(57)【要約】【課題】  成形性が劣るために鋼管用素材として不向きである帯鋼端部の特性を中心部の特性と同等とした鋼板を提供する。【解決手段】  質量％にて、Ｃ：０．０００５〜０．００３５％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ≦０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｏ：０．００１〜０．０１％、を含有し、更に、ＬａとＣｅの１種又は２種の合計が、Ｌａ＋Ｃｅ≧Ｓ／２を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼管用の冷延鋼板。【選択図】    図１
2005350725.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０００５〜０．００３５％、
Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ≦０．０１％、
Ｓ≦０．０２％、
Ａｌ≦０．０１％、
Ｎ≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．１％、
Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０１％、を含有し、更に、
ＬａとＣｅの１種又は２種の合計が、Ｌａ＋Ｃｅ≧Ｓ／２を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼管用の冷延鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｎｂ：０．００２〜０．０１％、
を含有することを特徴とする請求項１記載の鋼管用の冷延鋼板。
【請求項３】
更に、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼管用の冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ハイドロフォーミング法などの液圧成形に用いて有用である成形性に優れた鋼管の素材となる冷延鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車車体の部品は、板材をプレス成形し、それらを溶接などで組み立てる方法で製造されることも多いが、近年、プレス成形や溶接の工程数を削減することなどを狙って、鋼管を素材に部品を製造するハイドロフォーミング法が採用されるようになって来た。こうした用途には、部品形状が単純な場合には、一般構造用炭素鋼鋼管などが主に用いられるが、部品形状が複雑となって液圧成形にも多様な成形様式が含まれる場合には、成形性に優れた鋼板を素材にした鋼管をその目的のために製造して用いることも行われている。
【０００３】
そうした成形性に優れた鋼板の代表的なものとしては、Ｔｉなどを添加した極低炭素鋼を基本に、必要に応じて強度調整のための元素を添加したものが知られている。例えば、本出願人は特開２０００−１１９８１２号公報（特許文献１）にそうした鋼板を素材にした電縫鋼管とその製造方法を開示した。本出願人は、こうした先行技術を参考に鋼板とそれを用いた鋼管の作製を行い、その液圧成形性を評価する研究を進めていた。その過程で、同一の鋼板（帯鋼）から作製した鋼管であるにも係らず成形性（例えば破裂させずに加工できる枝管の高さなど）にバラツキのあることが判明し、その原因を追求したところ、帯鋼の幅方向のどの位置から採取（スリット）した素材を鋼管としたものであるかによって成形性に差の生じたことが判った。採取位置が中央に比べて端になるほど性能が低下する傾向が認められたため、帯鋼の幅方向の主にｒ値を中心とした材質を均一化する取り組みを行った。
【０００４】
その結果、本出願人は、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＭｎ量を所定の条件にすることによって、加工性の均一性に優れた冷延鋼板を得る技術を特開平８−２３２０４５号公報（特許文献２）に開示した。しかし、該技術は、Ｍｎ量を０．１５％以下にすることを必須とするものであるから、軟質な（引張強さが４００ＭＰａ程度以下）鋼板にのみ適用可能な技術であり、自動車部品に求められる、例えば引張強さで５９０ＭＰａ程度の高強度鋼板（鋼管）には適用できないものであることが明らかとなった。また、コイル（帯鋼）の長手方向の材質が均一化する例は示されているものの、幅方向の均一性については具体的な記載はなされていない。
【０００５】
一方、類似の技術として、圧延方向の残留応力が板幅方向で均一に分布していることによって圧延方向長手に切断（スリット）した場合に変形が小さい熱延鋼板の製造方法が特開２００２−３９４９号公報（特許文献３）に開示されているが、該技術は、熱間圧延終了後、１秒以内に２００℃／秒以上の冷却速度で冷却することを必須とするものであるから、特別な設備を有する製造者にのみ可能なものであり、直ちに何らかの形で応用することも容易ではないことは明らかである。
【０００６】
また、ハイドロフォーム用の鋼管に適している冷延鋼板として、本出願人は特開２００１−２７９３３０号公報（特許文献４）にＴｉを添加した極低炭素鋼を開示し、ハイドロフォーム等の成形性に優れた高強度鋼管を特開２００２−６９５８４号公報（特許文献５）等に開示した。特許文献４に記載された発明は、Ｓｉ量とＭｎ量の比、およびＰ量を限定することで、鋼板の圧延方向のｒ値（ｒＬ）を向上させることを目的としたものであり、良好なｒＬを確保するために上記の限定に加えて巻取り工程でのＴｉＣの形成、成長を利用している。しかし、こうした巻取り工程でのスカベンジングは幅方向の温度差の影響を受けるものであるから、従って、該発明は幅方向の材質の均一性について考慮されたものとは言えない。
【０００７】
また、特許文献５に記載された発明は、鋼のミクロ組織、化学成分、および鋼板の集合組織を規定することで成形性に優れた鋼管を得る技術について述べたものであるが、鋼管素材をコイルの幅方向のどの位置から採取するかと言った記載はなく、従って、幅方向の均一性については考慮されたものとはなっていない。更にまた、Ｃｅを添加した極低炭素冷延鋼板として、本発明者は特開２００４−５９９８６号公報（特許文献６）を開示した。
【０００８】
しかし、特許文献６に記載されている発明は、冷延素材としての鋼板をフェライト温度域熱延で製造した場合に固有の問題を解決するためのものであり、Ｃｅの添加もＣのスカベンジングとは異なる目的に用いられている。加えてコイルの幅方向の均一性については何ら触れられておらず、考慮されたものとはなっていない。
【０００９】
【特許文献１】特開２０００−１１９８１２号公報
【特許文献２】特開平８−２３２０４５号公報
【特許文献３】特開２００２−３９４９号公報
【特許文献４】特開２００１−２７９３３０号公報
【特許文献５】特開２００２−６９５８４号公報
【特許文献６】特開２００４−５９９８６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
以上のように、Ｔｉ添加極低炭素鋼を用いた幅広い強度（軟鋼〜５９０ＭＰａ程度）の鋼板の、幅方向の均一性を高めた技術は確立されていないのが実情であり、こうした課題を解決するべく研究に取り組んだ。
本発明者らの調査によれば、帯鋼の幅方向の特性にバラツキが生じる原因は、熱間圧延中、およびその後の冷却過程で、帯鋼端部が中央部に比べて常に低温となっていることに起因しており、その結果、端部では固溶Ｃのスカベンジングが十分に進まず特性劣化をもたらしていることが解かった。勿論、端部において必要なスカベンジングが起こるように熱延工程を全体に高温度で行うことも可能であるが、その場合には中央部の温度が高くなり過ぎ、結晶粒の粗大化による材質劣化や、熱延スケール厚さの増加に応じた酸洗費用の増加など、新たな問題が生じる。従って、操業条件の制御によって本課題を解決することは困難であり、そうした手段に依らない解決方法が求められていた。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは化学成分を工夫することによって解決する手段を鋭意検討し本発明を完成させた。その要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．０００５〜０．００３５％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ≦０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ｏ：０．００１〜０．０１％、を含有し、更に、ＬａとＣｅの１種又は２種の合計が、Ｌａ＋Ｃｅ≧Ｓ／２を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼管用の冷延鋼板。
（２）更に、Ｎｂ：０．００２〜０．０１％を含有することを特徴とする前記（１）記載の鋼管用の冷延鋼板。
（３）更に、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の鋼管用の冷延鋼板である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によって帯鋼の幅方向の材質が一層均一化し、その結果、幅方向のどの位置から採取した素材であっても同じように液圧成形用の鋼管として用いることが可能となる。従来は材質が劣ることから除去されていた部位も使用出来るので歩留りが向上し、鋼管のコストを低下させる効果も有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
成形性の高い鋼板は、固溶Ｃを可能な限りスカベンジングした鋼板（熱延鋼板）を冷延・焼鈍することで得られることは広く知られているところである。また、固溶Ｃのスカベンジングは、熱延後の冷却中、および巻取り工程でＴｉＣの如く炭化物を生成させる方法で達成しようと試みられるが、温度が速く低下する帯鋼端部では炭化物の生成に必要な温度が確保されず、固溶Ｃが残留することで、その後、冷延・焼鈍工程を経ても必要とする成形性が確保出来ないことは既に述べた。これを回避するには、熱延を完了させることが望ましいオーステナイト温度域で固溶Ｃのスカベンジングを可能な限り進行させておくことが考えられる方策の一つである。
【００１４】
こうした考え方は特許文献２においても一部述べられているが、Ｍｎ量が０．１５％以下に限定されるため、強度の高い鋼板を得るためにＭｎの添加量を増した場合にも有効であるような方策を検討した。それに当たっては、オーステナイト温度域以上で生成する析出物の熱力学的検討と、実験的検証を繰り返し行った。その結果、特許文献２の技術ではＭｎＳの生成を抑制することで固溶ＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2の如く炭硫化物としてオーステナイト温度域でスカベンジングする、そのためにＭｎとＳを制限する必要があるのに対して、本発明では、ＭｎＳと同温度かやや高温度で析出するＴｉＳの生成を抑制することでＭｎ量の制約を殆ど受けずに固溶ＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2の如く炭硫化物としてオーステナイト温度域でスカベンジングすることが可能なことを新たに見出した。同時にＴｉＳの生成抑制にはＬａとＣｅの１種または２種の合計量をＳ量に対して所定の比率にしておくことが有効であることも明らかにした。
【００１５】
本発明はこうした過程をへて完成したものであり、以下に限定理由を述べる。
まず、化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃは、鋼板の成形性を決定する最も重要な元素である。優れた成形性を得るには０．００３５％以下とする必要があり、一方、０．０００５％未満にするには製鋼工程に過大な負荷を掛けることになるので０．０００５％を下限とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．２〜２．０％
Ｓｉは、固溶強化元素として添加することが出来る。その効果は０．２％以上の添加で明瞭に発揮される。しかし、２．０％を越えて添加すると成形性の劣化が顕著となるので２．０％以下とするのがよい。溶融亜鉛めっきや化成処理などを施す場合には１．２％以下、好ましくは１．０％以下とするのがよい。
【００１７】
Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化元素として添加することが出来る。その効果は０．４％以上の添加で明瞭に発揮される。しかし、２．０％を越えて添加すると溶接部の強度が非溶接部に比べて高くなり過ぎ、鋼管として用いる場合に使用上の（加工上の）制約となる懸念がある。従って、２．０％以下とする。
【００１８】
Ｐ≦０．０１％
Ｐは、不純物であり、粒界に偏析したＰは粒界脆化の原因となる。また、二次加工割れの原因となる元素でもある。但し、０．０１％以下ならば許容できる範囲である。
Ｓ≦０．０２％
Ｓは、不純物であり、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、延性の劣化を招くので極力低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容範囲である。
【００１９】
Ａｌ≦０．０１％
Ａｌは、脱酸元素として使用出来るが、実施例の中で述べるように、０．０１％超では恐らく固溶Ｃをオーステナイト温度域でスカベンジングする効果が十分に得られず、本発明の目的にそぐわないので０．０１％以下とする。Ａｌの下限は特に定めない。脱酸元素として添加しない方法も許容される。
Ｎ≦０．００５％
Ｎは、不純物である。このＮはＣと同様に固溶状態で存在すると鋼板の成形性を劣化させる元素であるので、その含有量は０．００５％以下とする。
【００２０】
Ｔｉ：０．０２〜０．１％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、およびＳと析出物を形成してそれらの元素を固定し、成形性を向上させる働きをする。その効果は、０．０２％以上の添加で認められる。一方、過剰な添加はコストの上昇に繋がるので、０．１％以下が良い。
Ｏ：０．００１〜０．０１％
Ｏは、Ｌａ、Ｃｅの一方あるいは双方との酸化物形成を通してＬａ、Ｃｅの働きを引き出す重要な元素である。実施例の中で詳しく述べるが、その効果は０．００１％以上で認められ、一方、０．０１％を越えると、粗大化した酸化物に起因して表面キズが発生するようになり別途問題となる。従って、０．００１〜０．０１％とする。
【００２１】
Ｌａ＋Ｃｅ≧Ｓ／２
ＬａとＣｅは、ともに酸化物、硫化物、およびそれらが複合した介在物を形成する。その過程でＳを消費するが、そのこと、すなわち、Ｓ濃度の低下が、ＴｉＳの生成を抑制するので、オーステナイト温度域におけるＴｉ4Ｃ2Ｓ2の形成に必要な濃度のＴｉおよびＳを確保させる働きを発現するものと推定される。しかし、ただＬａとＣｅの１種又は２種を単に含有していればよいというのではなく、後述の実施例で示すように、Ｓとの関係において上記の関係式を満たす場合に、その効果が顕著であることがわかった。
【００２２】
ＬａおよびＣｅはミッシュメタルを原料として溶鋼中に添加することが望ましい。各々の純物質原料を用いて添加することも可能であるが、製造コストをいたずらに高めるだけであり好ましくない。こうした考え方からＬａ、Ｃｅの１種又は２種の単独での添加量は敢えて限定せず、両元素の１種又は２種の合計とＳ量の関係を規定した。一方、Ｌａ＋Ｃｅの量が０．０２％超となると、酸化物同士が合体粗大化することで表面キズの発生が懸念されるので０．０２％を上限とするのが好ましい。
【００２３】
Ｎｂ：０．００２〜０．０１％
ＮｂもＴｉと同様、Ｃ、Ｎ、およびＳを析出物として固定し、成形性の向上に寄与する。その効果の発現には少なくとも０．００２％が必要であるが、０．０１を超えると再結晶温度の上昇が著しくなり、適切な製造範囲を狭くして好ましくない。従って、上記の範囲に限定する。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは、鋼板の二次加工割れを防止するため、および特にＣ量が少ない場合の溶接熱影響部の強度確保のために必要に応じて添加する。その効果は０．０００３％未満では認められず、０．００２０％超添加しても飽和するので０．０００３〜０．００２０％に限定する。なお、本発明において上記以外の成分はＦｅであるが、スクラップなど、溶解原料から混入する不可避な不純物の含有は許容される。
【００２５】
また、以下では冷延鋼板を用いた実施例についてのみ説明するが、本発明は冷延鋼板のみに限定されるものではなく、冷延鋼板に溶融亜鉛めっきや電気亜鉛めっきなどの表面処理を施した鋼板についても適用出来る。更には、鋼管用素材として用いない場合も本発明の範囲である。
【００２６】
次に、優れた成形性を得るための製造方法について述べる。
再加熱温度：１０００〜１２５０℃
スラブの再加熱温度は、圧延負荷を軽減する目的から導かれる下限値と、一次スケールの過度の生成を抑制するための上限値を考慮して決定されなければならない。この温度が１０００℃未満では、圧延に要する負荷が大きくなり、圧延機の能力によってはスラブ幅が制約を受けざるを得ない可能性が生まれる。一方、１２５０℃を越えるとスケールの厚さが増し、デスケーリングに要する時間が長くなったり、表面状態を劣化させたりする。従って、スラブ加熱温度は１０００℃以上、１２５０℃以下とする。熱間圧延率は、特に限定する必要はないが、より均一な組織を得る目的から６０〜９５％とすることが望ましい。
【００２７】
仕上げ圧延温度：８８０〜９８０℃
仕上げ圧延は出来る限りオーステナイト域で行う必要がある。フェライトを含む温度域で圧延されると加工組織が残留しやすく、成形性の劣化に繋がるからである。そのためには仕上げ圧延温度は８８０℃以上とする必要がある。一方、９８０℃超では、熱延板粒径が粗大化しやすい。そこで９８０℃以下とする必要がある。
【００２８】
平均冷却速度：１０〜８０℃／秒
熱延後の鋼板は、結晶粒の粗大化を出来る限り抑制する目的で速やかに冷却される必要がある。そのためには１０℃／秒以上の平均冷却速度が必要である。一方、平均冷却速度が８０℃／秒を越えると冷却帯内における鋼板の通板性や材質の不均一性が看過出来なくなるので８０℃以下とする。
【００２９】
巻取り温度：４００〜７００℃
圧延された鋼板は冷却帯を経て巻き取られ、この過程で最終的な組織が作られる。本圧延の鋼板では、固溶Ｃのスカベンジングは圧延工程までに十分進行しているのでＴｉＣの生成について考慮する必要はなく、ミクロ組織のみを考慮すればよい。優れた成形性を得るには、ミクロ組織を再結晶組織（一部、回復組織も許容される）とする必要があり、それには４００℃以上が必要である。一方、７００℃を越えると、熱延スケールの成長が激しくなり、その後の酸洗工程の負荷を高める。そこで７００℃以下とする必要がある。
【００３０】
冷間圧延率：６０〜９０％
高いｒ値を得るには冷間圧延後の焼鈍（熱処理）によって特定の集合組織を発達させる必要がある。そのためにはまず、冷間圧延においても特定方位の集合組織を発達させ、かつ必要な量の歪を蓄積させておく必要がある。この条件を満たすためには６０〜９０％の冷間圧延率が必要である。
【００３１】
焼鈍温度：６５０〜８９０℃
高い成形性を得るには、均一な再結晶組織を得る必要がある。そのためには６５０℃以上で焼鈍する必要がある。一方、該温度が８９０℃を越えると、結晶粒径が粗大になり過ぎて、成形後に肌荒れを起す原因となる。そのため８９０℃を上限とする。焼鈍後にはスキンパス圧延を施しても良い。
【実施例】
【００３２】
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製した。それらを１２００℃に再加熱して６．９ｍｍまで圧延した。圧延率は７８％、仕上げ温度は９００〜９３０℃、平均冷却速度４０℃／秒、巻取り温度は６００℃であった。酸洗後、６８％の冷間圧延を行い２．２ｍｍの帯鋼とし、続いて連続焼鈍設備で焼鈍した。焼鈍条件は、８１０±１０℃に６０秒保持とした。更に０．８％のスキンパス圧延も行った。帯鋼の末尾から１０ｍの位置を含む部位を全幅採取し、帯鋼の長手方向と引張軸とのなす角度αが０°、４５°、および９０°であるＪＩＳ５号試験片を採取した。それぞれの引張試験片の重心が、帯鋼の幅の中心線を通る組（Ｃ）と、端から１５０ｍｍの線を通る組（Ｓ）を各々作製した。
【００３３】
【表１】
2005350725.tif 000003
【００３４】
αが０°の試験片を用いて引張強さ（ＴＳ）と破断伸び（Ｅｌ）を測定した。また、付与する歪を１５％とするｒ値を測定し、次式で求まるｒm （平均ｒ値）を調べた。
すなわち、ｒm ＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４である。
但し、ｒ0、ｒ45、およびｒ90は、それぞれ、αが０°、４５°、および９０°の試験片のｒ値である。
【００３５】
【表２】
2005350725.tif 000004
【００３６】
表２には、各鋼のＴＳ、Ｅｌ、ｒm をそれぞれＣ組とＳ組について示した。表２から、本発明の鋼板は、巻取り温度が６００℃と、特段に高温でないにも係らず幅方向での材質差が極めて小さく、一方、比較材では、帯鋼端部の特性が中央部に比べて劣ることが明らかである。
【００３７】
（実施例２）
表３に示す化学成分を有する鋼を溶製した。それらを１１５０℃に再加熱して６．９ｍｍまで圧延した。圧延率は７８％、仕上げ温度は９００〜９３０℃、平均冷却速度４０℃／秒、巻取り温度は６３０℃であった。酸洗後、６８％の冷間圧延を行い２．２ｍｍの帯鋼とした。連続焼鈍設備で８１０±１０℃に６０秒保持する焼鈍を行った後、帯鋼末尾から１０ｍのところから内部へ向けて４．２ｍ裁断し、更にそれらの長手方向の中心線が、帯鋼の幅方向中心線と一致するもの、および端から１５０ｍｍの線と一致するもの、の二つの鋼管用素材をスリットした。スリット幅は、１９０ｍｍである。これらから、電縫管を作製し、８００℃での歪取り焼鈍と外径調整（極めて僅かな縮径）を行って外径６０．５ｍｍの鋼管を得た。
【００３８】
鋼管の中央部分から長さ４５０ｍｍの短尺管を３本採取し、ハイドロフォーミング法でＴ字管を成形する試験に供した。枝管の張り出し方向を溶接線と反対側にして金型にセットし、３５ＭＰａの初期内圧が立つまで軽く軸押し込みし、続いて内圧（３５ＭＰａ）一定の条件で片側５０ｍｍ（全体で１００ｍｍ）の軸押しを行った。成形後の張り出し高さを測定し、３本の平均値を求めた。図１は、その結果を（Ｌａ＋Ｃｅ）−Ｓ／２を横軸として各（帯）鋼から作製した鋼管について示したものである。図から明らかなように、本発明の鋼板では、帯鋼の幅方向のどの位置からスリットしたかに係らず同等の成形性（張り出し高さ）を示すのに対して、比較鋼では、帯鋼の端部からスリットして作製した鋼管の成形性が劣ることが解かる。
【００３９】
【表３】
2005350725.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】（Ｌａ＋Ｃｅ）−Ｓ／２量と鋼管の張り出し高さの関係を示すグラフである。
【図１】
2005350725.tif 000006