(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｐ：０．１％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管で、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と一様伸びＵ．ＥＬ（％）の関係が
ＴＳ＋６０Ｕ．ＥＬ＞１３００
を満たし、管軸方向のｒ値が１．５以上であり、かつ鋼管板厚１／２での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、および鋼管板厚１／２での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方または両方の集合組織を有し、かつ、鋼管板厚１／２での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および鋼管板厚１／２での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の何れか一方または両方が３．０以下の集合組織を有することを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【請求項２】
前記鋼管の集合組織が、鋼管板厚１／２での板面の｛１００｝＜１００＞のＸ線ランダム強度比が１以上８以下の集合組織を有することを特徴とする請求項１記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【請求項３】
前記鋼管が、質量％で、更にＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｇの一種または二種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１または２記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【請求項４】
前記鋼管が、質量％で、更に、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で０．００１〜３．０％含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【請求項５】
前記鋼管が、質量％で、更にＢが０．００１〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１〜４の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
【請求項６】
請求項１〜５の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造において、請求項１〜５の何れかの項に記載の成分を有する母管を造管後、９５０℃以上、１３５０℃以下の温度に加熱後、縮径加工後の鋼管の板厚変化が−３０％〜＋２０％になるように、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋２００℃の温度領域で縮径率２５％以上の縮径加工を行い、該縮径加工を終了することを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜５の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造において、請求項１〜５の何れかの項に記載の成分を有する母管を造管後、９５０℃以上、１３５０℃以下の温度に加熱後、縮径加工後の鋼管の板厚変化が−３０％〜＋２０％になるように、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋２００℃の温度領域で縮径率２５％以上の縮径加工を行い、引き続きＡｒ3 変態点以下で縮径率２〜２０％の縮径加工後、７６５℃以上、Ａｒ3 変態点以下で縮径加工を終了することを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
【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、メンバー等に用いられる鋼管とその製造方法に関し、特に、ハイドロフォーミング法にて成形したこれら用途に適した鋼管と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おり、これにより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材については、高強度鋼の鋼管をハイドロフォーミング法（特開平１０−１７５０２７号公報参照）によっ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のニーズに伴う部品数の減少や溶接フランジ箇所の削減を狙ったものである。このように、ハイドロフォームなどの新しい成形加工方法が実際に使用されることで、コスト低減や設計の自由度が拡大される等の大きなメリットが期待できる。このハイドロフォーム成形のメリットを十分に生かすためには、この新しい成形方法に適した材料が必要となる。本発明者らは、既に特願２０００−５２５７４号により集合組織を制御した成形性に優れた鋼管について提案している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
このような状況において、ハイドロフォーム成形に対しては、これまで以上に高強度の鋼管への要求が高まり、しかもより高い成形性が要求されることは必至と考えられる。本発明は、より一層成形性に優れ、しかも低コストの鋼管とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、ハイドロフォーム等の成形性に優れた材料の集合組織およびその制御方法を見いだし、これら制御方法の条件を特定することで新たなハイドロフォーム成形性に優れた鋼管とその製造方法を提案するもので、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｐ：０．１％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管で、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と一様伸びＵ．ＥＬ（％）の関係が
ＴＳ＋６０Ｕ．ＥＬ＞１３００
を満たし、管軸方向のｒ値が１．５以上であり、かつ鋼管板厚１／２での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０以上、および鋼管板厚１／２での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上の何れか一方または両方の集合組織を有し、かつ、鋼管板厚１／２での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および鋼管板厚１／２での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の何れか一方または両方が３．０以下の集合組織を有することを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
（２）前記鋼管の集合組織が、鋼管板厚１／２での板面の｛１００｝＜１００＞のＸ線ランダム強度比が１以上８以下の集合組織を有することを特徴とする上記（１）記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
（３）前記鋼管が、質量％で、更にＴｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｇの一種または二種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
（４）前記鋼管が、質量％で、更に、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で０．００１〜３．０％含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
（５）前記鋼管が、質量％で、更にＢが０．００１〜０．０１％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管。
（６）上記（１）〜（５）の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造において、上記（１）〜（５）の何れかの項に記載の成分を有する母管を造管後、９５０℃以上、１３５０℃以下の温度に加熱後、縮径加工後の鋼管の板厚変化が−３０％〜＋２０％になるように、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋２００℃の温度領域で縮径率２５％以上の縮径加工を行い、該縮径加工を終了することを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
（７）上記（１）〜（５）の何れかの項に記載のハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造において、上記（１）〜（５）の何れかの項に記載の成分を有する母管を造管後、９５０℃以上、１３５０℃以下の温度に加熱後、縮径加工後の鋼管の板厚変化が−３０％〜＋２０％になるように、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋２００℃の温度領域で縮径率２５％以上の縮径加工を行い、引き続きＡｒ3 変態点以下で縮径率２〜２０％の縮径加工後、７６５℃以上、Ａｒ3 変態点以下で縮径加工を終了することを特徴とするハイドロフォーム成形性に優れた鋼管の製造方法。
【０００５】
【発明の実施の形態】
ハイドロフォームをはじめとしたこれまでにない厳しい加工に耐えうる鋼管に必要な材質のひとつに一様伸びがある。一般に、一様伸びは引張強度の上昇に伴い低下する。今後予想される厳しい加工に耐えうる成形性に優れた鋼管として、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と一様伸びＵ．ＥＬ（％）との関係は、ＴＳ＋６０Ｕ．ＥＬ＞１３００を満たすことが必要である。
【０００６】
このような制約下で、たとえば枝張り成型のような絞り加工が支配的となる加工において良好であるためには、ｒ値が高いことが重要となる。ｒ値向上は集合組織形成の工夫によって達成される。発明者らは、鋼管の縮径加工によって鋼管の管軸方向ｒ値を高めることが出来る知見を新たに見出し、一様伸びが高くかつ管軸方向のｒ値が高い鋼管及び製造方法について明らかにした。
【０００７】
以下に、本発明を詳細に説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００５％以上の添加とするが、集合組織を制御する上では過度の添加は好ましいものではなく、上限を０．５０％とする。０．００１〜０．３％がより好ましく、０．００２〜０．２％がさらに好ましい範囲である。
【０００８】
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れば良いが、過剰の添加はメッキのぬれ性や加工性の劣化を招くばかりか良好な集合組織形成を阻害するので、上限を２．０％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのは製鋼技術上困難なためである。
Ｍｎ：高強度化に有効な元素であるため下限を０．０１％とした。また、Ｍｎは変態中のバリアント選択に好ましい影響を与え、集合組織を改善する効果を有するので、０．５％以上の添加が好ましい。一方で過剰の添加は延性の低下を招くため、上限を３．０％とした。
【０００９】
鋼板の１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞の方位群および｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比：ハイドロフォーム成形等を行う上で最も重要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞の方位群での平均が２．０以上とした。
【００１０】
この方位群に含まれる主な方位は｛１１０｝＜１１０＞，｛６６１｝＜１１０＞，｛４４１｝＜１１０＞，｛３３１｝＜１１０＞，｛２２１｝＜１１０＞である。これらは深絞り冷延鋼板を素材として電縫溶接などによって単に鋼管にしたのでは得られない結晶方位群である。
また本発明では、高ｒ値冷延鋼板の代表的な結晶方位である｛１１１｝＜１１２＞や｛５５４｝＜２２５＞はほとんどなく、これらはいずれも２．０以下、さらに好ましくは１．０未満である。これらの各方位のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝極点図よりベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝，｛１００｝，｛２１１｝，｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００１１】
たとえば、後者の方法によって各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めるには、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における（１１０）［１−１０］，（６６１）［１−１０］，（４４１）［１−１０］，（３３１）［１−１０］，（２２１）［１−１０］の強度で代表させる。
なお、本発明の集合組織は通常の場合、φ２＝４５°断面において上記の方位群の範囲内に最高強度を有し、この方位群から離れるにしたがって徐々に強度レベルが低下するが、Ｘ線の測定精度の問題や鋼管製造時の軸周りのねじれの問題、Ｘ線試料作製の精度の問題などを考慮すると、最高強度を示す方位がこれらの方位群から±５°ないし１０°程度ずれる場合も有りうる。
【００１２】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞方位群の平均Ｘ線ランダム強度比とは、上記の各方位のＸ線ランダム強度比の相加平均である。上記方位のすべての強度が得られない場合には｛１１０｝＜１１０＞，｛４４１｝＜１１０＞，｛２２１｝＜１１０＞の方位の相加平均で代替しても良い。中でも、｛１１０｝＜１１０＞は重要であり、本発明ではこの方位のＸ線ランダム強度比が３．０以上である。また、成形困難な場合には上記方位群の平均強度比が４．０以上でかつ｛１１０｝＜１１０＞の強度比が８．０以上であることが望ましい。
【００１３】
さらに｛００１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞は、いずれもその強度が２．０以下でなくてはならない。これらは軸方向のｒ値を低下せしめる方位だからである。好ましくは１．０以下である。その他の方位、例えば｛１１６｝＜１１０＞，｛１１４｝＜１１０＞，｛１１３｝＜１１０＞，｛２２３｝＜１１０＞などの強度は特に限定しないが、これらも軸方向のｒ値を低下させるので、それぞれ２．０以下であることが好ましい。
【００１４】
さらに、｛１１０｝＜１１０＞をより先鋭に発達させるため、１０００℃以上の高温加熱を行いγ域で高縮径加工した場合、変態後の集合組織は｛１００｝＜１００＞の方位が同時に発達することが新たに知見された。｛１００｝＜１００＞の方位は成形後の形状保存に良好であるが、過度に大きいとｒ値低下を招く。
従って、Ｘ線ランダム強度比は１以上８以下とした。
【００１５】
｛００１｝＜１１０＞，｛１１６｝＜１１０＞，｛１１４｝＜１１０＞，｛１１３｝＜１１０＞，｛１１２｝＜１１０＞，｛２２３｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比とは、３次元集合組織のφ２＝４５°断面における、（００１）［１−１０］，（１１６）［１−１０］，（１１４）［１−１０］，（１１３）［１−１０］，（１１２）［１−１０］，（２２３）［１−１０］で代表させれば良い。
【００１６】
鋼管のＸ線回折を行う場合には、鋼管より弧状試験片を切り出し、これをプレスして平板としＸ線解析を行う。また、弧状試験片から平板とするときは、試験片加工による結晶回転の影響を避けるため極力低歪みで行うものとし、加工により導入される歪み量の上限を１０％以下で行うこととした。
このようにして得られた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歪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、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で偏析帯のない場所について測定すればよい。さらにＸ線測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ法やＥＣＰ法により測定しても差し支えない。
【００１７】
本発明の集合組織は、上述の通り板厚中心または板厚中心近傍の面におけるＸ線測定結果により規定されるが、中心付近以外の板厚においても同様の集合組織を有することが好ましい。しかしながら鋼管の外側表面〜板厚１／４程度までは、後述する縮径加工によるせん断変形に起因して集合組織が変化し、上記の集合組織の要件を満たさない場合もあり得る。
【００１８】
本発明の集合組織に関する特徴は、通常の逆極点図や正極点図だけでは表すことができないが、例えば鋼管の半径方向の方位を表す逆極点図を板厚の中心付近に関して測定した場合、各方位のＸ線ランダム強度比は以下のようになることが好ましい。
＜１００＞：１．５以下、＜４１１＞：１．５以下、＜２１１＞：１．５以下、＜１１１＞：５以下、＜３３２＞：１０以下、＜２２１＞：３０．０以下、＜１１０＞：５０．０以下。
【００１９】
また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：１５以上、＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
鋼管のｒ値は、集合組織の変化によって種々変化するが、少なくとも軸方向のｒ値は１．５以上となる。製造条件によっては軸方向のｒ値が３．５を超える場合もある。ｒ値の異方性については特に限定するものではないが、本発明では軸方向のｒ値が円周方向や半径方向のｒ値よりも常に大きい。なお、例えば高ｒ値冷延鋼板を単に電縫溶接により鋼管とした場合、板取りによっては軸方向のｒ値が１．７以上となる場合がある。しかしながら、本発明は既述の集合組織を有し、同時にｒ値が１．５以上である点において、そのような鋼管とは明瞭に区別されるものである。
【００２０】
ｒ値の評価は、ＪＩＳ１１号管状試験片またはＪＩＳ１２号弧状試験片によって行えば良い。そのときの歪量は伸び率１５％で評価するが、均一伸びが１５％未満のときには、均一伸びの範囲内の歪量で評価する。なお、試験片はシーム部以外から試料を採取することが望ましい。なお、鋼管を板状に巻き戻してＪＩＳ１３号板状引張試験片とすると、弧状試験片よりもｒ値が大きくなる傾向にあるので、板状試験片で評価する場合には、ｒ値は１．９以上となる。
【００２１】
本発明においては、上述した成分に加え、以下の成分を添加することができる。
Ａｌ，Ｚｒ，Ｍｇ：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、めっき性を損なう。したがって、必要に応じてこれらの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５０％とする。
【００２２】
Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｐ：必要に応じて添加する。Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂは、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加工性を向上することができるばかりでなく、集合組織形成にも好ましいので、０．００１％以上添加する。その合計が０．５％を超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０．００１〜０．５質量％とした。より好ましくは０．０１〜０．０８％である。Ｐも高強度化に有効な元素であるので０．４％以下添加する。０．４％を超えて添加すると熱間圧延や縮径加工時に欠陥が発生したり、成形性が劣化するので０．４％を上限とする。
【００２３】
Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏ：これらは強化元素であり、必要に応じてこれらの１種又は２種以上の合計で０．００１％以上添加する。また、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、３．０％以下とした。
Ｂ：Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、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ことから、０．０００１〜０．０１％とした。
【００２４】
さらに製造にあたっては、高炉、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く、目的とする仕上げ温度を具現化するのに適切な温度であれば良い。
【００２５】
熱延の仕上げ温度は通常のγ単相域のほかα＋γ２相域やα単相域、α＋パーライト、α＋セメンタイトのいずれの温度域で行っても良い。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も再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。熱延後の冷却速度や巻き取り温度は特に限定するものではない。熱間圧延後は酸洗することが望ましい。さらにスキンパス圧延や５０％以下の圧下率の冷間圧延を施しても良い。
【００２６】
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工できる。
【００２７】
鋼管を縮径加工する前の加熱温度および続く縮径加工の条件は、本発明において重要である。本発明は以下のような新知見に立脚するものである。
すなわち、鋼管をγ域まで加熱後、引き続きγ域で縮径加工するわけであるが、縮径加工に基づく応力あるいは歪み状態下で加工したγから変態させると、ハイドロフォーム成形に良好な｛１１０｝＜１１０＞近傍の集合組織が顕著に発達することを見出した。
【００２８】
加熱温度についてはγ粒径を大きくすることが集合組織形成に影響を及ぼすので、Ａｃ３点＋８０℃以上にする必要がある。なお、加熱温度の下限は実施例に基づいて、９５０℃以上とする。ただし鋼管の表面性状を考慮すると、最大１３５０℃となる。γ域での縮径加工は縮径率が２５％以上となるように行う。２０％未満では集合組織がγ域で発達しないため、最終的に好ましいｒ値や集合組織を得ることが困難となる。γ域で縮径率３０％以上とするのが好ましく、５０％以上がより一層望ましい。なお、この場合の縮径率とは｛（縮径加工前の母管の直径−γ域での縮径完了後の鋼管の直径）／縮径加工前の母管の直径）｝×１００（％）で定義される。
【００２９】
さらにＡｒ３点以上Ａｒ３点＋２００℃の温度域で、縮径率２５％以上の縮径加工を行うことが望ましい。すなわち縮径という応力ないし歪み状態下でγを加工し、再結晶＋加工集合組織を大きく発達させ、その後の変態で目的とする集合組織形成すなわち｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞方位群、特に｛１１０｝＜１１０＞の先鋭な発達に必須だからである。
【００３０】
上記縮径加工に引き続き、Ａｒ３点以下で縮径加工するとさらに目的とする集合組織はさらに発達する。Ａｒ３点以下の温度域でフェライト組織を若干出すことでγにより大きな歪みが集中し、γ集合組織が発達する。その結果、変態後の目的とする集合組織はより一層発達する。その効果を発揮させるためには、Ａｒ３点以下の縮径率は２％以上必要である。ただし過度に縮径加工すると一様伸びが大きく低下するので、Ａｒ３点以下の縮径加工は２０％以下とする。なお、この場合、縮径加工の終了温度の下限は、実施例に基づいて、７６５℃以上とする。
【００３１】
このようにして製造された鋼管の全縮径率は２９％以上でなくてはならない。
全縮径率が２９％未満では集合組織の発達が十分ではない。好ましくは５０％以上である。全縮径率は下式で定義される。
｛（縮径加工後前の母管の直径−縮径完了後の鋼管の直径）
／縮径加工前の母管の直径）｝×１００（％）。
【００３２】
母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率は、＋１５％〜−３０％とすることが好ましい。板厚減少率は｛（縮径加工完了後の鋼管の板厚−縮径加工前の母管の板厚）／縮径加工前の母管の板厚）｝×１００（％）で定義される。なお、鋼管の直径は鋼管の外形を測定する。目的とする｛１１０｝＜１１０＞〜｛２２１｝＜１１０＞方位群、特に｛１１０｝＜１１０＞方位の集合組織を発達させるためには、縮径加工中に板厚が減少する方がより効果的である。板厚が増加するようになると、集合組織形成が弱くなり、１５％以下の増加に押さえなければならない。また、生産性を考慮すると減少率は３０％程度までであり、これらから、板厚変化は、−３０％〜＋１５％が望ましい。
【００３３】
縮径加工は、複数のロールを組み合わせて多段パスのラインを通板することによって行っても良いし、ダイスを用いて引き抜いて行っても良い。また、縮径時に潤滑を施すことは成形性向上の点で望ましい。
本発明に係る鋼管は、延性を確保するためフェライトを面積率で５０％以上含有することが好ましいが、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良い。
【００３４】
フェライト粒径は、Ａｒ３変態点近傍で加工すると混粒となり、その粒径は０．５μｍから５００μｍとなる。平均粒径が１０μｍ以下となると、一様伸びあるいはｎ値が大きく低下することから、平均粒径は１０μｍ以上が望ましい。
【００３５】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を溶製して１２５０℃に加熱後、表１に示す仕上げ温度で熱間圧延して巻き取った。酸洗に引き続き電縫溶接により直径１００〜２００mmに造管した後、所定の温度に加熱して、縮径加工を行った。
得られた鋼管の加工性の評価は以下の方法で行った。
【００３６】
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。Ｘ線測定は、縮径前の母管および縮径後の鋼管から弧状試験片を切り出し、プレスして平板として行った。（１１０），（２００），（２１１），（３１０）極点図を測定し、これらを用いて級数展開法により３次元集合組織を計算し、φ２＝４５°断面における各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めた。
【００３７】
表２、表３には、縮径加工の諸条件と縮径加工後の鋼管の特性を示す。
本発明例ではいずれも良好な集合組織とｒ値を有し、ハイドロフォーム成形時の最大拡管率も高いのに対して、本発明外の例では集合組織、ｒ値が好ましくなく、最大拡管率も低い。
【００３８】
【表１】
0004567907.tif 000002
【００３９】
【表２】
0004567907.tif 000003
【００４０】
【表３】
0004567907.tif 000004
【００４１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明による鋼管は、特に軸押し力の働くハイドロフォーム成形性に極めて優れており、ハイドロフォーム成形時の自動車用部品の製造効率を向上させることができる。また、本発明は高強度鋼管にも適用できるため部品の板厚を低減させることが可能となる。