WO2024166485A1 - 熱延鋼板および電縫鋼管 - Google Patents

熱延鋼板および電縫鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2024166485A1
WO2024166485A1 PCT/JP2023/041423 JP2023041423W WO2024166485A1 WO 2024166485 A1 WO2024166485 A1 WO 2024166485A1 JP 2023041423 W JP2023041423 W JP 2023041423W WO 2024166485 A1 WO2024166485 A1 WO 2024166485A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
grain size
test piece
electric resistance
normalized
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2023/041423
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
晃英 松本
直道 岩田
信介 井手
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2024506918A priority Critical patent/JP7635881B2/ja
Priority to CN202380092570.5A priority patent/CN120603972A/zh
Priority to KR1020257025938A priority patent/KR20250132542A/ko
Priority to EP23921306.9A priority patent/EP4632097A4/en
Publication of WO2024166485A1 publication Critical patent/WO2024166485A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES, PROFILES OR LIKE SEMI-MANUFACTURED PRODUCTS OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, rods, wire, tubes, profiles or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, rods, wire, tubes, profiles or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to electric resistance welded steel pipes and hot rolled steel sheets that are the raw materials for these pipes, which are suitable for building structures, line pipes, etc.
  • Electric resistance welded steel pipes used in building structures and line pipes suffer a sudden drop in strength and break when buckling occurs when subjected to external forces such as earthquake forces. Therefore, it is desirable to suppress the occurrence of buckling in these electric resistance welded steel pipes.
  • it is effective to suppress flattening of the steel pipe cross section, which is a precursor phenomenon to buckling.
  • Patent Document 1 discloses a steel pipe in which the parent electric resistance welded steel pipe is heated and subjected to hot diameter reduction rolling to set the r-value in the longitudinal direction of the pipe to 1.0 or more, thereby suppressing buckling during bending.
  • Patent Document 1 by increasing the r-value in the axial direction of the steel pipe, it is possible to promote the circumferential deformation of the pipe and reduce the change in wall thickness, thereby suppressing the flattening of the steel pipe cross section.
  • this causes the diameter of the steel pipe cross section to shrink, resulting in necking and a reduced cross-sectional area, which reduces the strength of the structure.
  • the present invention was made in consideration of the above circumstances, and aims to provide an electric resistance welded steel pipe with excellent flattening resistance, and a hot-rolled steel sheet to be used as the material for the pipe.
  • excellent flattening resistance means that no cracks of 0.50 mm or more in length occur until the inner surfaces of flattened test pieces taken from an electric resistance welded steel pipe come into contact with each other in a flattening test, and the normalized load/normalized displacement calculated by formula (1) below is 100 MPa or more when the normalized displacement calculated by formula (2) is in the range of 0.20 to 0.30.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and provides the following [1] to [6].
  • [1] In a C-type flattening test, a test piece made by bending a steel plate into a U-shape is clamped between two flat plates, A hot-rolled steel sheet in which no cracks having a length of 0.50 mm or more occur until the inner surfaces of the bent test pieces come into contact with each other in a tight contact state, and in which the normalized load/normalized displacement calculated by the following formula (1) is 100 MPa or more when the normalized displacement calculated by the following formula (2) is in the range of 0.20 to 0.30.
  • the steel structure at the center of the plate thickness is The average grain size of the grains in the region surrounded by the high-angle grain boundaries is 15.0 ⁇ m or less,
  • the crystal grains having a grain size equal to or smaller than the average crystal grain size account for 10% or more and 50% or less of the total crystal grains,
  • the fine grain connectivity calculated by the following formula (3) is 0.05 or more and 0.50 or less, and bainite is 10% or more in volume fraction,
  • the total volume fraction of ferrite and bainite is 80% or more,
  • the balance is one or more selected from pearlite, martensite and austenite, the total of which is 20% or less by volume.
  • the hot-rolled steel sheet according to [1] or [2].
  • the electric resistance welded steel pipe is one in which no cracks having a length of 0.50 mm or more occur until the flattened test specimen reaches a tight contact state where the inner surfaces of the test specimen come into contact with each other, and in which the normalized load/normalized displacement calculated by the following formula (1) is 100 MPa or more when the normalized displacement calculated by the following formula (2) is in the range of 0.20 to 0.30.
  • (Normalized load (MPa)) (P/L) x (r/t 2 ) x (1 - ((x 0 - x) / 2r) 2 ) 1/2 ...
  • the steel structure at the center of the thickness of the base material portion is The average grain size of the grains in the region surrounded by the high-angle grain boundaries is 15.0 ⁇ m or less,
  • the crystal grains having a grain size equal to or smaller than the average crystal grain size account for 10% or more and 50% or less of the total crystal grains,
  • the fine grain connectivity calculated by the following formula (3) is 0.05 or more and 0.50 or less, and bainite is 10% or more in volume fraction,
  • the total volume fraction of ferrite and bainite is 80% or more,
  • the balance is one or more selected from pearlite, martensite and austenite, the total of which is 20% or less by volume.
  • the electric welded steel pipe according to [4] or [5].
  • the present invention makes it possible to provide electric resistance welded steel pipes with excellent flattening resistance, and hot rolled steel sheets used as the raw material for such pipes.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the relationship between standardized load and standardized displacement in a flattening test.
  • FIG. 1 is a diagram showing the sampling direction of a C-shaped flattened test piece of a hot-rolled steel sheet, observed from the side.
  • FIG. 1 is a side view of a flattening test of a C-shaped flattened test piece of a hot-rolled steel sheet. This is a side view of the flattening test of an electric resistance welded steel pipe.
  • 1 is a schematic diagram of a circumferential cross section of an electric resistance welded portion of an electric resistance welded steel pipe.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is characterized in that, in a C-type flattening test, no cracks having a length of 0.50 mm or more occur until the inner surfaces of the bent steel sheets come into contact with each other in a tight contact state, and the value of normalized load/normalized displacement in the normalized displacement range of 0.20 to 0.30 is 100 MPa or more.
  • the electric-resistance welded steel pipe of the present invention is also characterized in that, in a flattening test, no cracks occur until the inner surfaces of flattened test pieces taken from the electric-resistance welded steel pipe come into contact with each other in a tight adhesion state, and the value of normalized load/normalized displacement in the normalized displacement range of 0.20 to 0.30 is 100 MPa or more.
  • the normalized load and normalized displacement are calculated by the following equations (1) and (2), respectively.
  • (Normalized load (MPa)) (P/L) x (r/t 2 ) x (1 - ((x 0 - x) / 2r) 2 ) 1/2 ...
  • no cracks occur until the flattening test reaches a tight contact state refers to no cracks occurring until the inner surfaces of the flattened test pieces taken from the electric resistance welded steel pipe come into contact with each other
  • the inner surfaces of the flattened test pieces taken from the electric resistance welded steel pipe come into contact with each other refers to, for example, when a flattening test is performed by applying a load from above and below the flattened test piece taken from the electric resistance welded steel pipe, the inner surfaces of the upper and lower parts of the flattened test piece taken from the electric resistance welded steel pipe come into contact with each other.
  • the above-mentioned cracks refer to cracks of a size that can be confirmed visually.
  • a size that can be confirmed visually is a length of 0.50 mm or more.
  • the length of the crack there is no particular upper limit to the length of the crack, but since the crack is linear, it is preferable to target a length equal to or less than the length of the test piece in the tube axial direction. Also, the length refers to the longitudinal size of the crack.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of the relationship between the standardized load and the standardized displacement in the flattening test.
  • the curve 1 showing the change in the standardized load with the standardized displacement shown in Figure 1, in the elastic region 2 until the test piece yields, as shown in Figure 1, the standardized load and the standardized displacement are in a proportional relationship.
  • the slope of the curve becomes smaller, and the test proceeds while maintaining a constant slope.
  • the test proceeds while the slope of the curve (standardized load / standardized displacement) shows a higher value than the slope (slope after entering the plastic region 3), and the test ends when cracks occur on the outer bent surface or when the inner surfaces of the test pieces come into contact with each other (the inner surfaces of the upper and lower parts come into contact) and come into close contact.
  • the state of the test piece at the end of the test will be referred to as the cracked or adhered state 4.
  • the (normalized load/normalized displacement) in the plastic region 3 is used as an index of flattening resistance.
  • the (normalized load/normalized displacement) is set to 100 MPa or more, particularly in the range of 0.20 to 0.30 of the normalized displacement corresponding to the first half of the plastic region 3.
  • the (normalized load/normalized displacement) is 120 MPa or more. More preferably, the (normalized load/normalized displacement) is 140 MPa or more. Even more preferably, the (normalized load/normalized displacement) is 150 MPa or more.
  • the (normalized load/normalized displacement) value is 600 MPa or less. More preferably, the (normalized load/normalized displacement) is 550 MPa or less. Even more preferably, the (normalized load/normalized displacement) value is 500 MPa or less. Most preferably, the (normalized load/normalized displacement) is 450 MPa or less.
  • the C-shaped flattening test is a test in which a steel plate is bent into a U-shape and the test piece is then clamped between two flat plates.
  • FIG. 2(a) shows a diagram of the state of the taking direction of the C-type flattened test piece of the hot-rolled steel plate and the state after being made into a C-type flattened test piece observed from the side.
  • the test piece before being made into a C-type flattened test piece is designated by the symbol 5A
  • the C-type flattened test piece after being made into a C-type flattened test piece is designated by the symbol 5.
  • the initial length and initial thickness do not change before and after being made into a C-type flattened test piece.
  • the initial length 100 of the C-shaped flattened test piece (flattened test piece) 5 refers to the above-mentioned length of 50 mm
  • the length direction of the C-shaped flattened test piece 5 is the rolling direction 102 of the hot-rolled steel sheet.
  • the initial thickness of the C-shaped flattened test piece (flattened test piece) 5 is indicated by the symbol 101.
  • FIG. 2(b) shows a diagram of a flattened test of a C-shaped flattened test piece of a hot-rolled steel sheet observed from the side.
  • the C-shaped flattened test is a test method in which, as shown in FIG. 2(a) and FIG. 2(b), a cut-out test piece 5A is bent into a U-shape to form a C-shaped flattened test piece 5, and the C-shaped flattened test piece 5 is sandwiched between two flat plates 6, and a load is applied in the compression direction 7 perpendicular to the flat plates 6, while testing the test piece until it reaches the above-mentioned state.
  • the inner radius of the tip of the press fitting is 9 ⁇ t (mm).
  • the flattening test is carried out by taking a test piece cut into a ring having a length of 100 mm in the axial direction from an electric resistance welded steel pipe including an electric resistance welded portion, from the axial direction of the pipe, according to the method described in JIS G 3441 (2021).
  • the flattening test piece 8 is placed so that the line connecting the electric resistance welded portion 9 and the center 10 of the electric resistance welded steel pipe faces in a direction parallel to the compression direction 12, as shown in Figure 3.
  • the initial radius of curvature r of the bent outer surface of the flattening test piece 8 is 1/2 the outer diameter of the electric resistance welded steel pipe.
  • the composition of the base material of the hot-rolled steel sheet and electric resistance welded steel pipe of the present invention is, in mass%, C: 0.020% or more and 0.200% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.30% or more and 2.00% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.005% or more and 0.100% or less, N: 0.0100% or less; Or even more so: Nb: 0.080% or less, V: 0.080% or less, Ti: 0.080% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Ca: 0.0050% or less, B: 0.0050% or less, Mg: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, REM: 0.020% or less, Sn: 0.100% or less, one or more of the following are included; The balance preferably consists of Fe and unavoidable impurities.
  • C 0.020% or more and 0.200% or less C is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • C improves the hardenability of steel, thereby increasing the proportion of fine grains, improving toughness, and contributing to suppressing the occurrence of cracks in a flattening test, and also contributes to increasing the resistance to flattening by increasing the connectivity of fine grains.
  • the C content is preferably 0.200% or less.
  • the C content is more preferably 0.180% or less.
  • the C content is more preferably 0.170% or less, and most preferably 0.165% or less.
  • Si 0.50% or less
  • Si is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.02% or more of Si.
  • the Si content is more preferably 0.05% or more, and even more preferably 0.08% or more.
  • the Si content is most preferably 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or less.
  • the Si content is more preferably 0.40% or less. Even more preferably 0.30% or less.
  • the Si content is most preferably 0.28% or less.
  • Mn 0.30% or more and 2.00% or less
  • Mn is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • Mn improves the hardenability of steel, thereby increasing the proportion of fine grains, improving toughness, and contributing to suppressing the occurrence of cracks in a flattening test, and also contributes to increasing the resistance to flattening by increasing the connectivity of fine grains.
  • the Mn content is more preferably 0.40% or more, and even more preferably 0.50% or more.
  • the Mn content is most preferably 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 2.00% or less.
  • the Mn content is more preferably 1.90% or less. Even more preferably 1.80% or less.
  • the Mn content is most preferably not more than 1.75%.
  • P 0.050% or less Since P segregates at grain boundaries and reduces toughness, it is preferable to reduce P as an inevitable impurity as much as possible, and the P content is preferably in the range of 0.050% or less.
  • the P content is more preferably 0.040% or less, and further preferably 0.030% or less.
  • the P content is most preferably 0.020% or less.
  • P is 0.001% or more.
  • S 0.0200% or less S is usually present in steel as MnS, but MnS is thinly drawn in the hot rolling process and has a negative effect on ductility and toughness. For this reason, in the present invention, it is preferable to reduce S as much as possible, and the S content is preferably 0.0200% or less.
  • the S content is more preferably 0.0100% or less, and further preferably 0.0050% or less.
  • the S content is most preferably 0.0030% or less.
  • S is 0.0001% or more.
  • Al 0.005% or more and 0.100% or less
  • Al is an element that acts as a strong deoxidizer. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more of Al.
  • the Al content is more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.015% or more.
  • the Al content is most preferably 0.020% or more. However, if the Al content exceeds 0.100%, the weldability deteriorates, and the amount of alumina-based inclusions increases, resulting in deterioration of the surface properties. For this reason, the Al content is preferably 0.100% or less.
  • the Al content is more preferably 0.080% or less. More preferably, it is 0.070% or less.
  • the Al content is most preferably 0.065% or less.
  • N is an inevitable impurity and an element that has the effect of reducing ductility and toughness by firmly fixing the movement of dislocations.
  • the N content is 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less.
  • the N content is more preferably 0.0070% or less.
  • the N content is further preferably 0.0065% or less.
  • the N content is most preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but since excessive reduction leads to an increase in refining costs, it is preferable to set it to 0.0010% or more.
  • the electric resistance welded steel pipe and hot rolled steel sheet of the present invention may further contain one or more of Nb, V, Ti, Cu, Ni, Cr, Mo, Ca, B, Mg, Zr, REM, and Sn in addition to the above-mentioned composition.
  • Nb 0.080% or less
  • Nb is an element that contributes to improving the strength of steel by forming fine carbides and nitrides in the steel, and also contributes to refining the structure by suppressing the coarsening of austenite during hot rolling, and can be contained as necessary.
  • Nb when Nb is contained, it is preferable to contain 0.002% or more of Nb. More preferably, the Nb content is 0.005% or more, and even more preferably, 0.010% or more. The Nb content is most preferably 0.012% or more. However, when the Nb content exceeds 0.080%, the ductility and toughness decrease. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is 0.080% or less. More preferably, the Nb content is 0.070% or less. Even more preferably, the Nb content is 0.065% or less. The Nb content is most preferably 0.060% or less.
  • V 0.080% or less
  • V is an element that contributes to improving the strength of steel by forming fine carbides and nitrides in the steel, and can be contained as necessary.
  • V when V is contained, it is preferable to contain 0.002% or more of V. More preferably, the V content is 0.005% or more, and even more preferably, 0.010% or more. The V content is most preferably 0.015% or more.
  • the V content when the V content exceeds 0.080%, the ductility and toughness decrease. Therefore, when V is contained, the V content is 0.080% or less. More preferably, it is 0.070% or less. Even more preferably, it is 0.065% or less.
  • the V content is most preferably 0.060% or less.
  • Ti 0.080% or less
  • Ti is an element that contributes to improving the strength of steel by forming fine carbides and nitrides in the steel, and also contributes to reducing the amount of solute N in the steel because of its high affinity with N, and can be contained as necessary.
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cu and Ni are elements that increase the strength of steel by solid solution strengthening, and also increase the hardenability of steel and contribute to fine structure, and can be contained as necessary.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.05% or more. Even more preferably, it is 0.10% or more.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.05% or more. Even more preferably, it is 0.10% or more.
  • excessive inclusion may cause a decrease in ductility and toughness.
  • the Cu content is 0.50% or less.
  • it is 0.40% or less. More preferably, it is 0.30% or less.
  • the Ni content is set to 0.50% or less, preferably 0.40% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.50% or less Cr and Mo are elements that improve the hardenability of steel and contribute to refining the structure, and can be contained as necessary.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.05% or more. Even more preferably, it is 0.10% or more.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.05% or more. Even more preferably, it is 0.10% or more.
  • excessive inclusion of Cr may lead to excessive formation of hard pearlite, martensite, and austenite.
  • the Cr content is set to 0.50% or less.
  • it is set to 0.40% or less. More preferably, it is set to 0.30% or less.
  • Mo is contained, the Mo content is set to 0.50% or less.
  • it is set to 0.40% or less. More preferably, it is set to 0.30% or less.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element that contributes to improving the toughness of steel by spheroidizing sulfides such as MnS that are thinly drawn in the hot rolling process, and can be contained as necessary.
  • the Ca content is most preferably 0.0015% or more.
  • the Ca content exceeds 0.0050%, Ca oxide clusters are formed in the steel, and the toughness deteriorates. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is 0.0050% or less.
  • the Ca content is 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0035% or less.
  • the Ca content is even more preferably 0.0030% or less.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element that contributes to the refinement of the structure by lowering the transformation start temperature, and can be contained as necessary.
  • the B content is most preferably 0.0010% or more. However, if the B content exceeds 0.0050%, the ductility and toughness deteriorate. Therefore, when B is contained, the B content is 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0040% or less. Even more preferably, it is 0.0030% or less.
  • the B content is most preferably 0.0025% or less.
  • Mg: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, REM: 0.020% or less Mg, Zr, and REM are elements that increase the strength of steel through grain refinement, and may be contained as necessary.
  • the Mg content may be 0%, but when Mg is contained, the preferred lower limit is 0.0005% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0008% or more.
  • the Zr content may be 0%, but when Zr is contained, the preferred lower limit is 0.0005% or more.
  • the Zr content is more preferably 0.0008% or more.
  • the REM content may be 0%, but when REM is contained, the preferred lower limit is 0.0005% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0008% or more.
  • Mg the Mg content is set to 0.020% or less.
  • the Mg content is preferably 0.010% or less.
  • Zr the Zr content is set to 0.020% or less.
  • the Zr content is preferably 0.010% or less.
  • REM the REM content is 0.020% or less.
  • the REM content is preferably 0.010% or less.
  • REM is a general term for 17 elements in total, including Sc, Y, and lanthanoid elements. One or more of these 17 elements can be contained in the steel, and the REM content means the total content of these elements.
  • Sn 0.100% or less
  • Sn is an element that suppresses decarburization caused by nitriding or oxidation of the steel sheet surface and suppresses the decrease in strength.
  • the Sn content is more preferably 0.002% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • the Sn content is preferably 0.100% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.070% or less.
  • the Sn content is even more preferably 0.040% or less.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • Inevitable impurities are impurities that are inevitably mixed in from the raw materials, manufacturing process, manufacturing equipment, etc., and are permitted to be included to the extent that they do not impair the object of the present invention.
  • Examples of unavoidable impurities in the balance include As, Sb, Bi, Co, Pb, Zn, O, Ta, W, Te, Hf, Ge, Sr, and Cs.
  • Examples of raw materials for steel plate include iron ore, reduced iron, and scrap.
  • the steel structure at the center of thickness of the hot-rolled steel plate of the present invention and the center of thickness of the base material of the electric resistance welded steel pipe preferably has an average grain size of 15.0 ⁇ m or less for the grains in the region surrounded by high-angle grain boundaries, grains having a grain size less than the average grain size account for 10% to 50% of the total grains in terms of area ratio, the degree of fine grain connectivity calculated by the following formula (3) is 0.05 to 0.50, and bainite accounts for 10% or more by volume, the total of ferrite and bainite accounts for 80% or more by volume, and the remainder is preferably one or more types selected from pearlite, martensite, and austenite in total account for 20% or less by volume.
  • the average grain size, the area ratio of grains with a grain size equal to or smaller than the average grain size, and the degree of fine grain connectivity are measured using the SEM/EBSD method.
  • the measurement area is 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m
  • the measurement step size is 0.5 ⁇ m
  • the measured values of 5 or more fields are averaged.
  • the crystal orientation analysis software OIM Analysis (trademark) is used to obtain the distribution of grain boundaries and grain size, with boundaries with an orientation difference of 15° or more being regarded as grain boundaries (high-angle grain boundaries).
  • the average grain size is calculated as the diameter (equivalent circle diameter) of a circle with an area equal to the value obtained by dividing the total measured area by the number of grains.
  • the degree of fine grain connectivity is calculated by calculating the total length of the high-angle grain boundaries in the area excluding grains with a grain size equal to or larger than the average grain size (i.e., only grains with a grain size smaller than the average grain size), and the total length of all high-angle grain boundaries, and then calculating the ratio of these.
  • the high-angle grain boundaries in the region excluding grains with a grain size equal to or larger than the average grain size do not include high-angle grain boundaries between grains smaller than the average grain size and grains with a grain size equal to or larger than the average grain size. Note that when calculating the average grain size, the area ratio of grains with a grain size equal to or smaller than the average grain size, and the fine grain connectivity, grains with a grain size of 1.0 ⁇ m or less are excluded as measurement noise.
  • the average grain size is preferably 15.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size is more preferably 12.0 ⁇ m or less. Even more preferably, it is 10.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size is most preferably 9.0 ⁇ m or less. Note that as the average grain size becomes smaller, ductility decreases and cracks are more likely to occur in the flattening test, so the average grain size is preferably 2.0 ⁇ m or more. More preferably, it is 3.0 ⁇ m or more. Even more preferably, the average grain size is 3.5 ⁇ m or more.
  • the above area ratio is preferably 10% or more.
  • the above area ratio is more preferably 12% or more. Even more preferably, it is 15% or more.
  • the above area ratio exceeds 50%, the degree of connectivity of fine grains increases, the ductility decreases, and cracks become more likely to occur in the flattening test. Therefore, the above area ratio is preferably 50% or less.
  • the above area ratio is more preferably 45% or less. Even more preferably, it is 40% or less.
  • the above area ratio is most preferably 35% or less.
  • the degree of fine grain connectivity is preferably 0.05 or more. More preferably, it is 0.10 or more. The degree of fine grain connectivity is even more preferably 0.11 or more. The degree of fine grain connectivity is most preferably 0.12 or more.
  • the degree of fine grain connectivity is preferably 0.50 or less. The degree of fine grain connectivity is more preferably 0.47 or less. Even more preferably, it is 0.40 or less. The degree of fine grain connectivity is most preferably 0.35 or less.
  • Ferrite is a soft structure. Bainite is harder than ferrite and softer than pearlite, martensite, and austenite, so controlling the structure of bainite is important from the standpoint of strength, ductility, and toughness.
  • the volume fraction of bainite is small, the proportion of soft ferrite increases, and strength decreases. In addition, the value of (normalized load/normalized displacement) may decrease. For this reason, it is preferable that the volume fraction of bainite is 10% or more. It is more preferable that the volume fraction of bainite is 12% or more. Even more preferable is 20% or more. It is most preferable that the volume fraction of bainite is 25% or more. There is no particular upper limit, but it is preferable that it is 75% or less because of the decrease in ductility.
  • the total volume fraction of ferrite and bainite is preferably 80% or more. More preferably, it is 85% or more.
  • the total volume fraction of ferrite and bainite is further preferably 88% or more.
  • the total volume percentage of hard pearlite, martensite and austenite is preferably 20% or less.
  • the total of hard pearlite, martensite and austenite is less than 1%, ductility decreases, so the total of ferrite and bainite is preferably 99% or less in volume fraction, more preferably 98% or less, and even more preferably 97% or less.
  • austenite has austenite grain boundaries or deformation bands within austenite grains as nucleation sites.
  • hot rolling by increasing the reduction at low temperatures where austenite recrystallization is difficult to occur, a large number of dislocations can be introduced into the austenite, refining the austenite, and introducing a large number of deformation bands within the grains. This increases the area of the nucleation sites, increasing the frequency of nucleation and making it possible to refine the steel structure.
  • the observation of the steel structure can be performed by the method described below.
  • test pieces for structure observation are taken so that the observation surface is the cross section parallel to both the rolling direction and the thickness direction and the center of the plate thickness of hot-rolled steel sheet, and the cross section parallel to both the axial direction and the thickness direction and the center of the plate thickness of electric resistance welded steel pipe, and then polished and etched with nital.
  • an optical microscope magnification: 1000 times
  • a scanning electron microscope SEM, magnification: 1000 times
  • the area ratio of bainite and the remainder is obtained from the obtained optical microscope image and SEM image.
  • the area ratio of each structure is calculated as the average value of the values obtained in five or more visual fields.
  • the area ratio obtained by structure observation is the volume ratio of each structure. The judgment of whether or not it is each structure is performed according to the following contents.
  • Ferrite is a product of diffusion transformation, and has a low dislocation density and a nearly restored structure. This includes polygonal ferrite and pseudo-polygonal ferrite. Areas where no cementite is observed with an optical microscope or SEM, and where the lath structure, which is the substructure, is not observed, are judged to be ferrite.
  • Pearlite is a eutectoid structure of iron and iron carbide (ferrite + cementite), and has a lamellar structure in which linear ferrite and cementite are arranged alternately. The areas observed as above with an SEM are determined to be pearlite.
  • Martensite is a lath-shaped low-temperature transformation structure with an extremely high dislocation density. In SEM images, it shows brighter contrast than ferrite and bainite.
  • Austenite is an fcc phase, and the volume fraction of austenite is measured by X-ray diffraction using test pieces prepared in the same manner as the test pieces used to measure dislocation density.
  • the volume fraction of austenite is calculated from the integrated intensities of the (200), (220), and (311) planes of fcc iron and the (200) and (211) planes of bcc iron.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is manufactured, for example, by heating a steel material having the above-mentioned composition to a heating temperature of 1100°C to 1300°C, followed by hot rolling at an average cooling rate of 900°C to 1100°C, an average cooling rate of 0.5°C/s to 3.0°C/s, a finish rolling end temperature of 750°C to 850°C, and a total reduction in finish rolling of 45% to 75%, followed by cooling at an average cooling rate at the center of the sheet thickness from the finish rolling end temperature to the cooling stop temperature of 5°C/s to 40°C/s, a minimum cooling rate from the end of finish rolling to the stop of cooling of 2°C/s or more, a cooling end temperature of 400°C to 650°C, a continuous air-cooling time from the end of finish rolling to the stop of cooling of 15 s or less, and a total air-cooling time of 50 s or less, followed by winding into a coil.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention is manufactured by forming the hot rolled steel sheet into a cylindrical shape by cold rolling and then electric resistance welding.
  • the temperature indicated in “°C” refers to the surface temperature of the steel material or steel plate (hot-rolled plate) unless otherwise specified. These surface temperatures can be measured with a radiation thermometer or similar. The temperature at the center of the steel plate thickness can be found by calculating the temperature distribution in the cross section of the steel plate using heat transfer analysis, and correcting the result by the surface temperature of the steel plate. Additionally, “hot-rolled steel plate” includes hot-rolled plate and hot-rolled steel strip.
  • the method of melting the steel material is not particularly limited, and any of the known melting methods such as converter, electric furnace, and vacuum melting furnace are suitable.
  • the casting method is also not particularly limited, and the desired dimensions are produced by known casting methods such as continuous casting. Note that there is no problem in applying the ingot casting-blooming rolling method instead of the continuous casting method.
  • the molten steel may further be subjected to secondary refining such as ladle refining.
  • the resulting steel material (steel slab) is then heated, hot rolled, cooled, and then wound into a coil to produce hot-rolled steel sheet.
  • the heating temperature is preferably 1100°C or higher. More preferably, it is 1120°C or higher. Even more preferably, it is 1130°C or higher. Most preferably, it is 1150°C or higher.
  • the heating temperature in the hot rolling process is preferably 1300°C or lower. More preferably, it is 1280°C or lower. Even more preferably, it is 1270°C or lower. Most preferably, it is 1250°C or lower.
  • the present invention can also be used to easily apply energy-saving direct rolling processes in which the slab is not cooled to room temperature, but is instead loaded into the heating furnace while still hot, or is immediately rolled after a short period of heat retention.
  • the average cooling rate from 900°C to 1100°C is small, the austenite will coarsen and the average grain size of the final product will become large. For this reason, it is preferable that the average cooling rate from 900°C to 1100°C is 0.5°C/s or more. More preferably, it is 0.8°C/s or more. Even more preferably, it is 0.9°C/s or more. Most preferably, it is 1.0°C/s or more. On the other hand, if the average cooling rate is large, the recrystallization of austenite will be insufficient, coarse austenite will remain, and the final product will have a steel structure with a mixture of coarse grains.
  • the average cooling rate from 900°C to 1100°C is 3.0°C/s or less. More preferably, it is 2.5°C/s or less. Even more preferably, it is 2.4°C/s or less. Most preferably, it is 2.2°C/s or less.
  • the finish rolling end temperature be 750°C or higher. More preferably, it is 770°C or higher. Even more preferably, it is 780°C or higher.
  • the finish rolling end temperature be 850°C or lower. More preferably, it is 830°C or lower. Even more preferably, it is 820°C or lower.
  • the total reduction in the finish rolling is 45% or more.
  • the total reduction in the finish rolling is more preferably 50% or more.
  • the total reduction in the finish rolling is even more preferably 52% or more.
  • the total reduction in the finish rolling is most preferably 54% or more.
  • the total reduction in the finish rolling is preferably 75% or less. More preferably, it is 70% or less.
  • the total reduction in the finish rolling is even more preferably 68% or less.
  • the total reduction in the finish rolling is most preferably 66% or less.
  • the total reduction in the above-mentioned finish rolling refers to the sum of the reduction in each rolling pass in the finish rolling.
  • the finished plate thickness is preferably 5 mm or more.
  • the finished plate thickness is more preferably 6 mm or more. Even more preferably 7 mm or more.
  • the finished plate thickness is preferably 40 mm or less.
  • the finished plate thickness is more preferably 35 mm or less. Even more preferably 30 mm or less.
  • the hot-rolled sheet After hot rolling, the hot-rolled sheet is cooled.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness from the finish rolling end temperature to the cooling stop temperature is low, the structure will become coarse and the average crystal grain size of the final product will become large.
  • the bainite fraction will also decrease. Therefore, it is preferable that the average cooling rate be 5°C/s or more. More preferably, it is 10°C/s or more. Even more preferably, it is 12°C/s or more. Most preferably, it is 15°C/s or more.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is high, the martensite fraction will increase and ductility will decrease. Therefore, it is preferable that the average cooling rate be 40°C/s or less. More preferably, it is 35°C/s or less. Even more preferably, it is 33°C/s or less. Most preferably, it is 30°C/s or less.
  • the minimum cooling rate is preferably 2°C/s or more. More preferably, it is 3°C/s or more. Even more preferably, it is 4°C/s or more. Most preferably, it is 5°C/s or more. There is no particular upper limit, but the minimum cooling rate is preferably 15°C/s or less. More preferably, it is 12°C/s or less. Even more preferably, it is 10°C/s or less. Most preferably, it is 8°C/s or less.
  • the minimum cooling rate is calculated by dividing the time from the end of finish rolling to the stop of cooling into sections of 3 seconds each, calculating the average cooling rate in each section, and taking the minimum value of these.
  • the continuous air-cooling time is preferably 15 seconds or less. More preferably, it is 14 seconds or less. Even more preferably, it is 12 seconds or less. Most preferably, it is 11 seconds or less.
  • the continuous air-cooling time is preferably 6 seconds or more. More preferably, it is 7 seconds or more. Even more preferably, it is 8 seconds or more. Between the end of finish rolling and the stop of cooling, cooling is performed using air cooling and water cooling.
  • the total air-cooling time is preferably 50 seconds or less. More preferably, it is 45 seconds or less. Even more preferably, it is 40 seconds or less. Most preferably, it is 38 seconds or less.
  • the total air-cooling time is preferably 10 seconds or more. More preferably, it is 12 seconds or more. Even more preferably, it is 15 seconds or more.
  • the cooling stop temperature be 400°C or higher. More preferably, it is 420°C or higher. Even more preferably, it is 450°C or higher. Most preferably, it is 470°C or higher.
  • the cooling stop temperature be 650°C or lower. More preferably, it is 620°C or lower. Even more preferably, it is 600°C or lower. Most preferably, it is 580°C or lower.
  • the width in the circumferential direction of the molten solidified portion of the welded portion is 1 ⁇ m or more throughout the entire thickness of the pipe. It is also preferable that the width in the circumferential direction of the molten solidified portion of the welded portion (electric resistance welded portion) is 1000 ⁇ m or less throughout the entire thickness of the pipe.
  • the outer diameter of the electric welded steel pipe is preferably 80 mm or more.
  • the outer diameter is preferably 800 mm or less.
  • the wall thickness of the electric welded steel pipe is preferably 3 mm or more.
  • the wall thickness is preferably 40 mm or less.
  • FIG. 4 shows a schematic diagram of the circumferential cross section of an electric resistance welded part of an electric resistance welded steel pipe.
  • the molten solidified part 15 can be visually recognized as a region having a different structure form and contrast from the base material part 13 and the heat-affected part 14 in Figure 4, as shown in the schematic diagram of the cross section after corrosion in Figure 4.
  • the molten solidified part 15 of an electric resistance welded steel pipe of carbon steel and low alloy steel can be identified as a region observed as white under an optical microscope in the cross section corroded with nital.
  • the molten solidified part 15 of a UOE steel pipe of carbon steel and low alloy steel can be identified as a region containing a cellular or dendritic solidified structure under an optical microscope in the cross section corroded with nital.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was produced into a slab (steel material).
  • the resulting slab was subjected to the hot rolling process and cooling process under the conditions shown in Table 2, and then to the coiling process to produce a hot-rolled steel sheet with the finished thickness (mm) shown in Table 2.
  • the hot-rolled steel sheet was rolled into a cylindrical round steel pipe, and the butt joints were electric resistance welded.
  • the round steel pipe was then reduced in diameter using rolls placed above, below, left and right of the pipe, to obtain an electric resistance welded steel pipe with the outer diameter (mm) and wall thickness (mm) shown in Table 4.
  • Test pieces were taken from the obtained hot-rolled steel plate and electric resistance welded steel pipe shown in Tables 3 and 4, respectively, and the following C-type flattening tests, flattening tests, average crystal grain size measurements, area ratio measurements of crystal grains with grain sizes smaller than the average crystal grain size, fine grain connectivity measurements, and structure observations were performed.
  • the various test pieces were taken from the center of the plate thickness in the width direction for the hot-rolled steel plate, and from the center of the plate thickness of the base material part 90° away from the electric resistance weld in the circumferential direction of the pipe for the electric resistance welded steel pipe.
  • C-type flattening test In the C-type flattening test, a plate material (test piece) having a total thickness of 50 ⁇ t (t: plate thickness) and a length of 100 mm was taken from the hot-rolled steel plate so that the longitudinal direction of the test piece was the plate width direction of the hot-rolled steel plate, and then this was made into a C-type test piece by the press-bending method described in JIS Z 2248 (2006), and then it was carried out by the method described in JIS G 3441 (2021). In the press-bending, the inner radius of the tip of the press fitting was 9 ⁇ t.
  • the flattening test was performed by taking a test piece cut into a ring having a length of 100 mm from an electric resistance welded steel pipe including an electric resistance welded portion in the axial direction of the pipe, and performing the flattening test according to the method described in JIS G 3441 (2021). The test specimen was placed so that the welded portion faced the compression direction, as shown in Figure 3. The initial radius of curvature r of the bent outer surface of the flattened test specimen was set to 1/2 the outer diameter of the electric resistance welded steel pipe.
  • the average grain size was measured by cutting the test piece so that the measurement surface was parallel to both the rolling direction and the plate thickness direction of the hot-rolled steel plate, and parallel to both the pipe axis direction and the wall thickness direction of the electric resistance welded steel pipe.
  • the cross-sections were taken from each specimen, mirror-polished, and then measured using the SEM/EBSD method.
  • the grain size was determined by finding the orientation difference between adjacent grains, and the boundaries with an orientation difference of 15° or more were counted.
  • the area surrounded by a crystal grain boundary with a misorientation of 15° or more was measured as one crystal grain.
  • the arithmetic average of the grain size was calculated from the obtained crystal grain boundaries and used as the average crystal grain size.
  • the accelerating voltage was The measurement was performed at 15 kV, in a measurement area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m, with a measurement step size of 0.5 ⁇ m, and the measured values of five or more fields of view were averaged.
  • the crystal orientation analysis software OIM Analysis (trademark) was used to The boundaries with an orientation difference of 15° or more were regarded as crystal grain boundaries (high-angle grain boundaries), and the distribution of grain boundaries and grain sizes was obtained.
  • the grain size and the average grain size were calculated as the diameter of a circle having an area equal to the total area measured divided by the number of grains (equivalent circle diameter). Crystal grains with a diameter of 1.0 ⁇ m or less were excluded as measurement noise.
  • the area ratio was calculated from the average crystal grain size and the grain size distribution obtained above. For each crystal grain with a grain size equal to or smaller than the average crystal grain size, the area was calculated from its circle-equivalent diameter, the total area of the crystal grains with a grain size equal to or smaller than the average crystal grain size was calculated, and the total area was divided by the area of the measurement region. In calculating the area ratio of the crystal grains with a grain size equal to or smaller than the average crystal grain size, crystal grains with a grain size of 1.0 ⁇ m or less were excluded as measurement noise.
  • the fine grain connectivity was calculated by calculating the total length of high-angle boundaries in the region excluding grains having a grain size equal to or larger than the average grain size, and the total length of high-angle boundaries in all grains, and then calculating the ratio between them.
  • the total length of high-angle boundaries in grains having a grain size smaller than the average grain size which is written in the numerator on the right side of the above formula (3), does not include the length of high-angle boundaries between grains having a grain size smaller than the average grain size and grains having a grain size equal to or larger than the average grain size.
  • crystal grains having a crystal grain size of 1.0 ⁇ m or less were excluded as measurement noise.
  • the test pieces for microstructure observation were taken so that the observation surface was a cross section parallel to both the rolling direction and the plate thickness direction of the hot-rolled steel sheet, and a cross section parallel to both the pipe axis direction and the wall thickness direction of the electric resistance welded steel pipe, respectively, and were mirror-polished and then etched with nital.
  • the microstructure observation was performed using an optical microscope (magnification: 1000 times) or a scanning electron microscope (SEM, magnification: 1000 times) to observe and image the structure at the plate thickness center position of the hot-rolled steel sheet and the wall thickness center position of the electric resistance welded steel pipe.
  • the SEM observation was performed at an acceleration voltage of 15 kV.
  • the area ratio of bainite and the remainder was obtained.
  • the area ratio of each structure was calculated as the average value of the values obtained in each field of view by observing five or more fields of view.
  • the area ratio obtained by the microstructure observation was taken as the volume ratio of each structure.
  • the austenite volume fraction was measured by X-ray diffraction.
  • the test pieces for measuring the center of thickness of the hot-rolled steel plate and the center of thickness of the electric resistance welded steel pipe were prepared by grinding so that the diffraction surface was at the center of thickness of the hot-rolled steel plate and the center of thickness of the electric resistance welded steel pipe, respectively, and then chemically polishing to remove the surface treatment layer.
  • Mo K ⁇ rays were used for the measurement, and the austenite volume fraction was calculated from the integrated intensity of the (200), (220), and (311) planes of fcc iron and the (200) and (211) planes of bcc iron.
  • hot-rolled steel sheets and electric-resistance welded steel pipes No. 1, 4, 6, 8, 9, 11 to 24 are examples of the present invention
  • hot-rolled steel sheets and electric-resistance welded steel pipes No. 2, 3, 5, 7, and 10 are comparative examples.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本発明は耐へん平性能に優れた電縫鋼管、およびその素材として用いられる熱延鋼板を提供することを目的とする。　特定のＣ形へん平試験において、曲げ加工した試験片の内側の面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、かつ下記（２）式で求められる規格化変位が０．２０～０．３０の範囲において、下記（１）式で求められる規格化荷重／前記規格化変位が１００ＭＰａ以上である熱延鋼板。 （規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１） （規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２） ここで、Ｐ：荷重（Ｎ）、Ｌ：へん平試験片の初期長さ（ｍｍ）、ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）、ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）、ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）、ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）

Description

熱延鋼板および電縫鋼管
　本発明は、建築構造物やラインパイプ等に好適な、電縫鋼管およびその素材となる熱延鋼板に関する。
　建築構造物やラインパイプに用いられる電縫鋼管は、地震力等の外力を受けた際に座屈が生じると、耐力の急激な低下や破断が生じる。よって、これらの電縫鋼管においては、座屈の発生を抑制することが望ましい。
電縫鋼管の座屈を抑制するためには、座屈の前駆現象である鋼管断面のへん平化の抑制が有効である。
　このような要求に対し、検討を行った例は少ないが、例えば、特許文献１には、母管となる電縫鋼管を加熱し、熱間縮径圧延を施すことにより、管長手方向のｒ値を１．０以上とし、曲げ加工における座屈を抑制した鋼管が開示されている。
特許第６９５４５０４号公報
小林秀敏、大久保浩、臺丸谷政志：軽金属、３９、（１９８９）、p.８
　特許文献１のように、鋼管の管軸方向のｒ値を高くすることにより、管の周方向の変形を促進し、肉厚の変化を小さくすることで、鋼管断面のへん平化を抑制することは可能である。しかし、鋼管断面が縮径してくびれが生じ、断面積が減少するため、構造物としての耐力が低下するという問題があった。
　本発明は上記の事情を鑑みてなされたものであって、耐へん平性能に優れた電縫鋼管、およびその素材として用いられる熱延鋼板を提供することを目的とする。
　なお、本発明でいう「耐へん平性能に優れる」とは、へん平試験において電縫鋼管から採取したへん平試験片の内面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、かつ式（２）で求められる規格化変位が０．２０～０．３０の範囲において（下記（１）式で求められる規格化荷重／規格化変位）が１００ＭＰａ以上であることを指す。前記の電縫鋼管から採取したへん平試験片の内面同士が接触するとは、例えば電縫鋼管から採取したへん平試験片の上下方向から負荷を加えてへん平試験を行う際に、電縫鋼管から採取したへん平試験片の上側部分の内面と下側部分の内面が接触することをいう。
（規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１）
（規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２）
ここで、
Ｐ：荷重（Ｎ）
Ｌ：へん平試験片の管軸方向の初期長さ（ｍｍ）
ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）
ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）
ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）
ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）
　本発明者らは鋭意検討を行った結果、電縫鋼管のミクロ組織において微細粒の割合を高くすることで、靭性を向上させて、へん平試験における割れの発生を抑制できることを知見した。一方で、微細粒の割合が高くなりすぎると延性が低下し、へん平試験において密着前に割れが発生しやすくなることも見出した。
　また、微細粒の連結度を高くすることで、へん平試験において変位（押込み量）に対する荷重の増加量を大きくし、へん平化に対する抵抗を大きくすることができることを知見した。一方で、微細粒の連結度が高くなりすぎると延性が低下し、へん平試験において密着前に割れが発生することも見出した。
　さらに、Ｃ形へん平試験においてへん平化に対する抵抗が大きい熱延鋼板を素材として製造した電縫鋼管は、耐へん平性能に優れることも知見した。
　本発明は以上の知見に基づいて完成されたものであり、以下の[１]～[６]を提供する。
［１］　１枚の鋼板をＵ字型に曲げ加工した試験片が２枚の平板に挟圧されて実施される
Ｃ形へん平試験において、
前記曲げ加工した試験片の内側の面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、かつ
下記（２）式で求められる規格化変位が０．２０～０．３０の範囲において、下記（１）式で求められる規格化荷重／前記規格化変位が１００ＭＰａ以上である熱延鋼板。
（規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１）
（規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２）
ここで、
Ｐ：荷重（Ｎ）
Ｌ：へん平試験片の初期長さ（ｍｍ）
ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）
ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）
ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）
ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）
［２］　成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．２００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
あるいはさらに、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２０％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下のうちから１種または２種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
［１］に記載の熱延鋼板。
［３］　板厚中央における鋼組織は、
大角粒界で囲まれた領域である結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
前記平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒が全結晶粒に対して面積率で１０％以上５０％以下であり、
下記（３）式で求められる微細粒連結度が０．０５以上０．５０以下であり、かつ
ベイナイトが体積率で１０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計が体積率で８０％以上であり、
残部はパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトのうちから選ばれた１種または２種以上の合計が体積率で２０％以下である、
［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
（微細粒連結度）＝（平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒における大角粒界の総長さ）／（大角粒界の総長さ）・・・（３）
ただし、（３）式の右辺の分子には、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界の長さは含まれない。
［４］　母材部と電縫溶接部を有する電縫鋼管であって、
電縫鋼管から採取したへん平試験片が２枚の平板に挟圧されて実施されるへん平試験において、
前記へん平試験片の内面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、かつ
下記（２）式で求められる規格化変位が０．２０～０．３０の範囲において、下記（１）式で求められる規格化荷重／前記規格化変位が１００ＭＰａ以上である電縫鋼管。
（規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１）
（規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２）
ここで、
Ｐ：荷重（Ｎ）
Ｌ：へん平試験片の管軸方向の初期長さ（ｍｍ）
ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）
ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）
ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）
ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）
［５］　前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．２００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、を含有し、
あるいはさらに、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２０％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下のうちから１種または２種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
［４］に記載の電縫鋼管。
［６］　前記母材部の肉厚中央における鋼組織は、
大角粒界で囲まれた領域である結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
前記平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒が全結晶粒に対して面積率で１０％以上５０％以下であり、
下記（３）式で求められる微細粒連結度が０．０５以上０．５０以下であり、かつ
ベイナイトが体積率で１０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計が体積率で８０％以上であり、
残部はパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトのうちから選ばれた１種または２種以上の合計が体積率で２０％以下である、
［４］または［５］に記載の電縫鋼管。
（微細粒連結度）＝（平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒における大角粒界の総長さ）／（大角粒界の総長さ）・・・（３）
ただし、（３）式の右辺の分子には、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界の長さは含まれない。
　本発明によれば、耐へん平性能に優れた電縫鋼管、およびその素材として用いられる熱延鋼板を提供することが可能となる。
へん平試験における規格化荷重と規格化変位の関係の模式図である。 熱延鋼板のＣ形へん平試験片の採取方向の様子を横から観察した図である。 熱延鋼板のＣ形へん平試験片のへん平試験の様子を横から観察した図である。 電縫鋼管のへん平試験の様子を横から観察した図である。 電縫鋼管の電縫溶接部の管周断面の模式図である。
　以下に、本発明の熱延鋼板および電縫鋼管並びにそれらの製造方法について説明する。
　まず、本発明の熱延鋼板および電縫鋼管の機械的特性を限定した理由について説明する。
　本発明の熱延鋼板は、Ｃ形へん平試験において、曲げ加工した内側の面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、規格化変位が０．２０～０．３０の範囲における規格化荷重／規格化変位の値が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
また、本発明の電縫鋼管は、へん平試験において、電縫鋼管から採取したへん平試験片の内面同士が接触する密着状態まで割れが発生せず、規格化変位が０．２０～０．３０の範囲における規格化荷重／規格化変位の値が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
ただし、前記の規格化荷重および規格化変位は、それぞれ（１）式および（２）式で求められる。
（規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１）
（規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２）
ここで、
Ｐ：荷重（Ｎ）
Ｌ：へん平試験片の初期長さ（ｍｍ）
ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）
ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）
ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）
ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）
また、規格化変位が０．２０～０．３０の範囲における規格化荷重／規格化変位の値は、（（規格化変位が０．３０のときの規格化荷重）－（規格化変位が０．２０のときの規格化荷重））／（０．３０－０．２０）により求められる。
　なお、へん平試験における密着状態まで割れが発生しないとは、電縫鋼管から採取したへん平試験片の内面同士が接触するまで割れが発生しないことを指しており、前記の電縫鋼管から採取したへん平試験片の内面同士が接触するとは、例えば電縫鋼管から採取したへん平試験片の上下方向から負荷を加えてへん平試験を行う際に、電縫鋼管から採取したへん平試験片の上側部分の内面と下側部分の内面が接触することをいう。なお、上記の割れとは、目視で確認できるサイズの割れを指している。目視で確認できるサイズとは長さが０．５０ｍｍ以上である。割れの長さの上限は特に限定されるものではないが、割れは直線状であるため、試験片の管軸方向の長さ以下を対象とすることが好ましい。また、長さとは割れの長手の大きさのことをいう。
　Ｃ形へん平試験およびへん平試験においては、２枚の平板間の距離（押込み量）に対する荷重の増加量が大きいほど、へん平化に対する抵抗が大きいものとみなすことができる。
ただし同一の素材であっても、試験片の寸法や形状によって前記荷重および変位が変化するため、非特許文献１に記載のように（１）式および（２）式により、荷重および変位をそれぞれ規格化する。
　Ｃ形へん平試験およびへん平試験においては、規格化変位が一定の値に達するまでは試験片は弾性変形し、それ以降は試験片が降伏して塑性変形も生じる。図１にへん平試験における規格化荷重と規格化変位の関係の模式図を示す。図１に示す規格化変位に伴う規格化荷重の変化を示す曲線１において、図１のように、試験片が降伏するまでの弾性域２では、規格化荷重と規格化変位は比例関係にある。その後、試験片が降伏して塑性域３に入ると、曲線の傾き（規格化荷重／規格化変位）が小さくなり、一定の傾きを保ったまま試験は進行する。その後、曲線の傾き（規格化荷重／規格化変位）が前記傾き（塑性域３になった後の傾き）に比べて高い値を示しながら試験は進行し、曲げ外面において割れが生じるか、または試験片の内面同士が接触（上部の内面と下部の内面が接触）して密着状態となることで、試験が終了する。以降では、試験終了時の試験片の状態のことを割れまたは密着状態４ともいう。
　密着状態となる前に割れが発生すると、急激な荷重低下が生じる。そのため本発明では、構造物としての安全性を確保する観点から、密着状態まで割れを発生させないことが重要となる。
　本発明では、耐へん平性能の指標として、塑性域３における（規格化荷重／規格化変位）を用いる。すなわち、（規格化荷重／規格化変位）が大きいほど、へん平化に対する抵抗が大きく、耐へん平性能が高い。本発明においては、特に塑性域３の中でも前半部分に相当する規格化変位が０．２０～０．３０の範囲における（規格化荷重／規格化変位）を１００ＭＰａ以上とする。好ましくは、前記（規格化荷重／規格化変位）は１２０ＭＰａ以上である。より好ましくは、前記（規格化荷重／規格化変位）は１４０ＭＰａ以上である。さらに好ましくは、前記（規格化荷重／規格化変位）は１５０ＭＰａ以上である。ただし、前記（規格化荷重／規格化変位）が６００ＭＰａを超えると、延性が低下するため、密着状態となる前に割れが発生しやすくなる。そのため、前記（規格化荷重／規格化変位）の値は６００ＭＰａ以下とすることが好ましい。より好ましくは、前記（規格化荷重／規格化変位）は５５０ＭＰａ以下である。さらに好ましくは、前記（規格化荷重／規格化変位）の値は５００ＭＰａ以下である。もっとも好ましくは、前記（規格化荷重／規格化変位）は４５０ＭＰａ以下である。
　なお、規格化変位の範囲を０．２０～０．３０としたのは、塑性域において（規格化荷重／規格化変位）の値がほぼ一定となり安定するためである。
　Ｃ形へん平試験とは、１枚の鋼板をＵ字型に曲げ加工した試験片が２枚の平板に挟圧されて実施される試験のことを指す。
　Ｃ形へん平試験は、熱延鋼板から幅５０ｍｍ×ｔ（ｔ：板厚）、長さ１００ｍｍの板材を試験片の長手方向が熱延鋼板の板幅方向になるように採取し、次いで、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２００６）に記載の押曲げ方法によりこれをＣ形試験片とした後、ＪＩＳ　Ｇ　３４４１（２０２１）に記載の方法により実施する。図２（ａ）に熱延鋼板のＣ形へん平試験片の採取方向の様子とＣ形へん平試験片とした後の様子を横から観察した図を示す。Ｃ形へん平試験片とする前の試験片は符号５Ａ、Ｃ形へん平試験片とした後のＣ形へん平試験片は符号５とする。Ｃ形へん平試験片にする前後で、初期長さ、初期厚さは変化しない。Ｃ形へん平試験片（へん平試験片）５の初期長さ１００とは、上述している長さ５０ｍｍを指しており、Ｃ形へん平試験片５の長さ方向は、熱延鋼板の圧延方向１０２である。Ｃ形へん平試験片（へん平試験片）５の初期厚さは符号１０１である。図２（ｂ）に熱延鋼板のＣ形へん平試験片のへん平試験の様子を横から観察した図を示す。Ｃ形へん平試験とは、図２（ａ）、図２（ｂ）のように、切り出した１枚の試験片５ＡをＵ字形に曲げ加工してＣ形へん平試験片５として、Ｃ形へん平試験片５を２枚の平板６で挟み込み、平板６と垂直方向の圧縮方向７に荷重をかけながら、上述している状態まで試験する試験方法のことである。Ｃ形へん平試験片５は押曲げにおいては、押金具の先端部の内側半径を９×ｔ（ｍｍ）とする。Ｃ形へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径ｒ（ｍｍ）は、（４）式のように、前記の押曲げにおける押金具の先端部の内側半径に板厚ｔ（ｍｍ）を加えることにより求める。
ｒ＝１０×ｔ・・・（４）
　へん平試験は、電縫溶接部を含む電縫鋼管から管軸方向の長さ１００ｍｍの輪切りにした試験片を管軸方向から採取し、ＪＩＳ　Ｇ　３４４１（２０２１）に記載の方法により実施する。ただし、へん平試験片８は図３のように、電縫溶接部９と電縫鋼管の中心１０を結んだ線が圧縮方向１２と平行な方向を向くように置く。へん平試験片８の曲げ外面の初期曲率半径ｒは、電縫鋼管の外径の１／２とする。
　また、本発明の熱延鋼板および電縫鋼管の母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．２００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
あるいはさらに、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２０％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下のうちから１種または２種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
　本明細書において、特に断りがない限り、鋼組成を示す「％」は「質量％」である。
　Ｃ：０．０２０％以上０．２００％以下
　Ｃは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｃは鋼の焼入れ性を向上させることで、微細粒の割合を高くして、靭性を向上させて、へん平試験における割れの発生の抑制に寄与するとともに、微細粒の連結度を高くすることで、へん平化に対する抵抗を大きくすることにも寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０２０％以上のＣを含有することが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０２５％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。もっとも好ましくは、Ｃ含有量は０．０３５％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトが過剰に生成し、延性が低下し、Ｃ形へん平試験やへん平試験において密着状態となる前に割れが発生しやすくなる。そのため、Ｃ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１８０％以下である。更に好ましくは０．１７０％以下である。もっとも好ましくは、Ｃ含有量は０．１６５％以下である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るためには、０．０２％以上のＳｉを含有することが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、更に好ましくは０．０８％以上である。Ｓｉ含有量は、もっとも好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、延性が低下し、へん平試験において密着状態となる前に割れが発生しやすくなる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．４０％以下である。更に好ましくは０．３０％以下である。Ｓｉ含有量は、もっとも好ましくは０．２８％以下である。
　Ｍｎ：０．３０％以上２．００％以下
　Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上させることで、微細粒の割合を高くして、靭性を向上させて、へん平試験における割れの発生の抑制に寄与するとともに、微細粒の連結度を高くすることで、へん平化に対する抵抗を大きくすることにも寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．３０％以上のＭｎを含有することが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．４０％以上であり、更に好ましくは０．５０％以上である。Ｍｎ含有量は、もっとも好ましくは０．６０％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトが過剰に生成し、延性が低下し、へん平試験において密着状態となる前に割れが発生しやすくなる。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．９０％以下である。更に好ましくは１．８０％以下である。Ｍｎ含有量は、もっとも好ましくは１．７５％以下である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、粒界に偏析し靭性を低下させるため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましく、Ｐ含有量は０．０５０％以下の範囲内とすることが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０４０％以下であり、更に好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、もっとも好ましくは０．０２０％以下である。なお、特にＰの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中では通常、ＭｎＳとして存在するが、ＭｎＳは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性および靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳをできるだけ低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０１００％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量は、もっとも好ましくは０．００３０％以下である。なお、特にＳの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ａｌは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＡｌを含有することが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．０１５％以上である。Ａｌ含有量は、もっとも好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。このため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。更に好ましくは０．０７０％以下である。Ａｌ含有量は、もっとも好ましくは０．０６５％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、不可避的不純物であり、転位の運動を強固に固着することで延性および靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｎは不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｎの含有量は０．０１００％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７０％以下である。Ｎ含有量は、更に好ましくは０．００６５％以下である。Ｎ含有量は、もっとも好ましくは０．００６０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、過度の低減は精錬コストの上昇を招くため、０．００１０％以上とすることが好ましい。
　本発明の電縫鋼管、および熱延鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｎのうちから１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｎｂ：０．０８０％以下
　Ｎｂは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与し、また、熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制することで組織の微細化にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｎｂを含有する場合は、０．００２％以上のＮｂを含有することが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であり、更に好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量はもっとも好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０７０％以下である。更に好ましくは０．０６５％以下である。Ｎｂ含有量はもっとも好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｖ：０．０８０％以下
　Ｖは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｖを含有する場合は、０．００２％以上のＶを含有することが好ましい。より好ましくは、Ｖ含有量は０．００５％以上であり、更に好ましくは０．０１０％以上である。Ｖ含有量は、もっとも好ましくは０．０１５％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．０８０％以下とする。より好ましくは０．０７０％以下である。更に好ましくは０．０６５％以下である。Ｖ含有量は、もっとも好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｔｉ：０．０８０％以下
　Ｔｉは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する元素であり、また、Ｎとの親和性が高いため鋼中の固溶Ｎの低減にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｔｉを含有する場合は、０．００２％以上のＴｉを含有することが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であり、更に好ましくは０．０１０％以上である。Ｔｉ含有量は、もっとも好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０８０％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０７０％以下である。更に好ましくは０．０６５％以下である。Ｔｉ含有量は、もっとも好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、また、鋼の焼入れ性を高め、組織の微細化にも寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。更に好ましくは０．１０％以上である。上記効果を得るため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。更に好ましくは０．１０％以上である。一方、過度の含有は、延性および靱性の低下を招く恐れがある。また、硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトの過剰な生成を招く恐れがある。よって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。より好ましくは０．３０％以下である。また、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、組織の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。更に好ましくは０．１０％以上である。また、上記効果を得るため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。更に好ましくは０．１０％以上である。
一方、過度の含有は、硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトの過剰な生成を招く恐れがある。よって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。より好ましくは０．３０％以下である。また、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｃａを含有する場合は、０．０００５％以上のＣａを含有することが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００８％以上であり、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｃａ含有量は、もっとも好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する。このため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００４０％以下である。より好ましくは０．００３５％以下である。Ｃａ含有量は、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｂを含有する場合は、０．０００２％以上のＢを含有することが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上であり、更に好ましくは０．０００８％以上である。Ｂ含有量は、もっとも好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると延性および靱性が悪化する。このため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。より好ましくは０．００４０％以下である。更に好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ含有量は、もっとも好ましくは０．００２５％以下である。
　Ｍｇ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０２０％以下
　Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭは、結晶粒微細化を通じて鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。Ｍｇ含有量は０％でもよいが、Ｍｇを含有する場合には、好ましい下限は、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上である。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上である。Ｚｒ含有量は０％でもよいが、Ｚｒを含有する場合には、好ましい下限は、Ｚｒ含有量は０．０００５％以上である。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上である。ＲＥＭ含有量は０％でもよいが、ＲＥＭを含有する場合には、好ましい下限は、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上である。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上である。一方、過度の含有は、降伏比の上昇、および相当塑性ひずみ分布の対数標準偏差の増加を招く恐れがある。よって、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０２０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０２０％以下である。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。なお、ここで、ＲＥＭはＳｃ、Ｙ、およびランタノイド元素の合計１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼に含有させることができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
　Ｓｎ：０．１００％以下
　Ｓｎは、鋼板表面の窒化または酸化によって生じる脱炭を抑制し、強度の低下を抑制する元素である。上記した効果を得るためには、０．００１％以上のＳｎを含有することが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、更に好ましくは０．００５％以上である。しかし過度に含有すると、鋼の延性および靭性が低下する。そのため、Ｓｎの含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０７０％以下である。Ｓｎ含有量は、更に好ましくは０．０４０％以下である。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、原料、製造プロセスまたは製造設備等から不可避的に混入される不純物であり、本発明の目的を阻害しない範囲で含まれることが許容される。残部における不可避的不純物としては、例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃｏ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｔｅ、Ｈｆ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓが挙げられる。鋼板の原料としては、鉄鉱石、還元鉄またはスクラップ等が挙げられる。
　本発明の熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の母材部の肉厚中央における鋼組織は、大角粒界で囲まれた領域である結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒が全結晶粒に対して面積率で１０％以上５０％以下であり、下記（３）式で求められる微細粒連結度が０．０５以上０．５０以下であり、かつ、ベイナイトが体積率で１０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計が体積率で８０％以上であり、残部はパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトのうちから選ばれた１種または２種以上の合計が体積率で２０％以下であることが好ましい。
　（微細粒連結度）＝（平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒における大角粒界の総長さ）／（大角粒界の総長さ）・・・（３）
ただし、（３）式の右辺の分子には、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界の長さは含まれない。
　平均結晶粒径、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率、および微細粒連結度は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定する。測定領域は５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズは０．５μｍとし、５視野以上の測定値を平均する。得られたＥＢＳＤデータをもとに、結晶方位解析ソフトＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（商標）を用いて、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界（大角粒界）として、粒界および粒径の分布を得る。平均結晶粒径は、測定した全面積を結晶粒数で除した値と等しい面積の円の直径（円相当径）として求める。また、微細粒連結度は、平均結晶粒径以上の粒径を有する結晶粒を除いた領域（つまり、平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒のみ）における大角粒界の総長さ、および全ての大角粒界の総長さをそれぞれ算出し、これらの比として求める。ただし、平均結晶粒径以上の粒径を有する結晶粒を除いた領域における大角粒界には、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界は含まれない。なお、平均結晶粒径、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率、および微細粒連結度の算出においては、結晶粒径が１．０μｍ以下の結晶粒は測定ノイズとして除外する。
　平均結晶粒径が大きくなると、靭性が低下し、へん平試験において割れが発生しやすくなる。また、（規格化荷重／規格化変位）の値が低下する場合もある。そのため、平均結晶粒径は１５．０μｍ以下であることが好ましい。平均結晶粒径は、より好ましくは１２．０μｍ以下である。さらに好ましくは、１０．０μｍ以下である。平均結晶粒径は、もっとも好ましくは９．０μｍ以下である。なお、平均結晶粒径が小さくなると延性が低下し、へん平試験において割れが発生しやすくなることから、平均結晶粒径は２．０μｍ以上であることが好ましい。より好ましくは、３．０μｍ以上である。平均結晶粒径は、さらに好ましくは３．５μｍ以上である。
　平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率が低くなると、平均結晶粒径以下の微細粒の連結度が低くなり、へん平化に対する抵抗が小さくなる場合がある。また、靭性が低下し、へん平試験において割れが発生しやすくなる。そのため、上記面積率は１０％以上であることが好ましい。上記面積率はより好ましくは１２％以上である。さらに好ましくは、１５％以上である。上記面積率が５０％超であると、微細粒の連結度が高くなり、延性が低下し、へん平試験において割れが発生しやすくなる。そのため、上記面積率は５０％以下であることが好ましい。上記面積率はより好ましくは４５％以下である。さらに好ましくは、４０％以下である。上記面積率はもっとも好ましくは３５％以下である。
　微細粒連結度が低くなると、粗大粒同士の連結度が高くなり、粗大粒におけるひずみ同士が連結しやすくなる。粗大粒は軟質であり、粒内には比較的大きいひずみが発生するため、それらが連結すると応力集中が発生し、へん平化に対する抵抗が小さくなる場合がある。そのため、微細粒連結度は０．０５以上であることが好ましい。より好ましくは、０．１０以上である。微細粒連結度は、さらに好ましくは０．１１以上である。微細粒連結度は、もっとも好ましくは０．１２以上である。微細粒連結度が高くなると、硬質な微細粒が母相として働くため、延性が低下し、へん平試験において割れが発生しやすくなる。そのため、微細粒連結度は０．５０以下であることが好ましい。微細粒連結度は、より好ましくは０．４７以下である。さらに好ましくは、０．４０以下である。微細粒連結度は、もっとも好ましくは０．３５以下である。
　フェライトは軟質な組織である。また、ベイナイトはフェライトよりも硬質であり、パーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトよりも軟質な組織であり、強度、延性、靭性の観点からベイナイトの組織制御が重要となる。
　ベイナイトの体積率が小さくなると、軟質なフェライトの割合が高くなり、強度が低下する。また、（規格化荷重／規格化変位）の値が低下する場合もある。そのため、ベイナイトは体積率で１０％以上とすることが好ましい。ベイナイトは体積率で１２％以上とすることがより好ましい。さらに好ましくは２０％以上である。ベイナイトは体積率で２５％以上とすることがもっとも好ましい。上限は特に限定されるものではないが、延性が低下するという理由から７５％以下であることが好ましい。
　フェライトとベイナイトの合計が体積率で小さくなると、硬質なパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの割合が高くなり、延性および靭性が低下する。そのため、フェライトとベイナイトの合計の体積率は８０％以上であることが好ましい。より好ましくは８５％以上である。フェライトとベイナイトの合計の体積率は、さらに好ましくは８８％以上である。
また、上記の理由から硬質なパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの合計は体積率で２０％以下であることが好ましい。
一方、硬質なパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトの合計が１％未満になると延性が低下するため、フェライトとベイナイトの合計は体積率で、９９％以下であることが好ましい。より好ましくは９８％以下である。さらに好ましくは９７％以下である。
　オーステナイトを除く上記の各種組織は、オーステナイト粒界またはオーステナイト粒内の変形帯を核生成サイトとする。熱間圧延において、オーステナイトの再結晶が生じにくい低温での圧下量を大きくすることで、オーステナイトに多量の転位を導入してオーステナイトを微細化し、かつ粒内に多量の変形帯を導入することができる。これにより、核生成サイトの面積が増加して核生成頻度が高くなり、鋼組織を微細化することができる。
　ここで、鋼組織の観察は、以下に記載の方法で行うことができる。まず、組織観察用の試験片を、観察面が熱延鋼板の圧延方向および板厚方向の両方に平行な断面かつ板厚中央部、並びに電縫鋼管の管軸方向および肉厚方向の両方に平行な断面かつ肉厚中央部となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製する。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、板厚（または肉厚）中央部における組織を観察し、撮像する。次に、得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、ベイナイトおよび残部（フェライト、パーライト、マルテンサイト、オーステナイト）の面積率を求める。各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出する。なお、本発明では、組織観察により得られる面積率を、各組織の体積率とする。各組織であるか否かの判断は下記内容に沿って実施している。
　フェライトは、拡散変態による生成物のことであり、転位密度が低くほぼ回復した組織を呈する。ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトがこれに含まれる。光学顕微鏡またはＳＥＭでセメンタイトが観察されず、かつ下部組織であるラス構造が観察されない領域をフェライトと判断している。
　ベイナイトは、転位密度が高いラス状のフェライトとセメンタイトの複相組織である。光学顕微鏡またはＳＥＭでセメンタイトが分散し、または下部組織であるラス構造が観察される領域をベイナイトと判断している。
　パーライトは、鉄と鉄炭化物の共析組織（フェライト＋セメンタイト）であり、線状のフェライトとセメンタイトが交互に並んだラメラ状の組織を呈する。ＳＥＭで上記のように観察される領域をパーライトと判断している。
　マルテンサイトは、転位密度が非常に高いラス状の低温変態組織である。ＳＥＭ像では、フェライトやベイナイトと比較して明るいコントラストを示す。
　なお、光学顕微鏡像およびＳＥＭ像ではマルテンサイトとオーステナイトの識別が難しいため、得られるＳＥＭ像からマルテンサイトあるいはオーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、その測定値から後述する方法で測定するオーステナイトの体積率を差し引いた値を、マルテンサイトの体積率とする。
　オーステナイトはｆｃｃ相であり、オーステナイトの体積率の測定は、転位密度の測定に用いた試験片と同様の方法で作製した試験片を用いて、Ｘ線回折により行う。得られたｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からオーステナイトの体積率を求める。
　次に、本発明の一実施形態における熱延鋼板および電縫鋼管の製造方法を説明する。
　本発明の熱延鋼板は、特に製造条件を下記に限定されるわけではないが、例えば、上記した成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、９００℃以上１１００℃以下の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上３．０℃／ｓ以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、仕上圧延における合計圧下率：４５％以上７５％以下である熱間圧延を施し、次いで、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下、仕上圧延終了から冷却停止までの最低冷却速度：２℃／ｓ以上、冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下であり、仕上圧延終了から冷却停止までの連続空冷時間：１５ｓ以下、合計空冷時間：５０ｓ以下、である冷却を施し、コイル状に巻取ることにより製造される。
　また、本発明の電縫鋼管は、前記熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状に成形し、電縫溶接することにより製造される。
　なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、鋼素材や鋼板（熱延板）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。また、鋼板板厚中心の温度は、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。また、「熱延鋼板」には、熱延板、熱延鋼帯も含むものとする。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊－分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
　次いで、得られた鋼素材（鋼スラブ）を加熱し、次いで熱間圧延を施し、次いで冷却を施し、次いでコイル状に巻取り熱延鋼板とする。
　加熱温度が低いと、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。このため、加熱温度は１１００℃以上が好ましい。より好ましくは１１２０℃以上である。さらに好ましくは１１３０℃以上である。もっとも好ましくは１１５０℃以上である。一方、加熱温度が高いと、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延（粗圧延、仕上圧延）において微細なオーステナイト粒が得られず、最終製品の平均結晶粒径が大きくなる。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１３００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは１２８０℃以下である。さらに好ましくは１２７０℃以下である。もっとも好ましくは１２５０℃以下である。
　なお、本発明では、鋼スラブ（スラブ）を製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する、これらの直送圧延の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　９００℃以上１１００℃以下の平均冷却速度が小さいと、オーステナイトが粗大化し、最終製品の平均結晶粒径が大きくなる。このため、９００℃以上１１００℃以下の平均冷却速度は０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは０．８℃／ｓ以上である。さらに好ましくは０．９℃／ｓ以上である。もっとも好ましくは１．０℃／ｓ以上である。一方、前記平均冷却速度が大きいと、オーステナイトの再結晶が不十分となり、粗大なオーステナイトが残存し、最終製品において粗大な結晶粒が混在した鋼組織となる。その結果、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率が低くなる。このため、９００℃以上１１００℃以下の平均冷却速度は３．０℃／ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは２．５℃／ｓ以下である。さらに好ましくは２．４℃／ｓ以下である。もっとも好ましくは２．２℃／ｓ以下である。
　仕上圧延終了温度が低いと、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量の加工フェライトが生成し、延性が低下する。そのため、仕上圧延終了温度は、７５０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは７７０℃以上である。さらに好ましくは７８０℃以上である。一方、仕上圧延終了温度が高いと、微細なオーステナイト粒が得られなくなり、平均結晶粒径が大きくなる。そのため、仕上圧延終了温度は、８５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは８３０℃以下である。さらに好ましくは８２０℃以下である。
　仕上圧延における合計圧下率が低いと、熱間圧延工程において十分な加工ひずみを導入することができないため、最終製品の平均結晶粒径が大きくなる。そのため、仕上圧延における合計圧下率は４５％以上とすることが好ましい。仕上圧延における合計圧下率は、より好ましくは５０％以上である。仕上圧延における合計圧下率は、さらに好ましくは５２％以上である。仕上圧延における合計圧下率は、もっとも好ましくは５４％以上である。一方、仕上圧延における合計圧下率が高いと、平均結晶粒径が小さくなる。また、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率が高くなる。このため、仕上圧延における合計圧下率は７５％以下が好ましい。より好ましくは７０％以下である。仕上圧延における合計圧下率は、さらに好ましくは６８％以下である。仕上圧延における合計圧下率は、もっとも好ましくは６６％以下である。
　上記した仕上圧延における合計圧下率とは、仕上圧延における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
　仕上板厚は、必要圧下率の確保や鋼板温度管理の観点より、５ｍｍ以上とすることが好ましい。仕上げ板厚は、より好ましくは６ｍｍ以上である。さらに好ましくは７ｍｍ以上である。また、仕上げ板厚は４０ｍｍ以下とすることが好ましい。仕上げ板厚は、より好ましくは３５ｍｍ以下である。さらに好ましくは３０ｍｍ以下である。
　熱間圧延後、熱延板に冷却を施す。
　仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの板厚中心の平均冷却速度が低いと、組織が粗大化し、最終製品の平均結晶粒径が大きくなる。また、ベイナイト分率が低くなる。そのため、平均冷却速度は５℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは１０℃／ｓ以上である。さらに好ましくは１２℃／ｓ以上である。もっとも好ましくは１５℃／ｓ以上である。一方、板厚中心の平均冷却速度が高いと、マルテンサイトの分率が高くなり、延性が低下する。そのため、平均冷却速度は４０℃／ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは３５℃／ｓ以下である。さらに好ましくは３３℃／ｓ以下である。もっとも好ましくは３０℃／ｓ以下である。
　仕上圧延終了から冷却停止までの板厚中心の最低冷却速度が低いと、組織が粗大化し、平均結晶粒径が大きくなる。また、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率が低くなる。また、ベイナイト分率が低くなる。そのため、最低冷却速度は２℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは３℃／ｓ以上である。さらに好ましくは４℃／ｓ以上である。もっとも好ましくは５℃／ｓ以上である。上限は特に限定されるものではないが、最低冷却速度は１５℃／ｓ以下であることが好ましい。より好ましくは１２℃／ｓ以下である。さらに好ましくは１０℃／ｓ以下である。もっとも好ましくは８℃／ｓ以下である。なお、最低冷却速度は、仕上圧延終了から冷却停止までの時間を３ｓずつの区間に分割し、それぞれの区間において平均冷却速度を算出し、それらの最小値として求められる。
　仕上圧延終了から冷却停止までの連続空冷時間が長いと、フェライトおよびベイナイトが過剰に粒成長し、組織が粗大化し、最終製品の平均結晶粒径が大きくなる。また、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率が低くなる。また、ベイナイト分率が低くなる場合がある。そのため、前記の連続空冷時間は１５ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは１４ｓ以下である。さらに好ましくは１２ｓ以下である。もっとも好ましくは１１ｓ以下である。前記の連続空冷時間は短いほど好ましいが、６ｓ未満になると連続空冷時間の短縮に対する微細化の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなるため、前記の連続空冷時間は６ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは７ｓ以上である。さらに好ましくは８ｓ以上である。仕上げ圧延終了から冷却停止までの間、空冷と水冷を使って冷却を行っている。
　仕上圧延終了から冷却停止までの合計空冷時間が長いと、フェライトおよびベイナイトが過剰に粒成長し、組織が粗大化し、最終製品の平均結晶粒径が大きくなる。また、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率が低くなる。また、ベイナイト分率が低くなる場合がある。そのため、前記の合計空冷時間は５０ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは４５ｓ以下である。さらに好ましくは４０ｓ以下である。もっとも好ましくは３８ｓ以下である。前記の連続空冷時間は短いほど好ましいが、１０ｓ未満になると合計空冷時間の短縮に対する微細化の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなるため、前記の合計空冷時間は１０ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは１２ｓ以上である。さらに好ましくは１５ｓ以上である。
　冷却停止温度が低いと、マルテンサイトの分率が高くなり、延性が低下する。そのため、冷却停止温度は４００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは４２０℃以上である。さらに好ましくは４５０℃以上である。もっとも好ましくは４７０℃以上である。一方、冷却停止温度が高いと、ベイナイトの分率が低くなる。そのため、冷却停止温度は６５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは６２０℃以下である。さらに好ましくは６００℃以下である。もっとも好ましくは５８０℃以下である。
　なお、本発明の電縫鋼管では、溶接部の介在物密度を低くするため、溶接部（電縫溶接部）の溶融凝固部の管周方向の幅が、管全厚にわたり１μｍ以上であることが好ましい。また、溶接部（電縫溶接部）の溶融凝固部の管周方向の幅が、管全厚にわたり１０００μｍ以下であることが好ましい。
　また、電縫鋼管の外径は、８０ｍｍ以上であることが好ましい。また前記外径は８００ｍｍ以下であることが好ましい。電縫鋼管の肉厚は３ｍｍ以上であることが好ましい。また、前記肉厚は４０ｍｍ以下であることが好ましい。
　ここで、腐食液は鋼成分、鋼管の種類に応じて適切なものを選択すればよい。図４に電縫鋼管の電縫溶接部の管周断面の模式図を示す。溶融凝固部１５は、腐食後の前記断面を図４に模式で示すように、図４において母材部１３および熱影響部１４と異なる組織形態やコントラストを有する領域として視認できる。例えば、炭素鋼および低合金鋼の電縫鋼管の溶融凝固部１５は、ナイタールで腐食した前記断面において、光学顕微鏡で白く観察される領域として特定できる。また、炭素鋼および低合金鋼のＵＯＥ鋼管の溶融凝固部１５は、ナイタールで腐食した前記断面において、光学顕微鏡でセル状またはデンドライト状の凝固組織を含有する領域として特定できる。
　以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、スラブ（鋼素材）とした。得られたスラブを表２に示す条件の熱間圧延工程および冷却工程、さらに巻取工程を施して、表２に示す仕上板厚（ｍｍ）の熱延鋼板とした。
　巻取工程後、熱延鋼板をロール成形により円筒状の丸型鋼管に成形し、その突合せ部分を電縫溶接した。その後、丸型鋼管の上下左右に配置したロールにより縮径を加え、表４に示す外径（ｍｍ）および肉厚（ｍｍ）の電縫鋼管を得た。
　表３、４にそれぞれ示す得られた熱延鋼板および電縫鋼管から試験片を採取して、以下に示すＣ形へん平試験、へん平試験、平均結晶粒径測定、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率測定、微細粒連結度測定、組織観察を実施した。各種の試験片は、熱延鋼板においては幅方向中央の板厚中央から、電縫鋼管においては電縫溶接部から管周方向に９０°離れた母材部の板厚中央からそれぞれ採取した。
　〔Ｃ形へん平試験〕
　Ｃ形へん平試験は、熱延鋼板から全厚、幅５０×ｔ（ｔ：板厚）、長さ１００ｍｍの板材（試験片）を試験片の長手方向が熱延鋼板の板幅方向になるように採取し、次いで、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２００６）に記載の押曲げ方法によりこれをＣ形試験片とした後、ＪＩＳ　Ｇ　３４４１（２０２１）に記載の方法により実施した。押曲げにおいては、押金具の先端部の内側半径を９×ｔとした。へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径ｒは、（４）式のように、押曲げにおける押金具の先端部の内側半径に板厚を加えることにより求めた。
ｒ＝１０×ｔ・・・（４）
密着状態で曲げ外面に長さが０．５０ｍｍ以上の亀裂が生じていた場合は割れ有り、曲げ外面に亀裂が生じていなかった場合は割れ無しとした。
　〔へん平試験〕
　へん平試験は、電縫溶接部を含む電縫鋼管から長さ１００ｍｍの輪切りにした試験片を管軸方向から採取し、ＪＩＳ　Ｇ　３４４１（２０２１）に記載の方法により実施した。
ただし、試験片は図３のように、溶接部が圧縮方向を向くように置いた。へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径ｒは、電縫鋼管の外径の１／２とした。密着状態で管の外面に長さが０．５０ｍｍ以上の亀裂が生じていた場合は割れ有り、管の外面に亀裂が生じていなかった場合は割れ無しとした。
　〔平均結晶粒径測定〕
　平均結晶粒径は、測定用の試験片を、測定面が熱延鋼板の圧延方向および板厚方向の両方に平行な断面、並びに電縫鋼管の管軸方向および肉厚方向の両方に平行な断面となるようにそれぞれ採取し、鏡面研磨した後、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した。結晶粒径は、隣接する結晶粒の間の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界として、方位差が１５°以上で囲まれた領域を１結晶粒として測定した。得られた結晶粒界から粒径の算術平均を求めて、平均結晶粒径とした。加速電圧は１５ｋＶ、測定領域は５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズは０．５μｍとし、５視野以上の測定値を平均した。得られたＥＢＳＤデータをもとに、結晶方位解析ソフトＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（商標）を用いて、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界（大角粒界）として、粒界および粒径の分布を得た。粒径および平均結晶粒径は、測定した全面積を結晶粒数で除した値と等しい面積の円の直径（円相当径）として求めた。なお、平均結晶粒径の算出においては、結晶粒径が１．０μｍ以下の結晶粒は測定ノイズとして除外した。
　〔平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率測定〕
　前記により得られた平均結晶粒径および粒径分布から求めた。平均結晶粒径以下の各結晶粒について、その円相当径から面積を算出し、平均結晶粒径以下の結晶粒の面積の合計を算出し、それを測定領域の面積で除して求めた。なお、平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒の面積率の算出においては、結晶粒径が１．０μｍ以下の結晶粒は測定ノイズとして除外した。
　〔微細粒連結度〕
　微細粒連結度は、平均結晶粒径以上の粒径を有する結晶粒を除いた領域における大角粒界の総長さ、および全結晶粒の大角粒界の総長さをそれぞれ算出し、これらの比として求めた。ただし、上述している（３）式の右辺の分子に記載の平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒における大角粒界の総長さには、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界の長さは含まれない。
なお、微細粒連結度の算出においては、結晶粒径が１．０μｍ以下の結晶粒は測定ノイズとして除外した。
　〔組織観察〕
　組織観察用の試験片は、観察面が熱延鋼板の圧延方向および板厚方向の両方に平行な断面、並びに電縫鋼管の管軸方向および肉厚方向の両方に平行な断面となるようにそれぞれ採取し、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して作製した。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、熱延鋼板の板厚中央位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央位置における組織を観察し、撮像した。ＳＥＭの観察は、加速電圧１５ｋＶで実施した。得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、ベイナイトおよび残部（フェライト、パーライト、マルテンサイト、オーステナイト）の面積率を求めた。各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織観察により得られた面積率を、各組織の体積率とした。
　上記からフェライト、パーライト、マルテンサイトの判断は実施形態で記載した方法で実施している。
　オーステナイトの体積率の測定は、Ｘ線回折により行った。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央の測定用の試験片は、回折面が熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央となるようにそれぞれ研削した後、化学研磨をして表面加工層を除去して作製した。測定にはＭｏのＫα線を使用し、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からオーステナイトの体積率を求めた。
　得られた結果を表３および４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３および４中、Ｎｏ.１、４、６、８、９、１１～２４の熱延鋼板および電縫鋼管は本発明例であり、Ｎｏ.２、３、５、７、１０の熱延鋼板および電縫鋼管は比較例である。
　本発明例の熱延鋼板は、いずれもＣ形へん平試験において、密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、規格化変位が０．２０～０．３０の範囲における（規格化荷重／規格化変位）の値が１００ＭＰａ以上であった。
　本発明例の電縫鋼管は、いずれもへん平試験において、密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、規格化変位が０．２０～０．３０の範囲における（規格化荷重／規格化変位）の値が１００ＭＰａ以上であった。
　１　規格化変位に伴う規格化荷重の変化を示す曲線
　２　弾性域
　３　塑性域
　４　割れまたは密着状態
　５Ａ　試験片
　５　Ｃ形へん平試験片（へん平試験片）
　６　平板
　７　圧縮方向
　８　へん平試験片
　９　電縫溶接部
　１０　電縫鋼管の中心
　１１　平板
　１２　圧縮方向
　１３　母材部
　１４　熱影響部
　１５　溶融凝固部
　１００　試験片の初期長さＬ
　１０１　試験片の初期板厚ｔ
　１０２　熱延鋼板の圧延方向

 

Claims (6)

  1. 　１枚の鋼板をＵ字型に曲げ加工した試験片が２枚の平板に挟圧されて実施されるＣ形へん平試験において、
    前記曲げ加工した試験片の内側の面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、かつ
    下記（２）式で求められる規格化変位が０．２０～０．３０の範囲において、下記（１）式で求められる規格化荷重／前記規格化変位が１００ＭＰａ以上である熱延鋼板。
    （規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１）
    （規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２）
    ここで、
    Ｐ：荷重（Ｎ）
    Ｌ：へん平試験片の初期長さ（ｍｍ）
    ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）
    ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）
    ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）
    ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）
  2. 　成分組成は、質量％で、
    Ｃ：０．０２０％以上０．２００％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上２．００％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    あるいはさらに、
    Ｎｂ：０．０８０％以下、
    Ｖ：０．０８０％以下、
    Ｔｉ：０．０８０％以下、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    ＲＥＭ：０．０２０％以下、
    Ｓｎ：０．１００％以下のうちから１種または２種以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
    請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　板厚中央における鋼組織は、
    大角粒界で囲まれた領域である結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
    前記平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒が全結晶粒に対して面積率で１０％以上５０％以下であり、
    下記（３）式で求められる微細粒連結度が０．０５以上０．５０以下であり、かつ
    ベイナイトが体積率で１０％以上であり、
    フェライトとベイナイトの合計が体積率で８０％以上であり、
    残部はパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトのうちから選ばれた１種または２種以上の合計が体積率で２０％以下である、
    請求項１または２に記載の熱延鋼板。
    （微細粒連結度）＝（平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒における大角粒界の総長さ）／（大角粒界の総長さ）・・・（３）
    ただし、（３）式の右辺の分子には、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界の長さは含まれない。
  4. 　母材部と電縫溶接部を有する電縫鋼管であって、
    電縫鋼管から採取したへん平試験片が２枚の平板に挟圧されて実施されるへん平試験において、
    前記へん平試験片の内面同士が接触する密着状態まで長さが０．５０ｍｍ以上である割れが発生せず、かつ
    下記（２）式で求められる規格化変位が０．２０～０．３０の範囲において、下記（１）式で求められる規格化荷重／前記規格化変位が１００ＭＰａ以上である電縫鋼管。
    （規格化荷重（ＭＰａ））＝（Ｐ／Ｌ）×（ｒ／ｔ２）×（１－（（ｘ０－ｘ）／２ｒ）２）１／２・・・（１）
    （規格化変位）＝（ｘ０－ｘ）／２ｒ・・・（２）
    ここで、
    Ｐ：荷重（Ｎ）
    Ｌ：へん平試験片の管軸方向の初期長さ（ｍｍ）
    ｒ：へん平試験片の曲げ外面の初期曲率半径（ｍｍ）
    ｔ：へん平試験片の初期板厚（ｍｍ）
    ｘ０：２枚の平板間の初期の距離（ｍｍ）
    ｘ：２枚の平板間の距離（ｍｍ）
  5. 　前記母材部の成分組成は、質量％で、
    Ｃ：０．０２０％以上０．２００％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上２．００％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、を含有し、
    あるいはさらに、
    Ｎｂ：０．０８０％以下、
    Ｖ：０．０８０％以下、
    Ｔｉ：０．０８０％以下、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    ＲＥＭ：０．０２０％以下、
    Ｓｎ：０．１００％以下のうちから１種または２種以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
    請求項４に記載の電縫鋼管。
  6. 　前記母材部の肉厚中央における鋼組織は、
    大角粒界で囲まれた領域である結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
    前記平均結晶粒径以下の粒径を有する結晶粒が全結晶粒に対して面積率で１０％以上５０％以下であり、
    下記（３）式で求められる微細粒連結度が０．０５以上０．５０以下であり、かつ
    ベイナイトが体積率で１０％以上であり、
    フェライトとベイナイトの合計が体積率で８０％以上であり、
    残部はパーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトのうちから選ばれた１種または２種以上の合計が体積率で２０％以下である、
    請求項４または５に記載の電縫鋼管。
    （微細粒連結度）＝（平均結晶粒径未満の粒径を有する結晶粒における大角粒界の総長さ）／（大角粒界の総長さ）・・・（３）
    ただし、（３）式の右辺の分子には、平均結晶粒径未満の結晶粒と平均結晶粒径以上の結晶粒の間の大角粒界の長さは含まれない。
     

     
PCT/JP2023/041423 2023-02-09 2023-11-17 熱延鋼板および電縫鋼管 Ceased WO2024166485A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024506918A JP7635881B2 (ja) 2023-02-09 2023-11-17 熱延鋼板および電縫鋼管
CN202380092570.5A CN120603972A (zh) 2023-02-09 2023-11-17 热轧钢板和电阻焊钢管
KR1020257025938A KR20250132542A (ko) 2023-02-09 2023-11-17 열연 강판 및 전봉 강관
EP23921306.9A EP4632097A4 (en) 2023-02-09 2023-11-17 HOT-ROLL-ROLL STEEL SHEET AND ELECTRICALLY RESISTANCE-WELDED STEEL PIPE

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023018073 2023-02-09
JP2023-018073 2023-02-09

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024166485A1 true WO2024166485A1 (ja) 2024-08-15

Family

ID=92262901

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/041423 Ceased WO2024166485A1 (ja) 2023-02-09 2023-11-17 熱延鋼板および電縫鋼管

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP4632097A4 (ja)
JP (1) JP7635881B2 (ja)
KR (1) KR20250132542A (ja)
CN (1) CN120603972A (ja)
TW (1) TWI887866B (ja)
WO (1) WO2024166485A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008208417A (ja) * 2007-02-26 2008-09-11 Jfe Steel Kk 熱処理用電縫溶接鋼管およびその製造方法
JP2018506642A (ja) * 2014-12-24 2018-03-08 ポスコＰｏｓｃｏ 熱処理鋼材、耐久性に優れた超高強度成形品及びその製造方法
WO2021085036A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物
JP6954504B1 (ja) 2020-03-18 2021-10-27 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管、その製造方法および自動車用構造部材

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2392682B1 (en) * 2009-01-30 2019-09-11 JFE Steel Corporation Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and process for production of same
WO2016023383A1 (zh) * 2014-08-14 2016-02-18 燕山大学 低温高强塑积高锰钢及高锰钢板和高锰钢管的工艺
JP7081727B1 (ja) * 2020-10-05 2022-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008208417A (ja) * 2007-02-26 2008-09-11 Jfe Steel Kk 熱処理用電縫溶接鋼管およびその製造方法
JP2018506642A (ja) * 2014-12-24 2018-03-08 ポスコＰｏｓｃｏ 熱処理鋼材、耐久性に優れた超高強度成形品及びその製造方法
WO2021085036A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物
JP6954504B1 (ja) 2020-03-18 2021-10-27 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管、その製造方法および自動車用構造部材

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HIDETOSHI KOBAYASHIHIROSHI OKUBOMASASHI DAIMARUYA: "KEIKINZOKU", JOURNAL OF THE JAPAN INSTITUTE OF LIGHT METALS, vol. 39, 1989, pages 8
See also references of EP4632097A1

Also Published As

Publication number Publication date
TWI887866B (zh) 2025-06-21
JPWO2024166485A1 (ja) 2024-08-15
EP4632097A4 (en) 2026-05-06
KR20250132542A (ko) 2025-09-04
EP4632097A1 (en) 2025-10-15
JP7635881B2 (ja) 2025-02-26
TW202432269A (zh) 2024-08-16
CN120603972A (zh) 2025-09-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6947333B2 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物
KR102922321B1 (ko) 전봉 강관 및 그 제조 방법
KR102840416B1 (ko) 전봉 강관 및 그의 제조 방법
JP7211566B1 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法、並びに高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP7563585B2 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法
WO2019220577A1 (ja) トーションビーム用アズロール電縫鋼管
KR102727026B1 (ko) 전봉 강관용 열연 강판 및 그의 제조 방법, 전봉 강관 및 그의 제조 방법, 라인 파이프, 건축 구조물
WO2024053168A1 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法
JP7276641B1 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法
JP7635881B2 (ja) 熱延鋼板および電縫鋼管
WO2024157537A1 (ja) 電縫鋼管およびラインパイプ
JP2020111771A (ja) ラインパイプ用鋼板
JP7758248B1 (ja) 電縫鋼管、ラインパイプおよび電縫鋼管の製造方法
JP7439998B1 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法
JP7848946B1 (ja) 角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物
CA3159223C (en) Electric resistance welded steel pipe, method for producing the same, line pipe, and building structure
EP4585705A1 (en) Hot-rolled steel sheet, electric resistance welded steel pipe, rectangular steel pipe, line pipe, and building structure
JP2026056439A (ja) 電縫鋼管、配管、および電縫鋼管の製造方法
WO2023210046A1 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2024506918

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23921306

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023921306

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023921306

Country of ref document: EP

Effective date: 20250711

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202380092570.5

Country of ref document: CN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 1020257025938

Country of ref document: KR

Free format text: ST27 STATUS EVENT CODE: A-0-1-A10-A15-NAP-PA0105 (AS PROVIDED BY THE NATIONAL OFFICE)

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020257025938

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 202380092570.5

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2023921306

Country of ref document: EP