CN112601831A - 方形钢管及其制造方法以及建筑构造物 - Google Patents

Abstract

提供方形钢管及其制造方法。本发明为具有平板部和角部的方形钢管，成分组成以质量％计含有C：0.04％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.005％以上且0.10％以下、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织中，以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，铁素体与贝氏体的合计相对于从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且以圆当量直径计为40.0μm以上的晶粒的合计相对于1/4t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下，平板部的屈服比YRf与角部的屈服比YRc满足式(1)，YRc‑YRf≤0.09……(1)。

Description

方形钢管及其制造方法以及建筑构造物

技术领域

本发明涉及特别适合用于大型建筑物的建筑构造构件的具有优异的强度、变形性能及韧性的方形钢管及其制造方法、以及使用了该方形钢管的建筑构造物。

背景技术

近年来，对于例如工厂、仓库、商业设施等大型建筑物(以下，称为建筑物)中使用的建筑构造构件而言，为了通过轻量化来削减施工成本，推进高强度化。特别是在作为建筑物的柱件使用的具有平板部和角部的方形钢管(方柱)中，要求平板部的屈服强度为385MPa以上、平板部的拉伸强度为520MPa以上的机械特性，同时，从抗震性的观点出发，还要求同时具备高塑性变形能力和优异的韧性。

方形钢管通常以热轧钢板(热轧钢带)或厚钢板为原材料并通过将该原材料进行冷成型来制造。作为冷成型的方法，存在冷冲压弯曲成型的方法或冷辊轧成型的方法。

关于对原材料进行辊轧成型而制造的方形钢管(以下，也存在称为辊轧成型方形钢管的情况)，将热轧钢板进行冷辊轧成型以制成圆筒状的开管(open pipe)，并对其对接部分进行电阻焊(electric resistance welding)。之后，利用在开管的上下左右配置的辊对圆筒状的开管(圆形钢管)沿管轴方向施加数％的拉深，接下来成型为方形以制造方形钢管。另一方面，关于对原材料进行冲压弯曲成型而制造的方形钢管(以下，也存在称为冲压成型方形钢管的情况。)，其以下述方式进行制造：对厚钢板进行冷冲压弯曲成型以将截面形状形成为“ロ”字型(四边形状)或“コ”字型(U字形状)，并通过埋弧焊对其进行接合。

与冲压成型方形钢管的制造方法相比，辊轧成型方形钢管的制造方法具有生产率高、能够在短期间内进行制造的优点。但是，就冲压成型方形钢管而言，未对平板部实施冷成型而仅使角部加工强化，与此相对，就辊轧成型方形钢管而言，特别是在冷成型为圆筒状时，在钢管全周范围内沿管轴方向引入较大的加工应变。因此，辊轧成型方形钢管不仅是在角部，而且在平板部中也存在管轴方向的屈服比高、韧性低的问题。

此外，对于辊轧成型方形钢管而言，由于板厚越大则辊轧成型时的加工强化也变得越大，因此，屈服比变得更高、韧性更低。因此，特别是在制造厚壁的辊轧成型方形钢管的情况下，需要选择还能够耐受由辊轧成型引起的屈服比上升及韧性下降的原材料。

针对这样的要求，例如，专利文献1中提出了在平板部的微观组织中使贝氏体组织的面积分率为40％以上的方形钢管。

专利文献2中提出了使钢成分及清洁度在规定的范围内的焊接性及冷加工部的塑性变形能力优异的方形钢管。

专利文献3中提出了在通过冷成型造管后通过实施全管去应力退火从而具有低屈服比及高韧性的方形钢管。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5385760号公报

专利文献2：日本专利第4611250号公报

专利文献3：日本专利第4957671号公报

发明内容

发明要解决的课题

但是，专利文献1及2中记载的技术以基于冲压弯曲成型的方形钢管的制造为前提。因此，在将专利文献1及2中记载的技术应用于在冷成型时机械特性严重劣化的辊轧成型方形钢管的情况下，存在无法同时达成屈服比和韧性的问题。

另外，在专利文献3记载的技术中，为了获得低屈服比及高韧性，需要在造管后对方形钢管实施热处理。因此，与直接保持冷加工状态的方形钢管相比，制造成本变得非常高。

本发明是鉴于上述情况提出的，目的在于提供适合于建筑构造构件的具有优异的强度、变形性能及韧性的方形钢管及其制造方法、以及使用该方形钢管的建筑构造物。

需要说明的是，本发明中所称的“强度优异”是指进行冷辊轧成型而制造的方形钢管(以下，也存在称为冷辊轧成型方形钢管的情况)的平板部的屈服强度具有385MPa以上、平板部的拉伸强度具有520MPa以上的强度。另外，本发明中所称的“变形性能优异”是指上述方形钢管在构件弯曲试验中的累积塑性变形倍率为28以上。另外，本发明中所称的“韧性优异”是指上述方形钢管的平板部的0℃时的夏比吸收能为70J以上。

用于解决课题的手段

本申请的发明人为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果，得出以下见解(1)～(3)。

(1)对于方形钢管而言，为了满足在本发明中作为目标的平板部的屈服强度及拉伸强度，需要将C含量设为0.04质量％以上。此外，需要将方形钢管的从管外表面起板厚t的1/4t位置(表层部)处的主体组织设为铁素体与贝氏体的混合组织，并在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，使晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm。

(2)对于方形钢管而言，为了满足本发明中作为目标的变形性能，需要将平板部的屈服比设为0.90以下、且将平板部的屈服比YRf与角部的屈服比YRc的差(YRc-YRf)设为0.09以下。为了使平板部的屈服比为0.90以下，需要将方形钢管的从管外表面起板厚t的1/4t位置处的余量组织设为从硬质的珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上。

(3)对于方形钢管而言，在满足上述(1)及(2)这二者的钢组织中，为了进一步获得本发明中作为目标的平板部的韧性，需要在使上述(1)的晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm的基础上，使圆当量直径为40.0μm以上的晶粒的体积率为30％以下。

本发明基于以上见解而完成，其要旨如下。

[1]方形钢管，其为具有平板部和角部的方形钢管，

该方形钢管的成分组成以质量％计含有

C：0.04％以上且0.50％以下、

Si：2.0％以下、

Mn：0.5％以上且3.0％以下、

P：0.10％以下、

S：0.05％以下、

Al：0.005％以上且0.10％以下和

N：0.010％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述方形钢管的从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织中：

以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，

该铁素体与该贝氏体的合计相对于从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，

余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，

在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，

该晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且以圆当量直径计为40.0μm以上的该晶粒的合计相对于1/4t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下，

所述平板部的屈服比YRf与所述角部的屈服比YRc满足式(1)

YRc-YRf≤0.09……(1)

[2]根据[1]所述的方形钢管，其中，平板部的屈服强度为385MPa以上，平板部的拉伸强度为520MPa以上，

平板部的屈服比为0.90以下，平板部的0℃时的夏比吸收能为70J以上。

[3]根据[1]或[2]所述的方形钢管，其除了所述成分组成以外，以质量％计还含有选自下述A组及B组中的1组或2组：

A组：选自Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下中的1种或2种以上

B组：选自Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ca：0.010％以下、B：0.010％以下中的1种或2种以上。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的方形钢管，其中，所述钢组织中以体积率计贝氏体为10％以上且小于40％

[5]方形钢管的制造方法，其中，在将具有[1]或[3]中记载的成分组成的钢原料加热至加热温度为1100℃以上且1300℃以下后，

实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且850℃以下、且930℃以下的合计压下率为65％以上的热轧，

接下来，在以板厚中心温度计平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、且冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下实施冷却，

接下来，于450℃以上且650℃以下进行卷取并制成热轧钢板，

接下来，实施造管工序，其中，在通过冷辊轧成型将所述热轧钢板成型为圆筒状后、成型为方形状以制成方形的钢管。

[6]建筑构造物，其中，将[1]～[4]中任一项中所述的方形钢管作为柱件使用。

发明效果

根据本发明，能够提供强度、变形性能及韧性优异的方形钢管及其制造方法。

附图说明

图1的(a)及图1的(b)为本发明中实施的方形钢管的弯曲试验的概要图。

图2为示出对平板部的屈服强度为385MPa以上、拉伸强度为520MPa以上的辊轧成型方形钢管及冲压成型方形钢管进行图1的(a)中示出的弯曲试验而得的结果的图。

图3为示意性示出使用本发明的方形钢管的建筑构造物的一例的立体图。

图4为示出本发明中实施的平板部拉伸试验片及角部拉伸试验片的采集位置的概略图。

图5为示出本发明中实施的角部拉伸试验片的详细采集位置的图。

图6为示出本发明中实施的夏比试验片的采集位置的概略图。

具体实施方式

以下，详细说明本发明。

本发明为具有平板部和角部的方形钢管，该方形钢管的成分组成以质量％计包含C：0.04％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.005％以上且0.10％以下、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织中：以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，该铁素体与该贝氏体的合计相对于从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且以圆当量直径计为40.0μm以上的该晶粒的合计相对于1/4t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下，所述平板部的屈服比YRf与所述角部的屈服比YRc之差满足式(1)。

YRc-YRf≤0.09 ……(1)

首先，说明限定本发明的方形钢管的屈服比的理由。

如上所述，对于冲压成型方形钢管及辊轧成型方形钢管而言，在任意制造方法中，与平板部相比，角部均更大地进行加工强化。因此，在将平板部的屈服比设为YRf、将角部的屈服比设为YRc时，成为YRc≥YRf的关系。

因而，在本发明中，调查了方形钢管中的平板部与角部的屈服比差(YRc-YRf)与变形性能的关系。在调查该屈服比差与变形性能的关系时，在本发明中，使用图1中示出的方形钢管的弯曲试验的结果。图1是说明方形钢管1的弯曲试验的概略图，图1的(a)中示出试验体的侧视图，图1的(b)中示出图1的(a)中示出的A-A’线剖视图。

分别准备平板部的屈服强度为385MPa以上、平板部的拉伸强度为520MPa以上的冲压成型方形钢管及辊轧成型方形钢管，并如图1的(a)所示，在从方形钢管1的长边方向的中央位置通过的位置焊接贯穿隔板2以分别制备试验体。试验体以使得水平方向和垂直方向的移动被固定的方式，使用在试验体的两端设置的支承件3进行销支承(旋转支承)。试验体在图1的(a)中示出的箭头的位置处以45°方向(图1的(b)所示的四边形截面的对角线方向)载荷反复进行弯曲试验，求出累积塑性变形倍率。

需要说明的是，累积塑性变形倍率是将直至试验体局部屈曲或断裂而屈服强度急剧降低为止的塑性旋转角的总和除以与总塑性力矩对应的基准旋转角而得的值。该值越大，表明作为柱件(柱构件)使用的情况下的变形性能越优异，地震时的能量吸收能力越高。

图2是示出其试验结果的图。在图2所示的图中，将平板部的屈服强度为385MPa以上、拉伸强度为520MPa以上的辊轧成型方形钢管及冲压成型方形钢管中的累积塑性变形倍率使用平板部与角部的屈服比差进行整理。在图2中，横轴为“方形钢管中的平板部与角部的屈服比差(YRc-YRf)”，纵轴为“累积塑性变形倍率”。如图2所示，若(YRc-YRf)的值变大，则作为柱件所要求的变形性能(累积塑性变形倍率)下降。此外，已知若(YRc-YRf)的值为0.09以下，则能够稳定地获得作为柱件所需的变形性能(累积塑性变形倍率：28以上)。

需要说明的是，“累积塑性变形倍率：28以上”为下述参考文献1中示出的作为柱件所需的变形性能。

参考文献1：日本建筑学会：建筑抗震设计中的承载能力与变形性能(1990)、1990年

在上述弯曲试验中，认为变形量大的角部的变形性能对试验结果影响较大。(YRc-YRf)的值大的方形钢管由于角部的屈服比YRc相对较高、伸长率相对较小，因此，作为结果，推定变形性能下降。在辊轧成型方形钢管的情况下，由于(YRc-YRf)的值变为0.09以下，因此认为角部的屈服比YRc相对较低，在上述弯曲试验中表现了充分的变形性能。

基于以上所述可知，为了确保本发明中作为目标的特性，平板部的屈服比YRf与角部的屈服比YRc之差需要满足以下所示的式(1)。

YRc-YRf≤0.09 ……(1)

为了满足该式(1)，按照后述方式适当地控制所制得的辊轧成型方形钢管的成分组成、钢组织及制造条件是重要的。

以下说明本发明的方形钢管及其制造方法。

说明本发明中对方形钢管的成分组成进行限定的理由。在本说明书中，只要没有特别说明，表示钢组成的“％”为“质量％”。

C：0.04％以上且0.50％以下

C为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素。另外，C促进珠光体的生成、提高淬硬性而有助于马氏体的生成、有助于奥氏体的稳定化，因此还是有助于硬质相的形成的元素。为了确保本发明中作为目标的强度及屈服比，需要含有0.04％以上的C。但是，若C含量超过0.50％，则硬质相的比例变高韧性下降，另外焊接性也恶化。因此，C含量设为0.04％以上、0.50％以下。C含量优选0.08％以上，更加优选大于0.12％，进一步优选0.14％以上。另外，C含量优选0.30％以下，更加优选0.25％以下，进一步优选0.22％以下。

Si：2.0％以下

Si为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素，可以根据需要含。为了获得这样的效果，希望含有0.01％以上的Si。但是，若Si含量大于2.0％，则容易在电阻焊焊接部生成氧化物而使得焊接部特性下降。另外，电阻焊焊接部以外的母材部的韧性也下降。因此，Si含量设为2.0％以下。Si含量优选0.01％以上，更加优选0.10％以上。另外，Si含量优选0.5％以下，更加优选0.4％以下，进一步优选0.3％以下。

Mn：0.5％以上且3.0％以下

Mn为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素。另外，Mn为通过使铁素体相变开始温度降低而有助于组织的微细化的元素。为了确保本发明中作为目标的强度及组织，需要含有0.5％以上的Mn。但是，若Mn含量大于3.0％，则容易在电阻焊焊接部生成氧化物而使得焊接部特性下降。另外，由于固溶强化及组织微细化，屈服强度提高，无法获得期望的屈服比。因此，Mn含量设为0.5％以上、3.0％以下。Mn含量优选0.7％以上，更加优选0.9％以上，进一步优选1.0％以上。另外，Mn含量优选2.5％以下，更加优选2.0％以下。

P：0.10％以下

P由于偏析于晶界而导致材料的非均质，因此优选作为不可避免的杂质而尽可能减少，可以容许至0.10％以下的含量。因此，P含量设为0.10％以下的范围内。P含量优选0.03％以下，更加优选0.020％以下，进一步优选0.015％以下。需要说明的是，P的下限虽未特别规定，但过度减少导致将炼制成本飙升，因此优选P为0.002％以上。

S：0.05％以下

S在钢中通常以MnS的形式存在，而MnS在热轧工序中被薄薄地拉伸，并对延展性成不良影响。因此，在本发明中，优选尽可能减少S，能够容许至0.05％以下的含量。因此，S含量设为0.05％以下。S含量优选0.015％以下，更加优选0.010％以下，进一步优选0.008％以下。需要说明的是，S的下限虽未特别规定，但过度减少将导致炼制成本飙升，因此优选S设为0.0002％以上。

Al：0.005％以上且0.10％以下

Al为作为强力的脱氧剂发挥作用的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上的Al。但是，若Al含量大于0.10％，则焊接性恶化，并且，氧化铝系夹杂物增多、表面性状恶化。另外，焊接部的韧性也下降。因此，Al含量设为0.005％以上且0.10％以下。Al含量优选0.01％以上，更加优选0.027％以上。另外，Al含量优选0.07％以下，更加优选0.04％以下。

N：0.010％以下

N为不可避免的杂质，是具有通过牢牢地限制(固定)位错运动以使韧性下降的作用的元素。在本发明中，N作为杂质而希望尽可能减少，但N的含量能够容许为0.010％以下。因此，N含量设为0.010％以下。N含量优选0.0080％以下，更加优选0.0040％以下，进一步优选0.0035％以下。需要说明的是，过度减少将导致炼制成本飙升，因此优选N含量为0.0010％以上，更加优选为0.0015％以上。

余量为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，在不影响本发明效果的范围内，可以含有0.005％以下的O。

上述成分为本发明中的方形钢板的钢原料的基本的成分组成。基于上述必要元素能够获得本发明中作为目标的特性，但可以根据需要含有下述元素。

选自Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下中的1种或2种以上

Nb、Ti、V均为在钢中形成微细的碳化物、氮化物，并通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素，可以根据需要含有。为了获得这样的效果，在含有Nb、Ti、V的情况下，分别优选Nb：0.005％以上、Ti：0.005％以上、V：0.005％以上。另一方面，过度的含有存在导致屈服比上升及韧性下降的可能。由此，在含有Nb、Ti、V的情况下，分别优选Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下。更加优选Nb：0.008％以上、0.10％以下、Ti：0.008％以上、0.10％以下、V：0.008％以上、0.10％以下。进一步优选Nb：0.010％以上、0.035％以下、Ti：0.010％以上、0.040％以下、V：0.010％以上、0.035％以下。

需要说明的是，在含有选自Nb、Ti、V中的2种以上的情况下，存在导致屈服比上升及韧性下降的可能，因此优选将合计量(Nb+Ti+V的量)设为0.150％以下。

选自Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ca：0.010％以下，B：0.010％以下中的1种或2种以上

Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下

Cr、Mo为提高钢的淬硬性、使钢的强度提高的元素，可以根据需要含有。为了获得上述效果，在含有Cr、Mo的情况下，分别优选Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上。另一方面，过度的含有存在导致韧性下降及焊接性恶化的可能。由此，在含有Cr、Mo的情况下，分别优选Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下。因此，在含有Cr、Mo的情况下，分别优选Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下。需要说明的是，优选Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上。更加优选Cr：0.10％以上、0.50％以下、Mo：0.10％以上、0.50％以下。

Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下

Cu、Ni为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素，可以根据需要含有。为了获得上述效果，在含有Cu、Ni的情况下，分别优选Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上。另一方面，过度的含有存在导致韧性下降及焊接性恶化的可能。由此，在含有Cu、Ni的情况下，分别优选Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下。因此，在含有Cu、Ni的情况下，分别优选Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下。需要说明的是，优选Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上。更加优选Cu：0.10％以上、0.40％以下、Ni：0.10％以上、0.20％以下。

Ca：0.010％以下

Ca为将在热轧工序中被薄薄地拉伸的MnS等硫化物球状化，以有助于钢的韧性提高的元素，可根据需要含。为了获得这样的效果，在含有Ca的情况下，优选含有0.0005％以上的Ca。但是，若Ca含量大于0.010％，则存在在钢中形成Ca氧化物簇、韧性恶化的情况。因此，在含有Ca的情况下，优选Ca含量为0.010％以下。需要说明的是，优选Ca含量为0.0005％以上。更加优选Ca含量为0.0010％以上、0.0050％以下。

B：0.010％以下

B为通过使铁素体相变开始温度降低以有助于组织的微细化的元素。为了获得这样的效果，在含有B的情况下，优选含有0.0003％以上的B。但是，若B含量大于0.010％，则存在屈服比上升的情况。因此，在含有B的情况下，优选设为0.010％以下。需要说明的是，优选B含量为0.0003％以上。更加优选B含量为0.0005％以上、0.0050％以下。

接下来，说明对本发明中方形钢管的钢组织进行限定的理由。

本发明的方形钢管中的、从钢管的管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织中，以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，该铁素体与该贝氏体的合计相对于从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织整体而言为70％以上、95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上。在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径(平均晶体粒径)小于7.0μm，且以圆当量直径(晶体粒径)计为40.0μm以上的该晶粒的合计相对于从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下。

需要说明的是，在本发明中，所谓圆当量直径(晶体粒径)，设为面积与对象晶粒相等的圆的直径。另外，钢组织设为除电阻焊焊接部外的、方形钢管的平板部的从管外表面起板厚t的1/4t位置处的组织。通常，在以热轧钢板为原材料的辊轧成型方形钢管中，无论是角部还是平板部，从管外表面起板厚t的1/4t位置的钢组织均相同。因此，在此，针对平板部的钢组织进行规定。

铁素体的体积率：大于30％、贝氏体的体积率：10％以上、铁素体及贝氏体相对于钢组织整体而言的合计体积率：70％以上且95％以下

铁素体为软质的组织，能够通过与其他硬质的组织混合来降低钢的屈服比。为了基于这样的效果来获得本发明中作为目标的低屈服比，需要铁素体的体积率大于30％。铁素体的体积率优选40％以上，更加优选43％以上，进一步优选45％以上。需要说明的是，上限虽未特别规定，但为了确保期望的屈服比，优选铁素体的体积率小于75％，更加优选小于70％，进一步优选60％以下。

贝氏体为具有中间硬度的组织，使钢的强度提高。若仅是上述铁素体，则无法获得本发明中作为目标的屈服强度及拉伸强度，因此需要贝氏体的体积率为10％以上。贝氏体的体积率优选15％以上，更加优选20％以上，进一步优选25％以上。需要说明的是，上限虽未特别规定，但为了确保期望的屈服比，优选贝氏体的体积率为55％以下，更加优选50％以下，进一步优选45％以下，更进一步优选小于40％。

需要说明的是，若铁素体与贝氏体的合计体积率小于70％，则无法获得本发明中作为目标的屈服比或夏比吸收能。另一方面，若铁素体与贝氏体的合计体积率大于95％，则无法获得本发明中作为目标的屈服强度及屈服比。因此，在上述条件的基础上，需要将铁素体与贝氏体的合计体积率设为70％以上、95％以下。优选75％以上、93％以下。更加优选80％以上、90％以下。

余量：从珠光体、马氏体、奥氏体选择的1种或2种以上

珠光体、马氏体及奥氏体为硬质的组织，特别是能够使钢的拉伸强度提高，并能够通过与软质的铁素体混合而使钢的屈服比降低。为了获得这样的效果，优选珠光体、马氏体及奥氏体各自的体积率的合计为5％以上、30％以下。更加优选7％以上、25％以下。进一步优选10％以上、20％以下。

需要说明的是，铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体及奥氏体的体积率能够利用后述实施例中记载的方法测定。

在将由相邻晶体的取向差(晶体取向差)为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，晶粒的平均晶体粒径：小于7.0μm、以晶体粒径计为40.0μm以上的晶粒的合计的体积率：30％以下

如上所述，对于本发明的钢组织而言，为了获得本发明中作为目标的低屈服比、屈服强度及拉伸强度，采用将软质组织与硬质组织混合得到的钢(以下，称为“复合组织钢”)。但是，与单一组织钢相比，复合组织钢的韧性差。因而，在本发明中，为了兼顾上述的机械特性和优异的韧性，在将由晶体取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，对晶粒的平均晶体粒径进行规定。在晶粒的平均晶体粒径为7.0μm以上的情况下，铁素体晶粒并非充分微细，因而无法获得期望的屈服强度及韧性。因此，通过使晶粒的平均晶体粒径小于7.0μm，从而能够获得本发明中作为目标的屈服强度，并且确保韧性。晶粒的平均晶体粒径优选为6.5μm以下，更加优选为6.0μm以下。

通常，就单一组织钢或接近单一组织钢的钢中的晶体粒径分布而言，其遵循具有1个峰且在变量大的一侧较大地扩展、而在变量小的一侧有限的对数正态分布。但是，如本发明所示，就包含铁素体和贝氏体的复合组织钢中的晶体粒径分布而言，已知在粗大晶粒侧新出现了贝氏体的峰。

具体来说，在本发明的钢组织、即铁素体的体积率大于30％、贝氏体的体积率为10％以上的复合组织钢中，在晶体粒径分布中在粗大晶粒侧新出现了贝氏体的峰。这表明混合有粗大的贝氏体。混合有粗大的贝氏体是使得韧性大幅度恶化的原因。其结果，在复合组织钢中，即使限定最大晶体粒径的上限，也无法将粗大的贝氏体的存在比例抑制得较低。因此，要获得良好的韧性，还需要限定粗大的晶粒存在的比例的上限。

贝氏体不会越过取向差大的边界(奥氏体晶界、通过位错聚集形成的亚晶界)而生长。因而，要抑制上述的粗大贝氏体的生成，尽可能于低温进行热轧中的精轧、在奥氏体中引入大量位错以使亚晶界面积增加、形成微细的亚晶粒构造(以下，也称为“微细化”。)尤其有效。

本发明中的方形钢管的韧性通过使成为脆性破坏阻力的晶界的总面积增加而提高。在发明中，通过预备实验发现了以下情况：若晶体粒径为40.0μm以上的粗大晶粒以体积率计大于30％，则无法确保足以获得所需韧性的晶界面积。由此，在本发明中，在规定上述晶粒的平均晶体粒径的上限小于7.0μm的基础上，进一步规定晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率为30％以下。优选晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率为20％以下，更加优选15％以下。

需要说明的是，晶体取向差、平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率能够通过SEM/EBSD法测定。在此，能够使用后述实施例中记载的方法测定。

在本发明中，在钢管的以从管外表面起板厚t的1/4t位置为中心且板厚方向上±1.0mm的范围内存在上述的钢组织，也同样地能够获得上述效果。因此，本发明中“钢管的从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织”表示在钢管的以从管外表面起板厚t的1/4t位置为中心且板厚方向上±1.0mm的任意范围存在上述的钢组织。

接下来，说明本发明的一实施方式中的方形钢管的制造方法。

本发明的方形钢管例如例如能够如下制得：在将具有上述成分组成的钢原料加热至加热温度为1100℃以上且1300℃以下后，实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且850℃以下、且930℃以下的合计压下率为65％以上的热轧，接下来，在以板厚中心温度计平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下实施冷却，接下来，于450℃以上且650℃以下进行卷取而制成热轧钢板，接下来，实施造管工序，其中，在通过冷辊轧成型将热轧钢板成型为圆筒状后、成型为方形状以制成方形的钢管。

需要说明的是，在以下的制造方法的说明中，关于温度的“℃”说明，只要没有特别说明，均为钢原料、钢板(热轧板)的表面温度。这些表面温度能够使用辐射温度计等测定。另外，钢板板厚中心的温度能够通过对钢板截面内的温度分布进行传热分析来计算，并使用钢板的表面温度对其结果进行修正而求得。另外，“热轧钢板”包括热轧钢板、热轧钢带。

在本发明中，钢原料(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉、真空熔炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，能够通过连续铸造法等公知的铸造方法制造为期望尺寸。需要说明的是，取代连续铸造法应用铸锭-开坯轧制法也没有任何问题。此外也可以对钢液实施浇包精炼等二次精炼。

接下来，在将所制得的钢原料(钢坯)加热至加热温度为1100℃以上、1300℃以下后，实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下的粗轧，并实施精轧结束温度为750℃以上且850℃以下的精轧，且实施930℃以下的合计压下率为65％以上的热轧工序，以制得热轧板。

加热温度：1100℃以上、1300℃以下

在加热温度低于1100℃的情况下，被轧制材料的变形阻力变大，轧制变得困难。另一方面，若加热温度高于1300℃，则奥氏体晶粒粗大化，无法在之后的轧制(粗轧、精轧)中获得微细的奥氏体晶粒，确保本发明中作为目标的方形钢管的钢组织的平均晶体粒径变得困难。另外，难以抑制粗大贝氏体的生成，很难将晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率控制为本发明中作为目标的范围。因此，热轧工序中的加热温度设为1100℃以上、1300℃以下。更加优选为1120℃以上、1280℃以下。

需要说明的是，在本发明中，除现有方法(在制造钢坯(坯料)后暂时冷却至室温，之后再次加热)外，也能够应用下述直送轧制的节能工艺而没有问题：例如在未冷却至室温而以热片状态装填到加热炉中、或在稍微进行保温后立即进行轧制。

粗轧结束温度：850℃以上且1150℃以下

在粗轧结束温度低于850℃的情况下，在之后的精轧中，钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成大量的铁素体，贝氏体的体积率将小于10％。另一方面，若粗轧结束温度高于1150℃，则奥氏体未再结晶温度范围内的压下量不足，无法获得微细的奥氏体晶粒。其结果，难以确保本发明中作为目标的方形钢管的钢组织的平均晶体粒径。另外，难以抑制粗大的贝氏体的生成。因此，粗轧结束温度设为850℃以上、1150℃以下。更加优选为860℃以上、1000℃以下。进一步优选为870℃以上、980℃以下。

精轧结束温度：750℃以上且850℃以下

在精轧结束温度低于750℃的情况下，精轧中钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成大量的铁素体，贝氏体的体积率将小于10％。另一方面，若精轧结束温度高于850℃，则奥氏体未再结晶温度范围内的压下量不足，无法获得微细的奥氏体晶粒。其结果，难以确保本发明中作为目标的方形钢管的钢组织的平均晶体粒径。另外，抑制粗大贝氏体的生成变得困难。因此，精轧结束温度设为750℃以上、850℃以下。更加优选为770℃以上、830℃以下。进一步优选为780℃以上、820℃以下。

930℃以下的合计压下率：65％以上

在本发明中，通过在热轧工序中使奥氏体中的亚晶粒微细化，从而使得在后续的冷却工序、卷取工序中生成的铁素体、贝氏体及余量组织微细化，能够制得具有本发明中作为目标的强度及韧性的方形钢管的钢组织。为了在热轧工序中使奥氏体中的亚晶粒微细化，需要提高奥氏体未再结晶温度范围内的压下率以引入充分的加工应变。为了达成这一目的，在本发明中，将从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率设为65％以上。

在从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率小于65％的情况下，无法在热轧工序中引入充分的加工应变，因此无法获得具有本发明中作为目标的晶体粒径的组织。更加优选从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为70％以上，进一步优选71％以上。虽未特别规定上限，但若大于80％，则由压下率上升带来的韧性提高效果变小，仅仅会导致设备负载增大。因此，优选从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为80％以下。更加优选75％以下，进一步优选74％以下。

需要说明的是，之所以设为930℃以下，是因为高于930℃时，在轧制工序中奥氏体再结晶，通过轧制所引入的位错消失，无法获得微细化的奥氏体。

上述所谓合计压下率，是指从930℃以下至精轧结束温度为止的温度范围内的各轧制道次的压下率的合计。

需要说明的是，在对坯料进行热轧时，也可以采用在上述粗轧及精轧这二者中使从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上的热轧。或者采用仅在精轧中使从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上的热轧。在后者的情况下，在仅通过精轧无法使从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上的情况下，在粗轧的中途对坯料进行冷却以使温度成为930℃以下后，使粗轧和精轧这二者中的从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上。

在本发明中，最终板厚的上限虽未特别规定，但基于确保必要压下率、钢板温度管理的观点，优选最终板厚大于20mm且为32mm以下。

在热轧工序后，对热轧板实施冷却工序。在冷却工序中，在直至冷却停止温度的平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下进行冷却。

从冷却开始到冷却停止(冷却结束)为止的平均冷却速度：10℃/s以上且30℃/s以下

若以热轧板的板厚中心温度计从冷却开始到后述的冷却停止为止的温度范围内的平均冷却速度小于10℃/s，则铁素体的核生成频率减少，铁素体晶粒粗大化，因此无法使平均晶体粒径小于7.0μm。另外，很难控制为本发明中作为目标的晶体粒径为40.0μm以上的体积率的范围。另一方面，若平均冷却速度大于30℃/s，则在所制得的方形钢管的钢组织的从管外表面起板厚t的1/4t的位置处生成大量马氏体，铁素体与贝氏体的合计体积率变为小于70％。优选平均冷却速度为15℃/s以上，更加优选17℃/s以上。优选25℃/s以下，更加优选23℃/s以下。

需要说明的是，在本发明中，基于抑制冷却前的钢板表面中的铁素体生成的观点，优选在精轧结束后立即开始冷却。

冷却停止温度：450℃以上且650℃以下

若以热轧板的板厚中心温度计冷却停止温度低于450℃，则存在在所制得的方形钢管的钢组织的从管外表面起板厚t的1/4t位置处生成大量马氏体，铁素体与贝氏体的合计体积率变为小于70％的情况。另外，存在铁素体的体积率变为30％以下的情况。另一方面，若冷却停止温度高于650℃，则铁素体的核生成频率减少，铁素体晶粒粗大化，并且，由于高于贝氏体相变开始温度，因此无法使贝氏体的体积率为10％以上。优选冷却停止温度为480℃以上，更加优选为490℃以上。优选620℃以下，更加优选600℃以下。

需要说明的是，在本发明中，平均冷却速度只要没有特别说明，均为通过((冷却前的热轧板的板厚中心温度-冷却后的热轧板的板厚中心温度)/冷却时间)求得的值(冷却速度)。冷却方法能够举出从喷嘴喷水等水冷、由冷却气体的喷射进行的冷却等。在本发明中，优选以热轧板的两面在相同条件下冷却的方式对热轧板两面实施冷却操作(处理)。

在冷却工序后实施将热轧板卷取、之后进行放冷的卷取工序。

在卷取工序中，从钢板组织的观点考虑，于卷取温度：450以上、650℃以下进行卷取。若卷取温度低于450℃，则存在生成大量马氏体、且铁素体与贝氏体的合计体积率变为小于70％的情况。另外，存在铁素体的体积率变为30％以下的情况。若卷取温度高于650℃，则存在铁素体的核生成频率减少、铁素体晶粒粗大化且由于高于贝氏体相变开始温度而无法使贝氏体的体积率为10％以上的情况。更加优选卷取温度为480以上、620℃以下，进一步优选490～590℃。

在卷取工序后实施造管工序。在造管工序中，通过辊轧成型将热轧钢板形成为圆筒状的开管(圆形钢管)，并对其对接部分进行电阻焊。之后，利用在圆形钢管的上下左右配置的辊，以圆筒状状态直接沿管轴方向施加数％的拉深，以成型为方形状，制得方形钢管。

需要说明的是，本发明中的方形钢管不限于各边长均相等((长边长度/短边长度)的值为1.0)的方形钢管，也包括(长边长度/短边长度)的值大于1.0的方形钢管。但是，若方形钢管(长边长度/短边长度)的值大于2.5，则容易在长边侧发生局部屈曲而使得管轴方向的压缩强度降低。因此，优选方形钢管(长边长度/短边长度)的值为1.0以上、2.5以下。更加优选(长边长度/短边长度)的值为1.0以上、2.0以下。

通过以上所述，制造本发明的方形钢管。根据本发明，制得平板部的屈服强度为385MPa以上、平板部的拉伸强度为520MPa以上、平板部的屈服比为0.90以下、平板部的0℃时的夏比吸收能为70J以上的方形钢管。由此，与冷冲压弯曲成型相比，生产率高，并能够在短交货期(短期间)内制造高强度辊轧成型方形钢管。该辊轧成型方形钢管特别是能够适用于工厂、仓库、商业设施等大型建筑物的建筑构件，因此大有助于削减施工成本。

因此，本发明特别是能够适用于厚壁的方形钢管。需要说明的是，此处所称的“厚壁”是指方形钢管的平板部的板厚大于20mm。

接下来，说明使用本发明一实施方式中的方形钢管的建筑构造物。

图3中示意性示出使用上述的本发明的方形钢管的建筑构造物的一例。如图3所示，本实施方式的建筑构造物中立设有多个本发明的方形钢管1并作为柱件使用。在相邻的方形钢管1之间架设有多个由H型钢等钢材形成的大梁4。另外，在相邻的大梁4之间架设有多个由H型钢等钢材形成的小梁5。方形钢管1与作为大梁4的H型钢借助贯穿隔板6而焊接接合，从而由H型钢等钢材形成的大梁4被架设在相邻的方形钢管1之间。另外，为了安装壁等，根据需要设置栓钉7。

本发明的方形钢管1由于强度、变形性能及韧性优异，因此在被用于大型建筑物的情况下，也能够充分地确保构造物整体的变形性能。因此，与使用以往的方形钢管的建筑构造物相比，本发明的建筑构造物能发挥出更加优异的抗震性能。

实施例

以下，基于实施例进一步详细地说明本发明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施例。

将具有表1所示的成分组成的钢液在转炉中熔炼，使用连续铸造法制得坯料(钢原料：壁厚250mm)。对所制得的坯料实施表2所示的条件的热轧工序、冷却工序、卷取工序，制得方形钢管用热轧钢板。

在卷取工序后进行以下所示的造管工序。

针对一部分方形钢管用热轧钢板，通过辊轧成型而成型为圆筒状的圆形钢管，并对其对接部分进行电阻焊。之后，利用在圆形钢管的上下左右配置的辊沿管轴方向施加数％的拉深，以成型为方形状，制得表2所示的边长(mm)及板厚(mm)的辊轧成型方形钢管。

针对其余方形钢管用热轧钢板，通过冲压弯曲成型将截面形状形成为“ロ”字型或“コ”字型，并通过埋弧焊使之接合，制得表2所示的边长(mm)、板厚(mm)的冲压成型方形钢管。

从所制得的方形钢管(辊轧成型方形钢管、冲压成型方形钢管)采集试验片，实施以下所示的组织观察、拉伸试验、夏比冲击试验。

〔组织观察〕

组织观察用的试验片从方形钢管的包含焊接部的边部的相邻边部(将焊接部设为12点方向时的3点或9点侧的边部)采集。组织观察用的试验片从成为该相邻边部的平板部以使得观察面为热轧时的管轴方向截面且成为从管外表面起板厚t的1/4t位置的方式采集，在研磨后进行硝酸乙醇腐蚀来制备。

组织观察中，使用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描型电子显微镜(SEM、倍率：1000倍)观察方形钢管的平板部的从管外表面起板厚t的1/4t位置处的组织并拍照。根据所得的光学显微镜图像及SEM图像求出铁素体、珠光体、贝氏体及余量组织的面积率。

各组织的面积率使用从作为代表的1个平板部采集的试验片以5个视野以上进行观察，并采用各个视野中得到的值的平均值来计算。在此，将通过该组织观察得到的面积率设为各组织的体积率。

在此，铁素体为由扩散相变得到的生成物，其位错密度低且具有大致恢复后的组织。其中包括多边形铁素体及近似多边形铁素体。另外，贝氏体为位错密度高的板条状的铁素体与渗碳体的多相组织。

需要说明的是，在光学显微镜图像及SEM图像中不易识别马氏体和奥氏体。因此，根据所得到的SEM图像测定作为马氏体或奥氏体所观察到的组织的面积率，再从中减掉利用后述方法测得的奥氏体的体积率，将由此所得到的值设为马氏体的体积率。

奥氏体的体积率的测定中，通过X射线衍射进行。组织观察用的试验片以下述方式制备：在以衍射面位于钢管平板部的从管外表面起板厚t的1/4t位置的方式研削后，进行化学研磨以将表面加工层除去。测定中，使用Mo的Kα线，根据fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)面的积分强度求出奥氏体的体积率。

另外，平均圆当量直径(平均晶体粒径)及圆当量直径(晶体粒径)为40.0μm以上的晶粒的体积率使用SEM/EBSD法测定。对于晶体粒径而言，求出相邻晶粒间的取向差并以取向差为15°以上的边界为晶界来测定。根据所得到的晶界求出粒径的算术平均，设为平均晶体粒径。测定区域设为500μm×500μm，测定步长设为0.5μm。需要说明的是，在晶体粒径分析中，晶体粒径为2.0μm以下的晶粒作为测定噪声而被从分析对象排除，所得到的面积率与体积率相等。

〔拉伸试验〕

图4是分别示出平板部的拉伸试验片及角部的拉伸试验片的采集位置的概略图。图5是示出角部的拉伸试验片的详细采集位置的概略图。

拉伸试验中，如图4所示，以拉伸方向与管轴方向平行的方式，分别从方形钢管的平板部及角部采集JIS5号拉伸试验片及JIS12B号拉伸试验片。使用这些试验片，基于JIS Z2241的规定实施，测定屈服强度YS、拉伸强度TS，计算以(屈服强度)/(拉伸强度)所定义的屈服比。需要说明的是，平板部的拉伸试验片从方形钢管的包含焊接部的边部以外的边部(将焊接部设为12点方向时的3点、6点或9点侧的边部)处的、平板部的宽度中央部的位置(参照图4)采集。角部的拉伸试验片从方形钢管的角部的角部45°的位置(参照图5)采集。需要说明的是，试验片个数各为2片，计算其平均值以求出YS、TS、屈服比。

〔夏比冲击试验〕

图6是示出夏比试验片的采集位置的概略图。

如图6所示，夏比冲击试验中，使用在方形钢管的从管外表面起板厚t的1/4t位置处以试验片长边方向与管轴方向平行的方式采集的基于JIS Z 2242的规定的V形缺口标准试验片。基于JIS Z 2242的规定，于0℃的试验温度实施夏比冲击试验，求出吸收能(J)。需要说明的是，试验片个数各为3个，计算其平均值以求出吸收能(J)。

将所得到的结果示于表3。

[表1]

*1.成分组成中，上述以外的余量为Fe及不可避免的杂质。

[表2]

[表3]

*1.F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体、A：奥氏体

表3中，钢No.1、5、13、14、17、19、22、27～34、36～46、48为本发明例，钢No.2～4、6～12、15、16、18、20、21、23～26、35、47、49为比较例。

本发明例的方形钢管均为：钢组织以体积率计包含大于30％的铁素体、10％以上的贝氏体，铁素体与贝氏体的合计体积率为70％以上、95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，且在将由取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且圆当量直径为40.0μm以上的晶粒的体积率为30％以下。此外，平板部中的屈服强度为385MPa以上，平板部中的拉伸强度为520MPa以上，平板部中的屈服比为0.90以下，平板部中的0℃时的夏比吸收能为70J以上，平板部与角部的屈服比之差为0.09以下。

另一方面，对于比较例的No.2、6、18、20而言，由于均通过冲压弯曲成型而成型方形钢管，因此平板部与角部的屈服比之差大于0.09。

对于比较例的No.3而言，由于C的含量低于本发明的范围，因此平板部的屈服强度及拉伸强度成为本发明的范围外。

对于比较例的No.4而言，由于Mn的含量低于本发明的范围，因此，晶粒粗大化，平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的屈服强度、拉伸强度及0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.7而言，坯料加热温度高于本发明的范围，晶粒粗大化，平均晶体粒径及晶体粒径40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的拉伸强度及0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.8而言，930℃以下的合计压下率低于本发明的范围，无法抑制粗大贝氏体的生成，晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.9而言，精轧结束温度低于本发明的范围，热轧中途生成大量的铁素体，贝氏体的体积率小于10％。其结果，平板部的屈服强度及拉伸强度未达到期望的值。

就比较例的No.10而言，由于精轧结束温度高于本发明的范围，因此930℃以下的合计压下率低于本发明的范围，无法抑制粗大贝氏体的生成，晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.11而言，由于平均冷却速度低于本发明的范围，因此晶粒粗大化，平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的屈服强度、拉伸强度及0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.12而言，由于平均冷却速度高于本发明的范围，因此铁素体的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的屈服比未达到期望的值。

就比较例的No.15而言，由于冷却停止温度高于本发明的范围，因此贝氏体的体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的屈服强度及拉伸强度未达到期望的值。

就比较例的No.16而言，由于冷却停止温度及卷取温度低于本发明的范围，因此铁素体与贝氏体的合计体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的屈服比未达到期望的值。

就比较例的No.21而言，由于C的含量高于本发明的范围，因此铁素体与贝氏体的合计体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.23而言，由于Si的含量高于本发明的范围，因此未伴有组织的微细化，因固溶强化而使得屈服强度过度上升。其结果，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.24而言，由于Mn的含量高于本发明的范围，因此因固溶强化而使得屈服强度过度上升。其结果，平板部的屈服比未达到期望的值。

就比较例的No.25而言，认为由于P的含量高于本发明的范围，因此粒界强度降低。其结果，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.26而言，认为由于S的含量高于本发明的范围，因此生成MnS等成为破坏起点的粗大夹杂物。其结果，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

就比较例的No.35而言，由于C的含量低于本发明的范围，因此平板部的屈服强度及拉伸强度成为本发明的范围外。另外，作为硬质相的珠光体的生成被抑制，铁素体与贝氏体的合计体积率成为本发明的范围外。其结果，平板部的屈服比未达到期望的值。

就比较例的No.47而言，由于冷却停止温度和卷取温度低于本发明的范围，因此铁素体的体积率成为本发明的范围外，平板部的屈服比未达到期望的值。

就比较例的No.49而言，由于冷却速度低于本发明的范围，因此平均晶体粒径成为本发明的范围外，平板部的0℃时的夏比吸收能未达到期望的值。

附图标记说明

1 方形钢管

2 贯穿隔板

3 支承件

4 大梁

5 小梁

6 隔板

7 栓钉

Claims (6)

1.方形钢管，其为具有平板部和角部的方形钢管，

所述方形钢管的成分组成以质量％计含有

C：0.04％以上且0.50％以下、

Si：2.0％以下、

Mn：0.5％以上且3.0％以下、

P：0.10％以下、

S：0.05％以下、

Al：0.005％以上且0.10％以下、

N：0.010％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述方形钢管的从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织中：

以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，所述铁素体与所述贝氏体的合计相对于从管外表面起板厚t的1/4t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，

在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，所述晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且以圆当量直径计为40.0μm以上的所述晶粒的合计相对于1/4t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下，

所述平板部的屈服比YRf与所述角部的屈服比YRc满足式(1)，

YRc-YRf≤0.09……(1)。

2.根据权利要求1所述的方形钢管，其中，平板部的屈服强度为385MPa以上、平板部的拉伸强度为520MPa以上、平板部的屈服比为0.90以下、平板部的0℃时的夏比吸收能为70J以上。

3.根据权利要求1或2所述的方形钢管，其除了所述成分组成以外、以质量％计还含有选自下述A组及B组中的1组或2组：

A组：选自Nb：0.15％以下，Ti：0.15％以下，V：0.15％以下中的1种或2种以上；

B组：选自Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ca：0.010％以下、B：0.010％以下中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的方形钢管，其中，所述钢组织中以体积率计贝氏体为10％以上且小于40％。

5.方形钢管的制造方法，其中，

在将具有权利要求1或3中记载的成分组成的钢原料加热至加热温度为1100℃以上且1300℃以下后，

实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且850℃以下、且930℃以下的合计压下率为65％以上的热轧，

接下来，在以板厚中心温度计平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、且冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下实施冷却，

接下来，于450℃以上且650℃以下进行卷取并制成热轧钢板，

接下来，实施造管工序，其中，在通过冷辊轧成型将所述热轧钢板成型为圆筒状后、成型为方形状以制成方形的钢管。

6.建筑构造物，其中，将权利要求1～4中任一项所述的方形钢管作为柱件使用。

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