JP3887155B2 - 成形性に優れた鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【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、メンバーなどに用いられる鋼管およびその製造方法に関するものである。特にハイドロフォーム成形（特開平10-175027号公報参照）の用途に好適であり、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。本発明の鋼管は、表面処理をしないものと、防錆のために溶融めっき、電気めっきなどの表面処理を施したものの両方を含む。めっきの種類は、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金、Ａｌなどである。本発明によれば、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り、本発明は、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
【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。鋼板を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、高強度鋼の鋼管を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、ハイドロフォーム成形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す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。本発明者らは、特願2000-52574号により、縮径加工により集合組織を制御した成形性に優れた鋼管に係る発明について出願している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
良好なｒ値を得るためには、α＋γ域またはα域における縮径加工が有効であるが、通常の鋼では、わずかに縮径加工温度が低くなると、加工組織が残存して、ｎ値が低下するという問題が生ずる。また、高強度化のためＴｉやＮｂを添加すると、この傾向はより顕著となる。ハイドロフォーム成形を用いて、高強度部品や難成形部品を製造する際には、鋼管の成形性が従来以上に問題となってくることは間違いない。本発明はより一層成形性の良好な鋼管およびそれを安定的に製造する方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００７％以下、Ｖ：０．２％以下、の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３）
（２）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．５％以下の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３）
（３）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００７％以下、Ｖ：０．２％以下の１種又は２種以上、及び、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．５％以下の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３）
【０００６】
（４）更に、鋼管の長手方向におけるｒ値が１．０以上、かつ、少なくとも１／２板厚における｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．０以上で、｛１１１｝＜１１２＞のＸ線ランダム強度比が１．５以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の成形性に優れた鋼管。
（５）前記（１）〜（４）の何れかに記載の鋼管にめっきを施したことを特徴とする成形性に優れた鋼管。
（６）前記（１）〜（５）の何れかに記載の鋼管を製造するに当たり、母管を縮径加工するに際して、８５０℃以上に加熱し、Ａｒ3点未満〜７５０℃以上の温度範囲での縮径率が２０％以上となるように縮径加工を行い、７５０℃以上で縮径加工を完了することを特徴とする成形性に優れた鋼管の製造方法。
（７）前記縮径加工において、母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が＋５〜−３０％となる縮径加工を施すことを特徴とする前記（６）に記載の成形性に優れた鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。まず前記（１）〜（３）の発明に用いる鋼の成分限定理由及び（１）式〜（３）式について説明する。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００１％以上の添加とするが、過度に添加すると成形性が劣化するため上限を０．３０％とする。０．００１〜０．１５％が好ましく、０．００１〜０．０５％がさらに好ましい範囲である。
【０００８】
Ｓｉ：本発明において重要な元素である。すなわち、γ→α変態温度を上昇させ、α＋γ２相温度域を拡大するので、縮径加工の最適温度域が高温側にシフトする。そのため、縮径加工完了時に十分に再結晶が進行し、良好な成形性を得ることが可能となる。このような効果はＳｉだけでなくＡｌやＰにも認められる。Ｓｉは、安価に機械的強度を高める元素でもあるので、その添加量は、要求される強度レベルや、Ａｌ及びＰとのバランスを考慮して添加すればよいが、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２．５％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。０．３〜１．２％が好ましい範囲である。
【０００９】
Ｍｎ：高強度化に有効な元素であるため下限を０．０１％とした。Ｓに起因する熱間割れを防止する目的から、Ｍｎ／Ｓ≧１５となるように添加することが好ましい。しかし、過剰の添加はγ→α変態温度を低くしたり、延性の低下を招いたりするため、上限を２．５％とする。０．０５〜０．５０％がより好ましい範囲である。
【００１０】
Ｐ：Ｓｉと同様に重要な元素である。すなわち、γ→α変態温度を上昇させ、α＋γ２相温度域を拡大する効果を有する。また、高強度化に有効な元素でもある。その添加量は、要求される強度レベルや、ＳｉやＡｌとのバランスを考慮して添加すればよいが、０．２０％超を添加すると、熱間圧延や縮径加工時に欠陥が発生したり、成形性が劣化したりするので、０．２０％を上限とする。また、０．００５％未満とするには、製鋼コストが高くなるので、０．００５％を下限とする。０．０２〜０．１２％がより好ましい範囲である。
【００１１】
Ｓ：不純物であり含有量は低いほど好ましく、熱間割れを防止するために、０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ａｌ：Ｓｉ、Ｐと同様に重要な元素である。すなわち、γ→α変態温度を上昇させ、α＋γ２相温度域を拡大する効果を有する。また、Ａｌは機械的強度をほとんど変化させないので、比較的強度が低く成形性の優れた鋼管を得るのに有効な元素でもある。その添加量は、要求される強度レベルや、ＳｉやＰとのバランスを考慮して添加すればよいが、２．５％超を添加すると、めっき濡れ性が劣化したり、合金化反応の進行が著しく抑制されるので、２．５％を上限とする。また、脱酸元素として０．０１％は必要であるので、０．０１％を下限とする。０．１〜１．５％がより好ましい範囲である。
【００１２】
Ｎ：不純物であり含有量は低いほど好ましい。加工性を劣化させるので、上限を０．０１％とする。０．００５％以下がより好ましい範囲である。
Ｏ：あまり多いと加工性を劣化させるので、上限を０．０１％とする。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ０．００５％以上の添加で機械的強度を高くすることが可能であるので、必要とする強度レベルに応じて添加する。しかし、それぞれの添加量が０．２％を超えると、γ→α変態点が極端に低下して縮径加工後に加工組織が残存し、ｎ値が低下するので、いずれも０．２％を上限とする。好ましくは０．１％以下とする。Ｂも０．０００５％以上の添加で、組織を微細化して強度を上昇させたり、粒界強度を高めたりするので、必要に応じて添加する。しかし、０．００７％を超えると、γ→α変態点が極端に低下して縮径加工後に加工組織が残存し、ｎ値が低下するので、０．００７％を上限とする。０．００５％がより好ましい上限である。
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｎ：これらは強化元素であり、必要に応じてそれぞれ０．００５％以上、０．０３％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．００５％以上添加する。Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＳｎの各添加量の上限は加工性の確保とコスト上昇を抑える観点から、それぞれ、１％、２％、１％、２％及び０．２％とする。
Ｃａ、Ｍｇ：これらは、介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、必要に応じて、それぞれ、０．００１％以上、０．０００５％以上添加する。適量の添加は熱間加工性を向上させるが、Ｃａの過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるので、上限は０．０１％とした。Ｍｇも脱酸材として有効で、適量の添加は加工性を向上させるが、過剰の添加は、加工性を劣化させたりコストアップとなるので、上限を０．５％とした。
また、不可避的不純物として、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｗ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。
（１）式及び（２）式は本発明において非常に重要な式である。すなわち、（１）式は、鋼管のγ→α変態点を純鉄のそれよりも高くするという観点から決定される。（２）式は、γ→α変態点を上昇させるべく、Ｓｉ、Ｐ及びＡｌを積極的に活用することを意味する。（１）式及び（２）式を同時に満たすことによって、極めて優れた成形性を得ることが初めて可能となる。
【００１３】
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
γ→α変態点を高くし、より一層の良好な成形性を得るために、以下の（１´）式及び（２´）式がより好ましい限定式である。
【００１４】
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−５０…（１´）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞１１０ …（２´）
本発明の鋼管のｎ値と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）は、（３）式を満たさねばならない。
【００１５】
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ … （３）
すなわち、成形性の指標であるｎ値はＴＳに応じて変化するので、ＴＳ毎にｎ値を規定する必要がある。たとえば、ＴＳが３５０MPaの鋼管は、約0.20以上のｎ値を有していなくてはならない。より好ましくは、
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９６
である。
【００１６】
なお、ＴＳとｎ値はＪＩＳ１１号管状試験片又はＪＩＳ１２号弧状試験片による引張試験によって測定する。ｎ値は、５％及び１５％歪みで評価すればよいが、均一伸びが１５％未満の時には、５％及び１０％の歪みで、また、均一伸びが１０％に満たないときには、３％及び５％の歪みで評価する。
次に、組織に関する限定理由について述べる。本発明の鋼管の組織は、７５％以上のフェライト相からなる。これが７５％未満では、良好な成形性を確保できなくなるためである。８５％以上が好ましく、さらには、９０％以上であれば一層好ましい。フェライト相の体積率は１００％でも本発明の効果を得ることができるが、特に強度を高める必要のある場合には、第２相を適度に分散させることが好ましい。フェライト相以外の第２相は、パーライト、セメンタイト、オーステナイト、ベイナイト、アシキュラーフェライト、マルテンサイト、炭窒化物、金属間化合物のうちの１種または２種類以上からなるものである。
【００１７】
フェライトの平均結晶粒径は、１０μm以上である。１０μm未満では良好な延性を確保することが困難となる。より好ましくは２０μm以上、さらに好ましくは３０μm以上である。フェライトの平均粒径の上限は特に定めないが、極端に大きすぎるとむしろ延性が劣化したり、肌荒れの原因となるので、２００μm以下とすることが好ましい。
【００１８】
フェライトの平均粒径は、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼板の断面（Ｌ断面）を鏡面に研磨後、適当な腐食液によりエッチングした後、板厚の１／８〜７／８の範囲における２ｍｍ2以上の範囲を無作為に選択、観察して、点算法などにより決定すればよい。
また、フェライトは、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒によって９０％以上を占められるものである。本発明の鋼管の組織は、最終的には再結晶によって形成されるので、フェライト組織は整粒となり、上記のアスペクト比を有する結晶粒が大半を占めることになる。９５％以上が好ましく、９８％以上がさらに望ましい。１００％でも本発明の効果は当然得られる。また、より好ましいアスペクト比は０．７〜２．０である。
【００１９】
なお、アスペクト比は以下のように定義される。すなわち、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼板の断面（Ｌ断面）において、結晶粒の板厚方向の最大長さ（Ｙ）で圧延方向の最大長さ（Ｘ）を除した値（Ｘ／Ｙ）である。上記アスペクト比の範囲を有する結晶粒の体積率は、面積率によって代表され、面積率の決定は、Ｌ断面を適当な腐食液によりエッチングした後、板厚の１／８〜７／８の範囲における２ｍｍ2以上の範囲を無作為に選択、観察して、点算法などにより決定すればよい。
【００２０】
次に、前記（４）の発明について説明する。
鋼管のｒ値は、集合組織の変化によって種々変化するが、鋼管の長手方向におけるｒ値は１．０以上となることが好ましい。１．５以上であればさらに望ましい。製造条件によっては軸方向のｒ値が２．５を越える場合もある。ｒ値の異方性については特に限定するものではない。すなわち、軸方向のｒ値が円周方向や半径方向のｒ値よりも小さい場合もあれば、その逆の場合もある。
【００２１】
なお、たとえば、高ｒ値冷延鋼板を単に電縫溶接により鋼管とした場合、必然的に軸方向のｒ値が１．０以上となる場合が多い。しかしながら、本発明は以下に述べる集合組織を有し、同時にｒ値が１．０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。
ｒ値の評価は、ＪＩＳ１１号管状試験片又はＪＩＳ１２号弧状試験片によって行えばよい。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。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。
【００２２】
鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群、及び、[１１１]＜１１２＞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＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群での平均値を２．０以上とした。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＞、｛３３２｝＜１１０＞である。
【００２３】
本発明の鋼管には｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞及び｛１１１｝＜１１０＞も発達する場合があり、かつ、これらはハイドフォーム成形にとって好ましい方位であるが、深絞り用冷延鋼板に一般に認められる方位でもあるので、区別する意味であえて除外した。
すなわち、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を、本発明の鋼管は有するのである。
【００２４】
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＞はほとんどなく、これらは１．５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｝、｛１００｝、｛２１１｝及び｛３１０｝の各極点図のうち、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。すなわち、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］、（３３２）［１−１０］の強度で代表させる。
【００２５】
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。
【００２６】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜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＞及び｛２２１｝＜１１０＞の方位における強度比の相加平均で代替してもよい。｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群の平均強度比が３．０以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管としては更に好適であることは言うまでもない。
【００２７】
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以上であることが望ましい。その他の方位、たとえば、｛００１｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞などの強度は、製造条件によって種々変化するので特に限定しないが、これらの平均強度が３．０以下であることが好ましい。
【００２８】
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ことが好ましい。
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。
【００２９】
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法により統計的に十分な数の測定を行う。
本発明の集合組織は、上述のとおり、板厚中心又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。
【００３０】
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。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。
【００３１】
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、たとえば、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＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：８以下、＜３３２＞：１０以下、＜２２１＞：１５．０以下、＜１１０＞：２０．０以下。
【００３２】
また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：８以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００３５】
さらに鋼の製造にあたっては、高炉、転炉、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。
【００３６】
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よ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よい。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の温度でもよい。ただし、縮径加工前の加熱温度が、α＋γ域又はα域の場合には、熱延の仕上げ温度をγ単相域とすることが好ましい。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施してもよい。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よい。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、９５％以下の圧下率の冷間圧延をしてもよく、圧延に引き続き焼鈍を施してもよい。
【００３７】
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できる。これらの溶接鋼管製造において、溶接熱影響部に対し、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行できる。
【００３８】
次に、前記（６）の発明及び（７）の発明について説明する。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度は、良好なｎ値を得るために重要である。これが８５０℃未満の温度では、縮径加工完了後に加工組織が残存しやすくなり、ｎ値が低下する。加熱温度が８５０℃未満の時には、縮径加工の途中でインダクションヒーターなどによって再度加熱すれば、ｎ値を確保することが可能となるがコストアップとなってしまう。９００℃以上がより好ましい。また、良好なｒ値が必要な場合には、加熱温度をγ単相域とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に設けないが、加熱温度が１２００℃超では、鋼管表面に過度にスケールが生成し、表面性状が劣悪になるばかりか成形性も劣化する。１０５０℃以下がより好ましい上限である。また、加熱の方法は特に限定するものではないが、スケールの生成を抑制し、表面性状を良好に保つためにはインダクションヒーターで短時間のうちに加熱することが好ましい。
【００３９】
加熱後のデスケーリングは水などによって必要に応じて適宜行う。
縮径加工は、Ａｒ3変態点未満〜７５０℃以上の温度域での縮径率が少なくとも２０％以上となるように行う。この縮径率が２０％未満では、良好なｒ値や集合組織を得ることが困難であるばかりか、粗大粒が発生して成形性も劣化する。５０％以上が好ましく、６５％以上がさらに好ましい。縮径率の上限を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、生産性の観点から、９０％以下とすることが好ましい。なお、Ａｒ3点未満での縮径に先立って、Ａｒ3以上での縮径を行っても構わない。これによってさらに良好なｒ値を得ることが可能となる。縮径加工の完了温度も極めて重要である。すなわち、下限を７５０℃とする。縮径の完了温度が７５０℃未満となると、加工組織が残存しやすくなり、ｎ値が劣悪となる。７８０℃以上がより好ましい。
【００４０】
なお、Ａｒ3変態点未満での縮径率は、｛（Ａｒ3変態点未満での縮径加工直前の鋼管の直径−縮径完了後の鋼管の直径）／Ａｒ3変態点未満での縮径加工直前の鋼管の直径｝×１００（％）で定義される。
板厚変化率が＋５％〜−３０％となるように縮径する。板厚の変化率がこの範囲にないと、良好な集合組織およびｒ値を得ることが困難となる。−５〜−２０％がより好ましい範囲である。
【００４１】
板厚変化率は｛（縮径完了後の母管の板厚−縮径加工前の鋼管の板厚）／縮径完了後の母管の板厚｝×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。縮径完了温度はα＋γ域であることが望ましい。これは上記の縮径加工がα相に一定量以上加わることが良好な集合組織を得るために必要だからである。
【００４２】
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。
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よいし、ダイスを用いて引き抜いて行ってもよい。
【００４３】
【実施例】
表１に示す成分を有する熱延鋼板を酸洗し、引き続き電縫溶接により外径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。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。
【００４４】
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。機械的性質の評価はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いて行った。ｒ値は試験片形状に影響されるため、同試験片に歪みゲージを貼り付けて評価した。Ｘ線測定は、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）の各極点図を測定し、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。
【００４５】
表２及び表３に、縮径加工前の加熱温度、縮径完了温度、縮径率、板厚変化率、鋼管の引張強度、ｎ値、フェライト分率、平均結晶粒径、アスペクト比、軸方向のｒ値、ハイドロフォーム成形における最大拡管率、さらには、母管の板厚中心における｛１１１｝＜１１２＞、｛１１０｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞及び｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のX線ランダム強度比の平均値、を示す。本発明の例ではいずれも良好な成形性を有し、最大拡管率も高いのに対して、本発明外の例では、最大拡管率が低い。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【発明の効果】
本発明では、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出し、ハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管とその製造方法を提供するものである。
【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、メンバーなどに用いられる鋼管およびその製造方法に関するものである。特にハイドロフォーム成形（特開平10-175027号公報参照）の用途に好適であり、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。本発明の鋼管は、表面処理をしないものと、防錆のために溶融めっき、電気めっきなどの表面処理を施したものの両方を含む。めっきの種類は、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金、Ａｌなどである。本発明によれば、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り、本発明は、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
【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。鋼板を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、高強度鋼の鋼管を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、ハイドロフォーム成形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す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。本発明者らは、特願2000-52574号により、縮径加工により集合組織を制御した成形性に優れた鋼管に係る発明について出願している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
良好なｒ値を得るためには、α＋γ域またはα域における縮径加工が有効であるが、通常の鋼では、わずかに縮径加工温度が低くなると、加工組織が残存して、ｎ値が低下するという問題が生ずる。また、高強度化のためＴｉやＮｂを添加すると、この傾向はより顕著となる。ハイドロフォーム成形を用いて、高強度部品や難成形部品を製造する際には、鋼管の成形性が従来以上に問題となってくることは間違いない。本発明はより一層成形性の良好な鋼管およびそれを安定的に製造する方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００７％以下、Ｖ：０．２％以下、の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３）
（２）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．５％以下の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３）
（３）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３０％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．２０％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００７％以下、Ｖ：０．２％以下の１種又は２種以上、及び、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．５％以下の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３）
【０００６】
（４）更に、鋼管の長手方向におけるｒ値が１．０以上、かつ、少なくとも１／２板厚における｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．０以上で、｛１１１｝＜１１２＞のＸ線ランダム強度比が１．５以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の成形性に優れた鋼管。
（５）前記（１）〜（４）の何れかに記載の鋼管にめっきを施したことを特徴とする成形性に優れた鋼管。
（６）前記（１）〜（５）の何れかに記載の鋼管を製造するに当たり、母管を縮径加工するに際して、８５０℃以上に加熱し、Ａｒ3点未満〜７５０℃以上の温度範囲での縮径率が２０％以上となるように縮径加工を行い、７５０℃以上で縮径加工を完了することを特徴とする成形性に優れた鋼管の製造方法。
（７）前記縮径加工において、母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が＋５〜−３０％となる縮径加工を施すことを特徴とする前記（６）に記載の成形性に優れた鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。まず前記（１）〜（３）の発明に用いる鋼の成分限定理由及び（１）式〜（３）式について説明する。
Ｃ：高強度化に有効で０．０００１％以上の添加とするが、過度に添加すると成形性が劣化するため上限を０．３０％とする。０．００１〜０．１５％が好ましく、０．００１〜０．０５％がさらに好ましい範囲である。
【０００８】
Ｓｉ：本発明において重要な元素である。すなわち、γ→α変態温度を上昇させ、α＋γ２相温度域を拡大するので、縮径加工の最適温度域が高温側にシフトする。そのため、縮径加工完了時に十分に再結晶が進行し、良好な成形性を得ることが可能となる。このような効果はＳｉだけでなくＡｌやＰにも認められる。Ｓｉは、安価に機械的強度を高める元素でもあるので、その添加量は、要求される強度レベルや、Ａｌ及びＰとのバランスを考慮して添加すればよいが、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２．５％とした。下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。０．３〜１．２％が好ましい範囲である。
【０００９】
Ｍｎ：高強度化に有効な元素であるため下限を０．０１％とした。Ｓに起因する熱間割れを防止する目的から、Ｍｎ／Ｓ≧１５となるように添加することが好ましい。しかし、過剰の添加はγ→α変態温度を低くしたり、延性の低下を招いたりするため、上限を２．５％とする。０．０５〜０．５０％がより好ましい範囲である。
【００１０】
Ｐ：Ｓｉと同様に重要な元素である。すなわち、γ→α変態温度を上昇させ、α＋γ２相温度域を拡大する効果を有する。また、高強度化に有効な元素でもある。その添加量は、要求される強度レベルや、ＳｉやＡｌとのバランスを考慮して添加すればよいが、０．２０％超を添加すると、熱間圧延や縮径加工時に欠陥が発生したり、成形性が劣化したりするので、０．２０％を上限とする。また、０．００５％未満とするには、製鋼コストが高くなるので、０．００５％を下限とする。０．０２〜０．１２％がより好ましい範囲である。
【００１１】
Ｓ：不純物であり含有量は低いほど好ましく、熱間割れを防止するために、０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ａｌ：Ｓｉ、Ｐと同様に重要な元素である。すなわち、γ→α変態温度を上昇させ、α＋γ２相温度域を拡大する効果を有する。また、Ａｌは機械的強度をほとんど変化させないので、比較的強度が低く成形性の優れた鋼管を得るのに有効な元素でもある。その添加量は、要求される強度レベルや、ＳｉやＰとのバランスを考慮して添加すればよいが、２．５％超を添加すると、めっき濡れ性が劣化したり、合金化反応の進行が著しく抑制されるので、２．５％を上限とする。また、脱酸元素として０．０１％は必要であるので、０．０１％を下限とする。０．１〜１．５％がより好ましい範囲である。
【００１２】
Ｎ：不純物であり含有量は低いほど好ましい。加工性を劣化させるので、上限を０．０１％とする。０．００５％以下がより好ましい範囲である。
Ｏ：あまり多いと加工性を劣化させるので、上限を０．０１％とする。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ０．００５％以上の添加で機械的強度を高くすることが可能であるので、必要とする強度レベルに応じて添加する。しかし、それぞれの添加量が０．２％を超えると、γ→α変態点が極端に低下して縮径加工後に加工組織が残存し、ｎ値が低下するので、いずれも０．２％を上限とする。好ましくは０．１％以下とする。Ｂも０．０００５％以上の添加で、組織を微細化して強度を上昇させたり、粒界強度を高めたりするので、必要に応じて添加する。しかし、０．００７％を超えると、γ→α変態点が極端に低下して縮径加工後に加工組織が残存し、ｎ値が低下するので、０．００７％を上限とする。０．００５％がより好ましい上限である。
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｎ：これらは強化元素であり、必要に応じてそれぞれ０．００５％以上、０．０３％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．００５％以上添加する。Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＳｎの各添加量の上限は加工性の確保とコスト上昇を抑える観点から、それぞれ、１％、２％、１％、２％及び０．２％とする。
Ｃａ、Ｍｇ：これらは、介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、必要に応じて、それぞれ、０．００１％以上、０．０００５％以上添加する。適量の添加は熱間加工性を向上させるが、Ｃａの過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるので、上限は０．０１％とした。Ｍｇも脱酸材として有効で、適量の添加は加工性を向上させるが、過剰の添加は、加工性を劣化させたりコストアップとなるので、上限を０．５％とした。
また、不可避的不純物として、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｗ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。
（１）式及び（２）式は本発明において非常に重要な式である。すなわち、（１）式は、鋼管のγ→α変態点を純鉄のそれよりも高くするという観点から決定される。（２）式は、γ→α変態点を上昇させるべく、Ｓｉ、Ｐ及びＡｌを積極的に活用することを意味する。（１）式及び（２）式を同時に満たすことによって、極めて優れた成形性を得ることが初めて可能となる。
【００１３】
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
γ→α変態点を高くし、より一層の良好な成形性を得るために、以下の（１´）式及び（２´）式がより好ましい限定式である。
【００１４】
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−５０…（１´）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞１１０ …（２´）
本発明の鋼管のｎ値と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）は、（３）式を満たさねばならない。
【００１５】
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ … （３）
すなわち、成形性の指標であるｎ値はＴＳに応じて変化するので、ＴＳ毎にｎ値を規定する必要がある。たとえば、ＴＳが３５０MPaの鋼管は、約0.20以上のｎ値を有していなくてはならない。より好ましくは、
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９６
である。
【００１６】
なお、ＴＳとｎ値はＪＩＳ１１号管状試験片又はＪＩＳ１２号弧状試験片による引張試験によって測定する。ｎ値は、５％及び１５％歪みで評価すればよいが、均一伸びが１５％未満の時には、５％及び１０％の歪みで、また、均一伸びが１０％に満たないときには、３％及び５％の歪みで評価する。
次に、組織に関する限定理由について述べる。本発明の鋼管の組織は、７５％以上のフェライト相からなる。これが７５％未満では、良好な成形性を確保できなくなるためである。８５％以上が好ましく、さらには、９０％以上であれば一層好ましい。フェライト相の体積率は１００％でも本発明の効果を得ることができるが、特に強度を高める必要のある場合には、第２相を適度に分散させることが好ましい。フェライト相以外の第２相は、パーライト、セメンタイト、オーステナイト、ベイナイト、アシキュラーフェライト、マルテンサイト、炭窒化物、金属間化合物のうちの１種または２種類以上からなるものである。
【００１７】
フェライトの平均結晶粒径は、１０μm以上である。１０μm未満では良好な延性を確保することが困難となる。より好ましくは２０μm以上、さらに好ましくは３０μm以上である。フェライトの平均粒径の上限は特に定めないが、極端に大きすぎるとむしろ延性が劣化したり、肌荒れの原因となるので、２００μm以下とすることが好ましい。
【００１８】
フェライトの平均粒径は、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼板の断面（Ｌ断面）を鏡面に研磨後、適当な腐食液によりエッチングした後、板厚の１／８〜７／８の範囲における２ｍｍ2以上の範囲を無作為に選択、観察して、点算法などにより決定すればよい。
また、フェライトは、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒によって９０％以上を占められるものである。本発明の鋼管の組織は、最終的には再結晶によって形成されるので、フェライト組織は整粒となり、上記のアスペクト比を有する結晶粒が大半を占めることになる。９５％以上が好ましく、９８％以上がさらに望ましい。１００％でも本発明の効果は当然得られる。また、より好ましいアスペクト比は０．７〜２．０である。
【００１９】
なお、アスペクト比は以下のように定義される。すなわち、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼板の断面（Ｌ断面）において、結晶粒の板厚方向の最大長さ（Ｙ）で圧延方向の最大長さ（Ｘ）を除した値（Ｘ／Ｙ）である。上記アスペクト比の範囲を有する結晶粒の体積率は、面積率によって代表され、面積率の決定は、Ｌ断面を適当な腐食液によりエッチングした後、板厚の１／８〜７／８の範囲における２ｍｍ2以上の範囲を無作為に選択、観察して、点算法などにより決定すればよい。
【００２０】
次に、前記（４）の発明について説明する。
鋼管のｒ値は、集合組織の変化によって種々変化するが、鋼管の長手方向におけるｒ値は１．０以上となることが好ましい。１．５以上であればさらに望ましい。製造条件によっては軸方向のｒ値が２．５を越える場合もある。ｒ値の異方性については特に限定するものではない。すなわち、軸方向のｒ値が円周方向や半径方向のｒ値よりも小さい場合もあれば、その逆の場合もある。
【００２１】
なお、たとえば、高ｒ値冷延鋼板を単に電縫溶接により鋼管とした場合、必然的に軸方向のｒ値が１．０以上となる場合が多い。しかしながら、本発明は以下に述べる集合組織を有し、同時にｒ値が１．０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。
ｒ値の評価は、ＪＩＳ１１号管状試験片又はＪＩＳ１２号弧状試験片によって行えばよい。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。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。
【００２２】
鋼板１／２板厚での板面の｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群、及び、[１１１]＜１１２＞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＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群での平均値を２．０以上とした。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＞、｛３３２｝＜１１０＞である。
【００２３】
本発明の鋼管には｛４４３｝＜１１０＞、｛５５４｝＜１１０＞及び｛１１１｝＜１１０＞も発達する場合があり、かつ、これらはハイドフォーム成形にとって好ましい方位であるが、深絞り用冷延鋼板に一般に認められる方位でもあるので、区別する意味であえて除外した。
すなわち、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を、本発明の鋼管は有するのである。
【００２４】
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＞はほとんどなく、これらは１．５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｝、｛１００｝、｛２１１｝及び｛３１０｝の各極点図のうち、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。すなわち、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］、（３３２）［１−１０］の強度で代表させる。
【００２５】
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。
【００２６】
｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜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＞及び｛２２１｝＜１１０＞の方位における強度比の相加平均で代替してもよい。｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群の平均強度比が３．０以上であれば、特にハイドロフォーム用鋼管としては更に好適であることは言うまでもない。
【００２７】
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以上であることが望ましい。その他の方位、たとえば、｛００１｝＜１１０＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞などの強度は、製造条件によって種々変化するので特に限定しないが、これらの平均強度が３．０以下であることが好ましい。
【００２８】
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ことが好ましい。
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。
【００２９】
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法により統計的に十分な数の測定を行う。
本発明の集合組織は、上述のとおり、板厚中心又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。
【００３０】
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。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。
【００３１】
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、たとえば、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＞：２以下、＜４１１＞：２以下、＜２１１＞：４以下、＜１１１＞：８以下、＜３３２＞：１０以下、＜２２１＞：１５．０以下、＜１１０＞：２０．０以下。
【００３２】
また、軸方向を表す逆極点図においては、＜１１０＞：８以上、上記の＜１１０＞以外の全ての方位：３以下。
【００３５】
さらに鋼の製造にあたっては、高炉、転炉、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。
【００３６】
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よ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よい。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の温度でもよい。ただし、縮径加工前の加熱温度が、α＋γ域又はα域の場合には、熱延の仕上げ温度をγ単相域とすることが好ましい。熱間圧延の１パス以上について潤滑を施してもよい。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よい。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、９５％以下の圧下率の冷間圧延をしてもよく、圧延に引き続き焼鈍を施してもよい。
【００３７】
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できる。これらの溶接鋼管製造において、溶接熱影響部に対し、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行できる。
【００３８】
次に、前記（６）の発明及び（７）の発明について説明する。
鋼管を縮径加工する前の加熱温度は、良好なｎ値を得るために重要である。これが８５０℃未満の温度では、縮径加工完了後に加工組織が残存しやすくなり、ｎ値が低下する。加熱温度が８５０℃未満の時には、縮径加工の途中でインダクションヒーターなどによって再度加熱すれば、ｎ値を確保することが可能となるがコストアップとなってしまう。９００℃以上がより好ましい。また、良好なｒ値が必要な場合には、加熱温度をγ単相域とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に設けないが、加熱温度が１２００℃超では、鋼管表面に過度にスケールが生成し、表面性状が劣悪になるばかりか成形性も劣化する。１０５０℃以下がより好ましい上限である。また、加熱の方法は特に限定するものではないが、スケールの生成を抑制し、表面性状を良好に保つためにはインダクションヒーターで短時間のうちに加熱することが好ましい。
【００３９】
加熱後のデスケーリングは水などによって必要に応じて適宜行う。
縮径加工は、Ａｒ3変態点未満〜７５０℃以上の温度域での縮径率が少なくとも２０％以上となるように行う。この縮径率が２０％未満では、良好なｒ値や集合組織を得ることが困難であるばかりか、粗大粒が発生して成形性も劣化する。５０％以上が好ましく、６５％以上がさらに好ましい。縮径率の上限を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、生産性の観点から、９０％以下とすることが好ましい。なお、Ａｒ3点未満での縮径に先立って、Ａｒ3以上での縮径を行っても構わない。これによってさらに良好なｒ値を得ることが可能となる。縮径加工の完了温度も極めて重要である。すなわち、下限を７５０℃とする。縮径の完了温度が７５０℃未満となると、加工組織が残存しやすくなり、ｎ値が劣悪となる。７８０℃以上がより好ましい。
【００４０】
なお、Ａｒ3変態点未満での縮径率は、｛（Ａｒ3変態点未満での縮径加工直前の鋼管の直径−縮径完了後の鋼管の直径）／Ａｒ3変態点未満での縮径加工直前の鋼管の直径｝×１００（％）で定義される。
板厚変化率が＋５％〜−３０％となるように縮径する。板厚の変化率がこの範囲にないと、良好な集合組織およびｒ値を得ることが困難となる。−５〜−２０％がより好ましい範囲である。
【００４１】
板厚変化率は｛（縮径完了後の母管の板厚−縮径加工前の鋼管の板厚）／縮径完了後の母管の板厚｝×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。縮径完了温度はα＋γ域であることが望ましい。これは上記の縮径加工がα相に一定量以上加わることが良好な集合組織を得るために必要だからである。
【００４２】
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。
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よいし、ダイスを用いて引き抜いて行ってもよい。
【００４３】
【実施例】
表１に示す成分を有する熱延鋼板を酸洗し、引き続き電縫溶接により外径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。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。
【００４４】
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。機械的性質の評価はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いて行った。ｒ値は試験片形状に影響されるため、同試験片に歪みゲージを貼り付けて評価した。Ｘ線測定は、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）の各極点図を測定し、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。
【００４５】
表２及び表３に、縮径加工前の加熱温度、縮径完了温度、縮径率、板厚変化率、鋼管の引張強度、ｎ値、フェライト分率、平均結晶粒径、アスペクト比、軸方向のｒ値、ハイドロフォーム成形における最大拡管率、さらには、母管の板厚中心における｛１１１｝＜１１２＞、｛１１０｝＜１１０＞、｛４４１｝＜１１０＞、｛２２１｝＜１１０＞及び｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞の方位群のX線ランダム強度比の平均値、を示す。本発明の例ではいずれも良好な成形性を有し、最大拡管率も高いのに対して、本発明外の例では、最大拡管率が低い。
【００４６】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明では、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出し、ハイドロフォーム等の成形性に優れた鋼管とその製造方法を提供するものである。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３０％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜２．５％、
Ｐ：０．００５〜０．２０％、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０１〜２．５％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００７％以下、
Ｖ：０．２％以下、
の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３） - 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３０％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜２．５％、
Ｐ：０．００５〜０．２０％、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０１〜２．５％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
を含有し、更に、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｕ：２％以下、
Ｎｉ：１％以下、
Ｓｎ：０．２％以下、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．５％以下、
の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３） - 質量％で、
Ｃ：０．０００１〜０．３０％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜２．５％、
Ｐ：０．００５〜０．２０％、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０１〜２．５％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００７％以下、
Ｖ：０．２％以下、
の１種又は２種以上、及び、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｕ：２％以下、
Ｎｉ：１％以下、
Ｓｎ：０．２％以下、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．５％以下、
の１種又は２種以上を含有し、（１）式と（２）式に示した質量％で表現した鋼の成分より求まる関係をいずれも満足し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、引張強度（ＴＳ［ＭＰａ］）とｎ値の関係が（３）式を満たし、また、フェライト相の体積率が７５％以上で、フェライトの平均結晶粒径が１０μm以上、さらに、フェライトを構成する結晶粒のうち、アスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％以上であることを特徴とする成形性に優れた鋼管。
２０３√Ｃ＋１５．２Ｎｉ−４４．７Ｓｉ−１０４Ｖ−３１．５Ｍｏ
＋３０Ｍｎ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−２００Ａｌ＜−２０ …（１）
４４．７Ｓｉ＋７００Ｐ＋２００Ａｌ＞８０ …（２）
ｎ≧−０．１２６×ｌｎ（ＴＳ）＋０．９４ …（３） - 更に、鋼管の長手方向におけるｒ値が１．０以上、かつ、少なくとも１／２板厚における｛１１０｝＜１１０＞〜｛３３２｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．０以上で、｛１１１｝＜１１２＞のＸ線ランダム強度比が１．５以下であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の成形性に優れた鋼管。
- 請求項１〜４の何れか１項に記載の鋼管にめっきを施したことを特徴とする成形性に優れた鋼管。
- 請求項１〜５の何れか１項に記載の鋼管を製造するに当たり、母管を縮径加工するに際して、８５０℃以上に加熱し、Ａｒ3点未満〜７５０℃以上の温度範囲での縮径率が２０％以上となるように縮径加工を行い、７５０℃以上で縮径加工を完了することを特徴とする成形性に優れた鋼管の製造方法。
- 前記縮径加工において、母管に対する縮径加工後の鋼管の板厚変化率が＋５〜−３０％となる縮径加工を施すことを特徴とする請求項６に記載の成形性に優れた鋼管の製造方法。
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