JP2006257526A

JP2006257526A - ハイドロフォーム加工用熱延鋼板、その製造方法及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管

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Publication number: JP2006257526A
Application number: JP2005079526A
Authority: JP
Inventors: Mitsuru Yoshida; 充吉田; Toshiro Tomita; 俊郎富田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-03-18
Filing date: 2005-03-18
Publication date: 2006-09-28
Anticipated expiration: 2025-03-18
Also published as: JP4363345B2

Abstract

【課題】 500MPa以上の強度と、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じることがない優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板を製造する。
【解決手段】Ｃ：0.01％超0.1％以下、Si：0.01％以上0.5％以下、Mn：0.1％以上2.0％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.001％以上0.1％以下、Ti：0.03％超0.2％以下、Nb：0.002％以上0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、さらに、−0.15＜4(C＋N)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)＜0.2を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼片又は連続鋳造したスラブを、1150℃以上に加熱して粗圧延を行い、(Ar_３点＋100 ℃) 以下(Ar_３点−50℃) 以上で熱間圧延を終了した後、巻取りまでの時間を３〜60秒とし、300℃以上700℃以下で巻き取ることにより、引張強度が500(MPa)以上であるとともに引張強度(MPa)×単軸引張伸び(％)が13500(MPa・％)以上であるハイドロフォーム加工用熱延鋼板を製造する。
【選択図】なし

Description

本発明は、ハイドロフォーム加工用熱延鋼板、その製造方法及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管に関する。例えば、本発明は、自動車車体の、ハイドロフォーム加工により成形される、例えば構造部材や足回り部材等の素材として特に好適に用いられるハイドロフォーム加工用熱延鋼板と、その製造方法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管とに関する。

周知のように、近年、特に地球温暖化防止のために炭酸ガスの総排出量を削減することが世界的規模で求められている。例えば自動車に関しても燃費向上による排出ガスの削減が強力に推進されている。自動車の燃費向上の方策の一つとして、自動車車体のさらなる軽量化が要求されている。その一方で、衝突安全性を高めるために自動車車体の剛性向上による衝撃吸収能の向上も求められている。これら様々な要求を満足して自動車車体の軽量化及び高剛性化をいずれも高次元で達成するには、自動車車体用鋼板のいっそうの高強度化及び薄肉化を図ることが不可欠となる。

このような状況にあって、近年、高強度鋼からなる鋼板又は鋼管にハイドロフォーム加工を行うことによって、自動車車体の構造部材や足回り部材を製造することが検討されている。ハイドロフォーム加工とは、略述すると、ダイスの代わりに液圧を利用して素材を成形するものであり、具体的には、上下の金型で鋼板ないしは鋼管を固定し、液圧により膨れ出させて、型になじませるようにして成形する方法である。ハイドロフォーム加工により製造された構造部材や足回り部材を供給することが可能になれば、部品数や溶接箇所の低減等による軽量化や低コスト化を図ることができるとともに、自動車車体の剛性を高めることができるために衝突安全性の向上も図ることができる等、多大なメリットが期待される。

このようなハイドロフォーム加工のメリットを十分に生かすには、これに適した材料が必要である。具体的には、ハイドロフォーム加工における膨出加工時に割れを生じないとともに加工コストを極力上昇させない素材を用いることが重要である。

特許文献1〜3には、ハイドロフォーム性に優れた素材として、フェライト主体の組織又はフェライト単相の組織を有する鋼板が開示されている。この理由を、特許文献1では、素材にフェライトとともにフェライト以外の硬質な第2相 (例えばパーライト、マルテンサイトあるいはセメンタイト等) が存在すると、ハイドロフォーム加工の際の塑性変形の比較的初期に軟質なフェライトと硬質な第2相との界面を起点とした割れを生じてしまうためとしており、また、特許文献2、3では、延性を劣化させないためとしている。このように、特許文献1〜3には、ハイドロフォーム性を向上させるためには、フェライト主体の組織とすることが望ましいことが開示されている。

また、特許文献4には、ハイドロフォーム加工の素材をフェライト主体の組織としながらも充分な強度を確保するために、低炭素鋼材にCuを添加して析出強化能を付与した素材にハイドロフォーム加工を行った後に熱処理を行うことによってフェライトの固溶強化や析出強化を利用して強度確保を図った発明が開示されている。
さらに、非特許文献1には、時効指数が10MPa以下の高ハイドロフォーム性を有する鋼管が開示されている。

特開2001−32034 号公報特開2000−119812号公報特開2002−69584 号公報特開2001−303193号公報 CAMP-ISIJ vol.17(2004) 505頁

特許文献1〜3に記載された発明にしたがって単にフェライト主体の組織としたのでは、ハイドロフォーム性は向上するものの、素材を高強度化することが難しくなるため、自動車車体の剛性を高めることが難しくなるおそれがある。

また、特許文献4により開示された発明では、ハイドロフォーム加工を行って製造された構造部材や足回り部材に析出強化を図るために熱処理を行う必要がある。このため、この発明では、構造部材や足回り部材の製造工程が煩雑化して製造コストが嵩む。周知のように、自動車車体の構造部材や足回り部材には製造コストが低廉であることも強く求められており、このような観点からすると、実際にこの発明を実施することは難しい。

さらに、非特許文献１により開示された発明では、フェライト単相組織とはしていないため、ハイドロフォーム加工の際の塑性変形の比較的初期に軟質なフェライトと硬質な第２相との界面を起点とした割れが生じ易い。

このように、従来の発明にしたがって、素材である鋼板又は鋼管をフェライト主体の組織として引張強度を低下すれば、確かに、ハイドロフォーム加工における膨出加工の際の破断の発生を防止することは可能になるものの、当然のことながら、素材の強度は低下する。このため、特許文献４に開示されるようなハイドロフォーム加工後に熱処理を行ってハイドロフォーム加工により製造される自動車車体の構造部材や足回り部材を高強度化する必要が生じるため、自動車車体の構造部材や足回り部材の製造コストが嵩んでしまう。

本発明者らは、組成及び製造条件が異なる多数の鋼板と、これらの鋼板を素材とする電縫鋼管とについて、ハイドロフォーム性に及ぼす組成の影響を調べた。その結果、Ｃ含有量を0.01％超0.1 ％以下 (本明細書では特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味する)とあまり高くせずに、Tiを0.03％超0.2％以下含有させるとともにNbを0.002
％以上0.05％以下含有させることによって、500MPa以上の強度と、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じにくい優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を得ることができ、これらにハイドロフォーム加工を行って特に自動車車体の構造部材や足回り部材を製造すれば、ハイドロフォーム加工後の熱処理等を行う必要がないことを知見して、本発明を完成した。

本発明は、Ｃ：0.01％超0.1％以下、Si：0.01％以上0.5％以下、Mn：0.1％以上2.0％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.001％以上0.1％以下、Ti：0.03％超0.2％以下、Nb：0.002％以上0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、さらに、(a)式：−0.15＜4(C＋N)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)＜0.2を満足し、残部Fe及び不純物からなる鋼組成を有し、引張強度が500(MPa)以上であるとともに引張強度(MPa)×単軸引張伸び(％)が13500(MPa・％)以上であることを特徴とするハイドロフォーム加工用熱延鋼板である。

この本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板では、さらに、(i)Ｖ：0.3 ％未満及び／又はMo：0.3 ％未満を含有すること、及び／又は、(ii)Ca：0.0002％以上0.01％以下を含有することが望ましい。

別の観点からは、本発明は、上述した本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板を素材とし、管端固定条件でのハイドロフォーム成形における限界拡管率が(b)式：鋼管の引張強度(MPa)×限界拡管率(％)≧6000(MPa・％)を満足することを特徴とするハイドロフォーム加工用電縫鋼管である。ただし、(b)式における限界拡管率は、｛ (破断部鋼管周長−素管周長)／素管周長｝×100として求められる。

本発明における「ハイドロフォーム加工用電縫鋼板」とは、液体の圧力によって成形もしくは加工する際の素材としての電縫鋼管を意味しており、例えばチューブハイドロフォームに供される電縫鋼管が例示される。

さらに別の観点からは、本発明は、上述した鋼組成を有する、例えば連続鋳造スラブ等の鋼塊又は鋼片を、1150℃以上として熱間圧延を行い、(Ar_３点＋100 ℃) 以下(Ar_３点−50℃) 以上で熱間圧延を終了した後、巻取りまでの時間を３〜60秒とし、300℃以上700℃以下で巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法である。

本発明により、500MPa以上の強度と、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じにくい優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を、ハイドロフォーム加工後に熱処理を行うことなく、低コストで提供することができる。

このため、本発明に係るハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管は、いずれも、各種産業機械等の構造部材の素材として、とりわけ自動車車体の構造部材の素材として、好適に使用することができる。

以下、本発明に係るハイドロフォーム加工用熱延鋼板、その製造方法及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を実施するための最良の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。

まず、本発明の基となった、鋼板及び鋼管のハイドロフォーム成形時の塑性変形挙動に関する基礎的な検討結果を説明する。
(a)図1は、鋼板のハイドロフォーム成形試験の状況を示す説明図である。このハイドロフォーム成形試験機1では、ダイス2及びホルダ3により液圧バルジ試験片4が固定されており、液圧バルジ試験片4の内部に供給される液体5の圧力により、液圧バルジ試験片4には直径が100mmの張出部が成形される。このハイドロフォーム成形試験における液圧バルジ試験片4の張出部の限界張出高さは、液圧バルジ試験片4である鋼板の単軸引張の伸びと、概ね正の相関関係にある。

(b) 図2は、短冊50φ球頭張出試験片6を示す説明図である。この短冊50φ球頭張出試験片6による鋼板の限界張出高さと、鋼管の管端固定条件での限界拡管率｛ (破断部鋼管周長−素管周長)／素管周長｝×100とは、概ね正の相関関係にある。

(c)したがって、鋼板のハイドロフォーム性は、単軸引張の伸びにより評価できるとともに、鋼管のハイドロフォーム性は、短冊50φ球頭張出高さにより評価できる。このため、ハイドロフォーム性が良好な鋼板とは、単軸引張の伸びが大きく、かつ短冊50φ球頭張出高さが高い鋼板を意味する。

(d)鋼管の管端固定条件でのハイドロフォーム成形における膨出変形は、鋼管の長手方向の変形が拘束された平面歪み変形であり、平面歪み変形においては、変形の初期から3軸応力が発生する。このため、セメンタイトやマルテンサイトならびにパーライト等の硬質な第2相やTiN系粒子等の粗大な介在物が多量に存在すると、これらと軟質なフェライトとの界面を起点として、比較的初期段階に割れが生じる。

次に、ハイドロフォーム性に及ぼす影響について、化学成分、製造条件の種々異なる鋼板及び該鋼板を素材とした電縫鋼管を製造して検討を行った結果、以下の知見を得た。
(e)鋼管では、造管時に導入されるひずみの時効により、延性とハイドロフォーム性とが劣化する。

(f)TiやNb等の析出元素と、Ｃ、Ｎの含有量を、炭化物、窒化物及び炭窒化物が生成するのに必要十分な量に調整し、冷却条件を最適化することによりほぼフェライト単相(フェライト体積率95％以上)となり、さらに、数nm〜数10nmオーダーの微細なTi、Nb炭化物が多量に析出して高強度を有する鋼板となる。

(g)また、フェライト単相であるために延性及びハイドロフォーム性が向上し、高強度と高い成形性を兼備する高ハイドロフォーム性熱延鋼板となり、さらに、固溶Ｃ及び固溶Ｎが析出物により固定されているため、造管後のひずみ時効による延性及びハイドロフォーム性の劣化がほとんどない。

以上の検討結果(a)〜(g)に基づき、Ｃ：0.01％超0.1％以下とあまりＣ含有量の高くない鋼種において、Ti：0.03％超0.2％以下、Nb：0.002％以上0.05％以下とし、仕上圧延終了後から巻取りまでの時間を３〜60秒、巻取り温度を300〜700℃とすれば、500MPa以上の強度と、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じにくい優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板を提供できる。

次に、本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板の組成等の限定理由を説明する。
Ｃ：0.01％超0.1 ％以下
Ｃは、炭化物による析出強化のために必要な元素である。析出強化を利用して500MPa以上の高強度を確保するために、Ｃを0.01％超含有する。しかしながら、Ｃ含有量が0.1 ％を超えると硬質な第２相の体積率の増加等により、ハイドロフォーム性が劣化する。そこで、本実施の形態では、Ｃ含有量は0.01％超0.1％以下と限定する。同様の観点から、Ｃ含有量の上限は0.08％であることが望ましく、下限は0.03％であることが望ましい。

Si：0.01％以上0.5 ％以下
Siは、強度と伸びのバランスを向上させるのに有効な元素であり、かかる効果を得るために0.01％以上含有する。しかし、Si含有量が0.5％を超えると、溶接時に溶接金属部でSi系酸化物が生成し、このSi系酸化物が核となって溶接金属割れを起こし易くなる。そこで、本実施の形態では、Si含有量は0.01％以上0.5％以下と限定する。同様の観点から、Si含有量の上限は0.3％であることが望ましく、下限は0.05％であることが望ましい。

Mn：0.1％以上2.0％以下
Mnは、0.1％以上含有することにより鋼の強度を上昇させるが、Mn含有量が2.0％を超えると第２相の体積率が増加しハイドロフォーム性が劣化する。そこで、本実施の形態では、Mn含有量は0.1％以上2.0％以下と限定する。同様の観点から、Mn含有量の上限は1.5％であることが望ましく、下限は0.3％であることが望ましい。

Ｐ：0.04％以下
Ｐは、時効を促進させる効果を有し、また偏析し易い元素である。多量に含有する場合には加工性の低下を招き、特に、その含有量が0.04％を超えると偏析が著しくなって加工性の低下が極めて大きくなる。そこで、本実施の形態では、P含有量は0.04％以下と限定する。

Ｓ：0.03％以下
Ｓは、ハイドロフォーム性を劣化させる硫化物を生成するため、可能な限り低減する必要がある。しかし、本発明における他の成分添加によるハイドロフォーム性の向上の度合、また製鋼工程でのコストを勘案し、本実施の形態では、Ｓ含有量は0.03％以下と限定する。

Al：0.001 ％以上0.1 ％以下
Alは、0.001％以上含有することにより鋼の脱酸に有用である。しかし、Al含有量が0.1 ％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加してハイドロフォーム性が劣化するとともに溶接時の溶接金属部においてAl系酸化物が増加し、これが核となって溶接割れを起こし易くなる。そこで、本実施の形態では、Al含有量は0.001％以上0.1％以下と限定する。同様の観点から、Al含有量の上限は0.07％であることが望ましく、下限は0.01％であることが望ましい。

Ｎ：0.01％以下
Ｎは、製鋼工程や鋳造工程において粗大なTiN 系粒子を生成させてハイドロフォーム性を悪化させる。また、鋼板中に固溶Ｎとして存在すると、ひずみ時効劣化により造管後の成形性を著しく劣化させる。さらに、多量に含有すると固溶Ｎの増加及び強化に寄与するTi量の減少による強度の低下を起こす。そこで、本実施の形態では、Ｎ含有量は0.01％以下と限定する。同様の観点から、Ｎ含有量の上限は0.006％であることが望ましい。

Ti：0.03％超0.2％以下
Tiは、TiN系粒子及びTiC系粒子などの析出による固溶N及び固溶Cの低減による耐時効性の向上及び強化に寄与する。Ti含有量が0.03％以下であると、加熱時にTiN系粒子が多量に再固溶して耐時効性が劣化する。一方、Ti含有量が0.2％を超えると、延性が劣化すると同時にTiN系粒子の粗大化が起こり、ハイドロフォーム性も低下する。そこで、本実施の形態では、Ti含有量は0.03％超0.2％以下と限定する。同様の観点から、Ti含有量の上限は0.17％であることが望ましく、下限は0.035％であることが望ましい。

Nb：0.002 ％以上0.05％以下
Nbは、Tiと同様に主に析出強化に寄与する。さらに、Ti及びNbそれぞれの析出温度域が異なるため、Ti及びNbを複合添加することにより、冷却中の析出を短時間で完了させ、効率的に固溶C及び固溶Nの低減を図ることができ、耐時効性を一層向上させる。一方、造管時などの溶接熱影響部の軟化を抑制する効果も有する。これらの効果はNb含有量が0.002％未満では得られない。しかし、Nb含有量が0.05％を超えると、延性が劣化するとともにTiに比べて高価であるためにコストが嵩む。そこで、本実施の形態では、Nb含有量は0.002％以上0.05％以下と限定する。同様の観点から、Nb含有量の上限は0.04％であることが望ましく、下限は0.01％であることが望ましい。

Ｖ：0.3 ％未満、Mo：0.3 ％未満
Ｖ、Moは、いずれも、任意添加元素であってTiと同様に析出強化元素であり、強度の向上に有効である。しかし、それぞれの含有量が0.3％以上になると、延性が劣化するとともにTiに比べて高価であるためにコストが嵩む。そこで、本実施の形態では、Ｖ含有量は0.3 ％未満、Mo含有量は0.3 ％未満と、することが望ましい。

Ca ：0.0002％以上0.01％以下
Caは、任意添加元素であって、いっそうのハイドロフォーム性の向上を目的に添加される。Caは、溶鋼中に酸化物として存在してTiN 系粒子の析出核となり、TiN 系粒子を微細化するためにこのTiN 系粒子を起点とした割れが減少し、ハイドロフォーム性が向上する。かかる効果を奏するために、Caは0.0002％以上含有する。しかし、Ca含有量が0.01％を超えると、溶接時の溶接金属部における酸化物を増加させ、酸化物を起点とした溶接割れを起こし易くなる。そこで、本実施の形態では、Ca含有量は0.0002％以上0.01％以下と限定する。なお、「TiN 系粒子」とは、製鋼段階、溶鋼中、スラブの凝固過程で生成するTiとＮとを含有する粒子で、Nbが含有されるいわゆる(Ti、Nb)Ｎとして表記されるものも含む。

−0.15＜4(Ｃ＋Ｎ)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)＜0.2
本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板では、Ｃ、Ｎ、Ti、Nb、Ｖ及びMoの含有量が、−0.15＜4(Ｃ＋Ｎ)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)＜0.2を満足する。ここで、各元素記号は各元素の含有量(質量％)を示す。

仕上圧延終了後から巻取るまでの間に、フェライト変態と炭化物の析出とが活発になり、余剰なＣはセメンタイトやパーライト等として析出する。この際に、Ｃ、Ｎ、Ti、Nb、Ｖ及びMoの含有量が、−0.15＜4(Ｃ＋Ｎ)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)＜0.2を満足すれば、得られるハイドロフォーム加工用熱延鋼板のフェライト体積率は95％以上となる。4(Ｃ＋Ｎ)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)の値が0.2％未満であれば略フェライト単相(フェライト体積率95％以上)となり、延性及びハイドロフォーム性が向上し、ひずみ時効劣化を生じない。一方、4(Ｃ＋Ｎ)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)の値が−0.15以下になると、TiやNb等の析出元素が固溶して延性が劣化し、析出物の粗大化も起こり易くなるためにハイドロフォーム性が劣化する。

そこで、本実施の形態では、4(Ｃ＋Ｎ)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)の値は、−0.15超0.2未満と限定する。同様の観点から、この値は、−0.1以上であること、又は0.15以下であることが、それぞれ望ましい。
上記以外の組成は、残部Fe及び不可避的不純物である。

引張強度：500(MPa)以上、引張強度(MPa)×単軸引張伸び(％)：13500(MPa・％)以上
本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板は、JIS Z 2201記載の5号引張試験片における引張強度が500(MPa)以上、かつ、引張強度(MPa)と全伸び(％)との積が13500(MPa・％)以上である。

鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化、車体剛性向上などの効果が小さく、また、伸びが小さい場合には、鋼板のハイドロフォーミングで成形できる形状が制限されてしまう。本実施の形態では、これらの２つの特性が高レベルでバランスしていることが必要であり、引張強度500(MPa)以上、引張強度(MPa)×単軸引張伸び(％)を13500(MPa・％)以上が必要である。

また、この鋼板を素材として造管した電縫鋼管においては、JIS Z 2201記載の11号引張試験片における鋼管強度と管端を固定した状態での限界拡管率との積｛ (鋼管強度(MPa)×管端固定状態での限界拡管率(％) ｝が6000(MPa・％)以上である。すなわち、チューブハイドロフォーム加工においても、これらの２つの特性がバランスしていることが必要であり、例えば鋼管の引張強度6000 MPaの鋼管は10％以上の限界拡管率を有していなくてはならない。

次に、本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法を説明する。
まず、上述した鋼組成を有する、例えば連続鋳造スラブ等の鋼塊又は鋼片を、1150℃以上とする。熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片の温度が1150℃未満であると、鋼塊又は鋼片中の粗大なTiＣが十分に固溶せずに粗大なまま残存し、ハイドロフォーム性が劣化するばかりでなく、冷却中に析出して強化に寄与する微細析出物の減少により所定の強度の確保が困難となる場合があるからである。そこで、本実施の形態では、鋼塊又は鋼片の温度を1150℃以上と限定する。同様の観点から、好ましくは1200℃以上であり、より好ましくは1230℃以上である。ただし、TiN系粒子の再固溶を抑制するためには、熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片の温度は1400℃以下が好ましい。

なお、本発明においては熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片の温度が1150℃以上であればよいので、1150℃未満の温度まで低下した鋼塊又は鋼片を1150℃以上に加熱する態様のみならず、連続鋳造後の鋼塊や分塊圧延後の鋼片を1150℃未満の温度まで低下させることなしに熱間圧延に供する態様も含まれる。

このようにして鋼塊又は鋼片を所定の温度にした後に熱間圧延を行う。そして、熱間圧延を、(Ar_３点＋100)℃以下(Ar_３点−50)℃以上の仕上温度で終了する。仕上温度が(Ar_３点＋100) ℃ 超であると、変態前のオーステナイト粒径が大きいために鋼の焼入れ性が高く、第２相の体積率が増加してハイドロフォーム性が劣化する。

Ar_３点未満のフェライトとオーステナイトの二相域で圧延を行うと、フェライト粒に歪みが加わり、不均一な加工フェライトが残存し易い。しかしながら、仕上圧延温度がAr_３点以下であっても(Ar_３−50)℃までであれば、フェライトの面積率も少なく、不均一な加工フェライトの生成が少ないために、加工性を劣化させることはない。

そこで、本発明では、熱間圧延時の仕上圧延温度は(Ar_３点＋100)℃以下(Ar_３点−50)℃以上と限定する。
このようにして仕上圧延を終了した後にコイルに巻取るが、仕上圧延を終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間を3秒以上60秒以下とし、300℃以上700℃以下で巻き取る。

仕上圧延の終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間が3秒未満であると、フェライトの生成が十分に得られず、低温で析出する硬質第二相の増加により鋼板のハイドロフォーム性が劣化するとともに、固溶C及び固溶Nが増加するために鋼管のひずみ時効劣化を生じる。一方、仕上圧延の終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間が60秒を超えると、冷却中に析出するTiやNb等の炭化物が粗大化して強度及びハイドロフォーム性が劣化する。そこで、本実施の形態では、仕上圧延を終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間は、3秒以上60秒以下と限定する。同様の観点から、この時間は10秒以上であることが望ましく、また40秒以下であることが望ましい。

また、巻取り温度が300℃未満であると、硬質な第2相の生成により延性及びハイドロフォーム性が劣化する。一方、巻取り温度が700℃超であると、炭化物の粗大化によりハイドロフォーム性が劣化し、強度も低下する。そこで、本実施の形態では、巻取り温度は300℃以上700℃以下と限定する。同様の観点から、巻取り温度の下限は350℃であることが好ましく、400℃であることがより好ましく、巻取り温度の上限は650℃であることが好ましく、600℃であることがさらに望ましい。

このようにして、本実施の形態によれば、500MPa以上の強度と、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じることがない優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を、ハイドロフォーム加工後に熱処理を行うことなく、低コストで提供することができる。

さらに、本発明を実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す組成を有する16の鋼種A〜Pを溶製してスラブとした。このスラブを、表２に示す製造条件(スラブ加熱温度、仕上温度、仕上圧延を終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間(*2)、巻取り温度)で板厚2.0mm の熱延鋼板とした。

この熱延鋼板を圧延方向が管軸方向となるように円筒状に成形してから継目部を電気抵抗溶接して、直径:60.5mm、肉厚:2.0mmの電縫鋼管とした。
そして、熱延鋼板の機械特性は、圧延方向に対して直角方向からJIS Z 2201に規定されている5号引張試験片を切り出して、室温で引張試験を行うことにより、引張強度及び全伸びを測定した。

また、図２に示す短冊50φ球頭張出試験片の長辺hが圧延方向に対して直角方向となるように切り出し、図３(a) にその主要部の構成を抽出して示す短冊50φ球頭張出試験機7を用いて短冊50φ球頭張出試験を行った。なお、図３(a)における符号8は上金型を、符号９は下金型を、符号10は直径50mmの球頭ポンチを、符号11は短冊50φ球頭張出試験片を、それぞれ示す。

そして、図３(b) に示すように短冊50φ球頭張出試験片11に割れ12が発生した時の張出高さを測定した。また、鋼板のハイドロフォーム成形は、図１に示すハイドロフォーム成形試験機1を用いて下方から水を注入して鋼板を張出させ、この際の張出高さを測定した。

一方、電縫鋼管の機械特性は、JIS Z 2201に規定されている11号引張試験片を切り出して室温で引張試験を行って引張強さと全伸びとを測定した。また、ハイドロフォーム成形は、図４(a) に示す鋼管17のハイドロフォーム成形試験機13の上金型14及び下金型15を用いて、鋼管17の管端を固定した状態で鋼管17内に水で内圧をかけて、鋼管17を上下の金型14、15により形成された空間16内に膨れ出させた。そして、図4(b) に示すように鋼管17にバースト部18を生じるまで行い、バースト部18を含む拡管部19の周長を測定した。そして、限界拡管率＝（破断部鋼管周長−素管周長）／素管周長×100(％)により、限界拡管率を求めた。

表２に、本発明により製造された熱延鋼板及び比較鋼板それぞれの特性(TS、TS・El)と、液圧張出高さ、短冊50φ球頭張出高さ)と、電縫鋼管の特性(TS、TS・限界拡管率)とを、まとめて示す。

表1及び表2に示すように、本発明で規定する条件を満足して製造された鋼板及び電縫鋼管(試番１〜12)は、各々の引張強度に対し、優れた伸び及び限界拡管率を示しており、ハイドロフォーム加工用熱延鋼板又は電縫鋼管として好適であることがわかる。

一方、Ｃ含有量、Mn含有量及びTi含有量が過多である試番13〜15は、鋼板及び電縫鋼管ともに同強度レベルの本発明例と比較すると、伸び又は限界拡管率が低く、加工性が劣ることがわかる。

また、Ti添加量が過少である試番16では、鋼板の特性は比較的優れるものの、造管後の電縫鋼管の延性及び限界拡管率が劣化していることがわかる。

鋼板のハイドロフォーム成形試験の状況を示す説明図である。短冊50φ球頭張出試験片を示す説明図である。図３(a) は、短冊50φ球頭張出試験機の主要部の構成を抽出して示す説明図であり、図３(b)は、割れが発生した短冊50φ球頭張出試験片を示す説明図である。図４(a) は、鋼管のハイドロフォーム成形試験機を示す説明図であり、図4(b)は、バースト部を生じた鋼管を示す説明図である。

符号の説明

1 ハイドロフォーム成形試験機
2 ダイス
3 ホルダ
4 液圧バルジ試験片
5 液体
6 短冊50φ球頭張出試験片
7 短冊50φ球頭張出試験機
8 上金型
9 下金型
10 球頭ポンチ
11 短冊50φ球頭張出試験片
12 割れ
13 ハイドロフォーム成形試験機
14 上金型
15 下金型
16 空間
17 鋼管
18 バースト部
19 拡管部

Claims

質量％で、Ｃ：0.01％超0.1％以下、Si：0.01％以上0.5％以下、Mn：0.1％以上2.0％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.001％以上0.1％以下、Ti：0.03％超0.2％以下、Nb：0.002％以上0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、さらに下記(a)式を満足し、残部Fe及び不純物からなる鋼組成を有し、引張強度が500(MPa)以上であるとともに引張強度(MPa)×単軸引張伸び(％)が13500(MPa・％)以上であることを特徴とするハイドロフォーム加工用熱延鋼板。
−0.15＜4(C＋N)−(Ti＋Ｖ＋Nb/2＋Mo/2)＜0.2 ・・・・・(a)
さらに、質量％でＶ：0.3 ％未満及び／又はMo：0.3 ％未満を含有する請求項1に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板。
さらに、質量％で、Ca：0.0002％以上0.01％以下を含有する請求項1又は請求項2に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板。
請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板を素材とし、管端固定条件でのハイドロフォーム成形における限界拡管率が下記(b)式を満足することを特徴とするハイドロフォーム加工用電縫鋼管。
鋼管の引張強度(MPa)×限界拡管率(％)≧6000(MPa・％) ・・・・・(b)
ただし、限界拡管率＝｛ (破断部鋼管周長−素管周長)／素管周長｝×100
請求項1から請求項３までのいずれか1項に記載された鋼組成を有する鋼塊又は鋼片を、1150℃以上として熱間圧延を行い、(Ar_３点＋100 ℃) 以下(Ar_３点−50℃) 以上で該熱間圧延を終了した後、巻取りまでの時間を3秒間以上60秒間以下として300℃以上700℃以下で巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法。