JP3828720B2 - 成形性の優れた鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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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。
本発明の鋼管は、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。
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。
【０００２】
【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。
【０００３】
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号により、集合組織を制御した成形性に優れた鋼管について提案している。
【０００４】
【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技術を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組織およびその制御方法を見出し、これを限定することで、ハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管を提供するものである。
即ち、本発明の要旨とするところは次の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｐ ：０．００１〜０．２％、 Ｓ ：０．０５％以下、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ａｌ，ＺｒおよびＭｇの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％、
さらに、Ｍｎ，ＴｉおよびＮｂのうち１種または２種以上をＭｎ：３．０％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１５％以下で、かつ０．５≦（Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂ）≦５を満たす範囲で含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、鋼板の１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比が５．０以上で、かつ鋼板の１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が２．０未満であることを特徴とする成形性の優れた鋼管。
（２） 鋼管の軸方向、円周方向および４５゜方向のｒ値が全て１．４以上であることを特徴とする上記（１）に記載の成形性の優れた鋼管。
（３） さらに質量％で、Ｖを０．００１〜０．２％含むことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の成形性の優れた鋼管。
（４） さらに質量％で、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（５） さらに質量％で、Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５％含むことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（６） さらに質量％で、Ｃａを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする上記 （１）〜（５）のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
【０００６】
（７） 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼管を得るにあたり、縮径加工に供するに際して、一旦Ａｃ3 変態点以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の温度域で縮径率４０％以上となるように縮径加工を行い、Ａｒ3 変態点以上で縮径加工を完了し、縮径加工完了から５秒以内に冷却を開始し、５℃／ｓ以上の速度で（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下まで冷却することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
（８） 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼管を得るにあたり、縮径加工に供するに際して、一旦Ａｃ3 変態点以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の温度域で縮径率４０％以上となるように縮径加工を行い、引き続きＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃の温度域での縮径率１０％以上となるように縮径加工を行い，Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃で縮径加工を完了することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
（９） 母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が＋１０％〜−１０％となる縮径加工を施すことを特徴とする上記（７）または（８）に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
まず、上記（１）の要件について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００５％以上の添加とするが、集合組織を制御する上では過度の添加は好ましいものではなく、上限を０．５０％とする。０．００１〜０．３％がより好ましく、０．００２〜０．２％がさらに好ましい範囲である。
【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良いが、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良好な集合組織形成を阻害するので、上限を２．５％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのは製鋼技術上困難なためである。
【０００９】
Ｐ：高強度化に有効な元素であるので０．００１以上添加する。０．２％超添加すると熱間圧延や縮径加工時に欠陥が発生したり、成形性が劣化したりするので、０．２％を上限とする。
【００１０】
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％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
【００１１】
Ｎ：不純物であり低いほど好ましく、加工性を劣化させるため上限を０．０１％以下とする。０．００５％以下がより好ましい範囲である。
【００１２】
Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂ：本発明において重要である。Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂはγ域での縮径加工を行った際に、γ相の再結晶を抑制したり、変態中のバリアント選択に好ましい影響を与え、集合組織を改善する効果を有するので、それぞれ３．０％、０．２％および０．１５％を上限とし、１種または２種以上添加する。
これらの上限を超えて添加しても集合組織を改善する効果は飽和するだけでなく、延性の低下を招くことがある。
さらにＭｎ，Ｔｉ，Ｎｂは０．５≦（Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂ）≦５を満たす範囲で添加せねばならない。Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂが０．５未満では集合組織の改善効果は小さい。一方、Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂを５を超えて添加しても、集合組織の改善効果は小さく、鋼管が極度に硬質化して延性を損なうので、５を上限とする。１〜４がより好ましい範囲である。
【００１３】
Ａｌ，Ｚｒ，Ｍｇ：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、これらの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０％とする。
【００１４】
鋼板の１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞および｛１１１｝＜１１２＞のＸ線ランダム強度比：本発明において重要な特性値である。
板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１１｝＜１１０＞方位の強度比が５．０以上、かつ｛１１１｝＜１１２＞は２．０未満であることが必要である。
【００１５】
｛１１１｝＜１１２＞方位は、ハイドフォーム成形に対して好ましい方位であるが、通常の高ｒ値冷延鋼板の代表的な結晶方位であるので、区別する意味であえて２．０未満とした。また、低炭素冷延鋼板を箱焼鈍して得られる集合組織は｛１１１｝＜１１０＞が主方位で、｛１１１｝＜１１２＞が副方位となるため、本発明の集合組織の特徴と類似するが、この場合でも｛１１１｝＜１１２＞は２．０以上の強度比となるので、本発明の鋼管とは明瞭に区別される。
｛１１１｝＜１１０＞が７．０以上、｛１１１｝＜１１２＞が１．０未満であればより好ましい。
【００１６】
｛１１１｝＜１１２＞と同様に、｛５５４｝＜２２５＞も高ｒ値冷延鋼板の主方位であるが、本発明の鋼管にはほとんど存在せず、その強度は２．０未満、さらに好ましくは１．０未満である。これらの各方位のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝極点図よりベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝， ｛１００｝，｛２１１｝，｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
例えば、後者の方法によって各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１１）［１−１０］、（１１１）［１−２１］、（５５４）［−２−２５］の強度で代表させる。
【００１７】
なお、本発明の集合組織は通常の場合、φ２＝４５°断面において（１１１）［１−１０］方位に最高強度を有し、この方位群から離れるにしたがって徐々に強度レベルが低下するが、Ｘ線の測定精度の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、Ｘ線試料作製の精度の問題などを考慮すると、最高強度を示す方位がこれらの方位群から±５°程度ずれる場合も有りうる。
【００１８】
さらに｛００１｝＜１１０＞の強度は特に限定しないが、２．０以下であることが好ましい。これらは軸方向のｒ値を低下せしめる方位だからである。より好ましくは１．０以下である。その他の方位、例えば｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞などの強度も特に限定しないが、これらも軸方向のｒ値を低下させるので、それぞれ２．０以下であることが好ましい。
【００１９】
｛００１｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比とは、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における、（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４） ［１−１０］、（１１３）［１−１０］で代表させれば良い。
【００２０】
鋼管のＸ線回折を行う場合には、鋼管より弧状試験片を切り出し、これをプレスして平板としＸ線解析を行う。また、弧状試験片から平板とするときは、試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪みで行うものとし、加工により導入される歪み量の上限を１０％以下で行うこととした。
【００２１】
このようにして得られた板状の試料について、機械研磨や化学研磨などによって板厚中心付近まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、板厚中心層が測定面となるように調整する。なお、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により測定しても差し支えない。
【００２２】
本発明の集合組織は、上述の通り板厚中心または板厚中心近傍の面におけるＸ線測定結果により規定されるが、中心付近以外の板厚においても同様の集合組織を有することが好ましい。しかしながら鋼管の外側表面〜板厚１／４程度までは、後述する縮径加工によるせん断変形に起因して集合組織が変化し、上記の集合組織の要件を満たさない場合もあり得る。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な方向が＜ｈｋｌ＞で、鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００２３】
本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例えば鋼管の半径方向の方位を表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、各方位のＸ線ランダム強度比は以下のようになることが好ましい。
＜１００＞：１．５以下、＜４１１＞：１．５以下、＜２１１＞：３以下、＜１１１＞：６以上、＜３３２＞：１０以下、＜２２１＞：７以下、＜１１０＞：５以下。
また、軸方向を表す逆極点図においては、
＜１１０＞：１５以上、＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００２４】
次に上記（２）の要件について説明する。
鋼管の軸方向のｒ値、円周方向のｒ値、軸方向と円周方向のちょうど中間の４５゜方向のｒ値が全て１．４以上となる。軸方向のｒ値は２．５を超える場合もある。ｒ値の異方性については特に限定するものではないが、本発明では軸方向のｒ値が円周方向や４５゜方向のｒ値よりもやや大きい。しかしながらその差は１．０以下である。なお、例えば高ｒ値冷延鋼板を単に電縫溶接により鋼管とした場合、板取りによっては軸方向のｒ値が１．４以上となる場合がある。しかしながら、本発明は既述の集合組織を有する点において、そのような鋼管とは明瞭に区別されるものである。
【００２５】
ｒ値の評価は、ＪＩＳ１１号管状試験片またはＪＩＳ１２号弧状試験片によって行えば良い。なお、鋼管から弧状試験片を切り出し、プレス等によって平らにして、ＪＩＳ１３号板状試験片としｒ値を評価すると、弧状試験片よりもｒ値が高くなる傾向にある。したがって板状試験片で評価したときのｒ値は１．７以上となる。そのときの歪量は伸び率１５％で評価するが、均一伸びが１５％未満のときには、均一伸びの範囲内の歪量で評価する。なお、試験片はシーム部以外から試料を採取することが望ましい。
【００２７】
続いて上記（３）〜（６）の要件について説明する。
Ｖ：必要に応じて添加する。Ｖ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ばかりでなく、集合組織形成にも好ましいので、０．００１％以上添加する。その合計が０．２％を超えた場合には、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、延性を低下させることから、添加範囲を０．００１〜０．２％とした。より好ましくは０．０１〜０．０６％である。
【００２８】
Ｂ：必要に応じて添加する。ＢもＭｎ，ＴｉおよびＮｂと同様にγ域での再結晶を抑制したり、γ→α変態のバリアント選択に影響することを通じて集合組織形成に好ましい影響を与える。またＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効である。しかし、その添加量が０．０１％を超えるとそれら効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性も低下させることから、０．０００１〜０．０１％とした。好ましくは０．０００３〜０．００３％である。
【００２９】
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ：これらは強化元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を合計で０．００１％以上添加する。また、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％以下とした。
【００３０】
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％の範囲とした。
【００３１】
また、不可避的不純物として、Ｏ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂなどをそれぞれ０．０１％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００３２】
さらに製造にあたっては、高炉、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製造してもかまわない。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良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く、目的とする仕上げ温度を具現化するのに適切な温度であれば良い。
【００３３】
熱延の仕上げ温度は通常のγ単相域のほかα＋γ２相域やα単相域、α＋パーライト、α＋セメンタイトのいずれの温度域で行っても良い。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。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良い。粗圧延バーは一度巻き取っても再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。熱延後の冷却速度や巻き取り温度は特に限定するものではない。熱間圧延後は酸洗することが望ましい。さらにスキンパス圧延や５０％以下の圧下率の冷間圧延を施しても良い。
【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出来る。これらの溶接鋼管製造に於いて、溶接熱影響部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行っても良く、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。
【００３５】
次に上記（７）〜（９）の要件について説明する。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度および続く縮径加工の条件は、本発明において重要である。本発明は以下のような新知見に立脚するものである。すなわち、まずγ域での縮径加工を施し、γ相を未再結晶あるいは再結晶分率が５０％以下の状態としてγ集合組織を発達させる。このような縮径加工によって形成されたγ集合組織を変態させると、ハイドロフォーム成形に良好な｛１１１｝＜１１０＞近傍の集合組織が顕著に発達することを見いだしたのである。
【００３６】
加熱温度は、Ａｃ3 変態点以上としなければならない。これはγ単相域で大きな縮径加工を行うことで上述した未再結晶のγ集合組織が発達するためである。加熱温度の上限は特に限定しないが、表面性状を良好に保つために１１５０℃以下とすることが望ましい。（Ａｃ3 変態点＋１００）℃〜１１００℃がより好ましい範囲である。
【００３７】
γ域での縮径加工は縮径率が４０％以上となるように行う。４０％未満ではγ域で未再結晶集合組織が発達しないため、最終的に好ましいｒ値や集合組織を得ることが困難となる。縮径率５０％以上とするのが好ましく、６５％以上がより一層望ましい。γ域での縮径加工はできるだけＡｒ3 変態温度に近い温度で完了するのが良い。
なお、この場合の縮径率とは｛（縮径加工前の母管の直径−γ域での縮径完了後の鋼管の直径）／縮径加工前の母管の直径）｝×１００（％）で定義される。
【００３８】
γ域で縮径加工を完了する場合には、縮径加工後５ｓ以内に冷却を開始し、冷却速度を５℃／ｓ以上とし、少なくとも（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下の温度まで冷却する。冷却開始が縮径加工完了後に５ｓ超となってしまうと、γの再結晶が促進されたり、γ→α変態時のバリアント選択が不適切となって、最終的にｒ値や集合組織が劣化する。一方、冷却速度が５℃／ｓ未満では、変態時のバリアント選択が不適切となりｒ値や集合組織が劣化する。
【００３９】
冷却速度は１０℃／ｓ以上が好ましく、２０℃／ｓ以上であれば一層好ましい。冷却の終点温度は（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下とする。これによってγ→α変態に伴う集合組織が良好なものとなる。γ→α変態完了温度まで冷却することが集合組織形成の上でより一層好ましい。
【００４０】
γ域で縮径率４０％以上の縮径加工を行った後、さらにＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃の温度域で縮径率１０％以上の縮径加工を行って、Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃で縮径加工を完了しても良い。これによって変態による｛１１１｝＜１１０＞集合組織の形成がより促進される。γ＋α２相域による縮径率は、｛（Ａｒ3 変態点以下での縮径加工前の鋼管の直径−Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃での縮径完了後の鋼管の直径）／Ａｒ3 変態点以下での縮径加工前の鋼管の直径｝×１００ （％）で定義される。
【００４１】
このようにして製造された鋼管の全縮径率は、当然のことながら４０％以上となる。好ましくは６０％以上である。全縮径率は下式で定義される。
｛（縮径加工後前の母管の直径−縮径完了後の鋼管の直径）／縮径加工前の母管の直径）｝×１００（％）。
【００４２】
母管に対する縮径加工完了後の鋼管の板厚変化率は、＋１０％〜−１０％とすることが好ましい。板厚減少率は｛（縮径加工完了後の鋼管の板厚−縮径加工前の母管の板厚）／縮径加工前の母管の板厚）｝×１００（％）定義される。
なお、鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。縮径後の板厚が縮径前の板厚に比べて増えすぎても逆に減りすぎても良好な集合組織が形成され難くなる。
【００４３】
縮径加工は、複数のロールを組み合わせて多段パスのラインを通板することによって行っても良いし、ダイスを用いて引き抜いて行っても良い。また、縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望ましい。
本発明に係る鋼管は、延性を確保するためフェライトを面積率で３０％以上含有することが好ましい。しかし、用途によってはこの限りでなく、パーライト、べイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等のうち、１種以上の組織のみで構成されていても構わない。
【００４４】
【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。酸洗に引き続き電縫溶接により直径１００〜２００ｍｍに造管した後、所定の温度に加熱して、縮径加工を行った。
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。
【００４５】
Ｘ線測定は、縮径前の母管および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て行った。（１１０）、（２００）、（２１１）、（３１０）極点図を測定し、これらを用いて級数展開法により３次元集合組織を計算し、φ２＝４５°断面における各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めた。
表２には、縮径加工の諸条件と縮径加工後の鋼管の特性を示す。表２において軸方向のｒ値はｒＬ、４５゜方向のｒ値はｒ４５、円周方向のｒ値はｒＣとした。
本発明例ではいずれも良好な集合組織とｒ値を有し、ハイドロフォーム成形時の最大拡管率も高いのに対して、本発明外の例では集合組織、ｒ値が好ましくなく、最大拡管率も低い。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【発明の効果】
本発明によれば、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組織およびその制御方法が得られ、ハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管を製造することができる。
【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。
本発明の鋼管は、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。
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。
【０００２】
【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。
【０００３】
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号により、集合組織を制御した成形性に優れた鋼管について提案している。
【０００４】
【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技術を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組織およびその制御方法を見出し、これを限定することで、ハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管を提供するものである。
即ち、本発明の要旨とするところは次の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｐ ：０．００１〜０．２％、 Ｓ ：０．０５％以下、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ａｌ，ＺｒおよびＭｇの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％、
さらに、Ｍｎ，ＴｉおよびＮｂのうち１種または２種以上をＭｎ：３．０％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１５％以下で、かつ０．５≦（Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂ）≦５を満たす範囲で含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、鋼板の１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比が５．０以上で、かつ鋼板の１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が２．０未満であることを特徴とする成形性の優れた鋼管。
（２） 鋼管の軸方向、円周方向および４５゜方向のｒ値が全て１．４以上であることを特徴とする上記（１）に記載の成形性の優れた鋼管。
（３） さらに質量％で、Ｖを０．００１〜０．２％含むことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の成形性の優れた鋼管。
（４） さらに質量％で、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（５） さらに質量％で、Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５％含むことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
（６） さらに質量％で、Ｃａを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする上記 （１）〜（５）のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
【０００６】
（７） 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼管を得るにあたり、縮径加工に供するに際して、一旦Ａｃ3 変態点以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の温度域で縮径率４０％以上となるように縮径加工を行い、Ａｒ3 変態点以上で縮径加工を完了し、縮径加工完了から５秒以内に冷却を開始し、５℃／ｓ以上の速度で（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下まで冷却することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
（８） 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼管を得るにあたり、縮径加工に供するに際して、一旦Ａｃ3 変態点以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の温度域で縮径率４０％以上となるように縮径加工を行い、引き続きＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃の温度域での縮径率１０％以上となるように縮径加工を行い，Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃で縮径加工を完了することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
（９） 母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が＋１０％〜−１０％となる縮径加工を施すことを特徴とする上記（７）または（８）に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
まず、上記（１）の要件について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００５％以上の添加とするが、集合組織を制御する上では過度の添加は好ましいものではなく、上限を０．５０％とする。０．００１〜０．３％がより好ましく、０．００２〜０．２％がさらに好ましい範囲である。
【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良いが、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良好な集合組織形成を阻害するので、上限を２．５％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのは製鋼技術上困難なためである。
【０００９】
Ｐ：高強度化に有効な元素であるので０．００１以上添加する。０．２％超添加すると熱間圧延や縮径加工時に欠陥が発生したり、成形性が劣化したりするので、０．２％を上限とする。
【００１０】
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％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
【００１１】
Ｎ：不純物であり低いほど好ましく、加工性を劣化させるため上限を０．０１％以下とする。０．００５％以下がより好ましい範囲である。
【００１２】
Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂ：本発明において重要である。Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂはγ域での縮径加工を行った際に、γ相の再結晶を抑制したり、変態中のバリアント選択に好ましい影響を与え、集合組織を改善する効果を有するので、それぞれ３．０％、０．２％および０．１５％を上限とし、１種または２種以上添加する。
これらの上限を超えて添加しても集合組織を改善する効果は飽和するだけでなく、延性の低下を招くことがある。
さらにＭｎ，Ｔｉ，Ｎｂは０．５≦（Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂ）≦５を満たす範囲で添加せねばならない。Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂが０．５未満では集合組織の改善効果は小さい。一方、Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂを５を超えて添加しても、集合組織の改善効果は小さく、鋼管が極度に硬質化して延性を損なうので、５を上限とする。１〜４がより好ましい範囲である。
【００１３】
Ａｌ，Ｚｒ，Ｍｇ：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、これらの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０％とする。
【００１４】
鋼板の１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞および｛１１１｝＜１１２＞のＸ線ランダム強度比：本発明において重要な特性値である。
板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１１｝＜１１０＞方位の強度比が５．０以上、かつ｛１１１｝＜１１２＞は２．０未満であることが必要である。
【００１５】
｛１１１｝＜１１２＞方位は、ハイドフォーム成形に対して好ましい方位であるが、通常の高ｒ値冷延鋼板の代表的な結晶方位であるので、区別する意味であえて２．０未満とした。また、低炭素冷延鋼板を箱焼鈍して得られる集合組織は｛１１１｝＜１１０＞が主方位で、｛１１１｝＜１１２＞が副方位となるため、本発明の集合組織の特徴と類似するが、この場合でも｛１１１｝＜１１２＞は２．０以上の強度比となるので、本発明の鋼管とは明瞭に区別される。
｛１１１｝＜１１０＞が７．０以上、｛１１１｝＜１１２＞が１．０未満であればより好ましい。
【００１６】
｛１１１｝＜１１２＞と同様に、｛５５４｝＜２２５＞も高ｒ値冷延鋼板の主方位であるが、本発明の鋼管にはほとんど存在せず、その強度は２．０未満、さらに好ましくは１．０未満である。これらの各方位のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝極点図よりベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝， ｛１００｝，｛２１１｝，｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
例えば、後者の方法によって各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１１）［１−１０］、（１１１）［１−２１］、（５５４）［−２−２５］の強度で代表させる。
【００１７】
なお、本発明の集合組織は通常の場合、φ２＝４５°断面において（１１１）［１−１０］方位に最高強度を有し、この方位群から離れるにしたがって徐々に強度レベルが低下するが、Ｘ線の測定精度の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、Ｘ線試料作製の精度の問題などを考慮すると、最高強度を示す方位がこれらの方位群から±５°程度ずれる場合も有りうる。
【００１８】
さらに｛００１｝＜１１０＞の強度は特に限定しないが、２．０以下であることが好ましい。これらは軸方向のｒ値を低下せしめる方位だからである。より好ましくは１．０以下である。その他の方位、例えば｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞などの強度も特に限定しないが、これらも軸方向のｒ値を低下させるので、それぞれ２．０以下であることが好ましい。
【００１９】
｛００１｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比とは、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における、（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４） ［１−１０］、（１１３）［１−１０］で代表させれば良い。
【００２０】
鋼管のＸ線回折を行う場合には、鋼管より弧状試験片を切り出し、これをプレスして平板としＸ線解析を行う。また、弧状試験片から平板とするときは、試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪みで行うものとし、加工により導入される歪み量の上限を１０％以下で行うこととした。
【００２１】
このようにして得られた板状の試料について、機械研磨や化学研磨などによって板厚中心付近まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、板厚中心層が測定面となるように調整する。なお、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により測定しても差し支えない。
【００２２】
本発明の集合組織は、上述の通り板厚中心または板厚中心近傍の面におけるＸ線測定結果により規定されるが、中心付近以外の板厚においても同様の集合組織を有することが好ましい。しかしながら鋼管の外側表面〜板厚１／４程度までは、後述する縮径加工によるせん断変形に起因して集合組織が変化し、上記の集合組織の要件を満たさない場合もあり得る。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な方向が＜ｈｋｌ＞で、鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００２３】
本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例えば鋼管の半径方向の方位を表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、各方位のＸ線ランダム強度比は以下のようになることが好ましい。
＜１００＞：１．５以下、＜４１１＞：１．５以下、＜２１１＞：３以下、＜１１１＞：６以上、＜３３２＞：１０以下、＜２２１＞：７以下、＜１１０＞：５以下。
また、軸方向を表す逆極点図においては、
＜１１０＞：１５以上、＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００２４】
次に上記（２）の要件について説明する。
鋼管の軸方向のｒ値、円周方向のｒ値、軸方向と円周方向のちょうど中間の４５゜方向のｒ値が全て１．４以上となる。軸方向のｒ値は２．５を超える場合もある。ｒ値の異方性については特に限定するものではないが、本発明では軸方向のｒ値が円周方向や４５゜方向のｒ値よりもやや大きい。しかしながらその差は１．０以下である。なお、例えば高ｒ値冷延鋼板を単に電縫溶接により鋼管とした場合、板取りによっては軸方向のｒ値が１．４以上となる場合がある。しかしながら、本発明は既述の集合組織を有する点において、そのような鋼管とは明瞭に区別されるものである。
【００２５】
ｒ値の評価は、ＪＩＳ１１号管状試験片またはＪＩＳ１２号弧状試験片によって行えば良い。なお、鋼管から弧状試験片を切り出し、プレス等によって平らにして、ＪＩＳ１３号板状試験片としｒ値を評価すると、弧状試験片よりもｒ値が高くなる傾向にある。したがって板状試験片で評価したときのｒ値は１．７以上となる。そのときの歪量は伸び率１５％で評価するが、均一伸びが１５％未満のときには、均一伸びの範囲内の歪量で評価する。なお、試験片はシーム部以外から試料を採取することが望ましい。
【００２７】
続いて上記（３）〜（６）の要件について説明する。
Ｖ：必要に応じて添加する。Ｖ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ばかりでなく、集合組織形成にも好ましいので、０．００１％以上添加する。その合計が０．２％を超えた場合には、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、延性を低下させることから、添加範囲を０．００１〜０．２％とした。より好ましくは０．０１〜０．０６％である。
【００２８】
Ｂ：必要に応じて添加する。ＢもＭｎ，ＴｉおよびＮｂと同様にγ域での再結晶を抑制したり、γ→α変態のバリアント選択に影響することを通じて集合組織形成に好ましい影響を与える。またＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効である。しかし、その添加量が０．０１％を超えるとそれら効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性も低下させることから、０．０００１〜０．０１％とした。好ましくは０．０００３〜０．００３％である。
【００２９】
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ：これらは強化元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を合計で０．００１％以上添加する。また、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％以下とした。
【００３０】
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％の範囲とした。
【００３１】
また、不可避的不純物として、Ｏ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂなどをそれぞれ０．０１％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００３２】
さらに製造にあたっては、高炉、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製造してもかまわない。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良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く、目的とする仕上げ温度を具現化するのに適切な温度であれば良い。
【００３３】
熱延の仕上げ温度は通常のγ単相域のほかα＋γ２相域やα単相域、α＋パーライト、α＋セメンタイトのいずれの温度域で行っても良い。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。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良い。粗圧延バーは一度巻き取っても再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。熱延後の冷却速度や巻き取り温度は特に限定するものではない。熱間圧延後は酸洗することが望ましい。さらにスキンパス圧延や５０％以下の圧下率の冷間圧延を施しても良い。
【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出来る。これらの溶接鋼管製造に於いて、溶接熱影響部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行っても良く、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。
【００３５】
次に上記（７）〜（９）の要件について説明する。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度および続く縮径加工の条件は、本発明において重要である。本発明は以下のような新知見に立脚するものである。すなわち、まずγ域での縮径加工を施し、γ相を未再結晶あるいは再結晶分率が５０％以下の状態としてγ集合組織を発達させる。このような縮径加工によって形成されたγ集合組織を変態させると、ハイドロフォーム成形に良好な｛１１１｝＜１１０＞近傍の集合組織が顕著に発達することを見いだしたのである。
【００３６】
加熱温度は、Ａｃ3 変態点以上としなければならない。これはγ単相域で大きな縮径加工を行うことで上述した未再結晶のγ集合組織が発達するためである。加熱温度の上限は特に限定しないが、表面性状を良好に保つために１１５０℃以下とすることが望ましい。（Ａｃ3 変態点＋１００）℃〜１１００℃がより好ましい範囲である。
【００３７】
γ域での縮径加工は縮径率が４０％以上となるように行う。４０％未満ではγ域で未再結晶集合組織が発達しないため、最終的に好ましいｒ値や集合組織を得ることが困難となる。縮径率５０％以上とするのが好ましく、６５％以上がより一層望ましい。γ域での縮径加工はできるだけＡｒ3 変態温度に近い温度で完了するのが良い。
なお、この場合の縮径率とは｛（縮径加工前の母管の直径−γ域での縮径完了後の鋼管の直径）／縮径加工前の母管の直径）｝×１００（％）で定義される。
【００３８】
γ域で縮径加工を完了する場合には、縮径加工後５ｓ以内に冷却を開始し、冷却速度を５℃／ｓ以上とし、少なくとも（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下の温度まで冷却する。冷却開始が縮径加工完了後に５ｓ超となってしまうと、γの再結晶が促進されたり、γ→α変態時のバリアント選択が不適切となって、最終的にｒ値や集合組織が劣化する。一方、冷却速度が５℃／ｓ未満では、変態時のバリアント選択が不適切となりｒ値や集合組織が劣化する。
【００３９】
冷却速度は１０℃／ｓ以上が好ましく、２０℃／ｓ以上であれば一層好ましい。冷却の終点温度は（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下とする。これによってγ→α変態に伴う集合組織が良好なものとなる。γ→α変態完了温度まで冷却することが集合組織形成の上でより一層好ましい。
【００４０】
γ域で縮径率４０％以上の縮径加工を行った後、さらにＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃の温度域で縮径率１０％以上の縮径加工を行って、Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃で縮径加工を完了しても良い。これによって変態による｛１１１｝＜１１０＞集合組織の形成がより促進される。γ＋α２相域による縮径率は、｛（Ａｒ3 変態点以下での縮径加工前の鋼管の直径−Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃での縮径完了後の鋼管の直径）／Ａｒ3 変態点以下での縮径加工前の鋼管の直径｝×１００ （％）で定義される。
【００４１】
このようにして製造された鋼管の全縮径率は、当然のことながら４０％以上となる。好ましくは６０％以上である。全縮径率は下式で定義される。
｛（縮径加工後前の母管の直径−縮径完了後の鋼管の直径）／縮径加工前の母管の直径）｝×１００（％）。
【００４２】
母管に対する縮径加工完了後の鋼管の板厚変化率は、＋１０％〜−１０％とすることが好ましい。板厚減少率は｛（縮径加工完了後の鋼管の板厚−縮径加工前の母管の板厚）／縮径加工前の母管の板厚）｝×１００（％）定義される。
なお、鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。縮径後の板厚が縮径前の板厚に比べて増えすぎても逆に減りすぎても良好な集合組織が形成され難くなる。
【００４３】
縮径加工は、複数のロールを組み合わせて多段パスのラインを通板することによって行っても良いし、ダイスを用いて引き抜いて行っても良い。また、縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望ましい。
本発明に係る鋼管は、延性を確保するためフェライトを面積率で３０％以上含有することが好ましい。しかし、用途によってはこの限りでなく、パーライト、べイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等のうち、１種以上の組織のみで構成されていても構わない。
【００４４】
【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。酸洗に引き続き電縫溶接により直径１００〜２００ｍｍに造管した後、所定の温度に加熱して、縮径加工を行った。
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。
【００４５】
Ｘ線測定は、縮径前の母管および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て行った。（１１０）、（２００）、（２１１）、（３１０）極点図を測定し、これらを用いて級数展開法により３次元集合組織を計算し、φ２＝４５°断面における各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めた。
表２には、縮径加工の諸条件と縮径加工後の鋼管の特性を示す。表２において軸方向のｒ値はｒＬ、４５゜方向のｒ値はｒ４５、円周方向のｒ値はｒＣとした。
本発明例ではいずれも良好な集合組織とｒ値を有し、ハイドロフォーム成形時の最大拡管率も高いのに対して、本発明外の例では集合組織、ｒ値が好ましくなく、最大拡管率も低い。
【００４６】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組織およびその制御方法が得られ、ハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管を製造することができる。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｐ ：０．００１〜０．２％、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ａｌ，ＺｒおよびＭｇの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％、
さらに、Ｍｎ，ＴｉおよびＮｂのうち１種または２種以上をＭｎ：３．０％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１５％以下で、かつ０．５≦（Ｍｎ＋１３Ｔｉ＋２９Ｎｂ）≦５を満たす範囲で含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、鋼板の１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比が５．０以上で、かつ鋼板の１／２板厚における板面の｛１１１｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が２．０未満であることを特徴とする成形性の優れた鋼管。 - 鋼管の軸方向、円周方向および４５゜方向のｒ値が全て１．４以上であることを特徴とする請求項１に記載の成形性の優れた鋼管。
- さらに質量％で、Ｖを０．００１〜０．２％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の成形性の優れた鋼管。
- さらに質量％で、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
- さらに質量％で、Ｓｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５％含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
- さらに質量％で、Ｃａを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性の優れた鋼管。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼管を得るにあたり、縮径加工に供するに際して、一旦Ａｃ3 変態点以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の温度域で縮径率４０％以上となるように縮径加工を行い、Ａｒ3 変態点以上で縮径加工を完了し、縮径加工完了から５秒以内に冷却を開始し、５℃／ｓ以上の速度で（Ａｒ3 変態点−１００）℃以下まで冷却することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼管を得るにあたり、縮径加工に供するに際して、一旦Ａｃ3 変態点以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上の温度域で縮径率４０％以上となるように縮径加工を行い、引き続きＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃の温度域での縮径率１０％以上となるように縮径加工を行い、Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−１００）℃で縮径加工を完了することを特徴とする成形性の優れた鋼管の製造方法。
- 母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が＋１０％〜−１０％となる縮径加工を施すことを特徴とする請求項７または８に記載の成形性の優れた鋼管の製造方法。
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