专利名称：：汽车结构部件用高强度焊接钢管及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及适合用于扭杆、轴梁、纵臂、悬挂臂等汽车结构部件的、具有超过660MPa的屈服强度的高强度焊接钢管。特别涉及用于扭杆的、成形性优良、经过剖面成形加工及后续的除应力退火后具有优良的耐扭转疲劳特性的高强度焊接钢管及其制造方法。
背景技术：
：近年来从保护地球环境的观点出发，迫切要求提高汽车的加仑英里里程(gasolinemileage)。因此，目标指向汽车等车体的彻底的轻量化。对于汽车等结构部件也不例外，为了同时实现轻量化和安全性，在一部分结构部件中采用高强度化电焊钢管。以往，将作为原材的电焊钢管成形成规定的形状后，对其实施淬火处理等调质处理，以实现部件的高强度化。但是，采用调质处理使工序变得复杂，存在部件的制造时间变长、且部件制造成本升高的问题。针对这种问题，例如在专利文献1中记载了汽车等的结构部件用超高强度电焊钢管的制造方法。专利文献1记载的技术是如下的电焊钢管的制造方法对具有将C、Si、Mn、P、S、Al、N调节为适当量、并含有B:0.00030.003%，进一步含有Mo、Ti、Nb、V中的1种以上的组成的钢原材，实施在95(TC以下、Ar3相变点以上结束终轧、并在250'C以下巻取的热轧而制成钢管用钢带，对该钢管用钢带进行制管而制成电焊钢管后，实施50065(TC下的时效处理。根据该技术，通过B的相变组织强化和Mo、Ti、Nb等的析出硬化，能够不实施调质处理就得到超过lOOOMPa的超高强度钢管。并且，专利文献2中记载了适合用于汽车的车门防撞加强梁及平衡杆的、具有拉伸强度为1470N/mn^以上的高强度和高延展性的电焊钢管的制造方法。专利文献2记载的技术是如下的电焊钢管的制造方法一种原材钢具有如下组成含有C:0.180.28%、Si:0.100.50o/o、Mn:0.601.80%,将P、S调节到适当范围，并且含有Ti:0.0200.050%、B:0.00050.0050%，进一步含有Cr、Mo及Nb中的l种以上，对使用上述原材钢所构成的钢板而制成的电焊钢管，在85095(TC下实施正火处理，并进一步实施淬火处理。根据该技术，能够得到具有1470N/mn^以上的高强度和约10%约18%的延展性的电焊钢管，适合用于汽车的车门防撞加强梁和平衡杆。专利文献1:日本专利第2588648号公报专利文献2:日本专利第2814882号公报
发明内容但是，利用专利文献1所记载的技术制造出的电焊钢管存在如下问题由于伸长率E1在14%以下，为低延展性，因而成形性差，不适合用于进行冲压成形或液压成形的扭杆、轴梁等汽车结构部件。另一方面，利用专利文献2所记载的技术制造出的电焊钢管存在如下问题伸长率E1高，为18%，适合用于通过弯曲加工而成形的平衡杆，但用于进行冲压成形或液压成形的部件则延展性不足，因而不适合用于进行冲压成形或液压成形的扭杆、轴梁等汽车结构部件。并且，专利文献2记载的技术中，需要进行正火处理及淬火处理，工序复杂，从尺寸精度、经济性等观点考虑也存在问题。本发明的目的在于提供一种汽车结构部件用高强度焊接钢管的制造方法，其有效地解决了上述现有技术的问题，能够不实施调质处理就制造出适合用于扭杆等需要在经过剖面成形加工及后续的除应力退火后具有优良的耐扭转疲劳特性的汽车结构部件的高强度焊接钢管，并能够制造出拉伸强度超过660MPa、具有优良的低温韧性、优良的成5形性以及在经过剖面成形加工及后续的除应力退火后具有优良的耐扭转疲劳特性的汽车结构部件用高强度焊接钢管。另外，本发明中所说的"高强度焊接钢管"是指具有超过660MPa的屈服强度YS的焊接钢管。另外，本发明中所说的"优良的成形性"是指如下情况在使用基于JISZ2201的规定的JIS12号试验片、依据JISZ2241的规定进行的拉伸试验中，伸长率E1显示为15%以上(在JIS11号试验片中为22%以上)。另外，本发明中所说的"经过剖面成形加工和后续的除应力退火后的优良的耐扭转疲劳特性"是指如下情况如图3(日本特开2001-321846号公报的图ll)所示，在钢管的长度中央部分将剖面成形加工成V字形，进一步实施53(TCX10分钟的除应力退火后，利用夹具固定两端部，并以lHz、交变的条件进行扭转疲劳试验，求出5X105重复疲劳极限ob，得到的5X105重复疲劳极限ob与钢管拉伸强度TS之比(。b/TS)在0.40以上。另外，上述"经过剖面成形加工和后续的除应力退火后的优良的耐扭转疲劳特性"，在满足如下条件时能够确保在实施上述剖面成形加工、进一步实施530°CX10分钟的除应力退火处理后，剖面硬度变化率在-15%以上，残余应力降低率在50%以上。另外，本发明中所说的"优良的低温韧性"是指如下情况如图3(日本特开2001-321846号公报的图1l)所示，在试验钢材(钢管)的长度中央部分将剖面成形加工成V字形，直接在成形后或者在进一步实施53(TCX10分钟的除应力退火后，将试验钢材的平坦部分以管圆周方向(C方向)为试验片长度的方式展开，依据JISZ2242的规定从该平坦部切出V缺口试验片(l/4尺寸)，实施摆锤式冲击试验，此时的断口转变温度(脆性转变温度)vTrs均为-4(TC以下。本发明人为了完成上述课题，对影响强度、低温韧性、成形性、经过剖面成形加工及后续的除应力退火后的耐扭转疲劳特性等相反的特性的因素，特别是对钢管的化学成分、制造条件进行了系统的研究。结果发现，对具有将C、Si、Mn、Al调节至适当范围内、并且必须含有Ti和Nb的组成的钢原材(钢坯)实施适当条件的热轧，将其制成具有圆周方向剖面的平均结晶粒径为28iim的铁素体相占60体积。/。以上、并且平均粒径为240nm的(Nb、Ti)复合碳化物在该铁素体相中析出的组织的钢管原材(热轧钢带)，然后对该钢管原材实施适当条件的电焊制管工序而制成焊接钢管(电焊钢管)，由此能够得到屈服强度超过660MPa、兼具优良的低温韧性、优良的成形性以及经过剖面成形加工和后续的除应力退火后的优良的耐扭转疲劳特性的高强度焊接钢管。本发明是基于上述发现，进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下(1)一种汽车结构部件用高强度焊接钢管，其低温韧性、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性优良，其特征在于，具有如下组成以质量％计，含有C:0.030.24%、Si:0.0020.95%、Mn:1.011.99%、Al:0.010.08%，并且以满足Ti+Nb:0.08。/。以上的方式含有Ti:0.0410.150%、Nb:0.0170.150%，将作为杂质的P、S、N、Oi周节为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和不可避免的杂质构成；并且具有由圆周方向剖面的平均结晶粒径为28nm的铁素体相和除该铁素体相以外的第二相构成、该铁素体相的组织百分比为60体积％以上、平均粒径为240nm的(Nb、Ti)复合碳化物在该铁素体相中析出的组织；而且屈服强度超过660MPa。(2)如(1)所述的汽车结构部件用高强度焊接钢管，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量计，还含有选自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种以上、禾口/或Ca:0.00010.005%。(3)如(1)或(2)所述的汽车结构部件用高强度焊接钢管，其特征还在于，钢管内外表面的算术平均粗糙度Ra为2pm以下、最大高度粗糙度Rz在30nm以下、十点平均粗糙度RzMs在20(im以下。(4)一种汽车结构部件用高强度焊接钢管的制造方法，用于制造具有超过660MPa的屈服强度且低温韧性、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性优良的汽车结构部件用高强度焊接钢管，该方法的特征在于，对钢管原材实施电焊制管工序而制成焊接钢管时，所述钢管原材为对钢原材实施热轧工序而得到的热轧钢带，所述钢原材具有下述组成以质量％计，含有C:0.030.24%、Si:0.0020.95%、Mn:1.011.99%、Al:0.010.08%，并且以满足Ti+Nb:0.08%以上的方式含有Ti:0.0410.150%、Nb:0.0170.150%，将作为杂质的P、S、N、O调节为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和不可避免的杂质构成，所述热轧工序如下进行实施加热至11601320°C、并在98076(TC范围内的温度下结束终轧的热轧以及该热轧结束后、在75065(TC的温度范围内进行2秒以上的缓冷的缓冷处理，并实施以66051CTC的巻取温度巻取，所述电焊制管工序为将由下述(l)式定义的宽度縮减率设定为10%以下、对所述钢管原材连续地进行辊压成形并进行电焊焊接从而制成焊接钢管的制管工序，宽度縮减率=[(钢管原材的宽度)-"{(产品外径一产品壁厚)}]/兀{(产品外径)-(产品壁厚)}乂(100%)……(1)。(5)如(4)所述的汽车结构部件用高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于，汽车结构部件用高强度焊接钢管在上述组成的基础上，以质量计，还含有选自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种或2种以上、和/或Ca:0.00010.005%。根据本发明，能够容易地且不实施调质处理而廉价地制造出具有超过660MPa的屈服强度、并具有优良的低温韧性、优良的成形性、除应力退火后的优良的耐扭转疲劳特性的高强度焊接钢管，在产业上起到显著的效果。另外，根据本发明，还具有显著的有助于提高汽车结构部件的特性的效果。图1是表示铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径与除应力退火后的剖面硬度变化率、残余应力降低率之间的关系的曲线图。图2是表示铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径与除应力退火后的5X105重复疲劳极限oB与钢管拉伸强度TS之比(oB/TS)、钢管的JIS12号试验片的伸长率E1之间的关系的曲线图。图3是模式地表示扭转疲劳试验中使用的试验钢材的剖面成形加工状态的说明图。具体实施例方式首先，对本发明的高强度焊接钢管的组成限定理由进行说明。另外，以下，组成中的质量％仅用％表示。C:0.030.24%C是增加钢的强度的元素，在确保钢管强度方面是必须的元素。另外，c是在除应力退火时扩散、通过与电焊制管工序及剖面成形加工时等被导入的位错相互作用来妨碍位错的移动、抑制初期疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的元素。这种效果在含有0.03%以上时明显。另一方面，如果含量超过0.24%，则不能使钢管组织成为铁素体相为60体积％以上的铁素体相主体的组织，不能确保所希望的伸长率值，钢管的成形性降低，并且低温韧性也降低。因此，C限定在0.030.24°/。的范围内。另外，优选0.050.14%。Si:0.0020.95%Si是促进热轧工序中的铁素体相变的元素，在本发明中，为了确保所希望的组织和优良的成形性，需要含有0.002%以上。另一方面，含量超过0.95%时，剖面成形加工后除应力退火时的残余应力降低率降低，耐扭转疲劳特性降低，并且表面性状、电焊焊接性降低。因此，Si限定在0.0020.95%的范围内。另外，优选0.210.50%。Mn:1.011.99%Mn是具有下述作用的元素有助于钢强度的增加，影响C与位错的相互作用、并妨碍位错的移动，并且抑制剖面成形加工后除应力退火时的强度降低，抑制初始疲劳裂缝的产生，增大提高耐扭转疲劳特性的效果。为了得到这种效果，需要含有1.01%以上。另一方面，含量超过1.99%时，抑制铁素体相变，不能确保所希望的组织和优良的成形性。因此，Mn限定在1.011.99%的范围内。另夕卜，优选1.401.85%。Al:0.010.08%Al是在炼钢时发挥脱氧剂的作用、并且具有与N结合而在热轧工序中抑制奥氏体晶粒的成长、使结晶颗粒微细的作用的元素，为了得到具有所希望粒径(28Kim)的铁素体相，需要含有0.01%以上。含量小于0.01%时使铁素体相粗大化。另一方面，含量超过0.08%时效果饱和，并且氧化物类夹杂物增加，从而降低耐疲劳特性。因此，Al限定在0.010.08%的范围内。另外，优选0.020.06%。Ti:0.0410.150%Ti是具有下述作用的元素在钢中与N结合而形成TiN，使固溶N减少，从而有助于确保钢管的成形性，并且除与N结合以外的剩余Ti与Nb作为(Nb、Ti)复合碳化物析出，抑制热轧工序中的恢复、再结晶的晶粒成长，从而使铁素体相成为所希望的粒径(28^im)。而且，Ti还具有与Nb复合而抑制剖面成形加工后除应力退火时的强度降低、并提高耐扭转疲劳特性的作用。为了得到这种效果，需要含有0.041%以上。另一方面，含量超过0.150%时，由析出碳化物引起的强度上升、延展性降低、低温韧性降低变得显著。因此，Ti限定在0.0410.150"5/0的范围内。另外，优选0.0500.070%。Nb:0.0170.150%Nb在钢中与C结合，并与Ti一起作为(Nb、Ti)复合碳化物而析出，具有抑制热轧工序中的恢复、再结晶的晶粒成长、从而使铁素体相成为所希望的粒径(28pm)的作用。而且，Ti与Nb复合而抑制剖面成形加工后除应力退火时的强度降低，提高耐扭转疲劳特性。为了得到这种效果，需要含有0.017%以上。另一方面，含量超过0.150%时，由析出碳化物引起的强度上升、延展性降低变得显著。因此，Nb限定在0.0170.150%的范围内。另外，优选0.0310.049%。Ti+Nb:0.08。/。以上在本发明中，以满足Ti+Nb在0.08%以上的方式含有上述范围内的Ti及Nb。Ti、Nb的总量小于0.08%时，屈服强度超过660MPa，不能确保所希望的除应力退火后的耐扭转疲劳特性。另外，从确保优良的延展性的观点出发，Ti+Nb优选在0.12M以下。在本发明中，将作为杂质的p、s、N、O调节为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是具有通过与Mn的凝固共偏析使除应力退火后的低温韧性降低、并且使电焊焊接性降低的不良影响的元素，优选尽量减少。由于含量超过0.019%时，上述不良影响明显，因而P限定在0.019M以下。S:0.020%以下S是在钢中以MnS等夹杂物形式存在、具有使钢的电焊焊接性、耐扭转疲劳特性、成形性、低温韧性降低的不良影响的元素，优选尽量减少。由于含量超过0.020%时，上述不良影响明显，因而S的上限为0.020%。另外，优选为0.002%以下。N:0.010。/。以下N是在钢中以固溶N残留时具有使钢管的成形性、低温韧性降低11的不良影响的元素，优选在本发明中尽量减少。由于含量超过0.010%时，该不良影响明显，因而N的上限为0.010%。另外，优选为0.0049%以下。0:0.005%以下O是在钢中以氧化物类夹杂物形式存在、具有使钢的耐疲劳特性、低温韧性降低的不良影响的元素，优选在本发明中尽量减少。由于含量超过0.005%时，该不良影响明显，因而O的上限为0.005%。另外，优选为0.003%以下。上述成分为基本成分，在本发明中除了上述基本成分以外，还可以含有选自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种或2种以上、和/或Ca:0.00010.005%。V、W、Cr、Mo、B、Cu、Ni都是具有下述作用的元素补充Mn的抑制剖面成形加工后除应力退火后的强度降低、抑制初始疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的效果，可以根据需要选择含有1种或2种以上。V:0.0010.150%v除了上述作用以外，还与c结合而作为碳化物析出，具有下述功能补充Nb的抑制热轧工序中的恢复、再结晶的晶粒成长、使铁素体相成为所希望的粒径、以及抑制除应力退火后的强度降低、提高耐扭转疲劳特性的作用。为了得到这种效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.150%时使成形性降低。因此，含有V时，优选限定在0.0010.150%的范围内。另外，更优选为0.04%以下。W:0.0010.150%w除了与V同样具有上述作用以外，还与c结合而作为碳化物析出，具有下述功能补充Nb的抑制热轧工序中的恢复、再结晶的晶粒成长、使铁素体相成为所希望的粒径、以及抑制除应力退火后的强度降低、提高耐扭转疲劳特性的作用。为了得到这种效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.150%时使成形性、低温韧性降低。因此，优选W限定在0.0010.150%的范围内。另外，更优选为0.04%以下。Cr:0,0010,45%如上所述，Cr具有下述作用补充Mn的抑制剖面成形加工后除应力退火后的强度降低、抑制初始疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的效果。为了得到这种效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.45%时使成形性降低。因此，含有Cr时，优选限定在0.0010.45%的范围内。另外，更优选为0.29%以下。Mo:0.0010.24%Mo与Cr同样具有下述作用补充Mn的抑制剖面成形加工后除应力退火后的强度降低、抑制初始疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的效果。为了得到这种效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.24%时使成形性降低。因此，含有Mo时，优选限定在0.0010.24%的范围内。另外，更优选为0.0450.14%。B:0.00010.0009%B与Cr同样具有下述作用补充Mn的抑制剖面成形加工后除应力退火后的强度降低、抑制初始疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的效果。为了得到这种效果，优选含有0.0001%以上，但含量超过0.0009%时使成形性降低。因此，含有8时，优选限定在0.00010.0009%的范围内。另外，更优选为0.0005%以下。Cu:0.0010.45%Cu具有下述作用补充Mn的抑制剖面成形加工后除应力退火后的强度降低、抑制初始疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的效果，并且还具有提高耐腐蚀性的作用。为了得到这种效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.45%时使成形性降低。因此，含有Cu时，优选限定在0.0010.45°/。的范围内。另外，更优选为0.20%以下。Ni:0.0010.45%Ni与Cu同样具有下述作用补充Mn的抑制剖面成形加工后除应力退火后的强度降低、抑制初始疲劳裂缝的产生、提高耐扭转疲劳特性的效果，并且还具有提高耐腐蚀性的作用。为了得到这种效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.45%时使成形性降低。因此，含有Ni时，优选限定在0.0010.45%的范围内。另外，更优选为0.2%以下。Ca:0.00010.005%Ca具有使伸展的夹杂物(MnS)成为粒状的夹杂物(Ca(Al)S(O))的作用，即所谓的夹杂物的形态控制作用，通过该夹杂物的形态控制，具有提高成形性、耐扭转疲劳特性的效果，可以根据需要而含有。该效果在含量为0.0001%以上时明显，但含量超过0.005%时，非金属夹杂物增加，因而耐扭转疲劳特性反而降低。因此，含有Ca时，优选限定在0.00010.005%的范围内。另外，更优选为0.00050.0025%。上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。接着，对本发明的高强度焊接钢管的组织限定理由进行说明。本发明的高强度焊接钢管(以下也称为本发明钢管)中，显微组织在确保优良的成形性、除应力退火后的优良的耐扭转疲劳特性方面是重要的原材要素。本发明钢管具有由铁素体相和除铁素体相以外的第二相构成的组织。另外，在此所说的"铁素体相"包含多边形铁素体、针状铁素体、魏氏铁素体(Widmanstattenferrite)、贝氏体铁素体。另外，作为第二相，优选除铁素体相以外的碳化物、珠光体、贝氏体、马氏体的任意一种或它们的混合相。铁素体相在圆周方向剖面(与钢管长度方向垂直的剖面)上的平均粒径为28pm，组织百分比在60体积％以上，使该铁素体相成为有平均粒径240nm的(Nb、Ti)复合碳化物析出的铁素体相。铁素体相的组织百分比60体积％以上铁素体相的组织百分比小于60体积％时，不能确保所希望的成形性，并且，成形时产生的局部的减厚、表面桔皮等成为应力集中部，除应力退火后的耐扭转疲劳特性大大降低。因此，在本发明钢管中，将铁素体相的组织百分比限定在60体积％以上。另外，优选为75体积%以上。铁素体相的平均粒径28prn铁素体相的平均粒径小于2^im时，不能确保所希望的成形性，并且，成形时产生的局部的减厚、表面桔皮等成为应力集中部，除应力退火后的耐扭转疲劳特性大大降低。另一方面，铁素体相的平均粒径超过8pm而粗大化时，除应力退火后的低温韧性及耐扭转疲劳特性降低。因此，在本发明钢管中，将铁素体相的平均粒径限定在2pm以上、8pm以下。另外，优选为6.5pm以下。铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径2nm40nm铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物是使除应力退火后的剖面硬度变化率和残余应力降低率保持平衡、确保高耐扭转疲劳强度、并且确保所希望的成形性的重要的组织要素。(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径小于2nm时，钢管的伸长率E1小于15%，成形性降低，并且剖面成形加工后的除应力退火引起的剖面硬度变化率低于规定值(-15%)，另外，残余应力降低率低于规定值(50%)，除应力退火后的耐扭转疲劳特性降低。另一方面，(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径超过40nm而粗大化时，剖面成形加工后的除应力退火引起的剖面硬度变化率低于规定值(-15%)，除应力退火后的耐扭转疲劳特性降低。因此，将铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径限定在2nm40nm的范围内。另外，优选为3nm30nm。铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径与剖面成形加工后的除应力退火引起的剖面硬度变化率、残余应力降低率的关系如图1所示，另夕卜，铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径与剖面成形加工前的钢管的伸长率E1(JIS12号试验片)、5X1(^重复疲劳极限0B与钢管强度TS之比(aB/TS)之间的关系如图2所示。另外，剖面成形加工后的除应力退火(SR)引起的剖面硬度变化率(%)使用由下式定义的值剖面硬度变化率^(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应力退火引起的残余应力降低率(％)使用由下式定义的值残余应力降低率KSR前的残余应力)-(SR后的残余应力》/(SR前的残余应力)x(ioo%)。另外，如下所述地评价除应力退火后的耐扭转疲劳特性如图3(曰本特开2001-321846号公报的图ll)所示，在钢管的长度中央部分将剖面成形加工成V字形，进一步实施53(TCX10分钟的除应力退火后，利用夹具固定两端部，并以iHz、交变的条件进行扭转疲劳试验，求出5X1()S重复疲劳极限0B，通过得到的5乂105重复疲劳极限08与钢管拉伸强度TS之比(oB/TS)进行评价。从图1所示的、铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径与剖面硬度变化率、残余应力降低率之间的关系可知，铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径偏离240nm的范围时，剖面硬度变化率低于-15%，或残余应力降低率低于50%。另外，从图2所示的、铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径与钢管的伸长率El、oB/TS的关系可知，铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径偏离240nm的范围时，Ob/TS低于0.40，或伸长率El低于15n/。。由此可知，铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径偏离240nm的范围时，不能兼具除应力退火后的优良的耐扭转疲劳特性和优良的成形性。另外，在本发明中，如下所述地求出铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径。利用萃取复制法从钢管中采取组织观察用试样，使用透射电子显微镜(TEM)以10万倍观察5个视野，通过EDS分析鉴定并排除不含Nb、Ti的渗碳体、TiN等，对于含有Nb、Ti的碳化物((Nb、Ti)复合碳化物)，利用图像分析装置测定(Nb、Ti)复合碳化物的面积，并根据该面积算出圆等效直径，将它们的算术平均值作为(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径。另外，与含Mo等的Nb、Ti的复合碳化物等也作为(Nb、Ti)复合碳化物计数。另外，在本发明钢管中，钢管内外表面的表面粗糙度依据JISB0601-2001的规定，优选具有算术平均粗糙度Ra:2|am以下、最大高度粗糙度Rz:30[im以下、十点平均粗糙度Rz瓜20|im以下的表面性状。钢管的表面性状偏离上述表面粗糙度时，成形性降低，并且剖面成形加工等加工时产生应力集中部，其后的耐扭转疲劳特性降低。接着，对上述本发明钢管的优选制造方法进行说明。首先，优选用转炉等公知的熔炼方法熔炼出上述组成的钢水、并用连铸法等公知的铸造方法制成钢原材。其次，优选对这些钢原材实施热轧工序、制成热轧钢带等钢管原材。热轧工序优选如下工序对钢原材实施加热至H60132(TC、并在98076(TC范围的温度下结束终轧的热轧以及该热轧结束后、在75065(TC的温度范围内进行2秒以上的缓冷的缓冷处理，并以66051(TC的巻取温度巻取，从而制成热轧钢带。钢原材的加热温度U60132(TC钢原材的加热温度是通过钢中的Nb、Ti的再固溶、析出情况、影响除应力退火后的剖面硬度变化率、从而抑制软化的重要因素。加热温度低于116(TC时，连铸时析出的粗大的Nb碳氮化物、Ti碳氮化物作为未固溶的碳氮化物而残留，因而使其后的热轧钢板中得到的铁素体相中的(Nb、Ti)复合碳化物粗大化，除应力退火(53(TCX10分钟)后的剖面硬度变化率低于-15%，不能确保所希望的耐扭转疲劳特性。另一方面，加热温度超过132(TC而处于高温时，晶粒粗大化，因而使其后的热轧工序中得到的铁素体相粗大化，成形性、除应力退火后的低温韧性以及耐扭转疲劳特性降低。因此优选将钢原材的加热温度限定在1160132(TC的范围内。另外，更优选为12001300°C。另外，从确保Nb、Ti的固溶状态的均匀性和充分的固溶时间的观点考虑，优选将钢原材加热时的均热时间设定为30分钟以上。终轧结束温度980760°C热轧的终轧结束温度是将钢管原材中的铁素体相的组织百分比、铁素体相的平均粒径调节至规定范围内、确保良好的钢管成形性的重要因素。终轧结束温度超过98(TC时，得到的钢管原材的铁素体相的平均粒径超过8lLim、或铁素体相的组织百分比小于60体积％，钢管的成形性降低，并且钢管内外表面的算术平均粗糙度Ra超过2pm、最大高度粗糙度Rz超过30(im、十点平均粗糙度Rzns超过20iim，表面性状降低，钢管的耐扭转疲劳特性降低。另一方面，终轧结束温度低于760t:时，得到的钢管原材的铁素体相的平均粒径小于2Mm，成形性降低，并且由于应变诱导析出，(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径超过40nm，除应力退火(53(TCX10分钟)后的剖面硬度变化率低于-15W，不能确保所希望的耐扭转疲劳特性。因此，终轧结束温度优选在98076(TC的范围内。另外，更优选为88082(TC。另外，从确保良好的钢管表面性状的观点考虑，优选在终轧前利用9.8MPa(10kg/cm勺以上高压水进行除氧化皮处理。缓冷处理750650'C温度范围内的2秒以上的缓冷在本发明中，热轧的终轧结束后，不立即进行巻取，而实施在到达巻取温度之间的75065(TC温度范围内进行缓冷的缓冷处理。在此，缓冷是指冷却速度20'C/秒以下的冷却。上述温度范围内的缓冷的时间优选为2秒以上。另外，更优选为4秒以上。通过该缓冷处理，能够使铁素体相的组织百分比在60体积％以上，钢管的伸长率El在JIS12号试验片中为15%以上，从而能够确保所希望的成形性。巻取温度660510°C实施缓冷处理后的热轧钢带接着被巻取成巻材状。巻取温度优选在66051(TC的温度范围内。巻取温度是决定热轧钢带的铁素体相的组织百分比、(Nb、Ti)复合碳化物的析出状态的重要因素之一。巻取温度低于510。C时，不能得到所希望的铁素体相的组织百分比，从而不能确保所希望的成形性。另夕卜，(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径小于2nm，除应力退火时的强度降低变大，从而不能确保所希望的耐扭转疲劳特性。另一方面，巻取温度超过660'C而处于高温时，铁素体相的平均粒径超过8pm，成形性降低，并且巻取后的氧化皮形成明显、钢带的表面性状降低、钢管内外表面的算术平均粗糙度Ra超过2pm、最大高度粗糙度Rz超过30pm、十点平均粗糙度RzjB超过20)am，表面性状降低，钢管的耐扭转疲劳特性降低。另外，由于(Nb、Ti)复合碳化物的奥斯特瓦尔德(Ostwald)成长现象，使(Nb、Ti)复合碳化物粗大化，平均粒径超过40nm，除应力退火(53(TCX10分钟)后的剖面硬度变化率低于-15%，不能确保所希望的耐扭转疲劳特性。因此，巻取温度优选在660~51(TC的范围内。另外，更优选为620560°C。19通过在上述条件下对上述组成的钢原材实施热轧工序，显微组织、析出物状态得到优化，且表面性状也优良，具有优良的成形性，而且，制成钢管后，除应力退火(530'CX10分钟)后的剖面硬度变化率减少，能够制成可确保所希望的优良耐扭转疲劳特性的钢管原材(热轧钢带)。在本发明中，对上述钢管原材(热轧钢带)进一步实施电焊制管工序而制成焊接钢管。接着，对优选的电焊制管工序进行说明。钢管原材可以在热轧后直接实施电焊制管工序，但优选对钢管原材实施用于除去表面黑皮的酸洗处理、喷砂处理等。另外，从耐腐蚀性、涂膜粘着性的观点出发，还可以进一步对钢管原材实施镀锌、镀铝、镀镍、有机被膜处理等表面处理。对酸洗过或实施过表面处理的钢管原材实施电焊制管工序。电焊制管工序是指对钢管原材连续地进行辊压成形、并进行电焊焊接从而制成焊接钢管的工序。在电焊制管工序中，优选实施宽度縮减率10%以下(包含0%)的电焊制管。宽度縮减率是确保所希望的成形性的重要因素，宽度縮减率超过10%时，制管中的成形性明显降低，不能确保所希望的成形性。因此，宽度縮减率优选为10%以下(包含0%)。另外，更优选为1%以上。宽度縮减率(°/。)为由下述(1)式定义的值宽度縮减率(％)=[(钢管原材的宽度)-^((产品钢管外径H产品钢管壁厚)}]"K产品钢管外径)-(产品钢管壁厚"x(100。/。)……(i)。另外，在本发明中，钢管原材不限于热轧钢带。只要是具有上述组成、组织的原材，即使使用实施了冷轧-退火的冷轧退火钢带或进一步实施了各种表面处理的表面处理钢带代替上述热轧钢带也没有问题。另外，代替电焊制管工序，可以采用将辊压成形、切板的冲压封闭断面化、制管后在冷、温、热温度下进行的减径轧制以及热处理等组合的制管工序，并且代替电焊焊接，采用激光焊接、电弧焊接、等离子焊接等也没有问题。另外，对本发明的高强度焊接钢管实施各种成形加工，并根据需要实施除应力退火，制成扭杆等汽车结构部件。在本发明的高强度焊接钢管中，成形加工后的除应力退火的条件不需要特别限定。另外，在妨碍C扩散所引起的位错移动的效果开始出现的约10(TC以上、小于除应力退火所引起的硬度降低变得明显的约65(TC的范围内，除应力退火产生的提高疲劳寿命的效果明显。因此，可以采用约15(TC约200'C的烤漆工序代替除应力退火工序。特别是，提高疲劳寿命的效果在460'C以上、590。C以下时变大。另外，除应力退火中的均热时间优选在1秒5小时的范围内。另外，更优选为2分钟1小时。实施例实施例1熔炼出表1所示组成的钢水，用连铸法制成钢原材(钢坯)。将这些钢原材加热至约1250°C，实施终轧结束温度约86(TC的热轧，热轧结束后，实施在75065(TC的温度范围内缓冷5秒钟的缓冷处理，然后实施以巻取温度5卯'C巻取的热轧工序，从而制成热轧钢带(板厚-约3mm)。接着，将这些热轧钢带作为钢管原材，实施酸洗，并开缝(slit)加工成规定的宽度尺寸，然后连续地进行辊压成形以制成开口管，再实施利用高频电阻焊接对该开口管进行电焊焊接的电焊制管工序，由此制成焊接钢管(外径(()89.1mmX壁厚约3mm)。另外，在电焊制管工序中，将由(1)式定义的宽度缩减率设定为4%。从这些焊接钢管上釆取试验片，实施组织观察试验、析出物观察试验、拉伸试验、表面粗糙度试验、扭转疲劳试验、低温韧性试验、除应力退火后的剖面硬度测定试验、除应力退火后的残余应力测定试验。试验方法如下所述。(1)组织观察试验从得到的焊接钢管上，以将圆周方向剖面作为观察面的方式采取组织观察用试验片，并进行研磨、硝酸乙醇腐蚀，然后用扫描型电子显微镜(3000倍)观察组织，并拍照，利用图像分析装置测定铁素体相的体积百分比、铁素体相的平均结晶粒径(圆等效直径)。(2)析出物观察试验从得到的焊接钢管上以将圆周方向剖面作为观察面的方式采取析出物观察试验片，利用萃取复制法制成组织观察用试样，使用透射电子显微镜(TEM)以10万倍观察5个视野，通过EDS分析鉴定并排除不含Nb、Ti的渗碳体、TiN等，对于含有Nb、Ti的碳化物((Nb、Ti)复合碳化物)，通过图像分析测量各(Nb、Ti)复合碳化物的面积，并由其面积算出圆等效直径，将它们的算术平均值作为(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径。另外，与含Mo等的Nb、Ti的复合碳化物等也作为(Nb、Ti)复合碳化物计数。(3)拉伸试验依据JISZ2201的规定，从得到的焊接钢管上以将L方向作为拉伸方向的方式切出JIS12号试验片，依据JISZ2241的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(拉伸强度TS、屈服强度YS、伸长率E1)，对强度、成形性进行评价。(4)表面粗糙度试验使用触针式粗糙度仪，依据JISB0601-2001的规定，测量得到的焊接钢管的内外表面的表面粗糙度，测定粗糙度曲线，作为粗糙度参数，求出算术平均粗糙度Ra、最大高度粗糙度Rz、十点平均粗糙度Rzm。另外，粗糙度曲线的测定方向为管的圆周方向(C方向)，低范围cut-off值为0.8mm，评价长度为4mm。采用内表面或外表面中较大的22值作为代表值。(5)扭转疲劳试验从得到的焊接钢管上采取试验钢材(长度1500mm)，如图3(日本特开2001-321846号公报的图ll)所示，在该试验钢材的中央部约1000mmL处，对钢管的长度中央部分进行成形加工，使剖面成为V形，并且实施53(TCX10分钟的除应力退火，然后利用夹具固定两端部，实施扭转疲劳试验。以lHz、交变的条件进行扭转疲劳试验，使应力水平发生各种变化，求出负荷应力S下的到断裂为止的重复次数N。由得到的S-N线图求出5Xl()s重复疲劳极限0b(MPa)，以。b/TS(在此TS为钢管的拉伸强度(MPa))评价耐扭转疲劳特性。另外，对于负荷应力，起初用假试验片进行扭转试验，确认疲劳裂缝位置，然后在该位置上粘贴三轴应变计进行实测。(6)低温韧性试验从得到的焊接钢管上采取试验钢材(长度1500mm)，以与扭转疲劳试验钢材相同的条件进行剖面成形加工、除应力退火，将剖面成形加工后及剖面成形加工、除应力退火后的试验钢材的平坦部分以使管圆周方向(C方向)成为试验片长度的方式展开，依据JISZ2242的规定从该平坦部分切出V缺口试验片(l/4尺寸)，实施摆锤式冲击试验，求出断口转变温度vTrs，评价低温韧性。(7)除应力退火后的剖面硬度测定试验以与扭转疲劳试验用试验钢材相同的条件进行剖面成形加工，在除应力退火(530'CX10分钟)前后，从与试验钢材的疲劳裂缝相应的位置上采取剖面硬度测定用试验片，利用维氏硬度计(负载10kg)测定维氏硬度。硬度的测定位置为壁厚的1/4、1/2、3/4这3点，将其平均值作为该试验片的除应力退火(SR)前后的剖面硬度。根据该硬度测定结果，通过下式求出除应力退火(SR)后的剖面硬度变化率(0/。)，作为除应力退火后的软化阻力的参数，剖面硬度变化率二((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)除应力退火后的残余应力测定试验以与扭转疲劳试验用试验钢材相同的条件进行剖面成形加工，在除应力退火(SR)(530'CX10分钟)前后，在与试验钢材的疲劳裂缝相应的位置上，分别通过使用三轴测量计的应变计量切出法测定残余应力。根据该测定结果，通过下式求出除应力退火后的残余应力降低率(％),残余应力降低率二((SR前的残余应力)一(SR后的残余应力》/(SR前的残余应力)X(100。/。)。得到的结果示于表2。钢<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字剖面成形后的扭转疲劳试验中的5X105次循环的重复疲劳极限本发明例(钢管No.lNo.lO)均为具有铁素体相的组织百分比为60体积％以上、铁素体相的平均结晶粒径为28pm、(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径为240nm的组织、屈服强度YS超过660MPa、JIS12号试验片中的伸长率E1满足15%以上、髙强度、成形性优良的高强度焊接钢管。另外，本发明例均为具有除应力退火后的剖面硬度变化率为-15%以上、残余应力降低率为50°/。以上、扭转疲劳试验中的5X105重复疲劳极限oB与钢管拉伸强度TS之比oB/TS为0.40以上的优良的耐扭转疲劳特性的高强度焊接钢管。另外，本发明例均为具有剖面成形加工后以及除应力退火后的断口转变温度vTrs为-40'C以下的优良的低温韧性的高强度焊接钢管。另一方面，钢成分偏离本发明范围的比较例(钢管No.1131)，其组织等偏离本发明范围，并且强度、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性、剖面成形加工后的低温韧性、除应力退火后的低温韧性均降低。C、Mn、Ti、Nb、N、V、Cr高于本发明范围的比较例(钢管No.12、No.l6、No.20、No.22、No.25、No.27、No.28)的任意一例中，伸长率El小于15%从而延展性不足，此外(。b/TS)小于0.40从而耐扭转疲劳特性降低，此外断口转变温度vTrs大于-4(TC从而低温韧性也降低。另外，C、Si、Mn、Al、Ti、Nb低于本发明范围的比较例(钢管No.ll、No.13、No.15、No.17、No.19、No.21)的任意一例中，除应力退火后的剖面硬度变化率低于-15%，(。b/TS)小于0.40，从而耐扭转疲劳特性降低。另外，Mo、B、Cu高于本发明范围的比较例(钢管No.29、No.30、No.31)的任意一例中，伸长率El小于15y。，从而延展性不足，此外除应力退火后的残余应力降低率小于50%，(Ob/TS)小于0.40，从而耐扭转疲劳特性降低。另夕卜，Si、Al、S、0高于本发明范围的比较例(钢管No.14、No.18、No.24、No.26)中，除应力退火后的(ob/TS)均小于0.40，从而耐扭转疲劳特性降低。另夕卜，P高于本发明范围的比较例(钢管No.23)中，伸长率E1低至小于15%，从而延展性不足，此外除应力退火后的断口转变温度vTrs大于-4(TC，从而低温韧性降低。另外，钢管No.131中除了No.14以外，表面粗糙度均良好，在算术平均粗糙度Ra:0.71.8pm、最大高度粗糙度Rz:1022|im、十点平均粗糙度Rzns:715^m的范围内。对No.14的表面粗糙度而言，尽管算术平均粗糙度Ra为1.6pm、最大高度粗糙度Rz为27|_im，均为良好，但十点平均粗糙度Rz;B为21pm，为高值。实施例2对具有表i的钢No.B、No.C的组成的钢原材(钢坯)，实施表3所示条件的热轧而制成热轧钢带。接着，将这些热轧钢带作为钢管原材，实施酸洗，并开缝加工成规定的宽度尺寸，然后连续地进行辊压成形以制成开口管，再实施利用高频电阻焊接对该开口管进行电焊焊接的电焊制管工序，由此制成焊接钢管(外径70114.3mm小X壁厚t2.06.0mm)。另外，在电焊制管工序中，将由(l)式定义的宽度縮减率设定为表3所示的值。从得到的焊接钢管上，与实施例1相同地采取试验片，与实施例1相同地实施组织观察试验、析出物观察试验、拉伸试验、表面粗糙度试验、扭转疲劳试验、低温韧性试验、除应力退火后的剖面硬度测定试验、除应力退火后的残余应力测定试验。得到的结果如表4所示。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>*)crB:v字剖面成形后的扭转疲劳试验中的5x1(f次循环的重复疲劳极限本发明例(钢管No.33、No.36、No.39、No.41No.43、No.45No.51)均为具有铁素体相的组织百分比为60体积％以上、铁素体相的平均结晶粒径为28pm、(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径为240nm的组织、屈服强度YS超过660MPa、JIS12号试验片的伸长率El满足15%以上、高强度、成形性优良的高强度焊接钢管。另外，本发明例均为具有除应力退火(53(TCX10分钟)后的剖面硬度变化率为-15%以上、残余应力降低率为50%以上、除应力退火(53(TCX10分钟)后的扭转疲劳试验中的5X105重复疲劳极限ob与钢管拉伸强度TS之比oB/TS为0.40以上的优良的耐扭转疲劳特性的高强度焊接钢管。另外，本发明例均为具有剖面成形加工后以及除应力退火后的断口转变温度vTrs为-4(TC以下的优良的低温韧性的高强度焊接钢管。另一方面，钢原材的热轧工序的条件或钢管的电焊制管工序的条件偏离本发明范围的比较例(钢管No.32、No.34、No.35、No.37、No.38、No.40、No.44、No.52)，其强度、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性、剖面成形加工后的低温韧性、除应力退火后的低温韧性均降低。热轧中的缓冷处理条件、巻取温度低于本发明范围的比较例(钢管No.38、No.44)中，强度高、伸长率El小于15%，从而成形性降低，此外(Ob/TS)小于0.40，从而除应力退火后的耐扭转疲劳特性降低。另外，热轧中的终轧结束温度、巻取温度高于本发明范围的比较例(钢管No.35、No.40)中，伸长率E1小于15。/。，从而成形性降低，此外表面性状降低，不能满足所希望的算术平均粗糙度Ra:2)im以下、最大高度粗糙度Rz:30|im以下、十点平均粗糙度RzIIS:20pm以下的表面粗糙度，此外(Ob/TS)小于0.40,从而除应力退火后的耐扭转疲劳特性降低。另外，钢原材的加热温度、电焊制管工序中的宽度縮减率高于本发明范围的比较例(钢管No.32、No.52)中，(ob/TS)小于0.40，从而除应力退火后的耐扭转疲劳特性降低，并且断口转变温度vTrs大于-4(TC，从而除应力退火后的低温韧性降低。另外，钢原材的加热温度、终轧结束温度低于本发明范围的比较例(钢管No.34、No.37)中，(ob/TS)小于0.40，从而除应力退火后的耐扭转疲劳特性降低。权利要求1.一种汽车结构部件用高强度焊接钢管，其低温韧性、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性优良，其特征在于，具有下述组成以质量％计，含有C0.03～0.24％、Si0.002～0.95％、Mn1.01～1.99％、Al0.01～0.08％，并且以满足Ti+Nb0.08％以上的方式含有Ti0.041～0.150％、Nb0.017～0.150％，将作为杂质的P、S、N、O调节为P0.019％以下、S0.020％以下、N0.010％以下、O0.005％以下而含有，余量由Fe和不可避免的杂质构成；并且具有由圆周方向剖面的平均结晶粒径为2～8μm的铁素体相和除该铁素体相以外的第二相构成、该铁素体相的组织百分比在60体积％以上、平均粒径为2～40nm的Nb、Ti复合碳化物在该铁素体相中析出的组织；而且屈服强度超过660MPa。2.如权利要求l所述的汽车结构部件用高强度焊接钢管，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有选自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种或2种以上和/或Ca:0.00010.005%。3.如权利要求l或2所述的汽车结构部件用高强度焊接钢管，其特征还在于，钢管内外表面的算术平均粗糙度Ra为2pm以下、最大高度粗糙度Rz为30pm以下，十点平均粗糙度Rzns为20pm以下。4.一种制造汽车结构部件用高强度焊接钢管的方法，用于制造具有超过660MPa的屈服强度且低温韧性、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性优良的汽车结构部件用高强度焊接钢管，该方法的特征在于，对钢管原材实施电焊制管工序而制成焊接钢管时，所述钢管原材为对钢原材实施热轧工序而得到的热轧钢带，所述钢原材具有下述组成以质量％计，含有C:0.030.24%、Si:0.0020.95%、Mn:1.011.99%、Al:O.Ol0.08%，并且以满足Ti+Nb:0.08。/o以上的方式含有Ti:0.0410.150%、Nb:0.0170.150%，将作为杂质的P、S、N、0调节为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和不可避免的杂质构成，所述热轧工序如下进行实施加热至1160132(TC、并在98076(TC范围内的温度下结束终轧的热轧以及该热轧结束后、在750650r的温度范围内进行2秒以上的缓冷的缓冷处理，并以66051(TC的巻取温度巻取，所述电焊制管工序为将由下述(l)式定义的宽度縮减率设定为10%以下、对所述钢管原材连续地进行辊压成形并进行电焊焊接从而制成焊接钢管的制管工序，宽度縮减率二[(钢管原材的宽度)-n{(产品外径一产品壁厚)}]/^((产品外径)-(产品壁厚"X(100。/。)(1)。5.如权利要求4所述的制造汽车结构部件用高强度焊接钢管的方法，其特征在于，所述汽车结构部件用高强度焊接钢管在所述组成的基础上，以质量％计，还含有选自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种或2种以上和/或Ca:0.00010.005%。全文摘要本发明提供具有优良的成形性、以及在经过剖面成形加工及后续的除应力退火后具有优良的耐扭转疲劳特性的汽车结构部件用高强度焊接钢管及其制造方法。对具有将C、Si、Al设定为适当范围、含有Mn1.01～1.99％、Ti0.041～0.150％、Nb0.017～0.150％且满足Ti+Nb0.08％以上、将P、S、N、O调节至规定值以下的组成的钢原材，进行将加热温度和终轧结束温度调节至适当范围的热轧，并在热轧结束后，在750～650℃的温度范围内进行2秒以上的缓冷，以660～510℃的卷取温度卷取，对得到的具有平均粒径为2～8μm的铁素体相60体积％以上、平均粒径为2～40nm的(Nb、Ti)复合碳化物在铁素体相中析出的组织的热轧钢带，实施宽度缩减率在10％以下的电焊制管工序，从而制成焊接钢管。由此，能够得到具有屈服强度超过660MPa的高强度、且低温韧性、成形性、除应力退火后的耐扭转疲劳特性优良的高强度焊接钢管。文档编号C22C38/00GK101484602SQ20078002546公开日2009年7月15日申请日期2007年6月19日优先权日2006年7月5日发明者丰田俊介,佐藤昭夫,坂田敬,桥本裕二,河端良和,泽木哲郎,荒谷昌利,郡司牧男,铃木孝司申请人:杰富意钢铁株式会社