JP2003268494A

JP2003268494A - ハイドロフォーム成形性に優れた加工誘起変態型高強度鋼管およびその製造方法

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Publication number: JP2003268494A
Application number: JP2002064098A
Authority: JP
Inventors: Akihiro Uenishi; 朗弘上西; Noriyuki Suzuki; 規之鈴木
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-03-08
Filing date: 2002-03-08
Publication date: 2003-09-25
Anticipated expiration: 2022-03-08
Also published as: JP3981573B2

Abstract

(57)【要約】【課題】金属管を金型内に装着し、管内に内圧をかけ
管軸方向に押し込みつつ所定の形状に加工するハイドロ
フォーム加工において、加工性に優れた高強度鋼管およ
びその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０４〜０．３０％、Ｓｉおよび
Ａｌの少なくとも１種以上を合計で０．３〜３．０％含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、体積率最
大相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイ
トを含む第二相からなる鋼管であって、相当ひずみにし
て１５％の単軸引張変形を加えたときのオーステナイト
相の体積率Ｖuniaxialと、相当ひずみにして１５％のせ
ん断変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖsh
ear との比Ｖuniaxial／Ｖshear が０．４〜０．８であ
ることを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた加
工誘起変態型高強度鋼管。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、金属管を割り型に
入れ、管内に内圧をかけ管軸方向に押し込みつつ所定の
形状に加工するハイドロフォーム加工用の鋼管およびそ
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車部品等において、鋼管等の金属管
をハイドロフォーム加工により成形した製品が採用され
始めている。その加工法は、図１のＴ字管の成形例に示
すように、金属管１を金型４、５に入れ、液導入口８か
ら金属管１内に液を導入して内圧をかけ、両側から押し
込み用のシリンダー６、７で管軸方向に圧縮荷重を負荷
して押し込み、Ｔ成形高さｈの所定の形状に成形する方
法である。

【０００３】成形例としては、金属管１の径を部分的に
拡大するもの、径を拡大して種々の断面形状にするもの
等があるが、得られた成形品３は軽量でしかも複雑な形
状のものまで成形可能であるという特徴をもつ。

【０００４】金属管の素材としては金属板を管状に成形
し、突合せ部を溶接して製造されることが多い。従っ
て、ハイドロフォーム成形性は素材である金属板の特性
により大部分支配される。

【０００５】従来から金属管の材質面としては、軟質の
材料が良いことが知られている。また、特開平１０−１
７５０２７号公報には、ハイドロフォーム成形の変形様
式を詳細に検討し、管軸方向のｒ値が管周方向のｒ値よ
りも大であるとき、ハイドロフォーム成形性が優れるこ
とが開示されている。

【０００６】ハイドロフォーム成形では管軸方向への材
料の押し込みと液圧の負荷による拡管を均衡させること
により、複雑な形状の成形を行っている。特開平１０−
１７５０２７号公報で開示されているように、管軸方向
のｒ値が高い場合、管軸方向への材料の流れ込みが容易
となり、拡管部分に材料が十分供給できるため高い成形
性を示す。

【０００７】しかしながら、高強度鋼板ではｒ値の絶対
値が小さくなるために、特開平１０−１７５０２７号公
報に開示された鋼管を利用しても高いハイドロフォーム
成形性を得にくいという問題があった。

【０００８】近年の環境に対する配慮から、自動車の燃
費改善は緊急の課題であり、そのため自動車の軽量化が
必要であるとされている。ハイドロフォーム加工は部品
点数の削減や、溶接のため必要であったフランジ部を省
略できるなど、軽量化に寄与する技術であるが、さらな
る軽量化を進めるためには金属管の強度を上げることに
より肉厚を減じることが必要であり、高強度かつハイド
ロフォーム成形性に優れた金属管が必要とされている。

【０００９】従来は、高強度化によって加工性が劣化す
るため、高強度な金属管の適用には限界があった。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、高強度な金
属管を所定の形状に加工するハイドロフォーム加工にお
いて、加工性に優れた高強度鋼管およびその製造方法を
提供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明の要旨とするところは、質量％で、Ｃ：０．
０４〜０．３０％、ＳｉおよびＡｌの少なくとも１種以
上を合計で０．３〜３．０％含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなり、体積率最大相であるフェライト
と、３体積％以上のオーステナイトを含む第二相からな
る加工誘起変態型高強度鋼管であって、相当ひずみにし
て１５％の単軸引張変形を加えたときのオーステナイト
相の体積率Ｖuniaxialと、相当ひずみにして１５％のせ
ん断変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖsh
ear との比Ｖuniaxial／Ｖshear が０．４〜０．８であ
ることを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた加
工誘起変態型高強度鋼管である。

【００１２】また、本発明においては、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、ＣｒおよびＭｏの少なくとも一種以上を合計で０．
５〜３．５％を含むことが好ましい。さらに、本発明に
おいては、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、およびＰの少なくとも一種
以上を合計で０．２％以下を含むことが好ましい。

【００１３】このような鋼管は、所定の成分組成の鋼を
鋳造して鋳片を製造し、この鋳片を一旦冷却した後１１
００℃超まで加熱するか、あるいは、冷却することなく
１１００℃超の温度を確保して粗圧延を行い、７５０〜
９５０℃で熱間仕上圧延を終了した後巻き取った熱延鋼
板を酸洗後冷延し、Ａｃ₁〜Ａｃ₃の温度範囲で３０秒〜
５分間焼鈍し、その後、１〜１０℃／秒の一次冷却速度
で５５０〜７７０℃の範囲の一次冷却停止温度まで冷却
し、引き続いて、１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で
式（１）を満たすＴb℃なる二次冷却停止温度まで冷却
した後、式（２）を満たすｔb秒間保持し、室温まで冷
却した鋼板を管状に成形することにより得られる。

【００１４】３００≦Ｔb≦４００ …（１）１≦Ｔb／５００＋ｌｏｇ₁₀ｔb／４．５かつＴb／６５０＋ｌｏｇ₁₀ｔb／９．５≦１ …（２）

【００１５】

【発明の実施の形態】以下に本発明の内容を詳細に説明
する。

【００１６】本発明者らは、高強度鋼管における加工性
を改善するために、ハイドロフォーム成形の代表的な成
形様式であるＴ字型成形につき詳細に検討した。その結
果、この成形方法では、Ｔ成形時の各部で、変形様式、
すなわち、主軸方向のひずみの比が異なっていることが
分かった。

【００１７】すなわち、Ｔ成形部の頂点近傍では等二軸
変形、張り出しの壁部分では平面ひずみ変形、材料が張
り出し部に流れ込む部分ではせん断変形が主となってい
ることが判明した。

【００１８】ハイドロフォーム成形性は、張り出し部分
の変形抵抗と流れ込み部分の変形抵抗により支配されて
おり、高いハイドロフォーム成形性を得るためには、張
り出し部分の変形抵抗が高く、流れ込み部分の変形抵抗
が小さいことが望ましい。

【００１９】変形様式の違いによる変形抵抗の変化につ
いては、プレス成形の一種である深絞り成形性向上に関
して検討が行われている。それによると、材料のｒ値が
高いほど、平面ひずみ変形における変形抵抗が高くな
り、縮みフランジ変形では、逆に、ｒ値が高いほど、変
形抵抗が低くなる。

【００２０】その結果、ｒ値の高い材料ほど、材料の流
れ込みを支配するフランジ部の変形抵抗が小さくなり、
平面ひずみ変形となる深絞り時の壁部の変形抵抗が高く
なるため、優れた深絞り成形性を得ることができる。

【００２１】しかしながら、先に述べたように、一般に
高強度な鋼材ではｒ値が低くなるため、高強度かつハイ
ドロフォーム成形性の高い鋼管を得ることはこの方法で
は難しい。

【００２２】ｒ値以外に変形抵抗の差を生むものとし
て、オーステナイト相の加工誘起による硬質マルテンサ
イト相への変態の変形様式依存性が知られている。「塑
性と加工、第３５巻、第４０４号（１９９４）」１１０
９頁によると、平面ひずみ変形に比べ縮みフランジ変形
ではオーステナイト相の変態が遅れるために、縮みフラ
ンジ変形での変形抵抗が小さくなると記載されている。
このため、オーステナイト相を含む鋼板では深絞り成形
性が良くなる。

【００２３】ハイドロフォーム成形の場合、材料の流れ
込みを支配する変形は、縮みフランジ変形ではなく、せ
ん断変形であり、その場合に、オーステナイト相の加工
誘起による硬質マルテンサイト相への変態がどのような
影響を受けるかについては、全く開示されていない。

【００２４】本発明者らは、せん断変形時のオーステナ
イト相の変態挙動について鋭意検討し、せん断変形時の
残留オーステナイト相からマルテンサイト相への変態が
他の変形様式に比べて遅れる加工誘起変態型の高強度鋼
管が、高いハイドロフォーム成形性を持つことを明らか
にした。

【００２５】ハイドロフォーム成形時のせん断変形以外
の変形様式におけるオーステナイト相の変態挙動は、相
当ひずみで整理した場合、ほぼ単軸引張のもので代表で
き、せん断変形時と単軸引張変形時におけるオーステナ
イト相の変態挙動の差を制御することにより、ハイドロ
フォーム成形性に優れた高強度鋼管を得ることができ
た。

【００２６】しかし、初期オーステナイト相が３体積％
未満では、せん断変形時と他の変形様式での変態挙動の
差を利用することができず、従来技術を上回る特性を得
ることができないため、初期オーステナイト相の体積率
を３体積％以上とした。

【００２７】また、加工性の確保のため、体積率最大の
相を軟質なフェライトとした。第二相には、オーステナ
イトのほかに、ベイナイト、マルテンサイトの１種また
は２種を含んでもよい。オーステナイト相の体積率の上
限は上記の範囲内で特に定めないが、加工性を確保する
ためには、２０％以下とすることが好ましい。

【００２８】なお、上記の組織の体積率の内、オーステ
ナイトの体積率は、Ｘ線回折により測定した値と定義す
る。具体的にはＭｏ対陰極のＫａ線を使って、体心立方
格子（フェライト相）の（２００）と（２１１）、およ
び、面心立方格子（オーステナイト相）の（２００）、
（２００）、（３１１）による回折線の積分強度の比を
もとに算出した。

【００２９】また、その他の相は、光学顕微鏡により撮
影したものを画像処理することにより測定した値と定義
する。

【００３０】成分組成の限定理由はつぎのとおりであ
る。

【００３１】Ｃは、他の高価な合金元素を用いることな
くオーステナイトを安定化させ、室温で残留させるため
に利用する本発明で最も重要な元素である。Ｃは、オー
ステナイトの体積分率に影響するだけでなく、オーステ
ナイト中にＣが濃化することでオーステナイトの安定性
が増し、変形様式による変態挙動の違いを生み出し、加
工誘起マルテンサイトの変形抵抗を増大させる。

【００３２】添加Ｃ量が０．０４質量％未満では、最終
的に得られるオーステナイト体積分率が３％未満であ
り、オーステナイト相の加工安定性が低く、変形様式に
よる差を生み出さず、また、加工誘起マルテンサイトの
変形抵抗が小さい。

【００３３】平均Ｃ量が増加するに従い、得られる残留
オーステナイトの体積分率が増加するが、同時に溶接性
が劣化し、鋼板から鋼管を作る難易度が増す。従って、
Ｃ含有量を０．０４〜０．３０質量％とした。

【００３４】ＳｉとＡｌは、ともにフェライト安定化元
素であり、セメンタイトなどの炭化物の生成を抑制し、
Ｃの浪費を防ぎ、残留オーステナイト相の生成に有利と
なる。これらの元素の添加量が単独もしくは合計で０．
３質量％未満の場合には、炭化物やマルテンサイトが生
成しやすく、母相が硬質化して、オーステナイト相も不
安定となり、せん断変形時の変態の遅れを利用できなく
なる。

【００３５】また、３．０質量％を超えて添加された場
合には、母相であるフェライト相の硬質化を招き、変形
抵抗の上昇がハイドロフォーム成形性を劣化させる。ま
た、Ｓｉの場合は、靭性が低下する、鋼材コストが上昇
する、化成処理性が劣化するなどの問題が生じる。従っ
て、Ｓｉ、またはＡｌの一方または双方を合計で０．３
〜３．０質量％とした。

【００３６】必要に応じて添加するＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｍｏも、ＳｉやＡｌと同様に炭化物の形成を遅ら
せる働きがあることからオーステナイトの残留に貢献す
る元素である。従って、溶接性の観点からＣ量に制限が
ある場合には、これらの元素を添加するのが有効であ
る。

【００３７】これらの元素の添加量が合計で０．５質量
％未満の場合にはその効果が十分でない。一方これらの
元素の添加量が合計で３．５質量％を超えた場合には母
相であるフェライト相が硬質化し、ハイドロフォーム成
形性を劣化させる。また、鋼材コストの上昇を招く。

【００３８】従って、必要に応じて添加するＭｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量を合計で０．５〜３．５
質量％以下とした。

【００３９】また、必要に応じて添加するＮｂ、Ｔｉ、
Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成するとと
もに、結晶粒径も小さくする働きがあり、後述するＰも
含め、これらの元素の１種以上を、合計で０．０１質量
％以上含有すると高強度化に有効である。

【００４０】しかし、これらの元素と後述するＰも含
め、１種以上の添加量の合計が０．２質量％を超えた場
合には、母相であるフェライト相が硬質化し、ハイドロ
フォーム成形性を劣化させる。また、不必要にＣを浪費
し、鋼材コストの上昇を招く。

【００４１】従って、必要に応じて添加するＮｂ、Ｔ
ｉ、Ｖは、後述するＰも含め、１種以上の添加量の合計
で０．２質量％を上限とした。

【００４２】さらに、必要に応じて添加するＰは、鋼材
の高強度化に効果的で安価な元素である。しかし、添加
量が上記のＮｂ、Ｔｉ、Ｖを含め、１種以上の合計で
０．２質量％を超えた場合には、母相であるフェライト
相が必要以上に増す。また、耐置き割れ性の劣化が顕著
になる。

【００４３】従って、上記のＮｂ、Ｔｉ、Ｖを含め、１
種以上の合計で０．２質量％を上限とした。

【００４４】本発明者らの鋭意研究の結果、ハイドロフ
ォーム成形性については、相当ひずみにして１５％の単
軸引張変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ
uniaxialと、相当ひずみにして１５％のせん断変形を加
えたときのオーステナイト相の体積率Ｖshear との比Ｖ
uniaxial／Ｖshear が０．８以下である場合に、該成形
が高くなることを見出した。

【００４５】単軸変形とせん断変形でのオーステナイト
相の変態は、変形前の残留オーステナイト相中のＣ濃
度、幾何学的形態、周囲を拘束する母相であるフェライ
ト相の変形抵抗、集合組織等により影響され複雑であ
る。しかしながら、いずれの場合においても、比Ｖunia
xial／Ｖshear が０．８以下である場合、高いハイドロ
フォーム成形性を示した。

【００４６】これは先に説明したように、流れ込みを支
配するせん断変形部で変態が遅れるために変形抵抗が小
さく、張り出し部分ではそれに比べて変態が促進される
ために変形抵抗がそれに比して大きくなり、材料を張り
出し部に引き込むことができるようになるためであると
考えられる。

【００４７】この比が、小さいほど、良好なハイドロフ
ォーム成形性を示すと考えられるが、現状の製造条件で
到達できる限界が０．４であるため、比Ｖuniaxial／Ｖ
shear は０．４を下限とする。

【００４８】なお、Ｖuniaxial、Ｖshear は引張り試験
により１５％の変形を与えた試験片と、単純せん断試験
により１５√３％のせん断歪みを与えた試験片を作成
し、Ｘ線回折により、それぞれのオーステナイトの体積
率を測定し、それを除算した値と定義する。

【００４９】本発明の鋼管を得るための製造工程は、前
記の成分組成の鋼を鋳造して鋳片を製造し、この鋳片を
一旦冷却した後１１００℃超まで加熱するか、あるいは
冷却することなく１１００℃超の温度を確保して粗圧延
を行い、７５０〜９５０℃で熱間仕上圧延を終了した後
巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍して最終
的な製品とする際に、Ａｃ₁〜Ａｃ₃の温度範囲で３０秒
から５分間焼鈍し、その後、１〜１０℃／秒の一次冷却
速度で５５０〜７７０℃の範囲の一次冷却停止温度まで
冷却し、引き続いて、１０〜２００℃／秒の二次冷却速
度で式（１）を満たすＴb℃なる二次冷却停止温度まで
冷却した後、式（２）を満たすｔｂ秒間保持し、室温ま
で冷却した鋼板を管状に成形することにより得られる。３００≦Ｔb≦４００ …（１）１≦Ｔb／５００＋ｌｏｇ₁₀ｔb／４．５かつＴb／６５０＋ｌｏｇ₁₀ｔb／９．５≦１ …（２）

【００５０】熱間圧延前の鋼板の温度を１１００℃超に
するのは、ＭｎＳなどの介在物の微細分散による硬質化
を防ぐことにより、加工性の劣化を避けるためである。
熱延前の鋼板の上限温度は特に定めないが、必要以上の
加熱はコスト増の原因となるので、１３００℃以下とす
ることが好ましい。

【００５１】熱間粗圧延の開始温度は、上記の理由のた
め、１１００℃以上とする。コスト上昇を防ぐために
は、１３００℃以下とすることが好ましい。また、熱延
終了温度は熱延鋼板の不必要な硬化を防ぐため、７５０
℃以上とし、仕上圧延の作業性を確保するため、９５０
℃以下とすることが好ましい。

【００５２】比Ｖuniaxial／Ｖshear を得るための重要
な工程は、連続焼鈍後の保持工程にある。ここでは、ベ
イナイト変態によるオーステナイト相へのＣ濃化を行わ
せる。オーステナイト相中のＣ濃度は、残留オーステナ
イト相の加工安定性を支配する重要な因子であり、比Ｖ
uniaxial／Ｖshear を０．８以下とするためには、この
工程で適切な温度範囲と保持時間を選ぶ必要がある。

【００５３】一般に、この温度が高くなるほどＣ濃化は
早く進むが、４００℃より高い保持温度では保持中に炭
化物が析出し、比Ｖuniaxial／Ｖshear を０．８以下と
なるのに適した濃化が行われないため、保持温度の上限
を４００℃とした。

【００５４】また、温度が低くなるとＣ濃化に必要な時
間が増加し、連続焼鈍工程で実際上可能な保持時間を越
えてしまうため、下限温度を３００℃とした。さらに、
比Ｖuniaxial／Ｖshear を０．８以下とするためには、
残留オーステナイト相中のＣ濃度を適切な範囲に制御す
る必要がある。

【００５５】本発明者らの検討の結果、高温側ではＣの
濃化が必要以上に進み過ぎ、適切な範囲で加工誘起変態
が起こらなくなるため、保持時間に上限が存在すること
が分かった。また、低温側では保持時間が短いと十分な
Ｃの濃化が起こらないため、保持時間に下限があること
が分かった。

【００５６】（２）式は実験的に得られた比Ｖuniaxial
／Ｖshear を０．８以下とするための条件をあらわすも
のである。

【００５７】本発明の高強度鋼管は、このような処理を
した鋼板を管状に成形し、突合せ部を溶接することで得
られる。あるいは、熱延板を管状に成形した後、冷間引
き抜きやピルガー圧延などによる冷間加工により薄肉化
した鋼管を式（２）の条件で焼鈍することにより得ても
本質的には変わらない。

【００５８】

【実施例】本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術
的内容について説明する。

【００５９】（実施例１）まず、本発明のハイドロフォ
ーム成形性に優れる比Ｖuniaxial／Ｖshear を０．８以
下となる鋼管の製造条件について検討を行った。

【００６０】表１の鋼Ｆに示す化学成分の材料を鋳造
し、鋳片を冷却することなく１２５０〜１１００℃を確
保して、開始温度１１００℃以上、終了温度７５０〜９
５０℃で熱間圧延した後、５０％の冷間圧延を行い、７
９０℃で２分焼鈍した後に、５℃／秒で６７０℃まで冷
却し、引き続いて８０℃／秒で表２に示す種々の条件の
冷却保持を行うことにより、１．６ｍｍの鋼板を得た。

【００６１】これらの材料から引張り試験により１５％
の変形を与えた材料と、単純せん断試験により１５√３
％のせん断歪みを与えた試験片を得た。双方の歪み量は
相当歪みにして１５％に対応する。

【００６２】このようにして得た試験片中のオーステナ
イト相の体積分率はＸ線回折により測定した。具体的に
は、Ｍｏ対陰極のＫａ線を使って、体心立方格子（フェ
ライト相）の（２００）と（２１１）、および、面心立
方格子（オーステナイト相）の（２００）、（２０
０）、（３１１）による回折線の積分強度の比をもとに
算出した。

【００６３】この鋼板を管状に成形し、突合せ部を電縫
溶接することにより、外径６０．５ｍｍの鋼管を得た。
このようにして得た鋼管によりＴ成形試験を行い、ハイ
ドロフォーム成形性の指標としてＴ成形高さを測定し
た。

【００６４】以上のような試験により得た結果を、製造
方法とともに表２に示す。式（１）、式（２）を満たす
方法により製造した鋼管は、比Ｖuniaxial／Ｖshear が
０．８以下を満足した。

【００６５】

【表１】

【００６６】

【表２】

【００６７】（実施例２）実施例１と同様に、表１に示
すＦ以外の２３種類の化学成分からなる鋼を鋳造し、記
号番号２９と３９を除く鋼は、実施例１と同じ条件で熱
間圧延、冷間圧延を行い、５℃／秒で６７０℃まで冷却
し、引き続いて８０℃／秒で３５０℃まで冷却し、その
まま３００秒保持し、１．６ｍｍの鋼板を得た。

【００６８】記号番号２９の鋼は、実施例１と同じ条件
で熱間圧延、冷間圧延を行い、５℃／秒で６７０℃まで
冷却し、引き続いて８０℃／秒で冷却したものであり、
Ｔb℃での均熱工程を設けなかった。また、記号番号３
９の鋼は、実施例１と同じ条件で熱間圧延、冷間圧延を
行い、５℃／秒で６７０℃まで冷却し、引き続いて８０
℃／秒で３５０℃まで冷却し、そのまま１５０００秒保
持し、１．６ｍｍの鋼板を得たものである。記号番号２
９の鋼は式（１）、式（２）ともに満たさず、３９の鋼
は式（２）を満たさない。

【００６９】これらの材料から実施例１と同様に引張り
試験と単純せん断試験で相当歪み１５％の変形を与えた
試験片を得た後、Ｘ線回折により比Ｖuniaxial／Ｖshea
r を測定した。さらに、この鋼板を管状に成形し、突合
せ部を電縫溶接することにより外径６０．５ｍｍの鋼管
を作製し、Ｔ成形試験を行いＴ成形高さを測定した。

【００７０】製造方法と式（１）との対応、比Ｖuniaxi
al／Ｖshear およびＴ成形高さを表３に示す。また、実
施例１の結果と合わせて材料の引張り強さとＴ成形高さ
の関係を図２に示す。

【００７１】先に述べたように、一般に、ハイドロフォ
ーム成形性は材料強度が高くなるほど劣化してくる。し
かしながら、Ｖuniaxial／Ｖshear の低い材料、すなわ
ち、流れ込み部の変形抵抗と、張り出し部の変形抵抗の
差が大きい材料はこの傾向を逸脱し、高強度化しても優
れたハイドロフォーム成形性を示す。

【００７２】Ｖuniaxial／Ｖshear が小さいほどハイド
ロフォーム成形性は良好であるが、この比が０．８より
大きくなると、大きなハイドロフォーム成形性は得られ
ない。Ｖuniaxial／Ｖshear と材料の関係は複雑である
が、残留オーステナイト相の安定度、形態、母相強度に
より支配されるものと考えられる。

【００７３】

【表３】

【００７４】

【発明の効果】本発明によれば、ハイドロフォーム加工
に適した高強度鋼管を得ることができる。また、本発明
によれば、優れたハイドロフォーム加工性を有する高強
度鋼管を得ることができるため、軽量かつ高剛性な部品
の製造を可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の対象とするハイドロフォーム加工法の
例を示す図である。

【図２】本発明における素材強度とハイドロフォーム成
形性の関係を示す図である。

【符号の説明】

１…金属管３…成形品４、５…金型６、７…押し込み用シリンダー８…液導入口

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続きＦターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA27 EA28 EA31 EA32 EB06 EB07 EB08 EB09 EB11 EB12 FA00 FA02 FA03 FA05 FB00 FC00 FC03 FC04 FE00 FG00 FH00 FK02 FK03 FK08 GA08 HA00 JA01

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、
ＳｉおよびＡｌの少なくとも１種以上を合計で０．３〜
３．０％含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、体積率最大相であるフェライトと、３体積％以上の
オーステナイトを含む第二相からなる加工誘起変態型高
強度鋼管であって、相当ひずみにして１５％の単軸引張
変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖuniaxi
alと、相当ひずみにして１５％のせん断変形を加えたと
きのオーステナイト相の体積率Ｖshear との比Ｖuniaxi
al／Ｖshear が０．４〜０．８であることを特徴とする
ハイドロフォーム成形性に優れた加工誘起変態型高強度
鋼管。
【請求項２】さらに、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒおよび
Ｍｏの少なくとも一種以上を合計で０．５〜３．５％を
含むことを特徴とする請求項１に記載のハイドロフォー
ム成形性に優れた加工誘起変態型高強度鋼管。
【請求項３】さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、および、Ｐの
少なくとも一種以上を合計で０．２％以下を含むことを
特徴とする請求項１または２に記載のハイドロフォーム
成形性に優れた加工誘起変態型高強度鋼管。
【請求項４】請求項１〜３のいずれか１項に記載の加
工誘起変態型高強度鋼管を製造する方法において、所定
の成分組成の鋼を鋳造して鋳片を製造し、この鋳片を一
旦冷却した後１１００℃超まで加熱するか、あるいは、
冷却することなく１１００℃超の温度を確保して粗圧延
を行い、７５０〜９５０℃で熱間仕上圧延を終了した後
巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、Ａｃ₁〜Ａｃ₃の温
度範囲で３０秒〜５分間焼鈍し、その後、１〜１０℃／
秒の一次冷却速度で５５０〜７７０℃の一次冷却停止温
度まで冷却し、引き続いて、１０〜２００℃／秒の二次
冷却速度で式（１）を満たすＴb℃なる二次冷却停止温
度まで冷却した後、式（２）を満たすｔb秒間保持し、
室温まで冷却した鋼板を管状に成形することを特徴とす
るハイドロフォーム成形性に優れた加工誘起変態型高強
度鋼管の製造方法。３００≦Ｔb≦４００ …（１）１≦Ｔb／５００＋ｌｏｇ₁₀ｔb／４．５かつＴb／６５０＋ｌｏｇ₁₀ｔb／９．５≦１ …（２）