JP4220666B2 - 成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食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、例えば自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる高強度鋼材で、特にハイドロフォーム等の成形性に優れた高耐食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】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化、高耐食化が望まれている。高強度で高耐食化することで板厚を減少することが可能となる。また、最近では複雑な形状の部位について素鋼板または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。このように、ハイドロフォーム（特開平１０−１７５０２６号公報参照）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。
【０００３】
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である。例えば、第５０回塑性加工連合講演大会（１９９９，４４７頁）にあるようにハイドロフォーム成形に及ぼすｒ値の影響が示されている。しかしここでは、シュミレーションによる解析が主で、実際の材料と一義的に対応するものではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、ハイドロフォーム成形に適した材料開発は実用レベルではほとんど行われておらず、既存の高加工性鋼板がハイドロフォーム成形に使用されつつある。
本発明では、材料の特性値を限定してハイドロフォーム等の成形性に優れた高耐食鋼管およびその製造方法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高耐食鋼管およびその製造方法を提供するものである。
【０００６】
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 ：０．００１〜０．００９％、 Ｎ ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７８％、 Ｍｎ：０．０１〜５％、
Ｃｒ：５〜３０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であることを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（２）質量％で、
Ｐ ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．０００１〜０．０５％
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（３）質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２％、 Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、 Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｃｏ：０．０１〜２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【０００７】
（４）質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、 Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜１％、 Ｖ ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（５）質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、 Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を、さらに含有する事を特徴とする前記（１）乃至（４）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（６）質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（７）金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方または両方であることを特徴とする前記（１）乃至（６）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【０００８】
削除
【０００９】
（８）質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．００９％、 Ｎ ：０．００１〜０．２％
Ｓｉ：０．０１〜０．７８％、 Ｍｎ：０．０１〜５％、
Ｃｒ：５〜３０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼管の集合組織として、
（1）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
（2）鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか一方又は両方が３．０以下であること、
（3）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方または両方であること、
の上記（1）乃至（3）のうちの何れか１又は２項目以上を満たすことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【００１０】
（９）質量％で、
Ｐ ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．０００１〜０．０５％
を、さらに含有することを特徴とする前記（８）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１０）質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２％、 Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、 Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｃｏ：０．０１〜２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（８）又は（９）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１１）質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、 Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜１％、 Ｖ ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（８）乃至（１０）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１２）質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、 Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（８）乃至（１１）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１３）質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
を、さらに含有することを特徴とする前記（８）乃至（１２）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【００１１】
（１４）金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあることを特徴とする前記（８）乃至（１３）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１５）金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、さらにフェライト粒の粒径分布において、その標準偏差が平均粒径の±４０％以内にあることを特徴とする前記（８）乃至（１４）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１６）前記フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒長さ）が０．５〜１０．０であることを特徴とする前記（１４）又は（１５）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【００１２】
（１７）前記（１）〜（１６）の何れか１項に記載の高耐食鋼管の製造に当たり、熱延鋼板または冷延鋼板を基板として母管を造管後加熱し、７３０〜９４０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管の製造方法。
（１８）前記（１）〜（１６）の何れか１項に記載の高耐食鋼管の製造に当たり、熱延鋼板または冷延鋼板を基板として母管を造管後、８００〜９８０℃に加熱し、７３０〜９３０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。まず、前記（１）の発明について説明する。鋼の基本成分ついては、その限定理由は以下の通りである。
Ｃ：Ｃは強度上昇に有効で０．００１％質量％以上の添加とするが、多量に添加すると集合組織を制御する上で好ましくなく、耐食性の劣化、成形時の割れも生じやすくなるために、上限を０．００９質量％とした。
【００１４】
Ｎ：Ｎは、Ｃと同様に強度上昇に有効で０．００１％質量％以上の添加とするが、多量に添加すると集合組織を制御する上で好ましくなく、耐食性の劣化、成形時の割れも生じやすくなるために、上限を０．２質量％とした。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉも強化元素であり、脱酸元素でもあることから下限を０．０１質量％としたが、過剰添加は延性の低下を招くため上限を０．７８質量％とした。
【００１６】
Ｍｎ：Ｍｎも強度上昇に有効で０．０１％質量％以上の添加とするが、過剰添加は延性の低下を招くため上限を５質量％とした。
【００１７】
Ｃｒ：Ｃｒは強度上昇とともに耐食性を付与するために重要な元素であり、５質量％以上の添加とするが、過剰添加は延性の低下を招くため上限を３０質量％とした。
【００１８】
鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群および｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：ハイドロフォーム成形を行う上で最も必要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群での平均が２．０以上とした。
この方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞および ｛１１１｝＜１１０＞である。
【００１９】
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｝極点図のうちの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。例えば後者の方法から各結晶方位の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度断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］、（４４３）［１−１０］、（５５４）［１−１０］および（１１１）［１−１０］の強度で代表させられる。
【００２０】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群の平均Ｘ線ランダム強度比とは、上記の各方位の相加平均である。上記方位のすべての強度が得られない場合には｛１１０｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞の方位の相加平均で代替してもよい。中でも｛１１０｝＜１１０＞は重要であり、この方位のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることが特に望ましい。
【００２１】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群の平均強度比が２．０以上で、かつ｛１１０｝＜１１０＞の強度比が３．０以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管としては更に好適であることは言うまでもない。
また、成形困難な場合には上記方位群の平均強度比が３．５以上であること、｛１１０｝＜１１０＞の強度比が５．０以上であることのうち、少なくとも１つを満たす事が望ましい。
【００２２】
また、前記（８）の発明では、高耐食鋼管の集合組織として、
(1) 鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
(2) 鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか一方又は両方が３．０以下であること、
(3) 鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方または両方であること、
前記(1) の方位限定については、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のうち｛１１１｝＜１１０＞については、その相加平均から削除しても本発明の効果を失することはない。
【００２３】
すなわち、｛１１０｝＜１１０＞もしくは｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のランダム強度比が３．０以上であれば本発明の意味する高成形性（各ハイドロフォームの条件での拡管率で１．２５以上）を達成可能である。このように、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群および｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比がハイドロフォーム成形を行う上で最も重要な特性値である。
【００２４】
また、前記（２）の方位限定については、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群、｛１００｝＜１１０＞のいずれものＸ線ランダム強度比が３．０を超えると、本発明の目的とする、特にハイドロフォームにおける拡管率等が１．２程度以下にまで低くなる。
【００２５】
また、前記（３）の方位限定については、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０未満で、かつ、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０未満であると、やはりハイドロフォームにおける拡管率が低くなるため、それぞれ２．０以上および３．０以上の集積度となる何れかの条件を満たすことによって、ハイドロフォーム成形時の加工性を確保するものとした。
また、上記の各方位は板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求める。
【００２６】
上記方位群に含まれる主な方位について説明する。
｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞である。
また、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は｛１００｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および ｛２２３｝＜１１０＞である。
また、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１１｝＜１１２＞である。
【００２７】
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｝、｛１１１｝、｛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、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞については後者の方法から各結晶方位の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度断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］、（４４３）［１−１０］、（５５４）［１−１０］で、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群では（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］および（２２３）［１−１０］で、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群では （１１１）［１−１０］および（１１１）［−１−１２］で、それぞれ代表できる。
【００２８】
また、特に重要な｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群については、上記方位のすべての強度が得られない場合には、（１１０）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］の方位の相加平均で代替してもよい。
【００２９】
なお、本発明の集合組織は通常の場合、φ２＝４５度断面において上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、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線試料作製の制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゜ないし１０゜程度ずれる場合も有りうる。
【００３０】
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線回折を行う。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、加えられる歪量の上限を１０％以下で行うこととした。このようにして得られた板状の試料について、機械研磨によって所定の板厚まで減厚した後、化学研磨など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。
【００３１】
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。また、偏析帯が認めらない場合においても、板厚１／２の板面以外の板面、例えば３／８〜５／８で、請求項にある集合組織が得られてもよい。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。
【００３２】
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望ましい。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、板面に垂直な結晶方位が｛ｈｋｌ｝で鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００３３】
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＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：１５以下、＜３３２＞：１５以下、＜２２１＞：２０．０以下、＜１１０＞：３０．０以下。また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：１０以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００３４】
ｎ値：ハイドロフォームでは、ある程度等方的に加工が加えられる場合もあり、管の長手方向及び／または周方向のｎ値を確保する必要があるため、それぞれ０．１２が下限である。ｎ値の上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。
ｎ値は、ＪＩＳの引張試験法における歪量が５〜１０％または３〜８％で求められる値とする。
【００３５】
ｒ値：ハイドロフォームでは、軸押しをして材料を流入させる加工もあり、そのような部位の加工性を確保するため管長手方向のｒ値の下限は１．１である。ｒ値の上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。
ｒ値は、ＪＩＳにある引張試験での歪量で１０または５％で得られる値と定義する。
【００３６】
以下に本発明における基本成分以外の鋼成分の限定理由について説明する。
Ｐ，Ｓは鋼中に含有される不可避的不純物元素である。いずれも成形性に有害なばかりでなく、発錆しやすなり耐食性が低下させるが、極端に低減させてもコスト上昇のみを招くばかりで効果が小さいため、その範囲をそれぞれ０．００５〜０．１質量％、０．０００１〜０．０５質量％とした。
【００３７】
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏはいずれも強度を上げ、耐食性も改善する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を、それぞれ質量％で０．０１％以上添加できる。ただし、過剰の添加は延性低下を招くことから、Ｍｏについては３％、それ以外の元素については２％を上限とした。
【００３８】
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖはいずれも強度を上げ、耐食性、特に溶接部の耐食性を改善する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を、それぞれ質量％で０．００５％以上添加できる。ただし、過剰の添加は延性低下を招くことから、いずれの元素についても１％を上限とした。
【００３９】
Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭは脱酸元素であり、酸化物系介在物を低減し、成形性を改善するが、過剰添加では逆に成形性、溶接性を劣化させる。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種以上を、それぞれ０．００１〜０．５質量％添加するものとした。
【００４０】
Ｂは微量で粒界を強化し、成形時あるいは２次加工時の割れを抑制する効果があるが、過剰添加では逆に成形性、溶接性を劣化させる。したがって、必要に応じて０．０００５〜０．０１質量％添加するものとした。
【００４１】
結晶粒径：集合組織を制御するにあたり結晶粒径を制御することは重要である。特に前記（７）及び（１４）の発明においては、｛１１０｝＜１１０＞の強度をより強くするためには、主相であるフェライトの粒径を０．１〜２００μｍに制御することが必要である。また、ある程度混粒であっても、例えば０．１〜１０μｍのフェライト粒の領域と１０〜１００μｍのフェライト粒の領域が混在する金属組織においても、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群で最も成形性向上に重要な｛１１０｝＜１１０＞の強度を高めることができなければ、本発明の効果を失することは無い。ここでフェライト粒径は、ＪＩＳに準拠した切断法で求めるものとした。
【００４２】
さらに、フェライト以外の金属組織として、マルテンサイト、オーステナイト相および炭窒化物等の組織を含んでも良い。また、０．１μｍ未満の再結晶粒を工業的に制作することは困難であり、２００μｍ超の粒を混在すると｛１１０｝＜１１０＞の強度が低下するため、これを上限とした。
【００４３】
さらに前記（１５）、（１６）の発明では、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の強度比を高め、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の強度比を低めるために、フェライト粒径の標準偏差又はフェライト粒のアスペクト比をさらに限定した。これらの値は、１００〜１０００倍の光学顕微鏡にて２０視野以上の観察を行い、各粒径については円相当径を画像解析により求めて標準偏差を算出した。また、アスペクト比については、圧延方向と平行な線分と同じ長さの垂直方向の線分とに交わる各フェライト粒界の数の比により求めた。標準偏差が平均粒径の±４０％を超えたり、あるいはアスペクト比が０．５未満あるいは３を超えると成形性が劣化する傾向が認められたため、それらを上下限として設定した。
【００４４】
なお、前記（１５）の発明においては、｛１１１｝＜１１０＞および／又は ｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の強度比を高めるため、フェライト粒径の下限値を１μｍとした。
【００４５】
さらに、本発明の鋼管を製造するにあたっては、高炉、電炉による溶製に続き各種の２次精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そのまま熱間圧延するなどの製造方法を組み合わせて製造しても、何ら本発明の効果を阻害するものではない。
【００４６】
また、１０５０℃〜１３００℃に鋼塊を加熱し、粗圧延を９５０℃以上１１５０℃未満で行い、仕上げ圧延を７５０℃以上１０５０℃未満で行うことや、熱間圧延を潤滑圧延で行うこと、熱延板の巻取りを８００℃以下で行うこと、箱焼鈍あるいは連続焼鈍にて熱延板を焼鈍すること、さらには冷間圧延を施すこと、その後に箱焼鈍または連続焼鈍にて焼鈍を行うなど、造管前の鋼板の製造方法を組み合わせて製造しても、何ら本発明の効果を阻害するものではない。すなわち、造管用の鋼板は熱延板、熱延焼鈍板、冷延板または冷延焼鈍板を用いることができる。
【００４７】
また、Ｏ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｂｉなどの、それぞれ０．０１質量％以下の元素の混入では本発明の効果は失することはない。さらに、鋼管製造にあたっては、電縫溶接、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法を用いることができる。
【００４８】
前記（１７）、（１８）の発明に規定した製造法について説明する。
【００４９】
縮径加工温度：縮径後の歪硬化を回復させるために、縮径時の加工温度を７３０℃以上とする。ただし粒の粗大化を防止するため、９４０℃以下と限定する。なお、縮径後の回復が不十分な場合あるいは炭化物等の析出がある場合は、必要に応じて縮径加工後１０００℃以下の温度で熱処理しても、本発明の効果を阻害しない。
【００５０】
なお、縮径時の加熱温度は溶接部等の成形性向上のために８００℃以上、粒の粗大化を防止するために９８０℃以下とすることが望ましい。
本加熱前に、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工できる。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く、特に表層近傍の集合組織を請求項にあるようなものとし、板厚全体に｛１１１｝＜１１０＞および／または｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞への集積度を高めた成形加工性の優れた鋼管を製造でき、本発明の効果を助長する。
【００５１】
【実施例】
（実施例１）
表１および表２に示す成分の２．５mm厚さの熱延鋼板、および２．０mm厚さの冷延鋼板を造管用の元板とした。それらの鋼板を冷間で外径１０８〜４９mmにＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した後、７００℃〜１０００℃に加熱し、６００〜９５０℃で外径７５〜２５mmに縮径し、高耐食鋼管を製造した。ハイドロフォーム成形は、軸押し量１mm、１００bar/mmの条件で行い、バーストに至るまで実施した。前もって鋼管に１０mmφのスクライブドサークルを転写し、破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪み：εφと周方向歪み：εθを測定し、この２つの歪の比ρ＝εφ／εθが−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これをハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。
【００５２】
Ｘ線解析は、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。また、Ｘ線の相対強度はランダム結晶と対比することで求めた。長手及び周方向のｎ値およびｒ値は弧状試験片をそれぞれ採取して、ｎ値は歪み量が５％−１０％または３％−８％で、ｒ値は１０％または５％でそれぞれ求めた。
【００５３】
表１および表２に各鋼の｛１１０｝＜１１０＞および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比およびハイドロフォーム成形におけるバーストまでの拡管率（＝バースト時点でのρ＝εφ／εθ＝−０．５となる部分の径／元管の径）を示す。本発明鋼Ｃ，Ｄ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｋ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｒでは、｛１１０｝＜１１０＞Ｘ線相対強度がいずれも３．０以上、かつ｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均Ｘ線ランダム強度比も２．０以上であり、拡管率も１．２５を超える良好な値を示す。一方、比較成分鋼のＳ〜Ｕは、｛１１０｝＜１１０＞および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比が低く、拡管率も低い。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
（実施例２）
表３に示す成分の３．０mm厚さの熱延鋼板、および１．８mm厚さの冷延鋼板を造管用の元板とした。それらの鋼板を冷間で外径１０８〜４９mmにＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した後、６５０℃〜１１００℃に加熱し、５５０〜１０５０℃で外径７５mm〜２５mmに縮径し、高耐食鋼管を製造した。ハイドロフォーム成形は、バーストに至るまで行った。内圧と軸押し量を制御して、種々の押し込み量および内圧にてハイドロフォーム成形を挫屈またはバーストするまで行い、最大拡管率（拡管率＝成形後の最大周長／母管の周長）を示す部位および破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪み：εφと周方向歪み：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、εφ／εθが−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これもハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。
【００５７】
表４に各鋼の特性を示す。各集合組織の方位群の強度やｎ値およびｒ値が本発明の範囲を満たすものは、拡管率が高い。また、フェライトの体積率および粒径分布についても、ほとんどの鋼がフェライトを主相として、その平均粒径も１００μｍ以下である。
【００５８】
一方では、縮径時の加熱温度及び／または縮径加工温度が高すぎた場合（ＮＡ＋，ＮＤ＋）はフェライト粒径が粗大に成長し、拡管率が低くなる。また、縮径時の加熱温度及び／または縮径加工温度が低すぎた場合（ＮＦ＋，ＮＪ＋）は集合組織の集積が不十分で拡管率は低い。また、ＣＡＮおよびＣＮＣは粗大な展伸粒からなるフェライト組織のため拡管率は低く、ＣＮＢはオーステナイト相の残留が５０％以上あるため拡管率は低い。
【００５９】
【表３】
【００６０】
【表４】
【００６１】
【発明の効果】
本発明は、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だし、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高耐食鋼管を提供するものであり、その産業上の価値は極めて高い。
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる高強度鋼材で、特にハイドロフォーム等の成形性に優れた高耐食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】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化、高耐食化が望まれている。高強度で高耐食化することで板厚を減少することが可能となる。また、最近では複雑な形状の部位について素鋼板または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。このように、ハイドロフォーム（特開平１０−１７５０２６号公報参照）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。
【０００３】
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である。例えば、第５０回塑性加工連合講演大会（１９９９，４４７頁）にあるようにハイドロフォーム成形に及ぼすｒ値の影響が示されている。しかしここでは、シュミレーションによる解析が主で、実際の材料と一義的に対応するものではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、ハイドロフォーム成形に適した材料開発は実用レベルではほとんど行われておらず、既存の高加工性鋼板がハイドロフォーム成形に使用されつつある。
本発明では、材料の特性値を限定してハイドロフォーム等の成形性に優れた高耐食鋼管およびその製造方法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高耐食鋼管およびその製造方法を提供するものである。
【０００６】
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 ：０．００１〜０．００９％、 Ｎ ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７８％、 Ｍｎ：０．０１〜５％、
Ｃｒ：５〜３０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であることを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（２）質量％で、
Ｐ ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．０００１〜０．０５％
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（３）質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２％、 Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、 Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｃｏ：０．０１〜２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【０００７】
（４）質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、 Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜１％、 Ｖ ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（５）質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、 Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を、さらに含有する事を特徴とする前記（１）乃至（４）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（６）質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（７）金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方または両方であることを特徴とする前記（１）乃至（６）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【０００８】
削除
【０００９】
（８）質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．００９％、 Ｎ ：０．００１〜０．２％
Ｓｉ：０．０１〜０．７８％、 Ｍｎ：０．０１〜５％、
Ｃｒ：５〜３０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼管の集合組織として、
（1）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
（2）鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか一方又は両方が３．０以下であること、
（3）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方または両方であること、
の上記（1）乃至（3）のうちの何れか１又は２項目以上を満たすことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【００１０】
（９）質量％で、
Ｐ ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．０００１〜０．０５％
を、さらに含有することを特徴とする前記（８）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１０）質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２％、 Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、 Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｃｏ：０．０１〜２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（８）又は（９）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１１）質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、 Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜１％、 Ｖ ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（８）乃至（１０）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１２）質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、 Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（８）乃至（１１）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１３）質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
を、さらに含有することを特徴とする前記（８）乃至（１２）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【００１１】
（１４）金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあることを特徴とする前記（８）乃至（１３）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１５）金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、さらにフェライト粒の粒径分布において、その標準偏差が平均粒径の±４０％以内にあることを特徴とする前記（８）乃至（１４）の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
（１６）前記フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒長さ）が０．５〜１０．０であることを特徴とする前記（１４）又は（１５）に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
【００１２】
（１７）前記（１）〜（１６）の何れか１項に記載の高耐食鋼管の製造に当たり、熱延鋼板または冷延鋼板を基板として母管を造管後加熱し、７３０〜９４０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管の製造方法。
（１８）前記（１）〜（１６）の何れか１項に記載の高耐食鋼管の製造に当たり、熱延鋼板または冷延鋼板を基板として母管を造管後、８００〜９８０℃に加熱し、７３０〜９３０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。まず、前記（１）の発明について説明する。鋼の基本成分ついては、その限定理由は以下の通りである。
Ｃ：Ｃは強度上昇に有効で０．００１％質量％以上の添加とするが、多量に添加すると集合組織を制御する上で好ましくなく、耐食性の劣化、成形時の割れも生じやすくなるために、上限を０．００９質量％とした。
【００１４】
Ｎ：Ｎは、Ｃと同様に強度上昇に有効で０．００１％質量％以上の添加とするが、多量に添加すると集合組織を制御する上で好ましくなく、耐食性の劣化、成形時の割れも生じやすくなるために、上限を０．２質量％とした。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉも強化元素であり、脱酸元素でもあることから下限を０．０１質量％としたが、過剰添加は延性の低下を招くため上限を０．７８質量％とした。
【００１６】
Ｍｎ：Ｍｎも強度上昇に有効で０．０１％質量％以上の添加とするが、過剰添加は延性の低下を招くため上限を５質量％とした。
【００１７】
Ｃｒ：Ｃｒは強度上昇とともに耐食性を付与するために重要な元素であり、５質量％以上の添加とするが、過剰添加は延性の低下を招くため上限を３０質量％とした。
【００１８】
鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群および｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：ハイドロフォーム成形を行う上で最も必要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群での平均が２．０以上とした。
この方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞および ｛１１１｝＜１１０＞である。
【００１９】
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｝極点図のうちの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。例えば後者の方法から各結晶方位の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度断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］、（４４３）［１−１０］、（５５４）［１−１０］および（１１１）［１−１０］の強度で代表させられる。
【００２０】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群の平均Ｘ線ランダム強度比とは、上記の各方位の相加平均である。上記方位のすべての強度が得られない場合には｛１１０｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞の方位の相加平均で代替してもよい。中でも｛１１０｝＜１１０＞は重要であり、この方位のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることが特に望ましい。
【００２１】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞方位群の平均強度比が２．０以上で、かつ｛１１０｝＜１１０＞の強度比が３．０以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管としては更に好適であることは言うまでもない。
また、成形困難な場合には上記方位群の平均強度比が３．５以上であること、｛１１０｝＜１１０＞の強度比が５．０以上であることのうち、少なくとも１つを満たす事が望ましい。
【００２２】
また、前記（８）の発明では、高耐食鋼管の集合組織として、
(1) 鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
(2) 鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか一方又は両方が３．０以下であること、
(3) 鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方または両方であること、
前記(1) の方位限定については、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のうち｛１１１｝＜１１０＞については、その相加平均から削除しても本発明の効果を失することはない。
【００２３】
すなわち、｛１１０｝＜１１０＞もしくは｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のランダム強度比が３．０以上であれば本発明の意味する高成形性（各ハイドロフォームの条件での拡管率で１．２５以上）を達成可能である。このように、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群および｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比がハイドロフォーム成形を行う上で最も重要な特性値である。
【００２４】
また、前記（２）の方位限定については、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群、｛１００｝＜１１０＞のいずれものＸ線ランダム強度比が３．０を超えると、本発明の目的とする、特にハイドロフォームにおける拡管率等が１．２程度以下にまで低くなる。
【００２５】
また、前記（３）の方位限定については、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０未満で、かつ、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０未満であると、やはりハイドロフォームにおける拡管率が低くなるため、それぞれ２．０以上および３．０以上の集積度となる何れかの条件を満たすことによって、ハイドロフォーム成形時の加工性を確保するものとした。
また、上記の各方位は板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求める。
【００２６】
上記方位群に含まれる主な方位について説明する。
｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞である。
また、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は｛１００｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および ｛２２３｝＜１１０＞である。
また、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１１｝＜１１２＞である。
【００２７】
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｝、｛１１１｝、｛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、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞については後者の方法から各結晶方位の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度断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］、（４４３）［１−１０］、（５５４）［１−１０］で、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群では（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］および（２２３）［１−１０］で、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群では （１１１）［１−１０］および（１１１）［−１−１２］で、それぞれ代表できる。
【００２８】
また、特に重要な｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群については、上記方位のすべての強度が得られない場合には、（１１０）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］の方位の相加平均で代替してもよい。
【００２９】
なお、本発明の集合組織は通常の場合、φ２＝４５度断面において上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、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線試料作製の制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゜ないし１０゜程度ずれる場合も有りうる。
【００３０】
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線回折を行う。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、加えられる歪量の上限を１０％以下で行うこととした。このようにして得られた板状の試料について、機械研磨によって所定の板厚まで減厚した後、化学研磨など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。
【００３１】
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。また、偏析帯が認めらない場合においても、板厚１／２の板面以外の板面、例えば３／８〜５／８で、請求項にある集合組織が得られてもよい。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。
【００３２】
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望ましい。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、板面に垂直な結晶方位が｛ｈｋｌ｝で鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
【００３３】
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＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：１５以下、＜３３２＞：１５以下、＜２２１＞：２０．０以下、＜１１０＞：３０．０以下。また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：１０以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００３４】
ｎ値：ハイドロフォームでは、ある程度等方的に加工が加えられる場合もあり、管の長手方向及び／または周方向のｎ値を確保する必要があるため、それぞれ０．１２が下限である。ｎ値の上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。
ｎ値は、ＪＩＳの引張試験法における歪量が５〜１０％または３〜８％で求められる値とする。
【００３５】
ｒ値：ハイドロフォームでは、軸押しをして材料を流入させる加工もあり、そのような部位の加工性を確保するため管長手方向のｒ値の下限は１．１である。ｒ値の上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。
ｒ値は、ＪＩＳにある引張試験での歪量で１０または５％で得られる値と定義する。
【００３６】
以下に本発明における基本成分以外の鋼成分の限定理由について説明する。
Ｐ，Ｓは鋼中に含有される不可避的不純物元素である。いずれも成形性に有害なばかりでなく、発錆しやすなり耐食性が低下させるが、極端に低減させてもコスト上昇のみを招くばかりで効果が小さいため、その範囲をそれぞれ０．００５〜０．１質量％、０．０００１〜０．０５質量％とした。
【００３７】
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏはいずれも強度を上げ、耐食性も改善する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を、それぞれ質量％で０．０１％以上添加できる。ただし、過剰の添加は延性低下を招くことから、Ｍｏについては３％、それ以外の元素については２％を上限とした。
【００３８】
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖはいずれも強度を上げ、耐食性、特に溶接部の耐食性を改善する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を、それぞれ質量％で０．００５％以上添加できる。ただし、過剰の添加は延性低下を招くことから、いずれの元素についても１％を上限とした。
【００３９】
Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭは脱酸元素であり、酸化物系介在物を低減し、成形性を改善するが、過剰添加では逆に成形性、溶接性を劣化させる。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種以上を、それぞれ０．００１〜０．５質量％添加するものとした。
【００４０】
Ｂは微量で粒界を強化し、成形時あるいは２次加工時の割れを抑制する効果があるが、過剰添加では逆に成形性、溶接性を劣化させる。したがって、必要に応じて０．０００５〜０．０１質量％添加するものとした。
【００４１】
結晶粒径：集合組織を制御するにあたり結晶粒径を制御することは重要である。特に前記（７）及び（１４）の発明においては、｛１１０｝＜１１０＞の強度をより強くするためには、主相であるフェライトの粒径を０．１〜２００μｍに制御することが必要である。また、ある程度混粒であっても、例えば０．１〜１０μｍのフェライト粒の領域と１０〜１００μｍのフェライト粒の領域が混在する金属組織においても、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群で最も成形性向上に重要な｛１１０｝＜１１０＞の強度を高めることができなければ、本発明の効果を失することは無い。ここでフェライト粒径は、ＪＩＳに準拠した切断法で求めるものとした。
【００４２】
さらに、フェライト以外の金属組織として、マルテンサイト、オーステナイト相および炭窒化物等の組織を含んでも良い。また、０．１μｍ未満の再結晶粒を工業的に制作することは困難であり、２００μｍ超の粒を混在すると｛１１０｝＜１１０＞の強度が低下するため、これを上限とした。
【００４３】
さらに前記（１５）、（１６）の発明では、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の強度比を高め、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の強度比を低めるために、フェライト粒径の標準偏差又はフェライト粒のアスペクト比をさらに限定した。これらの値は、１００〜１０００倍の光学顕微鏡にて２０視野以上の観察を行い、各粒径については円相当径を画像解析により求めて標準偏差を算出した。また、アスペクト比については、圧延方向と平行な線分と同じ長さの垂直方向の線分とに交わる各フェライト粒界の数の比により求めた。標準偏差が平均粒径の±４０％を超えたり、あるいはアスペクト比が０．５未満あるいは３を超えると成形性が劣化する傾向が認められたため、それらを上下限として設定した。
【００４４】
なお、前記（１５）の発明においては、｛１１１｝＜１１０＞および／又は ｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群の強度比を高めるため、フェライト粒径の下限値を１μｍとした。
【００４５】
さらに、本発明の鋼管を製造するにあたっては、高炉、電炉による溶製に続き各種の２次精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そのまま熱間圧延するなどの製造方法を組み合わせて製造しても、何ら本発明の効果を阻害するものではない。
【００４６】
また、１０５０℃〜１３００℃に鋼塊を加熱し、粗圧延を９５０℃以上１１５０℃未満で行い、仕上げ圧延を７５０℃以上１０５０℃未満で行うことや、熱間圧延を潤滑圧延で行うこと、熱延板の巻取りを８００℃以下で行うこと、箱焼鈍あるいは連続焼鈍にて熱延板を焼鈍すること、さらには冷間圧延を施すこと、その後に箱焼鈍または連続焼鈍にて焼鈍を行うなど、造管前の鋼板の製造方法を組み合わせて製造しても、何ら本発明の効果を阻害するものではない。すなわち、造管用の鋼板は熱延板、熱延焼鈍板、冷延板または冷延焼鈍板を用いることができる。
【００４７】
また、Ｏ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｂｉなどの、それぞれ０．０１質量％以下の元素の混入では本発明の効果は失することはない。さらに、鋼管製造にあたっては、電縫溶接、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法を用いることができる。
【００４８】
前記（１７）、（１８）の発明に規定した製造法について説明する。
【００４９】
縮径加工温度：縮径後の歪硬化を回復させるために、縮径時の加工温度を７３０℃以上とする。ただし粒の粗大化を防止するため、９４０℃以下と限定する。なお、縮径後の回復が不十分な場合あるいは炭化物等の析出がある場合は、必要に応じて縮径加工後１０００℃以下の温度で熱処理しても、本発明の効果を阻害しない。
【００５０】
なお、縮径時の加熱温度は溶接部等の成形性向上のために８００℃以上、粒の粗大化を防止するために９８０℃以下とすることが望ましい。
本加熱前に、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工できる。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く、特に表層近傍の集合組織を請求項にあるようなものとし、板厚全体に｛１１１｝＜１１０＞および／または｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞への集積度を高めた成形加工性の優れた鋼管を製造でき、本発明の効果を助長する。
【００５１】
【実施例】
（実施例１）
表１および表２に示す成分の２．５mm厚さの熱延鋼板、および２．０mm厚さの冷延鋼板を造管用の元板とした。それらの鋼板を冷間で外径１０８〜４９mmにＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した後、７００℃〜１０００℃に加熱し、６００〜９５０℃で外径７５〜２５mmに縮径し、高耐食鋼管を製造した。ハイドロフォーム成形は、軸押し量１mm、１００bar/mmの条件で行い、バーストに至るまで実施した。前もって鋼管に１０mmφのスクライブドサークルを転写し、破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪み：εφと周方向歪み：εθを測定し、この２つの歪の比ρ＝εφ／εθが−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これをハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。
【００５２】
Ｘ線解析は、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。また、Ｘ線の相対強度はランダム結晶と対比することで求めた。長手及び周方向のｎ値およびｒ値は弧状試験片をそれぞれ採取して、ｎ値は歪み量が５％−１０％または３％−８％で、ｒ値は１０％または５％でそれぞれ求めた。
【００５３】
表１および表２に各鋼の｛１１０｝＜１１０＞および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比およびハイドロフォーム成形におけるバーストまでの拡管率（＝バースト時点でのρ＝εφ／εθ＝−０．５となる部分の径／元管の径）を示す。本発明鋼Ｃ，Ｄ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｋ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｒでは、｛１１０｝＜１１０＞Ｘ線相対強度がいずれも３．０以上、かつ｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の平均Ｘ線ランダム強度比も２．０以上であり、拡管率も１．２５を超える良好な値を示す。一方、比較成分鋼のＳ〜Ｕは、｛１１０｝＜１１０＞および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比が低く、拡管率も低い。
【００５４】
【表１】
【表２】
（実施例２）
表３に示す成分の３．０mm厚さの熱延鋼板、および１．８mm厚さの冷延鋼板を造管用の元板とした。それらの鋼板を冷間で外径１０８〜４９mmにＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した後、６５０℃〜１１００℃に加熱し、５５０〜１０５０℃で外径７５mm〜２５mmに縮径し、高耐食鋼管を製造した。ハイドロフォーム成形は、バーストに至るまで行った。内圧と軸押し量を制御して、種々の押し込み量および内圧にてハイドロフォーム成形を挫屈またはバーストするまで行い、最大拡管率（拡管率＝成形後の最大周長／母管の周長）を示す部位および破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管の長手方向歪み：εφと周方向歪み：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、εφ／εθが−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、これもハイドロフォーム成形性の１指標として評価した。
【００５７】
表４に各鋼の特性を示す。各集合組織の方位群の強度やｎ値およびｒ値が本発明の範囲を満たすものは、拡管率が高い。また、フェライトの体積率および粒径分布についても、ほとんどの鋼がフェライトを主相として、その平均粒径も１００μｍ以下である。
【００５８】
一方では、縮径時の加熱温度及び／または縮径加工温度が高すぎた場合（ＮＡ＋，ＮＤ＋）はフェライト粒径が粗大に成長し、拡管率が低くなる。また、縮径時の加熱温度及び／または縮径加工温度が低すぎた場合（ＮＦ＋，ＮＪ＋）は集合組織の集積が不十分で拡管率は低い。また、ＣＡＮおよびＣＮＣは粗大な展伸粒からなるフェライト組織のため拡管率は低く、ＣＮＢはオーステナイト相の残留が５０％以上あるため拡管率は低い。
【００５９】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
本発明は、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だし、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高耐食鋼管を提供するものであり、その産業上の価値は極めて高い。
Claims (18)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．００９％、
Ｎ ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７８％、
Ｍｎ：０．０１〜５％、
Ｃｒ：５〜３０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方又は両方であることを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｐ ：０．００５〜０．１％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０５％
を、さらに含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｃｏ：０．０１〜２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、
Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜１％、
Ｖ ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を、さらに含有する事を特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
を、さらに含有することを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方または両方であることを特徴とする請求項１乃至６の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
- 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．００９％、
Ｎ ：０．００１〜０．２％
Ｓｉ：０．０１〜０．７８％、
Ｍｎ：０．０１〜５％、
Ｃｒ：５〜３０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼管の集合組織として、
（１）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか１又は２項目以上が３．０以上であること、
（２）鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のうちの何れか一方又は両方が３．０以下であること、
（３）鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞及び｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることの何れか一方または両方であること、
の上記（１）乃至（３）のうちの何れか１又は２項目以上を満たすことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｐ ：０．００５〜０．１％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０５％
を、さらに含有することを特徴とする請求項８に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｃｏ：０．０１〜２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項８又は９に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、
Ｚｒ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜１％、
Ｖ ：０．００５〜１％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項８乃至１０の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項８乃至１１の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％
を、さらに含有することを特徴とする請求項８乃至１２の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。 - 金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあることを特徴とする請求項８乃至１３の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
- 金属組織の面積率で５０％以上がフェライトから成り、フェライト粒の結晶粒径が１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、さらにフェライト粒の粒径分布において、その標準偏差が平均粒径の±４０％以内にあることを特徴とする請求項８乃至１４の何れか１項に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
- 前記フェライト粒の平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒長さ）が０．５〜１０．０であることを特徴とする請求項１４又は１５に記載の成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管。
- 請求項１〜１６の何れか１項に記載の高耐食鋼管の製造に当たり、熱延鋼板または冷延鋼板を基板として母管を造管後加熱し、７３０〜９４０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管の製造方法。
- 請求項１〜１６の何れか１項に記載の高耐食鋼管の製造に当たり、熱延鋼板または冷延鋼板を基板として母管を造管後、８００〜９８０℃に加熱し、７３０〜９３０℃で縮径加工を施すことを特徴とする成形性に優れたハイドロフォーム加工用高耐食鋼管の製造方法。
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105838982A (zh) * | 2016-05-23 | 2016-08-10 | 安徽鑫宏机械有限公司 | 一种稀土氧化物铸渗复合矿用破碎机耐磨锤头及其生产方法 |
| CN108149130A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-06-12 | 天长市富柏特电子有限公司 | 一种高压机用耐高温耐腐蚀外壳的制备方法 |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006068258A1 (ja) * | 2004-12-22 | 2006-06-29 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | 拡管加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接管 |
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| CN102839333B (zh) * | 2012-09-28 | 2014-03-12 | 浙江睿智钢业有限公司 | 一种钢材、包括其的抽油杆、及钢材的应用 |
| CN102876988B (zh) * | 2012-10-24 | 2016-02-03 | 章磊 | 一种耐腐蚀抗菌不锈钢及其制作方法 |
| CN102876989B (zh) * | 2012-10-24 | 2016-01-06 | 章磊 | 一种耐腐蚀抗菌不锈钢及其制作方法 |
| CN102876990B (zh) * | 2012-10-24 | 2014-08-20 | 章磊 | 一种耐腐蚀抗菌不锈钢及其制作方法 |
| CN103725977A (zh) * | 2013-12-31 | 2014-04-16 | 苏州江南航天机电工业有限公司 | 一种耐蚀方舱角件 |
| CN104046919B (zh) * | 2014-07-09 | 2015-12-30 | 南京赛达机械制造有限公司 | 一种高寿命汽轮机叶片及其生产工艺 |
| US20160273587A1 (en) * | 2015-03-16 | 2016-09-22 | Aktiebolaget Skf | Bearing steel |
| CN105861953A (zh) * | 2016-05-07 | 2016-08-17 | 惠安县泰达商贸有限责任公司 | 一种飞机起落架合金材料 |
| CN105838984A (zh) * | 2016-05-23 | 2016-08-10 | 安徽鑫宏机械有限公司 | 一种硼化钛晶须增强铸渗复合矿用破碎机耐磨锤头及其生产方法 |
| CN105821340B (zh) * | 2016-05-24 | 2017-10-27 | 江苏金基特钢有限公司 | 一种低自噪声特种钢的加工方法 |
| CN105821343B (zh) * | 2016-05-24 | 2017-10-27 | 江苏金基特钢有限公司 | 一种特种钢的生产方法 |
| CN105886942A (zh) * | 2016-06-21 | 2016-08-24 | 安庆市灵宝机械有限责任公司 | 一种高钨耐磨合金钢 |
| CN106834971A (zh) * | 2016-12-28 | 2017-06-13 | 芜湖市永帆精密模具科技有限公司 | 一种耐腐蚀抗裂耐磨钢球 |
| CN106868421A (zh) * | 2016-12-28 | 2017-06-20 | 芜湖市永帆精密模具科技有限公司 | 一种高铬抗裂耐磨钢球及其制备方法 |
| RU2716922C1 (ru) * | 2019-08-14 | 2020-03-17 | Общество с ограниченной отвественностью "Лаборатория специальной металлургии" (ООО "Ласмет") | Аустенитная коррозионно-стойкая сталь с азотом |
| WO2023058358A1 (ja) * | 2021-10-07 | 2023-04-13 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼管及びその製造方法、並びに燃料電池 |
-
2000
- 2000-11-16 JP JP2000349572A patent/JP4220666B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105838982A (zh) * | 2016-05-23 | 2016-08-10 | 安徽鑫宏机械有限公司 | 一种稀土氧化物铸渗复合矿用破碎机耐磨锤头及其生产方法 |
| CN108149130A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-06-12 | 天长市富柏特电子有限公司 | 一种高压机用耐高温耐腐蚀外壳的制备方法 |
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