(57)【要約】【課題】安価で良好な加工性を有する高強度鋼管及びその製造方法を提供する。【解決手段】特定の成分系の鋼管を素管として、該素管を冷間で伸管加工した後、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で加熱して製造した鋼管において、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されており、特定の集合組織を形成させることによって、ｒＬ及びｒＣを高くし、加工性を向上させた高強度鋼管を得る。並びにその製造方法として、素管をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後、特定の減面率及び減肉率となるように冷間で伸管加工し、更に、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で３０秒以上加熱した後、冷却する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．３〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０８％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００６％以下を含有し、更に、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素管を、冷間で伸管加工した後、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で加熱して製造した鋼管であって、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されており、鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．２以上、鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上であり、引張強度が５９０〜８５０ＭＰａであることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．３〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０８％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００６％以下を含有し、更に、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管の１／２板厚における板面の{１１１}のＸ線反射面ランダム強度比が２．０以上７．０以下、{１１０}のＸ線反射面ランダム強度比が１．０以上５．０以下、{１００}のＸ線反射面ランダム強度比が３．０以下であり、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されおり、鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．２以上、鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上であり、引張強度が５９０〜８５０ＭＰａであることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項３】
素管をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後、減面率が１０％以上６０％以下、減肉率が１％以上となるように冷間で伸管加工し、更に、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で３０秒以上加熱した後、冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸管、曲げ、ハイドロフォーミング等によって成形する構造用鋼管、配管等に適する加工性に優れた高強度鋼管及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
工程の省略及び部品点数の削減による自動車の製造コスト低減を目的として、鋼管から複雑な形状の部品を製造するハイドロフォーミング技術が開示されている（特許文献１を参照）。このようなハイドロフォーミング技術のメリットを十分に活用するためには、塑性異方性の指標であるｒ値（ランクフォード値）の高い鋼管が望ましく、ハイドロフォーミング用鋼管及びその製造方法が開示されている（特許文献２〜６を参照）。
【０００３】
しかしながら、これらの鋼管の製造方法は、何れも鋼管を素管として、該素管を加熱した後、比較的高温で縮径加工することによって鋼管の集合組織を制御し、ｒ値を高める方法であることから、製造設備が高価となり、製造コストが上昇するという問題がある。
【０００４】
一方、圧延方向及び圧延方向に直交する方向のｒ値が高い冷延鋼板を用いて造管した後、鋼管を熱処理する方法が開示されている（特許文献７を参照）。しかしながら、この方法では、鋼管を製造する際に、シーム溶接部で溶融した部分と、Ａｃ１変態点以上に再加熱されることでオーステナイトに変態した部分とのｒ値が低下することから、加工性に劣るという問題がある。さらに、この方法は、素材となる冷間圧延鋼板の製造コストが高いので、鋼管の製造コストも上昇するという問題点がある。
【０００５】
一方、引張強度が３５０ＭＰａ以上、鋼管の軸方向及び円周方向のｒ値が共に１．３以上であり、鋼管の軸方向のｎ値「ｎ」と引張強度「ＴＳ[ＭＰａ]」がＴＳ＋３２８５×ｎ＞１０８２の関係を満たす加工性に優れた鋼管、並びにそのような鋼管の製造方法として、冷間圧延鋼板を素材として造管した後、加熱する方法が開示されている（特許文献８を参照）。
【０００６】
しかしながら、この方法では、鋼管を製造する際に、鋼管を単に加熱するだけではシーム溶接部で溶融した部分と、Ａｃ１変態点以上に再加熱されることでオーステナイトに変態した部分とのｒ値の向上は認められず、加工性に劣るという問題点がある。さらに、この方法は、冷間圧延鋼板を素材として鋼管を製造し、該鋼管を加熱することによって鋼管の集合組織を制御してｒ値を高める方法であることから、素材となる冷間圧延鋼板の製造コストが高くなり、その結果、鋼管の製造コストも上昇するという問題点がある。
【特許文献１】特開平１０−１７５０２６号公報
【特許文献２】特開２００１−３４８６４３号公報
【特許文献３】特開２００１−３４８６４７号公報
【特許文献４】特開２００１−３４８６４８号公報
【特許文献５】特開２００２−２０８４１号公報
【特許文献６】特開２００２−１１５０２９号公報
【特許文献７】特開２００２−１１５７８０号公報
【特許文献８】特開２００４−６８０４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、安価で良好な加工性を有する高強度鋼管及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、更に、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素管を、冷間で伸管加工した後、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で加熱して製造した鋼管であって、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されており、鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．２以上、鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上であり、引張強度が５９０〜８５０ＭＰａであることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管。質量％で、Ｃ：０．００５〜０．５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、更に、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管の１／２板厚における板面の{１１１}のＸ線反射面ランダム強度比が２．０以上７．０以下、{１１０}のＸ線反射面ランダム強度比が１．０以上５．０以下、{１００}のＸ線反射面ランダム強度比が３．０以下であり、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されおり、鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．２以上、鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上であり、引張強度が５９０〜８５０ＭＰａであることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管。素管をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後、減面率が１０％以上６０％以下、減肉率が１％以上となるように冷間で伸管加工し、更に、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で３０秒以上加熱した後、冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
以上のように、本発明によれば、安価で加工性に優れた高強度鋼管を得ることが可能であり、このような高強度鋼管を、伸管、曲げ、ハイドロフォーミングなどで加工する構造用鋼管、配管等に適用することにより、安全性が著しく向上すると共に、工程の省略及び部品点数の削減による製造コストの低減が可能となり、資源の有効利用が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
以下、本発明の加工性に優れた高強度鋼管及びその製造方法について詳細に説明する。
本発明者らは、鋼管を素管として、該素管を加熱した後、直ちに縮径加工するような高価な製造設備を必要とすることなく、また高価な冷間圧延鋼板を素材として造管することなく、安価に製造することができ、シーム溶接部も含めた鋼管全域での加工性に優れた高強度鋼管及びその製造方法について鋭意検討を行った。
【００１１】
その結果、鋼管を素管として、該素管をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後、減面率が１０％以上６０％以下、減肉率が１％以上となるように冷間で伸管加工し、更に、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で３０秒以上加熱した後、冷却することによって、シーム溶接部を含む鋼管全域で鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）及び鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）を高くして、曲げ加工やハイドロフォーミングなどの加工性を向上させると共に、高強度化を達成できることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１２】
すなわち、本発明の加工性に優れた高強度鋼管は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００６、Ｏ：０．００６％以下を含有し、更に、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素管を、冷間で伸管加工した後、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で加熱して製造した鋼管であって、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されており、鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．２以上、鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上であり、引張強度が５９０〜８５０ＭＰａであることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明の加工性に優れた高強度鋼管は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００６、Ｏ：０．００６％以下を含有し、更に、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管の１／２板厚における板面の{１１１}のＸ線反射面ランダム強度比が２．０以上７．０以下、{１１０}のＸ線反射面ランダム強度比が１．０以上５．０以下、{１００}のＸ線反射面ランダム強度比が３．０以下であり、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されおり、鋼管の軸方向のｒ値（ｒＬ）が１．２以上、鋼管の円周方向のｒ値（ｒＣ）が１．２以上であり、引張強度が５９０〜８５０ＭＰａであることを特徴とする。
【００１４】
先ず、本発明の鋼管母材の成分限定理由について説明する。
（Ｃ：０．００５〜０．５０％）
Ｃは、母材の強度を確保するために、０．００５％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃが０．５０％を超えると加工性や靭性が低下することから、その上限の値を０．５０％とした。
【００１５】
（Ｓｉ：０．６％以下）
Ｓｉは、脱酸や強度向上のため添加する元素である。しかしながら、Ｓｉが０．６％を超えるとスケール生成による表面性状の劣化が著しくなるので、その上限の値を０．６％とした。
【００１６】
（Ｍｎ：０．３〜３．０％）
Ｍｎは、強度を確保する上で不可欠な元素であり、０．３％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｍｎが３．０％を超えると連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、成形時に亀裂を発生させるので、その上限の値を３．０％とした。
【００１７】
（Ｐ：０．０２％以下）
Ｐは、不可避的に混入する元素であり、０．０２％以下とする。この主たる理由は溶接部の割れ発生を防止するためである。また、Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。
【００１８】
（Ｓ：０．００６％以下）
Ｓは、Ｐと同様に不可避的に混入する元素であり、０．００６％を超えると溶接部に割れが発生するので、その上限の値を０．００６％とした。
【００１９】
（Ａｌ：０．００１〜０．０８％）
Ａｌは、キルド鋼の場合、０．００１％未満に抑えることは製鋼技術上難しく、その下限を０．００１％とした。一方、Ａｌが０．０８％を超えると鋳片の割れや酸化物系巨大介在物の形成による内質欠陥を巻き起こすので、その上限の値を０．０８％とした。
【００２０】
（Ｎ：０．００１〜０．００６％）
Ｎは、ＡｌＮを形成し、スラブ再加熱時のγ粒の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる元素であり、そのために必要な最小の添加量は０．００１％である。しかしながら、Ｎの添加量が多すぎるとスラブ表面疵の原因となるので、その上限は０．００６％以下に抑える必要がある。
【００２１】
（Ｏ：０．００６％以下）
Ｏは、鋼管の靱性を劣化させる不可避的不純物であるので、その量が少ないほど好ましい。特にＯが０．００６％を超えると鋼中に粗大な酸化物が多量に生成されると共に、靱性が劣化するので、その上限の値を０．００６％とした。
【００２２】
（Ｃｒ：０．１〜２．０％）
Ｃｒは、母材の強度を増加させる元素であり、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃｒが２．０％を超えると溶接性を著しく劣化させるため、その上限の値を２．０％とした。
【００２３】
（Ｍｏ：０．１〜２．５％）
Ｍｏは、母材の強度を上昇させる元素であり、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｍｏが２．５％を超えるとＣｒと同様に溶接性を劣化させるため、その上限の値を２．５％とした。
【００２４】
（Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｂは、母材の強度を上昇に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０００５以上の添加が必要である。しかしながら、Ｂが０．００５０％を超えると粒界脆化を招く場合があるため、その上限の値を０．００５０％とした。
【００２５】
鋼管を素管として、該素管を冷間で伸管加工した後、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で加熱して製造する鋼管において、曲げ加工やハイドロフォーミングなどの加工性を向上させるためには、本発明のようにシーム溶接部を含む鋼管全域でｒＬ及びｒＣをそれぞれ１．２以上とすることが好ましい。一般的にｒ値が高くなると加工性が向上することが知られている。シーム溶接部を含めて円周方向全域でｒＬ及びｒＣが高くなる場合、ｒＬ及びｒＣが１．２以上であれば、曲げ加工やハイドロフォーミングなどの加工性を十分に確保することが可能である。なお、４５゜方向のｒ値（ｒＤ）は、加工性に大きな効果を及ぼさないため、特に限定しないものの、このような鋼管の製造条件において、ｒＤは１．２未満となる。
【００２６】
鋼管のｒＬの測定方法については、先ず、鋼管からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して、鋼管の軸方向を長手方向として１２号円弧状試験片を採取し、標点をマーキングして標点間の距離を測定する。次に、試験片平行部の中央部にひすみゲージを幅方向に貼付した後、伸び計を取り付けて引張試験機で１０％の引張ひずみを与え、標点距離の変化とひずみゲージにより測定した幅方向のひずみ変化からｒＬを算出した。
【００２７】
鋼管のｒＣの測定方法については、先ず、鋼管を切断してプレス等で平板状とし、円周方向を長手方向としてＪＩＳ Ｚ ２２０１の１３Ｂ号試験片を採取し、試験片平行部に標点をマーキングして標点距離ならびに試験片平行部の板厚及び板幅を測定した。次に、試験片に伸び計を取り付けて、引張試験機にて１０％の引張ひずみを与え、引張ひずみ導入前後の試験片の板幅及び標点間距離からｒＣを算出した。
【００２８】
また、本発明の鋼管組織は、シーム溶接部を含む鋼管全域でフェライトとセメンタイトからなる組織で構成されており、主相として体積分率で９９％以上を占めている。したがって、本発明の鋼管は、組織中のマルテンサイトやベイナイトなど鉄の低温変態生成相及び残留オーステナイトの量は体積分率で１％以下である。
【００２９】
本発明のように鋼管の引張強度を５９０〜８５０ＭＰａと高めるためには、金属組織を制御する必要がある。本発明では、セメンタイトを最大限に発揮させて鋼管の高強度化を達成している。セメンタイトが少ない場合は、鋼管の引張強度も５９０ＭＰａ未満となり、高強度化を達成することが困難となる。
【００３０】
本発明のように鋼管のｒ値を高めるためには、集合組織を制御する必要がある。すなわち、ｒＣ及びｒＬを高くして、鋼管の優れた加工性を得るためには、本発明のように鋼管の１／２板厚における板面の{１１１}のＸ線反射面ランダム強度比を２．０以上７．０以下、{１１０}のＸ線反射面ランダム強度比を１．０以上５．０以下、{１００}のＸ線反射面ランダム強度比を３．０以下とすることが好ましい。これらのランダム強度比が上記の規定範囲から外れると、ｒＣ及びｒＬをそれぞれ１．２以上にすることが困難となる。また、特定の方位のみランダム強度比を高めると、他の方位のランダム強度比が低くなるので、各方位におけるランダム強度比の上限を規定した。
【００３１】
各方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される。具体的には、鋼管から弧状試験片を切り出し、これをプレス等で平板状としてから、Ｘ線解析を行う。また、弧状試験片から平板状とするときは、試験片加工による結晶回転の影響を避けるため、極力低ひずみで行うものとし、加工により導入されるひずみ量の上限は１０％以下とすることが好ましい。
このようにして得られた平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ひず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、試料の板厚中心層に偏析帯が観察される場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所を測定すればよい。さらに、Ｘ線測定が困難な場合は、ＥＢＳＰ法によって測定しても差し支えない。
【００３２】
次に、本発明の加工性に優れた高強度鋼管の製造方法について説明する。
本発明の加工性に優れた高強度鋼管の製造方法は、素管をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後、減面率が１０％以上６０％以下、減肉率が１％以上となるように冷間で伸管加工し、更に、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で３０秒以上加熱した後、冷却することを特徴とする。
【００３３】
具体的に、本発明では、冷間で伸管加工する前に、Ａｃ３変態点以上の温度に加熱した後、冷却することによって、シーム溶接部を含めた鋼管の集合組織がランダム化され、その後の冷間での伸管加工と熱処理によって、更に高いｒ値が得られる。一方、冷間で伸管加工する前の加熱温度がＡｃ３変態点未満の場合は、集合組織のランダム化が不十分となる。
また、冷間での伸管加工する前にＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、冷却することによって、シーム溶接部を含めた鋼管の材質が均質化され、その後の冷間での伸管加工と熱処理によって、シーム溶接部を含めた鋼管全域において材質の均質化が得られる。一方、冷間で伸管加工する前の加熱温度がＡｃ３変態点未満の場合は、シーム溶接部と母材部の材質が不均質となる。
【００３４】
鋼管の伸管加工前の組織として最も好ましいのは、９７％以上のベイナイトによって構成される組織であり、下部ベイナイト組織であれば更に好ましい。ベイナイト単相であれば最良であることは言うまでもない。一方、マルテンサイト単相組織でもよいが、硬質過ぎて伸管加工が困難となる。また、フェライト単相又はフェライトからなる複合組織を有する鋼管は好ましくない。ベイナイト単相の組織を作り込むためには、Ａｃ３変態点以上の温度に加熱した後の冷却速度は、１℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。冷却速度が１℃／ｓ未満になると、フェライトの生成分率が向上し、ベイナイト単相の組織が得られなくなる。一方、冷却速度が２０℃／ｓを超えると、マルテンサイト単相組織となり、硬質過ぎて伸管加工が困難となる。
【００３５】
素管の減面率が１０％未満になると、十分な結晶回転が起こらず、熱処理後の再結晶集合組織が特定の方位に制御できないため、Ｃ及びＬ方向のｒ値が高くならない。一方、素管の減面率が６０％を超えると、冷間加工時に破断し易くなる。したがって、素管の減面率は、１０％以上６０％以下とすることが好ましい。
なお、減面率とは、｛（伸管加工前の断面積−伸管加工後の断面積）／（伸管加工前の断面積）｝×１００（％）で表される値である。
【００３６】
減肉率が１％未満となると、熱処理後の再結晶集合組織が特定の方位に制御できないため、Ｃ及びＬ方向のｒ値が高くならない。したがって、減肉率は１％以上とすることが好ましく、この減肉率を１％以上とするためには、冷間での伸管加工時に鋼管内部にプラグを差込み、板厚を制御する方法を用いることが望ましい。
なお、減肉率とは、｛（伸管加工前の肉厚−伸管加工後の肉厚）／（伸管加工前の肉厚）｝×１００（％）で表される値である。
【００３７】
冷間で伸管加工した後、加熱温度がＡｃ１変態点−７０℃未満となると、再結晶が十分に進行しないので狙いとする再結晶集合組織及びフェライト組織が得られず、Ｃ及びＬ方向のｒ値が高くならない。一方、加熱温度がＡｃ１変態点を超えると、オーステナイト変態が起こり、狙いとする集合組織及びフェライト組織が得られず、Ｃ及びＬ方向のｒ値が高くならない。したがって、鋼管の加熱温度は、Ａｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲とすることが好ましい。
【００３８】
また、鋼管をＡｃ１変態点−７０℃からＡｃ１変態点の温度範囲で加熱する際は、その加熱時間が３０秒未満であると、再結晶が十分に進行せず、特定の再結晶集合組織及び狙いとするフェライト組織が得られないので、Ｃ及びＬ方向のｒ値が高くならない。したがって、鋼管の加熱時間は、３０秒以上とすることが好ましい。なお、鋼管を加熱した後の冷却は、空冷又は水冷の何れでも構わない。
【００３９】
なお、本発明では、鋼成分によってＡｃ１変態点、Ａｃ３変態点及びベイナイト単相の組織となる冷却速度が異なる場合は、熱処理条件を設定する際、予めＡｃ１変態点、Ａｃ３変態点及びベイナイト単相の組織となる冷却速度をフォーマスター試験等によって測定しておく必要がある。
【実施例】
【００４０】
以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。
【００４１】
本実施例では、鋼管サイズが６３．５φ×２．２ｍｍｔとなるように、表１の各鋼成分を有する冷間加工前の母管を準備して、伸管加工を行い、その後、熱処理した各鋼管の製造条件及び機械的性質を表２に示す。
なお、伸管前の熱処理は、９５０℃加熱のノルマを施した。
鋼管の加工性の評価は、以下の方法で行った。すなわち、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。そして、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）の軸方向のひずみと円周方向のひずみを測定した。この２つのひずみの比ρと最大拡管率をプロットして、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。
【００４２】
【表１】
2008255395.tif 000002
【００４３】
【表２】
2008255395.tif 000003
【００４４】
表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜１２の鋼管（本発明例）は、何れも良好な集合組織とｒ値を有し、ハイドロフォーム加工時の最大拡管率が高く、良好な加工性を有する。
これに対して、Ｎｏ．１３〜１７の鋼管（比較例）は、具備すべき条件が適切でなく、加工性に劣る。
具体的に、Ｎｏ．１３の鋼管は、減面率が低いため、ｒ値が低く最大拡管率が低い。
Ｎｏ．１４の鋼管は、減面率が高すぎるため、伸管加工時に破断した。
Ｎｏ．１５の鋼管は、減肉率が低いため、ｒ値が低く最大拡管率が低い。
Ｎｏ．１６の鋼管は、熱処理温度が低いため、ｒ値が低く最大拡管率が低い。
Ｎｏ．１７の鋼管は、伸管加工前の熱処理における冷却速度が遅いために、伸管、熱処理後の引張強度が低い。
【産業上の利用可能性】
【００４５】
本発明の鋼管は、安価で加工性に優れているので、伸管、曲げ、ハイドロフォーミングなどで加工する構造用鋼管、配管等に幅広く適用することが可能である。