JP3549483B2

JP3549483B2 - Hydroform forming steel pipe excellent in processability and manufacturing method

Info

Publication number: JP3549483B2
Application number: JP2000403475A
Authority: JP
Inventors: 直樹吉永; 展弘藤田; 学高橋; 康浩篠原; 真也坂本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-12-28
Filing date: 2000-12-28
Publication date: 2004-08-04
Anticipated expiration: 2020-12-28
Also published as: JP2002206141A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば、自動車のパネル類、足廻り、メンバーなどに用いられる鋼管、および、その製造方法に関するものである。特に、ハイドロフォーム成形（特開平１０−１７５０２７号公報、参照）の用途に好適である。本発明の鋼板は、表面処理をしないものと、防錆のために溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施したものの両方を含む。亜鉛めっきとは、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金のめっきも含む。
【０００２】
本発明による鋼管は、特に、軸押し力の働くハイドロフォーム成形性に極めて優れており、ハイドロフォーム成形時の自動車用部品の製造効率を向上させることができる。さらに、本発明は、高強度鋼管にも適用できるため、部品の板厚を低減させることが可能となり、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
【０００３】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化が望まれている。高強度化することで板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。また、最近では、複雑な形状の部位について、高強度鋼の鋼管からハイドロフォーム法を用いて成形加工する試みが行われている。これは、自動車の軽量化や低コスト化のニーズに伴い、部品数の減少や溶接フランジ箇所の削減などを狙ったものである。
【０００４】
このように、ハイドロフォームなどの新しい成形加工方法が実際に採用されれば、コストの削減や設計の自由度が拡大されるなどの大きなメリットが期待される。このようなハイドロフォーム成形のメリットを充分に生かすためには、これらの新しい成形法に適した材料が必要となる。
本発明者らは、特願２０００−５２５７４号にて、集合組織を制御した成形性に優れた鋼管について出願している。しかしながら、このような鋼管を高温加工によって仕上げた鋼管には、固溶Ｃや固溶Ｎが多量に存在する場合が多く、ハイドロフォーム成形時の割れの原因となったり、ストレッチャーストレイン等の表面欠陥を誘発する場合がある。さらに鋼板を管状に巻いた後に高温で加工熱処理を加えることは生産性が悪く、地球環境に負荷をかけたり、コストアップになるという問題点も有する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
地球環境問題がますます深刻となる中、ハイドロフォーム成形に対して、これまで以上に高強度の鋼管への要求が高まることは必至と考えられるが、その際に成形性が従来以上に問題となってくることは間違いない。本発明は、より一層成形性の良好な鋼管、および、それを高いコストをかけることなく製造する方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ｓｉ：０．００１〜１．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００７％、Ａｌ：０．００８〜０．２％を満たす範囲で含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼管を構成するフェライト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上であり、鋼板１／２板厚における板面の｛１１１｝、｛１００｝、および、｛１１０｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比が、それぞれ、２．０以上、１．０以下、および、０．２以上で、かつ、｛１１１｝＜１１２＞または｛５５４｝＜２２５＞のＸ線ランダム強度比が１．５以上であり、前記結晶粒のアスペクト比の平均値が１．０以上３．０以下であって、管軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．３以上で、かつ、引張試験で評価される時効指数（ＡＩ）が４０ＭＰａ以下であることを特徴とする加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（２）表面粗度が０．８以下であることを特徴とする前記（１）に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（３）ＦｅとＣを主成分とする炭化物のうち体積率で３０％以上がフェライトの結晶粒内に存在することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（４）Ａｌ／Ｎが３〜２５であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（５）Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（６）ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含むことを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（７）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を０．００１〜０．２質量％以下含むことを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（８）Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＷおよびＭｏの１種または２種以上を合計で０．００１〜２．５質量％含むことを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（９）Ｃａを０．０００１〜０．０１質量％以下含むことを特徴とする前記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の加工性の優れたハイドロフォーム成形用鋼管。
（１０）前記（１）〜（９）の何れか１項に記載の鋼管を製造する方法であって、前記（１）または前記（４）〜（９）のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼を（Ａｒ₃変態点−５０℃）以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下の温度で巻き取り、圧下率２５％以上６０％未満の冷間圧延を施し、平均加熱速度４〜２００℃／時間で加熱し、最高到達温度を６００〜８００℃とする焼鈍を行い、５〜１００℃／ｈｒの速度で冷却した後、圧延方向が管軸方向となるように管状に接合することを特徴する加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
Ｃ：高強度化に有効で、また、Ｃ量を低減するためにはコストアップとなるので、０．０８質量％以上の添加とする。一方、良好なｒ値を得るためには過度の添加は好ましいものではないので、上限を０．２５質量％とする。Ｃ量を０．０８質量％未満とすれば、ｒ値が向上することは言うまでもないが、Ｃを低減することは本発明の目的ではないので、あえて除外した。０．１０超〜０．１８質量％が望ましい範囲である。
【０００８】
Ｓｉ：安価に機械的強度を高めることが可能であり、要求される強度レベルに応じて添加すればよいが、過剰の添加はメッキのぬれ性や加工性の劣化を招くばかりか、ｒ値の劣化を招くので、上限を１．５質量％とした。下限を０．００１質量％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。０．５質量％以下がより好ましい上限である。
【０００９】
Ｍｎ：高強度化に有効であるので必要に応じて添加すればよいが、過度の添加はｒ値を劣化させるので、２．０質量％を上限とする。０．０１質量％未満にするには製鋼コストが上昇し、また、Ｓに起因する熱間圧延割れを誘発するので、これを下限とする。０．０４〜０．８質量％が好ましい。また、よりｒ値を高めたい場合には、Ｍｎ量は低い方がよいので、０．０４〜０．１２質量％の範囲とするのが好ましい。
【００１０】
Ｐ：高強度化に有効な元素であるので０．００１質量％以上添加する。０．０６質量％超を添加すると、溶接性や溶接部の疲労強度、さらには、耐２次加工脆性が劣化するので、これを上限とする。好ましくは０．０４質量％未満である。
Ｓ：不純物であり、低いほど好ましく、熱間割れを防止するために、０．０５質量％以下とする。好ましくは、０．０１５質量％以下である。また、Ｍｎ量との関係において、Ｍｎ／Ｓ＞１０であることが好ましい。
【００１１】
Ｎ：良好なｒ値を得るためには、０．００１質量％以上の添加が必須である。多すぎると時効性を劣化させたり、多量のＡｌ添加が必要となるため、上限を０．００７質量％とする。０．００２〜０．００５質量％がより好ましい範囲である。
Ａｌは良好なｒ値を得るために必要であるので、０．００８質量％以上添加する。ただし、過度に添加すると、その効果はむしろ低減するだけでなく表面欠陥を誘発するので、上限を０．２質量％とする。好ましくは０．０１５〜０．０７質量％とする。
【００１２】
本発明によって得られる鋼管の管軸方向のｒ値（ｒＬ）は１．３以上である。ｒ値の測定はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いた引張試験を行い、１５％引っ張り後の標点間距離の変化と板幅変化からｒ値の定義にしたがって算出する。なお、均一伸びが１５％に満たない場合には１０％で評価してもよい。
弧状試験片は板状試験片のｒ値とは異なるのが一般的であるし、元の鋼管の径によっても変化してしまったり、さらに、弧の変化を測定するのが困難であるので、歪みゲージを装着して評価することが好ましい。ｒＬが１．４以上であると、ハイドロフォーム成形に対してより一層好ましい。鋼管のｒ値は、その形状から、通常は、ｒＬしか測定することができないが、鋼管をプレス等により平面上の板とし、その他の方向のｒ値を評価したとすれば、以下のとおりとなる。
【００１３】
平均ｒ値が１．２以上、圧延方向に対して４５゜方向のｒ値（ｒＤ）が０．９以上、圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上である。より好ましくは、それぞれ、１．３以上、１．０以上、１．３以上である。平均ｒ値は、（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４で与えられる。この場合のｒ値の測定はＪＩＳ１３号ＢまたはＪＩＳ５号Ｂ試験片を用いた引張試験を行い、１５％引張後の標点間距離の変化と板幅変化からｒ値の定義にしたがって算出すればよい。なお、均一伸びが１５％に満たない場合には１０％で評価してもよい。
【００１４】
鋼管を構成する結晶粒の平均結晶粒径は、１５μｍ以上である。これ以下の結晶粒経では良好なｒ値が得られない。また、これが６０μｍ以上となると成形時に肌荒れ等の問題になる場合があるため、６０μｍ未満であることが望ましい。結晶粒径は板面と垂直で圧延方向と平行な切断面（Ｌ断面）の板厚３／８〜５／８の範囲内について点算法などによって測定すればよい。なお、測定誤差を低減するためには結晶粒が１００個以上存在する面積について測定しなくてはならない。エッチングはナイタールが好ましい。結晶粒とはフェライト粒のことであり、平均結晶粒径とは上記のように測定した結晶粒径の全データの算術平均（単純平均）とする。
【００１５】
本発明の鋼管はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いた引張試験によって評価される時効指数（ＡＩ）が４０ＭＰａ以下である。固溶Ｃが多量に残存すると成形性が劣化したり、成形時にストレッチャーストレインなどが発生する場合がある。より好ましくは２５ＭＰａ以下である。
ＡＩは次のようにして測定する。まず管軸方向に１０％の引張変形を与える。１０％引張変形時の流動応力をσ１とする。次に１００℃にて１ｈｒの熱処理を加え、再度引張試験を行ったときの下降伏応力をσ２としたとき、ＡＩ＝σ２−σ１で与えられる。
【００１６】
ＡＩは固溶Ｃ、Ｎ量と正の相関があることはよく知られている。高温縮経加工によって製造された鋼管では、低温（２００〜４５０℃）での後熱処理を行わない限りは、ＡＩが４０ＭＰａを越えてしまい、本発明とは異なる。本発明の鋼管は、１００℃、１ｈｒ人工時効後の引張試験における降伏点伸びが１．５％以下であることが好ましい。
【００１７】
本発明の鋼管は表面粗度が小さい。すなわち、ＪＩＳＢ０６０１で規定されるＲａが０．８以下である。上記の高温縮経加工によって製造された鋼管が０．８超であるのとは対照的である。より好ましくは０．６以下である。
本発明によって得られる鋼管は、少なくとも板厚中心における板面のＸ線反射面ランダム強度比が、｛１１１｝面、｛１００｝面、および、｛１１０｝面について、それぞれ、２．０以上、１．０以下、および、０．２以上である。Ｘ線測定は鋼管そのものでは測定することができないので、次のようにして行う。
【００１８】
まず、鋼管を適当に切断して、プレス等により板状とする。これを測定板厚まで機械研磨などによって減厚し、最終的には１平均結晶粒径以上を目安に３０〜１００μｍ程度減厚させるよう化学研磨によって仕上げる。ランダム強度比とはランダムサンプルのＸ線強度を基準としたときの相対的な強度である。
板厚中心とは板厚の３／８〜５／８の範囲を指し、測定はこの範囲の任意の面で行えばよい。｛１１１｝面が多いほどｒ値が向上することは常識であり、これが高いに越したことはないが、本発明では、｛１１１｝面のみならず、｛１１０｝面のランダム強度比が通常より高いことに特徴がある。
【００１９】
｛１１０｝は、一般に、深絞り性を劣化させる面方位なので嫌われるが、本発明の場合、｛１１０｝を適度に残存させることはｒＬとｒＣの向上には好ましい。本発明で得られる｛１１０｝面とは、｛１１０｝＜１１０＞、｛１１０｝＜３３１＞、｛１１０｝＜００１＞、｛１１０｝＜１１３＞などからなる。
｛１１１｝＜１１２＞または｛５５４｝＜２２５＞のいずれか、または、両方のＸ線ランダム強度比は１．５以上である。これらの方位はハイドロフォーム成形性を向上させる方位であり、かつ、先に述べた高温縮経では、一般には得難い方位だからである。
【００２０】
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、板面の法線方向の結晶方位が＜ｈｋｌ＞であり、管軸方向の方位が＜ｕｖｗ＞であることを表している。上記の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞であらわされる結晶方位の存在は、級数展開法によって計算された３次元集合組織のφ２＝４５°断面上の（１１０）［１−１０］、（１１０）［３−３０］、（１１０）［００１］、（１１０）［１−１３］、（１１１）［１−２１］、（５５４）［−２−２５］の強度によって確認することができる。φ２＝４５°断面上の（１１１）［１−１０］、（１１１）［１−２１］、および、（５５４）［−２−２５］の強度は、それぞれ、３．０以上、２．０以上、および、２．０以上であることが望ましい。
【００２１】
さらに、鋼管を構成する結晶粒のアスペクト比の平均は、１．０以上３．０以下である。この範囲外であると良好なｒ値が得られない。アスペクト比とはＪＩＳＧ０５５２の方法によって測定される展伸度と同じである。すなわち、本発明の場合、板面と垂直で圧延方向と平行な切断面（Ｌ断面）における板厚３／８〜５／８の範囲内の圧延方向に垂直な一定長さの線分によって切断される結晶粒の数で圧延方向に平行な上記と同じ長さの線分によって切断される結晶粒の数を除したもので与えられる。アスペクト比の平均値とは上記のように測定したアスペクト比の全データの算術平均（単純平均）と定義する。
【００２２】
本発明の鋼管の組織は特に規定するものではないが、９０％以上のフェライトと１０％以下のセメンタイトおよびパーライトの１種または２種によって構成されることが良好な加工性を確保する観点から好ましい。より好ましくは、それぞれ９５％以上、５％以下である。これらのＦｅとＣを主成分とする炭化物のうち堆積率で３０％以上はフェライト結晶粒内に存在することも本発明の特徴である。
【００２３】
すなわち、フェライトの結晶粒界に存在する炭化物の全炭化物の体積に対する割合は最高でも３０％に満たない。炭化物が結晶粒界に多量に存在すると局部延性が劣化するためハイドロフォーム成形用に好ましくない。５０％以上がフェライト結晶粒内に存在することがなお好ましい。
Ａｌ／Ｎは３〜２５の範囲であることが好ましい。この範囲外では良好なｒ値を得ることが困難となる。好ましくは５〜１５の範囲である。
【００２４】
Ｂはｒ値を向上させたり、耐２次加工性脆性の改善に有効であるので必要に応じて添加する。０．０００１質量％未満ではその効果はわずかで、０．０１質量％超添加しても格段の効果は得られない。０．０００２〜０．００３０質量％が好ましい範囲である。
ＺｒとＭｇは脱酸元素として有効である。一方、過剰の添加は酸化物、硫化物や窒化物の多量の晶出や析出を招き清浄度が劣化して、延性を低下させてしまう上、メッキ性を損なう。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種を合計で、０．０００１〜０．５０質量％とする。
【００２５】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖも必要に応じて添加する。これらは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化したり加工性を向上することができるので、これらの１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上添加する。その合計が０．２質量％を越えた場合には、母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させるので、添加範囲を０．００１〜０．２質量％とした。より好ましくは０．０１〜０．０６質量％である。
【００２６】
Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏは強化元素であり、必要に応じて、これらの１種または２種以上を合計で、必要に応じて、０．００１質量％以上添する。過剰の添加は、コストアップや延性の低下を招くことから、２．５質量％以下とした。
Ｃａ：介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、適量の添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じて、０．０００１〜０．０１質量％の範囲で添加する。
【００２７】
また、不可避的不純物として、Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂなどを、それぞれ、０．０２質量％以下の範囲で含んでいても、本発明の効果を失するものではない。
さらに、製造にあたっては、高炉、転炉、電炉等による溶製に続き、各種の２次製錬を行い、インゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には室温付近まで冷却することなく熱間圧延するＣＣ−ＤＲなどの製造方法を組み合わせてもかまわない。鋳造インゴットや鋳造スラブを再加熱して熱間圧延を行ってもよいのは言うまでもない。熱間圧延の加熱温度は、特に限定するものではないが、ＡｌＮを固溶状態とするために、１１００℃以上とすることが好ましい。
【００２８】
熱延の仕上げ温度は（Ａｒ_３ −５０）℃以上で行う。好ましくは（Ａｒ_３＋３０）℃以上、さらに好ましくは（Ａｒ_３＋７０）℃以上である。本発明においては熱延板の集合組織はできるだけランダムにし、かつ熱延板の結晶粒径をできるだけ成長させておくことが最終製品のｒ値向上に好ましいためである。
熱延後の冷却速度は特に指定するものではないが巻き取り温度までの平均冷却速度を３０℃／ｓ未満とすることが好ましい。
【００２９】
巻き取り温度は７００℃以下とする。ＡｌＮの粗大化を抑制することで良好なｒ値を確保するためである。好ましくは６２０℃以下である。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施してもよい。また、粗圧延バーを互いに接合し、連続的に仕上げ熱延を行ってもよい。粗圧延バーは一度巻き取って再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。巻取温度の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、固溶Ｃを低減する観点から３５０℃以上とすることが好ましい。
【００３０】
熱間圧延後は酸洗することが望ましい。
熱延後の冷間圧延は本発明において重要である。すなわち、これを２５〜６０％未満とする。従来の技術では冷延圧下率を６０％以上とする強圧下冷延によってｒ値の向上を図るのが基本であるが、本発明の鋼板では、むしろ冷延率を低くすることが肝要であることを新たに見出したものである。冷延率が２５％未満または６０％超であるとｒ値が低くなるので、２５〜６０％に限定する。３０〜５５％がより好ましい範囲である。
【００３１】
焼鈍は箱焼鈍が基本であるが、下記の要件を満たせばこの限りではない。良好なｒ値を得るためには、加熱速度を４〜２００℃／ｈｒとする必要がある。さらには１０〜４０℃／ｈｒが好ましい。最高到達温度もｒ値確保の観点から６００〜８００℃とすることが望ましい。６００℃未満では再結晶が完了せず加工性が劣化する。
【００３２】
一方、８００℃超ではα＋γ域のγ分率の高い側に入るため、加工性が劣化する場合がある。なお、最高到達温度での保持時間は特に指定するものではないが、（最高到達温度−２０）℃以上での保持時間が２ｈｒ以上であることがｒ値向上の観点から好ましい。冷却速度は、固溶Ｃを十分に低減する観点から決定される。すなわち、５〜１００℃／ｈｒの範囲とする。
【００３３】
焼鈍後のスキンパスは、形状強制や強度調整、さらには、常温非時効性を確保する観点から、必要に応じて行う。０．５〜５．０％が好ましい圧下率である。このようにして製造された鋼板を圧延方向が管軸方向となるように溶接する。圧延方向以外、例えば、圧延方向と直角方向が管軸となるようにしても、ハイドロフォーム用として特に劣るものにはならないが、生産性が劣化するためである。
【００３４】
鋼管の製造にあたっては、通常は電縫溶接を用いるが、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法等を用いることもできる。これらの溶接鋼管製造において、溶接熱影響部に対しては、必要とする特性に応じて、局部的な固溶化熱処理を、単独あるいは複合して、場合によっては、複数回重ねて施してもよく、本発明の効果をさらに高める。この熱処理は溶接部と溶接熱影響部のみに付加することが目的であって、製造時にオンラインで、あるいは、オフラインで施行できる。なお、同様の熱処理を加工性を向上させる目的で鋼管全体に対して施しても構わない。
【００３５】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を溶製して１２３０℃に加熱後、表１に示す仕上げ温度で熱間圧延して巻き取った。酸洗後、表２に示す圧下率で冷延されたのち加熱速度２０℃／ｈｒ、最高到達温度を６９０℃とする焼鈍をおこない、１２時間保持後、１７℃／ｈｒで冷却した。さらに、１．５％のスキンパスを施した。これの板を電縫溶接によって造管した。
【００３６】
得られた鋼管の加工性の評価は以下の方法で行った。前もって鋼管に１０ｍｍφのスクライブドサークルを転写し、内圧と軸押し量を制御して、円周方向への張り出し成形を行った。バースト直前での最大拡管率を示す部位（拡管率＝成形後の最大周長／母管の周長）の軸方向の歪εΦと円周方向の歪εθを測定した。この２つの歪の比ρ＝εΦ／εθと最大拡管率をプロットし、ρ＝−０．５となる拡管率Ｒｅをもってハイドロフォームの成形性指標とした。機械的性質の評価はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いて行った。ｒ値は試験片形状に影響されるため、同試験片に歪みゲージを貼り付けて評価した。Ｘ線測定は、縮径後の鋼管から弧状試験片を切り出し、プレスして平板とした。これを機械研磨によって板厚中心付近まで減厚し、化学研磨によって仕上げ、Ｘ線測定に供した。
【００３７】
表２より明らかなとおり、本発明例ではいずれも良好なｒ値と伸びを有するのに対して、本発明外の例ではこれらの特性が劣っていた。
【００４０】
【表１】

【００４１】
【表２】

【００４２】
本発明は、加工性に優れたハイドロフォーム成形用鋼管とその製造方法を提供するものであり、ハイドロフォーム成形性に好適であり、地球環境保全などに貢献するものである。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel pipe used for, for example, automobile panels, suspensions, members, and the like, and a method for manufacturing the same. Particularly, it is suitable for use in hydroform molding (see JP-A-10-175027). The steel sheet of the present invention includes both a sheet not subjected to a surface treatment and a sheet subjected to a surface treatment such as hot-dip galvanizing or electroplating for rust prevention. Zinc plating includes plating of an alloy whose main component is zinc, in addition to pure zinc.
[0002]
The steel pipe according to the present invention is particularly excellent in hydroformability, in which axial pushing force acts, and can improve the production efficiency of automotive parts during hydroform molding. Further, since the present invention can be applied to high-strength steel pipes, it is possible to reduce the thickness of parts, which is considered to contribute to global environmental conservation.
[0003]
[Prior art]
With the need to reduce the weight of automobiles, higher strength of steel sheets is desired. By increasing the strength, it is possible to reduce the weight by reducing the plate thickness and to improve the safety in the event of a collision. Recently, attempts have been made to form a complex-shaped part from a high-strength steel pipe by using a hydroforming method. This aims to reduce the number of parts and the number of welding flanges, etc., in response to the need for lighter weight and lower cost automobiles.
[0004]
As described above, if a new forming method such as hydroforming is actually adopted, great merits such as cost reduction and design flexibility are expected. In order to make full use of the merits of such hydroform molding, materials suitable for these new molding methods are required.
The present inventors have filed an application in Japanese Patent Application No. 2000-52574 for a steel pipe having a controlled texture and excellent formability. However, a steel pipe obtained by finishing such a steel pipe by high-temperature processing often contains a large amount of solid solution C or solid solution N, which may cause cracking during hydroforming or may cause surface damage such as stretcher strain. May induce defects. Further, applying a thermomechanical treatment at a high temperature after winding a steel sheet into a tube has a problem in that productivity is poor, which imposes a burden on the global environment and increases costs.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As global environmental problems become more and more serious, it is considered inevitable that demands for higher-strength steel pipes for hydroform molding will inevitably increase. No doubt it will be. The present invention provides a steel pipe having better formability, and a method for manufacturing the same without increasing costs.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention is as follows.
(1) In mass%, C: 0.08 to 0.25%, Si: 0.001 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, P: 0.001 to 0.06% , S: 0.05% or less, N: 0.001 to 0.007%, Al: 0.008 to 0.2%, with the balance being iron and unavoidable impurities , constituting a steel pipe to average crystal grain size of the ferrite grains Ri der least 15 [mu] m, {111} plate surface in steel 1/2 sheet thickness, {100}, and each X-ray reflection surfaces random intensity ratio of {110}, respectively , 2.0 or more, 1.0 or less, and 0.2 or more, and the X-ray random intensity ratio of {111} <112> or {554} <225> is 1.5 or more; a the average value of the grain aspect ratio of 1.0 to 3.0, a tube axial direction of the r value (rL) of 1.3 Above, and the tensile excellent hydroformed steel pipe workability, wherein the aging index is evaluated in the test (AI) is less than 40 MPa.
(2) The steel pipe for hydroforming according to the above (1), which has a surface roughness of 0.8 or less.
( 3 ) Excellent workability according to the above (1) or (2) , wherein 30% or more by volume of carbides mainly composed of Fe and C are present in the crystal grains of ferrite. Hydroforming steel pipe.
( 4 ) The steel pipe for hydroforming according to any one of (1) to ( 3 ), wherein Al / N is 3 to 25.
( 5 ) The steel pipe for hydroforming according to any one of the above (1) to ( 4 ), which contains 0.0001 to 0.01% by mass of B.
( 6 ) Excellent workability according to any one of (1) to ( 5 ), wherein one or two of Zr and Mg are contained in a total amount of 0.0001 to 0.5% by mass. Hydroform forming steel pipe.
( 7 ) The processability according to any one of (1) to ( 7 ), wherein one or more of Ti, Nb, and V are contained in an amount of 0.001 to 0.2% by mass or less. Excellent steel pipe for hydroforming .
( 8 ) The method according to any of (1) to ( 7 ), wherein one or more of Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W, and Mo are contained in a total of 0.001 to 2.5% by mass. The steel pipe for hydroform molding excellent in workability according to any one of the preceding claims.
( 9 ) The hydroform-forming steel pipe according to any one of (1) to ( 8 ), which contains 0.0001 to 0.01% by mass or less of Ca.
( 10 ) The method for producing a steel pipe according to any one of (1) to ( 9 ), wherein the chemistry according to any one of (1) or ( 4 ) to ( 9 ) is used. Hot rolling is completed at a temperature of not less than (Ar ₃ transformation point −50 ° C.), rolled at a temperature of not more than 700 ° C., subjected to cold rolling at a rolling reduction of 25% or more and less than 60%, and average heating rate After heating at 4 to 200 ° C./hour, annealing at a maximum temperature of 600 to 800 ° C., and cooling at a rate of 5 to 100 ° C./hr, joining in a tubular shape so that the rolling direction is in the tube axis direction. A method for producing a steel pipe for hydroform molding, which is excellent in workability.
[0007]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
C: Addition of 0.08% by mass or more is effective for increasing the strength and increasing the cost to reduce the amount of C. On the other hand, in order to obtain a good r value, excessive addition is not preferable, so the upper limit is set to 0.25% by mass. If the C content is less than 0.08% by mass, it is needless to say that the r value is improved. However, since the reduction of C is not the object of the present invention, it was excluded. A desirable range is more than 0.10 to 0.18% by mass.
[0008]
Si: It is possible to increase mechanical strength at low cost, and it is sufficient to add according to the required strength level. However, excessive addition not only causes deterioration of wettability and workability of plating, but also increases the r value. Since deterioration is caused, the upper limit is set to 1.5% by mass. The lower limit is set to 0.001% by mass because it is difficult to make the lower limit from the viewpoint of steelmaking technology. 0.5 mass% or less is a more preferable upper limit.
[0009]
Mn: It is effective for increasing the strength and may be added as needed. However, since excessive addition degrades the r value, the upper limit is 2.0% by mass. If the content is less than 0.01% by mass, the steelmaking cost increases, and hot rolling cracks caused by S are induced. Therefore, the lower limit is set. 0.04 to 0.8% by mass is preferred. Further, when it is desired to further increase the r value, the lower the Mn content, the better. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.04 to 0.12% by mass.
[0010]
P: 0.001% by mass or more is added because it is an element effective for increasing the strength. If more than 0.06% by mass is added, the weldability, the fatigue strength of the welded portion, and the secondary work brittleness resistance are deteriorated. Preferably it is less than 0.04% by mass.
S: It is an impurity, the lower the more, the more preferable. In order to prevent hot cracking, the content is 0.05% by mass or less. Preferably, it is 0.015% by mass or less. Further, in relation to the amount of Mn, it is preferable that Mn / S> 10.
[0011]
N: In order to obtain a good r value, addition of 0.001% by mass or more is essential. If the amount is too large, the aging property is deteriorated or a large amount of Al needs to be added, so the upper limit is made 0.007% by mass. 0.002 to 0.005% by mass is a more preferable range.
Since Al is necessary to obtain a good r value, 0.008% by mass or more is added. However, if added excessively, the effect is not only reduced but also induces surface defects, so the upper limit is made 0.2% by mass. Preferably it is 0.015-0.07 mass%.
[0012]
The r value (rL) in the pipe axis direction of the steel pipe obtained by the present invention is 1.3 or more. The r value is measured by performing a tensile test using a JIS No. 12 arc-shaped test piece, and calculating from the change in gauge distance after 15% tension and the change in plate width according to the definition of the r value. If the uniform elongation is less than 15%, it may be evaluated at 10%.
Since the arc-shaped test piece is generally different from the r-value of the plate-shaped test piece, it changes depending on the diameter of the original steel pipe, and it is difficult to measure the change in the arc, It is preferable to attach a strain gauge and evaluate. When rL is 1.4 or more, it is even more preferable for hydroform molding. The r value of the steel pipe can be measured only from the shape thereof, usually only rL. However, if the steel pipe is formed into a flat plate by pressing or the like and the r values in other directions are evaluated, the following is obtained. Become.
[0013]
The average r value is 1.2 or more, the r value (rD) in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is 0.9 or more, and the r value (rC) in the direction perpendicular to the rolling direction is 1.2 or more. More preferably, they are 1.3 or more, 1.0 or more, and 1.3 or more, respectively. The average r value is given by (rL + 2 × rD + rC) / 4. In this case, the r value is measured by performing a tensile test using a JIS No. 13B or JIS No. 5B test piece and calculating according to the definition of the r value from the change in the gauge length and the change in the plate width after 15% tension. Good. If the uniform elongation is less than 15%, it may be evaluated at 10%.
[0014]
The average crystal grain size of the crystal grains constituting the steel pipe is 15 μm or more. If the crystal grain size is smaller than this, a good r value cannot be obtained. Further, if the thickness is 60 μm or more, there may be a problem such as surface roughness during molding, and therefore it is preferable that the thickness is less than 60 μm. The crystal grain size may be measured by a point calculation method or the like in a range of a sheet thickness of 切断 to ／ of a cut plane (L section) perpendicular to the sheet surface and parallel to the rolling direction. In order to reduce the measurement error, it is necessary to measure the area where 100 or more crystal grains exist. Etching is preferably performed with nital. The crystal grains are ferrite grains, and the average crystal grain size is an arithmetic average (simple average) of all data of the crystal grain sizes measured as described above.
[0015]
The steel pipe of the present invention has an aging index (AI) of 40 MPa or less, which is evaluated by a tensile test using a JIS No. 12 arc-shaped test piece. If a large amount of solid solution C remains, moldability may be degraded, or a stretcher strain may be generated during molding. More preferably, it is 25 MPa or less.
AI is measured as follows. First, 10% tensile deformation is given in the pipe axis direction. The flow stress at the time of 10% tensile deformation is σ1. Next, when a heat treatment of 1 hour is applied at 100 ° C., and the tensile stress at the time of performing the tensile test again is σ2, it is given by AI = σ2−σ1.
[0016]
It is well known that AI has a positive correlation with the amounts of dissolved C and N. Unless post-heat treatment is performed at a low temperature (200 to 450 ° C.), AI exceeds 40 MPa in a steel pipe manufactured by high-temperature warping, which is different from the present invention. The steel pipe of the present invention preferably has a yield point elongation of 1.5% or less in a tensile test at 100 ° C. for 1 hour after artificial aging.
[0017]
The steel pipe of the present invention has a small surface roughness. That is, Ra defined by JISB0601 is 0.8 or less. This is in contrast to steel pipes produced by the above-mentioned high-temperature warping, which are more than 0.8. It is more preferably 0.6 or less.
The steel pipe obtained by the present invention has an X-ray reflection surface random intensity ratio of at least the plate surface at the center of the plate thickness of at least 2.0 for the {111} surface, the {100} surface, and the {110} surface, respectively. 1.0 or less and 0.2 or more. Since the X-ray measurement cannot be performed with the steel pipe itself, it is performed as follows.
[0018]
First, a steel pipe is appropriately cut and formed into a plate shape by a press or the like. The thickness is reduced by mechanical polishing or the like to the thickness of the measurement plate, and is finally finished by chemical polishing so as to reduce the thickness by about 30 to 100 μm with the average crystal grain size not less than 1 as a standard. The random intensity ratio is a relative intensity based on the X-ray intensity of a random sample.
The plate thickness center indicates a range of 3/8 to 5/8 of the plate thickness, and the measurement may be performed on any surface in this range. It is common sense that as the number of {111} planes increases, the r-value improves, and this is not surpassed. However, in the present invention, the random intensity ratio of not only the {111} plane but also the {110} plane is usually It is characterized by being higher.
[0019]
Generally, {110} is disliked because it is a plane orientation that deteriorates the deep drawability, but in the present invention, it is preferable to keep {110} moderately in order to improve rL and rC. The {110} plane obtained by the present invention includes {110} <110>, {110} <331>, {110} <001>, {110} <113> and the like.
Either {111} <112> or {554} <225>, or both, have an X-ray random intensity ratio of 1.5 or more. This is because these orientations are orientations that improve the hydroform moldability, and are generally difficult to obtain with the above-described high-temperature shrinkage.
[0020]
Note that {hkl} <uvw> indicates that the crystal orientation in the normal direction of the plate surface is <hkl> and the orientation in the tube axis direction is <uvw>. The existence of the crystal orientation represented by the above {hkl} <uvw> is based on the (110) [1-10] and (110) [3] on the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional texture calculated by the series expansion method. -30], (110) [001], (110) [1-13], (111) [1-21], and (554) [-2-25]. The strengths of (111) [1-10], (111) [1-21], and (554) [-2-25] on the φ2 = 45 ° cross section are 3.0 or more and 2.0, respectively. More preferably, it is desirably 2.0 or more.
[0021]
Further, the average of the aspect ratios of the crystal grains constituting the steel pipe is 1.0 or more and 3.0 or less. Outside this range, a good r value cannot be obtained. The aspect ratio is the same as the elongation measured by the method of JIS G0552. That is, in the case of the present invention, cutting is performed by a line segment having a constant length perpendicular to the rolling direction within a range of a sheet thickness of 3/8 to 5/8 on a cutting plane (L section) perpendicular to the sheet surface and parallel to the rolling direction. It is obtained by dividing the number of crystal grains cut by a line segment having the same length parallel to the rolling direction by the number of crystal grains to be cut. The average value of the aspect ratio is defined as the arithmetic average (simple average) of all the data of the aspect ratio measured as described above.
[0022]
Although the structure of the steel pipe of the present invention is not particularly limited, it is preferable that the steel pipe be constituted by 90% or more of ferrite and 10% or less of one or two of cementite and pearlite from the viewpoint of securing good workability. . More preferably, they are respectively 95% or more and 5% or less. It is also a feature of the present invention that 30% or more of these carbides containing Fe and C as main components are present in ferrite crystal grains at a deposition rate of 30% or more.
[0023]
That is, the ratio of the carbide present at the grain boundaries of ferrite to the total carbide is less than 30% at most. If a large amount of carbides is present at the crystal grain boundaries, local ductility is deteriorated, which is not preferable for hydroforming. More preferably, at least 50% is present in the ferrite grains.
Al / N is preferably in the range of 3 to 25. Outside this range, it is difficult to obtain a good r value. Preferably it is in the range of 5 to 15.
[0024]
B is added as necessary because it is effective for improving the r value and improving the resistance to secondary workability and brittleness. If the amount is less than 0.0001% by mass, the effect is slight. Even if the amount exceeds 0.01% by mass, a remarkable effect cannot be obtained. 0.0002 to 0.0030% by mass is a preferable range.
Zr and Mg are effective as deoxidizing elements. On the other hand, excessive addition causes a large amount of crystallization or precipitation of oxides, sulfides or nitrides, deteriorating cleanliness, lowering ductility and impairing plating properties. Therefore, if necessary, one or two of these may be added in a total amount of 0.0001 to 0.50% by mass.
[0025]
Ti, Nb, and V are also added as needed. Since these can form a carbide, a nitride or a carbonitride to increase the strength of a steel material and improve workability, one or more of these are added in a total amount of 0.001% by mass or more. I do. If the total amount exceeds 0.2% by mass, a large amount of carbide, nitride or carbonitride precipitates in ferrite grains or grain boundaries as a parent phase and reduces ductility. 0.001 to 0.2% by mass. More preferably, it is 0.01 to 0.06% by mass.
[0026]
Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W, and Mo are strengthening elements, and if necessary, one or more of them may be added in a total amount of 0.001% by mass or more as needed. Excessive addition leads to an increase in cost and a reduction in ductility, so the content was made 2.5 mass% or less.
Ca: an element effective for deoxidation in addition to controlling inclusions. Addition of an appropriate amount improves hot workability, but excessive addition conversely promotes hot embrittlement. It is added in the range of 0001 to 0.01% by mass.
[0027]
Further, the effects of the present invention are not lost even if O, Zn, Pb, As, Sb, and the like are contained as unavoidable impurities in the range of 0.02% by mass or less.
In addition, in manufacturing, following smelting by blast furnace, converter, electric furnace, etc., various secondary smelting is performed, ingot casting and continuous casting are performed, and in the case of continuous casting, heat is cooled without cooling to around room temperature. A manufacturing method such as CC-DR for cold rolling may be combined. It goes without saying that the cast ingot or the cast slab may be reheated to perform hot rolling. The heating temperature of the hot rolling is not particularly limited, but is preferably 1100 ° C. or higher in order to make AlN into a solid solution state.
[0028]
Finishing temperature of hot rolling is performed at _(Ar 3 -50) ℃ or higher. The temperature is preferably (Ar ₃ +30) ° C. or higher, more preferably (Ar ₃ +70) ° C. or higher. In the present invention, it is preferable to make the texture of the hot-rolled sheet as random as possible and to grow the crystal grain size of the hot-rolled sheet as much as possible in order to improve the r-value of the final product.
Although the cooling rate after hot rolling is not particularly specified, the average cooling rate up to the winding temperature is preferably less than 30 ° C./s.
[0029]
The winding temperature is 700 ° C. or less. This is because a good r value is secured by suppressing the coarsening of AlN. Preferably it is 620 ° C or lower. Lubrication may be performed for one or more passes of hot rolling. Further, the rough rolling bars may be joined to each other and the finish hot rolling may be continuously performed. The rough rolling bar may be wound once, rewound again, and then subjected to finish hot rolling. Although the lower limit of the winding temperature can be obtained without any particular effect, the temperature is preferably 350 ° C. or higher from the viewpoint of reducing solid solution C.
[0030]
After hot rolling, it is desirable to perform pickling.
Cold rolling after hot rolling is important in the present invention. That is, this is set to 25 to less than 60%. In the prior art, it is fundamental to improve the r-value by cold rolling under a high rolling reduction of 60% or more, but in the steel sheet of the present invention, it is more important to lower the cold rolling reduction. This is a new finding. If the cold rolling reduction is less than 25% or more than 60%, the r-value will be low, so the content is limited to 25 to 60%. 30-55% is a more preferable range.
[0031]
Annealing is basically box annealing, but is not limited to this if the following requirements are satisfied. In order to obtain a good r value, the heating rate needs to be 4 to 200 ° C./hr. Furthermore, 10 to 40 ° C./hr is preferable. It is desirable that the highest temperature be 600 to 800 ° C. from the viewpoint of securing the r value. If the temperature is lower than 600 ° C., recrystallization is not completed and workability deteriorates.
[0032]
On the other hand, if the temperature exceeds 800 ° C., the workability is sometimes deteriorated because the γ fraction in the α + γ region is on the higher side. The holding time at the highest temperature is not particularly specified, but the holding time at (highest temperature -20) ° C. or more is preferably 2 hours or more from the viewpoint of improving the r value. The cooling rate is determined from the viewpoint of sufficiently reducing solid solution C. That is, the range is 5 to 100 ° C./hr.
[0033]
The skin pass after annealing is performed as necessary from the viewpoint of shape forcing, strength adjustment, and ensuring non-aging at room temperature. 0.5 to 5.0% is a preferable rolling reduction. The steel plate manufactured in this way is welded so that the rolling direction is the tube axis direction. Even if the tube axis is set to a direction other than the rolling direction, for example, a direction perpendicular to the rolling direction, it is not particularly inferior for hydroforming, but this is because productivity is deteriorated.
[0034]
In the production of steel pipes, usually, electric resistance welding is used, but welding and pipe forming techniques such as TIG, MIG, laser welding, UO and forging can also be used. In the production of these welded steel pipes, the heat-affected zone is subjected to local solution heat treatment, alone or in combination, depending on the required properties, and in some cases, may be applied multiple times. The effect of the present invention is further enhanced. This heat treatment is intended to be applied only to the welded portion and the heat affected zone, and can be performed online or offline during manufacturing. The same heat treatment may be performed on the entire steel pipe for the purpose of improving workability.
[0035]
【Example】
Each steel having the components shown in Table 1 was melted and heated to 1230 ° C., and then hot-rolled at the finishing temperature shown in Table 1 and wound up. After pickling, the steel sheet was cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 2, then annealed at a heating rate of 20 ° C./hr and a maximum temperature of 690 ° C., kept for 12 hours, and cooled at 17 ° C./hr. Further, a 1.5% skin pass was applied. The plate was formed by electric resistance welding.
[0036]
The workability of the obtained steel pipe was evaluated by the following method. A scribed circle having a diameter of 10 mm was transferred to a steel pipe in advance, and the inner pressure and the amount of axial pressing were controlled to perform overhang forming in the circumferential direction. The strain εΦ in the axial direction and the strain εθ in the circumferential direction of the portion showing the maximum expansion rate immediately before the burst (expansion rate = maximum perimeter after molding / perimeter of the mother pipe) were measured. The ratio ρ = εΦ / εθ of the two strains and the maximum expansion ratio were plotted, and the expansion ratio Re at which ρ = −0.5 was used as the formability index of the hydroform. Evaluation of the mechanical properties was performed using a JIS No. 12 arc-shaped test piece. Since the r value is affected by the shape of the test piece, a strain gauge was attached to the test piece and evaluated. In the X-ray measurement, an arc-shaped test piece was cut out from the steel pipe after diameter reduction and pressed to obtain a flat plate. This was reduced to near the center of the plate thickness by mechanical polishing, finished by chemical polishing, and subjected to X-ray measurement.
[0037]
As is clear from Table 2, all of the examples of the present invention had a good r value and elongation, whereas those of the examples other than the present invention were inferior in these characteristics.
[0040]
[Table 1]

[0041]
[Table 2]

[0042]
The present invention provides a steel pipe for forming a hydroform having excellent workability and a method for producing the same. The present invention is suitable for the formability of a hydroform and contributes to global environmental protection and the like.

Claims

In mass%,
C: 0.08 to 0.25%
Si: 0.001 to 1.5%
Mn: 0.01 to 2.0%
P: 0.001 to 0.06%
S: 0.05% or less N: 0.001 to 0.007%
Al: 0.008 to 0.2%
And the balance consists of iron and unavoidable impurities. The average crystal grain size of the ferrite grains constituting the steel pipe is 15 μm or more, and {111}, {100} The random intensity ratio of each of the X-ray reflection surfaces of {} and {110} is 2.0 or more and 1.0 or less and 0.2 or more, respectively, and {111} <112> or {554}. The X-ray random intensity ratio of <225> is 1.5 or more, the average value of the aspect ratio of the crystal grains is 1.0 or more and 3.0 or less, and the r value (rL) in the tube axis direction is 1 in .3 or more and a tensile excellent hydroformed steel pipe workability, wherein the aging index is evaluated in the test (AI) is less than 40 MPa.

The steel pipe for hydroforming according to claim 1, wherein the surface roughness is 0.8 or less.

Excellent formability hydroformed steel pipe according to claim 1 or 2 more than 30% by volume of carbides mainly composed of Fe and C is characterized by the presence in the crystal grains of the ferrite.

The steel pipe for hydroforming according to any one of claims 1 to 3 , wherein Al / N is 3 to 25.

The steel pipe for hydroform molding excellent in workability according to any one of claims 1 to 4 , wherein B is contained in 0.0001 to 0.01% by mass.

The steel pipe for hydroforming according to any one of claims 1 to 5 , wherein one or two kinds of Zr and Mg are contained in a total amount of 0.0001 to 0.5% by mass. .

The hydroform molding excellent in processability according to any one of claims 1 to 6 , wherein one or more of Ti, Nb, and V are contained in an amount of 0.001 to 0.2% by mass or less. For steel pipe.

8. The method according to claim 1, wherein one or more of Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W and Mo are contained in a total amount of 0.001 to 2.5% by mass. 9. Hydroforming steel pipe with excellent workability.

The hydroforming steel pipe having excellent workability according to any one of claims 1 to 8 , wherein Ca is contained in an amount of 0.0001 to 0.01% by mass or less.

A method of manufacturing a steel pipe according to any one of claims 1 to 9 a steel having a chemical composition according to any one of claims 1 or claim 4 ~ 9 (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or more, complete hot rolling, take up at a temperature of 700 ° C or less, perform cold rolling at a draft of 25% or more and less than 60%, and heat at an average heating rate of 4 to 200 ° C / hour. After annealing at a maximum temperature of 600 to 800 ° C. and cooling at a rate of 5 to 100 ° C./hr, the tube is joined so that the rolling direction is in the tube axis direction. A method for producing a steel pipe for hydroforming .