WO2022239591A1 - 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 - Google Patents
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- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
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- 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
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- 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
Abstract
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を提供する。本発明の高強度熱延鋼板は、板厚中央における鋼組織は、ベイナイト、フェライトを特定の体積率で含み、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が１．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、板表面から深さ０．１ｍｍの位置における鋼組織は、ベイナイト、フェライトを特定の体積率で含み、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が５．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1以下であり、板厚が１５ｍｍ以上である。
Description
本発明は、ラインパイプ等の素材として好適に用いられる高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。また本発明は、ラインパイプ等に好適に用いられる高強度電縫鋼管およびその製造方法に関する。
原油、天然ガス等の長距離輸送に用いられるラインパイプ用鋼管には、内部流体の高圧化による輸送効率の向上のため、高い強度が求められる。
また、ラインパイプ用鋼管の内面は硫化水素を含む腐食性の高い流体と接触するため、高い耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ: Sulfide Stress corrosion Cracking）性も必要とされる。
一般に、鋼材の強度が高くなると、耐ＳＳＣ性は低下する。特に、ラインパイプ用鋼管においては、耐ＳＳＣ性を確保するため、流体と接触する鋼管の内表面の硬さ（強度）を低減させることが重要である。
高強度ラインパイプ用鋼管の原板の製造においては、制御圧延と加速冷却を組み合わせたＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process）技術が適用される。
このＴＭＣＰ技術においては加速冷却時の冷却速度を高くすることが重要であるが、鋼板内部に比べて鋼板表面の冷却速度が高くなるため、鋼板の板厚が大きいと鋼板表面の硬さが過度に高くなってしまう。そのため、通常のＴＭＣＰ技術により製造された鋼板は、耐ＳＳＣ性の観点からラインパイプへの適用が困難であった。
上記の問題に対応するために、例えば特許文献１～３では、表面の硬さを制御した鋼板または鋼管が提案されている。
しかしながら、上記した特許文献１～３のように鋼板または鋼管の表面の硬さを制御しても、一部の結晶粒や粒界近傍において局所的な高応力の領域が発生してＳＳＣの起点となってしまう。そのため、十分な耐ＳＳＣ性を得ることができない場合があった。
上記の「高応力の領域」とは、転位密度が局所的に高い部分のことである。これは非常に微小な領域であるため、ビッカース試験等の硬さ試験では、周囲の低応力の領域と平均化されてしまい評価することが困難であった。
本発明は、上記の事情を鑑みてなされたものであって、耐ＳＳＣ性に優れた高強度電縫鋼管の素材として好適に用いられる高強度熱延鋼板およびその製造方法、並びに耐ＳＳＣ性に優れた高強度電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明でいう「高強度」とは、後述の引張試験において、熱延鋼板および電縫鋼管の母材部における降伏強度が４００ＭＰａ以上であることを指す。
また、本発明でいう「耐ＳＳＣ性に優れた」とは、後述の４点曲げ腐食試験において、熱延鋼板および電縫鋼管の母材部における割れが発生せず、かつ発生した孔食の深さが２５０μｍ未満であり、かつ孔食の（深さ／幅）の最大値が３．０未満であることを指す。
上記した各試験は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。
また、本発明でいう「耐ＳＳＣ性に優れた」とは、後述の４点曲げ腐食試験において、熱延鋼板および電縫鋼管の母材部における割れが発生せず、かつ発生した孔食の深さが２５０μｍ未満であり、かつ孔食の（深さ／幅）の最大値が３．０未満であることを指す。
上記した各試験は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。
転位密度が局所的に高い部分においては、多数の低角粒界が存在する。これは、多数の転位が存在すると転位同士が配列して安定構造をとり、低角粒界を形成するためである。しかし、転位が安定構造をとったとしても依然として転位による応力場は残存しているため、低角粒界が多数存在する部分、すなわち低角粒界密度が高い部分は高応力となる。
よって、鋼板の耐ＳＳＣ性を向上させるためには、鋼板表面において局所的に低角粒界密度の高い部分が生じないようにすることが必要である。
本発明者らは鋭意検討を行った結果、次の知見を得た。板厚が１５ｍｍ以上の厚肉材であっても、熱延鋼板の加速冷却を二段階とし、この冷却工程における鋼板表面および鋼板内部の温度、冷却速度、並びに各冷却工程の間の時間を適切に制御する。これにより、鋼板表面において局所的に低角粒界密度の高い部分が生じにくくなり、耐ＳＳＣ性が向上することを見出した。また、素材としてこの鋼板を用いてなる電縫鋼管は、同様の作用により耐ＳＳＣ性が向上することも見出した。
本発明は、以上の知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
［１］ 板厚中央における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が５０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が１．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が７０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が５．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1以下であり、
板厚が１５ｍｍ以上である、高強度熱延鋼板。
［２］ 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、および
Ｔｉ：０．１５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた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］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］ ［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を行う熱間圧延工程を施した後に、第一冷却工程および第二冷却工程を施し、その後、コイル状に巻取る工程を施すに際し、
前記熱間圧延工程では、
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：９００℃以上１１００℃以下、仕上圧延開始温度：８００℃以上９５０℃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：６０％以上である熱間圧延を施し、
次いで、前記第一冷却工程では、
板厚中心の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、冷却停止温度：５５０℃以上６５０℃以下であり、
板表面の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下である冷却を施し、
前記第一冷却工程終了から前記第二冷却工程開始までの時間は５ｓ以上２０ｓ以下であり、
次いで、前記第二冷却工程では、
板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下であり、
板表面の冷却停止温度：１５０℃以上３５０℃以下である冷却を施す、
高強度熱延鋼板の製造方法。
［４］ 母材部と電縫溶接部を有する高強度電縫鋼管であって、
前記母材部の肉厚中央における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が５０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が２．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
前記母材部の管内面から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が７０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が６．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下であり、
前記母材部の肉厚が１５ｍｍ以上である、高強度電縫鋼管。
［５］ 前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、および
Ｔｉ：０．１５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた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］に記載の高強度電縫鋼管。
［６］ ［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、該円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する、高強度電縫鋼管の製造方法であり、
前記電縫溶接時のアプセット量は、前記高強度熱延鋼板の板厚の２０％以上１００％以下であり、
前記電縫溶接後のサイジング工程では、鋼管周長が０．５％以上４．０％以下の割合で減少するように縮径する、高強度電縫鋼管の製造方法。
［１］ 板厚中央における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が５０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が１．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が７０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が５．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1以下であり、
板厚が１５ｍｍ以上である、高強度熱延鋼板。
［２］ 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、および
Ｔｉ：０．１５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた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］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］ ［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を行う熱間圧延工程を施した後に、第一冷却工程および第二冷却工程を施し、その後、コイル状に巻取る工程を施すに際し、
前記熱間圧延工程では、
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：９００℃以上１１００℃以下、仕上圧延開始温度：８００℃以上９５０℃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：６０％以上である熱間圧延を施し、
次いで、前記第一冷却工程では、
板厚中心の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、冷却停止温度：５５０℃以上６５０℃以下であり、
板表面の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下である冷却を施し、
前記第一冷却工程終了から前記第二冷却工程開始までの時間は５ｓ以上２０ｓ以下であり、
次いで、前記第二冷却工程では、
板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下であり、
板表面の冷却停止温度：１５０℃以上３５０℃以下である冷却を施す、
高強度熱延鋼板の製造方法。
［４］ 母材部と電縫溶接部を有する高強度電縫鋼管であって、
前記母材部の肉厚中央における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が５０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が２．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
前記母材部の管内面から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が７０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が６．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下であり、
前記母材部の肉厚が１５ｍｍ以上である、高強度電縫鋼管。
［５］ 前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、および
Ｔｉ：０．１５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた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］に記載の高強度電縫鋼管。
［６］ ［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、該円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する、高強度電縫鋼管の製造方法であり、
前記電縫溶接時のアプセット量は、前記高強度熱延鋼板の板厚の２０％以上１００％以下であり、
前記電縫溶接後のサイジング工程では、鋼管周長が０．５％以上４．０％以下の割合で減少するように縮径する、高強度電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、板厚が１５ｍｍ以上の厚肉材であっても、耐ＳＳＣ性に優れた高強度電縫鋼管およびその素材となる高強度熱延鋼板並びにそれらの製造方法を提供することができる。
以下に、本発明の高強度熱延鋼板および高強度電縫鋼管並びにそれらの製造方法について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。また、本発明では、高強度電縫鋼管は、管周方向断面において、電縫溶接部を０°としたとき、電縫溶接部から管周方向に９０°離れた母材部の成分組成および鋼組織を規定している。ここでは、電縫溶接部から９０°離れた位置を規定しているが、例えば電縫溶接部から１８０°離れた位置でも同じ成分組成および鋼組織である。
まず、本発明の高強度熱延鋼板および高強度電縫鋼管の鋼組織を限定した理由について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の板厚中央および本発明の高強度電縫鋼管の母材部の肉厚中央における鋼組織は、ベイナイトの体積率が５０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上からなる。
また、本発明の高強度熱延鋼板の板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置および本発明の高強度電縫鋼管の母材部の管内面（管内側の表面）から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、ベイナイトの体積率が７０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上からなる。
また、本発明の高強度熱延鋼板の板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置および本発明の高強度電縫鋼管の母材部の管内面（管内側の表面）から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、ベイナイトの体積率が７０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上からなる。
以降の説明において、高強度熱延鋼板は単に「熱延鋼板」、高強度電縫鋼管は単に「電縫鋼管」と称する場合もある。
ここで、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る。
［ベイナイトの体積率］
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるベイナイトの体積率が５０％未満、または、熱延鋼板の板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置（以下、「深さ０．１ｍｍの位置」と称する）および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率が７０％未満であると、軟質なフェライトの面積率が高くなり、その結果、本発明で目的とする降伏強度が得られない。したがって、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるベイナイトの体積率は、同位置における鋼組織全体に対して５０％以上とする。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるベイナイトの体積率は、好ましくは６０％以上であり、更に好ましくは７０％以上である。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率は、同位置における鋼組織全体に対して７０％以上とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率は、好ましくは７５％以上であり、更に好ましくは８０％以上である。
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるベイナイトの体積率が５０％未満、または、熱延鋼板の板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置（以下、「深さ０．１ｍｍの位置」と称する）および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率が７０％未満であると、軟質なフェライトの面積率が高くなり、その結果、本発明で目的とする降伏強度が得られない。したがって、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるベイナイトの体積率は、同位置における鋼組織全体に対して５０％以上とする。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるベイナイトの体積率は、好ましくは６０％以上であり、更に好ましくは７０％以上である。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率は、同位置における鋼組織全体に対して７０％以上とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率は、好ましくは７５％以上であり、更に好ましくは８０％以上である。
なお、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率の上限は特に規定しない。延性の観点から、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央のベイナイトの体積率は、９５％以下とすることが好ましい。また、耐ＳＳＣ性の観点から、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率は、できるだけ高い方が好ましい。上記深さ０．１ｍｍの位置におけるベイナイトの体積率は、好ましくは、延性の観点から、９９％以下とする。
［フェライトとベイナイトの合計の体積率］
フェライトおよびベイナイトに硬質な組織を混合させた場合、延性が向上する利点がある。一方で、硬度差に起因する応力集中により界面がＳＳＣの起点となりやすく、耐ＳＳＣ性が低下する。また、靭性も低下する。そのため、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率は、それぞれ、同位置における鋼組織全体に対して９５％以上とする。該フェライトとベイナイトの合計の体積率は、好ましくは９７％以上であり、より好ましくは９８％以上である。
なお、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率の上限は特にしない。延性の観点から、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央の位置でのフェライトとベイナイトの合計の体積率は、９９％以下とすることが好ましい。また、耐ＳＳＣ性の観点から、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率は、できるだけ高い方が好ましい。上記深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率は、好ましくは、延性の観点から、９９％以下とする。
フェライトおよびベイナイトに硬質な組織を混合させた場合、延性が向上する利点がある。一方で、硬度差に起因する応力集中により界面がＳＳＣの起点となりやすく、耐ＳＳＣ性が低下する。また、靭性も低下する。そのため、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率は、それぞれ、同位置における鋼組織全体に対して９５％以上とする。該フェライトとベイナイトの合計の体積率は、好ましくは９７％以上であり、より好ましくは９８％以上である。
なお、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率の上限は特にしない。延性の観点から、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央の位置でのフェライトとベイナイトの合計の体積率は、９９％以下とすることが好ましい。また、耐ＳＳＣ性の観点から、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率は、できるだけ高い方が好ましい。上記深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトとベイナイトの合計の体積率は、好ましくは、延性の観点から、９９％以下とする。
本発明では、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトの体積率は、それぞれ、同位置の鋼組織全体に対して３％以上とすることが好ましい。また、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央におけるフェライトの体積率は、５０％以下とすることが好ましい。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置におけるフェライトの体積率は、３０％以下とすることが好ましい。これにより、延性および耐ＳＳＣ性の向上の作用を、より一層有効に得ることができる。
［残部：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］
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における残部は、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種以上を有する。これらの各組織の合計の体積率が５％超えでは、硬質な組織の体積率が高くなり、転位密度および／または最大低角粒界密度が高くなり、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、これらの各組織の合計の体積率は、同位置における鋼組織全体に対して５％以下とし、３％以下がより好ましい。
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央、並びに熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における残部は、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種以上を有する。これらの各組織の合計の体積率が５％超えでは、硬質な組織の体積率が高くなり、転位密度および／または最大低角粒界密度が高くなり、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、これらの各組織の合計の体積率は、同位置における鋼組織全体に対して５％以下とし、３％以下がより好ましい。
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。
本発明では、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央を中心として板厚方向（深さ方向）または肉厚方向（深さ方向）に±１．０ｍｍの範囲内に、上述の鋼組織が存在していても同様に上述の効果は得られる。そのため、本発明において「板厚（または肉厚）中央における鋼組織」とは、板厚（または肉厚）中央を中心として板厚（または肉厚）方向に±１．０ｍｍの範囲のいずれかにおいて、上述の鋼組織が存在していることを意味する。また、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置を中心として板厚（または肉厚）方向に±０．０６ｍｍの範囲内に、上述の鋼組織が存在していても同様に上述の効果は得られる。そのため、本発明において「板表面（または管内面）から深さ０．１ｍｍの位置における鋼組織」とは、板表面（または管内面）から深さ０．１ｍｍの位置を中心として板厚（または肉厚）方向に±０．０６ｍｍの範囲のいずれかにおいて、上述の鋼組織が存在していることを意味する。
ここで、鋼組織の観察は、後述する実施例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、その後、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。
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、その後、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。
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。
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。
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。
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。そのため、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。
さらに、上記熱延鋼板の鋼組織は、板厚中央においては、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が１．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下である。また、上記熱延鋼板の鋼組織は、板表面から深さ０．１ｍｍの位置においては、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が５．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1以下である。
また、上記電縫鋼管の鋼組織は、肉厚中央においては、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が２．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下である。また、上記電縫鋼管の鋼組織は、管内面から深さ０．１ｍｍの位置においては、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が６．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下である。
また、上記電縫鋼管の鋼組織は、肉厚中央においては、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が２．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下である。また、上記電縫鋼管の鋼組織は、管内面から深さ０．１ｍｍの位置においては、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が６．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下である。
ここで、本発明において「平均結晶粒径」とは、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたときの、該結晶粒の円相当径の平均値とする。また、「円相当径（結晶粒径）」とは、対象となる結晶粒と面積が等しい円の直径とする。
本発明において「低角粒界密度」とは、ある断面における、単位面積あたりの方位差２°以上１５°未満の粒界の総長さとする。また、「最大低角粒界密度」とは、任意の１０μｍ×１０μｍの視野において測定した低角粒界密度が取り得る最大値とする。
転位密度が高い部分では、転位同士が配列して安定構造をとり、低角粒界を形成する。しかし、転位が安定構造をとったとしても依然として転位による応力場は残存しているため、低角粒界が多数存在する部分、すなわち低角粒界密度が高い部分は局所的に高応力となり、ＳＳＣの起点になりやすい。この局所的な高応力部は、例えば、硬質相や介在物に接する軟質相の界面であり、非常に微小な領域であるため、通常のビッカース硬さ試験や、Ｘ線回折による転位密度の測定では評価が困難である。後述するＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって最大低角粒界密度を測定することで、この局所的な高応力部を評価することができる。
［平均結晶粒径］
熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における結晶粒の平均結晶粒径が９．０μｍ超の場合、鋼組織が十分に微細でないため、本発明で目的とする降伏強度が得られない。また、靭性も低下する。したがって、熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における結晶粒の平均結晶粒径が９．０μｍ以下とする。結晶粒の該平均結晶粒径は、好ましくは７．０μｍ以下であり、より好ましくは６．５μｍ以下である。なお、該平均結晶粒径が小さくなると転位密度が上昇し、耐ＳＳＣ性が低下するため、平均結晶粒径は３．０μｍ以上が好ましく、４．０μｍ以上がより好ましい。
熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における結晶粒の平均結晶粒径が９．０μｍ超の場合、鋼組織が十分に微細でないため、本発明で目的とする降伏強度が得られない。また、靭性も低下する。したがって、熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における結晶粒の平均結晶粒径が９．０μｍ以下とする。結晶粒の該平均結晶粒径は、好ましくは７．０μｍ以下であり、より好ましくは６．５μｍ以下である。なお、該平均結晶粒径が小さくなると転位密度が上昇し、耐ＳＳＣ性が低下するため、平均結晶粒径は３．０μｍ以上が好ましく、４．０μｍ以上がより好ましい。
［転位密度］
熱延鋼板の板厚中央における転位密度が１．０×１０14ｍ-2未満、および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度が２．０×１０14ｍ-2未満である場合、転位強化が不十分であるため、本発明で目的とする降伏強度が得られない。したがって、熱延鋼板の板厚中央における転位密度は１．０×１０14ｍ-2以上とする。熱延鋼板の板厚中央における転位密度は、好ましくは２．０×１０14ｍ-2以上であり、より好ましくは３．０×１０14ｍ-2以上である。電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、２．０×１０14ｍ-2以上とする。電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、好ましくは２．５×１０14ｍ-2以上であり、より好ましくは４．０×１０14ｍ-2以上である。
一方、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度がそれぞれ１．０×１０15ｍ-2超である場合、板表面および管内面の転位密度および最大低角粒界密度が高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。また、靭性も低下する。したがって、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、それぞれ１．０×１０15ｍ-2以下とする。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、好ましくは９．６×１０14ｍ-2以下であり、より好ましくは９．０×１０14ｍ-2以下であり、さらに好ましくは８．５×１０14ｍ-2以上である。
熱延鋼板の板厚中央における転位密度が１．０×１０14ｍ-2未満、および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度が２．０×１０14ｍ-2未満である場合、転位強化が不十分であるため、本発明で目的とする降伏強度が得られない。したがって、熱延鋼板の板厚中央における転位密度は１．０×１０14ｍ-2以上とする。熱延鋼板の板厚中央における転位密度は、好ましくは２．０×１０14ｍ-2以上であり、より好ましくは３．０×１０14ｍ-2以上である。電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、２．０×１０14ｍ-2以上とする。電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、好ましくは２．５×１０14ｍ-2以上であり、より好ましくは４．０×１０14ｍ-2以上である。
一方、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度がそれぞれ１．０×１０15ｍ-2超である場合、板表面および管内面の転位密度および最大低角粒界密度が高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。また、靭性も低下する。したがって、熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、それぞれ１．０×１０15ｍ-2以下とする。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、好ましくは９．６×１０14ｍ-2以下であり、より好ましくは９．０×１０14ｍ-2以下であり、さらに好ましくは８．５×１０14ｍ-2以上である。
熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度が５．０×１０14ｍ-2未満、および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度が６．０×１０14ｍ-2未満である場合、転位強化が不十分であるため、本発明で目的とする降伏強度が得られない。したがって、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、５．０×１０14ｍ-2以上とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、好ましくは５．５×１０14ｍ-2以上である。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、６．０×１０14ｍ-2以上とする。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、好ましくは６．５×１０14ｍ-2以上である。
一方、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度がそれぞれ１．０×１０15ｍ-2超である場合、板表面および管内面の最大低角粒界密度が高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。また、靭性も低下する。したがって、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、それぞれ１．０×１０15ｍ-2以下とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、それぞれ、好ましくは９．０×１０14ｍ-2以下であり、より好ましくは８．８×１０14ｍ-2以下である。
一方、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度がそれぞれ１．０×１０15ｍ-2超である場合、板表面および管内面の最大低角粒界密度が高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。また、靭性も低下する。したがって、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、それぞれ１．０×１０15ｍ-2以下とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、それぞれ、好ましくは９．０×１０14ｍ-2以下であり、より好ましくは８．８×１０14ｍ-2以下である。
［最大低角粒界密度］
熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1超、および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1超である場合、板表面および管内面の局所的な応力が高いため、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、１．４×１０6ｍ-1以下とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、好ましくは１．３×１０6ｍ-1以下である。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下とする。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、好ましくは１．４×１０6ｍ-1以下である。
なお、上記の最大低角粒界密度の下限は特に規定しない。パーライト、マルテンサイトまたはオーステナイトが存在すると、最大低角粒界密度が上昇する。これらの合計体積率を０％とすることは困難なため、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、０．０８０×１０6ｍ-1以上とすることが好ましい。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、０．１０×１０6ｍ-1以上とすることが好ましい。
熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1超、および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1超である場合、板表面および管内面の局所的な応力が高いため、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、１．４×１０6ｍ-1以下とする。熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、好ましくは１．３×１０6ｍ-1以下である。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下とする。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、好ましくは１．４×１０6ｍ-1以下である。
なお、上記の最大低角粒界密度の下限は特に規定しない。パーライト、マルテンサイトまたはオーステナイトが存在すると、最大低角粒界密度が上昇する。これらの合計体積率を０％とすることは困難なため、熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、０．０８０×１０6ｍ-1以上とすることが好ましい。電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における最大低角粒界密度は、０．１０×１０6ｍ-1以上とすることが好ましい。
ここで、後述の実施例に詳細を記載するように、鋼組織の平均結晶粒径測定、転位密度測定、最大低角粒界密度測定は、次の方法で行うことができる。
平均結晶粒径の測定は、次のように行う。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を鏡面研磨し、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて、熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における、結晶粒径分布のヒストグラム（横軸：結晶粒径、縦軸：各結晶粒径での存在割合としたグラフ）をそれぞれ算出し、結晶粒径の算術平均としてそれぞれ求める。測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、測定領域：１００μｍ×１００μｍ、測定ステップサイズ（測定分解能）：０．５μｍとし、５視野以上の測定値を平均する。なお、結晶粒径の解析では、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外する。
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、次のように求める。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を鏡面研磨した後、研磨面を１００μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が板厚（または肉厚）中央部となるように試験片を作製する。作製した試験片を用いてＸ線回折を行い、その結果からmodified Williamson-Hall法およびmodifiedWarren-Averbach法（参考文献１、２）を用いて求めることができる。バーガースベクトルｂは、ｂｃｃ鉄のすべり方向である＜１１１＞の原子間距離として、０．２４８×１０-9ｍを用いることができる。
［参考文献１］T. Ungar and A. Borbely: Appl.Phys.Lett., 69(1996), 3173.
［参考文献２］M. Kumagai, M. Imafuku, S. Ohya: ISIJ International, 54 (2014), 206.
熱延鋼板の表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、次のように求める。熱延鋼板の板表面および電縫鋼管の管内面を鏡面研磨した後、研磨面を５０μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、上述の板厚（または肉厚）中央での方法と同様にしてＸ線回折を行い、転位密度を求める。
［参考文献２］M. Kumagai, M. Imafuku, S. Ohya: ISIJ International, 54 (2014), 206.
熱延鋼板の表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、次のように求める。熱延鋼板の板表面および電縫鋼管の管内面を鏡面研磨した後、研磨面を５０μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、上述の板厚（または肉厚）中央での方法と同様にしてＸ線回折を行い、転位密度を求める。
最大低角粒界密度は、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を鏡面研磨し、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて求める。熱延鋼板の表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置において、測定範囲を１０μｍ×１０μｍとしてそれぞれ２０視野以上を測定する。各視野について、方位差２°以上１５°未満の粒界の総長さをそれぞれ算出し、各視野における低角粒界密度をそれぞれ求める。本発明では、各測定位置において求めた低角粒界密度の最大値を、最大低角粒界密度とする。
次に、上記した特性および鋼組織などを確保する観点から、本発明の高強度電縫鋼管およびその素材となる高強度熱延鋼板における成分組成の好ましい範囲とその限定理由について説明する。本明細書において、特に断りがない限り、鋼の成分組成を示す「％」は質量％である。
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％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。本発明で目的とする強度を確保するためには、０．０２０％以上のＣを含有することが好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、焼入れ性が高くなり硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトが過剰に生成するため、Ｃ含有量は０．１５％以下が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０２５％以上であり、より好ましくは０．１２％以下である。Ｃ含有量は、更に好ましくは０．０３０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｃは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。本発明で目的とする強度を確保するためには、０．０２０％以上のＣを含有することが好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、焼入れ性が高くなり硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトが過剰に生成するため、Ｃ含有量は０．１５％以下が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０２５％以上であり、より好ましくは０．１２％以下である。Ｃ含有量は、更に好ましくは０．０３０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｉ：１．０％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を含有することが望ましい。しかし、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、延性および靭性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．７０％以下である。Ｓｉ含有量は、更に好ましくは０．１０％以上であり、更に好ましくは０．５０％以下である。
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を含有することが望ましい。しかし、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、延性および靭性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．７０％以下である。Ｓｉ含有量は、更に好ましくは０．１０％以上であり、更に好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％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る。本発明で目的とする強度および鋼組織を確保するためには、０．３０％以上のＭｎを含有することが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、焼入れ性が高くなり硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトが過剰に生成するため、Ｍｎ含有量は２．０％以下と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、より好ましくは１．９％以下である。Ｍｎ含有量は、更に好ましくは０．５０％以上であり、更に好ましくは１．８％以下である。
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る。本発明で目的とする強度および鋼組織を確保するためには、０．３０％以上のＭｎを含有することが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、焼入れ性が高くなり硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトが過剰に生成するため、Ｍｎ含有量は２．０％以下と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、より好ましくは１．９％以下である。Ｍｎ含有量は、更に好ましくは０．５０％以上であり、更に好ましくは１．８％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、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。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。
Ｐは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、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。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：０．０２０％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０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％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。
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０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％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０．１０％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。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％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。また靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、更に好ましくは０．０１５％以上であり、更に好ましくは０．０７０％以下である。
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。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％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。また靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、更に好ましくは０．０１５％以上であり、更に好ましくは０．０７０％以下である。
Ｎ：０．０１０％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０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
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０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｎｂ：０．１５％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する。またＮｂは、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る。上記した効果を得るには、０．００２％以上のＮｂを含有することが望ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１５％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。Ｎｂ含有量は、更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
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する。またＮｂは、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る。上記した効果を得るには、０．００２％以上のＮｂを含有することが望ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１５％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。Ｎｂ含有量は、更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｖ：０．１５％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る。上記した効果を得るためには、０．００２％以上のＶを含有することが望ましい。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。Ｖ含有量は、更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｖ含有量は、更に一層好ましくは０．０９０％以下である。
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る。上記した効果を得るためには、０．００２％以上のＶを含有することが望ましい。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。Ｖ含有量は、更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｖ含有量は、更に一層好ましくは０．０９０％以下である。
Ｔｉ：０．１５％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る。上記した効果を得るためには、０．００２％以上のＴｉを含有することが望ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。Ｔｉ含有量は、更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｔｉ含有量は、更に一層好ましくは０．０７０％以下である。
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る。上記した効果を得るためには、０．００２％以上のＴｉを含有することが望ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると延性および靱性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。Ｔｉ含有量は、更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｔｉ含有量は、更に一層好ましくは０．０７０％以下である。
上記の成分に加えて、さらに、下記の元素を含有することができる。なお、下記の元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣａおよびＢ）の各成分は、必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、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。上記した効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの過度の含有は、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、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。このため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくはＣｕ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．７０％以下であり、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．７０％以下であり、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．７０％以下であり、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．７０％以下である。更に好ましくは、Ｃｕ：０．１０％以上、Ｃｕ：０．５０％以下であり、Ｎｉ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．５０％以下であり、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｃｒ：０．５０％以下であり、Ｍｏ：０．１０％以上、Ｍｏ：０．５０％以下である。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、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。上記した効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの過度の含有は、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、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。このため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくはＣｕ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．７０％以下であり、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．７０％以下であり、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．７０％以下であり、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．７０％以下である。更に好ましくは、Ｃｕ：０．１０％以上、Ｃｕ：０．５０％以下であり、Ｎｉ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．５０％以下であり、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｃｒ：０．５０％以下であり、Ｍｏ：０．１０％以上、Ｍｏ：０．５０％以下である。
Ｃａ：０．０１０％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を含有することが望ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％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０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００８％以下である。Ｃａ含有量は、更に好ましくは０．００１０％以上であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。
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を含有することが望ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％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０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００８％以下である。Ｃａ含有量は、更に好ましくは０．００１０％以上であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。
Ｂ：０．０１０％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、０．０００３％以上のＢを含有することが望ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１０％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０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ含有量は、更に好ましくは０．０００８％以上であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
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、０．０００３％以上のＢを含有することが望ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１０％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０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ含有量は、更に好ましくは０．０００８％以上であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、不可避的不純物として、本発明の効果を損なわない範囲においては、Ｏ（酸素）を０．００５０％以下含有することを許容できる。
上記の成分が本発明における高強度熱延鋼板および高強度電縫鋼管の母材部の基本の成分組成である。この基本の成分組成で本発明で目的とする特性は得られる。
本発明では、更に、焼入れ性を低くするため、（１）式で表される炭素当量（Ｃｅｑ）は０．４５％以下とすることが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ここで、（１）式におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ここで、（１）式におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
炭素当量が０．４５％超えの場合、焼入れ性が高くなり、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する。炭素当量は、好ましくは０．４５％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とし、さらに好ましくは０．２８％以下とする。炭素当量の下限は特に規定しない。ベイナイト分率を高める観点からは、炭素当量は０．２０％以上とすることが望ましい。炭素当量は、より好ましくは０．２２％以上とする。
次に、本発明の一実施形態における高強度熱延鋼板および高強度電縫鋼管の製造方法を説明する。
本発明の高強度熱延鋼板は、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、粗圧延終了温度：９００℃以上１１００℃以下、仕上圧延開始温度：８００℃以上９５０℃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：６０％以上である熱間圧延を施す（熱間圧延工程）。次いで、第一冷却工程では、板厚中心の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、冷却停止温度：５５０℃以上６５０℃以下であり、板表面の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下である冷却を施す。該第一冷却工程終了から後続する第二冷却工程開始までの時間は５ｓ以上２０ｓ以下とする。次いで、第二冷却工程では、板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下であり、板表面の冷却停止温度：１５０℃以上３５０℃以下である冷却を施す。その後、コイル状に巻取り熱延鋼板とすることで製造できる。
また、本発明の高強度電縫鋼管は、製造された高強度熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、該円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接して電縫鋼管とすることで製造できる。
また、本発明の高強度電縫鋼管は、製造された高強度熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、該円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接して電縫鋼管とすることで製造できる。
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。
まず、熱延鋼板の製造方法について説明する。
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ない。例えば、転炉、電気炉、真空溶解炉等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。例えば、連続鋳造法等の鋳造方法により、所望の寸法の鋼素材に製造される。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、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、次いで加熱された鋼素材に熱間圧延を施して熱延板とし（熱間圧延工程）、次いで熱延板に冷却を施し（第一冷却工程および第二冷却工程）、次いで冷却された熱延板をコイル状に巻取り（巻取工程）、熱延鋼板とする。
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、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、本発明で目的とする平均結晶粒径を確保することが困難となる。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。該加熱温度は、より好ましくは１１２０℃以上１２８０℃以下である。
加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、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、本発明で目的とする平均結晶粒径を確保することが困難となる。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。該加熱温度は、より好ましくは１１２０℃以上１２８０℃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。
粗圧延終了温度：９００℃以上１１００℃以下
粗圧延終了温度が９００℃未満である場合、後の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、転位密度および最大低角粒界密度が上昇する。その結果、本発明で目的とする転位密度および最大低角粒界密度を確保することが困難となる。一方、粗圧延終了温度が１１００℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする平均結晶粒径を確保することが困難となり、降伏強度が低下する。このため、粗圧延終了温度は９００℃以上１１００℃以下とする。粗圧延終了温度は、より好ましくは９２０℃以上であり、より好ましくは１０５０℃以下である。
粗圧延終了温度が９００℃未満である場合、後の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、転位密度および最大低角粒界密度が上昇する。その結果、本発明で目的とする転位密度および最大低角粒界密度を確保することが困難となる。一方、粗圧延終了温度が１１００℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする平均結晶粒径を確保することが困難となり、降伏強度が低下する。このため、粗圧延終了温度は９００℃以上１１００℃以下とする。粗圧延終了温度は、より好ましくは９２０℃以上であり、より好ましくは１０５０℃以下である。
仕上圧延開始温度：８００℃以上９５０℃以下
仕上圧延開始温度が８００℃未満である場合、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、転位密度および最大低角粒界密度が上昇する。その結果、本発明で目的とする転位密度および最大低角粒界密度を確保することが困難となる。一方、仕上圧延開始温度が９５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化し、かつオーステナイト中に十分な変形帯が導入されないため、本発明で目的とする平均結晶粒径を得ることが困難となり、降伏強度が低下する。このため、仕上圧延開始温度は８００℃以上９５０℃以下とする。仕上圧延開始温度は、より好ましくは８２０℃以上であり、より好ましくは９３０℃以下である。
仕上圧延開始温度が８００℃未満である場合、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、転位密度および最大低角粒界密度が上昇する。その結果、本発明で目的とする転位密度および最大低角粒界密度を確保することが困難となる。一方、仕上圧延開始温度が９５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化し、かつオーステナイト中に十分な変形帯が導入されないため、本発明で目的とする平均結晶粒径を得ることが困難となり、降伏強度が低下する。このため、仕上圧延開始温度は８００℃以上９５０℃以下とする。仕上圧延開始温度は、より好ましくは８２０℃以上であり、より好ましくは９３０℃以下である。
仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下
仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、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、転位密度および／または最大低角粒界密度が上昇する。その結果、本発明で目的とする転位密度および最大低角粒界密度を確保することが困難となる。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする平均結晶粒径を確保することが困難となり、降伏強度が低下する。このため、仕上圧延終了温度は７５０℃以上８５０℃以下とする。仕上圧延終了温度は、より好ましくは７７０℃以上であり、より好ましくは８３０℃以下である。
仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、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、転位密度および／または最大低角粒界密度が上昇する。その結果、本発明で目的とする転位密度および最大低角粒界密度を確保することが困難となる。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする平均結晶粒径を確保することが困難となり、降伏強度が低下する。このため、仕上圧延終了温度は７５０℃以上８５０℃以下とする。仕上圧延終了温度は、より好ましくは７７０℃以上であり、より好ましくは８３０℃以下である。
仕上圧延における合計圧下率：６０％以上
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部の組織を微細化し、本発明で目的とする降伏強度を有する鋼組織を得る。熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、仕上圧延における合計圧下率を６０％以上とした。
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部の組織を微細化し、本発明で目的とする降伏強度を有する鋼組織を得る。熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、仕上圧延における合計圧下率を６０％以上とした。
仕上圧延における合計圧下率が６０％未満である場合、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、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られない。仕上圧延における合計圧下率は、より好ましくは６５％以上である。該合計圧下率の上限は特に規定しない。該合計圧下率が８０％を超えると、圧下率の上昇に対する靱性向上の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなる。このため、仕上圧延における合計圧下率は８０％以下が好ましい。該合計圧下率は、より好ましくは７５％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。
本発明では、仕上板厚の上限は特に規定しないが、必要な圧下率の確保や鋼板温度管理の観点より、仕上板厚（仕上圧延後の鋼板の板厚）は１５ｍｍ以上４０ｍｍ以下とすることが好ましい。
熱間圧延工程後、熱延板に二段階の冷却工程を施す。
上述のとおり、冷却工程の加速冷却を二段階とし、該冷却工程での鋼板表面および鋼板内部における温度、冷却速度、並びに各冷却工程間の時間を適切に制御する。これにより、鋼板表面において局所的に低角粒界密度の高い部分が生じにくくなるため、本発明では特に重要である。
上述のとおり、冷却工程の加速冷却を二段階とし、該冷却工程での鋼板表面および鋼板内部における温度、冷却速度、並びに各冷却工程間の時間を適切に制御する。これにより、鋼板表面において局所的に低角粒界密度の高い部分が生じにくくなるため、本発明では特に重要である。
第一冷却工程では、熱延板に、板厚中心の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、冷却停止温度：５５０℃以上６５０℃以下であり、板表面の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下である冷却を施す。
第一冷却工程における板厚中心の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下
熱延板の板厚中心温度で、第一冷却工程開始から後述する第一冷却工程の冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、フェライト分率が上昇するため、本発明で目的とするベイナイト分率を有する鋼組織が得られない。また、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られない。一方で、熱延板の板厚中心温度で、該平均冷却速度が６０℃／ｓを超えると、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。板厚中心の平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上であり、より好ましくは１８℃／ｓ以上である。板厚中心の平均冷却速度は、好ましくは５５℃／ｓ以下であり、より好ましくは５０℃／ｓ以下である。
熱延板の板厚中心温度で、第一冷却工程開始から後述する第一冷却工程の冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、フェライト分率が上昇するため、本発明で目的とするベイナイト分率を有する鋼組織が得られない。また、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られない。一方で、熱延板の板厚中心温度で、該平均冷却速度が６０℃／ｓを超えると、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。板厚中心の平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上であり、より好ましくは１８℃／ｓ以上である。板厚中心の平均冷却速度は、好ましくは５５℃／ｓ以下であり、より好ましくは５０℃／ｓ以下である。
なお、本発明では、第一冷却工程前の鋼板表面におけるフェライト生成抑制の観点より、仕上圧延終了後直ちに第一冷却工程を開始することが好ましい。
第一冷却工程における板厚中心の冷却停止温度：５５０℃以上６５０℃以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が５５０℃未満では、鋼板表面の冷却停止温度が低くなり、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、鋼板表面の冷却停止温度が高くなり、板厚中央においてフェライト分率が上昇するため、本発明で目的とするベイナイト分率を有する鋼組織が得られない。また、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは５６０℃以上であり、より好ましくは５８０℃以上である。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは６３０℃以下であり、より好ましくは６２０℃以下である。
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が５５０℃未満では、鋼板表面の冷却停止温度が低くなり、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、鋼板表面の冷却停止温度が高くなり、板厚中央においてフェライト分率が上昇するため、本発明で目的とするベイナイト分率を有する鋼組織が得られない。また、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは５６０℃以上であり、より好ましくは５８０℃以上である。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは６３０℃以下であり、より好ましくは６２０℃以下である。
第一冷却工程における板表面の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下
熱延板の表面温度で、冷却停止温度が２５０℃未満では、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の表面温度で、冷却停止温度が４５０℃を超えると、板厚中央の冷却停止温度が高くなり、板厚中央においてフェライト分率が上昇するため、本発明で目的とするベイナイト分率を有する組織が得られない。また、板厚中央においてフェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板表面の冷却停止温度は、好ましくは２８０℃以上であり、より好ましくは２９０℃以上である。板表面の冷却停止温度は、好ましくは４２０℃以下であり、より好ましくは４１０℃以下である。
熱延板の表面温度で、冷却停止温度が２５０℃未満では、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の表面温度で、冷却停止温度が４５０℃を超えると、板厚中央の冷却停止温度が高くなり、板厚中央においてフェライト分率が上昇するため、本発明で目的とするベイナイト分率を有する組織が得られない。また、板厚中央においてフェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板表面の冷却停止温度は、好ましくは２８０℃以上であり、より好ましくは２９０℃以上である。板表面の冷却停止温度は、好ましくは４２０℃以下であり、より好ましくは４１０℃以下である。
なお、本発明において、平均冷却速度は、特に断らない限り、（（冷却前の熱延板の板厚中心温度－冷却後の熱延板の板厚中心温度）／冷却時間）で求められる値（冷却速度）とする。冷却方法は、ノズルからの水の噴射等の水冷や、冷却ガスの噴射による冷却等が挙げられる。本発明では、熱延板の両面が同条件で冷却されるように、熱延板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
第一冷却工程終了後に、熱延板を５ｓ以上２０ｓ以下で放冷し、その後、第二冷却工程を施す。第二冷却工程では、熱延板に、板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下であり、板表面の冷却停止温度：１５０℃以上３５０℃以下である冷却を施す。
第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの時間：５ｓ以上２０ｓ以下
第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの間に放冷時間を設けることで、第一冷却工程において生成したフェライトまたはベイナイトの焼戻しを行い、転位密度を低減させる。
第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの間に放冷時間を設けることで、第一冷却工程において生成したフェライトまたはベイナイトの焼戻しを行い、転位密度を低減させる。
第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの時間が５ｓ未満であると、フェライトまたはベイナイトの焼戻しが不十分となり、板表面の転位密度が上昇し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの時間が２０ｓを超えると、板厚中央のフェライトまたはベイナイトが粗大化するため、降伏強度が低下する。第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの時間は、好ましくは１０ｓ以上であり、好ましくは１８ｓ以下である。
第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの間に放冷時間を設ける方法としては、例えば、第一冷却装置と第二冷却装置が連続して配置された設備において、熱延板の搬送速度を遅くすることで、必要な放冷時間を確保することができる。
第二冷却工程における板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
熱延板の板厚中心温度で、第二冷却工程開始から後述する第二冷却工程の冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、フェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。一方で、熱延板の板厚中心温度で、該平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇する。その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。板厚中心の該平均冷却速度は、好ましくは８℃／ｓ以上であり、より好ましくは９℃／ｓ以上である。板厚中心の該平均冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以下であり、より好ましくは１５℃／ｓ以下である。
熱延板の板厚中心温度で、第二冷却工程開始から後述する第二冷却工程の冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、フェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。一方で、熱延板の板厚中心温度で、該平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇する。その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。板厚中心の該平均冷却速度は、好ましくは８℃／ｓ以上であり、より好ましくは９℃／ｓ以上である。板厚中心の該平均冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以下であり、より好ましくは１５℃／ｓ以下である。
第二冷却工程における板厚中心の冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、鋼板表面の冷却停止温度が低くなり、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が６００℃を超えると、鋼板表面の冷却停止温度が高くなり、フェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上であり、より好ましくは４９０℃以上である。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは５７０℃以下であり、より好ましくは５６０℃以下である。
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、鋼板表面の冷却停止温度が低くなり、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が６００℃を超えると、鋼板表面の冷却停止温度が高くなり、フェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上であり、より好ましくは４９０℃以上である。板厚中心の冷却停止温度は、好ましくは５７０℃以下であり、より好ましくは５６０℃以下である。
第二冷却工程における板表面の冷却停止温度：１５０℃以上３５０℃以下
熱延板の表面温度で、冷却停止温度が１５０℃未満では、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の表面温度で、冷却停止温度が３５０℃を超えると、板厚中央においてフェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板表面の冷却停止温度は、好ましくは１８０℃以上であり、より好ましくは２００℃以上である。板表面の冷却停止温度は、好ましくは３２０℃以下であり、より好ましくは３００℃以下である。
熱延板の表面温度で、冷却停止温度が１５０℃未満では、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。一方で、熱延板の表面温度で、冷却停止温度が３５０℃を超えると、板厚中央においてフェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。板表面の冷却停止温度は、好ましくは１８０℃以上であり、より好ましくは２００℃以上である。板表面の冷却停止温度は、好ましくは３２０℃以下であり、より好ましくは３００℃以下である。
第二冷却工程後に、熱延板を巻取り、その後放冷する巻取工程を施す。
巻取工程では、鋼板組織の観点より、板厚中心温度で、巻取温度：４００℃以上６００℃以下で巻取ることが好ましい。巻取温度が４００℃未満では、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。巻取温度が６００℃を超えると、フェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。巻取温度は、より好ましくは４３０℃以上であり、より好ましくは５８０℃以下である。
巻取工程では、鋼板組織の観点より、板厚中心温度で、巻取温度：４００℃以上６００℃以下で巻取ることが好ましい。巻取温度が４００℃未満では、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。巻取温度が６００℃を超えると、フェライトまたはベイナイトが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。巻取温度は、より好ましくは４３０℃以上であり、より好ましくは５８０℃以下である。
続いて、電縫鋼管の製造方法について説明する。
上述の巻取工程後に、得られた熱延鋼板に造管工程を施す。造管工程では、熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状のオープン管（丸型鋼管）に成形し、該円筒状のオープン管の周方向両端部（突合せ部）を突合せて高周波電気抵抗加熱により溶融させながら、スクイズロールによるアプセットで圧接接合して電縫溶接し、電縫鋼管とする。このように製造される電縫鋼管は、母材部と電縫溶接部を有する。その後、該電縫鋼管に対してサイジング工程を施す。サイジング工程では、該電縫鋼管に対して上下左右に配置されたロールを用いて該電縫鋼管を縮径し、外径および真円度を所望の値に調整する。
電縫溶接時（電縫溶接工程）のアプセット量は、靱性低下の原因となる酸化物や窒化物等の介在物を溶鋼とともに排出できるように、熱延鋼板の板厚の２０％以上とする。ただし、アプセット量が板厚の１００％超である場合、スクイズロールの負荷が大きくなる。また、電縫鋼管の加工ひずみが増大するため、管内面の転位密度が上昇し、最大低角粒界密度が上昇し、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、アプセット量は、板厚の２０％以上１００％以下とする。該アプセット量は、好ましくは、４０％以上であり、好ましくは８０％以下である。
上記のアプセット量は、（（電縫溶接直前のオープン管の周長）―（電縫溶接直後の電縫鋼管の周長））／（板厚）×１００（％）として求めることができる。
電縫溶接後のサイジング工程は、外径精度および真円度を向上させるため、実施する。外径精度および真円度を向上させるには、鋼管周長が合計で０．５％以上の割合で減少するように鋼管を縮径する。ただし、鋼管周長が合計で４．０％超の割合で減少するように縮径した場合、ロール通過時の管軸方向の曲げ量が大きくなり、残留応力が上昇し、管内面の転位密度が上昇し、最大低角粒界密度が上昇し、それらの結果、耐ＳＳＣ性が低下する。このため、鋼管周長が０．５％以上４．０％以下の割合で減少するように縮径する。該鋼管周長は、好ましくは１．０％以上であり、好ましくは３．０％以下である。
なお、電縫溶接後のサイジング工程では、ロール通過時の管軸方向の曲げ量を極力小さくし、管軸方向の残留応力の発生を抑制するため、複数スタンドによる多段階の縮径を行うことが好ましい。各スタンドにおける縮径は、管周長が１．０％以下の割合で減少するように行うことが好ましい。
ここで、鋼管が電縫鋼管であるかどうかは、電縫鋼管を管軸方向と垂直に切断し、溶接部（電縫溶接部）を含む切断面を研磨後腐食し、光学顕微鏡で観察することにより判断できる。具体的には、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１．０μｍ以上１０００μｍ以下であれば、電縫鋼管である。
上記の腐食液は、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１には、腐食後の上記断面の一部（電縫鋼管の溶接部近傍）を模式的に示す。溶融凝固部は、図１に示すように、母材部１および熱影響部２と異なる組織形態やコントラストを有する領域（溶融凝固部３）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鋼管の溶融凝固部は、ナイタールで腐食した上記断面において、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。
図１には、腐食後の上記断面の一部（電縫鋼管の溶接部近傍）を模式的に示す。溶融凝固部は、図１に示すように、母材部１および熱影響部２と異なる組織形態やコントラストを有する領域（溶融凝固部３）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鋼管の溶融凝固部は、ナイタールで腐食した上記断面において、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。
以上に説明した製造方法により、本発明の高強度熱延鋼板および高強度電縫鋼管が製造される。本発明の高強度熱延鋼板は板厚が１５ｍｍ以上の厚肉であっても、また本発明の高強度電縫鋼管は、母材部の肉厚が１５ｍｍ以上の厚肉であっても、優れた耐ＳＳＣ性を発揮する。また、高い降伏強度も兼ね備える。
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳細に説明する。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、第一および第二冷却工程、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、得られた熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状のオープン管（丸型鋼管）に成形し、オープン管の突合せ部分を電縫溶接して鋼管素材とした（造管工程）。その後、鋼管素材を該鋼管素材の上下左右に配置したロールにより縮径し（サイジング工程）、表４に示す外径（ｍｍ）および肉厚（ｍｍ）の電縫鋼管を得た。
得られた熱延鋼板および電縫鋼管から各種試験片を採取して、以下に示す方法で、平均結晶粒径の測定、転位密度の測定、最大低角粒界密度の測定、組織観察、引張試験、４点曲げ腐食試験を実施した。ここでは、各種の試験片は、熱延鋼板においては幅方向中央から採取し、電縫鋼管においては電縫溶接部を０°としたとき該電縫溶接部から管周方向に９０°離れた母材部から採取した。
〔平均結晶粒径の測定〕
測定用の試験片は、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、並びに測定面が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熱延鋼板および電縫鋼管からそれぞれ採取し、鏡面研磨して作製した。平均結晶粒径は、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測定した。得られた結晶粒界から結晶粒径（円相当径）の算術平均を求めて、平均結晶粒径とした。測定条件は、加速電圧が１５ｋＶ、測定領域が１００μｍ×１００μｍ、測定ステップサイズが０．５μｍとした。
なお、結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外し、得られた面積率が体積率と等しいとした。
また、測定位置は、熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置とし、各位置において結晶粒径分布のヒストグラム（横軸：結晶粒径、縦軸：各結晶粒径での存在割合としたグラフ）をそれぞれ算出し、結晶粒径の算術平均として平均結晶粒径をそれぞれ求めた。
測定用の試験片は、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、並びに測定面が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熱延鋼板および電縫鋼管からそれぞれ採取し、鏡面研磨して作製した。平均結晶粒径は、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測定した。得られた結晶粒界から結晶粒径（円相当径）の算術平均を求めて、平均結晶粒径とした。測定条件は、加速電圧が１５ｋＶ、測定領域が１００μｍ×１００μｍ、測定ステップサイズが０．５μｍとした。
なお、結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外し、得られた面積率が体積率と等しいとした。
また、測定位置は、熱延鋼板の板厚中央および板表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置とし、各位置において結晶粒径分布のヒストグラム（横軸：結晶粒径、縦軸：各結晶粒径での存在割合としたグラフ）をそれぞれ算出し、結晶粒径の算術平均として平均結晶粒径をそれぞれ求めた。
〔転位密度測定〕
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、次のように測定した。転位密度用の試験片は、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を鏡面研磨した後、研磨面を１００μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が板厚（または肉厚）中央部となるように作製した。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、試験片を用いてＸ線回折を行い、その結果からmodified Williamson-Hall法およびmodified Warren-Averbach法（参考文献１、２を参照）を用いて求めた。
熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、次のように測定した。転位密度用の試験片は、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を鏡面研磨した後、研磨面を１００μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が板厚（または肉厚）中央部となるように作製した。熱延鋼板の板厚中央および電縫鋼管の肉厚中央における転位密度は、試験片を用いてＸ線回折を行い、その結果からmodified Williamson-Hall法およびmodified Warren-Averbach法（参考文献１、２を参照）を用いて求めた。
熱延鋼板の板表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における転位密度は、次のように測定した。転位密度用の試験片は、熱延鋼板の板表面および電縫鋼管の管内面が測定面となるように採取し、鏡面研磨した後、研磨面を５０μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が上記の板表面および管内面から深さ０．１ｍｍの位置となるように作製した。転位密度は、板厚（または肉厚）中央の場合と同様に、Ｘ線回折を行い、その結果から求めた。
〔最大低角粒界密度の測定〕
測定用の試験片は、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、熱延鋼板および電縫鋼管からそれぞれ採取し、鏡面研磨して作製した。最大低角粒界密度は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて求めた。
熱延鋼板の表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置において、測定範囲を１０μｍ×１０μｍとしてそれぞれ２０視野以上を測定した。各視野について、方位差２°以上１５°未満の粒界の総長さをそれぞれ算出し、各視野における低角粒界密度をそれぞれ求めた。ここでは、各測定位置において求めた低角粒界密度の最大値を、最大低角粒界密度とした。
測定用の試験片は、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、熱延鋼板および電縫鋼管からそれぞれ採取し、鏡面研磨して作製した。最大低角粒界密度は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて求めた。
熱延鋼板の表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置において、測定範囲を１０μｍ×１０μｍとしてそれぞれ２０視野以上を測定した。各視野について、方位差２°以上１５°未満の粒界の総長さをそれぞれ算出し、各視野における低角粒界密度をそれぞれ求めた。ここでは、各測定位置において求めた低角粒界密度の最大値を、最大低角粒界密度とした。
〔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、熱延鋼板および電縫鋼管からそれぞれ採取し、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および表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における組織を観察し、撮像した。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。
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、熱延鋼板および電縫鋼管からそれぞれ採取し、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および表面から深さ０．１ｍｍの位置、並びに電縫鋼管の肉厚中央および管内面から深さ０．１ｍｍの位置における組織を観察し、撮像した。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。
ここで、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。
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。
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。
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。このため、得られた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、それから後述する方法で測定した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した。
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。また、熱延鋼板の表面から深さ０．１ｍｍの位置および電縫鋼管の管内面から深さ０．１ｍｍの位置の測定用の試験片は、回折面が熱延鋼板の表面および電縫鋼管の管内面となるようにそれぞれ鏡面研磨した後、研磨面を化学研磨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。
〔引張試験〕
試験片は、熱延鋼板においては引張方向が圧延方向と平行になるように、電縫鋼管においては引張方向が管軸方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して実施し、降伏強度（ＭＰａ）を測定した。ただし、降伏強度は、公称ひずみ０．５％における流動応力とした。
試験片は、熱延鋼板においては引張方向が圧延方向と平行になるように、電縫鋼管においては引張方向が管軸方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して実施し、降伏強度（ＭＰａ）を測定した。ただし、降伏強度は、公称ひずみ０．５％における流動応力とした。
〔４点曲げ腐食試験〕
５ｍｍ厚×１５ｍｍ幅×１１５ｍｍ長さの４点曲げ腐食試験片を、熱延鋼板および電縫鋼管から採取した。熱延鋼板においては、該腐食試験片の幅方向が熱延鋼板の圧延方向および厚さ方向に対して垂直となるように、かつ該腐食試験片の長さ方向が熱延鋼板の圧延方向に対して平行となるように採取した。電縫鋼管においては、該腐食試験片の幅方向が電縫鋼管の管周方向に対して平行となるように、かつ該腐食試験片の長さ方向が電縫鋼管の管軸方向に対して平行となるように採取した。
曲げ外側面すなわち腐食面は、表層の状態をそのまま残して採取した。ＥＦＣ１６規格に準拠して、採取した試験片の腐食面に、上記の引張試験で得られた降伏強度の９０％の引張応力を負荷し、ＮＡＣＥ規格ＴＭ０１７７ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて４点曲げ腐食試験を実施した。試験片を７２０時間、溶液に浸漬した後に、割れが発生しているかどうかを確認した。更に、試験後片の幅方向１／３位置および２／３位置において、観察面が厚さ方向および長さ方向に平行な断面となるように観察用の試験片を採取した。得られた観察用の試験片を鏡面研磨して光学顕微鏡観察し、引張応力を負荷した部分において発生した全ての孔食の深さおよび幅を測定し、孔食の最大深さおよび孔食の（深さ／幅）の最大値を求めた。
５ｍｍ厚×１５ｍｍ幅×１１５ｍｍ長さの４点曲げ腐食試験片を、熱延鋼板および電縫鋼管から採取した。熱延鋼板においては、該腐食試験片の幅方向が熱延鋼板の圧延方向および厚さ方向に対して垂直となるように、かつ該腐食試験片の長さ方向が熱延鋼板の圧延方向に対して平行となるように採取した。電縫鋼管においては、該腐食試験片の幅方向が電縫鋼管の管周方向に対して平行となるように、かつ該腐食試験片の長さ方向が電縫鋼管の管軸方向に対して平行となるように採取した。
曲げ外側面すなわち腐食面は、表層の状態をそのまま残して採取した。ＥＦＣ１６規格に準拠して、採取した試験片の腐食面に、上記の引張試験で得られた降伏強度の９０％の引張応力を負荷し、ＮＡＣＥ規格ＴＭ０１７７ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて４点曲げ腐食試験を実施した。試験片を７２０時間、溶液に浸漬した後に、割れが発生しているかどうかを確認した。更に、試験後片の幅方向１／３位置および２／３位置において、観察面が厚さ方向および長さ方向に平行な断面となるように観察用の試験片を採取した。得られた観察用の試験片を鏡面研磨して光学顕微鏡観察し、引張応力を負荷した部分において発生した全ての孔食の深さおよび幅を測定し、孔食の最大深さおよび孔食の（深さ／幅）の最大値を求めた。
得られた結果を表３および４に示した。
表３および表４中、Ｎｏ．１、４、７、１１、１４、１８、２０～２４、２６、２８、３１の熱延鋼板およびＮｏ．１、４、７、１１、１４、１８、２０、２２、２４、２６、２８、３１の電縫鋼管は本発明例であった。Ｎｏ．２、３、５、６、８～１０、１２、１３、１５～１７、１９、２５、２７、２９、３０、３２、３３の熱延鋼板およびＮｏ．２、３、５、６、８～１０、１２、１３、１５～１７、１９、２１、２３、２５、２７、２９、３０、３２、３３の電縫鋼管は比較例であった。
本発明例の熱延鋼板は、いずれも板厚中央における鋼組織は、ベイナイトの体積率が５０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上を含み、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が１．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、板表面から深さ０．１ｍｍの位置における鋼組織は、ベイナイトの体積率が７０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上を含み、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が５．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1以下であり、板厚は１５ｍｍ以上であった。
本発明例の電縫鋼管は、いずれも母材部の肉厚中央における鋼組織は、ベイナイトの体積率が５０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上を含み、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が２．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、母材部の管内面から深さ０．１ｍｍの位置における鋼組織は、ベイナイトの体積率が７０％以上であり、フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、残部がパーライト、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種以上を含み、平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、転位密度が６．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下であり、肉厚は１５ｍｍ以上であった。
また、これらの本発明例の熱延鋼板および電縫鋼管は、いずれの引張試験においても降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、４点曲げ腐食試験においても割れが発生せず、かつ発生した孔食の深さが２５０μｍ未満であり、かつ（深さ／幅）が３．０未満であった。
一方、比較例のＮｏ．２の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程における板厚中心の平均冷却速度が高かったため、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．３の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程における板厚中心の平均冷却速度が低かったため、鋼板表面および板厚中央においてフェライト分率が上昇し、本発明で目的とするベイナイト分率を有する組織が得られなかった。また、板厚中央においてフェライトおよびベイナイトが粗大化し、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
比較例のＮｏ．５の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程における板厚中心の冷却停止温度が高かったため、板表面の冷却停止温度も高くなり、鋼板表面および板厚中央においてフェライト分率が上昇し、本発明で目的とするベイナイト分率を有する組織が得られなかった。また、板厚中央においてフェライトおよびベイナイトが粗大化し、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
比較例のＮｏ．６の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程における板厚中心の冷却停止温度が低かったため、板表面の冷却停止温度も低くなり、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．８の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程における板表面の冷却停止温度が低かったため、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．９の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの時間が長かったため、板厚中央のフェライトまたはベイナイトが粗大化した。その結果、所望の降伏強度得られなかった。
比較例のＮｏ．１０の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程終了から第二冷却工程開始までの時間が短かったため、板表面の転位密度が上昇し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．１２の熱延鋼板および電縫鋼管は、第二冷却工程における板厚中心の平均冷却速度が高かったため、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．１３の熱延鋼板および電縫鋼管は、第二冷却工程における板厚中心の平均冷却速度が低かったため、板厚中央においてフェライトおよびベイナイトが粗大化し、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
比較例のＮｏ．１５の熱延鋼板および電縫鋼管は、第二冷却工程における板厚中心の冷却停止温度が高かったため、板表面の冷却停止温度も高くなり、板厚中央においてフェライトおよびベイナイトが粗大化した。これにより、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
比較例のＮｏ．１６の熱延鋼板および電縫鋼管は、第二冷却工程における板厚中心の冷却停止温度が低かったため、板表面の冷却停止温度も低くなり、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．１７の熱延鋼板および電縫鋼管は、第二冷却工程における板表面の平均冷却速度が低かったため、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．１９の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程および第二冷却工程における板厚中心の平均冷却速度がそれぞれ高かったため、鋼板表面において多量のマルテンサイトが生成し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．２１の電縫鋼管は、電縫溶接工程におけるアプセット量が大きかったため、管内面の転位密度および最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．２３の電縫鋼管は、サイジング工程における縮径率が高かったため、管内面の転位密度および最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．２５の熱延鋼板および電縫鋼管は、第一冷却工程および第二冷却工程における板厚中心の平均冷却速度が低かったため、鋼板表面および板厚中央においてフェライト分率が上昇し、本発明で目的とするベイナイト分率を有する組織が得られなかった。また、板厚中央においてフェライトおよびベイナイトが粗大化し、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
比較例のＮｏ．２７の熱延鋼板および電縫鋼管は、熱間圧延工程における加熱温度が高かったため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
比較例のＮｏ．２９の熱延鋼板および電縫鋼管は、熱間圧延工程における粗圧延終了温度が低かったため、板表面の転位密度が上昇し、最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．３０の熱延鋼板および電縫鋼管は、熱間圧延工程における仕上圧延開始温度が低かったため、板表面の最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．３２の熱延鋼板および電縫鋼管は、熱間圧延工程における仕上圧延終了温度が低かったため、板表面の最大低角粒界密度が上昇した。その結果、所望の耐ＳＳＣ性が得られなかった。
比較例のＮｏ．３３の熱延鋼板および電縫鋼管は、熱間圧延工程における仕上圧延の合計圧下率が低かったため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する鋼組織が得られなかった。その結果、所望の降伏強度が得られなかった。
１ 母材部
２ 溶接熱影響部
３ 溶融凝固部
２ 溶接熱影響部
３ 溶融凝固部
Claims (6)
- 板厚中央における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が５０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が１．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
板表面から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が７０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が５．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
最大低角粒界密度が１．４×１０6ｍ-1以下であり、
板厚が１５ｍｍ以上である、高強度熱延鋼板。 - 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、および
Ｔｉ：０．１５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた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に記載の高強度熱延鋼板。 - 請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を行う熱間圧延工程を施した後に、第一冷却工程および第二冷却工程を施し、その後、コイル状に巻取る工程を施すに際し、
前記熱間圧延工程では、
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：９００℃以上１１００℃以下、仕上圧延開始温度：８００℃以上９５０℃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：６０％以上である熱間圧延を施し、
次いで、前記第一冷却工程では、
板厚中心の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、冷却停止温度：５５０℃以上６５０℃以下であり、
板表面の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下である冷却を施し、
前記第一冷却工程終了から前記第二冷却工程開始までの時間は５ｓ以上２０ｓ以下であり、
次いで、前記第二冷却工程では、
板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下であり、
板表面の冷却停止温度：１５０℃以上３５０℃以下である冷却を施す、
高強度熱延鋼板の製造方法。 - 母材部と電縫溶接部を有する高強度電縫鋼管であって、
前記母材部の肉厚中央における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が５０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が２．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
前記母材部の管内面から深さ方向に０．１ｍｍの位置における鋼組織は、
ベイナイトの体積率が７０％以上であり、
フェライトとベイナイトの合計の体積率が９５％以上であり、
残部がパーライト、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種以上を含み、
平均結晶粒径が９．０μｍ以下であり、
転位密度が６．０×１０14ｍ-2以上１．０×１０15ｍ-2以下であり、
最大低角粒界密度が１．５×１０6ｍ-1以下であり、
前記母材部の肉厚が１５ｍｍ以上である、高強度電縫鋼管。 - 前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、および
Ｔｉ：０．１５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、およびＢ：０．０１０％以下のうちから選ばれた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に記載の高強度電縫鋼管。 - 請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、該円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する、高強度電縫鋼管の製造方法であり、
前記電縫溶接時のアプセット量は、前記高強度熱延鋼板の板厚の２０％以上１００％以下であり、
前記電縫溶接後のサイジング工程では、鋼管周長が０．５％以上４．０％以下の割合で減少するように縮径する、高強度電縫鋼管の製造方法。
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