JP4287985B2 - ハイドロフォーム成形性に優れた鋼管とその製造方法 - 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、メンバー等の構造部材などに用いられる鋼材で特にハイドロフォーム成形性に優れた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となる。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、シミュレーションによる解析が主で、実際の材料と１対１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ｒ値鋼板や高延性鋼板がハイドロフォーム成形に使用されつつある状況と言える。本発明は、このようなハイドロフォーム成形に適した優れた成形性を有する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】
本発明では、鋼材の集合組織と加工硬化指数（ｎ値）を制御することでハイドロフォーム成形性に優れた材料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以下の通りである。
（１）質量％（以下、単に％という。）で、
Ｃ ：０．０００５〜０．３％、 Ｓｉ：０．００５〜３％、
Ｍｎ：０．００５〜３％、 Ｐ ：０．２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：３％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張り最大強度ＴＳと加工硬化指数ｎの積ＴＳ×ｎが４５ＭＰａ以上で、１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛１１０｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上で、かつ｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れか一方のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【０００７】
（２）鋼成分が、更に下記１）〜４）に記載の成分（質量％）の１種または２種以上の条件を満たすことを特徴とする前記（１）に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
１）Ｎｉ：３％以下、 Ｃｒ：３％以下、
Ｍｏ：２％以下、 Ｃｕ：２％以下、
Ｗ ：２％以下、 Ｃｏ：２％以下、
Ｓｎ：０．５％以下
の１種または２種以上を合計で３％以下
２）Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
３）Ｔｉ：０．３％以下、 Ｎｂ：０．３％以下、
Ｖ ：０．３％以下
の１種または２種以上を合計で０．３％以下
４）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％
の１種または２種を合計で０．０００５以上０．０２％以下
【０００８】
（３）前記（１）または（２）記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、粗熱延、仕上げ熱延、冷却、巻取りによって熱延鋼板とする際に、仕上げ熱延開始温度ＦＳＴ、仕上げ熱延完了温度ＦＴが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度を用いた下記（１）〜（３）式を満足するように制御し、その後直接もしくは酸洗した後に造管し、６５０℃〜１０５０℃の温度に加熱した後に縮径率１５％以上の縮径加工を行うことを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
Ａｒ3 ＋６０≦ＦＳＴ≦Ａｒ3 ＋２５０ （１）
Ａｒ3 −４０≦ＦＴ≦Ａｒ3 ＋１５０ （２）
ＦＳＴ−ＦＴ≧０．４×Ａｒ3 −２８０ （３）
但し、
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のハイドロフォーム成形性に優れた高強度鋼管およびその製造方法について詳細に述べる。
【００１０】
ハイドロフォーム成形では鋼管を素材とした成形加工が行われる。この際、鋼管の軸方向への押し込み量と内圧の関係を適正に設定することが重要である。内圧のみを増加させた通常の液圧成形と異なり、ハイドロフォーム成形では軸押しによる強制的な材料供給によってより厳しい成形にも耐えることができる。本発明者らは、種々の材料を用いたハイドロフォーム成形試験を元に、鋼材の結晶集合組織の制御と適正なミクロ組織形成によって初めて非常に高いハイドロフォーム成形性が確保できることを見出した。
【００１１】
本発明者らは、異なるレベルのハイドロフォーム成形で良好な成形性を確保するためには、鋼材のｎ値が高いことと同時に鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比が高いことが重要であることを見出した。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＞、｛１１１｝＜１１０＞、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞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。
【００１２】
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゜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］、（１１１）［１−１０］、（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度で代表させられる。｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜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。
【００１３】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群の平均強度比が２．０未満の場合には良好なハイドロフォーム成形性が得られないためにこれを下限とした。
【００１４】
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、加えられる歪み量の上限を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く、またこの範囲外でも前述の条件を満たしていることは何ら鋼管の成形性を落とすものではない。
【００１５】
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。
【００１６】
しかしながら、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比が２．０以上であっても、｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の方位の両方のＸ線ランダム強度比が同時に２．０超である場合には、良好なハイドロフォーム成形性が得られない。
【００１７】
以上のように集合組織によってハイドロフォーム成形性が影響される理由については未だ明確にはなっていないが、軸押しと内圧によって生じる塑性変形時の結晶滑りの容易さに起因しているものと考えられる。
【００１８】
また、ハイドロフォーム成形では非常に厳しい加工まで成形可能となることから、一旦鋼管のある位置にくびれが生じると、その場所での変形が加速的に進み、破断（バースト）に至る。従って、極力このような歪みの集中に起因するくびれを発生させないことも非常に重要となる。歪みの集中を回避する方法としては鋼材の加工硬化指数（ｎ値）を高めることが効果的である。鋼材のｎ値は一般的に強度の上昇と共に減少するが、一方、強度上昇は破断強度の向上にもつながり、最終的な成形性は強度とｎ値のバランスによって支配されている。
【００１９】
鋼管の強度およびｎ値は鋼管の管状引張り試験（ＪＩＳ１１号）または軸方向に切り出した弧状引張り試験（ＪＩＳ１２号Ｂ）等で得ることができ、強度は最大強度ＴＳ、ｎ値は５％〜１０％もしくは３％〜８％の歪み範囲での加工硬化率として定義する。ｎ値を向上させる方法については、フェライトの軟質化、粗粒化、フェライト＋硬質相、残留オーステナイトの利用等どのような方法を採用しても良い。このようにして得られたＴＳ（ＭＰａ）とｎ値の積が４５ＭＰａ以上であれば良好なハイドロフォーム成形性を示すことから、これをＴＳ×ｎの下限値とした。さらにＴＳ×ｎが６０ＭＰａ以上あることが好ましい。
【００２０】
図１には、表１に示した成分の鋼管を縮径加工した後にハイドロフォーム成形を行った際の成形性の評価をハイドロフォーム成形前の鋼管の引張り特性および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比で整理した結果を示した。ハイドロフォーム成形は、軸押し量と内圧量を制御しながら管の周方向への張り出し成形を行い、拡管率（拡管率＝成型後の最大周長／母管の周長）が最大となる部位における軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθの比ρ＝εΦ／εθが−０．５となる最大拡管率で評価し、１．４以上を成形性良好（○）、１．４未満を成形性不足（●，▲）としてプロットした。○印および●印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れかのＸ線ランダム強度比が２．０以下であり、▲印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞のＸ線ランダム強度比が共に２．０を超えていたものである。
【００２１】
図から明らかなように、本発明の範囲である｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比が２．０以上でＴＳ×ｎの値が４５以上の場合には良好なハイドロフォーム成形性を示すことがわかる。但し、このような範囲内であっても、｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞のＸ線強度比が共に２．０を超えている場合（図中の▲）は成形性が十分でないことがわかる。
【００２２】
次に化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼材の強度とミクロ組織を決定する重要な元素であり、特に大きなコストアップ無しに鋼材の強度を高めることのできる元素である。一方では、Ｃ添加量を低下することによって鋼材の加工性は向上する。Ｃ量を０．０００５質量％未満とすることは精錬工程に多大の負荷をかけコストアップを招くために、これをＣ添加量の下限とした。また、Ｃ添加量が０．３質量％超となる場合には、ハイドロフォーム成形後の部品の組立作業時に行われる溶接性が低下するためにこれを上限とした。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉはフェライト相に固溶して鋼材強度を向上させるだけでなく、靭性、疲労特性や局部延性を阻害する鉄炭化物粒子を微細分散化することで無害化することができる。しかしながら、Ｓｉの添加量が０．００５質量％未満の場合にはその効果が小さいばかりでなく、製造コストの上昇も招くことから、これをＳｉ添加量の下限とした。また、Ｓｉ添加量が３％超となる場合にはフェライトの硬度が必要以上に高くなると同時に鋼材の靭性が低下することからこれをＳｉ添加量の上限とした。
【００２４】
Ｍｎ：ＭｎはＳｉ同様、固溶することで鋼材強度を向上させるが、その添加量が０．００５質量％未満ではその効果が小さいのみならず、製造コストの上昇を招くことからこれをＭｎ添加量の下限値とした。また、Ｍｎ添加量が３％を超えると、著しく加工性が低下することから、これをＭｎ添加量の上限とした。
【００２５】
Ｐ：Ｐは微量の添加で鋼材の強度を向上させる効果的な元素である。しかしながら、Ｐの添加量が０．２％超となった場合には、粒界へのＰの偏析が顕著となり、靭性の劣化、疲労強度の低下および２時加工脆性の悪化などのデメリットが大きくなることから、これをＰ添加の上限とした。このようなデメリットを極力小さくするためにはＰ添加量を０．１５質量％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：Ｓは粒界に偏析することによって鋼材の靭性を低下させるばかりでなく、靭性やその他の特性に弊害となる介在物を作ることから、その添加量は少ないことが望ましい。Ｓの添加量が０．０１％超となると、これらの弊害が顕著となるために、これをＳ添加量の上限値とした。また、要求が厳しい場合にはＳ添加量を０．００５％以下にすることが望ましい。
【００２７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として最も一般的に使われる元素であり、効果的に鋼材中の酸素を酸化物の形で局在化させることができる。また、鉄炭化物の成長速度を著しく抑制することから、靭性、疲労特性や局部延性を阻害する鉄炭化物粒子を微細分散化することで無害化することができるので、０．００２質量％以上添加することが好ましい。この添加量が３質量％を超える場合には、鋳造工程でのノズル詰まりを起こしやすくなると同時に、鋼材の靭性を劣化させることから、これをＡｌ添加量の上限値とした。
【００２８】
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｓｎ：これらの元素は各相の強度を制御し、ミクロ組織形成を決定する元素である。
Ｎｉ，Ｃｒが３質量％を超える場合にはコスト上昇と共に、溶接性が低下するためにこれを上限とした。
Ｍｏはその添加量が２質量％超では効果が飽和することからこれを上限とした。
【００２９】
Ｃｕ添加は特に析出処理によって強度を高めることができるが、２質量％を超えた添加ではその強度上昇量が限定されることから、これをＣｕ添加の上限とした。
Ｗは室温のみならず高温での強度も上昇させることができるが、２質量％超の添加は逆に靭性、疲労特性の低下につながることから、これをＷ添加の上限とした。
【００３０】
Ｃｏは炭化物生成を抑制しながら十分な量の第２相を生成するために有効であり、同時に鋼材の靭性を向上させることができるが、２質量％を超えるとコストの上昇を招くことから、これを上限とした。
Ｓｎは強度の上昇には寄与するものの、多量の添加では種々のモードの加工性を低下させる。特に０．５質量％を超えて添加された場合には加工性の低下が著しいために、これを上限とした。
【００３１】
これらＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｓｎの添加が単独または２種以上同時に行われる場合には、０．０１質量％以上添加することが好ましいが、各元素の添加量の上限のみならず、その合計添加量が重要となる。これらの元素の添加量の合計が３質量％を超える場合には、延性に代表される加工性が著しく低下することから、これを添加量合計の上限とする。
【００３２】
Ｂ：Ｂは容易に焼き入れ性を向上させて鋼材のミクロ組織を変化させることができる。Ｂの添加量が０．０００１質量％未満の場合にはこの効果はほとんど期待できないことから、これをＢ添加の最小値とした。また、Ｂ添加量の増加に従って鋼材の焼き入れ性は向上するが、その効果は０．００５質量％超で飽和することから、これをＢ添加の最大値とした。
【００３３】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは析出物を形成することによってフェライトを強化する。また、オーステナイト域での熱延の際に析出することでオーステナイトの再結晶を抑制し、組織の微細化に貢献するので、それぞれ０．００２質量％以上添加することが好ましい。しかしながら、これら各々の添加量、またはこれらの１種もしくは２種以上の添加量合計が０．３質量％を超える場合には溶接性、靭性の劣化を招くと同時に経済的なデメリットも増加するため、０．３質量％をこれらの元素の１種または２種以上添加合計の上限とした。
【００３４】
Ｃａ，Ｒｅｍ：Ｃａ，Ｒｅｍは特に介在物の形態制御による鋼材の靭性改善、局部延性の改善等の目的で添加される。この時、Ｃａではその添加量が０．０００５質量％未満、Ｒｅｍではその添加量が０．００１質量％未満ではこの効果が十分でないために、これらのを各々の添加量の下限値とした。またＣａでは０．００５質量％超、Ｒｅｍでは０．０２質量％超ではその効果が飽和すると同時に、不必要な介在物生成量が増加し、逆に局部延性や靭性を劣化させるために、これらを各々の添加量の上限値とした。またこれらの１種もしくは２種を添加する際には効果発現の加減である０．０００５質量％以上でかつその効果が飽和する０．０２質量％以下に限定する。
【００３５】
次に本発明の製造方法について述べる。
上述の本発明の成分範囲にある鋼を鋳造した後熱延する場合には、鋳造後そのままもしくは室温まで冷却されるまえに再度加熱、もしくは室温まで冷却された後に加熱されても良い。この時の加熱温度が１０００℃未満の場合には、熱延の途中で特別な加熱設備を設置すること無しに所定温度で熱延を完了することができないために、大幅なコスト上昇を招くことから、これを加熱温度の下限とした。また、加熱温度が１３００℃超となる場合には、スケール生成に起因する歩留まり低下が大きくなることから、これを加熱温度の上限とした。
【００３６】
その後熱延される場合には、最終的な鋼管のハイドロフォーム成形性を確保するためにＴＳ×ｎ値と本発明の結晶集合組織を両立させるためには仕上げ熱延開始温度ＦＳＴと仕上げ熱延完了ＦＴが鋼の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度で決まるある一定の範囲内にあることが必要であることが判明した。
【００３７】
熱延の温度条件が縮径加工後の鋼管の集合組織を変化させる原因については現時点では必ずしも明確ではないが、熱延後の集合組織と組織サイズが縮径加工時の塑性加工、およびその後に起こる相変態、再結晶および回復・粒成長時の集合組織に影響を及ぼすものと考えられる。種々の熱延条件で熱延された鋼板を造管し、縮径加工した後に最終的に得られる鋼管のハイドロフォーム成形性評価と集合組織、機械的性質を調査した結果、仕上げ熱延開始温度ＦＳＴ、仕上げ完了温度ＦＴが鋼材のＡｒ3 変態温度によって表現される（１），（２）および（３）式を満足するときにのみ、本発明が意図する良好なハイドロフォーム成形性が確保できることが判明した。この条件を満足しない場合には、ＴＳ×ｎ値もしくは集合組織の条件を満足しない。
Ａｒ3 ＋６０≦ＦＳＴ≦Ａｒ3 ＋２５０ （１）
Ａｒ3 −４０≦ＦＴ≦Ａｒ3 ＋１５０ （２）
ＦＳＴ−ＦＴ≧０．４×Ａｒ3 −２８０ （３）
ここで、各鋼材のＡｒ3 の計算は下式を用いて行った
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
【００３８】
造管後の縮径加工は、形状と共に最終的に得られる鋼管の機械的性質も制御することができる重要なプロセスである。縮径加工時の加熱温度が１０５０℃超の場合には、過大な設備投資が必要であると同時に、加熱終了以降のスケール生成が増加し、特に最終製品である鋼管の表面特性を著しく劣化させるために、これを縮径加工前の加熱温度の上限とした。一方、縮経前の加熱温度が６５０℃℃より低いと鋼材の変形抵抗が著しく上昇し、縮径加工の負荷が高くなるばかりでなく、表面特性も劣化させることから、これを下限とした。
【００３９】
縮径完了温度はγの未再結晶温度域、α＋γ域、α単相域、α＋セメンタイト域の何れかであることが望ましい。これは上記の縮径加工によりγ相の加工集合組織を発達させるか、α相に一定量以上の歪みを加えることが良好な集合組織を得るために必要だからである。但し、縮径加工温度が必要以上に低下した場合には、最終的に得られる鋼管に加工歪みが残留し、ｎ値を低下させること。このため、縮径加工完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度＋１００℃以下でかつ６５０℃以上であることが望ましい。
【００４０】
また、縮径加工の縮径率（縮径加工前の鋼管外径に対する最終製品外径の現象率；即ち、｛母管外径−製品外径｝／｛母管外径｝×１００％）が１５％未満の場合には、鋼管の素材である鋼管の製造条件がいかなる場合においても、最終的に得られる鋼管の集合組織の発達が十分でなく、結果として最終的に得られる鋼管のハイドロフォーム成形性が低くなるためにこれを縮径率の最小値とした。縮径率は高いほど最終的な鋼管の集合組織は良好なものとなり、比較的厳しい加工が要求される場合には５０％以上、好ましくは１００％以上にすることが望ましい。
【００４１】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を溶解し、鋳造後一旦室温まで冷却した後に再度１２００℃に加熱し熱延を完了した後冷却し、電縫溶接した。このようにして製造した母管を所定の温度に加熱し縮径加工を行い、ハイドロフォーム成形性評価と機械的性質および集合組織調査を行った。
【００４２】
最終的に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）の軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθを測定した。この２つの歪みの比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（０．５）をもってハイドロフォーム成形性の指標とした。
【００４３】
集合組織の測定はＸ線解析によって、鋼管から弧状試験片を切り出し、プレスして平板としたサンプルの１／２部に対して行った。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。
【００４４】
表１に示した鋼Ｐ１を用い、熱延時の仕上げ熱延開始および完了温度を変化させて得られた熱延鋼板を元に縮径率５２％で縮径加工した鋼管を調査した結果を表２に示した。熱延条件が（１），（２），（３）式を満足する場合には、上記条件で行ったハイドロフォーム成形において４０％以上の良好な拡管率が達成できる。表２においては、拡管率１．４以上の場合に成形性を良好（○）、それ未満の場合を成形性不良（●）と表現した。
【００４５】
表２には、表１に示した全ての鋼を、１２００℃に加熱し、その後各鋼に対して（１），（２），（３）式全てを満足する熱延条件で熱延を完了し、その後５２％の縮径率で縮径加工した鋼管を調査した結果を表３に示した。表から明らかなように、本発明範囲内の成分系の鋼は全て良好なハイドロフォーム成形性を示すことが分かる。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【表３】
【００４８】
【発明の効果】
本発明は、鋼管の集合組織とｎ値を制御することで、ハイドロフォーム成形性が著しく高い鋼管を提供する物であり、その結果、複雑な形状の部品へのハイドロフォーム加工が可能となり、自動車車体の軽量化をより一層推進することができる。従って、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】表１に示した成分の鋼管を縮径加工した後にハイドロフォーム成形を行った際の成形性の評価をハイドロフォーム成形前の鋼管の引張り特性および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比で整理した結果。ハイドロフォーム成形は、軸押し量と内圧量を制御しながら管の周方向への張り出し成形を行い、拡管率（拡管率＝成型後の最大周長／母管の周長）が最大となる部位における軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθの比ρ＝εΦ／εθが−０．５となる最大拡管率で評価し、１．４以上を成形性良好（○）、１．４未満を成形性不足（●，▲）としてプロットした。○印および●印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れかのＸ線ランダム強度比が２．０以下であり、▲印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞のＸ線ランダム強度比が共に２．０を超えていたものである。
【図２】表１に示した鋼Ｐ１を用い、熱延時の仕上げ熱延開始および完了温度を変化させて得られた熱延鋼板を元に縮径率５２％で縮径加工した鋼管を調査した結果と、熱延条件における本発明の範囲を示した図。（１）式もしくは（２）式を満足しない場合を●、（３）式を満足しない場合を▲、本発明の範囲の例を○で示した。
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車の足廻り、メンバー等の構造部材などに用いられる鋼材で特にハイドロフォーム成形性に優れた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となる。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、シミュレーションによる解析が主で、実際の材料と１対１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ｒ値鋼板や高延性鋼板がハイドロフォーム成形に使用されつつある状況と言える。本発明は、このようなハイドロフォーム成形に適した優れた成形性を有する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】
本発明では、鋼材の集合組織と加工硬化指数（ｎ値）を制御することでハイドロフォーム成形性に優れた材料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以下の通りである。
（１）質量％（以下、単に％という。）で、
Ｃ ：０．０００５〜０．３％、 Ｓｉ：０．００５〜３％、
Ｍｎ：０．００５〜３％、 Ｐ ：０．２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：３％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張り最大強度ＴＳと加工硬化指数ｎの積ＴＳ×ｎが４５ＭＰａ以上で、１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛１１０｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上で、かつ｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れか一方のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【０００７】
（２）鋼成分が、更に下記１）〜４）に記載の成分（質量％）の１種または２種以上の条件を満たすことを特徴とする前記（１）に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
１）Ｎｉ：３％以下、 Ｃｒ：３％以下、
Ｍｏ：２％以下、 Ｃｕ：２％以下、
Ｗ ：２％以下、 Ｃｏ：２％以下、
Ｓｎ：０．５％以下
の１種または２種以上を合計で３％以下
２）Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
３）Ｔｉ：０．３％以下、 Ｎｂ：０．３％以下、
Ｖ ：０．３％以下
の１種または２種以上を合計で０．３％以下
４）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％
の１種または２種を合計で０．０００５以上０．０２％以下
【０００８】
（３）前記（１）または（２）記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、粗熱延、仕上げ熱延、冷却、巻取りによって熱延鋼板とする際に、仕上げ熱延開始温度ＦＳＴ、仕上げ熱延完了温度ＦＴが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度を用いた下記（１）〜（３）式を満足するように制御し、その後直接もしくは酸洗した後に造管し、６５０℃〜１０５０℃の温度に加熱した後に縮径率１５％以上の縮径加工を行うことを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
Ａｒ3 ＋６０≦ＦＳＴ≦Ａｒ3 ＋２５０ （１）
Ａｒ3 −４０≦ＦＴ≦Ａｒ3 ＋１５０ （２）
ＦＳＴ−ＦＴ≧０．４×Ａｒ3 −２８０ （３）
但し、
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のハイドロフォーム成形性に優れた高強度鋼管およびその製造方法について詳細に述べる。
【００１０】
ハイドロフォーム成形では鋼管を素材とした成形加工が行われる。この際、鋼管の軸方向への押し込み量と内圧の関係を適正に設定することが重要である。内圧のみを増加させた通常の液圧成形と異なり、ハイドロフォーム成形では軸押しによる強制的な材料供給によってより厳しい成形にも耐えることができる。本発明者らは、種々の材料を用いたハイドロフォーム成形試験を元に、鋼材の結晶集合組織の制御と適正なミクロ組織形成によって初めて非常に高いハイドロフォーム成形性が確保できることを見出した。
【００１１】
本発明者らは、異なるレベルのハイドロフォーム成形で良好な成形性を確保するためには、鋼材のｎ値が高いことと同時に鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比が高いことが重要であることを見出した。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＞、｛１１１｝＜１１０＞、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞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。
【００１２】
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゜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］、（１１１）［１−１０］、（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度で代表させられる。｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜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。
【００１３】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群の平均強度比が２．０未満の場合には良好なハイドロフォーム成形性が得られないためにこれを下限とした。
【００１４】
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、加えられる歪み量の上限を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く、またこの範囲外でも前述の条件を満たしていることは何ら鋼管の成形性を落とすものではない。
【００１５】
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。
【００１６】
しかしながら、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比が２．０以上であっても、｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の方位の両方のＸ線ランダム強度比が同時に２．０超である場合には、良好なハイドロフォーム成形性が得られない。
【００１７】
以上のように集合組織によってハイドロフォーム成形性が影響される理由については未だ明確にはなっていないが、軸押しと内圧によって生じる塑性変形時の結晶滑りの容易さに起因しているものと考えられる。
【００１８】
また、ハイドロフォーム成形では非常に厳しい加工まで成形可能となることから、一旦鋼管のある位置にくびれが生じると、その場所での変形が加速的に進み、破断（バースト）に至る。従って、極力このような歪みの集中に起因するくびれを発生させないことも非常に重要となる。歪みの集中を回避する方法としては鋼材の加工硬化指数（ｎ値）を高めることが効果的である。鋼材のｎ値は一般的に強度の上昇と共に減少するが、一方、強度上昇は破断強度の向上にもつながり、最終的な成形性は強度とｎ値のバランスによって支配されている。
【００１９】
鋼管の強度およびｎ値は鋼管の管状引張り試験（ＪＩＳ１１号）または軸方向に切り出した弧状引張り試験（ＪＩＳ１２号Ｂ）等で得ることができ、強度は最大強度ＴＳ、ｎ値は５％〜１０％もしくは３％〜８％の歪み範囲での加工硬化率として定義する。ｎ値を向上させる方法については、フェライトの軟質化、粗粒化、フェライト＋硬質相、残留オーステナイトの利用等どのような方法を採用しても良い。このようにして得られたＴＳ（ＭＰａ）とｎ値の積が４５ＭＰａ以上であれば良好なハイドロフォーム成形性を示すことから、これをＴＳ×ｎの下限値とした。さらにＴＳ×ｎが６０ＭＰａ以上あることが好ましい。
【００２０】
図１には、表１に示した成分の鋼管を縮径加工した後にハイドロフォーム成形を行った際の成形性の評価をハイドロフォーム成形前の鋼管の引張り特性および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比で整理した結果を示した。ハイドロフォーム成形は、軸押し量と内圧量を制御しながら管の周方向への張り出し成形を行い、拡管率（拡管率＝成型後の最大周長／母管の周長）が最大となる部位における軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθの比ρ＝εΦ／εθが−０．５となる最大拡管率で評価し、１．４以上を成形性良好（○）、１．４未満を成形性不足（●，▲）としてプロットした。○印および●印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れかのＸ線ランダム強度比が２．０以下であり、▲印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞のＸ線ランダム強度比が共に２．０を超えていたものである。
【００２１】
図から明らかなように、本発明の範囲である｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比が２．０以上でＴＳ×ｎの値が４５以上の場合には良好なハイドロフォーム成形性を示すことがわかる。但し、このような範囲内であっても、｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞のＸ線強度比が共に２．０を超えている場合（図中の▲）は成形性が十分でないことがわかる。
【００２２】
次に化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼材の強度とミクロ組織を決定する重要な元素であり、特に大きなコストアップ無しに鋼材の強度を高めることのできる元素である。一方では、Ｃ添加量を低下することによって鋼材の加工性は向上する。Ｃ量を０．０００５質量％未満とすることは精錬工程に多大の負荷をかけコストアップを招くために、これをＣ添加量の下限とした。また、Ｃ添加量が０．３質量％超となる場合には、ハイドロフォーム成形後の部品の組立作業時に行われる溶接性が低下するためにこれを上限とした。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉはフェライト相に固溶して鋼材強度を向上させるだけでなく、靭性、疲労特性や局部延性を阻害する鉄炭化物粒子を微細分散化することで無害化することができる。しかしながら、Ｓｉの添加量が０．００５質量％未満の場合にはその効果が小さいばかりでなく、製造コストの上昇も招くことから、これをＳｉ添加量の下限とした。また、Ｓｉ添加量が３％超となる場合にはフェライトの硬度が必要以上に高くなると同時に鋼材の靭性が低下することからこれをＳｉ添加量の上限とした。
【００２４】
Ｍｎ：ＭｎはＳｉ同様、固溶することで鋼材強度を向上させるが、その添加量が０．００５質量％未満ではその効果が小さいのみならず、製造コストの上昇を招くことからこれをＭｎ添加量の下限値とした。また、Ｍｎ添加量が３％を超えると、著しく加工性が低下することから、これをＭｎ添加量の上限とした。
【００２５】
Ｐ：Ｐは微量の添加で鋼材の強度を向上させる効果的な元素である。しかしながら、Ｐの添加量が０．２％超となった場合には、粒界へのＰの偏析が顕著となり、靭性の劣化、疲労強度の低下および２時加工脆性の悪化などのデメリットが大きくなることから、これをＰ添加の上限とした。このようなデメリットを極力小さくするためにはＰ添加量を０．１５質量％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：Ｓは粒界に偏析することによって鋼材の靭性を低下させるばかりでなく、靭性やその他の特性に弊害となる介在物を作ることから、その添加量は少ないことが望ましい。Ｓの添加量が０．０１％超となると、これらの弊害が顕著となるために、これをＳ添加量の上限値とした。また、要求が厳しい場合にはＳ添加量を０．００５％以下にすることが望ましい。
【００２７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として最も一般的に使われる元素であり、効果的に鋼材中の酸素を酸化物の形で局在化させることができる。また、鉄炭化物の成長速度を著しく抑制することから、靭性、疲労特性や局部延性を阻害する鉄炭化物粒子を微細分散化することで無害化することができるので、０．００２質量％以上添加することが好ましい。この添加量が３質量％を超える場合には、鋳造工程でのノズル詰まりを起こしやすくなると同時に、鋼材の靭性を劣化させることから、これをＡｌ添加量の上限値とした。
【００２８】
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｓｎ：これらの元素は各相の強度を制御し、ミクロ組織形成を決定する元素である。
Ｎｉ，Ｃｒが３質量％を超える場合にはコスト上昇と共に、溶接性が低下するためにこれを上限とした。
Ｍｏはその添加量が２質量％超では効果が飽和することからこれを上限とした。
【００２９】
Ｃｕ添加は特に析出処理によって強度を高めることができるが、２質量％を超えた添加ではその強度上昇量が限定されることから、これをＣｕ添加の上限とした。
Ｗは室温のみならず高温での強度も上昇させることができるが、２質量％超の添加は逆に靭性、疲労特性の低下につながることから、これをＷ添加の上限とした。
【００３０】
Ｃｏは炭化物生成を抑制しながら十分な量の第２相を生成するために有効であり、同時に鋼材の靭性を向上させることができるが、２質量％を超えるとコストの上昇を招くことから、これを上限とした。
Ｓｎは強度の上昇には寄与するものの、多量の添加では種々のモードの加工性を低下させる。特に０．５質量％を超えて添加された場合には加工性の低下が著しいために、これを上限とした。
【００３１】
これらＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｓｎの添加が単独または２種以上同時に行われる場合には、０．０１質量％以上添加することが好ましいが、各元素の添加量の上限のみならず、その合計添加量が重要となる。これらの元素の添加量の合計が３質量％を超える場合には、延性に代表される加工性が著しく低下することから、これを添加量合計の上限とする。
【００３２】
Ｂ：Ｂは容易に焼き入れ性を向上させて鋼材のミクロ組織を変化させることができる。Ｂの添加量が０．０００１質量％未満の場合にはこの効果はほとんど期待できないことから、これをＢ添加の最小値とした。また、Ｂ添加量の増加に従って鋼材の焼き入れ性は向上するが、その効果は０．００５質量％超で飽和することから、これをＢ添加の最大値とした。
【００３３】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは析出物を形成することによってフェライトを強化する。また、オーステナイト域での熱延の際に析出することでオーステナイトの再結晶を抑制し、組織の微細化に貢献するので、それぞれ０．００２質量％以上添加することが好ましい。しかしながら、これら各々の添加量、またはこれらの１種もしくは２種以上の添加量合計が０．３質量％を超える場合には溶接性、靭性の劣化を招くと同時に経済的なデメリットも増加するため、０．３質量％をこれらの元素の１種または２種以上添加合計の上限とした。
【００３４】
Ｃａ，Ｒｅｍ：Ｃａ，Ｒｅｍは特に介在物の形態制御による鋼材の靭性改善、局部延性の改善等の目的で添加される。この時、Ｃａではその添加量が０．０００５質量％未満、Ｒｅｍではその添加量が０．００１質量％未満ではこの効果が十分でないために、これらのを各々の添加量の下限値とした。またＣａでは０．００５質量％超、Ｒｅｍでは０．０２質量％超ではその効果が飽和すると同時に、不必要な介在物生成量が増加し、逆に局部延性や靭性を劣化させるために、これらを各々の添加量の上限値とした。またこれらの１種もしくは２種を添加する際には効果発現の加減である０．０００５質量％以上でかつその効果が飽和する０．０２質量％以下に限定する。
【００３５】
次に本発明の製造方法について述べる。
上述の本発明の成分範囲にある鋼を鋳造した後熱延する場合には、鋳造後そのままもしくは室温まで冷却されるまえに再度加熱、もしくは室温まで冷却された後に加熱されても良い。この時の加熱温度が１０００℃未満の場合には、熱延の途中で特別な加熱設備を設置すること無しに所定温度で熱延を完了することができないために、大幅なコスト上昇を招くことから、これを加熱温度の下限とした。また、加熱温度が１３００℃超となる場合には、スケール生成に起因する歩留まり低下が大きくなることから、これを加熱温度の上限とした。
【００３６】
その後熱延される場合には、最終的な鋼管のハイドロフォーム成形性を確保するためにＴＳ×ｎ値と本発明の結晶集合組織を両立させるためには仕上げ熱延開始温度ＦＳＴと仕上げ熱延完了ＦＴが鋼の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度で決まるある一定の範囲内にあることが必要であることが判明した。
【００３７】
熱延の温度条件が縮径加工後の鋼管の集合組織を変化させる原因については現時点では必ずしも明確ではないが、熱延後の集合組織と組織サイズが縮径加工時の塑性加工、およびその後に起こる相変態、再結晶および回復・粒成長時の集合組織に影響を及ぼすものと考えられる。種々の熱延条件で熱延された鋼板を造管し、縮径加工した後に最終的に得られる鋼管のハイドロフォーム成形性評価と集合組織、機械的性質を調査した結果、仕上げ熱延開始温度ＦＳＴ、仕上げ完了温度ＦＴが鋼材のＡｒ3 変態温度によって表現される（１），（２）および（３）式を満足するときにのみ、本発明が意図する良好なハイドロフォーム成形性が確保できることが判明した。この条件を満足しない場合には、ＴＳ×ｎ値もしくは集合組織の条件を満足しない。
Ａｒ3 ＋６０≦ＦＳＴ≦Ａｒ3 ＋２５０ （１）
Ａｒ3 −４０≦ＦＴ≦Ａｒ3 ＋１５０ （２）
ＦＳＴ−ＦＴ≧０．４×Ａｒ3 −２８０ （３）
ここで、各鋼材のＡｒ3 の計算は下式を用いて行った
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
【００３８】
造管後の縮径加工は、形状と共に最終的に得られる鋼管の機械的性質も制御することができる重要なプロセスである。縮径加工時の加熱温度が１０５０℃超の場合には、過大な設備投資が必要であると同時に、加熱終了以降のスケール生成が増加し、特に最終製品である鋼管の表面特性を著しく劣化させるために、これを縮径加工前の加熱温度の上限とした。一方、縮経前の加熱温度が６５０℃℃より低いと鋼材の変形抵抗が著しく上昇し、縮径加工の負荷が高くなるばかりでなく、表面特性も劣化させることから、これを下限とした。
【００３９】
縮径完了温度はγの未再結晶温度域、α＋γ域、α単相域、α＋セメンタイト域の何れかであることが望ましい。これは上記の縮径加工によりγ相の加工集合組織を発達させるか、α相に一定量以上の歪みを加えることが良好な集合組織を得るために必要だからである。但し、縮径加工温度が必要以上に低下した場合には、最終的に得られる鋼管に加工歪みが残留し、ｎ値を低下させること。このため、縮径加工完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度＋１００℃以下でかつ６５０℃以上であることが望ましい。
【００４０】
また、縮径加工の縮径率（縮径加工前の鋼管外径に対する最終製品外径の現象率；即ち、｛母管外径−製品外径｝／｛母管外径｝×１００％）が１５％未満の場合には、鋼管の素材である鋼管の製造条件がいかなる場合においても、最終的に得られる鋼管の集合組織の発達が十分でなく、結果として最終的に得られる鋼管のハイドロフォーム成形性が低くなるためにこれを縮径率の最小値とした。縮径率は高いほど最終的な鋼管の集合組織は良好なものとなり、比較的厳しい加工が要求される場合には５０％以上、好ましくは１００％以上にすることが望ましい。
【００４１】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を溶解し、鋳造後一旦室温まで冷却した後に再度１２００℃に加熱し熱延を完了した後冷却し、電縫溶接した。このようにして製造した母管を所定の温度に加熱し縮径加工を行い、ハイドロフォーム成形性評価と機械的性質および集合組織調査を行った。
【００４２】
最終的に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）の軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθを測定した。この２つの歪みの比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（０．５）をもってハイドロフォーム成形性の指標とした。
【００４３】
集合組織の測定はＸ線解析によって、鋼管から弧状試験片を切り出し、プレスして平板としたサンプルの１／２部に対して行った。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。
【００４４】
表１に示した鋼Ｐ１を用い、熱延時の仕上げ熱延開始および完了温度を変化させて得られた熱延鋼板を元に縮径率５２％で縮径加工した鋼管を調査した結果を表２に示した。熱延条件が（１），（２），（３）式を満足する場合には、上記条件で行ったハイドロフォーム成形において４０％以上の良好な拡管率が達成できる。表２においては、拡管率１．４以上の場合に成形性を良好（○）、それ未満の場合を成形性不良（●）と表現した。
【００４５】
表２には、表１に示した全ての鋼を、１２００℃に加熱し、その後各鋼に対して（１），（２），（３）式全てを満足する熱延条件で熱延を完了し、その後５２％の縮径率で縮径加工した鋼管を調査した結果を表３に示した。表から明らかなように、本発明範囲内の成分系の鋼は全て良好なハイドロフォーム成形性を示すことが分かる。
【００４６】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明は、鋼管の集合組織とｎ値を制御することで、ハイドロフォーム成形性が著しく高い鋼管を提供する物であり、その結果、複雑な形状の部品へのハイドロフォーム加工が可能となり、自動車車体の軽量化をより一層推進することができる。従って、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】表１に示した成分の鋼管を縮径加工した後にハイドロフォーム成形を行った際の成形性の評価をハイドロフォーム成形前の鋼管の引張り特性および｛１１０｝＜１１０＞〜｛１００｝＜１１０＞方位群のＸ線平均強度比で整理した結果。ハイドロフォーム成形は、軸押し量と内圧量を制御しながら管の周方向への張り出し成形を行い、拡管率（拡管率＝成型後の最大周長／母管の周長）が最大となる部位における軸方向の歪みεΦと円周方向の歪みεθの比ρ＝εΦ／εθが−０．５となる最大拡管率で評価し、１．４以上を成形性良好（○）、１．４未満を成形性不足（●，▲）としてプロットした。○印および●印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れかのＸ線ランダム強度比が２．０以下であり、▲印は｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞のＸ線ランダム強度比が共に２．０を超えていたものである。
【図２】表１に示した鋼Ｐ１を用い、熱延時の仕上げ熱延開始および完了温度を変化させて得られた熱延鋼板を元に縮径率５２％で縮径加工した鋼管を調査した結果と、熱延条件における本発明の範囲を示した図。（１）式もしくは（２）式を満足しない場合を●、（３）式を満足しない場合を▲、本発明の範囲の例を○で示した。
Claims (3)
- 質量％で（以下同じ）、
Ｃ ：０．０００５〜０．３％、
Ｓｉ：０．００５〜３％、
Ｍｎ：０．００５〜３％、
Ｐ ：０．２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：３％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張り最大強度ＴＳと加工硬化指数ｎの積ＴＳ×ｎが４５ＭＰａ以上で、１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛１１０｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上で、かつ｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の少なくとも何れか一方のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。 - 鋼成分が、更に下記（１）〜（４）の１種または２種以上の条件を満たすことを特徴とする請求項１に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
（１） Ｎｉ：３％以下、
Ｃｒ：３％以下、
Ｍｏ：２％以下、
Ｃｕ：２％以下、
Ｗ ：２％以下、
Ｃｏ：２％以下、
Ｓｎ：０．５％以下
の１種または２種以上を合計で３％以下
（２） Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
（３） Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、
Ｖ ：０．３％以下
の１種または２種以上を合計で０．３％以下
（４） Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％
の１種または２種を合計で０．０００５以上０．０２％以下 - 請求項１または２記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、粗熱延、仕上げ熱延、冷却、巻取りによって熱延鋼板とする際に、仕上げ熱延開始温度ＦＳＴ、仕上げ熱延完了温度ＦＴが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度を用いた下記（１）〜（３）式を満足するように制御し、その後直接もしくは酸洗した後に造管し、６５０℃〜１０５０℃の温度に加熱した後に縮径率１５％以上の縮径加工を行うことを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
Ａｒ3 ＋６０≦ＦＳＴ≦Ａｒ3 ＋２５０ （１）
Ａｒ3 −４０≦ＦＴ≦Ａｒ3 ＋１５０ （２）
ＦＳＴ−ＦＴ≧０．４×Ａｒ3 −２８０ （３）
但し、
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％
−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000174368A JP4287985B2 (ja) | 2000-06-09 | 2000-06-09 | ハイドロフォーム成形性に優れた鋼管とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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