JP4853075B2 - ハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管 - Google Patents

Description

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

周知のように、近年、特に地球温暖化防止のために炭酸ガスの総排出量を削減することが世界的規模で求められている。例えば自動車に関しても燃費向上による排出ガスの削減が強力に推進されている。自動車の燃費向上の方策の一つとして、自動車車体のさらなる軽量化が要求されている。その一方で、衝突安全性を高めるために自動車車体の剛性向上による衝撃吸収能の向上も求められている。これら様々な要求を満足して自動車車体の軽量化及び高剛性化をいずれも高次元で達成するには、自動車車体用鋼板の一層の高強度化及び薄肉化を図ることが不可欠である。

このような状況にあって、例えば車体の構造部材や足回り部材等に関して、さらなる高強度化及び軽量化が求められている。このような要求に応えるため、これらの部材をハイドロフォーム加工により製造することが検討されている。

ハイドロフォーム加工とは、略述すると、ダイスの代わりに液圧を利用して素材を成形するものである。具体的には、ハイドロフォーム加工は、液圧により膨出加工をする加工方法であって、実用的には膨出変形させながら型になじませて成形する加工方法である。ハイドロフォーム加工により製造された構造部材や足回り部材を供給することが可能になれば、部品点数やスポット溶接打点数の削減等による軽量化や低コスト化を図ることができるようになるとともに、自動車車体の剛性を高めることができるために衝突安全性の向上も図ることができるようになるといった、多大な効果が期待される。

このようなハイドロフォーム加工による効果を十分に享受するには、ハイドロフォーム加工に適した材料を用いることが必要である。具体的には、ハイドロフォーム加工における膨出加工時に割れを生じないとともに加工コストの上昇を抑制できる材料を用いることが重要である。

特許文献１には、フェライト面積率を９５％以上とすることによりハイドロフォーム性を向上させたハイドロフォーム加工用電縫鋼管が開示されている。
特許文献２には、極低炭素の鋼組成とするとともにＴｉ、Ｃ及びＮそれぞれの添加量の比率を制御するとともにフェライト単相組織を有し、母材と溶接部との硬度差をＨｖ５０以下に抑制した、加工性に優れたハイドロフォーム加工用電縫鋼管が開示されている。

さらに、特許文献３には、Ｔｉ、Ｃ及びＮそれぞれの添加量を適正量に制御することにより、溶接による軟化を生じない構造用電縫鋼管が開示されている。
特許文献１〜３から下記事項（Ｉ）及び（ＩＩ）の２点が重要であることが分かる。
（Ｉ）ハイドロフォーム性に優れた素材としてフェライト主体の組織にすることが望ましい。この理由を、特許文献１では、素材にフェライトとともに例えばパーライト、マルテンサイトあるいはセメンタイト等といったフェライト以外の硬質な第２相が存在すると、ハイドロフォーム加工の際の塑性変形の比較的初期に軟質なフェライトと硬質な第２相との界面を起点とした割れを生じるためとしている。また、特許文献２では、延性を劣化させないためとしている。
（ＩＩ）自動車部品として使用する場合には溶接工程は避けられない。このため、溶接部及びその周囲の組織や硬度の変化に留意する必要があり、溶接部及びその熱影響部の軟化や硬化が極力小さいほうが望ましい。この理由を、特許文献２では、硬さが高いところでは延性が低下し、特にハイドロフォーム加工のような厳しい加工の場合は加工が困難となるためとしており、一方、特許文献３では、拡管成形での変形が局部的に集中して素材が有する高い延性を十分に発揮できなくなるためとしている。
特開２００１−３２０３４号公報 特開２０００−１１９８１２号公報 特開２００１−３０３１９４号公報

フェライト主体の組織で強度を確保するためには、フェライト相の強化、フェライトの固溶強化や析出強化がその改善策として挙げられる。しかし、特許文献１により開示されるように析出強化によって高強度化を図るだけではフェライト相の延性が低下し、さらに、溶接部及び熱影響部の硬化も生じるため、ハイドロフォーム性は必ずしも向上しない。しかし、ハイドロフォーム性を向上させるために単純にフェライト相を増加させると強度の確保が難しくなる。特許文献２及び３では５００ＭＰａ以上の高強度は得られておらず、自動車車体の剛性向上や軽量化への効果は小さい。

本発明者らは、組成及び製造条件が異なる多数の鋼板と、これらの鋼板を素材とする電縫鋼管とについて、ハイドロフォーム性に及ぼす組成及び組織の影響を調べた。その結果、Ｃ含有量を０．０１％超０．１３％以下（本明細書では特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味する）、Ｔｉを０．０２％以上０．２％以下含有するとともにＮｂを０．００２％以上０．１％以下含有し、平均粒径が１．１μｍ以上１０μｍ以下のフェライトを面積率で９５％以上有することにより、引張強度が５００ＭＰａ以上で優れた強度と延性のバランスを有する鋼板を得られることを知見した。さらに、溶接部の周辺の成形性の劣化が極めて小さいことも知見し、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じることがない優れたハイドロフォーム性を有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を得られることを知見して、本発明を完成した。

本発明は、Ｃ：０．０１％超０．１３％以下、Ｓｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、さらに（１）式：−０．０５＜４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）＜０．２を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、平均粒径が１．１μｍ以上１０μｍ以下のフェライト相が面積分率で９５％以上であり、引張強度ＴＳが５００（ＭＰａ）以上であるとともに引張強度ＭＰａ（ＭＰａ）×単軸引張伸びＥＬ（％）が１４０００（ＭＰａ・％）以上であることを特徴とするハイドロフォーム加工用熱延鋼板である。

この本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板は、さらに、
Ｖ：０．５％以下、及び／又は、Ｍｏ：０．５％以下を含有すること、及び／又は、
Ｃａ：０．０１％以下、及び／又は、Ｍｇ：０．０１％以下を含有すること
が望ましい。

これらの本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板において「フェライト」とは、パーライト組織、セメンタイト組織、残留オーステナイト相、マルテンサイト組織さらにはベイナイト組織を含まず、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイニティックフェライト、擬ポリゴナルフェライトなどを含み、その形態は問わない。なお、これらの組織の定義については、日本鉄鋼協会編「鋼のベイナイト写真集−Ｉ」（平成１４年６月２９日発行）に基づき、定めたものである。

別の観点からは、本発明は、上述した本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板を素材として電縫溶接して得られることを特徴とするハイドロフォーム加工用電縫鋼管である。

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

さらに別の観点からは、本発明は、上述した鋼組成を有する、例えば連続鋳造スラブ等の鋼片を、１２００℃以上に加熱し、１パス当たりの圧下率を４０％以下で粗圧延を行い、仕上げ熱間圧延の温度範囲を（Ａｒ_３点＋２００℃）以上Ａｒ_３点以下とするとともに、仕上げ熱間圧延の累積圧下率を５０％以上とし、加熱炉から抽出されてから仕上げ熱間圧延を終了した後水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下とするとともに最初に行なう水冷の冷却停止温度を５５０℃以上７５０℃以下として水冷を行い、仕上げ熱間圧延を終了した時から３０秒以内に３５０℃以上６５０℃以下で巻取ることを特徴とする、上述した本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法である。

この本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法では、さらに、（ｉ）仕上げ熱間圧延を終了した後、最初に行なう水冷の水冷開始までに要する時間を４秒以内とすること、及び／又は，（ｉｉ）仕上げ熱間圧延を終了した後、最初に行なう水冷の水冷開始から停止までの時間で水冷前後の温度差を除した平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることを満足することが望ましい。

本発明により、５００ＭＰａ以上の強度と、溶接部を有する部材のハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じることがない優れたハイドロフォーム性とをともに備えるハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を低コストで提供できる。

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

以下、本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
まず、本発明の基となった、鋼板及びハイドロフォーム成形時の組成変形の挙動に関する基礎的な検討結果を説明する。

（ａ）電縫鋼管のハイドロフォーム成形において、管端を管軸方向に押し込むことによりハイドロフォーム性は格段に向上する。
（ｂ）電縫鋼管のハイドロフォームによる部品成形では、管軸方向の押し込みの効果が小さい部位での破断が多く、このような変形でのハイドロフォーム性を向上することが重要である。

（ｃ）管軸方向の押し込みの効果がない状態を模擬した管端を固定した条件でのハイドロフォーム成形における膨出変形は、管軸方向の変形が拘束された平面歪み変形であり、平面歪み変形においては、変形の初期から３軸応力が発生する。このため、セメンタイトやマルテンサイトならびにパーライト等の硬質な第２相やＴｉＮ系粒子等の粗大な介在物が多量に存在すると、これらと軟質なフェライトとの界面を起点として、比較的初期の段階で割れが発生する。なお、この「ＴｉＮ系粒子」とは、ＴｉとＮを含有する粒子であり、Ｎｂを含有して（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎとして表記されるものも含む。

（ｄ）管軸方向の鋼管の押し込みの効果がない状態を模擬して、管端を固定した条件でハイドロフォーム性を評価した場合に良好な特性を有する鋼管は、押し込みをする場合にも良好である。
（ｅ）熱延鋼板の延性と、この鋼板を素材として電縫溶接した電縫鋼管のハイドロフォーム性とは、概ね線形の相関を示すが、鋼種によってはその相関直線から外れ、鋼板の延性と比較して極端にハイドロフォーム性が劣化することがある。
（ｆ）これは、鋼管の硬度を測定した結果から、鋼管の造管時に不均一に歪みが導入される場合があるためと判明した。

（ｇ）さらに、ハイドロフォーム性が低下している鋼管を精査した結果、溶接シーム部及び熱影響部の組織が母材部の組織とは異なり、具体的にはマルテンサイト組織やベイナイト組織等に変化している範囲よりもはるかに広く、シーム幅の１０倍以上という広範囲でハイドロフォーム加工の際の局所の延性が低下するという共通した特徴を有することを見出した。この加工性の低下のメカニズムに関しては必ずしも明らかではないが、鋼管の溶接部の周辺は、曲げ応力、突合せによる圧縮応力さらには管軸方向への引張応力等に起因した変形が複合的に加わった状態であり、これらに起因する応力場及び導入されたひずみが、ハイドロフォーム加工における平面ひずみ変形を著しく抑制すると推定される。

（ｈ）アーク溶接及びレーザー溶接等の接合の際にも程度の差はあるものの、シーム部及び熱影響部を超える範囲で局所の延性が低下して、ハイドロフォーム性を劣化させる。電縫溶接をした鋼管の溶接シーム周囲の低下はより広範囲に渡り、電縫鋼管のハイドロフォーム性を著しく劣化させる。

次に、鋼管のハイドロフォーム性に及ぼす影響について、化学成分及び製造条件が種々異なる鋼板と、この鋼板を素材として製造した電縫鋼管とについて検討を行なった結果、以下に列記する知見を得た。
（ｉ）造管時に不均一に導入される歪みは、組織の細粒化を図ることにより、均一に導入されるように緩和できる。
（ｊ）溶接シームの周辺の加工性に関して、溶接シーム部の硬化によるハイドロフォーム性の劣化は抑制できないものの、シーム部よりも広範囲に渡る局所の延性の低下はＴｉ添加により抑制することができる。
（ｋ）ＴｉやＮｂ等の析出元素とＣ、Ｎの添加量とを、炭化物、窒化物及び炭窒化物が生成するのに必要十分な量に調整し、熱延条件を最適化することによって、略フェライト単相（フェライト面積率９５％以上）となり、さらに、数〜数１０ｎｍオーダーの微細なＴｉ、Ｎｂ炭化物が多量に析出して高強度を有する鋼板となる。
（ｌ）このような組成を有する電縫鋼管のシーム周辺の硬度をシーム幅の２０倍以上に渡って測定した結果、シーム周辺には熱影響による軟化は生じていないことを確認した。

本発明は、以上の検討結果（ａ）〜（ｌ）に基づいてなされたものであり、「Ｃ：０．０１％超０．１３％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．１％以下とし、加熱炉に装入して１２００℃以上に加熱して、１パス当たりの圧下率を４０％以下で粗圧延を行い、仕上げ熱間圧延の温度範囲を（Ａｒ_３点＋２００℃）〜Ａｒ_３点とし、加熱炉から抽出されてから水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下とするとともに最初に行なう水冷の冷却停止温度を５５０℃以上７００℃以下として、仕上げ熱間圧延を終了した時から３０秒以内に３５０℃以上６５０℃以下で巻取ることにより、５００ＭＰａ以上の強度とハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じることがない優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板を提供できる」という、独創的な技術思想に基づくものである。

次に、本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板の組成等の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０１％超０．１３％以下
Ｃは、炭化物による析出強化のために必要な元素である。析出強化を利用して５００ＭＰａ以上の高強度を確保するために、Ｃを０．０１％超含有する。しかしながら、Ｃ含有量が０．１３％を超えると、過度に焼入性が上がるためフェライト変態が遅延し、所望のフェライト面積率を得られなくなる。また、炭化物が粗大化し易くなるためハイドロフォーム性の低下を招く。そこで、本実施の形態では、Ｃ含有量は０．０１％超０．１３％以下と限定する。同様の観点からＣ含有量の上限は０．１２％であることが望ましく、下限は０．０２％である。より望ましくは上限は０．１１％であり、下限は０．０４％である。

Ｓｉ：０．００５％以上１．０％以下
Ｓｉは強度と延性のバランスを向上させるのに有効な元素であり、かかる効果を得るためには０．００５％以上含有する。しかし、Ｓｉ含有量が多すぎると熱間圧延時には島状のスケールの生成を促進して表面性状を悪化させる要因となり、化成処理性も劣化させる作用も有する。また、電縫溶接時には溶接部にＳｉ系酸化物を生成して、これを核とした溶接部に割れを起こし易くなる。これらを抑制する目的においては少ないほど好ましい。したがって、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％である。

Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下
Ｍｎは、０．１％以上含有することにより鋼の強度を上昇させるとともに、変態点を下げる効果も有するため、熱間圧延仕上げ温度を低下させることで、組織の微細化にも有効である。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると過度に焼入性が上がるため、フェライト変態が遅延して所望のフェライト面積率を得られなくなる。また、Ｍｎの偏析により組織が著しく不均質になるためハイドロフォーム性が著しく劣化する。そこで、本実施の形態ではＭｎ含有量は０．１％以上３．０％以下と限定する。同様の観点から、上限は２．５％であることが望ましく、下限は０．３％であることが望ましい。より望ましくは上限は２．０％、下限は０．５％である。

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、粒界に偏析して加工性の低下を招き、特に、その含有量が０．０４％を超えると偏析が著しくなってハイドロフォーム性が著しく劣化する。そこで、本実施の形態では、Ｐ含有量は０．０４％以下と限定する。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、ハイドロフォーム性を劣化させる硫化物を生成させるため、可能な限り低減する必要がある。しかし、本発明における他の含有成分によるハイドロフォーム性の向上の度合、また製鋼での工程コストを勘案し、本実施の形態では、Ｓ含有量は０．０３％以下と限定する。

Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下
Ａｌは，０．００１％以上含有することにより鋼の脱酸に有用である。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加してハイドロフォーム性が劣化するとともに電縫溶接時にはＡｌ系酸化物を生成し、これを核とした溶接金属割れを起こし易くなる。そこで，本実施の形態ではＡｌ含有量は０．００１％以上０．１％以下と限定する。同様の観点から、Ａｌ含有量の上限は０．０７％であることが望ましく、下限は０．００５％であることが望ましい。

Ｔｉ：０．０２％以上０．２％以下
析出強化に寄与すると同時に、溶接部の周辺の延性劣化を抑制する効果を有する。Ｔｉ含有量が０．０２％未満であると所望の強度を得られない場合があり、溶接部の周りの延性劣化によりハイドロフォーム性も低下する。一方、Ｔｉ含有量が０．２％を超えるとＴｉＮ系粒子が粗大化して延性及びハイドロフォーム性が低下する。そこで、本実施の形態ではＴｉ含有量は０．０２％以上０．２％以下と限定する。同様の観点から、Ｔｉ含有量の上限は０．１７％であることが望ましく、下限は０．０５％であることが望ましい。

Ｎｂ：０．００２％以上０．１％以下
ＮｂはＴｉと同様に主に析出強化に寄与する。さらに、Ｔｉ及びＮｂそれぞれの析出温度域が異なるため、Ｔｉ及びＮｂを複合添加することにより、短時間の冷却中に微細な炭化物を析出してフェライト単相組織を容易に得やすくなる。一方、溶接した際の熱影響部軟化を抑制する効果も有する。これらの効果は、Ｎｂ含有量が０．００２％未満では得られない。しかし、Ｎｂを過渡に含有して０．１％を超えると、逆にフェライト変態を遅延させてフェライト単相組織を得難くなり、延性及びハイドロフォーム性を劣化させる。そこで、本実施の形態では、Ｎｂ含有量は０．００２％以上０．１％以下と限定する。同様の観点からＮｂ含有量の上限は０．０５％であることが望ましく、下限は０．０１％であることが望ましい。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、製鋼工程や鋳造工程において粗大なＴｉＮ系粒子を生成させ、変形初期にこれをき裂起点として割れが発生してハイドロフォーム性を低下させる。また、多量に含有するとＴｉＮ系粒子の量が増大し、強化に寄与するＴｉ量の減少による強度の低下を起こす。そこで、本実施の形態では、Ｎ含有量は０．０１％以下と限定する。同様の観点から、Ｎ含有量の上限は０．００７％であることが望ましい。

本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板は、以下に説明する元素を任意添加元素として含有してもよいので、これらの任意添加元素についても説明する。
Ｖ：０．５％以下、及び／又は、Ｍｏ：０．５％以下
Ｖ、Ｍｏは、含有しなくてもよいが、含有することによりＴｉと同様に析出強化元素として強度の向上に有効な任意添加元素である。しかし、Ｖ、Ｍｏそれぞれの含有量が０．５％を超えると溶接性や化成処理性が劣化するとともにコストが嵩む。そこで、本実施の形態では、ＶとＭｏの含有量はそれぞれ０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下である。なお、このような効果を確実に得るには、Ｖは０．００５％以上、Ｍｏは０．００５％以上添加することが望ましい。

Ｃａ：０．０１％以下、及び／又は、Ｍｇ：０．０１％以下
Ｃａ、Ｍｇは、いずれも任意添加元素であって、一層のハイドロフォーム性の向上を目的に含有する。Ｃａは溶鋼中に酸化物として存在してＴｉＮ系粒子の析出核となり、ＴｉＮ系粒子を微細化するためにこのＴｉＮ系粒子を起点とした割れの発生が減少し、ハイドロフォーム性が向上する。かかる効果を得るために、Ｃａ、Ｍｇは極微量でも効果を奏するが、このような効果を確実に得るには、いずれも０．０００２％以上含有することが望ましい。しかし、Ｃａ、Ｍｇそれぞれの含有量が０．０１％を超えると、溶接時の溶接金属部における酸化物を増加させ、酸化物を起点とした溶接割れを起こし易くなる。そこで、本実施の形態では、ＣａとＭｇの含有量は０．０１％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．０００２％以上０．０１％以下である。

さらに、本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板に含有される酸素（Ｏ）は、０．０１％以下であることが望ましい。Ｏは、鋼の清浄度を上げてハイドロフォーム性を向上させるために低減させる方が好ましい。しかし、Ｃａ及び／又はＭｇを添加する際には酸化物を形成してＴｉＮ系粒子を微細化させてハイドロフォーム性を向上させる効果に寄与する。かかる効果を確実に得るためには０．０００２％以上含有することが好ましい。しかし、過度の添加は清浄度の低下及び酸化物の粗大化によりハイドロフォーム性が低下するために０．０１％以下とする。より好ましくは０．０００３％以上０．００７％以下、さらに好ましくは０．０００５％以上０．００５％以下である。

本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板の上記以外の組成は、Ｆｅ及び不純物である。
（１）式：−０．０５＜４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）＜０．２
本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板では、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの含有量が、−０．０５＜４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）＜０．２を満足する。ここで、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。

仕上げ圧延終了後から巻取るまでの間に、フェライト変態と炭化物の析出とが活発になり、余剰なＣはセメンタイトやパーライト等として析出する。この際に、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの含有量が、−０．０５＜４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）＜０．２を満足すれば、得られるハイドロフォーム加工用熱延鋼板のフェライト面積率が９５％以上、すなわち略フェライト単相組織となり、延性及びハイドロフォーム性が向上する。一方、４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）の値が−０．０５未満になると、ＴｉやＮｂ等の固溶及び析出物の粗大化により延性及びハイドロフォーム性が劣化する。

そこで、本実施の形態では４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）の値は、−０．０５超０．２未満とする。同様の観点から、この値は、−０．０３以上０．１５以下であることが望ましく、−０．０１以上０．１以下であることがより望ましい。

フェライト相の面積分率：９５％以上
本実施の形態では、フェライト相の面積分率を９５％以上とする。フェライト相の面積率が減少するに伴って延性が低下する。さらに、電縫鋼管のハイドロフォーム加工においては、硬質相が亀裂発生の起点となるために著しくハイドロフォーム性を劣化させる。したがって、フェライトの面積分率を９５％以上とする。なお、残部５％未満の第二相（硬質相）に関しても、マルテンサイトやベイナイトが生成すると延性が劣化するため、パーライトやセメンタイトであることが望ましい。

フェライト相の平均粒径：１．１μｍ以上１０μｍ以下
本実施の形態では、フェライト相の平均粒径を１．１μｍ以上１０μｍ以下とする。組織の微細化は、変形の均一化を促し、鋼板の成形性はもちろんのこと、造管時に導入される歪みも鋼管全体に渡って均一化される。この効果により、鋼管のハイドロフォーム加工の初期から変形部位が局所化することを抑制できハイドロフォーム性が向上する。かかる効果を得るためには、フェライト相の平均粒径は１０μｍ以下が好ましい。より好ましくは７μｍ以下であり、さらに好ましくは５μｍ以下である。しかしながら、１．１μｍを下回るような極端な細粒化は通常の熱間圧延では技術的に困難であるため、１．１μｍを下限とする。

引張強度：５００（ＭＰａ）以上、引張強度（ＭＰａ）×単軸引張伸び（％）：１４０００（ＭＰａ・％）以上
本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定された５号引張試験片における引張強度が５００（ＭＰａ）以上、かつ、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積が１４０００（ＭＰａ・％）以上である。

鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や車体剛性向上などの効果が小さく、また、伸びが小さい場合には、ハイドロフォーミングで成形できる形状が制限されてしまう。本実施の形態では、これらの２つの特性が高レベルでバランスすることが必要であり、引張強度が５００（ＭＰａ）以上、引張強度（ＭＰａ）×単軸引張伸び（％）を１４０００（ＭＰａ・％）以上が必要である。剛性向上効果をより大きく得るためには、さらなる高強度化が好ましく５４０ＭＰａ以上、５９０ＭＰａ以上、７８０ＭＰａ以上、さらには９８０ＭＰａ以上であることが、それぞれ望ましい。また、強度と伸びのバランスにおいても好ましくは１４５００ＭＰａ％以上であり、より好ましくは１５０００ＭＰａ％以上である。

次に、本実施の形態のハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法を説明する。
まず、上述した鋼組成を有する、例えば連続鋳造スラブ等の鋼片を、加熱炉に装入して１２００℃以上に加熱する。スラブの加熱温度が１２００℃未満であると、鋼片中の粗大なＴｉやＮｂなどの炭化物及びＴｉＮ系粒子が十分に固溶せずに粗大なまま残存し、延性及びハイドロフォーム性が劣化するばかりでなく、冷却中に析出して強化に寄与する微細析出物の減少により強度が低下する。そこで、本実施の形態では、鋼片の加熱温度は１２００℃以上とする。同様の観点からより望ましくは１２３０℃以上である。ただし、鋼片の加熱温度が１４００℃を超えると、多量のスケールが生成して歩留まりが低下し、加熱炉の損傷も著しくなる。このため、鋼片の加熱温度は、１４００℃以下であることが望ましい。

このように加熱した鋼片に、慣用される手法により粗圧延及び仕上げ熱間圧延を行なう。ここで、本実施の形態では、粗圧延の各パス当たりの圧下率を４０％以下とするとともに、加熱炉から抽出されてから、仕上げ圧延後の水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下とすることにより、圧延過程におけるハイドロフォーム加工性の低下および特性バラツキ要因を排除することができる。以下、この理由を説明する。

本発明により得られる鋼板は、ハイドロフォーム性の向上を目的にＴｉおよびＮｂを含有する。しかし、これらによる介在物が大きい場合には、逆にハイドロフォーム性の低下を招くため，介在物の大きさを制御する必要がある。このためには、加熱炉から抽出されてから仕上げ圧延の終了までの条件を制御することが有効であり、具体的には、粗圧延の各パスの圧下率を４０％以下とするとともに、加熱炉から抽出されてから、仕上げ圧延後の水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下とする。

すなわち、炭化物、窒化物、炭窒化物等の介在物の大きさは、高温であるほど粗大化し易く、一方、その量は概ね溶解度積で決まり低温であるほど増加する。しかし、実際に析出するまでにはある程度の潜伏期が存在するので、必ずしも溶解度積に見合う量が析出するわけではない。

しかしながら、圧延によりひずみが加わると、このひずみエネルギーを駆動力として析出が促進される。特に、高温域の粗圧延の加工量を大きくすると、その量が多くなくても、粗大に成長した介在物が局所的に存在することになり、加工性のばらつきを生じ、場合によっては著しくハイドロフォーム性が低下することがある。したがって、粗圧延の加工量はあまり大きくしないほうが好ましく、粗圧延の各パスの圧下率は４０％以下とする。

また、本実施の形態では、仕上げ熱間圧延を（Ａｒ_３点＋２００）℃以下Ａｒ_３℃以上の温度で行う。仕上げ圧延の温度範囲が（Ａｒ_３点＋２００）℃超であると、回復および再結晶を生じて仕上げ圧延における累積ひずみ量が少なくなり、フェライト変態が遅延し所望のフェライト面積率を得難くなる。

一方、Ａｒ_３点未満のフェライトとオーステナイトの二相域で仕上げ熱間圧延を行なうと、フェライト相に歪みが加わって加工フェライトが生成するため、延性及びハイドロフォーム性が劣化する。

そこで、本実施の形態では、熱間圧延時の仕上げ圧延温度は（Ａｒ_３点＋２００）℃以下Ａｒ_３点以上とする。
このようにして熱間圧延を終了した後、加熱炉から抽出されてから、仕上げ圧延後の水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下として水冷を行うことにより、圧延過程におけるハイドロフォーム加工性の低下および特性バラツキ要因を抑制することができる。

すなわち、加熱炉から抽出されてから仕上げ圧延終了までの圧延過程の中での析出、または、析出した介在物があったとしてもその粗大化を抑制するためには、加熱炉を抽出されてから仕上げ圧延後の冷却を開始するまでの時間をできるだけ短くすることが好ましい。そこで、加熱炉から抽出されてから、仕上げ圧延後の水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下と限定する。

また、仕上げ熱間圧延を終了後の最初に行なう水冷の冷却停止温度を５５０℃以上７５０℃以下として、仕上げ熱間圧延を終了した時から３０秒以内に３５０℃以上６５０℃以下で巻取ることが望ましい。

仕上げ熱間圧延を終了後に最初に行なう水冷の冷却停止温度が７５０℃より高いと、フェライト変態の駆動力を十分に得られずに所望のフェライト体積率が得られなかったり、冷却中に析出する炭化物が粗大化したりすることにより延性やハイドロフォーム性が劣化する。しかし、この水冷の冷却停止温度が５５０℃よりも低い温度まで冷却すると、ベイナイトやマルテンサイトの生成温度に達し、所望の組織が得られずに延性やハイドロフォーム性が劣化する。このため、仕上げ熱間圧延を終了後、最初に行なう水冷の冷却停止温度は５５０℃以上７５０℃以下とする。同様の観点から、望ましくは７３０℃以下５８０℃以上である。

また、仕上げ熱間圧延を終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間を、３０秒以上にすると巻取りまでに析出するＴｉやＮｂ等の炭化物が巻取るまでに粗大化して強度、延性及びハイドロフォーム性が劣化する。加えて生産能率も低下する。そこで、仕上げ熱間圧延を終了した時から巻取りを開始するまでに要する時間は３０秒以下が望ましく、同様の観点から２５秒以内がより望ましい。

一方、巻取り温度が３５０℃未満であると、硬質な第２相の生成により延性及びハイドロフォーム性が劣化する。一方、巻取り温度が６５０℃超であると、巻取後に炭化物が著しく粗大化し強度や延性及びハイドロフォーム性を劣化させる。このため、巻取温度は３５０℃以上６５０℃以下が望ましい。同様の観点から６００℃未満４００℃超が望ましい。

さらに、仕上げ熱間圧延を終了した時から冷却を開始するまでに要する時間を短時間化することにより、加工オーステナイトの回復・再結晶を抑制して、フェライト変態の駆動力が大きくなる。同様に、仕上げ熱間圧延後に最初に実施する水冷の冷却速度を大きくすることによってもフェライト変態の大きな駆動力が得られる。これらを組み合わせた場合は相乗効果により変態の駆動力はさらに大きくなる。この作用により、フェライト単相組織をより短時間に確実かつ容易に得ることができ、析出物の粗大化も抑制できる。さらに、短時間で巻取ることが可能になり生産能率の向上にも寄与する。以上のことから、
（ｉ）仕上げ熱間圧延を終了した後、最初に行なう水冷の水冷開始までに要する時間を４秒以内とすること、及び／又は、
（ｉｉ）仕上げ熱間圧延を終了した後、最初に行なう水冷の水冷開始から停止までの時間で水冷前後の温度差を除した平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とすること
が望ましい。同様の観点から、上記（ｉ）項の時間及び上記（ｉｉ）項の平均冷却速度は、それぞれ、３秒以内、６０℃／ｓ以上であることが望ましく、より好ましくは２．０秒以内、８０℃／ｓ以上である。

このようにして、本実施の形態によれば５００ＭＰａ以上の強度と、優れた強度と延性のバランスを有し、さらに溶接部周辺の成形性劣化が極めて小さく、ハイドロフォーム加工による膨出加工の際にも割れを生じることがない優れたハイドロフォーム性とを有するハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用電縫鋼管を提供することができる。

本実施の形態では、このようにして製造された本発明にかかるハイドロフォーム加工用熱延鋼板を素材として周知慣用の手法により電縫溶接することによって、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管、例えばチューブハイドロフォーミングに供される電縫鋼管が製造される。

このため、本実施の形態により、ハイドロフォーム加工により製造された構造部材や足回り部材を供給することが可能になるので、部品点数やスポット溶接打点数の削減等による軽量化や低コスト化を図ることができるとともに、自動車車体の剛性を高めることができるために衝突安全性の向上も図ることができる。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
初めに、Ｔｉ添加量の影響について詳細に説明する。表１に示す組成を有する６種類の鋼種Ａ１〜Ａ６を溶製して鋼片とした。この鋼片を、加熱温度を１２４０℃、仕上げ温度を９００℃、仕上げ熱間圧延終了後の最初に行なう水冷の冷却停止温度（以下、冷却停止温度）を６５０℃、仕上げ熱間圧延を終了した時から巻取りを開始する時までに要する時間（以下、巻取時間）を２０秒、巻取温度を５５０℃、仕上げ熱間圧延を終了した時から冷却を開始するまでに要する時間（以下、冷却開始時間）を１．５秒、仕上げ熱間圧延終了後の最初に行なう水冷の冷却開始から停止までの時間で水冷前後の温度差を除した平均冷却速度（以下、冷却速度）を５０℃／秒として、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。

また、表１のすべての例において、粗圧延の圧下率については１パス当たり１７〜３５％、加熱炉抽出から水冷開始までの時間を１５０〜３００秒とした。
この熱延鋼板を円筒状に成形してから継目部を電気抵抗溶接して、直径：６０．０ｍｍ、肉厚：２．０ｍｍの電縫鋼管とした。

熱延鋼板のフェライト面積率は圧延方向に対して平行となる板厚断面を鏡面研磨した組織観察試料をナイタール液で腐食し、走査電子顕微鏡を用いて板厚方向（１／４）深さ位置を１０００倍で組織観察を行った。フェライト粒径は、いわゆる切片法で測定した平均粒径を１．１３倍したものを任意の２視野で測定し、これらの算術平均値として求めた。フェライト相の面積分率は、フェライト粒径を測定した２視野を画像解析により測定した値を算術平均して求めた。機械特性は、圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号引張試験片を切り出して、室温で引張試験を行なうことにより、引張強度及び全伸びを測定した。

一方、電縫鋼管の機械特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される１１号引張試験片を切り出して室温で引張試験を行なって引張強さと全伸びを測定した。又ハイドロフォーム成形は、図１（ａ）に示す鋼管５のハイドロフォーム成形試験機１の上金型２及び下金型３を用いて、鋼管５の管端を固定した状態で鋼管５内に水で内圧をかけて、鋼管５を上下の金型２、３により形成された空間４内に膨れ出させた。そして、図４（ｂ）に示すように鋼管５にバースト部６を生じるまで行い、バースト部６を含む拡管部７の周長を測定した。そして、限界拡管率＝（破断部鋼管周長−素管周長）／素管周長×１００（％）により、限界拡管率を求めた。

表２に本発明により製造された熱延鋼板及び比較鋼板それぞれの特性（ＴＳ、Ｅｌ、ＴＳ×Ｅｌ）と、電縫鋼管の特性（ＴＳ、Ｅｌ、限界拡管率、ＴＳ×限界拡管率）をまとめて示し、図２にはＴｉ添加量と強度−伸びバランス及び強度−限界拡管率バランスの関係を示す。

Ｔｉ添加量の増加に伴い強度が増加し伸びが低下するが、Ｔｉ添加量が請求範囲内の開発鋼である試番２〜５は、請求範囲外の試番１及び試番６と比較して強度−伸びバランスが優れる。一方、電縫鋼管の強度−限界拡管率バランスにおいても、試番２〜５は試番１及び６と比較して優れる。

次に、製造条件について詳細に説明する。供試材は表１のＡ３及びＡ４を用い、表３に示す種々の熱延条件にて板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。また、表３のすべての例において、粗圧延の圧下率については１パス当たり１７〜３５％、加熱炉抽出から水冷開始までの時間を１５０〜３００秒とした。
この熱延鋼板を前述と同様の方法により直径：６０ｍｍ、肉厚：２．０ｍｍの電縫鋼管とした。熱延鋼板の組織及び機械特性と電縫鋼管の機械特性についても前述の方法で測定した。

表４に本発明により製造された熱延鋼板及び比較鋼板それぞれの特性をまとめて示す。
スラブ加熱温度が請求範囲より低い試番７及び試番２２は粗大な析出物が未固溶で存在しているため、所望のフェライト面積率は得られたが機械特性は開発鋼と比較して劣る。

仕上げ温度が請求範囲より高い試番８及び試番２３と冷却停止温度が請求範囲より高い試番１１及び試番２６、冷却停止温度が請求範囲より低い試番１２及び試番２７は、フェライトの析出が遅延して所望のフェライト体積率が得られていないため、成形性が劣る。

さらに、比較鋼の試番１１と同等の１９％程度の伸びを有する開発鋼の試番２９を比較しても電縫鋼管の限界拡管率は開発鋼の方が優れる。これは、第２相がハイドロフォーム加工の初期にき裂起点となるためである。

巻取温度が請求範囲より低い試番１７及び試番３２は、所望のフェライト体積率が得られず、第２相の硬質化により成形性が著しく劣化する。
仕上げ温度が請求範囲より低い試番１０及び試番２５は所望のフェライト面積率は得られたが、仕上圧延終了前に析出したフェライトが加工されたことにより成形性が劣化している。

さらに、巻取時間が請求範囲より長い試番１３及び試番１８は冷却中に析出した炭化物が粗大化したことにより成形性が劣化している。

表５に示す組成を有する２１種類の鋼種Ｂ１〜Ｂ２１を溶製して鋼片とし、この鋼片を、加熱温度を１２４０℃、仕上げ圧延温度をＡｒ_３〜（Ａｒ_３＋１５０）℃の範囲内、冷却停止温度を６５０℃、巻取時間を２０秒、巻取温度を５５０℃、冷却開始時間を１．０秒、冷却速度を８０℃／秒の熱延条件で板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。また、表５において、すべての粗圧延の圧下率については１パス当たり１７〜３５％とし、加熱炉抽出から水冷開始までの時間については、Ｂ１〜Ｂ２０は３００秒、Ｂ２１は４００秒とした。

また、この熱延鋼板を素材として、前述したのと同様の方法で直径：６０ｍｍ、肉厚：２．０ｍｍの電縫鋼管とした。熱延鋼板の組織及び機械特性と電縫鋼管の機械特性についても前述の方法で測定した。結果を表６にまとめて示す。

試番３７〜５５の開発鋼は、優れた強度−伸びバランス及び強度−限界拡管率バランスを示す。
一方、Ｃ及びＭｎの添加量が請求範囲よりも多い試番５６及び試番５７は過度に焼入れ性が向上したため、所望のフェライト体積率が得られておらず、特性も劣る。

図１（ａ）は、鋼管のハイドロフォーム成形試験機を示す説明図であり、図１（ｂ）は、バースト部を生じた鋼管を示す説明図である。 単軸引張伸び及び限界拡管率に及ぼすＴｉ添加量を示すグラフである。 強度と引張伸びのバランス及び強度と限界拡管率のバランスに及ぼすＴｉ添加量を示すグラフである。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１％超０．１３％以下、Ｓｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１％以下、Ｔｉ：０．０２％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、さらに下記（１）式を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、平均粒径が１．１μｍ以上１０μｍ以下のフェライト相が面積分率で９５％以上であり、引張強度（ＴＳ）が５００（ＭＰａ）以上であるとともに引張強度（ＭＰａ）×単軸引張伸び（ＥＬ）（％）が１４０００（ＭＰａ・％）以上であることを特徴とするハイドロフォーム加工用熱延鋼板。
   −０．０５＜４（Ｃ＋Ｎ）−（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ／２＋Ｍｏ／２）＜０．２・・・（１）
2. さらに、質量％で、Ｖ：０．５％以下、及び／又は、Ｍｏ：０．５％以下を含有する請求項１に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、及び／又は、Ｍｇ：０．０１％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板。
4. 請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板を素材として電縫溶接して得られることを特徴とするハイドロフォーム加工用電縫鋼管。
5. 請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼組成を有する鋼片を加熱炉に装入して１２００℃以上に加熱し、１パス当たりの圧下率を４０％以下で粗圧延を行い、仕上げ熱間圧延の温度範囲を（Ａｒ_３点＋２００℃）〜Ａｒ_３点とするとともに該仕上げ熱間圧延の累積圧下率を５０％以上とし、前記加熱炉から抽出されてから仕上げ熱間圧延終了後の水冷を開始するまでの時間を３５０秒以下とするとともに最初に行なう水冷の冷却停止温度を５５０℃以上７５０℃以下として水冷を行い、仕上げ熱間圧延を終了した時から３０秒以内に３５０℃以上６５０℃以下で巻取ることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法。
6. さらに、（ｉ）仕上げ熱間圧延を終了した後、水冷の水冷開始までに要する時間を４秒以内とすること、及び／又は、（ｉｉ）仕上げ熱間圧延を終了した後、最初に行なう水冷の水冷開始から停止までの時間で水冷前後の温度差を除した平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることを満足する請求項５に記載されたハイドロフォーム加工用熱延鋼板の製造方法。

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