JP4093177B2 - ハイドロフォーム用鋼材、ハイドロフォーム用電縫管及びそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ハイドロフォーム用鋼材、ハイドロフォーム用電縫管及びそれらの製造方法に関する。特に、本発明は、自動車の構造部材や足廻り部材などの素材として、また、ハイドロフォーム用電縫管の素材として好適な、ハイドロフォームする際の加工性（以下、ハイドロフォーム性という。）に優れるとともに溶接部の割れが少なく溶接性にも優れた鋼材及びその製造方法、並びに、前記の鋼材を素材とするハイドロフォーム用電縫管及びその製造方法に関する。

近年、特に地球環境の保護という観点から、自動車の各種部材を高強度・薄肉化して車体質量を軽減して燃費を向上させたり、炭酸ガスなどの排出を規制することが検討されている。

このため、最近では、自動車などの形状が複雑な部位については、高強度鋼管からハイドロフォーム法によって成形加工する試みもなされている。このハイドロフォーム法によれば、部品数の減少や溶接フランジ箇所などの減少が可能なため、自動車の軽量化ばかりか低コスト化の要望にも対応することができる。

なお、形状が複雑な部位に対する成形加工方法としてハイドロフォーム法を採用すれば、コストの削減や設計自由度の拡大などの大きな利点が得られることが期待されるが、こうしたハイドロフォーム法による成形の利点を十分に活かすには、この成形法に適した材料（加工素材）が必要となる。

特許文献１〜３に、ハイドロフォーム法に適した鋼管が開示されている。これらの特許文献で提案された鋼管は、ハイドロフォーム性を向上させるためにその組織をフェライト主体又はフェライト単相の組織とする点に特徴がある。

すなわち、特許文献１においては、フェライト以外に硬質な第２相であるパーライト、マルテンサイト及びセメンタイトといった相（組織）が存在すると、ハイドロフォーム時の塑性変形の比較的初期に、軟質なフェライトと硬質な第２相の界面から割れが生じるため、鋼管の組織をフェライト主体の組織にすることが提案されている。また、特許文献２及び３においては、延性を劣化させないために鋼管の組織をフェライト主体の組織にすることが提案されている。

したがって、ハイドロフォーム性を向上させた材料を得るためには、フェライト主体の組織にすることが望ましいことが推測できる。

しかしながら、ハイドロフォーム性を向上させるために、組織に占めるフェライトの割合を増加させると、強度の確保が難しくなる。したがって、フェライト主体の組織で強度を確保するためには、固溶強化や析出強化によってフェライトを強化する必要があるが、固溶強化の場合は析出強化に比べて合金元素の含有量を多くする必要があり、コスト的に不利である。このため、析出強化によってフェライトを強化することが望ましく、特に、Ｔｉ、ＮｂやＶなどの析出強化作用によってフェライトを強化することが望ましい。なお、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶなどの析出強化作用を利用すると、ハイドロフォーム性に悪影響を及ぼす硬質な第２相が減少する。これは、強化に寄与するＴｉＣ、ＮｂＣやＶＣなどを形成するためにはＣが必要であり、析出強化のためにＣが析出した分固溶Ｃ量が減少することになって、硬質な第２相の形成が減少するからである。

上記のＴｉ、Ｎｂ及びＶなどのなかで、Ｔｉは最も安価な元素であり、且つ含有量に対する強度上昇量がＮｂやＶなどに比べて大きいので、析出強化元素として通常はＴｉが使われている。

しかしながら、Ｔｉによる析出強化を利用すると、強化に寄与する微細なＴｉＣだけではなく粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子も生成する。そして、析出強化に寄与するＴｉＣが数十ｎｍサイズの微細な析出物であるのに対し、晶出型ＴｉＮ系粒子は、酸化物を核として高温で晶出するために粗大であり、このため強度上昇には全く寄与しない。更に、この粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子は、ハイドロフォーム性を低下させてしまう。

一方、ハイドロフォーム用鋼材の多くは、電縫管に加工され、その後、得られた電縫管をハイドロフォーム成形して各種形状の部品を得ることが多くなっている。電縫管に加工するには、鋼材を円筒管状に成形した後、端面と端面を突き合わせて溶接を行う。そのため、一般に、ハイドロフォーム用鋼材には、優れた突き合わせ抵抗溶接性（以下、単に「溶接性」という。）も要求される。

しかしながら、これまでのところ、Ｔｉ析出強化鋼において、良好なハイドロフォーム性と優れた溶接性とを兼備させる技術は見出されていなかった。

特開２００１−３２０３４号公報

特開２０００−１１９８１２号公報 特開２００２−６９５８４号公報

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車の構造部材や足廻り部材の素材として好適な、ハイドロフォーム性に優れるとともに溶接性にも優れた、ハイドロフォーム用鋼材及びその製造方法、並びに、ハイドロフォーム用電縫管及びその製造方法を提供することである。具体的には、通常粗大となる晶出型ＴｉＮ系粒子を微細化し、しかも鋼材内に多く存在させることで、Ｔｉの析出強化作用を利用し、高強度で良好なハイドロフォーム性を確保しつつ、溶接性も優れた引張強さが３９０ＭＰａ以上のハイドロフォーム用鋼材及びその製造方法、また、ハイドロフォーム用電縫管及びその製造方法を提供することである。

本発明の要旨は、下記（１）〜（８）に示すハイドロフォーム用鋼材、（９）に示すハイドロフォーム用電縫管、（１０）〜（１３）に示すハイドロフォーム用鋼材の製造方法及び（１４）に示すハイドロフォーム用電縫管の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．１０％、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＮ：０．０００４〜０．０１００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成で、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子を断面積１ｍｍ²あたり５０〜５００００個含み、且つ、前記晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が７μｍ以下であり、フェライトが組織に占める面積率が５０％以上でその平均粒径が３〜３０μｍであることを特徴とするハイドロフォーム用鋼材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．２％以下の１種以上を含有する上記（１）に記載のハイドロフォーム用鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含有する上記（１）又は（２）に記載のハイドロフォーム用鋼材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下及びＢ：０．０００５〜０．００３％の１種以上を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。

（５）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．０００２〜０．０１％から選択される１種以上を含有する上記（１）から（４）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。

（６）粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が０．３〜３．０μｍであることを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。

（７）板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相との平均粒子間隔が１０〜５０μｍであることを特徴とする上記（１）から（６）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。

（８）ビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ及びフェライトが組織に占める面積率が下記 (1)式を満たし、フェライト以外の残部組織がマルテンサイト、パーライト、ベイナイト及びオーステナイトから選択される１種以上であることを特徴とする上記（１）から（７）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。

Ａ≦（Ｂ＋２００）／１．５・・・・・(1)。
ここで、 (1)式中のＡはビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ、Ｂはフェライトが組織に占める面積率（％）を表す。

（９）上記（１）から（８）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材を素材とするハイドロフォーム用電縫管。

（１０）ハイドロフォーム用鋼材の製造方法であって、上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒として冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度まで冷却し、その後巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム用鋼材の製造方法。

（１１）ハイドロフォーム用鋼材の製造方法であって、上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒として冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度まで冷却してから巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム用鋼材の製造方法。

（１２）鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が２〜７℃／秒であることを特徴とする上記（１０）又は（１１）に記載のハイドロフォーム用鋼材の製造方法。

（１３）溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、鋼塊の未凝固層が鋼塊の厚みの３０％以下になった部位に圧下又は電磁撹拌を施すことを特徴とする上記（１０）から（１２）までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材の製造方法。

（１４）ハイドロフォーム用電縫管の製造方法であって、上記（１０）から（１３）までのいずれかに記載の製造方法によって得られたハイドロフォーム用鋼材を管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することを特徴とするハイドロフォーム用電縫管の製造方法。

本発明でいう「ハイドロフォーム用鋼材」とは、ハイドロフォーム法、つまり、液体の圧力によって成形又は加工するための鋼材をいう。そして、「ハイドロフォーム用電縫管」は、ハイドロフォーム法によって成形又は加工するための電縫管をいう。

「ＴｉＮ系粒子」は、製鋼段階、溶鋼中、スラブの凝固過程、熱間圧延やその後の冷却過程、更には熱間巻き取り過程等で生成するＴｉとＮとを含有する粒子で、晶出型のものと析出型のものがあり、鋼中にＮｂが含有される場合のいわゆる（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎとして表記されるものを含む。

上記ＴｉＮ系粒子のうちで、「晶出型ＴｉＮ系粒子」は、Ａｌ系酸化物や鋼中にＣａが含有される場合のＣａ系酸化物などを核として生成するものである。これは、通常その「粒径」が高々３０ｎｍ程度である「析出型のＴｉＮ系粒子」とは容易に区別できるものである。そして、上記「晶出型ＴｉＮ系粒子」のうち、「粒径」が０．１〜２０μｍ程度のものを本発明でいう「晶出型ＴｉＮ系粒子」と定義する。

本発明でいう「フェライト」には、いわゆる「ベイニティックフェライト」を含むものとする。なお、「ベイニティックフェライト」とは、下部組織として、ラス状の組織を有するが、通常のベイナイト組織とは異なり、セメンタイトが存在しない組織、又は、明瞭なサブグレイン組織を持たない転位密度の高いフェライトのことをいう。

また、本発明における「硬質な第２相」とは、上述した「フェライト」以外の相（組織）のうちで、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト及びセメンタイトのことを指す。但し、ここでいうセメンタイトにはパーライトを形成するセメンタイトは含まないこととする。

「粒径」とは、個々の粒子である晶出型ＴｉＮ系粒子やフェライトの「短径と長径の和の１／２」で定義される値を指し、また、「平均粒径」とは上記「粒径」の算術平均を指す。

具体的には、前記晶出型ＴｉＮ系粒子やフェライトは、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡及び、例えば、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いて観察することができるので、観察によって得られた像を画像解析して短径と長径を測定し、その和の１／２から個々の晶出型ＴｉＮ系粒子やフェライトの粒径を求めることができる。一方、上記のようにして１００視野観察して求めた個々の粒子の粒径を算術平均したものを「平均粒径」と規定する。

また、個々の晶出型ＴｉＮ系粒子と個々の硬質な第２相の最も短い間隔を個々の粒子間隔とし、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡や透過電子顕微鏡などを用いて、１００視野観察して求めた個々の粒子間隔を算術平均したものを「晶出型ＴｉＮ系粒子と硬質な第２相との平均粒子間隔」とする。

組織に占めるフェライトの面積率は、上記と同様の観察法によって得られた１００視野観察分の面積に対するフェライトの面積割合を指す。

また、晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数は、上記と同様の観察法によって得られた１００視野観察分の面積に対する個数を断面積１ｍｍ²当たりに換算した個数を指す。

「フェライトの粒内硬さ」とは、マイクロビッカース硬度計を用いて、例えば試験力を０．００９８０７〜０．０９８０７Ｎとしてフェライト粒内の硬さを５０個所測定した値を算術平均したものをいう。

「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」とは、鋳型内や連続鋳造機内で凝固シェルを形成して内部が溶融状態にある場合を含めて鋼塊と呼ぶ場合の、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面における表面部から中心部の全領域における冷却速度の平均値をいう。

また、熱間圧延される鋼材の温度は、鋼材の表面における温度をいい、鋼材の平均冷却速度とは鋼材の表面における冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。

「空冷」とは、大気中放冷及び強制空冷を指す。

以下、上記（１）〜（８）のハイドロフォーム用鋼材に係る発明、（９）のハイドロフォーム用電縫管に係る発明、（１０）〜（１３）のハイドロフォーム用鋼材の製造方法に係る発明及び（１４）のハイドロフォーム用電縫管の製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（１４）の発明という。

本発明のハイドロフォーム用鋼材は、安価なＴｉ析出強化型の３９０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼材で、良好なハイドロフォーム性と優れた溶接性とを兼ね備えているので、自動車の構造部材や足廻り部材の素材として利用することができる。また、このハイドロフォーム用鋼材をハイドロフォーム用電縫管の素材として利用することができる。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、鋼管のハイドロフォーム法での成形時の塑性変形挙動に関して基礎的な検討を行い、下記の事項を確認した。

（ａ）ハイドロフォーム法での成形における膨出変形は、鋼管の長手方向の変形が拘束された平面歪み変形である。

（ｂ）平面歪み変形においては、変形の初期から３軸応力が発生する。このため、ＴｉＮなどの硬質な粒子及びマルテンサイトやパーライトなどの硬質な相が多く存在すると、これらとフェライトとの界面から、比較的変形の初期段階に割れが生じる。

次いで、鋼管のハイドロフォーム性を簡易的に評価するために、鋼管の各種方向から、また、鋼管を切り開いて平坦化した板の各種方向からも、種々の形状の引張り試験片を採取して検討した。その結果、下記の知見が得られた。

（ｃ）鋼管を切り開いて平坦化した板において、元の鋼管の管周方向に対応する方向から採取した特定形状の引張り試験片、つまり、後述の図１に示す「Ｒ付き引張り試験片」における伸びが鋼管のハイドロフォーム性と良い正の相関関係にある。

（ｄ）鋼板の圧延方向から直角方向に採取したＲ付き引張り試験片の伸び値は、鋼板を鋼管にした後、鋼管を切り開いて平坦化した板の元の鋼管の管周方向に対応する方向から採取したＲ付き引張り試験片の伸び値と良い正の相関関係を有する。

上記の知見（ｃ）と（ｄ）は、ハイドロフォーム性がＲ付き引張り試験片の伸び値で評価できることを示すものである。したがって、「ハイドロフォーム性の良好な鋼材」とは、「Ｒ付き引張り試験片での伸び値の高い鋼材」のことであり、また、「鋼板から採取したＲ付き引張り試験片での伸び値」が高い場合、その鋼板を素材として鋼管を作製すると、「ハイドロフォーム性の良好な鋼管」が得られることが明らかになった。

そこで次に、高強度と良好なハイドロフォーム性を両立させるために、硬質な第２相を低減した場合であっても強度上昇が望めるＴｉ析出強化鋼のハイドロフォーム性について種々検討した。

その結果、晶出型ＴｉＮ系粒子の大きさと量がハイドロフォーム性に影響を及ぼすことが明らかになり、下記の新たな知見が得られた。

（ｅ）平面歪み変形時において、粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子は硬質な相であるマルテンサイトやパーライトなどと同様にフェライトとの界面から、変形の比較的初期段階に割れを生じさせる。

（ｆ）粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子などの硬質物及び、マルテンサイトやパーライトなど硬質な相が鋼材中に多く存在すると、フェライトとの界面から発生した割れが連結して、鋼材は早期に破断に至る。

（ｇ）晶出型ＴｉＮ系粒子が微細になると、晶出型ＴｉＮ系粒子とフェライトの界面から平面歪み変形時の初期段階に割れは発生しない。そのためハイドロフォーム性は向上する。

（ｈ）シャー切断やスリット加工などに代表される剪断加工が施される場合、鋼材中に微細な晶出型ＴｉＮ系粒子が多く存在していると、鋼材の剪断加工端面の破面性状が改善される。そのため、電縫管を製造するような鋼材の端面同士を突き合わせて行う溶接（突き合わせ抵抗溶接）を行った場合、その溶接部において鋼材の密着性が向上する結果、溶接部の溶接金属割れが減少する。

（ｉ）微細な晶出型ＴｉＮ系粒子が鋼材中に多く存在する場合に、鋼材の剪断加工端面の破面性状が改善される理由は、剪断加工時、微細ＴｉＮによって生じる小さなボイドを縫うように亀裂が進展するので、最終的な剪断加工端面がほぼ直線状に形成されるためである。

前記（１）〜（１４）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．３５％
Ｃは、ＴｉＣによる析出強化、また、フェライト以外の第２相による強度確保のためにも必要な元素である。ＴｉＣによる析出強化作用を利用して、３９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するには、Ｃは０．０２％以上の含有量が必要である。しかし、Ｃの含有量が０．３５％を超えると硬質な第２相が増加し、ハイドロフォーム性が低下する。そのため、Ｃの含有量を０．０２〜０．３５％とした。なお、Ｃの含有量は、０．０２〜０．１５％とすることが好ましく、０．０２〜０．１０％とすれば一層好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、固溶強化によって鋼材の強度を改善する元素である。しかし、その含有量が０．０１％未満の添加では、上記効果が得難い。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、溶接時に溶接金属部においてＳｉ系の酸化物が増加し、そのＳｉ系の酸化物が核となって、溶接金属割れを起こしやすくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜１．０％とした。なお、Ｓｉの含有量は、０．０１〜０．５％とすることが好ましく、０．０１〜０．２％とすれば一層好ましい。

Ｍｎ：０．０１〜２．５％
Ｍｎは、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．０１％未満では十分な強度が得られない。一方、２．５％を超えると、硬質な第２相の面積率が増加してハイドロフォーム性の低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１〜２．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．２〜２．０％とすることが好ましく、０．５〜１．５％とすれば一層好ましい。

Ｐ：０．００５〜０．１０％
Ｐは、固溶強化作用を有する元素であり、高強度化のために有効である。しかし、その含有量が０．００５％未満では、上記の効果が得難い。一方、Ｐは、偏析しやすい元素であるため、多量に添加した場合には、加工性の低下を招き、特に、その含有量が０．１０％を超えると偏析が著しくなって加工性の低下が極めて大きくなる。したがって、Ｐの含有量を０．００５〜０．１０％とした。なお、Ｐの含有量は、０．００５〜０．０５％とすることが好ましく、０．００５〜０．０２％とすれば一層好ましい。

Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、ハイドロフォーム性を低下させる硫化物を生成するため、可能な限り低減するのがよいが、本発明においては、他の成分元素添加によるハイドロフォーム性の向上の度合、更には、製鋼での工程コストを考慮して、その含有量の上限を０．０１００％とした。なお、コスト面を考慮しなければ、Ｓ含有量の上限は、０．００５０％とすることが好ましく、０．００２０％とすれば一層好ましい。Ｓの含有量は０．００１０％以下とすれば極めて好ましい。

Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸のために有用な元素である。その効果を得るには、少なくとも０．００１％の含有量が必要である。しかし、含有量が０．１％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して、ハイドロフォーム性が低下する。更に、溶接時に溶接金属部においてＡｌ系の酸化物が増加し、そのＡｌ系の酸化物が核となって、溶接金属割れを起こしやすくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００１％〜０．１％とした。なお、Ａｌの含有量は、０．００１〜０．０６％とすることが好ましく、０．０１〜０．０５％とすれば一層好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素である。析出強化元素であるとともに、Ｎと結合して、晶出型ＴｉＮ系粒子を形成する。Ｔｉの含有量が０．００５％未満の場合には、晶出型ＴｉＮ系粒子との関係で、析出強化作用を有するＴｉＣの量が少なく強度上昇の効果が得られない。また、Ｔｉを含有量で０．２％以上添加しても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．２％とした。なお、Ｔｉの含有量は、０．０１〜０．１５％とすることが好ましく、０．０２〜０．１０％とすれば一層好ましい。

Ｎ：０．０００４〜０．０１００％
Ｎは、製鋼、鋳造工程において晶出型ＴｉＮ系粒子を形成する。粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子は、ハイドロフォーム性を低下させるが、微細な晶出型ＴｉＮ系粒子は、剪断加工が施された場合、その鋼材の剪断加工端面の破面性状を良好にし、溶接性を向上させる効果がある。そして、微細な晶出型ＴｉＮ系粒子を得るには、含有量で０．０００４％以上のＮが必要である。一方、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子が多く生成して、ハイドロフォーム性を低下させる。そのため、Ｎの含有量を０．０００４〜０．０１００％とした。なお、Ｎの含有量は、０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましく、０．００１０〜０．００３０％とすれば一層好ましい。

前記（１）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材の化学組成は、上記のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。

前記（２）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材の化学組成は、析出強化によって強度を一層高めることを目的として、上記（１）の発明の鋼材のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．２％以下の１種以上を含むものである。

上記のＮｂとＶはいずれも析出強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＮｂとＶは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。

Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下
Ｎｂ及びＶは、Ｔｉと同様に析出強化によって強度を高める元素である。この効果を確実に得るには、ＮｂとＶは、いずれも０．０１％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、ＮｂとＶを過度に添加し、特に、Ｎｂは０．１％を超えて、また、Ｖは０．２％を超えて含有すると延性の低下をきたし、更に、合金コストもＴｉに比べて高いので原料コストの上昇も著しくなる。したがって、ＮｂとＶを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．１％以下、０．２％以下とするのがよい。なお、添加する場合のＮｂとＶの含有量の上限は、それぞれ０．０７％と０．１５％とすることが好ましく、それぞれ０．０５％と０．１０％とすれば一層好ましい。

前記（３）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材の化学組成は、固溶強化によって強度を一層高めることを目的として、上記（１）又は（２）の発明の鋼材のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含むものである。

上記のＭｏからＣｕまでのいずれの元素も固溶強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＭｏからＣｕまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。

Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下
ＭｏとＮｉは固溶強化による高強度化に有効な元素である。この効果を確実に得るには、ＭｏとＮｉはいずれも０．０５％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、ＭｏとＮｉのいずれも合金コストが高いので多量の添加は経済的に不利である。更に、ＭｏとＮｉの多量の添加は延性を劣化させ、特に、いずれの元素とも１．０％を超えて含有すると延性の低下が著しくなる。したがって、ＭｏとＮｉを添加する場合には、その含有量はいずれも１．０％以下とするのがよい。なお、添加する場合のＭｏとＮｉの含有量の上限は、いずれについても０．５％とすることが好ましく、いずれについても０．３％とすれば一層好ましい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕも固溶強化による高強度化に有効な元素である。Ｃｕには、耐疲労特性を高める作用もある。更に、熱処理によってε−Ｃｕとして析出し、強度を高める作用も有する。これらの効果を確実に得るには、Ｃｕは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。一方、その含有量が１．０％を超えても前記した効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃｕを添加する場合には、その含有量は１．０％以下とするのがよい。なお、添加する場合のＣｕ含有量の上限は、０．５％とすることが好ましく、０．３％とすれば一層好ましい。

前記（４）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材の化学組成は、焼入れ性を向上させて強度を一層高めることを目的として、上記（１）から（３）までのいずれかの発明の鋼材のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下及びＢ：０．０００５〜０．００３％の１種以上を含むものである。

上記のＣｒとＢはいずれも焼入れ性を向上させて強度を一層高める作用を有するので、ＣｒとＢは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて、所望の組織を生成するのに有利に作用し、高強度化に有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１．０％を超えると硬質な第２相の面積率が増加し、ハイドロフォーム性の低下をきたす。したがって、Ｃｒを添加する場合には、その含有量は１．０％以下とするのがよい。なお、添加する場合のＣｒ含有量の上限は、０．５％とすることが好ましく、０．３％とすれば一層好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、微量で焼入れ性を向上させ、高強度化に有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｂは０．０００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００３％を超えると硬質な第２相の面積率が増加し、ハイドロフォーム性の低下を招く。したがって、Ｂを添加する場合には、その含有量は０．０００５〜０．００３％とするのがよい。なお、添加する場合のＢの含有量は、０．０００５〜０．００２％とすることが好ましく、０．０００５〜０．００１５％とすれば一層好ましい。

前記（５）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材の化学組成は、溶鋼中で晶出型ＴｉＮ系粒子の核となる酸化物を形成し、晶出型ＴｉＮ系粒子を微細分散化して、ハイドロフォーム性を一層高めるとともに、剪断加工端面の破面性状を改善して溶接性を一層向上させることを目的として、上記（１）から（４）までのいずれかの発明の鋼材のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００２〜０．０１％から選択される１種以上を含有するものである。

上記のＣａからＲＥＭまでのいずれの元素も、溶鋼中で晶出型ＴｉＮ系粒子の核となる酸化物を形成し、晶出型ＴｉＮ系粒子を微細分散化して、ハイドロフォーム性を一層高めるとともに、剪断加工端面の破面性状を改善して溶接性を一層向上させる作用を有するので、ＣａからＲＥＭまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。

ここで、ＲＥＭは、前述のとおりＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことも既に述べたとおりである。

Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００２〜０．０１％
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、いずれも溶鋼中で晶出型ＴｉＮ系粒子の核となる酸化物を形成し、晶出型ＴｉＮ系粒子を微細分散化して、ハイドロフォーム性を一層高めるとともに、剪断加工端面の破面性状を改善して溶接性を一層向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭのいずれも０．０００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、上記各元素の含有量がいずれも０．０１％を超えると、溶接時に溶接金属部においてこれらの元素の酸化物が増加し、その酸化物が核となって、溶接金属割れを起こしやすくなる。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭを添加する場合には、その含有量はいずれも０．０００２〜０．０１％とするのがよい。

また、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、上記の適正範囲で含有させた場合、いずれもＭｎＳの性質を変化させる特性があり、熱延時に展伸しにくい介在物を形成して加工性の低下を防止する効果を有する。

なお、添加する場合のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量は、いずれについても０．０００２〜０．００５０％とすることが好ましく、いずれについても０．０００２〜０．００３０％とすれば一層好ましい。

なお、上述のＭｎＳによる加工性の低下を防止するためＺｒを添加することができる。その効果を確実に得るには、Ｚｒは０．０００２％以上の含有量とすることが好ましい。なお、Ｚｒの上記効果も０．０１％の含有量で飽和する。

（Ｂ）鋼の組織
本発明は、前記（Ａ）項で述べた鋼の化学組成に加えて、晶出型ＴｉＮ系粒子を積極的に微細化するとともにその量を適正化し、更に、フェライトの面積率とそのサイズも適正化して、Ｔｉ析出強化鋼におけるハイドロフォーム性を高めるとともに溶接性をも向上させるものである。

すなわち、前記（１）〜（５）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材は、粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子を断面積１ｍｍ²あたり５０〜５００００個含み、且つ、前記晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が７μｍ以下であり、更に、フェライトが組織に占める面積率が５０％以上でその平均粒径が３〜３０μｍでなければならない。

ここで、既に述べたように、本発明でいう「晶出型ＴｉＮ系粒子」は、Ａｌ系酸化物や鋼中にＣａが含有される場合のＣａ系酸化物などを核として生成するもののうちで、「粒径」が０．１〜２０μｍ程度のものを指す。また、「フェライト」には、いわゆる「ベイニティックフェライト」も含む。

「粒径」とは、個々の粒子である晶出型ＴｉＮ系粒子やフェライトの「短径と長径の和の１／２」で定義される値を指し、「平均粒径」とは１００視野観察して求めた個々の粒子の粒径を算術平均したものを指す。

前記の晶出型ＴｉＮ系粒子やフェライトは、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡及び、例えば、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いて観察することができるので、観察によって得られた像を画像解析して短径と長径を測定し、その和の１／２から個々の晶出型ＴｉＮ系粒子やフェライトの粒径を求めることができる。

なお、前記「平均粒径」と同様、組織に占めるフェライトの面積率が１００視野観察分の面積に対するフェライトの面積割合を指すこと、また、晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数が、１００視野観察分の面積に対する個数を断面積１ｍｍ²当たりに換算した個数を指すことも既に述べたとおりである。

先に定義した本発明に係る「晶出型ＴｉＮ系粒子」のうちで、粒径が０．３μｍ未満のもの、つまり、粒径が０．１μｍから０．３μｍ未満のものは、塑性変形時における応力集中の度合いが低く、フェライトとの界面から割れが発生せず微細なボイドを生じないので、鋼材の剪断加工端面の破面性状の改善がなされず、したがって、溶接性を高めることができない。このため、晶出型ＴｉＮ系粒子の粒径は０．３μｍ以上とする必要がある。

晶出型ＴｉＮ系粒子の粒径が０．３μｍ以上であっても、断面積１ｍｍ²当たりの個数が５０個未満の場合には、剪断加工時にフェライトとの界面から発生する微細なボイドの個数が少なすぎるために、鋼材の剪断加工端面の破面性状の改善がなされず、溶接性が向上しない。一方、断面積１ｍｍ²当たりの個数が５００００個を超えると、ハイドロフォーム法による成形時にフェライトとの界面から発生する微細なボイドの個数が多すぎ、それが連結して鋼材が早期破断するため、ハイドロフォーム性が向上しない。

粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子を断面積１ｍｍ²当たり５０〜５００００個含む場合であっても、その晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が７μｍを超えると、ハイドロフォーム法による成形時にフェライトとの界面から発生するボイドが粗大になるため、ハイドロフォーム成形による塑性変形の初期段階で早期破断し、ハイドロフォーム性が低下する。

前記の晶出型ＴｉＮ系粒子に関する規定を満たす場合であっても、組織に占めるフェライトの面積率が５０％未満であると、硬質な第２相の割合、つまり、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト及びセメンタイトの割合が増加し、ハイドロフォーム法による成形の初期段階にフェライトとの界面から割れを生じて鋼材が早期破断するため、良好なハイドロフォーム性を確保することができない。

また、組織に占めるフェライトの面積率が５０％以上であっても、フェライトの平均粒径が３μｍ未満であると、降伏比が高くなりすぎ、ハイドロフォーム性が劣化する。更に、フェライトの平均粒径が３０μｍを超えると、鋼材中の組織異方性が強くなりすぎ、ハイドロフォーム性が劣化する。

したがって、前記（１）〜（５）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材においては、「粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子を断面積１ｍｍ²あたり５０〜５００００個含み、且つ、前記晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が７μｍ以下であり、更に、フェライトが組織に占める面積率が５０％以上でその平均粒径が３〜３０μｍであること」と規定した。

なお、前述の晶出型ＴｉＮ系粒子の個々の粒径の下限値と同様に、晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径の下限が０．３μｍであっても構わない。そして、フェライトはその平均粒径が３〜３０μｍでありさえすればよく、個々のフェライトの粒径については規定しなくてもよい。しかし、ハイドロフォーム時の局部的な不均一変形を防止するために、個々のフェライトの粒径は１〜５０μｍ程度であることが好ましい。また、本発明においては、フェライトが組織に占める面積率の上限は９９％程度である。

上述の粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が０．３〜３．０μｍの場合、晶出型ＴｉＮ系粒子の微細化によるハイドロフォーム性の一層の向上に加えて、鋼材の剪断加工端面の破面性状の改善促進がなされるために溶接性も一層向上する。

したがって、前記（６）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材においては、粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径を０．３〜３．０μｍとした。

なお、鋼塊の中心部は表面部に比べて冷却速度が遅く、加えて、溶鋼の成分濃化（いわゆる「中心偏析」）が生じやすい。このため、鋼材には板厚中心部に近いほど粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子と粗大な硬質な第２相が多く存在するようになる。そして、この板厚中心部の近傍、なかでも板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域における晶出型ＴｉＮ系粒子の粒径分布制御と硬質な第２相の面積率制御を行うことによって、より良好なハイドロフォーム性と溶接性とを確保することが可能となる。

すなわち、上記の領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相との平均粒子間隔が１０〜５０μｍの場合には、ハイドロフォーム性と溶接性とが一層良好になる。

したがって、（７）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材においては、板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相との平均粒子間隔を１０〜５０μｍと規定した。

なお、既に述べたように、「硬質な第２相」とは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト及びセメンタイトのことを指す。また、個々の晶出型ＴｉＮ系粒子と個々の硬質な第２相との最も短い間隔を個々の粒子間隔とし、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡や透過電子顕微鏡などを用いて、１００視野観察して求めた個々の粒子間隔を算術平均したものを「晶出型ＴｉＮ系粒子と硬質な第２相との平均粒子間隔」ということも既に述べたとおりである。

フェライト以外の残部組織をマルテンサイト、パーライト、ベイナイト及びオーステナイトから選択される１種以上とするとともに、フェライト面積率に対するフェライト粒内の硬度を適正化する、具体的には、ビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ及びフェライトが組織に占める面積率が前記 (1)式、つまり、「Ａ≦（Ｂ＋２００）／１．５」を満たすようにすることで、フェライトと硬質な第２相との界面に割れが発生する前に、軟質なフェライトが局部的な伸びを受け持って界面での割れを抑制するようになるため、ハイドロフォーム性を極めて良好にすることができる。

したがって、（８）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材においては、ビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ及びフェライトが組織に占める面積率が前記 (1)式を満たし、フェライト以外の残部組織がマルテンサイト、パーライト、ベイナイト及びオーステナイトから選択される１種以上であることとした。

なお、上記のＡはビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さを表し、マイクロビッカース硬度計を用いて、例えば試験力を０．００９８０７〜０．０９８０７Ｎとしてフェライト粒内の硬さを５０個所測定した値を算術平均したものであり、また、Ｂはフェライトが組織に占める面積率（％）を表す。

既に述べたように、ハイドロフォーム性の良好な鋼材を素材として鋼管を作製すると、ハイドロフォーム性の良好な鋼管が得られる。したがって、（９）の発明に係るハイドロフォーム用電縫管は、ハイドロフォーム性の良好な前記（１）から（８）までのいずれかの発明に係るハイドロフォーム用鋼材を素材とするものと規定した。

（Ｃ）製造方法
熱間圧延や熱間圧延とその後の冷間圧延の条件を変化させるだけでは、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材の組織を前記（Ｂ）項に記載のもの、なかでも、粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子を断面積１ｍｍ²あたり５０〜５００００個含ませるとともにその晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径を７μｍ以下とすることはできない。しかし、例えば、鋼材の素材である溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における冷却速度を管理した鋼塊を熱間圧延し、しかも、その圧延条件や圧延後の冷却条件を適正化することによって、上記の組織とすることが可能である。

すなわち、例えば、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒として冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度まで冷却し、その後巻き取ることで、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材の組織を前記（Ｂ）項に記載のものとして、良好なハイドロフォーム性と溶接性とを確保させることができる。また、前記のようにして冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度まで冷却してから巻き取ることによっても、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材の組織を前記（Ｂ）項に記載のものとして、良好なハイドロフォーム性と溶接性とを確保させることができる。

晶出型ＴｉＮ系粒子のなかでも、そのほとんどのものがデンドライト１次アーム又は２次アームの樹間で観察される粗大な晶出型ＴｉＮ系粒子は、溶鋼の液相線温度以上の領域又は、溶鋼の固液共存温度の近傍で生成し、ハイドロフォーム性及び溶接性に悪影響を及ぼす。

しかし、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒とすることで、鋼中に適正なサイズと量の晶出型ＴｉＮ系粒子が分散して、ハイドロフォーム性及び溶接性が良好になる。

なお、上述の記温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が０．４℃／秒未満の場合には、晶出型ＴｉＮ系粒子が粗大になって、断面積１ｍｍ²当たりの個数が５０個を下回ったり、平均粒径が７μｍを超えてしまうことがある。一方、上記の平均冷却速度が７℃／秒を超える場合には、晶出型ＴｉＮ系粒子は小さくなるものの、微細分散化しすぎて、断面積１ｍｍ²当たりの個数が５００００個を超えてしまうことがある。

したがって、前記（１０）及び（１１）の発明においては、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒として冷却した鋼塊を熱間圧延することとした。

既に述べたように、「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」とは、鋳型内や連続鋳造機内で凝固シェルを形成して内部が溶融状態にある場合を含めて鋼塊と呼ぶ場合の、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面における表面部から中心部の全領域における冷却速度の平均値を指す。

上記した溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲の平均冷却速度を２〜７℃／秒とすれば、前述の粒径が０．３μｍ以上である晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径を容易に０．３〜３．０μｍとすることができ、一層良好なハイドロフォーム性と溶接性との確保が可能となる。

したがって、前記（１２）の発明においては、上述の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を２〜７℃／秒と規定した。

なお、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４℃／秒以上にするには、例えば、連続鋳造機内の２次スプレー冷却帯の高圧化、高水量化による強制冷却を行ったり、鋳型厚みの減厚化又は連続鋳造機内のスラブ未凝固層の圧下によるスラブ厚みの減少等の処理を行えばよい。また、連続鋳造機内の２次スプレーの水量調整によって、前記の平均冷却速度を容易に７℃／秒に抑えることができる。

溶鋼を鋳造して鋼塊とする際に、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を上述のように調整して得た鋼塊は、仕上げ温度を「Ａｒ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度域まで冷却し、その後巻き取る。この処理によって、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材の組織を前記（Ｂ）項に記載のものとして、良好なハイドロフォーム性と溶接性とを確保させることができる。

１０５０℃を超える仕上げ温度は、設備面で板の通板速度を上げる必要があり、設備投資に莫大な費用を要して現実的ではない。一方、「Ａｒ３ 点−１００℃」以上の仕上げ温度を確保することで、不均一な加工フェライトの生成が少なくなる。

また、仕上げ圧延後の平均冷却速度が１０℃／秒を下回ったり、巻き取り温度が７３０℃を超えると、粗大なフェライトが生成して、ハイドロフォーム性の低下をきたす場合がある。

したがって、前記（１０）の発明では、前述の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を調整して得た鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ₃点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度域まで冷却し、その後巻き取ることとした。

なお、前記の温度域で熱間圧延を仕上げた後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満まで冷却してから巻き取ってもよい。この処理によって、フェライトとベイナイトやマルテンサイト、オーステナイト等の割合を調整できるからである。

したがって、前記（１１）の発明では、平均冷却速度を調整して得た鋼塊を、仕上げ温度を「Ａr₃点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満まで冷却してから巻き取ることとした。

既に述べたように、熱間圧延される鋼材の温度は、鋼材の表面における温度をいい、鋼材の平均冷却速度とは鋼材の表面における冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。また、空冷は大気中放冷及び強制空冷を指す。

なお、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際に、いわゆる「未凝固層圧下」を行うと、鋼塊の厚みの減少により鋼塊中心近傍の冷却速度を速くすることができ、更に、濃化した溶鋼を排出することもできる。また、「電磁撹拌」処理を施すと、濃化した溶鋼を排出することができる。

このため、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際に、「未凝固層圧下」や電磁撹拌を施すことが好ましく、特に、鋼塊の未凝固層が鋼塊の厚みの３０％以下になった部位に圧下又は電磁撹拌を施すことが好ましい。この処理によって、板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、晶出型ＴｉＮ系粒子の粗大化防止と硬質な第２相の増加防止が可能となり、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相との平均粒子間隔を比較的容易に１０〜５０μｍとすることができるからである。

したがって、前記（１３）の発明では、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、鋼塊の未凝固層が鋼塊の厚みの３０％以下になった部位に圧下又は電磁撹拌を施すこととした。

なお、上記の圧下に際しては、未凝固層に鋼塊厚さの５％以上の圧下量を加えることが好ましく、未凝固層の厚みに相当する圧下量を加えれば更に好ましい。なお、圧下又は電磁撹拌を施す場合の鋼塊の未凝固層の鋼塊の厚さに対する割合は１％以上であることが望ましい。

既に述べたように、ハイドロフォーム性の良好な鋼材を素材として鋼管を作製すると、ハイドロフォーム性の良好な鋼管が得られる。そして、前記（１０）から（１３）までのいずれかの発明に係る方法で製造されたハイドロフォーム用鋼材は、良好なハイドロフォーム性と溶接性とを具備するものである。したがって、前記（１０）から（１３）までのいずれかの発明に係る方法で製造されたハイドロフォーム用鋼材を管状に成形した後、突き合わせ部を溶接して電縫管を製造すれば、ハイドロフォーム性に優れた電縫管を得ることができる。

このため、前記（１４）の発明に係るハイドロフォーム用電縫管の製造方法は、前記（１０）から（１３）までのいずれかの発明に係る製造方法によって得られたハイドロフォーム用鋼材を管状に成形した後、突き合わせ部を溶接するものと規定した。

なお、突き合わせ部を溶接する際の条件は特に規定する必要はなく、電縫管の製造で通常行われている条件とすればよい。

なお、（１）〜（５）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材は、例えば、（１０）〜（１３）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。

（６）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材は、例えば、（１０）〜（１３）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。

（７）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材は、例えば、（１３）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。

（８）の発明に係るハイドロフォーム用鋼材は、例えば、（１０）〜（１２）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。

（９）の発明に係るハイドロフォーム用電縫管は、例えば、（１４）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。

冷間圧延してハイドロフォーム用鋼材を得る場合には、上記のようにして得た熱間圧延鋼材を通常の方法で冷間圧延すればよい。なお、冷間圧延時の圧下率は４０％以上とし、冷間圧延後は焼鈍処理することが望ましい。この焼鈍処理は、通常の方法で行えばよい。すなわち、Ａｃ１ 点以上の温度で１０秒以上の保持を実施し、その後、通常の方法で冷却すればよい。

なお、上記「％単位」での圧下率とは｛「冷間圧延前の被圧延材の厚さ−冷間圧延後の被圧延材の厚さ」／「冷間圧延前の被圧延材の厚さ」｝×１００で表される値をいう。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する各種の鋼を、表２及び表３に示す条件で連続鋳造して幅１２００ｍｍで、厚さが７０〜２５０ｍｍのスラブにし、更に、各スラブを１１００〜１３００℃に加熱してから表２及び表３に示す条件で熱間圧延して厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板に仕上げた。

なお、スラブは鋳型幅が１２００ｍｍで鋳型厚みが１００〜２５０ｍｍの試験用連続鋳造機にて鋳造し、各鋼種において、それぞれ液相線温度から１３００℃におけるスラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を変えて晶出型ＴｉＮ系粒子の形態制御を実施した。

上記スラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度の変更は、主に、試験連続鋳造機内において、２次冷却水量の変更とスラブ未凝固部圧下によるスラブ厚み変更とを行うことで実施した。なお、液相線温度から１３００℃におけるスラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度の算出は、スラブ表面から中心部にかけて５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔を測定して算出した。

熱間圧延は、仕上げ温度を１０１０〜７８０℃とし、仕上げ圧延後は５０〜９０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、１２０〜７５０℃で巻き取った。一部のものについては、冷却途中での中間空冷も実施した。

なお、一部の鋼種については、表２及び表３に示す条件で熱間圧延して厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板を作製し、この熱延鋼板を圧下率１０〜５０％で冷間圧延し、その後に焼鈍処理を施して冷延鋼板とすることも行った。冷間圧延条件の詳細は、後述の表８に示すとおりである。

また、上記のようにして得た厚さが２．０ｍｍの各熱延鋼板及び厚さが１．０〜１．８ｍｍの各冷延鋼板をスリット状に剪断加工し、粗さ計を用いて、切断端面の破面粗さ（平均粗さＲａ）を測定した。

次いで、上記のスリット状に剪断加工した各鋼板を、通常の方法で管状に成形した後、突き合わせ部を抵抗溶接して、内径が６０．５ｍｍの電縫管（以下、６０．５φ電縫管ともいう。）を製造した。

厚さが２．０ｍｍの各熱延鋼板について、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡を用いて、鋼板板厚の断面組織を観察した。更に、観察された晶出型ＴｉＮ系粒子の個々の粒径を測定し、粒径が０．３μｍ以上であった晶出型ＴｉＮ系粒子について、断面積１ｍｍ²当たりの個数と平均粒径を求めた。

また、鋼板組織における相（組織）を特定するとともに、組織に占めるフェライトの面積率を求め、更に、フェライトの個々の粒径を測定して平均粒径を求めた。

板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相（すなわち、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト及びセメンタイト）との最も短い距離から個々の粒子間隔を求め、１００視野観察して求めた上記個々の粒子間隔を算術平均して、「晶出型ＴｉＮ系粒子と硬質な第２相との平均粒子間隔」を算出した。

更に、試験力を０．０１９６１Ｎとしてフェライト粒内の硬さを５０個所測定した値を算術平均し、フェライトの粒内硬さを求めた。

同様に、厚さが１．０〜１．８ｍｍの各冷延鋼板について、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡を用いて、鋼板板厚の断面組織を観察し、鋼板組織における相（組織）を特定した。

前記の厚さが２．０ｍｍの各熱延鋼板及び厚さが１．０〜１．８ｍｍの各冷延鋼板の機械的性質を以下の方法で調査した。

すなわち、鋼板の圧延方向と直角な方向からJIS Z 2201に記載の５号引張り試験片を切り出し、室温で引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）とを測定した。また、鋼板の圧延方向と直角な方向から、図１に示す長さが１８０ｍｍ、幅が４０ｍｍで長さ方向の中央部両側に半径Ｒ＝１０ｍｍの加工を施したＲ付き引張り試験片を採取し、標点距離（ＧＬ）を２ｍｍとして、つまり、中央部に２ｍｍ間隔のけがき線を引いて、室温で引張試験し、下記の (2)式から伸び（局部伸び）を求めた。

Ｒ付き引張り試験片の伸び（％）＝｛「試験後のけがき線間隔（ｍｍ）−試験前のけがき線間隔（ｍｍ）」／「試験前のけがき線間隔（ｍｍ）」｝×１００・・・(2)。

前記の各６０．５φ電縫管については、その機械的性質、ハイドロフォーム性及び溶接性を以下の方法で調査した。

すなわち、各６０．５φ電縫管の管軸方向からJIS Z 2201に規定された１２Ｂ号引張り試験片を採取して室温で引張試験し、引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）とを測定した。

更に、各電縫管を切り開いて平坦化し、元の電縫管の管周方向に対応する方向から、図１に示す上記の長さ方向の中央部両側に半径Ｒ＝１０ｍｍの加工を施したＲ付き引張り試験片を採取し、標点距離（ＧＬ）を２ｍｍとして室温で引張試験し、上記 (2)式から伸び（局部伸び）を求めた。

また、図２に示すような上下の金型を用いて、前記の各６０．５φ電縫管６に対してハイドロフォーム成形試験を行い、ハイドロフォーム成形の際の拡管率を求めた。

すなわち、金型空間４を形成する上部金型１、下部金型２及びシール部３で６０．５φ電縫管６を保持し、注入部５を通じて電縫管内に液圧（油圧）をかけ、電縫管を金型空間４内に膨出させた。次いで、膨出変形割れ部における電縫管の周長を測定し、下記 (3)式からハイドロフォーム成形の際の拡管率を求めた。

拡管率（％）＝｛「変形後の周長−素管周長」／「素管周長」｝×１００・・・(3)。

溶接性は、前記の各６０．５φ電縫管を曲げ半径、つまり内側半径を１２１ｍｍとして９０゜になるまで曲げ試験を行い、そのときの溶接部における割れ発生率で評価した。

表４〜６に、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板の組織と機械的性質を、表７に、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板の切断端面の破面粗さ（Ｒａ）並びに、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板を素材とする電縫管の機械的性質、拡管率及び溶接部における割れ発生率を、表８に、厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板の冷間圧延の条件、冷延鋼板の機械的性質、組織、切断端面の破面粗さ（Ｒａ）並びに、冷延鋼板を素材とする電縫管の機械的性質、拡管率及び溶接部における割れ発生率を示す。

熱延鋼板及び熱延鋼板を素材とする電縫管に係る試験番号１〜２３の場合、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数は５０〜４７０００個で５０〜５００００個という本発明の規定を満たし、且つ、前記粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径は０．５〜６．８μｍで本発明で規定する７μｍ以下である。更に、上記の各試験番号の場合には、組織に占めるフェライトの面積率は６２〜９８％で５０％以上という本発明の規定を満たし、また、フェライトの平均粒径も３〜２８μｍで本発明で規定する３〜３０μｍの範囲である。

このため、熱延鋼板のＲ付引張り試験片の伸び及び熱延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びはいずれも９０％以上と良好であり、したがって、電縫管の拡管率も１７％以上でハイドロフォーム性に優れていた。更に、熱延鋼板をスリット状に剪断加工した際の切断端面の破面粗さ（Ｒａ）も４．５μｍ以下と優れており、熱延鋼板を素材とする電縫管を曲げ試験しても溶接部に割れは発生せず溶接性にも優れていた。

前記各試験番号のうちでも、ビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ及びフェライトが組織に占める面積率が前記 (1)式、つまり、「Ａ≦（Ｂ＋２００）／１．５」を満たす試験番号１〜８、試験番号１０、試験番号１２〜１６、試験番号１８〜２０、試験番号２２及び試験番号２３の場合は、電縫管の拡管率は２０％以上でハイドロフォーム性は一層良好であった。また、上記の試験番号の中でも、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が０．５〜３．０μｍである試験番号２、試験番号３、試験番号５、試験番号７、試験番号８、試験番号１０、試験番号１６、試験番号１８及び試験番号２０の場合や、板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相であるパーライトとの平均粒子間隔が３０μｍである試験番号４の場合、更には、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が０．６μｍと２．３μｍで、しかも、板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相であるベイナイト又はパーライトとの平均粒子間隔が４８μｍと２４μｍである試験番号１３と試験番号１４の場合には、電縫管の拡管率は３０％以上でハイドロフォーム性は極めて良好であった。

一方、試験番号２４〜２８の場合、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が７．１〜７．６μｍで７μｍを超えるため、熱延鋼板のＲ付引張り試験片の伸びは４６〜７４％、また、熱延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びは４４〜７０％でいずれも低く、そのため、電縫管の拡管率は９〜１４％でハイドロフォーム性に劣るものであった。上記の試験番号のうちで試験番号２５及び試験番号２６の場合は、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数が３５個と４８個で少ないため、熱延鋼板をスリット状に剪断加工した際の切断端面の破面粗さ（Ｒａ）はそれぞれ５．５μｍと５．３μｍで粗く、熱延鋼板を素材とする電縫管を曲げ試験した場合の溶接部の割れ発生率は４０％と３０％と大きくなって溶接性にも劣っていた。

試験番号２９及び試験番号３０の場合、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数がそれぞれ５３０００個と５１０００個で５００００個を超えるため、熱延鋼板のＲ付引張り試験片の伸びは６２％と６５％、また、熱延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びは６０％と６３％でいずれも低く、そのため、電縫管の拡管率は１２％と１３％でハイドロフォーム性が劣るものであった。

試験番３１及び試験番号３４の場合、フェライトの平均粒径が３１μｍと３２μｍで本発明の規定上限である３０μｍを超えるため、熱延鋼板のＲ付引張り試験片の伸びは７３％と６０％、また、熱延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びは６８％と６０％で、いずれも低いものであった。そのため、両者の電縫管の拡管率は１４％と１３％でハイドロフォーム性が劣っていた。

試験番号３２の場合、フェライトの平均粒径が２μｍで本発明の規定下限である３μｍを下回るため、熱延鋼板のＲ付引張り試験片の伸びは６０％、また、熱延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びも５８％と低いものであった。そのため、電縫管の拡管率は１２％でハイドロフォーム性に劣っていた。

試験番号３３の場合、組織に占めるフェライトの面積率は４８％で本発明の規定下限である５０％を下回るため、熱延鋼板のＲ付引張り試験片伸びは４５％、また、熱延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びも４３％と低いものであった。そのため、電縫管の拡管率は９％と小さく、ハイドロフォーム性の点で劣っていた。

試験番号３５〜３８の場合、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数が４０〜４５個で少ないため、熱延鋼板をスリット状に剪断加工した際の切断端面の破面粗さ（Ｒａ）は５．０〜５．３μｍと粗いものであった。このため、熱延鋼板を素材とする電縫管を曲げ試験した場合の溶接部の割れ発生率は１０〜２０％で、溶接性が劣るものであった。

冷延鋼板及び冷延鋼板を素材とする電縫管に係る試験番号Ｃ１〜Ｃ１１の場合、熱延鋼板製造記号Ｈ１等の本発明で規定する条件を満たす熱延鋼板を素材とするものであるため、冷延鋼板のＲ付引張り試験片の伸びは１００％以上及び冷延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びは１００％以上と良好であり、したがって、電縫管の拡管率も２０％以上でハイドロフォーム性に優れていた。更に、冷延鋼板をスリット状に剪断加工した際の切断端面の破面粗さ（Ｒａ）も４．５μｍ以下と優れており、冷延鋼板を素材とする電縫管を曲げ試験しても溶接部に割れは発生せず溶接性にも優れていた。

これに対して、試験番号Ｃ１２〜Ｃ１６の場合、熱延鋼板製造記号Ｈ２４等の本発明で規定する条件から外れた熱延鋼板を素材とするものであるため、冷延鋼板のＲ付引張り試験片の伸びは５２〜７５％、また、冷延鋼板を素材とする電縫管のＲ付引張り試験片の伸びは５２〜７５％でいずれも低く、そのため、電縫管の拡管率は９〜１３％でハイドロフォーム性が劣るものであった。

加えて、試験番号Ｃ１３及び試験番号Ｃ１４は、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の断面積１ｍｍ²当たりの個数が５０個未満である熱延鋼板を冷延鋼板の素材としたために、冷延鋼板をスリット状に剪断加工した際の切断端面の破面粗さ（Ｒａ）は５．２〜５．４μｍと粗く、冷延鋼板を素材とする電縫管を曲げ試験した場合の溶接部の割れ発生率は２０〜３０％で溶接性にも劣っていた。

本発明のハイドロフォーム用鋼材は、３９０ＭＰａ以上の引張強さを有し、ハイドロフォーム性及び溶接性に優れているので、自動車の構造部材や足廻り部材の素材として利用することができる。また、このハイドロフォーム用鋼材をハイドロフォーム用電縫管の素材として利用することができる。本発明のハイドロフォーム用鋼材及びハイドロフォーム用電縫管は、本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。

「Ｒ付き引張り試験片」を説明する図である。 電縫管のハイドロフォーム成形試験を説明する図である。

符号の説明

１：上部金型、
２：下部金型２、
３：シール部、
４：金型空間
５：注入部、
６：６０．５φ電縫管。

Claims (14)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００５〜０．１０％、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＮ：０．０００４〜０．０１００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成で、粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子を断面積１ｍｍ²あたり５０〜５００００個含み、且つ、前記晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が７μｍ以下であり、フェライトが組織に占める面積率が５０％以上でその平均粒径が３〜３０μｍであることを特徴とするハイドロフォーム用鋼材。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．２％以下の１種以上を含有する請求項１に記載のハイドロフォーム用鋼材。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含有する請求項１又は２に記載のハイドロフォーム用鋼材。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下及びＢ：０．０００５〜０．００３％の１種以上を含有する請求項１から３までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。
5. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．０００２〜０．０１％から選択される１種以上を含有する請求項１から４までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。
6. 粒径が０．３μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子の平均粒径が０．３〜３．０μｍであることを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。
7. 板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の１５％までの範囲にある板厚中心領域において、粒径が２μｍ以上の晶出型ＴｉＮ系粒子と粒径が２μｍ以上の硬質な第２相との平均粒子間隔が１０〜５０μｍであることを特徴とする請求項１から６までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。
8. ビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ及びフェライトが組織に占める面積率が下記(1)式を満たし、フェライト以外の残部組織がマルテンサイト、パーライト、ベイナイト及びオーステナイトから選択される１種以上であることを特徴とする請求項１から７までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材。
   Ａ≦（Ｂ＋２００）／１．５・・・・・(1)
   ここで、(1)式中のＡはビッカース硬さでのフェライトの粒内硬さ、Ｂはフェライトが組織に占める面積率（％）を表す。
9. 請求項１から８までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材を素材とするハイドロフォーム用電縫管。
10. ハイドロフォーム用鋼材の製造方法であって、請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒として冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度まで冷却し、その後巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム用鋼材の製造方法。
11. ハイドロフォーム用鋼材の製造方法であって、請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４〜７℃／秒として冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満の温度まで冷却してから巻き取ることを特徴とするハイドロフォーム用鋼材の製造方法。
12. 鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が２〜７℃／秒であることを特徴とする請求項１０又は１１に記載のハイドロフォーム用鋼材の製造方法。
13. 溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、鋼塊の未凝固層が鋼塊の厚みの３０％以下になった部位に圧下又は電磁撹拌を施すことを特徴とする請求項１０から１２までのいずれかに記載のハイドロフォーム用鋼材の製造方法。
14. ハイドロフォーム用電縫管の製造方法であって、請求項１０から１３までのいずれかに記載の製造方法によって得られたハイドロフォーム用鋼材を管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することを特徴とするハイドロフォーム用電縫管の製造方法。

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