(57)【要約】【課題】Ｃ量の比較的多い鋼において、高いコストをかけることなく良好な加工性を有する冷延鋼管とその製造方法を提供する。【解決手段】所定のＣ量を含有し、平均ｒ値が１．１以上、圧延直角方向のｒ値（ｒＣ）が圧延方向のｒ値（ｒＬ）以上であり、１／２板厚における板面の｛１１１｝、｛１００｝の各Ｘ線反射面強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下である鋼管。冷間圧延に供する熱延板をベイナイト、マルテンサイトを主体とする組織とし、冷間圧延の圧下率を２５〜９５％とし、焼鈍を行い、接合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。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２５％
Ｓｉ：０．００１〜３．０％
Ｍｎ：０．０１〜３．０％
Ｐ  ：０．００１〜０．１５％
Ｓ  ：０．０３％以下
Ｎ：０．０００５〜０．０３％
Ａｌ：０．００１〜１．０％
を満たす範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、平均ｒ値が１．１以上１．３未満でベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を体積率で２〜１００％含有す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】
管軸と直角方向のｒ値（ｒＣ）が管軸方向のｒ値（ｒＬ）以上であることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項３】
ＭｎおよびＣをＭｎ＋１１×Ｃ＞１．５を満たす範囲で含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項４】
鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝、｛１００｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項５】
Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項６】
ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項７】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．２質量％含むことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項８】
Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５質量％含むことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項９】
Ｃａを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
【請求項１０】
請求項１〜９の何れか１項に記載の鋼管を製造する方法であって、請求項１、３、５〜９のいずれか１項に記載の化学成分を有し、かつ少なくとも板厚の１／４〜３／４においてはベイナイト相およびマルテンサイト相のうち１種または２種の体積率が７０〜１００％である組織を有する熱延鋼板に圧下率２５〜９５％の冷間圧延を施し、再結晶温度以上１０００℃以下で焼鈍し、接合して造管することを特徴する加工性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項１１】
焼鈍に引き続きめっきを施した後、造管することを特徴とする請求項１０に記載の加工性に優れた高強度めっき鋼管の製造方法。
【請求項１２】
造管後めっきを施すことを特徴とする請求項１０に記載の加工性に優れた高強度めっき鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車のパネル類、足廻り、メンバーなどに用いられる鋼管およびその製造方法に関するものである。本発明の鋼管は、表面処理をしないものと、防錆のために溶融めっき、電気めっきなどの表面処理を施したものの両方を含む。めっきとは、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金のめっきの他、ＡｌやＭｇを主成分とするめっきなども含む。本発明によれば加工性に優れた高強度鋼管を安価に得ることができるため地球環境保全に貢献しうるものと考えられる。また、ハイドロフォーム成形用としても好適である。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼材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。しかしながら高強度で成形性、特に深絞り性が優れた鋼板を得ようとすると、たとえば特許文献１に開示されているように、Ｃ量を著しく減じた極低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｐなどを添加して強化することが必須であった。Ｃ量を低減するためには製鋼工程で真空脱ガスを行わねばならず、製造過程でＣＯ２を多量に発生することになり、地球環境保全の観点で必ずしも最良なものとは言い難い。これに対してＣ量が比較的多く、かつ深絞り性の良好な鋼板についても開示されている（例えば特許文献２〜８参照）。しかしながら、これらは箱焼鈍が前提となっており、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきプロセスなどに比較すると生産性に劣る。また、箱焼鈍では、高温焼鈍が困難であること、また、一般に強制冷却装置が備わっていないので、オーステナイト相やマルテンサイト相などを得ることが困難で、組織強化を活用しにくい。したがって、合金添加量の割には強度が低い点も問題である。
【０００３】
【特許文献１】
特開昭５６−１３９６５４号公報
【特許文献２】
特公昭５７−４７７４６号公報
【特許文献３】
特公平２−２０６９５号公報
【特許文献４】
特公昭５８−４９６２３号公報
【特許文献５】
特公昭６１−１２９８３号公報
【特許文献６】
特公平１−３７４５６号公報
【特許文献７】
特開昭５９−１３０３０号公報
【特許文献８】
特公昭６１−１００１２号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はＣ量の比較的多い鋼において、成形性の良好な高強度鋼管を高いコストをかけることなく、また、地球環境に過度の負荷をかけることなく、良好な加工性を有する鋼管及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、本発明者らはＣ量が比較的多くても加工性の良好な鋼管を得ることが可能であることを知見した。しかも従来のような箱焼鈍プロセスに頼る必要もない。すなわち、冷間圧延に供する熱延鋼板の組織をベイナイト相またはマルテンサイト相を主相とする組織にすることが冷延焼鈍後の深絞り性を向上させること、ひいては鋼管の加工性を高めることが可能であることを見出したのである。この理由は、必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。一般にＣ量の比較的多い鋼では熱延板中に粗大で硬質な炭化物が存在する。これを冷間圧延すると炭化物周辺で複雑な変形が起こる結果、焼鈍すると炭化物周辺から加工性に好ましくない結晶方位が核形成し、成長する。このためＣ量が多い鋼では、ｒ値が１．０以下となってしまうものと考えられる。熱延板がベイナイト相またはマルテンサイト相が主相であれば、炭化物の量が少ないか、または存在しても極めて微細であるため、炭化物の害を低減できるものと思われる。
【０００６】
本発明の要旨とするところは、
（１）  質量％で、Ｃ  ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ  ：０．００１〜０．１５％、Ｓ  ：０．０３％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００１〜１．０％を満たす範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、平均ｒ値が１．１以上１．３未満でベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を体積率で２〜１００％含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管。
（２）  管軸と直角方向のｒ値（ｒＣ）が管軸方向のｒ値（ｒＬ）以上であることを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（３）  ＭｎおよびＣをＭｎ＋１１×Ｃ＞１．５を満たす範囲で含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（４）  鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝、｛１００｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（５）  Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（６）  ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含むことを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（７）  Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．２質量％含むことを特徴とする（１）〜（６）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（８）  Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＷおよびＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜２．５質量％含むことを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（９）  Ｃａを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とする（１）〜（８）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼管。
（１０）  （１）〜（９）の何れか１項に記載の鋼管を製造する方法であって、（１）、（３）、（５）〜（９）のいずれか１項に記載の化学成分を有し、かつ少なくとも板厚の１／４〜３／４においてはベイナイト相およびマルテンサイト相のうち１種または２種の体積率が７０〜１００％である組織を有する熱延鋼板に圧下率２５〜９５％の冷間圧延を施し、再結晶温度以上１０００℃以下で焼鈍し、接合して造管することを特徴する加工性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（１１）  焼鈍に引き続きめっきを施した後、造管することを特徴とする（１０）に記載の加工性に優れた高強度めっき鋼管の製造方法。
にある。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【０００８】
Ｃ：高強度化に有効で、また、Ｃ量を低減するためにはコストアップとなる。
【０００９】
さらに、Ｃ量を高めることで熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織に作りこむことが容易となるので積極的に添加する。０．０３質量％以上の添加とするが、良好なｒ値や溶接性を得るためには、過度の添加は好ましいものではなく、上限を０．２５質量％とする。０．０５〜０．１７質量％が望ましい範囲である。
【００１０】
より好ましくは０．０８％〜０．１６質量％である。
【００１１】
Ｓｉ：安価に機械的強度を高めることが可能であり、要求される強度レベルに応じて添加する。また、Ｓｉは、熱延板中に存在する炭化物の量を低減したり、炭化物の大きさを微細にすることを通じて、ｒ値を高める効果を有する。一方、過剰の添加は、メッキのぬれ性、造管時の溶接部品位や加工性の劣化を招くだけでなく、熱延板組織の主相をベイナイトやマルテンサイトとすることが困難となるので、上限を３．０質量％とする。下限を０．００１質量％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。ｒ値を向上せしめる観点からは、０．４〜２．３質量％が好ましい範囲である。
【００１２】
Ｍｎ：本発明にとって重要である。高強度化に有効であるばかりでなく、熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織とするのに有効な元素である。一方、過度の添加はｒ値を劣化させるので、３．０質量％を上限とする。
【００１３】
０．０１質量％未満にするには製鋼コストが上昇し、またＳに起因する熱間圧延割れを誘発するので、０．０１質量％を下限とする。０．８〜２．４質量％が良好な加工性を得るために好ましい範囲である。
【００１４】
Ｐ  ：高強度化に有効な元素であるので０．００１質量％以上添加する。０．１５質量％超を添加すると、溶接性や溶接部の疲労強度、さらには耐２次加工脆性が劣化するので、０．１５質量％を上限とする。好ましくは０．０６質量％未満が上限である。また、特に良好な溶接部の疲労強度が求められる場合には０．０１５質量％が上限となる。
【００１５】
Ｓ  ：不純物であり、低いほど好ましく、熱間割れを防止するために０．０３質量％以下とする。好ましくは０．０１５質量％以下である。また、Ｍｎ量との関係において、Ｍｎ／Ｓ＞１０であることが好ましい。
【００１６】
Ｎ：多すぎると耐常温時効性を劣化させたり、多量のＡｌ添加が必要となるため、上限を０．０３質量％とする。また、Ｎを０．０００５質量％以上とするのは製鋼技術上困難であるのでこれを下限とする。０．０００５〜０．００７質量％が加工性に対してより好ましい範囲である。
【００１７】
Ａｌ：脱酸元素として有用である他、Ｎを固定して耐常温時効性を向上させるので０．００１質量％以上添加する。ただし、過度に添加するとコストアップとなり、表面欠陥を誘発するので上限を１．０質量％とする。好ましくは０．０１〜０．０７質量％とする。
【００１８】
本発明によって得られる鋼管の平均ｒ値は、１．１以上、１．３未満である。また、圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）が圧延方向のｒ値（ｒＬ）と等しいか、大きいことが好ましい。より好ましくは、平均ｒ値が、１．２超である。なお、平均ｒ値は、（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４で与えられる。但し、ｒＤは、管軸に対して４５°方向のｒ値である。ｒ値の測定はＪＩＳ１３号ＢまたはＪＩＳ５号Ｂ試験片を用いた引張試験を行い、１０％または１５％引張後の標点間距離の変化と板幅変化からｒ値の定義にしたがって算出すればよい。均一伸びが１０％に満たない場合には、３％以上で均一伸び以下の引張変形を与えて評価すればよい。
【００１９】
本発明の鋼管の組織は以下のとおりとする。すなわち、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち１種または２種以上を合計で少なくとも体積率で２％含有するものとする。体積率で５％以上とすることが好ましい。残部はフェライトで構成されることが望ましい。ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトは鋼の機械的強度を高めるのに有効だからである。また、よく知られているように、ベイナイトはバーリング加工性や穴広げ性を向上させ、オーステナイトはｎ値や伸びを向上させ、マルテンサイトはＹＲ（降伏強度／引張強度）を低くする効果を有するので、製品板に対する要求特性に応じて適宜上記の各相の体積率を変化させればよい。ただし、その体積率が２％未満では、あまり明確な効果が期待できない。たとえば、バーリング特性を向上させるためには、体積率で９０〜１００％のベイナイトと０〜１０％のフェライトから成る組織が、また、伸びを向上させるためには、体積率で３〜３０％の残留オーステナイトと７０〜９７％のフェライトおよびベイナイトから成る組織が好ましい。なお、ベイナイトとは、上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含む。また、良好な延性やバーリング特性のためには、マルテンサイトの含有率を体積率で３０％以下とすることが好ましく、パーライトの含有率を１５％以下とすることが好ましい。
【００２０】
これらの組織の体積分率は、鋼管の円周方向に垂直な断面において、板厚の１／４〜３／４の任意の場所を光学顕微鏡により２００〜５００倍で５〜２０視野観察し、点算法により求めた値と定義する。光学顕微鏡の代わりにＥＢＳＰを用いることも有用である。
【００２１】
Ｍｎ量およびＣ量は、Ｍｎ＋１１×Ｃ＞１．５を満たすように含有することが好ましい。この条件を満足することで熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織にしやすいためである。より好ましくはＭｎ＋１１×Ｃ＞２．０である。
【００２２】
本発明によって得られる鋼管は、少なくとも板厚中心における板面のＸ線反射面ランダム強度比が、｛１１１｝面、｛１００｝面についてそれぞれ３．０以上、３．０以下である。より好ましくは、それぞれ５．０以上、２．０以下である。ランダム強度比とはランダムサンプルのＸ線強度を基準としたときの相対的な強度である。板厚中心とは板厚の３／８〜５／８の範囲を指し、測定はこの範囲の任意の面で行えばよい。なお、Ｘ線測定は、鋼管そのものでは実施できないので、次のようにして行う。まず、鋼管を適当に切断して、プレス等により板状とする。これを測定板厚まで機械研磨などによって減厚し、最終的には１平均結晶粒径以上を目安に３０〜１００μｍ程度減厚させるよう化学研磨によって仕上げる。級数展開法によって計算された３次元集合組織のφ２＝４５°断面上の（１１１）  ［１−１０］、（１１１）  ［１−２１］、（５５４）  ［−２−２５］の強度はそれぞれ２．０以上、２．５以上、２．５以上であることが望ましい。なお、本発明においては｛１１０｝面のＸ線強度が０．１以上となる場合があり、このとき、上記のφ２＝４５°断面において（１１０）  ［００１］の強度が１．０以上となることがある。このためｒＣがｒＬに対して大きくなることが多い。
【００２３】
Ｂは、熱延組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることを介してｒ値を向上させたり、耐２次加工性脆性の改善にも有効であるので、必要に応じて添加する。０．０００１質量％未満ではその効果はわずかで、０．０１質量％超添加しても格段の効果は得られない。０．０００２〜０．００３０質量％が好ましい範囲である。
【００２４】
ＺｒとＭｇは、脱酸元素として有効である。一方、過剰の添加は、酸化物、硫化物や窒化物の多量の晶出や析出を招き清浄度が劣化して、延性を低下させてしまう上、メッキ性を損なう。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種を合計で質量％で０．０００１〜０．５％を添加するものとする。
【００２５】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖも必要に応じて添加する。これらは、Ｂと同様に熱延組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることを介してｒ値を向上させるほか、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化したり穴広げ性などの加工性を向上するのにも有効であるので、これらの１種又は２種以上を合計で０．００１質量％以上添加する。その合計が０．２質量％を越えた場合には、母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させることから、添加範囲を０．００１〜０．２質量％とする。より好ましくは０．０１〜０．０８質量％である。
【００２６】
Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏは強化元素であり、必要に応じてこれらの１種又は２種以上を合計で質量％で０．００１％以上添加する。過剰の添加は、コストアップや延性の低下を招くことから、２．５質量％以下とした。
【００２７】
Ｃａ：介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、適量の添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じて質量％で０．０００１〜０．０１％の範囲で添加する。
【００２８】
また、不可避的不純物として、Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂなどをそれぞれ０．０２質量％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００２９】
冷間圧延に供する熱延板の組織は、本発明において特に重要である。熱延板の組織は、少なくとも板厚の１／４〜３／４の範囲においては、ベイナイト相およびマルテンサイト相の１種または２種の体積率が合計で７０％以上であることが好ましい。なお、板厚の１／４〜３／４とは表層から１／４〜表層から３／４の範囲を指す。
【００３０】
これによって、従来は不可能と考えられてきたＣ量の比較的多い鋼での高ｒ値化が達成される。上記体積率は９０％以上が好ましく、９５％以上であればさらに好ましい。１００％が最適である。また、板厚の全範囲にわたってこのような組織を有することが好ましいことは言うまでもない。熱延組織をベイナイトやマルテンサイトとすることが冷延焼鈍後の加工性を向上させる理由は、必ずしも明らかではないが、既述のとおり、熱延板における炭化物を微細にすることを、さらには結晶粒径を微細にする効果によるものと推測される。この観点から、硬さの異なる相が混在することは高ｒ値化を妨げるので、ベイナイト相とマルテンサイト相も互いに混在しない方が好ましい。マルテンサイトはベイナイトよりも硬質で冷延の負荷が大きくなるので、その意味ではベイナイトの方が好ましい。なお、ベイナイトとは、上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含む。炭化物を微細化する観点からは、上部ベイナイトよりも下部ベイナイトの方が好ましいことは言うまでもない。
【００３１】
製造にあたっては、高炉、転炉、電炉等による溶製に続き各種の２次製錬を行い、インゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には室温付近まで冷却することなく熱間圧延するＣＣ−ＤＲなどの製造方法を組み合わせて製造してもかまわない。鋳造インゴットや鋳造スラブを再加熱して熱間圧延を行っても良いのは言うまでもない。熱間圧延の加熱温度は、特に限定するものではないが、後述する仕上げ温度を確保するためには１１００℃以上とすることが好ましい。
【００３２】
熱延の仕上げ温度は（Ａｒ３−５０）℃以上で行う。好ましくはＡｒ３変態温度以上である。熱延仕上げ温度がこれよりも低いと、板厚の１／４〜３／４において熱延組織をベイナイトやマルテンサイトの１種又は２種の体積率を７０〜１００％とすることが困難となる。
【００３３】
熱延後の冷却速度は特に指定するものではない。すなわち、化学成分との関係において熱延組織が十分なベイナイトやマルテンサイトを含むように冷却速度を選択すればよい。一般に冷却速度が大きいほうが所望の熱延組織を得やすいので、Ａｒ３変態点から（Ａｒ３−１００）℃の温度域では平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００３４】
巻き取り温度は５５０℃以下とするのが好ましい。さらに好ましくは４００℃以下である。熱延板をベイナイトやマルテンサイトが主相の組織とし、粗大な炭化物の析出を抑制することで冷延焼鈍後に良好なｒ値を得るためである。
【００３５】
熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。また、粗圧延バーを互いに接合し、連続的に仕上げ熱延を行っても良い。粗圧延バーは一度巻き取って再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。巻取温度の下限は、特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、固溶Ｃを低減する観点から２００℃以上とすることが好ましい。
【００３６】
熱間圧延後は酸洗することが望ましい。
【００３７】
熱延後の冷間圧延における圧下率は２５〜９５％とする。冷延率が２５％未満又は９５％超であるとｒ値が低くなるので，２５〜９５％に限定する。４０〜８０％がより好ましい範囲である。
【００３８】
焼鈍温度は再結晶温度以上、１０００℃以下とする。再結晶温度とは再結晶が開始する温度を示す。焼鈍温度が再結晶温度未満であると良好な集合組織が発達せず、造管後の鋼管１／２板厚における板面の｛１１１｝、｛１００｝の各Ｘ線反射面ランダム強度比がそれぞれ３．０以上、３．０以下を確保することができず、ｒ値も劣悪となりやすい。また、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき工程にて焼鈍する場合には焼鈍温度を１０００℃超とするとヒートバックル等を誘発し板破断などの原因となるので、１０００℃を上限とする。焼鈍後にベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトなどの第２相を得たい場合には、焼鈍温度をα＋γの２相領域またはγ単相域にて加熱し、それぞれの相を得るのに適した冷却速度と過時効条件、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき浴温度や引き続く合金化温度、を選択する必要があることは言うまでもない。なお本発明では箱焼鈍を用いることも可能である。この場合、良好なｒ値を得るためには、加熱速度を４〜２００℃／ｈｒとすることが好ましい。さらには１０〜４０℃／ｈｒが好ましい。得られる平均ｒ値は１．３以上となる反面、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトを得ることが困難であることは既述したとおりである。
【００３９】
焼鈍の後、めっきを施しても構わない。めっきとは、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金のめっき、さらにはＡｌやＡｌ−Ｍｇを主体とするめっきも含む。亜鉛めっきは連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍とめっきを連続で行うことが好ましい。溶融亜鉛めっき浴に浸漬の後、加熱して亜鉛めっきと地鉄との合金化を促す処理を行っても良い。また、溶融亜鉛めっきのほか、亜鉛を主体とする種々の電気めっきを行っても良いことは言うまでもない。
【００４０】
焼鈍後や亜鉛めっき後のスキンパスは、形状強制や強度調整、さらには常温非時効性を確保する観点から、必要に応じて行う。０．３〜５．０％が好ましい圧下率である。
【００４１】
このようにして製造された鋼板を接合して鋼管とする。鋼板の圧延方向が管軸方向と一致することが望ましい。圧延方向以外、例えば、圧延方向と直角方向が管軸方向となるようにしてもハイドロフォーム用として特に劣るものではないが、鋼管製造の生産性が低下するためである。鋼管の製造にあたっては、通常は電縫溶接を用いるが、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法等を用いることも出来る。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良く、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行できる。
【００４２】
鋼管のめっき処理は、焼鈍後の鋼板を造管した後に溶射法、溶融めっき、電気めっき等によって行っても良い。
【００４３】
鋼管のｒ値の測定は、鋼管から試験片を切り出し、プレスによって平板とし、さらに引張試験片に加工して行う。鋼管の径や試験片の採取方向によってはＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取することが困難な場合があるが、その際にはＪＩＳ６号やＪＩＳ１４号Ｂ試験片等の小型試験片を用いて、均一伸びの範囲内で評価する。なお、鋼管から試験片を切り出す際には、鋼管の溶接部が引張試験片の平行部内に来ないように注意する。
【００４４】
本発明の鋼管は表面粗度が小さい。すなわち、ＪＩＳＢ０６０１で規定されるＲａが０．８μｍ以下であることが好ましい。高温縮経加工によって製造された鋼管が０．８μｍ超であるのとは対照的である。より好ましくは０．６μｍ以下である。
【００４５】
本発明で得られる鋼管の引張強度は３４０ＭＰａ以上である。
【００４６】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を溶製して１２５０℃に加熱後、仕上げ温度をＡｒ３変態温度以上（Ａｒ３＋５０）℃以下とする熱間圧延を行い、表２に示す条件で冷却後、巻き取った。そのとき得られた熱延組織も表２中に示す。さらに表２に示す条件で冷延を行った。次いで焼鈍時間を６０ｓ、過時効時間を１８０ｓとする連続焼鈍を行った。焼鈍温度および過時効温度は表２に示すとおりである。さらに０．８％のスキンパスを施した。
【００４７】
この板を電縫溶接によって造管した。
【００４８】
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εΦと円周方向の歪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、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。引張強度と伸びの評価はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いて行った。ｒ値は鋼管から試料を切り出した後プレスし、ＪＩＳ１４号Ｂ試験片を使って評価した。
【００４９】
表２より明らかなとおり、本発明例によれば良好なｒ値とＨＦ（ハイドロフォーム）特性を得ることができる。しかもフェライトの他に適量のオーステナイトやマルテンサイトが分散した複合組織鋼とすることができた。
【００５０】
【表１】
2004225131.tif 000002
【００５１】
【表２】
2004225131.tif 000003
【００５２】
【発明の効果】
本発明は、Ｃ量の比較的多い鋼において、高いコストをかけることなく良好な加工性を有する高強度鋼管とその製造方法を提供するものであり、地球環境保全などに貢献するものである。