(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C:0.0005 〜0.30％、Si:0.001〜2.0 ％、Mn:0.01 〜3.0 ％、Al:0.0001〜0.5 ％、およびN:0.0001 〜0.03％、を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼管であって、鋼管長手方向から０°〜±２５°において３°〜７°毎に測定したｒ値に関し、ｒ値の平均が１．５以上、および、ｒ値の最低値が１．０以上であり、ｒ値の分布の標準偏差が平均ｒ値の±５０％以内にあり、体積率で50％以上のフェライトを含み、各フェライト粒径が0.1 〜200 μｍであり、フェライト粒径の分布の標準偏差が平均粒径の±40％以内にあり、フェライト粒の平均アスペクト比( 長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ) が0.5 〜3.0 であることを特徴とする成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
【請求項２】
前記鋼管が、更に、質量％で、P:0.001〜0.20％を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
【請求項３】
前記鋼管が、更に、質量％で、Ti:0.001〜0.5 ％、Zr:0.001〜0.5 ％、Hf:0.001〜2.0 ％、Cr:0.001〜1.5 ％、Mo:0.001〜1.5 ％、W:0.001〜1.5 ％、V:0.001〜0.50％、Nb:0.001〜0.5 ％、Ta:0.001〜2.0 ％、および、Co:0.001〜1.5 ％、のうち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に記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
【請求項４】
前記鋼管が、更に、質量％で、B:0.0001 〜0.01％、Ni:0.001〜1.5 ％、および、Cu:0.001〜1.5 ％、のうち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１〜３の何れか１項に記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
【請求項５】
前記鋼管が、更に、質量％で、Ca:0.0001 〜0.5 ％、Mg:0.0001 〜0.5 ％、および、Rem:0.0001〜0.5 ％、のうち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１〜４の何れか１項に記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
【請求項６】
請求項１〜５の何れか１項に記載のハイドロフォーム用鋼管を製造するに当たり、熱延板または冷延板を基板として母管を造管した後、Ａｃ3変態点以上（Ac3+200)℃以下に加熱し、その後、少なくとも、（Ar3 ＋５０）℃以下７００℃以上で、２０％以上の縮径加工を施し、熱間での縮径加工を７００℃以上で終了することを特徴とする成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管の製造方法。
【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、自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる鋼材で、ハイドロフォームに用いられる成形性の優れた鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板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。また、最近では、複雑な形状の部位について、高強度鋼の素鋼板または鋼管から、ハイドロフォーム法を用いて成形加工する試みが行われている。これは、自動車の軽量化や低コスト化のニーズに伴い、部品数の減少や溶接フランジ箇所の削減などを狙ったものである。このように、ハイドロフォーム（特開平１０−１７５０２６号公報参照）などの新しい成形加工方法が実際に採用されれば、コストの削減や設計の自由度が拡大されるなどの大きなメリットが期待される。
【０００３】
このようなハイドロフォーム成形のメリットを充分に生かすためには、これらの新しい成形法に適した材料が必要となる。例えば、第５０回塑性加工連合講演大会（１９９９、４４７頁）では、ハイドロフォーム成形に及ぼすｒ値の影響が示された。しかし、ここでは、シミュレーションによる解析が主で、実際の材料と１対１で対応するものではない。また、特開平10-175027 号報においては、ハイドロフォーム用素材として鋼管の長手方向および周方向のｒ値の大小関係を規定することで、ハイドロフォームにおけるＴ字成形高さの向上を図っている。
【０００４】
しかしながら、このような単純なＴ字成形においては、長手方向および周方向のｒ値の大小関係で改善できるが、実部品では、このような単純なＴ字成形だけではなく、あらゆる加工モードでのハイドロフォーム成形が行われると考えられ、既存の発明の要項では、不十分な場合が少なくない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、ハイドロフォーム成形に適した材料開発は、実用レベルではほとんど行われておらず、既存の高ｒ値鋼板や高延性鋼板が、ハイドロフォーム成形に使用されつつある。
本発明は、材料の特性値を限定して、成形性に優れたハイドロフォーム用鋼管を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、成形性に優れた材料のｒ値の分布を規定することで、多くの変形モードでの成形性に優れたハイドロフォーム用鋼管およびその製造方法を提供するものである。
即ち、本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、C:0.0005 〜0.30％、Si:0.001〜2.0 ％、Mn:0.01 〜3.0 ％、Al:0.001〜0.5 ％、およびN:0.0001 〜0.03％、を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼管であって、鋼管長手方向から０°〜±２５°において３°〜７°毎に測定したｒ値に関し、ｒ値の平均が１．５以上、および、ｒ値の最低値が１．０以上であり、ｒ値の分布の標準偏差が平均ｒ値の±５０％以内にあり、体積率で50％以上のフェライトを含み、各フェライト粒径が0.1 〜200 μｍであり、フェライト粒径の分布の標準偏差が平均粒径の±40％以内にあり、フェライト粒の平均アスペクト比( 長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ) が0.5 〜3.0 であることを特徴とする成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
（２）前記鋼管が、更に、質量％で、P:0.001〜0.20％を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
（３）前記鋼管が、更に、質量％で、Ti:0.001〜0.5 ％、Zr:0.001〜0.5 ％、Hf:0.001〜2.0 ％、Cr:0.001〜1.5 ％、Mo:0.001〜1.5 ％、W:0.001 〜1.5 ％、V:0.001 〜0.50％、Nb:0.001〜0.5 ％、Ta:0.001〜2.0 ％、および、Co:0.001〜1.5 ％、のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
（４）前記鋼管が、更に、質量％で、B:0.0001〜0.01％、Ni:0.001〜1.5 ％、および、Cu:0.001〜1.5 ％、のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載の成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管。
（５）前記鋼管が、更に、質量％で、Ca:0.0001 〜0.5 ％、Mg:0.0001〜0.5 ％、および、Rem:0.0001〜0.5 ％、のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れかに記載の成形性に優れたハイドロフォーム用鋼管。
（６）（１）〜（５）の何れかに記載のハイドロフォーム用鋼管を製造するに当たり、熱延板または冷延板を基板として母管を造管した後、Ａｃ3 変態点以上（Ac3+200)℃以下に加熱し、その後、少なくとも、（Ar3 点＋５０）℃以下７００℃以上で、２０％以上の縮径加工を施し、熱間での縮径加工を７００℃以上で終了することを特徴とする成形性の優れたハイドロフォーム用鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
鋼管長手方向のｒ値：例えば、第５０回塑性加工連合講演大会（１９９９，４４７頁）においては、ハイドロフォーム成形におけるＴ字成形高さに及ぼすｒ値の影響が示された。また、特開平１０−１７５０２７号報には、管軸方向とそれに垂直な方向との大小関係が、Ｔ字成形高さを高めるうえにおいて重要であることが示されている。ここにあるような、ハイドロフォームの基本成形様式の１つであるＴ字成形では、管軸方向のｒ値が重要である。
【０００８】
しかし、前者は、シミュレーションをベースにしていて、後者は、Ｔ字成形のみをハイドロフォーム性（評価指標）としているので、いずれにおいても、多くの変形モードに対応した良好な成形性を得ることができていない。
実際の部品の成形加工には、このような基本成形モードのみならず、周方向や長手方向から何度かずれた方向へも、加工度の高い成形加工が行われる場合が多い。このような場合には、全方向での成形性の向上が望まれるが、概ね、鋼管長手方向から０°〜±２５°におけるｒ値の平均を高めることが、種々のハイドロフォーム加工に適していることを見い出した。
【０００９】
即ち、種々の押し込み量および内圧にて、ハイドロフォーム成形を挫屈またはバーストするまで行い、最大拡管率、および、破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管における長手方向歪み：εφと周方向歪み：εθの比ρ；εφ／εθが、−０．９、−０．７、および、−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる拡管率を求めて、ハイドロフォーム成形性の指標とした。
【００１０】
その結果、鋼管長手方向から０°〜±２５°におけるｒ値の平均が１．５以上、および／または、鋼管長手方向から０°〜±２５°におけるｒ値の最低値が１．０以上である場合には、いずれの条件でも、拡管率にして１．２５以上を確保できることを見い出し、前記（１）の発明をなすに至った。
更に、好ましくは、鋼管長手方向から０°〜±２５°におけるｒ値の平均が２．０以上、および／または、鋼管長手方向から０°〜±２５°におけるｒ値の最高値が３．０以上である場合には、いずれの条件でも、拡管率にして１．３５以上を確保できることも見い出した。
【００１１】
ここでいう各方向のｒ値は、３°〜７°毎に測定して、平均値や、最高・最小値として求めるものとする。３°未満毎での測定は、試験片作成上困難であり、７°超毎であると、ｒ値の最大値・最小値を精度高く測定できない懸念がある。それ故、ｒ値は、３°〜７°毎に測定する。更に、前記（１）の発明において規定するように、鋼管長手方向から０°〜±２５°のｒ値の分布の標準偏差が平均ｒ値の±５０％以内の範囲で、より高い拡管率が得られる。
【００１２】
結晶粒径：前記（１）の発明で規定するように、ｒ値分布を制御するにあたり、フェライト結晶粒径を制御することが重要である。特に、鋼管長手方向０°〜±２５°の平均ｒ値をより高めるためには、主相であるフェライトの粒径を、０．１〜２００μｍに制御することが必要である。０．１μｍ未満の再結晶粒を工業的に作製することは困難であるので、０．１μｍを下限とした。一方、２００μｍ超の粒が混在すると、ｒ値分布が乱れてしまうので、２００μｍを上限とした。
【００１３】
ここで、フェライト粒径は、JIS Ｇ０５５２に準拠した切断法で求めるものとした。
更には、フェライト粒径の標準偏差とフェライト粒のアスペクト比を限定して、ｒ値分布を良好なものとするようにした。これらの値は、１００〜１０００倍の光学顕微鏡にて、２０視野以上の観察を行い、各粒径については、円相当径を画像解析により求めて標準偏差を算出した。
【００１４】
また、前記（１）の発明で規定するアスペクト比については、圧延方向と平行な線分と同じ長さの垂直方向の線分とに交わる各フェライト粒界の数の比により、アスペクト比＝（垂直方向の線分と交わるフェライト粒界の数）／（圧延方向と平行な線分と交わるフェライト粒界の数）により求めた。標準偏差が平均粒径の±４０％を超えたり、アスペクト比が３．０を超えたり、また、アスペクト比が０．５未満では、ｒ値分布が、本発明で規定する範囲を逸脱することとなり、ハイドロフォーム成形性が劣化する傾向にある。それ故、フェライト粒の標準偏差を、平均粒径の±４０％以内と規定し、また、フェライト粒の平均アスペクト比を０．５〜３．０と規定した。
【００１５】
次に成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは高強度化に有効な元素であり、０．０００５％以上の添加を必要とする。一方、ｒ値分布を制御する上で、多量添加は好ましいものではないので、上限を０．３０％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは強化元素であり、また、脱酸元素でもある。これらの効果を得るためには、０．００１％以上の添加が必要であるので、下限を０．００１％とした。一方、過剰添加は、メッキのぬれ性や加工性の劣化を招くので、上限を２．０％とした。
【００１６】
Ｍｎ：Ｍｎは高強度化に有効な元素である。この効果を得るには、０．０１％以上の添加が必要であるので、下限を０．０１％とした。一方、過剰添加は延性の低下を招くので、上限を３．０％とした。
Ｐ：Ｐは高強度化に有効な元素であるが、溶接性や鋳片の耐置き割れ性の劣化や、疲労特性、靱性の劣化を招くので、その添加量範囲を０．００１〜０．２０％とした。
【００１７】
Ｎ：Ｎは高強度化に有効な元素であり、０．０００１％以上の添加を必要とするが、一方、溶接欠陥制御の点で、多量添加は好ましいものではないので、上限を０．０３％とした。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＣｏ：必要に応じて添加するＮｂ、ＴｉおよびＶは、０．００１％の添加で炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成して鋼材を高強度化するが、添加量が０．５％を超えると、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が析出して、延性を低下させる。それ故、それぞれの添加量範囲を、０．００１〜０．５％とした。
【００１８】
Ｚｒは、脱酸元素である。このため、０．０００１％以上を添加するが、過剰添加は、酸化物、硫化物や窒化物の多量晶出・析出を招き、清浄度を劣化させ、延性を低下させてしまう上、更に、過剰添加は、メッキ性を著しく損なう。それ故、添加量範囲を、０．００１〜０．５％とした。
ＨｆおよびＴａは、それぞれ、０．００１％以上の添加で炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成して鋼材を高強度化するが、それぞれ、2.0 ％を超えると、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が析出して、延性を低下させる。それ故、それぞれの添加量範囲を、０．００１〜2.0 ％とした。
【００１９】
Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＣｏは強化元素であり、必要に応じて、それぞれ、０．００１％以上添加する。一方、過剰の添加は、延性低下を招くので、それぞれの上限を１．５％とした。
Ｂ、ＮｉおよびＣｕ：必要に応じて添加するＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効であるが、その添加量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性も低下させる。それ故、添加量範囲を、０．０００１〜０．０１％とした。
【００２０】
ＮｉおよびＣｕは強化元素であり、必要に応じて、それぞれ０．００１％以上添加する。一方、過剰の添加は、延性低下を招くので、それぞれの上限を１．５％とした。
Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素（Ｒｅｍ）：ＡｌおよびＭｇは脱酸元素である。また、Ａｌは、特に、箱焼鈍を行う場合に、成形性の向上に寄与する。一方、過剰添加は、酸化物、硫化物や窒化物の多量晶出・析出を招き、清浄度を劣化させ、延性を低下させてしまう上、過剰添加は、メッキ性を著しく損なう。それ故、必要に応じて、それぞれの添加量範囲を０．０００１〜０．５０％とした。
【００２１】
また、Ｃａおよび希土類元素（Ｒｅｍ）は、介在物制御に有効な元素であり、適量添加は熱間加工性を向上させるが、一方、過剰の添加は、逆に、熱間脆化を助長させるので、必要に応じて、それぞれの添加量範囲を０．０００１〜０．５％とした。ここで、希土類元素とは、Ｙ、Ｓｒおよびランタノイド系の元素を指し、工業的には、これらの混合物であるミッシュメタルとして添加することがコスト的に有利である。
【００２２】
また、本発明の鋼管は、不可避的不純物として、Ｏ、Ｓｎ、Ｓ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂなどを、それぞれ、０．０１％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。次に、前記（６）の発明について説明する。
加熱温度：溶接部の成形性向上のために、縮径前の加熱温度を、Ａｃ3 変態点以上とし、粒の粗大化を防止するため、加熱温度を、（Ac3+200)℃以下と規定した。
【００２３】
縮径加工温度：縮径後の歪み硬化を回復させるために、縮径時の加工温度を７００℃以上と規定し、また、粒の粗大化を防止するために、（Ar3 ＋５０）℃以下と規定する。また、縮径加工率は、鋼管長手方向の０〜±２５°のｒ値を高めるため２０％以上とした。また、縮径率は高いほど、鋼管長手方向の０〜±２５°のｒ値の最大値を高めるのに有効であるが、鋼管長手方向の引張量が大きくなると、縮径時に破断してしまうので、縮径率は２００％以下が望ましい。
【００２４】
縮径率は、（元管の外径−製品管の外径）／元管の外径と定義する。更に、本発明の鋼管の組織は、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の組織を含んでもよい。更に、製造するにあたって、高炉、転炉、電炉による溶製に続き、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、そのまま熱間圧延するなどの製造方法を組み合わせて製造しても、本発明の効果を何ら阻害するものではない。
【００２５】
また、１０５０〜１３００℃に鋼塊を加熱して、熱間圧延をＡｒ3 変態点−１０℃以上Ａｒ3 変態点十１２０℃未満で行うことや、熱延時に潤滑圧延を施すこと、熱延板の巻き取り処理を７５０℃以下で行うこと、更には、冷間圧延を施すこと、その後に箱焼鈍または連続焼鈍にて焼鈍を行うこと、などの造管前の鋼板の製造方法を組み合わせて製造しても、本発明の効果を何ら阻害するものではない。
【００２６】
即ち、造管用の鋼板は熱延板、冷延板または冷延焼鈍板を用いることができる。
更に、鋼管製造にあたっては、電縫溶接、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーサー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法等を用いることができる。
これらの溶接鋼管製造において、溶接熱影響部には、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よく、本発明の効果をさらに高めることができる。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。
【００２７】
また、縮径または縮径前に、均質化熱処を施しても、本発明の効果を何ら阻害しない。また、縮径時に潤滑を施すことは、ｒ値の向上を通しての成形性の向上の点で望ましく、特に、表層の集合組織制御の点で好ましく、本発明の効果を助長するものである。
【００２８】
【実施例】
表１および表２（表１の続き）に示す成分の各鋼を、溶製して１２００℃に加熱後、熱間圧延して各鋼の成分と冷却速度で決まるＡｒ3 変態点−１０℃以上Ａｒ3 変態点＋１２０℃未満（概ね９００℃）で熱間圧延を終了して、２．２mm厚の熱延板、および、一部鋼種については、６mm厚の熱延板を作製した。6mm 材は、その後、冷延・焼鈍を経て、２．２mm厚の冷延焼鈍板とした。その後、外径２０５〜８９mmに、冷間で、ＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した後、Ａｃ3 変態点以上Ａｃ3 変態点＋２００℃以下に加熱して、（Ａｒ3 ＋５０）℃以下７００℃以上で、外径６３．５mmに縮径して、高強度鋼管を作製した。
【００２９】
ハイドロフォーム成形は、種々の押し込み量および内圧にて、ハイドロフォーム成形を挫屈またはバーストするまで行い、最大拡管率、および、破断部近傍もしくは最大板厚減少部分の管における長手方向歪み：εφと周方向歪み：εθの比ρ；εφ／εθが、−０．９、−０．７、および、−０．５（板厚は減少するためマイナスとなる）になる最大拡管率を求めて、これを、ハイドロフォーム成形性の指標として評価した。
【００３０】
また、鋼管長手方向から０°〜±２５°のｒ値は、５°毎に弧状短冊試料を切り出して、プレスして平板とした後、JIS13 号を作製して、均一伸びが１７％以上のものは１５％で、１２〜１７％のものは１０％で、１２％以下のものは７％の時点で、それぞれ求めた。
【００３１】
【表１】
0004406154.tif 000002
【００３２】
【表２】
0004406154.tif 000003
【００３３】
表３に各鋼の鋼管長手方向から０°〜±２５°の５°毎のｒ値を示す。また、表４（表３の続き）に、表３で示すｒ値の平均値、管の長手方向歪み：εφと周方向歪み：εθの比ρ；εφ／εθが、−０．９、−０．７、および、−０．５になる最大拡管率を示す。発明鋼であるＡ〜Ｒは、各角度でのｒ値が良好な値を示し、いずれのρにおいても、１．３以上の拡管率を示す。
【００３４】
一方、成分が本発明の範囲から外れているＳ〜Ｗでは、拡管率が低い値となるか、または、造管時の溶接性に問題があることが判る。
表５にフェライトの体積率、各フェライト粒径、フェライトの平均粒径、その標準偏差、アスペクト比と拡管率の関係を示す。アスペクト比が１に近い値をとり、標準偏差が平均粒径の４０％の範囲に入るものほど拡管率は高くなる傾向にある。また、その標準偏差およびアスペクト比共に前記（４）または（５）の発明で規定する範囲を外れるものは、拡管率がいずれも低い。
【００３５】
表６に加熱温度、（Ａｒ3 ＋５０）℃以下７００℃以上での縮径加工率および縮径加工終了温度と拡管率の関係を示す。加熱温度がAc3 点以上（Ac3+200)℃以下で、（Ａｒ3 ＋５０）℃以下７００℃以上での縮径加工率が２０％以上で、かつ、縮径終了温度が７００℃以上の場合に、良好な拡管率が得られている。
【００３６】
【表３】
0004406154.tif 000004
【００３７】
【表４】
0004406154.tif 000005
【００３８】
【表５】
0004406154.tif 000006
【００３９】
【表６】
0004406154.tif 000007
【００４０】
【発明の効果】
本発明により、成形性に優れたハイドロフォーム用鋼管を得ることができる。