(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２０％以上１．５０％以下、Ｍｎ：０．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、およびＯ(酸素)：０．０１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．２５％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）および（２）を満足する化学組成を有し、
フェライト平均粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下でフェライト面積率が５０％以上の金属組織を有し、島状スケール疵の面積率が合計で１０％以下である表面性状を有し、
引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有する
ことを特徴とするハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板。
０．１≦（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ・・・・（１）
０．２５≦６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖ≦３・・・・（２）
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、さらに下記式（３）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板。
０．８≦（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５３）≦３．０・・・・（３）
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項５】
引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ＵＥｌ）との積（ＴＳ×ＵＥｌ）が６０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板。
【請求項６】
前記化学組成と前記引張強度とが下記式（４）を満足することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板。
２９９ｅ２．１Ｃｅｑ≦ＴＳ≦５５６ｅ２．１Ｃｅｑ・・・・（４）
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４であり、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項７】
下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を備えることを特徴とするハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．５０％以下、Ｍｎ：０．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、およびＯ(酸素)：０．０１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．２５％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）および（２）を満足する化学組成を有する鋼塊または鋼片を１１５０℃以上１４００℃以下として粗熱間圧延を施して粗バーとなす粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーの表面温度を１０５０℃以上１１８０℃以下としてデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーに、合計圧下量が４０％以上９５％以下、圧延完了温度がＡｒ３点以上１０００℃以下、圧延完了時間が粗熱間圧延開始から７分間以内である仕上熱間圧延を施して熱延鋼板となす仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱延鋼板を５５０℃以上７８０℃以下の温度域まで水冷却した後に３５０℃以上６５０℃以下で巻き取る冷却・巻取工程；および
（Ｅ）前記冷却・巻取工程を経た熱延鋼板に０．２〜３％の伸び率の調質圧延を施す調質圧延工程。
０．１≦（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ・・・・（１）
０．２５≦６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖ≦３・・・・（２）
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項８】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７に記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７または８に記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記化学組成が、さらに下記式（３）を満足することを特徴とする請求項７〜９のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の製造方法。
０．８≦（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５３）≦３．０・・・・（３）
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項１１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２０％以上１．５０％以下、Ｍｎ：０．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．００３％以上０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、およびＯ(酸素)：０．０１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．２５％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式（１）および（２）を満足する化学組成を有し、
フェライト平均粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下でフェライト面積率が５０％以上の金属組織を有し、
島状スケール疵の面積率が合計で１０％以下である表面性状を有し、
引張強度（ＴＳｐ）が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有する
ことを特徴とするハイドロフォーム加工用鋼管。
０．１≦（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ・・・・（１）
０．２５≦６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖ≦３・・・・（２）
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項１２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１１に記載のハイドロフォーム加工用鋼管。
【請求項１３】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１１または１２に記載のハイドロフォーム加工用鋼管。
【請求項１４】
前記化学組成が、さらに下記式（３）を満足することを特徴とする請求項１１〜１３のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管。
０．８≦（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５３）≦３．０・・・・（３）
ここで、式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項１５】
溶接部のビッカース硬度（ＨｖＷＭ）と引張強度（ＴＳｐ）（単位：ＭＰａ）との比（ＨｖＷＭ／ＴＳｐ）が０．２２以上０．４４以下であることを特徴とする請求項１１〜１４のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管。
【請求項１６】
請求項１〜６のいずれかに記載のハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板を、圧延方向が管軸方向となるように管状に成形し、鋼板の両端部を溶接することを特徴とするハイドロフォーム加工用鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ハイドロフォーム加工用の鋼管素材としての熱延鋼板及びハイドロフォーム加工用鋼管ならびにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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、自動車車体の更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となる。
【０００３】
このような状況にあって、自動車車体の構造部材や足回り部材をチューブハイドロフォーム（以下、「ＴＨＦ」ともいう。）により製造することが検討されている。ＴＨＦとは、略述すると、ダイスの代わりに液圧を利用して管状の素材を成形する方法ある。具体的には、ＴＨＦは液圧により膨出加工する方法であり、実用的には、管状素材に必要に応じて潰しや曲げなどの予加工を施した後に、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。
【０００４】
自動車用の構造部材や足回り部材として、ＴＨＦにより製造された部材を供給することが可能になれば、部品数や溶接箇所の低減など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等、多大なメリットが期待される。
【０００５】
このようなＴＨＦのメリットを十分に活かすには、これに適した材料が必要である。具体的には、ＴＨＦにおける膨出変形時に割れを生じないとともに製造コストを極力上昇させない素材を用いることが重要である。
【０００６】
ＴＨＦは、管軸方向に管を押し込んで材料を流入させながら膨出し変形させることが可能となる点に特徴があり、この管軸方向に管を押し込むこと、つまり、軸押しによって変形に伴う肉厚減少が抑制されて膨出量は著しく向上する。しかし、部品形状によっては軸押しの効果を得られない部位がある。
【０００７】
非特許文献１には、鋼管の円形断面自由バルジ成形に際しての成形のし易さ（以下、「ＴＨＦ性」ともいう。）の指標である限界拡管率に及ぼす材料特性について記載されており、この中に軸押しがない場合の変形においては均一伸びやｎ値の影響が大きいことが示されている。これによれば、高い均一伸びを有する鋼板を素材に用いることにより高いＴＨＦ性を得られることが分かる。
【０００８】
また、特許文献１では、鋼管の管軸方向から採取したＪＩＳ１２Ａ号引張試験片により引張試験を行い、強度に対し一定の一様伸び（均一伸び）を有する鋼管を選定するハイドロフォーミング方法が開示されている。ここでは、型拘束の有無によらず、ハイドロフォーム加工における周長さ方向張出し性は管軸方向のＪＩＳ１２Ａ号引張試験片による一様伸びと強い相関関係にあると記載されている。
【０００９】
以上のことからも均一伸びに優れる素材を用いた鋼管がＴＨＦ性に優れるものといえる。
さらに、部品形状の多様化により、ＴＨＦ後の２次加工性の要求も出てきている。ポンチなどにより穴を押し拡げる穴拡げ性（バーリング性）はその一つである。一般に穴拡げ性は、単一組織とすることにより、もしくは母相と硬質相の硬度差を小さくすることにより向上する。したがって、フェライト単相、ベイナイト単相、フェライト−ベイナイト複相組織が好ましいとされ、残留γ鋼板、フェライトとマルテンサイトの複相組織鋼板（ＤＰ鋼板）、パーライトや粗大なセメンタイトが析出している鋼板の穴拡げ性は低い。
【００１０】
特許文献２には、ベイニティックフェライト組織を主体としたＴＨＦ性およびバーリング性に優れた引張強さ４００ＭＰａ以上の鋼管が提案されている。しかしながら、鋼管を造管後に温間〜熱間で縮径圧延を行うため、材料コストの上昇を伴い、部品の製造コストが嵩む。また、具体的に開示されている引張強度は高々５７２ＭＰａであり十分なものとはいえない。
【非特許文献１】プレス技術  第３９巻  第７号（２００１年７月）ｐ２７
【特許文献１】特開２００１−９６３１６号公報
【特許文献２】特開２００５−６８５３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上述したように、優れたＴＨＦ性を確保するには、均一伸びに優れる鋼板を素材として用いて鋼管を製造すればよいことが知られている。したがって、均一伸びに優れる残留γ鋼板やＤＰ鋼板を素材として用いて鋼管を製造すれば、優れたＴＨＦ性が得られるように思われる。
【００１２】
しかしながら、本発明者らが詳細に検討したところ、残留γ鋼板やＤＰ鋼板を素材として用いた鋼管のＴＨＦ性は必ずしも高くないということが判明した。この原因は次のように推察される。
【００１３】
残留γ鋼板やＤＰ鋼板は、セメンタイトおよびパーライトの析出を抑制するために多量のＳｉを添加している。このようにＳｉ含有量の高い鋼材は、表面に島状スケール疵が発生しやすく、この島状スケール疵は、ＴＨＦの際の応力集中源となり、鋼管の管周方向全体の一様な変形を妨げ局所的変形を促進する。また、島状スケール疵の元となるのは、島状スケールであって、これは赤スケールとも呼ばれ、これが存在すると、熱間加工後の冷却過程における冷却ムラを生じ、金属組織の不均一化を招き、鋼管の管周方向全体の一様な変形を妨げ局所的変形を促進する。その結果、ＴＨＦの比較的早い段階において容易に破裂に至ってしまう。
【００１４】
本発明は、上記従来技術の問題点に鑑みてなされたものであり、優れたＴＨＦ性を有するハイドロフォーム加工用鋼管およびその素材である熱延鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１５】
より具体的には、本発明は、自動車用部品として使用できるように５９０ＭＰａ以上の強度および優れた穴拡げ性を備えるとともに、優れたＴＨＦ性を有するハイドロフォーム加工用鋼管およびその素材である熱延鋼板ならびにそれら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】
【００１６】
本発明者らは、上記課題を解決すべく、化学組成および製造条件が異なる鋼板と、これらの鋼板を素材とする鋼管とについて、ＴＨＦ性に及ぼす化学組成および金属組織の影響を調べた。
【００１７】
その結果、優れたＴＨＦ性を確保するには、均一伸びに優れるだけではなく、表面性状に優れることが必要であり、さらには、金属組織を微細化することによりＴＨＦにおける局所的変形を抑制し鋼管の管周方向全体の一様な変形を促すとともに、耐常温時効性を高めることによりＴＨＦ性の低下を抑制することにより、ＴＨＦ性をより一層向上させることが可能になるとの新たな知見を得て、主として析出強化による高強度化を図った鋼材に着目して鋭意検討を重ねることにより本発明を完成した。
【００１８】
ところで、高い強度と高い均一伸びとを両立させようとする場合、Ｓｉを適量添加する場合が多い。しかし、高Ｓｉ含有鋼ではスラブの加熱中にスラブ地金と生じたスケールとの界面に生成したファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）がスケールの地金への密着性を向上させるために、通常のデスケーリングではスケールを完全に除去することができず、酸洗前には赤スケール、酸洗後には島状スケール疵として、それぞれ鋼材表面に残存する。これらは表面性状を損ねるだけでなく、仕上熱間圧延後の冷却ムラの原因となって組織および特性のバラツキを生じ、高いＴＨＦ性が安定して得られない可能性があり、また、島状スケール疵はＴＨＦ時に早期破裂を引き起こす要因にもなる。
【００１９】
そこで、本発明にあっては、Ｓｉ含有量を抑制するために、析出強化を活用することにより目的とする強度を得るのである。そして、析出強化を活用することにより、高Ｓｉ含有鋼特有の上記問題が解決されるのみならず、金属組織が微細となることによるＴＨＦ性の向上作用と、ＣやＮが析出物として固定されることによるＴＨＦ性の耐常温時効性の向上作用とが相俟って、それらの総合的作用効果としてＴＨＦ性が大幅に向上するのである。さらに、析出強化を活用することにより、残留γ鋼板やＤＰ鋼板とは異なり、良好な穴拡げ性を確保することができるのである。
【００２０】
従来にあっても、前述の特許文献２では、Ｓｉ含有量が０．２％以上の実施例も記載されているが、熱間圧延時の島状スケールに対する検討がなされていないので特性バラツキなどの問題があり、本発明を教えるものではない。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の熱延鋼板は、高い強度と優れたＴＨＦ性とを備えるハイドロフォーム加工用鋼管の製造を容易にし、本発明のハイドロフォーム加工用鋼管は、高い強度と優れたＴＨＦ性とを備えるので、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車の構造部材の素材として好適であり、自動車車体の軽量化と剛性向上を可能にする。
【００２２】
また、本発明の熱延鋼板を用いるハイドロフォーム加工用鋼管の製造方法は、縮径圧延といった特殊な熱加工処理を必要としないので、製造コストが安価であるとともに比較的容易に実施することが可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
本発明の熱延鋼板およびハイドロフォーム用鋼管の最良の形態を説明する。
なお、本明細書において各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を示し、数式中に記載されている各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００２４】
また、ハイドロフォーム用鋼管の素材としての熱延鋼板の機械特性は、圧延方向に対して直角方向におけるものであり、ハイドロフォーム用鋼管の機械特性は、溶接部を管周方向の０°位置とした場合の管周方向の９０°位置または２７０°位置の管軸方向におけるものである。
【００２５】
また、本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、擬ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、グラニュラーベイニティックフェライトを含み、パーライト組織、セメンタイト、残留オーステナイト相、マルテンサイト相、ベイナイト組織は含まない。
【００２６】
（化学組成）
Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下
Ｃは、炭化物を形成して析出強化により鋼材の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．０２％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．０２％以上とする．好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、フェライト変態が遅延し、５０％以上のフェライト面積率を確保することが困難となる。また、炭化物が粗大化してＴＨＦ性や穴拡げ性の低下を招く。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１８％以下である。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５％以上１．５０％以下
Ｓｉは、均一伸びを余り低下させることなく強度を向上させる作用を有するので、良好な強度と均一伸びのバランスを確保するのに有用な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果が十分に得られない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする。好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％超では、鋼材の化成処理性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量を１．５０％以下とする。好ましくは１．３５％以下、さらに好ましくは１．２０％以下である。
【００２８】
Ｍｎ：０．２％以上３．０％以下
Ｍｎは、鋼材の強度を向上させる作用を有する。また、変態点を下げる作用も有するため、熱間圧延の仕上温度を低下させることにより組織を微細化することを可能にする。Ｍｎ含有量が０．２％未満では、上記作用による効果が十分に得られない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．２％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、フェライト変態が遅延し、５０％以上のフェライト面積率を確保することが困難となる。また、Ｍｎの偏析に起因して組織が不均質になりやすく、ＴＨＦ性や穴拡げ性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．７％以下である、さらに好ましくは２．５％以下である。
【００２９】
Ｐ：０．００３％以上０．１０％以下
Ｐは、固溶強化元素であり、鋼材の強度を向上させる作用を有する。Ｐ含有量が０．００３％未満では上記作用による効果が十分に得られない場合がある。したがって、Ｐ含有量を０．００３％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．１０％超では、Ｐの偏析に起因して加工性の著しい低下を招く。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。
【００３０】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物元素であり、硫化物を形成してＴＨＦ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
【００３１】
Ａｌ：  ０．０１％以上２．０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸して鋼を健全にする作用を有する。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加してＴＨＦ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量を２．０％以下とする。好ましくは１．０％以下である。
【００３２】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物元素であり、製鋼工程や鋳造工程においてＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどと結合して粗大な窒化物を形成し、これがき裂の起点となり割れを発生し易くするので、ハイドロフォーム性を低下させる。したがって、Ｎ含有量０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。
【００３３】
Ｏ(酸素)：０．０１％以下
Ｏ(酸素)は、不純物元素であり、鋼の清浄度を低下させてＴＨＦ性を劣化させる。したがって、酸素含有量を０．０１％以下とする。好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００３４】
Ｔｉ：０．２５％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｖ：０．５％以下
０．２５≦６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖ≦３
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出強化により鋼材の強度を向上させる作用を有するとともに、金属組織を微細化してハイドロフォーミング性を向上させる作用も有する。さらに、固溶Ｃや固溶Ｎを析出物などとして固定することにより、常温歪時効によるＴＨＦ性の低下を抑制する作用も有する。
【００３５】
ただし、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量が、０．２５＞６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖとなるの場合には、上記作用による効果が十分に得られない場合がある。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群から選ばれる１種または２種以上を０．２５≦６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖを満足するように含有させる。好ましくは、Ｔｉ：０．０４％以上、Ｎｂ：０．００５％以上およびＶ：０．０５％以上からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有させることである。
【００３６】
一方、Ｔｉ含有量が０．２５％超であったり、Ｎｂ含有量が０．１％超であったり、Ｖ含有量が０．５％超であったり、あるいは、６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖ＞３であったりすると、上記作用による効果が飽和してコストの増大を招くばかりか、粗大な炭窒化物を形成して鋼材の加工性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２５％以下、Ｎｂ含有量は０．１％以下、Ｖ含有量は０．５％以下として、さらに、６Ｔｉ＋３Ｎｂ＋４Ｖ≦３とする。Ｔｉ含有量は０．２０％以下、Ｎｂ含有量は０．０５％以下、Ｖ含有量は０．４％以下とすることが好ましい。
【００３７】
（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ：０．１以上
ＡｌおよびＰは、ファイアライトの融点を低下させることにより、仕上熱間圧延前のデスケーリングにおけるスケール剥離性を向上させ、最終製品である鋼材表面における赤スケールおよび島状スケール疵を抑制する作用を有する。実操業において確保しうるデスケーリング温度条件下において、鋼材表面における赤スケールおよび島状スケール疵の面積率を１０％以下とするために、（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉを０．１以上とする。
【００３８】
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、析出強化や固溶強化により鋼材の強度を一層向上させる作用を有する。したがって、これらの元素群から選ばれる１種または２種以上を含有させることができる。しかし、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏについては、いずれかの元素の含有量が１．０％超であったり、Ｂについてはその含有量が０．００５％超であったりすると、延性が低下し、その結果、ＴＨＦ性が低下する。したがって、これらの元素を含有させる場合には、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏについてはその含有量をそれぞれ１．０％以下とし、Ｂについてはその含有量を０．００５％以下とする。なお、上記作用による効果を確実に得るには、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏについてはその含有量をそれぞれ０．０１％以上、Ｂについてはその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、酸化物や硫化物を微細に球状化してＴＨＦ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素群から選ばれる１種または２種以上を含有させることができる。しかし、いずれかの元素の含有量が０．０１％超になると、酸化物や硫化物が多量に生成してＴＨＦ性が低下する。したがって、これらの元素を含有させる場合には、各元素の含有量を０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果を確実に得るには、いずれかの元素を０．０００２％以上含有させることが好ましい。
【００４０】
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明におけるＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
【００４１】
（Ｃ／１２）／  （Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５３）：０．８以上３．０以下
鋼材の二次加工の一つとして穴拡げ加工があり、多様な部材形状への要求に対応するためには、穴拡げ性にも優れることが好ましい。そして、穴拡げ性を向上させるには、残留γ相やマルテンサイト相および粗大なセメンタイトの面積率を極力低減することが好ましい。そこで、（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５３）を０．８以上３．０以下とすることが好ましい。上記値が３．０を超えると粗大なセメンタイトが析出してしまい良好な穴拡げ性を確保することが困難となり、上記値が０．８を下回ると強度向上に対するＴｉ、ＮｂおよびＶの添加効率が低くなりコストが徒に嵩む。
【００４２】
（金属組織）
フェライト平均粒径：１．０μｍ以上１０μｍ以下
フェライト粒の細粒化は、ＴＨＦにおける鋼材の変形の一様化を促し、ＴＨＦの初期段階から変形部位が局所化することを抑制してＴＨＦ性を向上させる。そのため、フェライト平均粒径は１０μｍ以下とする。好ましくは７μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下である。一方、フェライト平均粒径が１．０μｍ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、フェライト平均粒径は１．０μｍ以上とする。
【００４３】
フェライト面積率：５０％以上
フェライト面積率は、均一伸びと密接な関係にあり、フェライト面積率の低下に伴い均一伸びも低下する。そこで、フェライト面積率を５０％以上とする。好ましくは６０％以上である。
【００４４】
（鋼板の表面性状）
表面の島状スケール疵の面積率：１０％以下
Ｓｉを相当量含有する鋼材は、熱間圧延前の高温状態においてファイアライトを形成し、適切な脱スケール処理が施されないと、熱間圧延後の鋼材表面に島状スケールが生じる。島状スケールは、酸洗前の黒皮の状態では赤スケールとして、酸洗後の白皮の状態では島状スケール疵として、それぞれ鋼材表面に残存する。島状スケールは、熱間圧延後の冷却過程において冷却ムラを生じさせるため、同一鋼材内における機械特性の変動を大きくする。また、ハイドロフォーム用鋼管の表面に島状スケール疵が存在すると、島状スケール疵部は正常部に比して地金表面に大きな凹凸を有し、島状スケール疵部がＴＨＦにおける破裂の起点になりやすいため、ＴＨＦ性を低下させる。したがって、ハイドロフォーム用鋼管素材熱延鋼板の酸洗後の表面における島状スケール疵の面積率、すなわち熱間圧延鋼板としての酸洗前の赤スケールまたは島状スケール疵の面積率は１０％以下とする。好ましくは５％以下である。
【００４５】
（鋼板の機械特性）
引張強度（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上
鋼材の引張強度が小さいと、車体の軽量化や剛性向上などの効果が十分に得られない。そこで、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１規定の板状試験片を用いた引張試験における引張強度で５９０ＭＰａを下限とする。上記効果をより大きく得るためには、６９０ＭＰａ以上とすることが好ましく、７８０ＭＰａ以上とすることがさらに好ましく、９８０ＭＰａ以上とすることが最も好ましい。
【００４６】
引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ＵＥｌ）の積（ＴＳ×ＵＥｌ）：６０００ＭＰａ・％以上
ハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の均一伸びが大きいと、これを素材とするハイドロフォーム加工用鋼管のＴＨＦ性が向上し、成形可能な部品形状の範囲が拡大する。このため、ハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の引張強度と均一伸びとが高レベルでバランスしていることが好ましい。したがって、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ＵＥｌ）との積（ＴＳ×ＵＥｌ）が６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。より好ましくは７０００ＭＰａ・％以上、最も好ましくは８０００ＭＰａ・％以上である。
【００４７】
なお、圧延方向に対して直角方向における機械特性を規定するのは、ＴＨＦの際の膨出変形が主として管周方向の引張変形であるところ、ハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の圧延方向が管軸方向となるようにハイドロフォーム加工用鋼管が製造され、ハイドロフォーム加工用鋼管における管周方向がハイドロフォーム加工用鋼管素材熱延鋼板の圧延直角方向に相当するからである。
【００４８】
２９９ｅ２．１Ｃｅｑ≦ＴＳ≦５５６ｅ２．１Ｃｅｑ
ハイドロフォーム加工用鋼管の溶接部硬度を適正化すると、ＴＨＦ時における溶接部あるいは溶接部近傍へ変形が集中するのを抑制され、ハイドロフォーム加工用鋼管の管周方向の変形が一様化されるので、ＴＨＦ性や二次加工性が向上する。したがって、溶接部における過度のアンダーマッチングやオーバーマッチングを抑制することが肝要であり、これを実現するには、化学組成と引張強度とが上記式を満足するようにすることが好ましい。上記式を満たすことによって、溶接部硬度と母材強度の過度のアンダーマッチングおよびオーバーマッチングを抑制し、ＴＨＦ性や二次加工性の低下を抑制する。なお、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４である。
【００４９】
（鋼管の表面性状）
表面の赤スケールおよび島状スケール疵の面積率：１０％以下
ハイドロフォーム用鋼管の表面に島状スケール疵が存在すると、島状スケール疵部は正常部に比して地金表面に大きな凹凸を有し、島状スケール疵部がＴＨＦにおける破裂の起点になりやすいため、ＴＨＦ性を低下させる。また、赤スケールまたは島状スケール疵が存在するということは、同一のハイドロフォーム用鋼管内における機械特性の変動が大きいということであるから、ＴＨＦにおいて不均一変形を生じやすくなり、その結果、ＴＨＦ性を低下させる。したがって、ハイドロフォーム用鋼管の表面における島状スケールの面積率、すなわち赤スケールおよび島状スケール疵の面積率は１０％以下とする。好ましくは５％以下である。
【００５０】
（鋼管の機械特性）
溶接部硬度（ＨｖＷＭ）と鋼管の引張強度（ＴＳＰ）との比（ＨｖＷＭ／ＴＳＰ）：０．２２以上０．４４以下
ハイドロフォーム用鋼管は熱延鋼板を溶接することにより製造されるが、溶接部硬度が母材硬度よりも低すぎると、ＴＨＦの際に溶接部が優先的に変形してしまい、ＴＨＦ性が低下する場合がある。逆に、溶接部硬度が母材硬度よりも高すぎる場合には、曲げや潰しなどの予成形の際に割れを生じたり、二次加工性や靭性を低下させたりする場合がある。そのため、溶接部硬度（ＨｖＷＭ）と鋼管の引張強度（ＴＳＰ）との比（ＨｖＷＭ／ＴＳＰ）は０．２２以上０．４４以下であることが好ましい。
【００５１】
なお、溶接部硬度は、溶接部中心付近を９．８Ｎの荷重で測定したビッカース硬度であり、鋼管の引張強度はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定の円弧状引張試験片で測定した引張強度である。強度測定が困難な場合は、溶接部硬度の測定方法と同様の方法で測定した母材板厚中心硬度を３．１７倍した値を用いてもよい。
【００５２】
次に、本実施の形態の熱延鋼板およびハイドロフォーム用鋼管の製造方法を説明する。
（ハイドロフォーム用鋼管の素材である熱延鋼板の製造方法）
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度：１１５０℃以上１４００℃以下
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度が１１５０℃未満では、高温域で粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）炭窒化物が析出した状態となり、熱間圧延前において（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）炭窒化物を固溶状態として、熱間圧延後に（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）炭窒化物を微細に析出させることにより、フェライトの粒成長を抑制して組織を微細化することが困難となり、フェライト粒が粗大化してしまう。粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）炭窒化物の存在やフェライトの粗大化はＴＨＦ性や穴拡げ性の低下を招く。また、析出強化能も低下し、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度を１１５０℃以上とする。好ましくは１２００℃以上、さらに好ましくは１２３０℃以上である。
【００５３】
一方、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度が１４００℃超では、厚いスケールが生成して歩留まり低下を招いたり、鋼塊または鋼片を加熱炉で加熱する場合には、加熱炉に著しい損傷を与えたりする場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１４００℃以下とする。
【００５４】
なお、熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は上記温度範囲にあればよいのであり、１１５０℃未満となった鋼塊または鋼片を加熱炉に装入して上記温度まで加熱してから熱間圧延に供する場合のほか、連続鋳造により得られる鋼塊または分塊圧延により得られる鋼片を１１５０℃以上の高温状態を保ったまま加熱処理を施すことなく熱間圧延に供してもよい。
【００５５】
デスケーリング前の粗バーの表面温度：１０５０℃以上１１８０℃以下
鋼塊または鋼片に粗熱間圧延を施すことにより得られた粗バーには、仕上熱間圧延を施す前にデスケーリング処理を施すが、その際に、粗バーの表面温度を１０５０℃以上１１８０℃以下としてからデスケーリング処理を施す。
【００５６】
Ｓｉ含有鋼は、熱間圧延に供する際の高温状態において、デスケーリングによる剥離除去が困難なＦｅＯ−Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物相が鋼板表面に形成され、その後の冷却により島状スケールとなる。しかし、粗バーの表面温度を１０５０℃以上１１８０℃以下にすることによりＦｅＯとＦｅ２ＳｉＯ４とが半溶融状態となり、デスケーリングが容易になる。なお、粗バーの表面温度を１０５０℃以上１１８０℃以下とする方法は特に制限されない。例えば、誘導加熱や通電加熱、あるいは加熱炉による加熱であってもよい。また、粗熱間圧延後において粗バーの表面温度が１０５０℃以上１１８０℃以下であるならば、特に加熱処理を施さなくともよい。なお、粗バーの表面温度ＴＲＨは次の式を満足することが好ましい。
【００５７】
ＴＲＨ≧１０５０−３６．４ｌｎ（（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ）
仕上熱間圧延における合計圧下量：４０％以上９５％以下
仕上熱間圧延における合計圧下率を高めることにより、フェライト変態核生成サイトになるオーステナイト粒界や転位の存在比率が高くなり、金属組織が微細化し、その結果ＴＨＦ性が向上する。そこで、所望の金属組織を得るために、仕上熱間圧延における合計圧下量を４０％以上とする．好ましくは５０％以上である．
一方、仕上熱間圧延における合計圧下率が過大であると、圧延負荷が過大となって圧延が困難となる場合がある。したがって、仕上熱間圧延における合計圧下率を９５％以下とする。
【００５８】
仕上熱間圧延終了温度：Ａｒ３点以上１０００℃以下
仕上熱間圧延終了温度がＡｒ３点未満である場合、すなわちフェライトとオーステナイトが共存する二相域で仕上熱間圧延を施すと、加工フェライトが生じて加工性が低下する。したがって、仕上熱間圧延終了温度はＡｒ３点以上とする。
【００５９】
一方、仕上熱間圧延終了温度が１０００℃超では、金属組織が粗大化してＴＨＦ性の劣化を招く場合がある。したがって、仕上熱間圧延終了温度は１０００℃以下とする。
粗熱間圧延開始から仕上熱間圧延完了までの時間：７分間以内
粗熱間圧延開始から７分以内に仕上熱間圧延を完了しないと、粗熱間圧延前に固溶状態にした（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）が高温域で析出して粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）を形成してしまい、析出強化およびフェライトの微細化に寄与しなくなる。したがって、粗熱間圧延開始から仕上熱間圧延完了までの時間を７分間以内とする。
【００６０】
仕上熱間圧延後の水冷の冷却停止温度：５５０℃以上７８０℃以下
仕上熱間圧延終了後に行う水冷の冷却停止温度が７８０℃より高い場合、析出物およびフェライト粒が粗大化して強度が低下する。一方、５５０℃未満ではフェライト面積率が５０％未満になってしまう。そこで、仕上熱間圧延後の水冷の冷却停止温度を５５０℃以上７８０℃以下とする。好ましくは６００℃以上７５０℃以下である。
【００６１】
さらに、この水冷の平均冷却速度を早くすることにより、組織の微細化が確実に得られるので、水冷の平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
巻取温度：３５０℃以上６５０℃以下
上記水冷後、または、さらに空冷して再度水冷をした後に巻き取るが、巻取温度が６５０℃超の場合には析出物が粗大化して強度や穴拡げ性を低下させ、３５０℃以下では硬質相の生成によりＴＨＦ性が低下する。そのため、巻取温度は３５０℃以上６５０℃以下とする。穴拡げ性向上のためには３５０℃以上５００℃以下とすることが好ましい。
【００６２】
調質圧延伸び率：０．２〜４％
本発明のような析出強化鋼の機械特性の異方性は、通常、圧延方向および圧延方向に対して直角な方向が劣り、圧延方向に対して４５°方向が優れる。ハイドロフォーム加工用鋼管において高いＴＨＦ性を得るには管軸方向および管周方向の機械特性が良好であることが必要であるところ、ハイドロフォーム加工用鋼管における管軸方向および管周方向に相当するのは、その素材であるハイドロフォーム用鋼管素材熱延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角な方向であるから、本発明のような析出強化鋼は不利である。
【００６３】
しかしながら、本発明者らの検討によって、析出強化鋼にわずかな調質圧延を施すことによって異方性が改善して、圧延方向および圧延方向に対して直角な方向における機械特性が向上することが初めて明らかとなった。
【００６４】
調質圧延の伸び率が０．２％未満では所望の効果が得られず、４％超では鋼板の機械特性が全体的に低下する。したがって、調質圧延の伸び率を０．２〜４％とする。好ましくは、０．５％以上２％以下である。
【００６５】
（ハイドロフォーム用鋼管の製造方法）
以上のようにして得られたハイドロフォーム用鋼管素材熱延鋼板を酸洗して、切断もしくはスリッティングなどによりハイドロフォーム加工用鋼管の鋼管径に応じた板幅の鋼板に切断する。その後、圧延方向が管軸方向となるように管状に成形し、端部を突合せ溶接することにより溶接鋼管が得られる。管状に成形する際は、複数の圧延スタンドを用いる冷間ロール成形やＵＯ成形などで行い、端部の溶接は電縫溶接、アーク溶接、プラズマ溶接、レーザー溶接などで溶接する。これらの成形および溶接方法については特に限定しない。製造コストの観点からは、いわゆるＥＲＷ鋼管が優れており、一層の特性向上を必要とする場合には、溶接シーム幅が小さいレーザー溶接を用いた製管が有利である。さらに、溶接部品質を高めるためにはＡｒガスシールを施して溶接することが好ましい。
【００６６】
このようにして、本実施の形態によれば引張強度が５９０ＭＰａ以上の表面性状と均一伸びに優れたハイドロフォーム用鋼管素材熱延鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管を提供することができる。
【実施例】
【００６７】
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｑを真空溶製して鋳造したのち、鍛造により４０ｍｍ厚の鋼片とした。これらの鋼片に表２に示す条件の熱間圧延および調質圧延を施して、板厚が２．０ｍｍ、板幅が３００ｍｍの熱延鋼板とした。
【００６８】
このようにして得られた熱延鋼板について、表面性状（赤スケール面積率）、金属組織（フェライト平均粒径、フェライト面積率）、機械特性を求めた。
表面性状は、鋼板の長さの１５％にあたる圧延方向の両端部と、鋼板の板幅の１０％にあたる幅方向の両端部とを除く領域、すなわち、長さが鋼板の圧延方向の７０％で幅が鋼板の幅方向の８０％である領域を測定範囲として赤スケール面積率を求めることにより評価した。なお、島状スケール疵は、酸洗前の鋼板表面に存在する赤スケールが酸洗により除去されて出現する凹凸疵であるから、酸洗前の鋼板表面に存在する赤スケールと酸洗後の鋼板表面に存在する島状スケール疵とは、位置および面積率がほぼ一致する。したがって、酸洗前の鋼板の赤スケール面積率を調査することによって、酸洗後の鋼板の島状スケール疵の面積率とすることができる。
【００６９】
金属組織は、圧延方向と平行な板厚断面を鏡面研磨した試料をナイタール液で腐食し、走査電子顕微鏡を用いて１０００〜２０００倍の倍率で観察することにより、フェライト平均粒径とフェライト粒径とを求めることにより評価した。フェライト平均粒径は、板厚方向１／４深さ位置の任意の３視野における平均粒径を切片法により各々求め、それらを１．１３倍して球相当直径として算術平均した値とした。フェライト面積率は、上記３視野の各々において点算法にて測定した値の算術平均値とした。
【００７０】
機械特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定されている５号引張試験片を切り出して、室温で引張速度１０ｍｍ／分の引張試験を行うことにより、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ＵＥｌ）を求めた。
【００７１】
また、上記熱延鋼板を、酸洗、切断した後、圧延方向が管軸方向となるように鋼板を管状に丸め、Ａｒガス雰囲気下で端面を突合せ溶接することによって、肉厚：２．０ｍｍ、直径６０ｍｍ、長さ５００ｍｍの鋼管とした。
【００７２】
このようにして得られた鋼管について、表面性状（島状スケール疵面積率）および機械特性を求めた。
表面性状は、鋼管における面積率については、鋼管の全表面における島状スケール疵面積率を測定した。
【００７３】
機械特性は、引張試験、ハイドロフォーム成形試験および穴拡げ試験により評価した。
引張試験は、前述の鋼管の溶接部を管周方向の０°位置とした場合の９０°位置もしくは２７０°位置における部位からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定の１２Ｂ号試験片を採取し、室温で引張速度５ｍｍ／分の引張試験により引張強度、均一伸びおよび全伸びを測定した。
【００７４】
ハイドロフォーム成形試験は、図１（ａ）に示すハイドロフォーム成形試験機１の上金型２および下金型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内に膨出させた。そして、図１（ｂ）に示すように鋼管５にバースト部６を生じるまで膨出させ、バースト部６を含む拡管部７の周長を測定し、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。
【００７５】
穴拡げ試験は、鋼管を展開してプレス成形により板状にしたのち、溶接部を外すようにして９０ｍｍ四方の試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１規定の穴拡げ試験により穴拡げ率を測定した。
【００７６】
表３に熱延鋼板および鋼管の表面性状、金属組織および機械特性を示す。
試番１１は、加熱温度が低いために、加熱終了後に未固溶の粗大な（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）炭窒化物が多量に残存する。そのため強度が低く、粗大介在物の影響により延性も低下し、鋼管のＴＨＦ性が低く、引張強度に対する穴拡げ性も低い。
【００７７】
試番１２は、Ｃ含有量が高いために、鋼管のＴＨＦ性が低く、引張強度に対する穴拡げ性も低い。
試番１４は、デスケーリング前の粗バーの表面温度が低いために島状スケール疵が多く鋼管のＴＨＦ性が低い。
【００７８】
試番１５は、粗熱間圧延開始から仕上熱間圧延完了までの時間が長過ぎたため、フェライト粒が粗大になり、介在物も粗大化して、鋼管のＴＨＦ性が低く、引張強度に対する穴拡げ性も低い。
【００７９】
一方、本発明例においては、ＴＳ×限界拡管率で５０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×穴拡げ率で３００００ＭＰａ・％の良好な特性が得られた。
【００８０】
【表１−１】
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【００８１】
【表１−２】
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【００８２】
【表２】
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【００８３】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００８４】
【図１】図１（a）は、ハイドロフォ−ム成形の模式的説明図であり、図１(b)は、ハイドロフォ−ム成形された鋼管の模式的説明図である。
【図１】
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