(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０６％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．７５〜２．５０％、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．２％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、下記(1)式及び(2)式を満足するとともに、不純物中のＰ、Ｓ、Ｎがそれぞれ０．２％以下、０．０３％以下、０．０１％以下を満たす化学組成を有し、母材部の組織の９５％を超える部分がフェライト相であり、かつ、溶接部の組織の９６％以上がフェライト相であることを特徴とするハイドロフォーム加工用電縫鋼管。
Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）≦５．０％・・・(1)
Ｎｂ（％）＋Ｖ（％）＋Ｔｉ（％）≦１．０％・・・(2)
ここで、組織の割合は顕微鏡観察したときの組織割合、つまり、面積率のことを指す。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管に関する。詳しくは、鋼管内に液体による内圧を加えて所定の形状に成形したり、鋼管内の液体による内圧及び鋼管の軸方向圧縮とを組み合わせて所定の形状に成形するハイドロフォーム加工（以下、「ハイドロフォーミング」ともいう）用として好適な電縫鋼管に関する。具体的には、JIS Z 2201に規定された５号引張試験片又は１２号引張試験片を用いた引張強さが３００〜１０００ＭＰａで、後述のＲ付き引張試験片を用いて測定される伸びが９５％以上のハイドロフォーミング用電縫鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼管をハイドロフォーミングすれば、従来プレス加工と溶接の組み合わせで製造されていた各種の大型部品が、低コスト且つ高能率で製造できる。更に、ハイドロフォーミングの場合には、閉断面構造が得られるので部品の剛性が高まる効果がある。このため、各種製造分野においてハイドロフォーミングが利用され始めている。
【０００３】
なかでも自動車産業界においては、最近特に、地球環境問題から燃費向上を目的とした部品の軽量化が重要課題となってきたため、ハイドロフォーミングを適用した部品の加工が始められており、今後更にハイドロフォーミングの適用範囲の拡大が期待されている。
【０００４】
ハイドロフォーミングに関しては、例えば、特開平１０−１７５０２７号公報に管軸方向のｒ値が管周方向のｒ値よりも大きいハイドロフォーミング用金属管が、特開平１０−１７５０２８に金属管をベローズ管状に予成形した後でハイドロフォーミングして本成形する成型方法が、又、特開平１０−１７６２２０号公報に特定の化学組成を有する電縫鋼管を冷間加工した後に特定の熱処理を施すハイドロフォーミング用鋼管の製造方法が提案されている。
【０００５】
上記の各公報で開示された技術のうち、特開平１０−１７５０２７号公報で提案されたハイドロフォーミング用金属管の場合には、具体的にはその明細書中に記載されているように、冷間圧延した金属板の特定の方向から板取りして金属管を製造しなければならないので、板取りに制約が生じてしまう。
【０００６】
特開平１０−１７５０２８号公報で提案された成型方法の場合には、特殊な予変形を付与する必要があるので、工程が複雑になることに加えて製造コストも嵩んでしまう。
【０００７】
特開平１０−１７６２２０号公報で提案された技術の場合には、電縫鋼管を冷間加工した後、フェライトとマルテンサイトなどの低温生成相とが特定の割合からなる混合組織、具体的には、マルテンサイトなどの低温生成相が５〜３０％で残りがフェライト相からなる混合組織に調整するために特殊な熱処理を施す必要があり、やはり、工程が複雑になることに加えて製造コストも嵩んでしまう。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、冷間加工、特殊な予備成形加工、あるいは冷間加工後の特殊な熱処理などを必要とせず、熱間圧延のまま、あるいは、熱間圧延後に調整冷却したままで製造でき、しかも、優れたハイドロフォーミング性を有する電縫鋼管を提供することである。
【０００９】
本発明の要旨は、下記に示すハイドロフォーム加工用電縫鋼管にある。
【００１０】
「重量％で、Ｃ：０．０６％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．７５〜２．５０％、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．２％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、下記(1)式及び(2)式を満足するとともに、不純物中のＰ、Ｓ、Ｎがそれぞれ０．２％以下、０．０３％以下、０．０１％以下を満たす化学組成を有し、母材部の組織の９５％を超える部分がフェライト相であり、かつ、溶接部の組織の９６％以上がフェライト相であることを特徴とするハイドロフォーム加工用電縫鋼管。」
【００１１】
Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）≦５．０％・・・(1)
Ｎｂ（％）＋Ｖ（％）＋Ｔｉ（％）≦１．０％・・・(2)
ここで、組織の割合は顕微鏡観察したときの組織割合、つまり、面積率のことを指す」である。
【００１２】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、鋼管の組織とハイドロフォーミング性との関係について検討を行った。その結果、下記の知見を得た。
【００１３】
（ａ）組織におけるフェライト相の割合が大きく、マルテンサイト、パーライト及びセメンタイトといった所謂「硬質第２相」の割合が小さい鋼管のハイドロフォーミング性は良好である。
【００１４】
そこで、次に鋼管のハイドロフォーミング時の塑性変形挙動に関する基礎的な検討を行い、下記の知見を得た。
【００１５】
（ｂ）ハイドロフォーミングにおける膨出変形は、鋼管の長手方向の変形が拘束された平面歪み変形である。
【００１６】
（ｃ）平面歪み変形においては、変形の初期から所謂「３軸応力」が発生する。このため、組織中にマルテンサイトなどの「硬質第２相」が占める割合が大きければ、これらとフェライト相との界面から、比較的変形の初期段階に割れが生じる。
【００１７】
更に、鋼管のハイドロフォーミング性を簡易に評価するために、鋼管の各種方向から、又、鋼管を切り開いて平坦化しその各種方向からも、種々の形状の引張試験片を採取して検討した。その結果、下記の知見が得られた。
【００１８】
（ｄ）鋼管を切り開いて平坦化し、元の鋼管の管周方向に対応する方向から採取した特定形状の引張試験片、つまり、後述の図２に示す「Ｒ付き引張試験片」における伸びが鋼管のハイドロフォーミング性と良い正の相関関係にある。
【００１９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「重量％」を意味する。
【００２１】
（Ａ）鋼管の化学組成
Ｃ：０．０６％未満
Ｃは、経済的に強度を高める好ましい元素であるが、その含有量が０．０６％以上になると、組織に占めるマルテンサイト、パーライト及びセメンタイトといった「硬質第２相」の割合が大きくなって、平面歪み状態での伸びの低下をきたし、ハイドロフォーミング性が著しく劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．０６％未満とした。なお、Ｃ含有量は０．０４％以下とすることが好ましい。平面歪み状態での伸び、つまり、ハイドロフォーミング性の点からは、Ｃの含有量が少ないほど良いので、Ｃ含有量の下限は特に規定しなくてもよい。
【００２２】
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化作用を通して強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。又、Ｓｉは脱酸作用も有する。こうした効果を確実に得るには、Ｓｉは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると鋼管の溶接性や表面性状が損なわれ、特に、その含有量が２．０％を超えると、鋼管の溶接性や表面性状の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を２．０％以下とした。極めて優れた表面性状が要求される場合や溶融亜鉛メッキが施される場合には、Ｓｉの含有量が少ないほどよいので、Ｓｉ含有量の下限は特に規定しなくてもよい。なお、溶接性や表面性状が特に重視される場合には、Ｓｉ含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。
【００２３】
Ｍｎ：０．７５〜２．５０％
Ｍｎも固溶強化作用を通して、強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する元素である。本発明に係る鋼管の場合、ハイドロフォーミング性を高めるためにＣの含有量を低く抑えているため、Ｍｎの含有量が０．７５％未満では所望の引張強さ（JIS Z 2201に規定された５号引張試験片又は１２号引張試験片を用いた場合の３００〜１０００ＭＰａの引張強さ）が得難い。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、セメンタイト中に固溶して組織に占める硬質第２相としてのパーライトの割合を多くしたり、焼入れ性を高めてマルテンサイトなどの硬質第２相の割合を多くして、ハイドロフォーミング性を低下させてしまう。特にその含有量が２．５０％を超えるとハイドロフォーミング性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．７５〜２．５０％とした。なお、Ｍｎ含有量が高い場合には、フェロマンガンなどの合金鉄のほかに高価なメタリックＭｎを使用する必要が生じるので、Ｍｎ含有量の上限を１．８０％とすることが好ましい。
【００２４】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは添加しなくても良い。添加すれば、固溶強化作用を通じて強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｕを２．０％を超えて含有させると、オーステナイトからフェライトへの変態が遅くなるので、組織の９５％を超える部分をフェライト相にすることが困難になる。したがって、Ｃｕの含有量を２．０％以下とした。
【００２５】
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは添加しなくても良い。添加すれば、固溶強化作用を通じて強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｉを２．０％を超えて含有させると、オーステナイトからフェライトへの変態が遅くなるので、組織の９５％を超える部分をフェライト相にすることが困難になる。したがって、Ｎｉの含有量を２．０％以下とした。
【００２６】
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒも添加しなくても良い。添加すれば、固溶強化作用を通じて強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｒを２．０％を超えて含有させると、オーステナイトからフェライトへの変態が遅くなるので、組織の９５％を超える部分をフェライト相にすることが困難になる。したがって、Ｃｒの含有量を２．０％以下とした。
【００２７】
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは添加しなくても良い。添加すれば、固溶強化作用を通じて強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｍｏを２．０％を超えて含有させると、オーステナイトからフェライトへの変態が遅くなるので、組織の９５％を超える部分をフェライト相にすることが困難になる。したがって、Ｍｏの含有量を２．０％以下とした。
【００２８】
Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）：５．０％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量の上限をそれぞれ前記の値にした場合でも、これらの元素の含有量の和が５．０％を超えると、オーステナイトからフェライトへの変態が遅くなるので、組織の９５％を超える部分をフェライト相にすることが困難になる。したがって、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量の和であるＣｕ（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）の値を５．０％以下とした。
【００２９】
Ｖ：０．５％以下
Ｖは添加しなくても良い。添加すれば、炭窒化物を形成して析出強化作用を生じ、この強化作用を通して強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超えると、却って平面歪み状態での伸びが低下してハイドロフォーミング性が劣化する。更に、スラブやビレットの加熱時に炭窒化物が粗大化して前記の効果が大きく減少するし、コストも嵩む。したがって、Ｖの含有量を０．５％以下とした。
【００３０】
Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは添加しなくても良い。添加すれば、炭窒化物を形成して析出強化作用を生じ、この強化作用を通して強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超えると、却って平面歪み状態での伸びが低下してハイドロフォーミング性が劣化する。更に、スラブやビレットの加熱時に炭窒化物が粗大化して前記の効果が大きく減少するし、コストも嵩む。したがって、Ｎｂの含有量を０．５％以下とした。
【００３１】
Ｔｉ：０．５％以下
Ｔｉも添加しなくても良い。添加すれば、炭窒化物を形成して析出強化作用を生じ、この強化作用を通して強度と平面歪み状態での伸びのバランスを改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｔｉは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超えると、却って平面歪み状態での伸びが低下してハイドロフォーミング性が劣化する。更に、スラブやビレットの加熱時に炭窒化物が粗大化して前記の効果が大きく減少するし、コストも嵩む。したがって、Ｔｉの含有量を０．５％以下とした。
【００３２】
Ｎｂ（％）＋Ｖ（％）＋Ｔｉ（％）：１．０％以下
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有量の上限をそれぞれ前記の値にした場合でも、これらの元素の含有量の和が１．０％を超えると、却って平面歪み状態での伸びが低下してハイドロフォーミング性が劣化する。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有量の和であるＮｂ（％）＋Ｖ（％）＋Ｔｉ（％）の値を１．０％以下とした。
【００３３】
Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは添加しなくても良い。添加すれば、脱酸作用を有する。この効果を確実に得るには、Ａｌは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ａｌを０．２％を超えて含有させても前記の効果は飽和するので、コストが嵩むばかりであるし、平面歪み状態での伸びが低下するのでハイドロフォーミング性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量を０．２％以下とした。なお、極めて優れた表面性状が要求される場合や溶融亜鉛メッキが施される場合には、Ｓｉを添加しない方がよいので、脱酸のために少なくともＡｌを０．０２％程度含有させることが好ましい。
【００３４】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｓ及びＮはその含有量を下記のとおりに規制する。
【００３５】
Ｐ：０．２％以下
Ｐは鋼材の靱性を低下させてしまう。とりわけ熱間圧延鋼帯は巻取り後に徐冷されるので、Ｐが硬質第２相とフェライト相の界面に偏析して所謂「焼き戻し脆性」を引き起こし、硬質相とフェライト相との界面での割れが促進されるので、ハイドロフォーミング性が低下してしまう。特にＰの含有量が０．２％を超えると靱性の低下が著しくなってハイドロフォーミング性が大きく低下する。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．２％以下とした。なお、不純物元素としてのＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることが一層好ましい。
【００３６】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、Ｆｅと硫化物を形成して熱間加工時の鋼材の表面割れの原因となるばかりか、鋼材の靱性を低下させてしまう。特にＳの含有量が０．０３％を超えると靱性の低下が著しくなる。更に、Ｓは固溶強化のために添加するＭｎと結合してＭｎＳを形成してしまうので、固溶強化に有効なＭｎの含有量が少なくなり、したがって、所望のＭｎの効果を得るために、より多くのＭｎを含有させる必要が生じるのでコストが嵩むことになる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量を０．０３％以下とした。
【００３７】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは鋼材の靱性を低下させてしまう。特にＮの含有量が０．０１％を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＮの含有量を０．０１％以下とした。
【００３８】
（Ｂ）鋼管の組織
前記の化学組成を有する鋼管に、所望の強度と管周方向伸び（JIS Z 2201に規定された５号引張試験片又は１２号引張試験片を用いた引張試験で３００〜１０００ＭＰａの引張強さと、後述の図２に示す「Ｒ付き引張試験片」における９５％以上の伸び）を確保させるためには、鋼管の組織の９５％を超える部分をフェライト相とする必要がある。そのための鋼管の製造方法としては、例えば、鋼片を１０００℃以上に加熱してから、通常の熱間圧延加工を行い、８５０℃以上の温度で仕上げた後、約６００℃で巻き取って熱間圧延鋼帯を製造し、その鋼帯を管状に成形して突き合わせ部を溶接する電縫鋼管の製造方法がある。
【００３９】
なお、フェライト相が組織に占める割合は９５％を超えておりさえすればよいので、上限は１００％に近い値であってもよい。
【００４０】
前記（Ａ）の化学組成は、少なくとも前記の方法によって鋼管を製造することで所望の組織が生成するように配慮されたものである。
【００４１】
なお、熱間圧延のままでの組織や厚みの調整は、熱間圧延鋼板又は熱間圧延鋼帯を素材とする電縫鋼管の方が継目無鋼管の場合より行いやすい。したがって、本発明に係る鋼管は電縫鋼管であることが好ましい。
【００４２】
図１に一例を示すように、鋼管のハイドロフォーミング時の限界拡管率は、図２の「Ｒ付き引張試験片」を用いて引張試験した場合の伸びと良い正の相関関係を有する。つまり、鋼管のハイドロフォーミング性は、Ｒ付き引張試験片を用いた鋼管の管周方向伸びを指標として簡便に評価することができる。上記の伸びが９５％以上の場合、鋼管のハイドロフォーミング性は良好で、２０％以上の限界拡管率が確保できる。ここで、図２に示す「Ｒ付き引張試験片」は、鋼管を切り開いて平坦化し、元の鋼管の管周方向に対応する方向から採取したものである。
【００４３】
なお、図１は外径が６０．５ｍｍ、肉厚が２．５ｍｍ、引張強さが３７０〜４２０ＭＰａで、各種の組織を有する電縫鋼管について調査した結果を示すものであり、限界拡管率とは下記(3)式で定義されるものである。
【００４４】
限界拡管率＝｛（破断部周長−素管周長）／（素管周長）｝×１００・・・(3)
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００４５】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製後スラブにした。なお、表１における鋼１〜１６は化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼Ａ〜Ｆは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。
【００４６】
【表１】
0003695233.tif 000002
【００４７】
次いで、上記のスラブを通常の方法で熱間圧延、巻き取りして厚さ２．５ｍｍの熱間圧延鋼帯を製造した。なお、スラブの加熱温度は１２００℃、熱間圧延仕上げ温度は約９００℃、巻き取り温度は約６００℃とした。
【００４８】
上記のようにして得た熱間圧延鋼帯を素材として、通常の方法で電気抵抗溶接して直径ｄが６０．５ｍｍの電縫鋼管を作製した。
【００４９】
鋼Ｃを素材鋼としたものは、溶接部に欠陥（ペネトレータ）が生じた。又、鋼Ｄ及び鋼Ｅを素材鋼としたものは、電気抵抗溶接時に溶接部で割れが生じた。
【００５０】
前記電縫鋼管の溶接部及び管周方向に溶接部と反対の部位から組織観察用の試験片を採取し、鏡面研磨した被検面をナイタルで腐食して倍率５００倍で光学顕微鏡による組織観察を行いフェライト相の割合（面積率）を調査した。
【００５１】
又、鋼管の管軸方向からJIS Z 2201に規定された１２号Ｂ引張試験片を採取して室温で引張試験して引張強さを測定した。更に、鋼管を切り開いて平坦化し、元の鋼管の管周方向に対応する方向から、図２に示すＲ付き引張試験片を採取し、室温で引張試験して伸びを測定した。
【００５２】
一方、前記の電縫鋼管に対して、図３（ａ）に示すような上下の金型を用いたハイドロフォーミング試験を行った。すなわち、長さ４ｄ（つまり、供試鋼管の直径の４倍）の空間を形成する上下金型で、前記空間部から両側に５ｄ（つまり、供試鋼管の直径の５倍）の鋼管部分を把持し、鋼管内に水で内圧をかけて、鋼管を金型空間内に膨出させ、下記(4)式で表される拡管率が２０％となるハイドロフォーミング試験を行った。なお、図３（ｂ）は、前記の拡管率２０％のハイドロフォーミング試験で割れを生じたことを示している。
【００５３】
拡管率＝｛（変形後の周長−素管周長）／（素管周長）｝×１００・・・(4)
表２に、組織観察結果、前記２種類の引張試験結果及び拡管率２０％でハイドロフォーミングした結果をまとめて示す。
【００５４】
【表２】
0003695233.tif 000003
【００５５】
表２から、試験番号１〜１６の本発明に係る鋼管は所望の３００〜１０００ＭＰａの引張強さを有するとともに、拡管率２０％でハイドロフォーミングしても割れを生じておらずハイドロフォーミング性に優れていることが明らかである。
【００５６】
これに対して、試験番号１７〜２２の比較例に係る鋼管は拡管率２０％のハイドロフォーミングで割れを生じており、ハイドロフォーミング性に劣っている。
【００５７】
【発明の効果】
本発明の電縫鋼管は、引張強さで３００〜１０００ＭＰａの強度を有し、しかも、「Ｒ付き引張試験片」で９５％以上の伸びを有するのでハイドロフォーミング性に優れ、２０％以上の限界拡管率を有している。このため、自動車部品を初めとする各種の部品の素材として用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼管のハイドロフォーミング時の限界拡管率が「Ｒ付き引張試験片」を用いて引張試験した場合の伸びと良い正の相関関係を有することを示す図である。
【図２】「Ｒ付き引張試験片」を説明する図である。
【図３】ハイドロフォーミング試験を説明する図で、（ａ）は試験用の金型、（ｂ）はハイドロフォーミング試験で割れを生じた鋼管である。
【図１】
0003695233.tif 000004
【図２】
0003695233.tif 000005
【図３】
0003695233.tif 000006