(57)【要約】  本発明は、自動車のシャーシ部品などに使用される鋼に関するもので、より詳細には、電気抵抗溶接時における溶接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。
2020509188.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１〜０．３％、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と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としてマルテンサイト及びベイナイト相を混合して含み、下記関係式２を満たすことを特徴とする、溶接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とＳｉは各元素の重量含量を意味する。）
［関係式２］
ＳＳＧＭ＋Ｂ／（Ｍ＋Ｂ＋ＳＳＧＭ＋Ｂ）≧０．６
（ここで、Ｍはマルテンサイト相を意味し、Ｂはベイナイト相を意味し、ＳＳＧＭ＋ＢはＳｉｎｇｌｅ  Ｇｒａｉｎ内にＢ相とＭ相が混在する硬質相で、粒界の周辺にＭ相が存在し、中心領域にはＢ相が存在する組織を意味する。そして、それぞれの相は面積分率（％）を意味する。）
【請求項２】
前記フェライト相は、面積分率で６０〜８５％含まれるものである、請求項１に記載の溶接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５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下である、請求項１に記載の溶接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、電気抵抗溶接時に形成された溶接熱影響部と母材間のビッカース硬度差（△Ｈｖ）が３０以下である、請求項１に記載の溶接性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板。
【請求項５】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１〜０．３％、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と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次冷却の後、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次冷却の後、常温〜４００℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、
前記３次冷却の後、巻き取る段階と、
を含む、溶接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とＳｉは各元素の重量含量を意味する。）
［関係式３］
│ｔ−ｔａ│≦２
（前記ｔａ＝２５２＋（１０９［Ｃ］）＋（１０．２［Ｍｎ］）＋（２２．８１［Ｃｒ］）−（３．４６［Ｓｉ］）−（５．４１［Ａｌ］）−（０．８７Ｔｅｍｐ）＋（０．０００６８Ｔｅｍｐ＾２）であり、ここで、ｔは２次冷却（極徐冷帯）維持時間（秒）を意味し、ｔａは最適相分率を確保するための２次冷却（極徐冷帯）維持時間（秒）を意味し、Ｔｅｍｐは２次冷却（極徐冷帯）中間温度で、２次冷却開始地点と終了地点との間の中間地点の温度を意味する。そして、各合金成分は重量含量を意味する。）
【請求項６】
前記巻き取られた熱延鋼板を、酸洗処理した後に塗油する段階をさらに含む、請求項５に記載の溶接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から請求項４のいずれか一項に記載の熱延鋼板を電気抵抗溶接して製造された、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使用される鋼に関するもので、より詳細には、電気抵抗溶接時における溶接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】
近年、自動車産業界では、地球環境保全のための燃費規制と搭乗者の衝突安全性を確保するために、相対的に低コストで燃費と衝突安全性を同時に確保できる高強度鋼材の採用を増やしている。このような軽量化への動きは、車体だけでなく、シャーシ部品でも同様になされている。
【０００３】
一般的に、車体用鋼材に求められる物性としては、強度と成形のための伸び、そして、組み立てに必要な点溶接性（Ｓｐｏｔ  Ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）などがある。
【０００４】
一方、シャーシ部品用鋼材には、部品の特性上、強度及び成形のために必要とされる伸びのほかに、部品の組み立て時に適用されるアーク溶接性と、部品の耐久品質を確保するための疲労特性とが求められる。
【０００５】
特に、シャーシ部品のうち、ＣＴＢＡ（Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｔｏｒｓｉｏｎ  Ｂｅａｍ  Ａｘｌｅ）のような部品では、剛性と軽量化を同時に確保するために、中空型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、パイプ部材として使用される素材は、電気抵抗溶接によってパイプを製造するのが一般的であるため、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、そして、パイプに造管した後の冷間成形性が非常に重要となる。したがって、このような素材が有すべき物性としては、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）の成形時に歪みが発生し、母材に比べて溶接部や溶接熱影響部に大部分の破断が集中するためである。
【０００７】
素材を造管するとき、ロールフォーミング性を良好にするためには、素材の降伏比ができる限り低い方が有利であるが、上記素材が高強度鋼材である場合、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時にスプリングバック（Ｓｐｒｉｎｇ  Ｂａｃｋ）が激しくなり、真円度を確保しにく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、素材の伸びを確保する必要もあるが、これを満たすためには、基本的に、低降伏比を有しながら、伸びに優れた鋼材が必要となる。このような特性を満たすことができる素材としては、二相組織（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（Ｆｅｒｒｉｔｅ）−マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）の二相複合組織鋼であり、マルテンサイト変態時に導入される可動転位により連続降伏挙動と低い降伏強度特性が発揮され、伸びに優れた特性を有する。このような物性を確保するために、従来は、熱間圧延後の冷却時にフェライト分率を安定して確保する目的で、鋼中にＳｉを多く含有する成分系によって制御していた。しかしながら、電気抵抗溶接方法でパイプを製造する場合、Ｓｉの酸化物が溶融部に多く形成され、溶接部にペネトレータ（Ｐｅｎｅｔｒａｔｏｒ）と呼ばれる欠陥を誘発させるという問題が発生するようになる。そして、フェライト変態の後、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を得るようになるが、このとき、残留相（Ｐｈａｓｅ）が純粋なマルテンサイトのみからなる場合、溶接時に熱によって強度が著しく低下するという問題がある。特に、溶接熱影響部の硬度差（△Ｈｖ）が３０を超えて発生するようになる。
【００１０】
一方、上記のような硬度の低下現象は、フェライト変態させた後にベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）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ことによって硬度低下を減らすことができるが、降伏強度の上昇及び伸びの低減という問題がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明の課題は、電気抵抗溶接時に形成された溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度の低下が母材強度に比べて少なく、パイプ造管後の拡管時にも溶接部及び溶接熱影響部でクラックが発生しない、溶接性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１〜０．３％、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と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としてマルテンサイト及びベイナイト相を混合して含み、下記関係式２を満たすことを特徴とする、溶接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とＳｉは各元素の重量含量を意味する。）
［関係式２］
ＳＳＧＭ＋Ｂ／（Ｍ＋Ｂ＋ＳＳＧＭ＋Ｂ）≧０．６
（ここで、Ｍはマルテンサイト相を意味し、Ｂはベイナイト相を意味し、ＳＳＧＭ＋ＢはＳｉｎｇｌｅ  Ｇｒａｉｎ内にＢ相とＭ相が混在する硬質相で、粒界の周辺にＭ相が存在し、中心領域にはＢ相が存在する組織を意味する。そして、それぞれの相は面積分率（％）を意味する。）
【００１３】
本発明の他の一側面は、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次冷却の後、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次冷却の後、常温〜４００℃の温度範囲まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、上記３次冷却の後、巻き取る段階と、を含む、溶接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］
│ｔ−ｔａ│≦２
（上記ｔａ＝２５２＋（１０９［Ｃ］）＋（１０．２［Ｍｎ］）＋（２２．８１［Ｃｒ］）−（３．４６［Ｓｉ］）−（５．４１［Ａｌ］）−（０．８７Ｔｅｍｐ）＋（０．０００６８Ｔｅｍｐ＾２）であり、ここで、ｔは２次冷却（極徐冷帯）維持時間（秒）を意味し、ｔａは最適相分率を確保するための２次冷却（極徐冷帯）維持時間（秒）を意味し、Ｔｅｍｐは２次冷却（極徐冷帯）中間温度で、２次冷却開始地点と終了地点との間の中間地点の温度を意味する。そして、各合金成分は重量含量を意味する。）
【００１４】
本発明のさらに他の一側面は、上述した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を提供する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、溶接性に優れた高強度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減少が最小限に抑えられるという効果が得られる。
【００１６】
また、溶接後におけるパイプの造管及び拡管の際に、溶接部及び溶接熱影響部などでクラックが発生することなく、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】
【００１７】
【図１】ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏ  Ｐｒｏｂｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、本発明の一実施例によるＳＳＧＭ＋Ｂ組織の形状を観察した写真（ａ）と、該組織の区間ごとの合金元素含量の測定結果（ｂ）を示したものである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、降伏比が０．８未満に制御されることで、造管のためのロールフォーミング成形が簡単で、優れた電気抵抗溶接性を有し、さらに、溶接熱影響部の強度低下が少ないことで、造管後の拡管加工時に溶接部や熱影響部で破断が生じない、冷間成形性に優れた５９０ＭＰａ級熱延鋼板を製造するために鋭意研究した。
【００１９】
その結果、鋼材の合金組成及び製造条件を適正にすることで、上述した物性を確保するのに有利な微細組織を形成することができ、高強度を有しながら、溶接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見出し、本発明を完成した。
【００２０】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２１】
本発明の一側面による溶接性に優れた電縫鋼管用熱延鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．８〜１．８％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０２％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１〜０．３％、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。
【００２２】
以下では、本発明で提供す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。ここで、各成分の含量は、特に言及しない限り、重量％を意味する。
【００２３】
Ｃ：０．０５〜０．１４％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的で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からなる複合組織鋼において、ベイナイト、マルテンサイトといった低温変態相の分率が増加し、引張強度が向上する。
【００２４】
本発明では、上記Ｃの含量が０．０５％未満であると、熱間圧延後の冷却中に低温変態相が形成されにくくなるため、目標とする水準の強度を確保できなくなる。一方、その含量が０．１４％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点がある。
【００２５】
したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０５〜０．１４％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｃを０．０７〜０．１３％含むことが好ましい。
【００２６】
Ｓｉ：０．１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸及び固溶強化の効果を有し、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という効果がある。そのため、フェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト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。
【００２７】
このようなＳｉの含量が０．１％未満であると、フェライト安定化効果が少なくなり、基地組織をフェライト組織として形成しにくくなる。一方、その含量が１．０％を超えると、熱間圧延時、鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成されることで鋼板の表面品質が非常に悪化し、さらに、延性と電気抵抗溶接性も低下するという問題点がある。
【００２８】
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．１〜１．０％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｓｉを０．１５〜０．８０％含むことが好ましい。
【００２９】
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ることで、熱間圧延後の冷却中にベイナイト又はマルテンサイト相の形成を容易にする。
【００３０】
しかしながら、その含量が０．８％未満であると、上述した効果が十分に得られない。一方、その含量が１．８％を超えると、フェライト変態を過度に遅らせ、フェライト相の適正な分率を確保しにくくなり、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損なわせるという問題点がある。
【００３１】
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を０．８〜１．８％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｍｎを１．０〜１．７５％含むことが好ましい。
【００３２】
Ｐ：０．００１〜０．０２％
リン（Ｐ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０２％を超えると、ミクロ偏析による延性の低下及び鋼の衝撃特性を劣化させる。但し、上記Ｐの含量を０．００１％未満にして製造するためには、製鋼操業に時間が過度にかかり、生産性が低下するようになるという問題がある。
【００３３】
したがって、本発明では、上記Ｐの含量を０．００１〜０．０２％に制御することが好ましい。
【００３４】
Ｓ：０．００１〜０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これによって、鋼の靭性を著しく低下させるという問題点がある。但し、上記Ｓの含量を０．００１％未満にして製造するためには、製鋼操業に時間が過度にかかり、生産性が低下するという問題がある。
【００３５】
したがって、本発明では、上記Ｓの含量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
【００３６】
Ａｌ：０．１〜０．３％
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分であり、フェライト安定化元素として、熱間圧延後の冷却中のフェライト相の形成に有効な元素である。
【００３７】
このようなＡｌの含量が０．１％未満であると、その添加効果が十分に得られず、高強度鋼材の延性を確保しにくくなり、０．３％を超えると、連続鋳造時にスラブに欠陥が発生しやすく、熱延後に表面欠陥が発生して表面品質が低下するという問題点があるため、その含量を０．１〜０．３％に制限することが好ましい。
【００３８】
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らせてマルテンサイトの形成を有利にする役割を果たす。
【００３９】
このようなＣｒの含量が０．３％未満であると、上述した効果が十分に得られない。一方、その含量が１．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅らせ、必要以上にベイナイト又はマルテンサイト相といった低温変態相の分率を増加させるため、伸びが急激に劣化するという問題がある。
【００４０】
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．３〜１．０％に制御することが好ましい。
【００４１】
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、熱延のための再加熱時、一部は再固溶せず素材中に残るようになるが、上記再固溶しなかった析出物は溶接時にも融点が高く、再固溶しないため、溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制する役割を果たす。また、再加熱時に再固溶したＴｉは、熱間圧延後の冷却過程における相変態過程で微細に析出し、鋼の強度を大きく向上させるという効果がある。
【００４２】
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が、その含量が０．０５％を超えると、微細に析出した析出物によって鋼の降伏比が高くなり、造管時にロールフォーミングが難しくなるという問題がある。
【００４３】
したがって、本発明では、上記Ｔｉの含量を０．０１〜０．０５％に制御することが好ましい。
【００４４】
Ｎｂ：０．０２５％以下（０％を除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、炭窒化物形態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り、特に、熱間圧延後の冷却過程における相変態過程で微細に析出した析出物は、鋼の強度を大きく向上させる。
【００４５】
このようなＮｂの含量が０．０２５％を超えると、鋼の降伏比が高くなりすぎ、造管時にロールフォーミングが難しくなるため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｎｂの含量を０．０２５％以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。
【００４６】
Ｖ：０．０３５％以下（０％を除く）
バナジウム（Ｖ）は、炭窒化物形態の析出物を形成して強度を高める役割を果たす元素であり、特に、熱間圧延後の冷却過程における相変態過程で微細に析出した析出物は、鋼の強度を大きく向上させる。
【００４７】
このようなＶの含量が０．０３５％を超えると、鋼の降伏比が高くなりすぎ、造管時にロールフォーミングが難しくなるため、好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｖの含量を０．０３５％以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。
【００４８】
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、Ｔｉ、Ａｌなどとともに粗大な析出物を形成する。
【００４９】
一般的に、Ｎの固溶強化効果はＣよりも優れているが、鋼中のＮの量が増加すればするほど、靭性が著しく低下するという問題点があるため、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、このようなＮの含量を０．００１％未満にして製造するためには、製鋼操業に時間が過度にかかり、生産性が低下するようになる。
【００５０】
そのため、本発明では、上記Ｎの含量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
【００５１】
本発明では、上述した含量に制御されるマンガン（Ｍｎ）とシリコン（Ｓｉ）が下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
４＜Ｍｎ／Ｓｉ＜１２
（ここで、ＭｎとＳｉは各元素の重量含量を意味する。）
【００５２】
上記関係式１の値が４以下又は１２以上であると、電縫鋼管の製造時、溶接部でペネトレータ（Ｐｅｎｅｔｒａｔｏｒ）欠陥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、溶融部で発生する酸化物の融点が高くなり、圧着排出する過程で溶接部内に残存する確率が増加するためである。
【００５３】
したがって、本発明では、上述した含量の範囲を満たすとともに、関係式１を満たすことが好ましい。
【００５４】
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書ではその全ての内容を特に説明しない。
【００５５】
上述した合金組成及び関係式１を満たす本発明の熱延鋼板は、微細組織がフェライト相を基地組織として、マルテンサイト及びベイナイト相を混合して含むことが好ましい。
【００５６】
このとき、上記フェライト相は、面積分率で６０〜８５％含むことが好ましい。若し、上記フェライト相の分率が６０％未満であると、鋼の伸びが急激に低下するおそれがある。一方、８５％を超えると、相対的に低温組織相（ベイナイト、マルテンサイト）の分率が減少するため、目標とする強度を確保できなくなる。
【００５７】
そして、本発明では、ベイナイト、マルテンサイトのそれぞれの相のほかに、ベイナイトとマルテンサイトが混在して存在する硬質相をさらに含むことが好ましい。
【００５８】
具体的には、図１の（ａ）に示したように、粒界の周辺にはマルテンサイト相が存在し、中心領域にはベイナイト相が存在する組織相であり、本発明では、この組織相に対してＳＳＧＭ＋Ｂと定義する。
【００５９】
上記のように、本発明によると、マルテンサイト相とベイナイト相が混在する相（ＳＳＧＭ＋Ｂ）を形成することで、電気抵抗溶接時に溶接熱影響部の硬度低下を最小限に抑えることができ、製造された電縫鋼管は拡管性に優れるという効果がある。
【００６０】
但し、本発明では、上記ＳＳＧＭ＋Ｂとベイナイト及びマルテンサイト相間の分率が下記関係式２を満たすことが好ましい。
【００６１】
［関係式２］
ＳＳＧＭ＋Ｂ／（Ｍ＋Ｂ＋ＳＳＧＭ＋Ｂ）≧０．６
（ここで、Ｍはマルテンサイト相を意味し、Ｂはベイナイト相を意味し、ＳＳＧＭ＋ＢはＳｉｎｇｌｅ  Ｇｒａｉｎ（旧オーステナイト）内にＢ相とＭ相が混在する硬質相で、粒界の周辺にＭ相が存在し、中心領域にはＢ相が存在する組織を意味する。そして、それぞれの相は面積分率（％）を意味する。）
【００６２】
上記関係式２で表される硬質相間の分率関係が０．６未満であると、結晶粒内にベイナイト相とマルテンサイト相が混在する相（ＳＳＧＭ＋Ｂ）の分率が減少し、電気抵抗溶接時に形成される溶接熱影響部の硬度低下幅が増加するようになるという問題がある。
【００６３】
上述したように、合金組成、関係式１、及び微細組織を全て満たす本発明の熱延鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下であり、かつ、電気抵抗溶接時に形成された溶接熱影響部と母材間のビッカース硬度差（△Ｈｖ）を３０以下にして得ることができる。
【００６４】
以下、本発明の他の一側面である本発明で提供する溶接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。
【００６５】
要するに、本発明では、［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］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。各段階別の条件については、以下で詳しく説明する。
【００６６】
［再加熱段階］
先ず、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを準備した後、これを１１８０〜１３００℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。
【００６７】
上記再加熱温度が１１８０℃未満であると、スラブの熟熱不足になって、後続する熱間圧延時に温度の確保が難しくなり、連続鋳造時に発生した偏析を解消しにくくなる。また、連続鋳造時に析出した析出物が十分に再固溶せず、熱間圧延後の工程で析出強化効果を得にくくなる。一方、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。
【００６８】
したがって、本発明では、上記鋼スラブの再加熱時、１１８０〜１３００℃で行うことが好ましい。
【００６９】
［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として製造することが好ましい。このとき、仕上げ熱間圧延はＡｒ３（フェライト相変態開始温度）以上で行うことが好ましい。
【００７０】
若し、上記仕上げ熱間圧延時の温度がＡｒ３未満であると、フェライト変態後に圧延が行われるため、目標とする組織と物性を確保しにくくなる。一方、その温度が１０００℃を超えると、仕上げ圧延時に表面にスケール性欠陥が増加するという問題がある。
【００７１】
したがって、本発明では、上記仕上げ熱間圧延時、Ａｒ３〜１０００℃を満たす温度範囲で行うことが好ましい。
【００７２】
［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く、このとき、冷却は段階的に行うことが好ましい。
【００７３】
先ず、上記熱延鋼板に対して、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。
【００７４】
上記１次冷却の終了温度が５５０℃未満であると、鋼中の微細組織がベイナイト相を主に含むようになり、フェライト相を基地組織として得られなくなる。一方、その温度が７５０℃を超えると、粗大なフェライトとパーライト組織が形成されるため、所望する物性を確保できなくなる。
【００７５】
また、上記温度範囲まで冷却するとき、２０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却すると、冷却中にフェライトとパーライト相の変態が発生し、所望の水準にまで硬質相を確保できなくなる。上記冷却速度の上限は特に限定するものではなく、冷却設備を考慮して適宜選択することができる。
【００７６】
［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２次冷却（極徐冷）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］
│ｔ−ｔａ│≦２
（上記ｔａ＝２５２＋（１０９［Ｃ］）＋（１０．２［Ｍｎ］）＋（２２．８１［Ｃｒ］）−（３．４６［Ｓｉ］）−（５．４１［Ａｌ］）−（０．８７Ｔｅｍｐ）＋（０．０００６８Ｔｅｍｐ＾２）であり、ここで、ｔは２次冷却（極徐冷帯）維持時間（秒）を意味し、ｔａは最適相分率を確保するための２次冷却（極徐冷帯）維持時間（秒）を意味し、Ｔｅｍｐは２次冷却（極徐冷帯）中間温度で、２次冷却開始地点と終了地点との間の中間地点の温度を意味する。そして、各合金成分は重量含量を意味する。）
【００７７】
上記関係式３は、本発明で提案する微細組織、具体的には、前述した関係式２を満たす微細組織を得るためのものである。特に、極徐冷帯での中間温度（Ｔｅｍｐ）と極徐冷帯での維持時間を適正にすることで、ベイナイト相（Ｂ）、マルテンサイト相（Ｍ）、及び一つの結晶粒内にベイナイトとマルテンサイトが混在する相（ＳＳＧＭ＋Ｂ）の分率比が関係式２を満たすように確保することが可能になる。
【００７８】
上記２次冷却時に関係式３の条件から外れると、一つの結晶粒内にベイナイトとマルテンサイトが混在する相（ＳＳＧＭ＋Ｂ）の分率が顕著に低下し、ベイナイト相（Ｂ）又はマルテンサイト相（Ｍ）のみからなる相分率が増加するようになる。このように、基地組織であるフェライト相を除く第２相がベイナイト相（Ｂ）のみからなると、降伏比が増加するという問題が発生し、一方、マルテンサイト相（Ｍ）のみからなると、降伏比が低下して造管時のロールフォーミング成形には有利になるが、電気抵抗溶接時に熱影響部の硬度低下が大きくなるという問題が発生する。
【００７９】
図１に示したように、オーステナイトからフェライト相変態が１次冷却又は極徐冷帯維持時間（２次冷却）中に発生すると、残留オーステナイトへ炭素の拡散が起こるが、上記極徐冷帯の中間温度と維持時間を制御することで、フェライトと隣接する部分の炭素濃度のみ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と、炭素濃度の差によって一部はベイナイトに変態し、もう一部はマルテンサイトに変態し、関係式２を満たすようになる。
【００８０】
しかしながら、２次冷却時に上記関係式３を満さない場合、炭素の濃度が均一になり、ベイナイト相（Ｂ）又はマルテンサイト相（Ｍ）の形態に変態するようになるため、好ましくない。
【００８１】
また、上記急冷帯で２次冷却するとき、冷却速度が２．０℃／ｓを超えると、ベイナイト相（Ｂ）の分率が増加し、意図する微細組織を形成できなくなる。一方、急冷帯で保温又は加熱形態の温度制御によって冷却速度を０．０５℃／ｓ未満にするのは難しいため、上記冷却速度を０．０５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下に制御することが好ましい。
【００８２】
［３次冷却段階］
上記極徐冷帯での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。
【００８３】
上記３次冷却の終了温度が４００℃を超えると、Ｍｓ（マルテンサイト変態温度）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、本発明の関係式２を満たす微細組織を得ることができなくなる。
【００８４】
また、上記３次冷却時、冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、ベイナイト相（Ｂ）が過度に多く形成されるため、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するものではなく、冷却設備を考慮して、適宜選択することができる。
【００８５】
［巻取段階］
上記によって３次冷却まで完了した熱延鋼板を、その温度で巻き取る工程を行うことが好ましい。
【００８６】
一方、本発明では、巻き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。このとき、酸洗処理前に鋼板温度が２００℃を超えると、熱延鋼板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。
【００８７】
本発明では、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。上記電縫鋼管は拡管性に優れた効果がある。
【実施例】
【００８８】
以下、実施例を通じ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で、本発明の権利範囲を限定するためのものではないこと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及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【００８９】
（実施例）
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを準備した後、それぞれの鋼スラブを１２５０℃に加熱し、８６０±２０℃の範囲で仕上げ熱間圧延して厚さ３ｍｍｔの熱延鋼板を製造した。その後、８０℃／ｓの冷却速度で５５０〜７５０℃まで１次冷却（表２には冷却終了温度で表記）し、下記表２に示した極徐冷帯中間温度と維持時間で制御冷却（２次冷却）を行い、さらに、６０℃／ｓの冷却速度で常温まで３次冷却を行った後、巻き取った。
【００９０】
上記によって製造されたそれぞれの熱延鋼板に対して、ＪＩＳ−５号試片を準備して、１０ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で常温で引張試験を行った。
【００９１】
また、各熱延鋼板の微細組織は、３０００倍でＳＥＭ写真撮影後の各相の（フェライト（Ｆ）、マルテンサイト（Ｍ）、ベイナイト（Ｂ））面積分率をイメージ分析機（Ｉｍａｇｅ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定した。組織相中にＳＳＧＭ＋Ｂは、ＳＥＭ像で観察された２相（ベイナイトとマルテンサイト相）に対してＥＰＭＡのラインスキャン（Ｌｉｎｅ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ）技法を用いてＣとＭｎの分布を測定して区分しており、上記と同様に、イメージ分析機（Ｉｍａｇｅ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて面積分率（Ａｒｅａ％）を算出した。
【００９２】
そして、巻き取られた熱延コイルは、スリッティングした後、電気抵抗溶接法にて直径９０ｍｍのパイプに造管した。このとき、造管は１４０〜２００Ｋｗの入熱量、２０〜３０ｍ／ｍｉｎのライン速度、０．８〜１．２のアップセット（Ｕｐｓｅｔ）量で行った。
【００９３】
上記造管後に製造されたパイプの溶接部の軟化挙動を、ビッカース硬度測定機を用いて荷重２．９４１Ｎ（３００ｇ）で０．１ｍｍ間隔の硬度分布を測定して算出した。
【００９４】
上記で測定したそれぞれの結果を下記表３に示した。
【００９５】
【表１】
2020509188.tif 000003
【００９６】
【表２】
2020509188.tif 000004
【００９７】
【表３】
2020509188.tif 000005
（上記表３において、「Ｆ」はフェライト相を意味し、「Ｍ」はマルテンサイト相を意味し、「Ｂ」はベイナイト相を意味する。そして、ＹＳは降伏強度を意味し、ＴＳは引張強度を意味し、ＹＲは降伏比（降伏強度／引張強度）を意味し、Ｅｌは伸びを意味する。）
【００９８】
上記表１から３に示したように、合金組成、成分関係、及び製造条件が全て本発明で提案する値を満たす発明例１から１０では、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、優れた溶接性を確保することができた。
【００９９】
一方、比較例１から８は、合金組成が本発明から外れた場合である。
【０１００】
その中で、比較例１及び７は、ＣとＣｒの含量が過度に多く添加された場合で、関係式３のｔａ値がそれぞれ１７秒及び３１秒となっていることが確認できた。即ち、最適相分率を確保するための極徐冷帯維持時間が過度に要されるものであり、これは、本実施例の極徐冷帯（ＲＯＴ区間）での制御可能な維持時間の範囲を超えるものである。
【０１０１】
また、比較例２及び８は、ＣとＣｒの含量が十分に添加されていない場合で、関係式３のｔａが負（−）の値となった。これにより、熱間圧延後の冷却中に低温変態相の形成が難しくなり、ＳＳＧＭ＋Ｂ相の形成が全く行われなかった。
【０１０２】
比較例３、４、５及び６は、ＳｉとＭｎの含量が本発明から外れた場合で、上記ＳｉとＭｎ間の成分関係式（関係式１）の値が有効範囲外となるか、又は、｜ｔ−ｔａ｜値が有効範囲外となった。これによって、上記熱延鋼板を電気抵抗溶接する場合、溶接部でペネトレータ欠陥が発生するおそれが高くなり、パイプの造管及び拡管時に、溶接部でクラックが発生しやすくなった。特に、電気抵抗溶接後、溶接熱影響部と母材間のビッカース硬度差が３０Ｈｖ以上となったことが確認できた。
【０１０３】
比較例９から１１は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのような析出元素の含量が本発明から外れた場合で、これらの場合、関係式１と関係式３を満たすことで、十分な分率のＳＳＧＭ＋Ｂ相を確保することが可能であった。しかしながら、極徐冷中に相変態を伴う微細な析出物が多く形成されて降伏強度が過度に高くなり、目標とする降伏比を満たすことができなかった。その場合、ロールフォーミング時にスプリングバック現象が激しくなり、真円度の確保が難しくなるという問題が発生し、品質に優れたパイプへの造管が難しくなった。
【０１０４】
比較例１２から１６は、合金組成及び関係式１が本発明を満たす鋼種である。
【０１０５】
その中で、比較例１２から１５は、操業のうち、極徐冷帯（２次冷却）中間温度及び維持時間が本発明で提案する条件から外れた場合である。上記比較例１２と１３では、極徐冷帯維持時間がそれぞれ１５秒と０秒に制御されて関係式３を満たしておらず、そのため、十分な分率のＳＳＧＭ＋Ｂ相が形成されなかった。また、上記比較例１４及び１５では、１次冷却終了温度が高すぎたり、低すぎたりして、極徐冷帯中間温度がそれぞれ７８５℃、５２５℃に制御され、これらも同様に、関係式３を満たすことができず、十分なＳＳＧＭ＋Ｂ相が形成されなかった。
【０１０６】
また、比較例１６は、２次冷却時に冷却速度が２℃／ｓを超えた場合で、ベイナイト相（Ｂ）の分率が３０％以上と過度に多く形成され、相対的にＳＳＧＭ＋Ｂ相分率が６％と小さく形成されることで、電気抵抗溶接後の溶接熱影響部と母材間のビッカース硬度差が４３と大きい結果となった。
【図１（ａ）】
2020509188.tif 000006
【図１（ｂ）】
2020509188.tif 000007
【国際調査報告】
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2020509188.tif 000009
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