(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、Ｃ：０．０１〜０．１６％、Ｓｉ：０．００３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含有するとともに、前記Ｎ量のうち０．００３〜０．０１％は固溶状態で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が平均結晶粒径８μｍ以下のフェライト相を有していることを特徴とするハイドロフォーム用鋼管。
【請求項２】
請求項１において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％の１種または２種を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％およびＭｏ：０．１〜１．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管。
【請求項４】
鋼組織が、フェライト単相またはフェライトとパーライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうちの少なくとも１種の第２相とからなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のハイドロフォーム用鋼管。
【請求項５】
鋼組成が、Ｃ：０．０１〜０．１６％、Ｓｉ：０．００３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含有するとともに、前記Ｎ量のうち０．００３〜０．０１％は固溶状態で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が平均結晶粒径８μｍ以下のフェライト相を有していることを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【請求項６】
請求項５において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％の１種または２種を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【請求項７】
請求項５または６において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％およびＭｏ：０．１〜１．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【請求項８】
鋼組織が、フェライト単相またはフェライトとパーライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうちの少なくとも１種の第２相とからなることを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載のハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【請求項９】
Ｃ：０．０１〜０．１６％、Ｓｉ：０．００３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含み、必要により、下記Ａ群および／またはＢ群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱して、熱間粗圧延し、続いて、最終パス圧下率を１０％以上かつ仕上げ圧延終了温度を（Ａｒ３変態点＋１００℃）〜（Ａｒ３変態点＋１０℃）として熱間仕上げ圧延し、圧延終了後０．５秒以内に５０℃／秒以上の速度で冷却し、６００〜３５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材の製造方法。
記
Ａ群・・・Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％
Ｂ群・・・Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％およびＭｏ：０．１〜１．５％
【請求項１０】
Ｃ：０．０１〜０．１６％、Ｓｉ：０．００３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含み、必要により、下記Ａ群および／またはＢ群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱して、熱間粗圧延し、続いて、最終パス圧下率を１０％以上かつ仕上げ圧延終了温度を（Ａｒ３変態点＋１００℃）〜（Ａｒ３変態点＋１０℃）として熱間仕上げ圧延し、圧延終了後０．５秒以内に５０℃／秒以上の速度で冷却し、６００〜３５０℃の温度範囲で巻き取って、得られた熱延素材を電気抵抗溶接により造管することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の製造方法。
記
Ａ群・・・Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％
Ｂ群・・・Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％およびＭｏ：０．１〜１．５％
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車の構造部材や足回り部材などの使途に好適な鋼管において、とくにハイドロフォームにおける加工性に優れ、加工後の焼付硬化性を有するハイドロフォーム用の鋼管とこの鋼管に用いる熱延素材ならびにそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の構造部材として用いられる、種々の断面形状をもつ中空部材を製造するには、従来から、プレス加工によって成形した部品同士をその溶接代であるフランジ部でスポット溶接することによって接合する方法が採用されてきた。
このようにして製造される自動車用の構造部材には、衝突時の安全性を確保する上から、衝撃吸収能が必要であり、最近、その素材である鋼板に高強度化が求められるようになってきた。しかし、鋼板の高強度化は、一方で、プレス成形性の劣化をもたらすこととなり、成形後の割れ、しわなどの欠陥や成形品の形状・寸法精度の低下をもたらすので大きな問題となっている。
【０００３】
ところで、最近、上述したこれら自動車用の構造部材を製造する方法として、液圧により鋼管（通常は、電縫鋼管）を型に馴染ませるように成形するハイドロフォームと呼ばれる成形方法が注目されている。この方法は、複雑な形状の部材を一体成形することが可能であるという大きな利点を有している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ハイドロフォームは開発途上にある成形方法であることもあって、ハイドロフォーム用に適した材料は未だ提案されていないのが実情である。ハイドロフォーム用材料、なかでも自動車の構造部材に用いるためのハイドロフォーム用鋼管には、成形性がよくて成形後の形状・寸法精度が良好であること、また成形した部材が高い衝撃吸収能を具えていることといった特性が必要となる。
そこで、この発明は、上述した従来技術が抱えていた問題に応えるため、ハイドロフォームに適した鋼管（通常は、電縫鋼管）と鋼管用素材としての熱延鋼板についての新たな技術を提案するものである。そして、この発明は、ハイドロフォーム時の成形性に優れるとともに、ハイドロフォーム後の部材では大きな衝撃吸収能が得られる、鋼管と鋼管用熱延素材ならびにそれらの製造方法を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、ハイドロフォームにおいては成形部材の全面に均一な歪みが加わること、また部材に加工して自動車に組み立てる際には塗装焼付が必須であることに着目して、鋭意研究を重ねた。その結果、ハイドロフォームに使用される鋼管は、フェライト粒の平均結晶粒径および固溶状態のＮ量をはじめとする鋼成分を適正に制御することが重要であることを知見し、本発明を完成するに至った。その要旨構成は次のとおりである。
【０００６】
(1)鋼組成が、
Ｃ：0.01〜0.16％、  Si：0.003 〜2.0 ％、
Mn：0.01〜3.0 ％、  Ｐ：0.005 〜0.2 ％、
Al：0.001 〜0.1 ％、Ｎ：0.003 〜0.02％
を含有するとともに、前記Ｎ量のうち0.003 〜0.01％は固溶状態で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が平均結晶粒径８μｍ以下のフェライト相を有していることを特徴とするハイドロフォーム用鋼管。
【０００７】
(2)上記 (1)において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ti：0.001 〜0.10％およびNb：0.001 〜0.10％の１種または２種を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管。
【０００８】
(3)上記 (1)または (2)において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ni：0.1 〜1.5 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％およびMo：0.1 〜1.5 ％の１種または２種以上を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管。
【０００９】
(4)鋼組織が、フェライト単相またはフェライトとパーライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とからなることを特徴とする上記 (1)〜(3) のいずれか１つに記載のハイドロフォーム用鋼管。
【００１０】
（５）鋼組成が、Ｃ：０．０１〜０．１６％、Ｓｉ：０．００３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含有するとともに、前記Ｎ量のうち０．００３〜０．０１％は固溶状態で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が平均結晶粒径８μｍ以下のフェライト相を有していることを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【００１１】
（６）上記（５）において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％の１種または２種を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【００１２】
（７）上記（５）または（６）において、鋼組成が、上記成分のほかに、さらに、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％およびＭｏ：０．１〜１．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【００１３】
（８）鋼組織が、フェライト単相またはフェライトとパーライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とからなることを特徴とする請求項上記（５）〜（７）のいずれか１つに記載のハイドロフォーム用鋼管の熱延素材。
【００１４】
（９）Ｃ：０．０１〜０．１６％、Ｓｉ：０．００３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含み、必要により、下記Ａ群および／またはＢ群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱して、熱間粗圧延し、続いて、最終パス圧下率を１０％以上かつ仕上げ圧延終了温度を（Ａｒ３変態点＋１００℃）〜（Ａｒ３変態点＋１０℃）として熱間仕上げ圧延し、圧延終了後０．５秒以内に５０℃／秒以上の速度で冷却し、６００〜３５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の熱延素材の製造方法。
記
Ａ群・・・Ｔｉ：０．００１〜０．１０％およびＮｂ：０．００１〜０．１０％
Ｂ群・・・Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％およびＭｏ：０．１〜１．５％
【００１５】
(10) Ｃ：0.01〜0.16％、  Si：0.003 〜2.0 ％、
Mn：0.01〜3.0 ％、  Ｐ：0.005 〜0.2 ％、
Al：0.001 〜0.1 ％、Ｎ：0.003 〜0.02％
を含み、必要により、下記Ａ群および／またはＢ群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱して、熱間粗圧延し、続いて、最終パス圧下率を10％以上かつ仕上げ圧延終了温度を（Ａr３変態点＋100 ℃）〜（Ａr３変態点＋10℃）として熱間仕上げ圧延し、圧延終了後0.5
秒以内に50℃／秒以上の速度で冷却し、 600〜350 ℃の温度範囲で巻き取って、得られた熱延素材を電気抵抗溶接により造管することを特徴とするハイドロフォーム用鋼管の製造方法。
記
Ａ群…Ti：0.001 〜0.10％およびNb：0.001 〜0.10％
Ｂ群…Ni：0.1 〜1.5 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％およびMo：0.1 〜1.5 ％
【００１６】
【発明の実施の形態】
先ず、この発明の根拠となった実験事実について述べる。
Ｃ：0.07％、Si：0.12％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.02％、Al：O.015 ％、Ｎ：0.015 ％を主成分とし、固溶状態で存在するＮ（以下、「固溶Ｎ」と略記）の量が５〜100 ppm 、フェライト粒の平均結晶粒径( 以下、「結晶粒径」と略記）が9.0〜11.9μｍの種々の電縫鋼管を準備した。これら電縫鋼管のサイズは外径40ｍｍ、肉厚は1.6 ｍｍとした。ここで、上記固溶Ｎ量および結晶粒径は主に熱間圧延の条件を変えることにより調整した。なお、この実験に先立って、フェライト結晶粒径および固溶Ｎ量を、熱延鋼板と熱延鋼板を溶接したままの電縫鋼管とについて調べたところ、いずれの値とも両者の間には差がなく、どちらの値を用いてもよいことを確認した。
【００１７】
これらの鋼管について、コーナー部の曲率半径が３ｍｍの型を用いてハイドロフォームして、一辺60ｍｍで長さ300 ｍｍの角柱に成形した。ハイドロフォーム後、一部のものにはさらに 170℃× 20 min の熱処理を施した。成形したこれら部材の軸方向に、重さ100 ｋｇの重錘を時速50ｋｍで衝突させ、軸方向の変位と荷重を連続測定した。得られた測定記録から、変位量100 ｍｍまでの荷重を積分して吸収エネルギーとした。こうして求めた、熱処理を施した部材の吸収エネルギーから、未熱処理部材の吸収エネルギーを差し引くことにより、Δ吸収エネルギーを求めた。
その結果、成形部材のコーナー部の曲率半径についてはすべての部材が所定の値を示した。Δ吸収エネルギーと固溶Ｎ量の関係を図１に示す。図１から、フェライト結晶粒径が 6.0〜7.9 μｍの場合には、固溶Ｎ量を30 ppm以上とすることにより著しいΔ吸収エネルギーの上昇がみられる。
【００１８】
次に、上述の鋼について固溶Ｎ量が30〜80 ppm、フェライト結晶粒径が 3.0〜15.0μｍの種々の電縫鋼管を準備した。これら電縫鋼管を、上記方法と同様にして成形および熱処理した。その結果、成形部材のコーナー部の曲率半径についてはすべての部材が所定の値を示した。
重錘の衝突試験で得られた測定記録から求めた△吸収エネルギーとフェライト結晶粒径との関係を図２に示す。図２によれば、フェライト結晶粒径を８μｍ以下とすれば、△吸収エネルギーが著しく上昇するすると言える。
【００１９】
以上の実験結果から、フェライト結晶粒径および固溶Ｎ量が適正範囲にある電縫鋼管を用いてハイドロフォームすれば、形状・精度の良好な成形部材が得られ、ハイドロフォームによる歪み付与後に成形部材を塗装焼付することにより衝撃吸収エネルギーの著しい増加が期待できることが明らかとなった。
すなわち、上記効果を発現させて、ハイドロフォーム部材の衝撃吸収エネギーを効果的に上昇させるには、フェライト結晶粒径を８μｍ以下に細粒化するとともに、0.003 ％以上の固溶Ｎをハイドロフォーム前の電縫鋼管、ひいては熱延鋼板に残存させておくことが必要である。
【００２０】
細粒フェライトと固溶Ｎの組み合わせによりΔ吸収エネギーの増大が得られる理由は必ずしも明らかではないが、以下の如くと考えられる。鋼管の変形時には結晶粒界が可動転位の発生源となる。可動転位を有する鋼板に対して焼付け塗装のような熱処理を施すと、可動転位と固溶Ｎの相互作用により、固溶元素が可動転位周りに凝集して、可動転位を固着し鋼が降伏する際の応力を向上させる。ただし、固溶Ｎがさらに多量になると、強力なコットレル雰囲気の形成、さらには微細なＮ析出物によって、転位を固着するのみならず、Ｎ析出物や固着転位が可動転位の運動の障害となり鋼板の強度を向上させ、成形上の不利を招くようになる。
また、結晶粒径が微細であると、同一歪み量であっても可動転位の分布が高密度かつ均一となり、障害としての固着転位が高密度に分布し、高い強度上昇を示す。このため複合組織鋼のような初期可動転位の高い鋼でなくても引張強度の大きな上昇がみられる。
このような塗装焼付け処理による強度上昇を図った鋼においては、高い歪み速度において変形させた場合にも、Ｎ析出物や固着転位がやはり転位の障害となるために、高速変形時の強度が高くなる。
【００２１】
上述したような、ハイドロフォーム後の歪み時効硬化を効果的に実現するには、フェライト結晶粒径が８μｍ以下で、かつ0.003 ％以上の固溶Ｎが電縫鋼管中に残存していることが必要である。一方、固溶Ｎ量が0.01％を超えて存在すると、常温での時効劣化が大きくなり、降伏点が大きく上昇したり、降伏伸びが顧著になるなど、ハイドロフォームによる成形に耐えられなくなる。したがって、本発明においては、鋼管中の固溶Ｎ量、ひいては熱延鋼板中の固溶Ｎ量は0.003 〜0.01％の範囲とする。
【００２２】
なお、本発明で期待する歪み時効硬化による衝撃吸収エネルギーの増大を効果的に実現するには、ハイドロフォームにおける歪み量を板厚歪において５〜30％、また、塗装焼付温度を100 〜250 ℃の範囲とするのが望ましい。
また、本発明における金属組織は、ハイドロフォームによる成形性の理由からフェライト組織が存在していることが必要である。そして、本発明技術は、フェライト単相のもののほか、フェライトとパーライト、ベーナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上の第２相とからなるものに適用できる。第２相を上記組織とすることで、高価な元素を添加することなく高強度を得るために有利である。ただし、この第２相の体積率が５０％を超えると、ハイドロフォームによる成形性を低下させるので、第２相の体積率は５０％以下とするのがよい。
【００２３】
次に、この発明における鋼成分の限定理由、電縫鋼管、熱延素材の製造方法などについて説明する。
Ｃ：0.01〜0.16％
Ｃは、鋼を強化するうえで重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに組織強化を利用する際には不可欠な元素である。また、歪み時効硬化にも有効な元素である。その含有量が0.01％未満では十分な強度が得られず、一方0.16％を超えて含有すると溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は0.01〜0.16％とする。
【００２４】
Si：0.003 〜2.0 ％
Siは、所望の強度に応じて添加する元素であるが、0.003 ％未満の含有量ではその効果に乏しく、2.0 ％を超えると加工性の劣化を招く。したがって、Si含有量は0.003 〜2.0 ％とする。
【００２５】
Mn：0.01〜3.0 ％
Mnは、熱間における脆化の防止ならびに強度確保のため添加する元素であるが、0.01％未満ではその効果に乏しく、3.0 ％を超えると加工性の劣化を招く。したがって、Mn含有量は0.01〜3.0 ％とする。
【００２６】
Ｐ：0.005 〜0.2 ％
Ｐは、所望の強度に応じて必要量を添加する元素であるが、0.005 ％未満ではその効果に乏しく、0.2 ％を超えると粒界に偏析して粒界割れを引き起こすとともに溶接性の劣化をも招く。したがって、Ｐ含有量は0.005 〜0.2 ％とする。
【００２７】
Al：0.001 〜0.1 ％
Alは、鋼の脱酸に必要な元素であるが、0.001 ％未満ではその効果に乏しく、0.1 ％を超えて多量に添加してもそれ以上の効果は望めないばかりか、表面性状を劣化させる。したがって、Al含有量は0.001 〜0.1 ％とする。
【００２８】
Ｎ：0.003 〜0.02％
Ｎは、前述した固溶Ｎのもととなる極めて重要な元素である。歪み時効硬化特性を向上させるためには、0.003 ％以上の固溶Ｎが熱延鋼板中に残存することが必須であることから、Ｎも0.003 ％以上の含有量が必要である。一方Ｎ量が0.02％を超えると成形性が劣化してしまう。したがって、Ｎ含有量は 0.003〜0.02％とする。
【００２９】
Ti：0.001 〜0.10％、Nb：0.001 〜0.10％
TiおよびNbはいずれも、Ｃ、Ｎ、Ｓとそれぞれ炭化物、窒化物、硫化物を形成して強度および靱性の向上に有効に寄与するが、いずれも含有量が0.001 ％未満では十分な効果が得られず、一方、0.10％を超えて含有すると歪み時効硬化に必要なＣ、Ｎ量を確保できなくなる。したがって、これらの元素の含有量はいずれも 0.001〜0.10％とする。
【００３０】
Ni：0.1 〜1.5 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.1 〜1.5 ％
これらの元素は、固溶強化のみならず、特に組織強化の利用に重要な役割を果たす元素であり、鋼管素材である熱延鋼板を製造する際に、熱間圧延後の冷却過程におけるオーステナイト相を安定化させて、二相組織を得やすくする作用を有している。いずれの元素とも、その添加量が0.1 ％未満では十分な効果が得られず、一方1.5 ％を超えると、成形性および溶接性を劣化させる。したがって、これらの元素の含有量はそれぞれ0.1 〜1.5 ％とする。
【００３１】
上述した成分組成にしたがう鋼を溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法によりスラブとする。スラブ加熱温度については特にこれを限定しないが、鋼管に必要な固溶Ｎを確保するには、加熱段階で窒化物を溶解させる必要があり、一方で、フェライト結晶粒径を８μｍ以下とするためには加熱時のオーステナイト粒径は細かいほど良い。加熱温度はこれらのことを考慮して、1050〜1200℃の温度範囲が好ましい。
【００３２】
加熱されたスラブは粗圧延によりシートバーとした後、圧延終了温度を（Ａr３＋ 100℃）〜（Ａr３＋10℃）の範囲、かつ最終パス（スタンド）を10％以上の圧下率とした条件下で仕上げ圧延する。仕上げ圧延終了温度が、（Ａr３＋100℃）を超えると、熱延後に後述する条件下において冷却をしても固溶Ｎの残存および結晶粒の微細化が達成されず、一方、（Ａr３＋10℃）に満たないと板厚方向における歪みの不均一が大きくなり、８μｍ以下の平均結晶粒径が達成できない。したがって、仕上げ圧延終了温度は（Ａr３＋100 ℃）〜（Ａr３＋10℃）の温度範囲とする。また、最終パス圧下率が10％未満のときには、フェライト変態前の歪みの蓄積が十分でないため、熱延後に後述する条件下において冷却をしても結晶粒の微細化が達成されない。したがって、最終スタンド圧下率は10％以上とする。
【００３３】
仕上げ圧延終了後、0.5 秒以内に50℃／秒以上の冷却速度で冷却する。というのは、歪みが蓄積した状態で過冷度を大きくして、フェライト核を多数発生させることにより、フェライト結晶粒を微細にするためのほか、AlＮの析出温度域で急冷することにより固溶Ｎを効率的に残存させるためである。急冷開始までの時間が0.5 秒を超えたり、冷却速度が50℃／秒に満たないと、フェライト結晶粒径を８μｍ以下の細粒にできなくなり、またＮが析出してしまい歪み時効硬化に必要な固溶Ｎを十分に確保できなくなる。よって、仕上げ圧延終了後には前記条件で冷却を行う必要がある。
【００３４】
引き続く巻取り過程において、巻取り温度が 600℃を超えると、巻取り後の冷却中にＮが析出してしまい、歪み時効硬化に必要な固溶Ｎ量が確保できなくなる。一方、巻取り温度が 350℃未満では、通板性の低下や板形状の悪化を招いて操業上の不具合が生じる。したがって、巻取り温度は 600〜350 ℃の温度範囲とする。
以上の方法で製造した熱延鋼板を素材として電縫鋼管を製造する。電縫鋼管の造管法については、特に規定しないが、例えばＣＢＲ成形法（チャンスフリー張出しロール成形法）のような、加工歪みが小さく、また電縫溶接後は速やかに冷却される方法であることが好ましい。こうして製造された電縫鋼管では、熱延鋼板におけるフェライト結晶粒径および固溶Ｎ量がそのまま引き継がれる。
【００３５】
【実施例】
実施例１
表１に示す化学組成の鋼を転炉にて溶製してスラブとし、これらを1180℃に加熱し、粗圧延を施したのち、表２に示す条件で仕上げ圧延、冷却、巻取りを行い板厚1.6 ｍｍの熱延鋼板とした。熱延鋼板の一部は、常温時効性を調べるために、50℃×400 hrの熱処理を施した。これら熱延ままおよび熱処理後の鋼板から、JIS 13号Ｂ引張試験片を採取して引張特性を測定し、熱延ままからの伸びの低下量を求めた。
次に、これら鋼板を用いてＣＢＲ法により、外径60ｍｍの電縫鋼管に造管した。得られた電縫鋼管の断面を光学顕微鏡観察して鋼組織を同定し、さらに画像解析により結晶粒径を測定した。また、化学分析により鋼管のＮ含有量（全Ｎ量）とAlＮとして存在するＮ量を測定し、その差をもって固溶Ｎ量とした。これらの結果を表２に示す。なお、電縫鋼管の常温時効性は、フェライト結晶粒径および固溶Ｎ量が熱延鋼板と同等であるため、これと同等の特性とみなし、試験を省略した。
【００３６】
上記電縫鋼管を、コーナー部の曲げ半径が３ｍｍの型を用いて、ハイドロフォームを行うことにより、一辺60ｍｍ、長さ300 ｍｍの角柱に成形した。ハイドロフォームにより成形した部材の一部のものには、成形後さらに 170℃×20 minの熱処理を施した。
熱処理を施した部材の壁部よりJIS 13号Ｂ引張試験片を採取し、引張特性を調査した。さらに、これら熱処理前と熱処理後のそれぞれの部材について、軸方向に重さ100 kgの重錘を時速50kmで衝突させ、軸方向の変位および荷重を測定記録した。荷重を変位量100 ｍｍまで積分して吸収エネルギーとした。このようにして求めた、熱処理後の部材の吸収エネルギーから、熱処理前（ハイドロフォームのまま）の部材の吸収エネルギーを差し引くことにより、Δ吸収エネルギーを求めた。得られた結果を表３に示す。
【００３７】
【表１】
0004345161.tif 000002
【００３８】
【表２】
0004345161.tif 000003
【００３９】
【表３】
0004345161.tif 000004
【００４０】
表１〜表３から、本発明にしたがう熱延素材（熱延鋼板）は常温時効による伸びの低下量が1.2 ％以下と小さく、またこの素材を用いて造管したハイドロフォーム用鋼管はΔ吸収エネルギーが1.08ｋＪ以上と高い値をそなえており、衝撃特性に優れている。このようなΔ吸収エネルギーの増大は、ΔＴＳの増加、すなわ塗装焼付での歪み時効硬化量の増加によるものであることも明らかである。
これに対し、フェライト結晶粒径、Ｎ量、固溶Ｎ量のうちの少なくとも１つが本発明範囲を外れた比較例は、歪み時効硬化が少なくてΔ吸収エネルギーが小さいか、常温時効による伸びの低下が大きいかのいずれかの難点を有している。
【００４１】
実施例２
表２中の記号２、５の工程を経て製造された熱延鋼板（発明例）および記号９、11の工程を経て製造された熱延鋼板（比較例）を用いて電縫鋼管を製造し、得られた電縫鋼管をハイドロフォームにより、図３(a) に示す断面形状を有する部材１ (ハイドロフォーム部材１) に成形し、衝撃試験の試験体とした。また、表２中の記号２、５の熱延鋼板および記号９、11の熱延鋼板を用いて、図３(b) に示すように、ハット型にプレス成形した部材２と熱延鋼板３とをスポット溶接により接続したハット型部材４を作製し、衝撃試験の試験体とした。
これらの試験体について、成形後の寸法精度を調べるために、壁部 (ハット型部材においては縦壁部) の曲率を３点ゲージにより測定した。
また、試験体は、衝撃試験に先立って 170℃×20分の熱処理を行った。衝撃試験は試験体の軸方向 (図３においては紙面の法線方向) に重さ100 ｋｇの重錘を時速50ｋｍで衝突させ、その際の潰れ量を測定するとともに、衝突中の軸方向の変位および荷重を測定して、荷重を変位量100 ｍｍまで積分することにより吸収エネルギーを求めた。また、吸収エネルギーを試験体の重量で割ることにより、単位重量当たりの吸収エネルギーを算出した。
寸法精度の調査結果および衝撃試験結果をあわせて表４に示す。
【００４２】
【表４】
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【００４３】
表４から明らかなように、本発明にしたがい製造した鋼管をハイドロフォームにより成形した部材は、高強度のものであっても縦壁部の曲率が極めて小さく、優れた寸法精度を有している。
記号９、11（比較例）を用いた場合には、ハット型部材の方が、フランジ部を有するために、ハイドロフォーム部材よりも潰れ量が小さく吸収エネルギーが大きい。これに対し、記号２、５（発明例）を用いたハイドロフォーム部材は、全面に均一な歪みが導入されるため、ハット型部材よりも時効硬化能が高くなり、つぶれ量が小さく、吸収エネルギーが大きい。記号２、５（発明例）の場合、単位重量当りの吸収エネルギーも大きくなるので、部材の軽量化が可能になる。
【００４４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、常温歪み時効が少なく、ハイドロフォームにおける成形性が優れているので、形状・寸法精度の高い成形部材を製造できる。また、この発明によれば、ハイドロフォームにより成形した部材は衝撃吸収能が高いので、部材の軽量化が可能になる。したがって、本発明は自動車部材の一体成形法を一層推進させ、生産の効率化に大きく寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】△吸収エネルギーと固溶Ｎ量との関係を示したグラフである。
【図２】△吸収エネルギーとフェライト結晶粒径との関係を示したグラフである。
【図３】衝撃試験試験体の形状を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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