(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％、Ｐ：０．００１〜０．２０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０００５〜０．０５％、および、Ａｌ：０．０００１〜０．５０％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上が、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であるフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、
（１）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であること、
（２）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞からなる方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか１つまたは２つ以上が３．０以上であること、
（３）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか一方または両方が３．０以下であること、および、
（４）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であること、
のいずれか１項目または２項目以上を満たし、板厚が０．８ｍｍ以上、引張り強度が３４０ＭＰａ以上の鋼管で、全周中の最小板厚：ｔmin.／ｍｍと、その部分での１／２板厚から表層下２０μｍまでの範囲におけるビッカース硬度の最小値：Ｈｖmin.とが以下の関係を満たすことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
４．０≧（ｔmin.×Ｈｖmin.）÷（ｔ0×Ｈｖ0）≧０．９４
〔ここで、ｔ0およびＨｖ0は、それぞれ、鋼管製品の全周の平均板厚およびビッカース硬度の平均値である。〕
【請求項２】
質量％で、さらに、ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５０％含み、かつ、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５０％含むことを特徴とする請求項１に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５０％含むことを特徴とする請求項１に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項５】
質量％で、さらに、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｈｆ、ＷおよびＭｏの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．５％含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項６】
質量％で、さらに、Ｃａおよび希土類元素の１種または２種を合計で０．０００１〜０．５０％含むことを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項７】
鋼管の特性として、
（１）管長手方向のｎ値が０．１２以上であること、および、
（２）管円周方向のｎ値が０．１２以上であること、
のいずれか１項目または２項目を満たすことを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項８】
鋼管の特性として、管長手方向のｒ値が１．１以上であることを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を製造する製造方法において、母管を造管後、Ａｃ3変態点−５０℃以上Ａｃ3変態点＋２００℃以下に加熱し、６５０〜９００℃で縮径率が１０〜７０％となる縮径加工を行うことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を製造する製造方法において、鋼板のｎ値：ｎsと鋼管のｎ値：ｎpとの関係がｎp÷ｎs≦０．８５となる造管を行った後、Ａｃ3変態点＋２００℃以下５００℃以上に加熱熱処理を行うことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を製造する製造方法において、鋼板のｎ値：ｎsと鋼管のｎ値：ｎpとの関係がｎp÷ｎs＞０．８５となる造管を行うことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接を伴う構造部材、例えば、自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる全周拡管成形性に優れた高強度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いる。高強度化することで板厚減少や衝突時の安全性向上が狙いである。鋼板の高強度化の手法は析出や組織強化が主である。しかしながら、この種の強化方法では、溶接部および溶接熱影響部における強度・加工性を、溶接ままで、母材なみに確保することは困難である。したがって、溶接部の再熱処理や溶接部分を強加工部分からはずすといった付加的処理が施されていた。
【０００３】
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。この様な加工の場合、溶接部の再熱処理や溶接部分の強加工部分からの除外などは極めて困難になり、特に、溶接鋼管の溶接部や溶接部近傍で成形加工時に割れ等が発生してしまうと、基板の成形性がよいのにも関わらず拡管率が低くなってしまう。
【０００４】
鋼管を製造する工程、すなわち、造管または溶接〜熱処理または縮径加工時に生じる板厚の不均一性および硬度の不均一性から、板厚がその付近で薄かったり硬度が低かったりすると、特に、全周拡管のような場合は、その部分で局部的に変形が進行してしまい、基板の材質から期待し得る拡管率等の成形加工性が得られない。一方で、局部的に硬化していると、その近傍で破断し易く、これも拡管率等の成形性が低くなる要因の１つとなる。
【０００５】
さらに、このような不均一部分は、造管工程上、溶接部または溶接部近傍に極めて多く発生することに加えて、特に、ハイドロフォームのような全周拡管等を含む成形加工においては、この種の不均一性は加工に対し敏感に反応することが、今回の発明を達成するにあたって判明した。このため、溶接部および溶接部近傍での材質および形状等を制御することは、ハイドロフォームのような新しい成型法で高い拡管率を得る上において、非常に重要なことである。
【０００６】
従来、溶接部および溶接部近傍の成形加工性の劣化対策については、高強度高Ｃ材の溶接部の著しい硬化対策（例えば、製鉄研究第３０７号（１９８２）ｐ．５６−６３）、複相組織鋼や析出強化型鋼の熱影響部での軟化対策（例えば、特開２０００−８７１７５号公報)、ＩＦ（Interstitial Free）鋼の溶接部および熱影響部での粒粗大化等に対する対策（例えば、特開平０９−２６８３４６号公報)等が講じられてきた。
【０００７】
しかしながら、ハイドロフォームのような新しい成形加工法がこの種の不均一性に極めて敏感であることが、これまで明確でなかったため、溶接部および溶接部近傍で生じやすい材質および形状変動を十分に考慮・制御した技術は、これまでに提案されていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、溶接を伴う構造部材、例えば、自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる全周拡管成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、高強度鋼の溶接管をハイドロフォーム法等の新しい成形法で加工する際、溶接部の再熱処理や溶接部分を強加工部から除外することなどが極めて困難な場合に、鋼管の造管〜溶接〜加熱または熱間縮径加工を考慮して、溶接部を含めた材質変動と板厚変動を同時に限定し、かつ、有効な製造方法を見い出したものである。
【００１０】
そして、この限定および製法により、全周拡管成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法を提供することができる。則ち、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％、Ｐ：０．００１〜０．２０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０００５〜０．０５％、および、Ａｌ：０．０００１〜０．５０％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織の面積率で５０％以上が、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であるフェライトからなり、フェライト粒の結晶粒径が０．１μｍ〜２００μｍの範囲にあり、
（ａ）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であること、
（ｂ）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞からなる方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか１つまたは２つ以上が３．０以上であること、
（ｃ）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか一方または両方が３．０以下であること、および、
（ｄ）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であること、
のいずれか１項目または２項目以上を満たし、板厚が０．８ｍｍ以上、引張り強度が３４０ＭＰａ以上の鋼管で、全周中の最小板厚：ｔmin.／ｍｍと、その部分での１／２板厚から表層下２０μｍまでの範囲におけるビッカース硬度の最小値：Ｈｖmin.とが以下の関係を満たすことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
【００１１】
４．０≧（ｔmin.×Ｈｖmin.）÷（ｔ0×Ｈｖ0）≧０．９４
〔ここで、ｔ0およびＨｖ0は、それぞれ、鋼管製品の全周の平均板厚およびビッカース硬度の平均値である。〕
（２）質量％で、さらに、ＺｒおよびＭｇの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５０％含み、かつ、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５０％含むことを特徴とする上記（１）に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（３）質量％で、さらに、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５０％含むことを特徴とする上記（１）に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（４）質量％で、さらに、Ｂを０．０００１〜０．０１％含むことを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（５）質量％で、さらに、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｈｆ、ＷおよびＭｏの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．５％含むことを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（６）質量％で、さらに、Ｃａおよび希土類元素の１種または２種を合計で０．０００１〜０．５０％含むことを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（７）鋼管の特性として、
（ｘ）管長手方向のｎ値が０．１２以上であること、および、
（ｙ）管円周方向のｎ値が０．１２以上であること、
のいずれか１項目または２項目を満たすことを特徴とする上記（１）乃至（６）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（８）鋼管の特性として、管長手方向のｒ値が１．１以上であることを特徴とする上記（１）乃至（７）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管。
（９）上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を製造する製造方法において、母管を造管後、Ａｃ3変態点−５０℃以上Ａｃ3変態点＋２００℃以下に加熱し、６５０〜９００℃で縮径率が１０〜７０％となる縮径加工を行うことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（１０）上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を製造する製造方法において、鋼板のｎ値：ｎs と鋼管のｎ値：ｎpとの関係がｎp÷ｎs ≦０．８５となる造管を行った後、Ａｃ3変態点＋２００℃以下５００℃以上に加熱熱処理を行うことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（１１）上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を製造する製造方法において、鋼板のｎ値：ｎs と鋼管のｎ値：ｎpとの関係がｎp÷ｎs ＞０．８５となる造管を行うことを特徴とする全周拡管成形性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
板厚：全周の板厚の均一性や溶接時の突き合わせ精度の点から、０．８ｍｍ以上とした。なお、板厚が２０ｍｍ超になると、造管自体が困難となるので、板厚は２０ｍｍ以下とすることが好ましい。
【００１３】
引張り強度：構造材として使用することも想定されるから、引張り強度は３４０ＭＰａ以上とした。引張り強度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、成形加工性を実用レベルで確保しようとすると、引張り強度は、１２００ＭＰａ以下とすることが好ましい。
最小板厚とビッカース硬度の関係：ハイドロフォーム等の加工において、全周の拡管性を確保するため、特に、溶接および溶接部近傍での破断を抑制して基板材質を極力反映させるため、全周中の最小板厚：ｔmin.／ｍｍと、その部分での１／２板厚から表層下２０μｍまでの範囲におけるビッカース硬度の最小値：Ｈｖmin.と、平均板厚：ｔ0 ／ｍｍおよび全周の平均ビッカース硬度：Ｈｖ0 との関係を、
４．０≧（ｔmin.×Ｈｖmin.）÷（ｔ0 ×Ｈｖ0 ）≧０．９４
とした。
【００１４】
ここで、（ｔmin.×Ｈｖmin.）÷（ｔ0 ×Ｈｖ0 ）の値が０．９４未満であると、ハイドロフォームなどの全周拡管成形において、特に、溶接部および溶接部近傍で生じやすい低硬度および／または薄肉部での破断が生じて、拡管率が低くなる。
一方、４．０を超える場合には、特に、高硬度となり、全体としての拡管成形性を確保することができない。
【００１５】
ここで、板厚測定は、鋼管を切断して樹脂に埋め込み、２０〜１００倍の光学顕微鏡または拡大鏡にて測定するものとする。また、ビッカース硬度については、その圧痕が５０μｍ程度となる荷重を選び、最小１５０μｍピッチにて板厚方向に硬度測定をして、最小値を求めるものとする。また、ｔ0 およびＨｖ0 は、基板の板厚および溶接部を０度として、円周方向に±９０度の１／２板厚の平均で代表するものとする。
【００１６】
Ｃ：Ｃは高強度化に有効で、０．０００５質量％以上（以下、「質量」を省略する）の添加とするが、溶接部の硬化、集合組織制御や延性確保の上で過剰添加は好ましいものではなく、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とから、下限を０．００１％とし、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。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは高強度化に有効な元素であるので、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、溶接性の劣化を招くことから、その範囲を０．００１〜０．２０％とした。
【００１８】
Ｓ：Ｓの低減は、介在物の量および大きさを減少する点で重要であり、その観点から、上限を０．０１％とした。一方、極低Ｓ化はコスト的に不利になるので、介在物の無害化に問題のないレベルとして、０．０００１％を下限とした。
Ｎ：Ｎは高強度化に有効であるので、０．０００５％以上の添加とするが、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０．０５％とした。
【００１９】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であり、また、特に、箱焼鈍を行う場合には、成形性向上に寄与するので、０．０００１％以上の添加とする。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て、延性を低下させてしまう上、メッキ性を著しく損なうので、０．５０％を上限とした。
Ｚｒ、Ｍｇ：脱酸元素であるが、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て、延性を低下させてしまう上、メッキ性を著しく損なう。したがって、必要に応じて、これらの１種または２種を合計で０．０００１〜０．５０％添加することとした。
【００２０】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：必要に応じて添加するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、これらの１種または２種以上の合計０．００１％以上の添加で、炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、鋼材を高強度化することができる。特に、Ｎｂは、溶接部や溶接部近傍の熱影響による軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、その合計の含有量が０．５０％を超えた場合には、母相であるフェライト粒内または粒界に、多量の炭化物、窒化物または炭窒化物が析出して、延性が低下することから、添加範囲を、１種または２種以上の合計で０．００１〜０．５０％とした。
【００２１】
Ｂ：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り、０．０００１％以上の添加が必要であるが、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、加工性を低下させることから、その範囲を０．０００１〜０．０１％とした。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｗ、Ｍｏ：Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｈｆ、ＷおよびＭｏは強化元素であり、特に、Ｍｏ、Ｗ、ＴａおよびＨｆは、溶接部や溶接部近傍の熱影響による軟化を防止するのに有効な元素である。それ故、必要に応じて、１種または２種以上を合計で０．００１％以上添加することとした。一方、過剰の添加は、延性低下を招くので、上限を、１種または２種以上の合計で１．５％とした。
【００２２】
Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）：介在物制御に有効な元素で、適量添加は熱間加工性を向上させるが、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、１種または２種以上の合計で０．０００１〜０．５０％の範囲で添加することした。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。
【００２３】
また、本発明は、不可避的不純物として、Ｏ、Ｓｎ、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。
金属組織：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のいずれか１つ、または、これらの２つ以上の組み合わせを含んでいてもよいが、これらの硬質相が面積率で５０％を超えると、延性が著しく劣化する。
【００２４】
また、集合組織を制御するにあたり、結晶粒径を制御することも重要である。特に、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群の強度をより高めるため、主相であるフェライトの粒径を０．１〜２００μｍに制御することが有効であり、特に、１０μｍを超える粒の面積率を高めることが効果的である。
また、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り、２００μｍ超の粒が混在すると｛１１０｝＜１１０＞の強度が低下するので、２００μｍを上限とした。
【００２５】
さらに、平均アスペクト比（長手方向粒長さ／厚み方向粒厚さ）が３を超えたり、０．５未満であると、成形性や延性が低下する傾向にあるので、平均アスペクト比を０．５〜３．０と規定した。
ここで、フェライト粒径やアスペクト比を測定するにあたり、粒界を明確化する必要がある。観察断面を数μmの研磨用ダイヤモンドまたはバフ研磨で仕上げて、炭素量の比較的高い鋼種については、２〜５％ナイタール液を用いて、極低炭素鋼(例えばＩＦ鋼)については、特殊エッチング液：ＳＵＬＣ−Ｇを用いて、それぞれ、フェライト粒界を明確に出現させることとする。
【００２６】
特殊エッチング液は、水１００ｍｌに、ドデシルベンゼンスルホン酸：２〜１０ｇ、蓚酸：０．１〜１ｇ、ピクリン酸：１〜５ｇを溶かした後、６Ｎの塩酸：２〜３ｍｌを加えて作製できる。
これらの手法を用いて得られる組織には、フェライト粒界やそのサブグレインの一部も出現することがある。ここで言うフェライト粒界とは、これらの一部出現したサブグレインのような界面も含めて、上記の試料調整により光学顕微鏡により可視化された界面を指し、粒径およびアスペクト比を測定するものとする。
【００２７】
ここで、フェライト粒径は、１００〜５００倍の光学顕微鏡にて、２０視野以上の画像解析により測定を行い、各粒径について円相当径に換算した値と定義し、アスペクト比もこの画像解析を基に、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＝板厚方向で交わる粒界数/圧延方向と平行で交わる粒界数により求めた値と定義する。
【００２８】
集合組織：下記（１）〜（４）のいずれか１項目または２項目以上を満足させることは、鋼管の成形性をより高めるための条件である。
（１）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であること、
（２）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞からなる方位群のＸ線ランダム強度比、および、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか１つまたは２つ以上が３．０以上であること、
（３）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均、および、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか一方または両方が３．０以下であること、および、
（４）少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であること。
【００２９】
これらの集合組織を上記のように制御することは、全周拡管に限らず、ハイドロフォーム成形におけるいろいろな成形モードで加工を行う上で重要で、上記項目のいずれも、最も効果的な特性値である。
板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求めることとし、例えば、少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜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、鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０以上のいずれか一方または両方であるとした。
【００３０】
また、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比については、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群のうち、｛１１１｝＜１１０＞をその相加平均から削除しても本発明の効果を失効ない場合がある。すなわち、少なくとも｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞からなる方位群のＸ線ランダム平均強度比、および、｛１１０｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比のいずれか１つまたは２つ以上が３．０以上であれば、本発明で意図する高い全周拡管成形性等を達成することが可能である。
【００３１】
また、少なくとも鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が３．０を超え、または、鋼板１／２板厚での板面の｛１００｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０を超えると、本発明の目的とする、特に、ハイドロフォームにおける拡管率等が１．２程度以下にまで低くなるので、それぞれを３．０以下とした。
【００３２】
さらに、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞および｛５５４｝＜２２５＞の方位群のＸ線ランダム強度比の平均が２．０未満、または、鋼板１／２板厚での板面の｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比が３．０未満であると、やはり、ハイドロフォームにおける拡管率が低くなる傾向にあるので、それぞれ、２．０以上および３．０以上の集積度を確保することとした。
【００３３】
そして、本発明においては、前記（１）〜（４）の項目のうち、少なくとも１項目以上を満たすこととし、ハイドロフォーム成形時の加工性を確保するものとした。
ここで、上記の各方位のＸ線ランダム強度比は、板厚中心位置での板面においてＸ線回折を行い、ランダム結晶に対する各方位の強度比を求めたものである。
【００３４】
上記方位群に含まれる主な方位について説明する。
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞および｛１１１｝＜１１０＞である。
【００３５】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜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よい。中でも、｛１１０｝＜１１０＞は重要であり、この方位のＸ線ランダム強度比が３．０以上であることが、特に望ましい。
【００３６】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１０｝＜１１０＞、｛６６１｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛３３１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞、｛３３２｝＜１１０＞、｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞である。
また、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。
【００３７】
また、｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群に含まれる主な方位は、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１１｝＜１１２＞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｝の各極点図のうちの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。
【００３８】
例えば、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群において、後者の方法で各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求める場合には、３次元集合組織のφ2 =４５度断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］、（４４３）［１−１０］、（５５４）［１−１０］および（１１１）［１−１０］の強度で代表できる。
【００３９】
また、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群において、後者の方法で各結晶方位のＸ線ランダム強度比を求める場合には、３次元集合組織のφ2 =４５度断面における（１１０）［１−１０］、（６６１）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（３３１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］、（３３２）［１−１０］、（４４３）［１−１０］および（５５４）［１−１０］の強度で代表でき、同じく、｛１００｝＜１１０＞〜｛２２３｝＜１１０＞の方位群においては、（００１）［１−１０］、（１１６｝［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］および（２２３）［１−１０］の強度で、また｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群においては、（１１１）[１-１０］および（１１１）［−１−１２］の強度で、それぞれ、代表できる。
【００４０】
また、｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞の方位群について、上記方位のすべての強度が得られない場合には、（１１０）［１−１０］、（４４１）［１−１０］、（２２１）［１−１０］および（１１１）［１−１０］の方位の強度の相加平均で代替してもよい。
さらに、｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群についても、上記方位のすべての強度が得られない場合には、（１１０）［１−１０］、（４４１）［１−１０］および（２２１）［１−１０］の方位の強度の相加平均で代替してもよい。
【００４１】
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従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°乃至１０°程度ずれる場合も有り得る。
【００４２】
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、極力低歪みで試験片の加工行うものとし、加える歪み量の上限を１０％とした。このようにして得た板状の試料においては、機械研磨によって所定の板厚まで減厚した後、化学研磨など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。
【００４３】
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。また、偏析帯が認められない場合においても、板厚１／２の板面以外の板面、例えば３／８〜５／８で、本発明で規定する集合組織が得られてもよい。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。
【００４４】
本発明の集合組織は、上述のとおり、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。
【００４５】
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法でＸ線用試料を採取したとき、板面に垂直な結晶方位が＜ｈｋｌ＞で、鋼管の長手方向が＜ｕｖｗ＞であることを意味する。
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。
【００４６】
＜１００＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：１５以下、＜３３２＞：１５以下、＜２２１＞：２０．０以下、＜１１０＞：３０．０以下。
また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：１０以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００４７】
ｎ値：ハイドロフォームでは、ある程度等方的に加工が加えられる場合もあり、管の長手方向および／または周方向において所定のｎ値を確保する必要があるので、それぞれ０．１２を下限とした。ｎ値の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる。
ｎ値は、ＪＩＳの引張り試験法において、歪み量５％〜１０％または３％〜８％で得られる値と定義する。ｎ値は小型短冊状試験片、ＪＩＳ１１号管状試験片またはＪＩＳ１２号弧状試験片を用いる引張り試験によって測定する。
【００４８】
ｒ値：ハイドロフォームでは、軸押しをして材料を流入させる加工もあり、そのような部位の加工性を確保するため、管長手方向のｒ値の下限を１．１とした。
ｒ値の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる。
ｒ値は、ＪＩＳの引張り試験法において、歪み量１０または５％で得られる値と定義する。ｒ値の評価は、小型短冊状試験片、ＪＩＳ１１号管状試験片またはＪＩＳ１２号弧状試験片を用いる引張り試験によって行えばよい。なお、試験片はシーム部以外から採取することが望ましい。
【００４９】
ＪＩＳ１２号弧状試験片に歪みゲージを装着してｒ値を測定するのが、最も信頼性の高い評価方法である。なぜなら、ＪＩＳ１１号管状試験片やＪＩＳ１２号弧状試験片は、試験片形状が板材とは異なるため形状の影響でｒ値が低くなってしまうことがあるからである。ＪＩＳ１２号弧状試験片を用いる際には、試験片の弧と同様の形状を有するチャックを用いて引張試験を行うことが必要である。
【００５０】
さらに、本発明の鋼管を製造するにあたっては、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、何ら本発明の効果を阻害するものではない。
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＋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、さらには、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、何ら本発明の効果を阻害するものではない。
【００５１】
すなわち、造管用の鋼板、そして、熱延板、冷延板または冷延焼鈍板を用いることができる。さらに、鋼管製造にあたっては、電縫溶接、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ができる。
本発明において規定した製造条件について説明する。
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−５０℃以上とし、粒の粗大化を防止するため、加熱温度をＡｃ3 ＋２００℃以下と規定する。
【００５２】
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６５０℃以上とし、粒の粗大化防止のために、９００℃以下と限定する。
縮径率：７０％を超えると、延性劣化や表面性状の劣化、さらに、縮径時の破断が、特に懸念されるので、上限を７０％に限定する。縮径率の下限は、集合組織の形成を助長するために、１０％とする。縮径率とは、母管の外径で製品の外径を除して１から差し引いた値とし、加工により縮径した量を意味する。
【００５３】
造管後熱処理と、鋼板のｎ値；ｎs および鋼管のｎ値；ｎp との関係：全周の硬さ分布をより均一なものとするため、ｎp ÷ｎs ≦０．８５となる造管を行い、十分な歪みを加えた後、Ａｃ3 変態点＋２００℃以下５００℃以上に加熱熱処理を行うことで、全周拡管成形性を向上させる。ｎp ÷ｎs ＞０．８５では、造管時の歪みが不十分であり、その後の熱処理により延性回復が不均一になってしまうので、ｎp ÷ｎs ≦０．８５とした。また、加熱温度がＡｃ3 変態点＋２００℃より高いと、酸化による表面性状劣化や粒が粗大化してしまい、５００℃より低いとｎ値が低下する。
【００５４】
上記の温度範囲での加熱熱処理の時間は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、均質化のためには、１０秒以上とすることが好ましく、一方、酸化スケール形成を抑制するためには、１２０分以下とすることが好ましい。
一方、ｎp ÷ｎs ＞０．８５では、造管時の歪みが小さく、熱間での加工熱処理を施さなくとも、拡管率は縮径加工や熱処理したもの比べてやや低めなものの、造管ままで比較的良好な全周拡管率を得ることができるので、コスト面等の観点から、造管ままでの使用を指向する場合において、ｎp ÷ｎs ＞０．８５とした。
【００５５】
これらの溶接鋼管製造においては、溶接部と溶接熱影響部に対して、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施してもよい。この熱処理により、コストは高くなるものの、本発明の効果はさらに高まることとなる。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、オンラインまたはオフラインで施行できる。
【００５６】
また、縮径時または縮径前に均質化熱処理を施しても、何ら本発明の効果を阻害しない。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く、特に、表層の集合組織を本発明で規定する集合組織となして、板厚全面に｛１１１｝＜１１０＞および／または｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞への集積度を高めた成形加工性の優れた鋼管を製造でき、本発明の効果を助長する。
【００５７】
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く、特に、表層の集合組織を本発明で規定する集合組織となして、板厚全面に｛１１１｝＜１１０＞および／または｛１１０｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１０＞への集積度を高め、｛１１０｝＜１１０＞への集積を適度に抑制して、ハイドロフォーム等における種々の成形モードにおいて良好な加工性を示す高強度鋼管を製造でき、本発明の効果を助長する。
【００５８】
【実施例】
表１および表２（表１の続き）に示す成分組成の各鋼を、実験室規模で溶製して１２００℃に加熱後、熱間圧延し、各鋼の成分組成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℃）において２．２および７ｍｍ厚さで熱間圧延を終了し、この熱延板を造管用の元板および冷間圧延用の素板としてそれぞれ用いた。また、一部の熱延板については、さらに、冷延後焼鈍して２．２ｍｍ厚さの冷延焼鈍板とした。
【００５９】
その後、外径１０８ｍｍおよび６３．５ｍｍの鋼管に、冷間で、ＴＩＧ、レーザーまたは電縫溶接を用いて造管した。その後、外径１０８ｍｍの鋼管については、Ａｃ3 変態点〜Ａｃ3 変態点＋２００℃に加熱して、９００〜６５０℃で外径７５〜２５ｍｍに縮径して、高強度鋼管を作製した。
また、外径が６３．５ｍｍの鋼管については、造管後、Ａｃ3 ＋２００℃以下５００℃以上で熱処理を施すか、または、造管ままで高強度鋼管とした。ハイドロフォーム成形は、３０ｂａｒ／ｍｍおよび１００ｂａｒ／ｍｍの全周拡管条件で行い、最大拡管率を求めて、これをハイドロフォーム成形性（ＨＦ性）の１指標として評価した。
【００６０】
Ｘ線解析は、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。また、Ｘ線の相対強度は、ランダム結晶と対比することで求めた。
長手方向および周方向のｎ値およびｒ値は、弧状または短冊状試験片をそれぞれ採取して、ｎ値は、歪み量５％〜１０％または３％〜８％で、ｒ値は、歪み量１０％または５％で、それぞれ求めた。
【００６１】
表３に示すように、（ｔmin.×Ｈｖmin.）÷（ｔ0 ×Ｈｖ0 ）≧０．９４を満たす発明鋼は、最大拡管率が１．２５を超える良好なＨＦ性を示す。
一方、（ｔmin.×Ｈｖmin.）÷（ｔ0 ×Ｈｖ0 ）＜０．９４の場合には、低い拡管率となってしまう。また、高Ｃ高ＰのＣＡ、高Ｚｒ＋ＭｇのＣＢ、高ＮｂのＣＣ、高Ｂ高ＲｅｍのＣＤ、高Ｃｒ＋ＭｏのＣＥは、電縫溶接造管時、溶接性に劣るため、造管不可となった。
【００６２】
【表１】
0004276370.tif 000002
【００６３】
【表２】
0004276370.tif 000003
【００６４】
【表３】
0004276370.tif 000004
【００６５】
表４に、各鋼のフェライトの平均粒径、面積率、アスペクト比、ｎ値、ｒ値および０．１〜２００μｍの粒の占める割合、および、各集合組織の方位群または方位のＸ線ランダム強度比を示す。本発明のビッカース硬度に係る条件に加えて、Ｘ線ランダム強度比に係る条件を同時に満たすものは、いずれのＨＦ（ハイドロフォーム）条件においても、１．３以上の高い拡管率を示し、より良好なＨＦ性を持つことが判る。
【００６６】
表５に、各鋼の管周方向ｎ値、および、管長手方向ｎ値およびｒ値を示す。本発明のビッカース硬度に係る条件に加えて、ｎ値に係る条件またはｒ値に係る条件を同時満たすものは、より高い拡管率を示すことが判る。
表６に、Ａ、Ｂ、ＪおよびＫ鋼の縮径加工条件と、ＨＦにおける拡管率を示す。加熱温度、縮径加工終了温度および縮径率が最適範囲にあるものは、良好な、材質特性（ｎ値およびｒ値）と、良好な拡管率を示していることが判る。
【００６７】
表７に、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪの造管後熱処理条件と、ＨＦにおける拡管率を示す。熱処理の処理時間は１〜６０分とした。熱処理温度、ｎp ÷ｎs の関係が最適範囲にあるものは、良好な拡管率を示していることが判る。
【００６８】
【表４】
0004276370.tif 000005
【００６９】
【表５】
0004276370.tif 000006
【００７０】
【表６】
0004276370.tif 000007
【００７１】
【表７】
0004276370.tif 000008
【００７２】
【発明の効果】
本発明により、溶接を伴う構造部材、例えば、自動車の足廻り、メンバーなどに用いられる全周拡管成形性に優れた高強度鋼管を得ることができる。