的情况下，是在进行焊缝热处理的工序之后)，利用定径机将电焊钢管的外径进行缩径的工序。

以上的制法A的各工序不会对钢的化学组成造成影响。

因此，通过制法A而制造的轧制状态电焊钢管的母材部A的化学组成可视为与原料(钢液或板坯)的化学组成相同。

实施例

以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限于这些实施例。

〔实施例1～12、比较例1～20〕

<轧制状态电焊钢管的制造>

按照上述的制法A，分别得到实施例1～12中的轧制状态电焊钢管。

此外，变更各实施例的电焊钢管中的化学组成或制造条件，分别得到比较例1～20中的轧制状态电焊钢管。

以下示出详细情况。

将具有表1中所示的化学组成的钢液(钢A～R)用炉进行熔炼后，通过铸造来制作厚度为250mm的板坯(板坯准备工序)。

表1中，各元素的栏中所示的数值为各元素的质量％。

除了表1中所示的元素以外的剩余部分为Fe及杂质。

表1～表3中的下划线表示为本公开的范围外。

将上述得到的板坯加热至1200℃的板坯加热温度，通过对加热后的板坯实施热轧，得到热轧钢板(热轧工序)。此时，按照精轧温度FT成为表2中所示的值的方式来调整热轧的条件。

将热轧工序中得到的热轧钢板冷却至达到表2中所示的卷取温度CT(冷却工序)。此时，按照从精轧温度FT至达到580℃为止的期间的平均冷却速度CR

通过将冷却后的热轧钢板以表2中所示的卷取温度CT进行卷取，从而得到由板厚为3.0mm的热轧钢板形成的热卷材(卷取工序)。

以上的热轧工序、冷却工序及卷取工序是使用热带钢轧机来实施的。

从上述热卷材中放卷出热轧钢板，通过将所放卷出的热轧钢板进行辊轧成形来制成开口管，通过对所得到的开口管的对接部进行电焊而形成电焊部，接着使用定径机进行缩径，从而得到外径为75mm且壁厚为3.0mm的轧制状态电焊钢管(造管工序)。

对于上述轧制状态电焊钢管，通过上述的方法来进行下述操作：

母材部A的贝氏体相对于显微组织整体的面积率(以下，也称为“贝氏体面积率”)的测定；

剩余部分(即，贝氏体以外的组织)的种类的确认；

母材部A的抗拉强度(TS)的测定；及

拉伸试验中的总伸长率(％)的测定。

将结果示于表2中。

表2中，在“剩余部分”栏中，“F”表示铁素体(即，多边形铁素体及针状铁素体中的至少一者。以下相同。)，“M”表示马氏体。

<机械结构部件用电焊钢管的制造>

使用上述轧制状态电焊钢管，按照制法X，得到机械结构部件用电焊钢管。

本实施例的机械结构部件用电焊钢管特别设想了汽车部件用电焊钢管。

详细而言，通过对上述轧制状态电焊钢管实施表2中所示的条件(最大断面收缩率)的冷加工，接着实施表2中所示的条件的回火，从而得到机械结构部件用电焊钢管。

在实施例1～9中，作为冷加工，在轧制状态电焊钢管的全长上实施冷拉拔加工。

在实施例10～12中，作为冷加工，通过旋转拉弯对轧制状态电焊钢管的管轴方向的一部分实施冷钢管弯曲加工。

回火时间(即，回火温度下的保持时间)设定为30分钟，经过回火温度下的保持时间之后的冷却方法设定为空气冷却。

在比较例17中，省略回火。

在比较例19中，在冷加工后且回火之前，实施加热至950℃、在该温度下保持20分钟、之后进行水冷的条件的“淬火”。

表2中，在“淬火”栏中，“Y”是指实施了上述“淬火”，“N”是指未实施上述“淬火”。

通过以上步骤，得到包含表2中所示的最大外径及最大壁厚的加工部X的机械结构部件用电焊钢管。

对于上述机械结构部件用电焊钢管，分别通过上述的方法来进行下述操作：

加工部X处的母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率(以下，也称为“回火贝氏体面积率”)的测定；

剩余部分(即，回火贝氏体以外的组织)的种类的确认；

加工部X处的母材部的抗拉强度(TS)的测定；

拉伸试验中的屈服伸长率(即，0.2％以上的屈服伸长率)的有无的确认；及

硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕(即，母材部的距离外表面为深度50μm的位置处的维氏硬度相对于母材部的壁厚中央部处的维氏硬度之比)的测定。

将结果示于表2中。

表2中，在“屈服伸长率”栏中，“Y”是指观测到0.2％以上的屈服伸长率，“N”是指未观测到0.2％以上的屈服伸长率。

[表1]

[表2]

如表1及表2中所示的那样，就实施例1～12的机械结构部件用电焊钢管而言，加工部X处的母材部的化学组成为本公开中的化学组成，加工部X处的母材部的回火贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上，加工部X处的母材部的抗拉强度为850～1000MPa，在母材部的拉伸试验中观测到0.2％以上的屈服伸长率，硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕为95％以上。

即，就实施例1～12而言，得到了抗拉强度及疲劳强度优异的机械结构部件用电焊钢管。

实施例1～12的机械结构部件用电焊钢管是通过对下述轧制状态电焊钢管依次实施最大断面收缩率为10～40％的条件的冷加工和回火温度为450～650℃的回火来制造的：母材部A的化学组成为本公开中的化学组成，母材部A的贝氏体相对于显微组织整体的面积率为80％以上，母材部A的抗拉强度为600～800MPa，在母材部A的拉伸试验中，观测到13.0％以上的总伸长率。

与此相对，比较例的结果如下所述。

比较例1的化学组成的Mo含量过低。因此，回火时的析出强化的效果不足，机械结构部件用电焊钢管的抗拉强度低。

比较例2的化学组成的Mo含量过高。因此，就比较例2而言，轧制状态电焊钢管的母材部A的抗拉强度过高，总伸长率过低，在冷加工时产生开裂，无法制造机械结构部件用电焊钢管。

比较例3的化学组成的Nb含量过低。因此，回火时的析出强化的效果不足，机械结构部件用电焊钢管的抗拉强度低。

比较例4的化学组成的C含量过低。因此，机械结构部件用电焊钢管的抗拉强度低。

比较例5的化学组成的C含量过高。因此，就轧制状态电焊钢管的母材部A而言，抗拉强度过高，总伸长率过低，其结果是，在冷加工时产生开裂，无法制造机械结构部件用电焊钢管。

比较例6的化学组成的Mn含量过高。因此，就轧制状态电焊钢管的母材部A而言，抗拉强度过高，总伸长率过低，其结果是，在冷加工时产生开裂，无法制造机械结构部件用电焊钢管。

比较例7的化学组成的Mn含量过低。因此，就轧制状态电焊钢管的母材部A而言，贝氏体面积率及抗拉强度过低，其结果是，就机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部而言，回火贝氏体面积率及抗拉强度也过低。

比较例8的化学组成的Nb含量过高。因此，回火时的析出强化的效果变得过度，机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的抗拉强度过高。

比较例9的化学组成的Al含量过高。因此，产生据认为因过量生成的氧化铝系氧化物而引起的冷加工时的开裂，无法制造机械结构部件用电焊钢管。

就比较例10而言，精轧温度FT过高。因此，轧制状态电焊钢管的母材部A的贝氏体面积率低，并且机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的回火贝氏体面积率低。

就比较例11而言，精轧温度FT过低。因此，轧制状态电焊钢管的母材部A的贝氏体面积率低，并且机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的回火贝氏体面积率低。

就比较例12而言，平均冷却速度CR

就比较例13而言，平均冷却速度CR

就比较例14而言，卷取温度CT过高。因此，轧制状态电焊钢管的母材部A的贝氏体面积率低，并且机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的回火贝氏体面积率低。

就比较例15而言，卷取温度CT过低。因此，轧制状态电焊钢管的母材部A的抗拉强度超过上限，总伸长率低。其结果是，在冷加工时产生开裂，无法制造机械结构部件用电焊钢管。

就比较例16而言，冷加工时的断面收缩率过低。因此，由冷加工带来的加工硬化的效果变得不充分，机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的抗拉强度低。

就比较例17而言，对轧制状态电焊钢管未实施热处理。因此，在母材部的拉伸试验中未观测到0.2％以上的屈服伸长率。因此，据认为：比较例17的电焊钢管(即，轧制状态电焊钢管)由于未实施回火，因此残余应变的降低不充分，并且也未得到回火时的析出强化的效果，其结果是，疲劳强度不足。

就比较例17而言，省略了回火贝氏体面积率的测定(表2及表3中的“回火贝氏体面积率(％)”栏的记载设定为“-”)。

就比较例18而言，回火温度过高。因此，机械结构部件用电焊钢管的加工部X处的母材部的回火贝氏体面积率低，加工部X处的母材部的抗拉强度低。

就比较例19而言，对于轧制状态电焊钢管，实施淬火后实施了回火。其结果是，硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕变得低于95％。因此，据认为：比较例19的机械结构部件用电焊钢管容易受到从外表面侧起的疲劳龟裂，加工部X的疲劳强度低劣。据认为：硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕变得低于95％的理由是由于在包含母材部的外表面的区域中产生了脱碳层。

就比较例20而言，回火温度低。因此，在母材部的拉伸试验中未观测到0.2％以上的屈服伸长率。因此，就比较例20的电焊钢管而言，据认为：残余应变的降低不充分，其结果是，疲劳强度不足。

〔疲劳强度的验证〕

就实际的电焊钢管而言，由于疲劳试验片的制作是困难的，因此使用实施例1～3及比较例17～20中的热轧钢板(热卷材)，进行了疲劳强度的验证。

从热卷材中放卷出热轧钢板，对于所放卷出的热轧钢板，如表3中所示的那样操作，实施冷加工(冷轧)及回火的处理。

在比较例17中，省略冷加工后的热处理。

在比较例19中，在冷加工后且回火之前，实施加热至950℃、在该温度下保持20分钟、之后进行水冷的条件的回火。

接着，将热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板，从所得到的冷轧钢板中采集图1中记载的疲劳试验片。

具体而言，采集冷轧钢板的全厚疲劳试验片。疲劳试验片的长度方向设定为与冷轧的轧制方向平行。图1中的数值表示对应位置的尺寸(单位为mm)。

使用所得到的疲劳试验片，在常温下实施平面弯曲疲劳试验。试验条件设定为应力比为-1的交变载荷，频率设定为20Hz。将断裂反复次数为3×10

将结果示于表3中。

[表3]

如表3中所示的那样，确认到：就回火贝氏体的面积率为80％以上、确认到0.2％以上的屈服伸长率、硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕为95％以上的实施例1～3中的热轧钢板而言，与比较例17～20中的热轧钢板相比，疲劳强度优异。

其中，比较例17及20为未确认到0.2％以上的屈服伸长率的热轧钢板，比较例18为回火贝氏体的面积率低于80％的热轧钢板，比较例19为硬度比〔深度50μm/壁厚中央〕低于95％的热轧钢板。

由以上的结果可期待：上述的实施例1～12的机械结构部件用电焊钢管的疲劳强度优异。