(57)【要約】  本発明は、自動車のシャーシ部品などに用いられる鋼に関し、より詳細には、電気抵抗溶接時に形成された溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度低下が母材に比べて少なく、拡管性に優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼板及びその製造方法を提供する。
2021508001.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．１９％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２５％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０３５％以下、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
前記Ｍｎ及びＳｉは下記関係式１を満たし、
微細組織がフェライト相を基地組織にしてマルテンサイト相及びベイナイト相で構成された硬質相を混合して含み、
前記硬質相の全分率（面積分率）のうち１つの結晶粒（ｓｉｎｇｌｅ  ｇｒａｉｎ）内に前記マルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒の分率が５０％以上であり、前記結晶粒内の炭素分布が下記関係式２を満たす、拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板。
［関係式１］
４＜Ｍｎ／Ｓｉ＜１２
（ここで、Ｍｎ及びＳｉは各元素の重量含有量を意味する。）
［関係式２］
１．２≦ＰＣＢ／ＰＣＣ≦２．０
（ここで、ＰＣＢは硬質相内にマルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒の中央から前記結晶粒の境界まで該当する距離の７０％の地点における炭素のＥＰＭＡ強度（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）測定値、ＰＣＣは同一の結晶粒の中央地点における炭素のＥＰＭＡ強度（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）測定値を意味する。）
【請求項２】
前記フェライト相は面積分率で６０〜８０％含まれる、請求項１に記載の拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板。
【請求項３】
前記熱延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下である、請求項１に記載の拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板。
【請求項４】
前記熱延鋼板は、パイプへの造管後に、前記パイプの拡管率が前記熱延鋼板の伸び率に対して８５％以上である、請求項１に記載の拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板。
【請求項５】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．１９％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２５％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０３５％以下、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、前記Ｍｎ及びＳｉは下記関係式１を満たす鋼スラブを１１８０〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却する段階と、
前記１次冷却後に、下記関係式３を満たす範囲内で０．０５〜２．０℃／ｓの冷却速度で冷却する２次冷却段階と、
前記２次冷却後に、常温〜４００℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、
前記３次冷却後に巻取る段階と、を含む、拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法。
［関係式１］
４＜Ｍｎ／Ｓｉ＜１２
（ここで、Ｍｎ及びＳｉは各元素の重量含有量を意味する。）
［関係式３］
０≦ｔ−ｔａ≦３
（前記［ｔａ＝２５０＋（６５．１［Ｃ］）＋（９．２［Ｍｎ］）＋（２０．５［Ｃｒ］）−（４．７［Ｓｉ］）−（４．８［Ｓｏｌ．Ａｌ］）−（０．８７Ｔｅｍｐ）＋（０．０００６８Ｔｅｍｐ＾２）］であり、ここで、ｔは２次冷却維持時間（秒、ｓｅｃ）、ｔａは最適な相分率の確保のための２次冷却維持時間（秒、ｓｅｃ）、Ｔｅｍｐは２次冷却の中間温度であって、２次冷却開始時点と終了時点の間の中間点の温度を意味する。そして、各合金成分はそれぞれ、重量含有量を意味する。）
【請求項６】
前記仕上げ熱間圧延はＡｒ３〜１０００℃の温度範囲で行う、請求項５に記載の拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１の熱延鋼板を電気抵抗溶接して製造される、拡管性に優れた電縫鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のシャーシ部品などに用いられる鋼に関し、より詳細には、拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近の自動車産業界は、地球環境保全のための燃費規制及び搭乗者の衝突安全性の確保のために、相対的に低コストで燃費及び衝突安全性をともに確保することができる高強度鋼材の採用が増加している。かかる軽量化に対する動きは、車体だけでなく、シャーシ部品にも同様に適用されている。
【０００３】
一般に、車体用鋼材に要求される物性として、強度及び成形のための伸び率や、組み立てのために必要な点溶接性（ｓｐｏｔ  ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）などが挙げられる。
【０００４】
一方、シャーシ部品用鋼材は、部品の特性上、強度及び成形のために必要な伸び率に加えて、部品の組み立て時に適用されるアーク溶接性及び部品の耐久品質を確保するための疲労特性が要求される。
【０００５】
特に、シャーシ部品のうちＣＴＢＡ（Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｔｏｒｓｉｏｎ  Ｂｅａｍ  Ａｘｌｅ）などの部品では、剛性及び軽量化をともに確保するために中空パイプを成形して使用しており、さらなる軽量化のために素材の高強度化も行われている。
【０００６】
このように、パイプ部材として用いられる素材は、一般的に電気抵抗溶接を介してパイプを製造するため、電気抵抗溶接性とともに造管時における素材のロールフォーミング性、及びパイプへの造管後の冷間成形性が非常に重要である。そのため、かかる素材が有するべき物性として、電気抵抗溶接時における溶接部の健全性の確保が非常に重要である。これは、電縫鋼管（電気抵抗溶接鋼管）の成形時の変形によって、大部分の破断が母材と比べて溶接部や溶接熱影響部に集中するためである。
【０００７】
素材の造管時におけるロールフォーミング性を良くするためには、素材の降伏比をできる限り低くする方法を用いることが有利である。しかし、上記素材が高強度鋼材の場合には降伏強度が高く、降伏比が高くなると、ロールフォーミング（ｒｏｌｌ  ｆｏｒｍｉｎｇ）時のスプリングバック（ｓｐｒｉｎｇ  ｂａｃｋ）が激しくなるため、真円度を確保することが難しくなるという問題がある。
【０００８】
そして、最終的にパイプを用いて冷間成形を行うためには、素材の伸び率の確保も必要である。これを満たすためには、低降伏比を有するとともに、伸び率に優れた鋼材が基本的に要求される。かかる特性を満たすことができる素材として、２相組織（ｄｕａｌ  ｐｈａｓｅ）鋼（ＤＰ鋼）と呼ばれる低降伏比型熱延鋼板が代表的である。
【０００９】
従来の低降伏比型熱延鋼板は、通常、フェライト−マルテンサイトの２相複合組織鋼であって、マルテンサイト変態時に導入される可動転位によって連続降伏挙動及び低降伏強度特性が発揮され、伸び率に優れた特性を有する。
【００１０】
かかる物性を確保するために、従来では、熱間圧延後の冷却時にフェライト分率を安定的に確保することを目的に、鋼中にＳｉを大量に含有する成分系で制御した。しかし、電気抵抗溶接方法でパイプを製造する場合、Ｓｉ酸化物が溶融部に大量に生成され、溶接部にペネトレータ（ｐｅｎｅｔｒａｔｏｒ）欠陥を誘発するという問題が発生するようになる。そして、フェライト変態後、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下に急冷してマルテンサイトが得られる。この際、残余相（ｐｈａｓｅ）が純粋なマルテンサイトのみで構成されると、溶接時の熱による強度低下が大きくなるという問題がある。特に、溶接熱影響部の硬度低下（△Ｈｖ）が３０を超えて発生するようになる。
【００１１】
一方、上記のような硬度低下現象を軽減するための方法として、フェライト変態後、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以下に急冷して純粋なベイナイト相が得られるようにすると、硬度低下は抑制することができるものの、降伏強度が上昇し、且つ伸び率が低下するという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開２０００−０６３９５５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の目的は、電気抵抗溶接時に形成された溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度低下が母材に比べて少なく、拡管性に優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明の一実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．１９％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２５％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０３５％以下、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｍｎ及びＳｉは下記関係式１を満たし、微細組織がフェライト相を基地組織にしてマルテンサイト相及びベイナイト相で構成された硬質相を混合して含み、上記硬質相の全分率（面積分率）のうち１つの結晶粒（ｓｉｎｇｌｅ  ｇｒａｉｎ）内に上記マルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒の分率が５０％以上であり、上記結晶粒内の炭素分布が下記関係式２を満たすことを特徴とする拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板を提供する。
［関係式１］
４＜Ｍｎ／Ｓｉ＜１２
（ここで、Ｍｎ及びＳｉは各元素の重量含有量を意味する。）
［関係式２］
１．２≦ＰＣＢ／ＰＣＣ≦２．０
（ここで、ＰＣＢは硬質相内にマルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒の中央から上記結晶粒の境界まで該当する距離の７０％の地点における炭素のＥＰＭＡ強度（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）測定値、ＰＣＣは同一の結晶粒の中央地点における炭素のＥＰＭＡ強度（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）測定値を意味する。）
【００１５】
本発明の他の実施形態は、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを１１８０〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却後に、下記関係式３を満たす範囲内で０．０５〜２．０℃／ｓの冷却速度で冷却する２次冷却段階と、上記２次冷却後に、常温〜４００℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、上記３次冷却後に巻取る段階と、を含む拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法を提供する。
［関係式３］
０≦ｔ−ｔａ≦３
（上記［ｔａ＝２５０＋（６５．１［Ｃ］）＋（９．２［Ｍｎ］）＋（２０．５［Ｃｒ］）−（４．７［Ｓｉ］）−（４．８［Ｓｏｌ．Ａｌ］）−（０．８７Ｔｅｍｐ）＋（０．０００６８Ｔｅｍｐ＾２）］であり、ここで、ｔは２次冷却維持時間（秒、ｓｅｃ）、ｔａは最適な相分率の確保のための２次冷却維持時間（秒、ｓｅｃ）、Ｔｅｍｐは２次冷却の中間温度であって、２次冷却開始時点と終了時点の間の中間点の温度を意味する。そして、各合金成分はそれぞれ、重量含有量を意味する。）
【００１６】
本発明のさらに他の実施形態は、上述した熱延鋼板を電気抵抗溶接して製造した溶接性に優れた電縫鋼管を提供する。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によると、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度及び低降伏比を有する熱延鋼板を提供することができ、上記熱延鋼板の電気抵抗溶接時における溶接部の欠陥が抑制されるだけでなく、溶接熱影響部の硬度低下を最小限に抑えることができる。
【００１８】
また、溶接後のパイプ造管及び拡管時に、溶接部や溶接熱影響部などにおいてクラックの発生がなく、優れた冷間成形性を確保することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏ  Ｐｒｏｂｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いることで、本発明の一実施形態による発明例１の全硬質相内に面積比で５０％以上を占める組織の形状を観察した写真（ａ）、及び上記組織の区間別に測定された炭素（Ｃ）含有量の分布を示すグラフ（ｂ）である。
【図２】ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏ  Ｐｒｏｂｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いることで、従来ＤＰ鋼の硬質相組織の形状を観察した写真（ａ）、及び上記組織の区間別に測定された炭素（Ｃ）含有量の分布を示すグラフ（ｂ）である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明者らは、降伏比０．８未満に制御されて、造管のためのロールフォーミング成形が容易であり、電気抵抗溶接性に優れるだけでなく、溶接熱影響部における強度低下が少ないため、造管後の拡管加工時に溶接部や熱影響部において破断が起こらない冷間成形性に優れた９８０ＭＰａ級熱延鋼板を製造するために深く研究した。
【００２１】
その結果、鋼材の合金組成及び製造条件を最適化することにより、上述した物性の確保に有利な微細組織を形成することで、高強度を有するとともに、拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
【００２２】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２３】
本発明の一実施形態による拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２２％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１〜０．１９％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０２５％以下、バナジウム（Ｖ）：０．０３５％以下、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％を含むことが好ましい。
【００２４】
以下では、本発明で提供される熱延鋼板の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。この際、特に言及しない限り、各元素の含有量は重量％である。
【００２５】
Ｃ：０．１５〜０．２２％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素であり、その添加量が増加すると、フェライト、ベイナイト、及びマルテンサイトで構成される複合組織鋼において、ベイナイト、マルテンサイトのような低温変態相の分率が増加して引張強度が向上する。
本発明において、上記Ｃの含有量が０．１５％未満の場合には、熱間圧延後の冷却中に低温変態相の形成が容易ではないため、目標レベルの強度を確保することができなくなる。これに対し、その含有量が０．２２％を超えると、強度が過度に上昇し、溶接性、成形性、及び靭性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量を０．１５〜０．２２％に制御することが好ましく、より好ましくは０．１７〜０．２１％に制御することができる。
【００２６】
Ｓｉ：０．１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化の効果を奏し、フェライト安定化元素として熱間圧延後の冷却中にフェライト変態を促進する効果を奏する。これにより、フェライト、ベイナイト、及びマルテンサイトの複合組織鋼の基地を構成するフェライト分率の増大に効果的な元素である。
かかるＳｉの含有量が０．１％未満の場合には、フェライト安定化効果が少なく、基地組織をフェライト組織に形成することが難しい。これに対し、その含有量が１．０％を超えると、熱間圧延時の鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成されて、鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び電気抵抗溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．１〜１．０％に制御することが好ましく、より好ましくは０．１５〜０．８％に制御することができる。
【００２７】
Ｍｎ：０．８〜１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｓｉと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱間圧延後の冷却中にベイナイト相又はマルテンサイト相の形成を容易にする。
しかし、その含有量が０．８％未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が１．８％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させて、フェライト相の適正分率を確保するのに困難があり、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、最終製品の電気抵抗溶接性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含有量を０．８〜１．８％に制御することが好ましく、より好ましくは１．０〜１．７５％に制御することが有利である。
【００２８】
Ｐ：０．００１〜０．０３％
リン（Ｐ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０３％を超えると、マイクロ偏析によって延性が低下し、且つ鋼の衝撃特性を低下する。また、上記Ｐの含有量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が大幅に低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｐの含有量を０．００１〜０．０３％に制御することが好ましい。
【００２９】
Ｓ：０．００１〜０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと組み合わせて非金属介在物を形成し、結果として、鋼の靭性を大きく低下するという問題がある。また、上記Ｓの含有量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓの含有量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
【００３０】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１９％
可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は、フェライト安定化元素であって、熱間圧延後の冷却中におけるフェライト相の形成に有効な元素である。
かかるＳｏｌ．Ａｌの含有量が０．００１％未満の場合には、その添加効果が小さくて上述した効果を十分に得ることができず、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が著しく低下するという問題がある。これに対し、その含有量が０．１９％を超えると、電気抵抗溶接時に相対的に融点の高いＡｌ系酸化物（例えば、Ａｌ２Ｏ３）の生成が容易となり、拡管時に介在物の周辺に応力が局部的に集中して亀裂開始の要因になるおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．００１〜０．１９％に制御することが好ましく、より好ましくは０．００３〜０．１５％、さらに好ましくは０．００３〜０．１０％に制御することができる。
【００３１】
Ｃｒ：０．３〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、Ｍｎと同様に冷却時にフェライト相変態を遅延させることで、マルテンサイトの形成を有利にする役割を果たす。
かかるＣｒの含有量が０．３％未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が１．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させて、必要以上にベイナイト相又はマルテンサイト相のような低温変態相の分率が増加し、伸び率が急激に減少するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含有量を０．３〜１．０％に制御することが好ましく、より好ましくは０．４〜０．８％に制御することができる。
【００３２】
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、連続鋳造時に窒素（Ｎ）と結合して粗大な析出物を形成し、熱間圧延工程のための再加熱時に一部は再固溶されず素材中に残るようになる。上記再固溶されない析出物は、溶接時にも融点が高く再固溶されないため、溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制する役割を果たすようになる。また、再固溶されたＴｉは、熱間圧延後の冷却過程中の相変態過程において微細に析出して鋼の強度を大幅に向上させる効果を奏する。
上述した効果を十分に得るためにはＴｉを０．０１％以上含有することが好ましい。但し、その含有量が０．０５％を超えると、微細析出した析出物による鋼の降伏比が高くなり、造管時のロールフォーミングを難しくするという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｔｉの含有量を０．０１〜０．０５％に制御することが好ましい。
【００３３】
Ｎｂ：０．０２５％以下（０％を除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、炭窒化物の形の析出物を形成して強度を向上させる役割を果たす元素であって、特に熱間圧延後の冷却過程中の相変態過程において微細に析出した析出物は、鋼の強度を大幅に向上させる。
かかるＮｂの含有量が０．０２５％を超えると、鋼の降伏比が大幅に高くなり、造管時のロールフォーミングを難しくするため好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｎｂの含有量を０．０２５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。
【００３４】
Ｖ：０．０３５％以下（０％を除く）
バナジウム（Ｖ）は、炭窒化物の形の析出物を形成して強度を向上させる役割を果たす元素であって、特に熱間圧延後の冷却過程中の相変態過程において微細に析出した析出物は、鋼の強度を大幅に向上させる。
かかるＶの含有量が０．０３５％を超えると、鋼の降伏比が大幅に高くなり、造管時のロールフォーミングを難しくするため好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｖの含有量を０．０３５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。
【００３５】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
窒素（Ｎ）は、上記Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、チタンやアルミニウムなどとともに粗大な析出物を形成する。
一般に、Ｎの固溶強化効果はＣよりは優れているが、鋼中Ｎの量が増加すればするほど靭性が大きく低下するという問題があるため、本発明では、上記Ｎの上限を０．０１％に制限することが好ましい。但し、かかるＮの含有量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下するようになる。
したがって、本発明では、上記Ｎの含有量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
【００３６】
本発明において、上述した含有量で制御されるマンガン（Ｍｎ）及びシリコン（Ｓｉ）は、下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
４＜Ｍｎ／Ｓｉ＜１２
（ここで、Ｍｎ及びＳｉは各元素の重量含有量を意味する。）
【００３７】
上記関係式１の値が４以下又は１２以上の場合には、電縫鋼管製造時の溶接部にＳｉ酸化物又はＭｎ酸化物が過度に生成され、ペネトレータ（ｐｅｎｅｔｒａｔｏｒ）欠陥の発生率が増加するようになるため好ましくない。これは、電縫鋼管を製造する際に溶融部に発生する酸化物の融点が高くなり、圧着排出する過程において溶接部内に残存する確率が上昇するためである。
したがって、本発明では、上述した含有量の範囲を満たすとともに、上記関係式１を満たすことが好ましい。
【００３８】
本発明の他の成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
【００３９】
上述した合金組成及び上記関係式１を満たす本発明の熱延鋼板は、微細組織としてフェライト相を基地組織にし、マルテンサイト及びベイナイトで構成された硬質相を複合して含むことが好ましい。
【００４０】
この際、上記フェライト相は面積分率で６０〜８０％含むことが好ましい。上記フェライト相の分率が６０％未満の場合には、鋼の伸び率が急激に減少する可能性がある。これに対し、８０％を超えると、相対的に硬質相（ベイナイト、マルテンサイト）の分率が減少して目標とする強度を確保することができなくなる。
【００４１】
そして、本発明は、上記硬質相内にマルテンサイト（Ｍ）相とベイナイト（Ｂ）相が混在する結晶粒、すなわち、旧オーステナイト結晶粒内にＭ相とＢ相が存在する結晶粒を含むことが好ましい。かかる結晶粒は、全硬質相の分率（面積分率）のうち５０％以上含むことがより好ましい。上記硬質相内にＭ相とＢ相が混在する結晶粒を除いた残りは、マルテンサイト単相及び／又はベイナイト単相組織である。
【００４２】
図面を参照して説明すると、図１は本発明の一実施形態による発明鋼の組織写真（ａ）、具体的には、全硬質相内に面積比で５０％以上を占める組織の結晶粒、及びその結晶粒の区間別の炭素含有量を測定した結果（ｂ）であって、上記結晶粒の粒界周辺の炭素含有量と中心領域の炭素含有量に差があることが確認できる。これは、マルテンサイト相とベイナイト相が混在する１つの結晶粒（ｓｉｎｇｌｅ  ｇｒａｉｎ）内において、粒界の周辺にはマルテンサイト相、その中心にはベイナイト相が存在することを意味する。
【００４３】
図２は通常のＤＰ鋼組織を有する従来の鋼の組織写真（ａ）、すなわち、硬質相内に内面積比で９０％以上を占めるマルテンサイトの結晶粒、及びその結晶粒の炭素含有量を測定した結果（ｂ）である。本発明とは対照的に、結晶粒界から結晶粒の中心部まで炭素分布が比較的均一であることが確認できる。
【００４４】
このように、本発明の熱延鋼板は、従来のＤＰ鋼とは異なって、ベイナイト相を十分に確保するとともに、硬質相とフェライト相の境界に十分な可動転位を導入することにより、溶接熱影響部における硬度低下を最小限に抑えることができる。同時に、低降伏比を実現することにより、電縫鋼管の優れた拡管性を確保するという効果を奏する。
【００４５】
より具体的には、本発明の熱延鋼板は、１つの結晶粒（ｓｉｎｇｌｅ  ｇｒａｉｎ）内にマルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒を硬質相の全分率（面積分率）のうち５０％以上含むことが好ましく、その結晶粒内の炭素分布が下記関係式２を満たすことが好ましい。
【００４６】
下記関係式２で表される炭素分布が１．２未満の場合には、硬質相内にマルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒が実現できず、マルテンサイト単相組織が形成されるため、本発明で目標とすることを達成することができなくなる。これに対し、その値が２．０を超えると、結晶粒の粒界周辺には針状のマルテンサイトが形成され、その中心領域にはベイナイトではなくフェライト相が形成されるため、拡管性が大きく低下するという問題がある。
［関係式２］
１．２≦ＰＣＢ／ＰＣＣ≦２．０
（ここで、ＰＣＢは硬質相内にマルテンサイト相とベイナイト相が混在する結晶粒の中央から上記結晶粒の境界まで該当する距離の７０％の地点における炭素のＥＰＭＡ強度（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）測定値であり、ＰＣＣは同一の結晶粒の中央地点における炭素のＥＰＭＡ強度（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）測定値を意味する。）
【００４７】
上述のように、合金組成、関係式１、及び微細組織をすべて満たす本発明の熱延鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を０．８以下にすることができる。
【００４８】
また、本発明の熱延鋼板をパイプとして造管する場合、上記パイプの拡管率を上記熱延鋼板の伸び率に対して８５％以上にすることができる。
【００４９】
以下、本発明の他の実施形態による、本発明で提供される拡管性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
【００５０】
簡単に、本発明は、［鋼スラブ再加熱−熱間圧延−１次冷却−２次冷却−３次冷却−巻取り］の工程を経て目標とする熱延鋼板を製造することができる。以下、各段階の条件については詳細に説明する。
【００５１】
［再加熱段階］
先ず、上述した合金組成及び上記関係式１を満たす鋼スラブを設けた後、これを１１８０〜１３００℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。
上記再加熱温度が１１８０℃未満の場合には、スラブの熟熱が不足して後続する熱間圧延時の温度確保が難しくなり、連続鋳造時に発生した偏析を、拡散を介して解消することが難しくなる。また、連続鋳造時に析出した析出物が十分に再固溶できず、熱間圧延後の工程において析出強化効果を得ることが難しい。これに対し、その温度が１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下し、組織不均一が助長されるという問題がある。
したがって、本発明では、上記鋼スラブの再加熱は１１８０〜１３００℃で行うことが好ましい。
【００５２】
［熱間圧延段階］
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。この際、仕上げ熱間圧延は、Ａｒ３（フェライト相変態開始温度）以上であることが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延時の温度がＡｒ３未満の場合には、フェライト変態後に圧延が行われて、目標とする組織及び物性を確保することが難しい。これに対し、その温度が１０００℃を超えると、表面にスケール性欠陥が増加するという問題がある。
したがって、本発明では、上記仕上げ熱間圧延時にＡｒ３〜１０００℃を満たす温度範囲で行うことが好ましい。
【００５３】
［１次冷却段階］
上記によって熱間圧延して得られた熱延鋼板を冷却することが好ましい。この際、冷却は段階的に行うことが好ましい。
先ず、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却を行うことが好ましい。
上記１次冷却が終了する温度が５５０℃未満の場合には、鋼中の微細組織がベイナイト相を主に含むようになって、フェライト相を基地組織として得ることができなくなり、十分な伸び率及び低降伏比を確保することができない。これに対し、その温度が７５０℃を超えると、粗大なフェライト組織及びパーライト組織が形成されて所望の物性を確保することができなくなる。
また、上述した温度範囲まで冷却時に、２０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する場合には、冷却中にフェライト及びパーライトの相変態が発生し、所望のレベルの硬質相を確保することができなくなる。上記冷却速度の上限は、特に限定せず、冷却設備を考慮して適宜選択することができる。
【００５４】
［２次冷却段階］
上記１次冷却が完了した熱延鋼板を極徐冷帯において特定の条件で冷却することが好ましい。より具体的には、下記関係式３を満たす範囲内で０．０５〜２．０℃／ｓの冷却速度で極徐冷することが好ましい。
［関係式３］
０≦ｔ−ｔａ≦３
（上記［ｔａ＝２５０＋（６５．１［Ｃ］）＋（９．２［Ｍｎ］）＋（２０．５［Ｃｒ］）−（４．７［Ｓｉ］）−（４．８［Ｓｏｌ．Ａｌ］）−（０．８７Ｔｅｍｐ）＋（０．０００６８Ｔｅｍｐ＾２）］であり、ここで、ｔは２次冷却維持時間（秒、ｓｅｃ）、ｔａは最適な相分率の確保のための２次冷却維持時間（秒、ｓｅｃ）、Ｔｅｍｐは２次冷却の中間温度であって、２次冷却開始時点と終了時点の間の中間点の温度を意味する。そして、各合金成分はそれぞれ、重量含有量を意味する。）
【００５５】
上記関係式３は、本発明で目標とする微細組織、具体的には、上述した関係式２を満たす微細組織を得るためのものである。特に、極徐冷帯における中間温度（Ｔｅｍｐ）及び極徐冷帯における維持時間を最適化することにより、硬質相の全分率のうち５０％以上をマルテンサイト相とベイナイト相が混在する組織で得ることができるだけでなく、上記組織の炭素分布が上記関係式２を満たすようにすることが可能である。
より具体的に説明すると、オーステナイトからフェライトへの相変態が１次冷却又は極徐冷帯における維持時間（２次冷却）中に発生したとき、残余オーステナイトへの炭素の拡散が起こる。この際、上記極徐冷帯の中間温度（Ｔｅｍｐ）及び維持時間を上記関係式３を満たすように制御することにより、フェライトと隣接する部分にだけ炭素濃度が急激に上昇するようになる。その状態で、後段冷却を開始するようになると、炭素濃度差によって一部がベイナイト、一部はマルテンサイトに変態されて上記関係式２を満たす組織を確保することができる。
上記２次冷却の制御時に、上記関係式３を満たさないと、マルテンサイト相とベイナイト相が混在した組織が実現できず、一般的なＤＰ鋼の組織が形成されて、電気抵抗溶接時の溶接熱影響部における硬度低下が大きくなって拡管性が低下するという問題がある。
【００５６】
また、上記２次冷却制御時における冷却速度が２．０℃／ｓを超えると、硬質相内のマルテンサイト相とベイナイト相が混在した組織の炭素分布を形成することができる十分な時間を確保することができない。これに対し、０．０５℃／ｓ未満の場合には、フェライト分率が過度に増加して、目標とする組織及び物性を確保することができなくなる。
【００５７】
[３次冷却段階]
上記極徐冷帯における２次冷却を完了した後、常温〜４００℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却を行うことが好ましい。ここで、常温とは、１５〜３５℃程度の範囲を意味する。
上記３次冷却の終了温度が４００℃を超えると、その温度がＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）以上になるため、残留未変態相の大部分がベイナイト相に変態し、本発明の上記関係式２を満たす微細組織を得ることができなくなる。
また、上記３次冷却時における冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合には、ベイナイト相が過多に形成されるため、本発明で目標とする物性及び微細組織を得ることができなくなる。上記冷却速度の上限は、特に限定せず、冷却設備を考慮して適宜選択することができる。
【００５８】
［巻取り段階］
上記によって３次冷却まで完了した熱延鋼板を、その温度で巻取る工程を行うことが好ましい。
【００５９】
一方、本発明では、巻取られた熱延鋼板に対して、常温〜２００℃の温度範囲で自然冷却した後、酸洗処理して表層部のスケールを除去し、塗油する段階をさらに含むことができる。この際、酸洗処理前の鋼板温度が２００℃を超えると、熱延鋼板の表層部が過酸洗され、表層部の粗度が悪くなるという問題がある。
【００６０】
本発明は、上記によって製造された熱延鋼板を電気抵抗溶接して製造された電縫鋼管を提供する。また、上記電縫鋼管は拡管性に優れる。
【実施例】
【００６１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
【００６２】
（実施例） 
下記表１に示した成分系を有する鋼スラブを設けた後、それぞれの鋼スラブを１２５０℃に加熱し、それから仕上げ熱間圧延（下記表２における仕上げ熱間圧延温度）して厚さ３ｍｍｔの熱延鋼板を製造した。その後、８０℃／ｓの冷却速度で１次冷却（下記表２における冷却終了温度）し、下記表２に示した極徐冷帯の中間温度及び維持時間で制御冷却（２次冷却）を行った後、６０℃／ｓの冷却速度で常温まで３次冷却を行ってから巻取った。
【００６３】
上記によって製造されたそれぞれの熱延鋼板に対して３０００倍のＳＥＭ写真を撮影した後、各相（フェライト：Ｆ、マルテンサイト：Ｍ、ベイナイト：Ｂ）の面積分率（ａｒｅａ％）を、画像分析器（ｉｍａｇｅ  ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定した。硬質相の全分率のうち５０％以上の分率を占める組織の結晶粒粒内を７０００倍の倍率で２０〜３５ｎｍの間隔にＥＰＭＡ回線走査（ｌｉｎｅ  ｓｃａｎｎｉｎｇ）技法を用いて炭素（Ｃ）の分布挙動を測定した（Ａｃｃ  Ｖ：１５．０ｋＶ、Ｐｒｏｂ  Ｃ：１．００９ｅ−００７  Ａ）。
【００６４】
また、それぞれの熱延鋼板に対してＪＩＳ５号の試験片を設けて１０ｍｍ／ｍｉｎの変形速度で常温において引張試験を行った。
【００６５】
そして、それぞれの熱延鋼板を用いて、電気抵抗溶接法を介して１０１．６Φ口径のパイプを造管した後、ＫＳ規格Ｂ  ＩＳＯ  ８４９３（金属材料−管−拡管試験）の基準又は同等の基準に基づいて拡管実験を行った。この際、造管されたパイプの拡管率を熱延鋼板の伸び率と対比して示した。
【００６６】
上記で測定した各結果は下記表３に示した。
【００６７】
【表１】
2021508001.tif 000003
【００６８】
【表２】
2021508001.tif 000004
【００６９】
【表３】
2021508001.tif 000005
（上記表３において、「Ｆ」はフェライト相、「Ｐ」はパーライト相、「Ｍ」はマルテンサイト相、「Ｂ」はベイナイト相を意味する。そして、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、ＹＲは降伏比（降伏強度／引張強度）、Ｅｌは伸び率を意味する。ここで、パーライトは、面積分率５％以下（０％を含む）である。）
（上記表３において、Ｆ＋Ｐはフェライト及びパーライトの各相の分率を合わせたものであって、Ｆ＋Ｐの全分率のうち８５％以上はフェライト相である。）
【００７０】
上記表１〜３に示すように、合金組成、成分関係、及び製造条件がすべて本発明で提案する値を満たす発明例１〜１０は、意図する微細組織が形成されて、目標とする物性が得られ、造管後の拡管率が母材（熱延鋼板）の伸び率に対して８５％以上と秀でて確保されることが確認できる。
【００７１】
一方、比較例１〜１２は、本発明で制限する合金組成を満たさない場合である。
【００７２】
このうち、比較例１はＣの含有量が過多であり、比較例７はＣｒの含有量が過多である場合であって、これらは関係式３のｔａ値がそれぞれ１３（秒）、２７（秒）と計算されたことが確認できる。すなわち、比較例１及び７は、最適な相分率を確保するための極徐冷帯（２次冷却、ＲＯＴ区間）の維持時間が過度に要求される場合であって、本実施例の極徐冷帯における制御可能な維持時間の範囲を超えたものである。
【００７３】
比較例２及び比較例８はそれぞれ、Ｃ、Ｃｒの含有量がわずかな場合であって、これらは関係式３のｔａの値が１（秒）未満と導出されることによって熱間圧延後の冷却中における硬質相の形成が難しく、本発明で意図する微細組織（上記関係式２を満たす組織）を確保することができなかった。
【００７４】
比較例９及び１０は、フェライト変態を促進させるＳｏｌ．Ａｌの含有量が過多な場合であって、硬質相が十分に確保できず、目標レベルの強度を確保することができなかった。さらに、溶接部内にＡｌ２Ｏ３のような融点の高い酸化性介在物が形成されて、拡管時に介在物の周辺に応力が局部的に集中し、亀裂開始の要因となる問題がある。
【００７５】
比較例３及び４はＳｉの含有量を外れた場合であり、比較例５及び６はＭｎの含有量を外れた場合である。ＭｎとＳｉの含有量の関係（上記関係式１に該当）が本発明を外れるか、又は関係式３のｔ−ｔａの値を満たさないことから、溶接時の溶接部においてペネトレータ欠陥が発生する可能性が高くなり、パイプ造管及び拡管時の溶接部においてクラックが容易に発生するおそれがある。実際に、上記比較例は拡管性が低下した。
【００７６】
比較例１１〜１５は、合金組成及び上記関係式１が本発明を満たす鋼に該当するものの、このうち比較例１１及び１２は、２次冷却時における維持時間がそれぞれ１５秒、０秒に制御されて、関係式３のｔ−ｔａの値が有効な値を満たさないことが確認できる。また、比較例１３及び１４は、１次冷却終了温度が本発明の範囲を外れた場合であり、比較例１５は、２次冷却時における冷却速度が２．０℃／ｓを超えた場合であって、関係式３のｔ−ｔａの値が有効な値を満たさないことが確認できる。
【００７７】
上記比較例１１〜１５はすべて全硬質相内に面積比で５０％以上を占める結晶粒内の炭素分布が本発明の上記関係式２を満たさないようになるため、造管後の拡管率が熱延鋼板の伸び率に対して８０％以上を確保できなかった。
【００７８】
一方、本発明では、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．００１％未満の比較例を提示しない。この場合、操業性の面から顕著した生産性の低下をもたらす。これは、通常の技術者であれば誰でも分かるものである。
【図１】
2021508001.tif 000006
【図２】
2021508001.tif 000007
【国際調査報告】
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2021508001.tif 000009
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