JP2020020028A - 高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供する。【解決手段】所定の成分組成を満たす円形鋼管用鋼板であって、板厚が７０ｍｍ以上であり、式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．４２質量％以下、式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５〜０．２７質量％、および式（３）で表される焼入性倍数ＤＩが１．０５以上を満たし、板厚の１／４位置における金属組織が硬質相と軟質相からなり、硬質相の分率が１５〜２７面積％、残部は軟質相であり、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１４９〜１８０、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２６０〜３３０であり、降伏比が７３％以下であり、降伏強度ＹＳが下記式（４）を満たすと共に、引張強度ＴＳが下記式（５）を満たす円形鋼管用鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管ならびにそれらの製造方法に関する。

土木、建築、橋梁などの溶接構造用の鋼板として、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板が用いられる。仮付け溶接や吊り工具の溶接等の様に小入熱かつビード長さの短い溶接を行うと、溶接熱影響部が硬化しやすい。溶接熱影響部が硬いと低温割れや遅れ破壊などの危険があるため予熱を行う。予熱は時間・コストを要するため低減することが求められている。よって鋼板には、予熱を低減しても、耐溶接割れ性、耐溶接硬化性に優れることが求められる。

また、建築構造物に使用される円形鋼管には、耐震安全性の観点から、降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）が８５％以下の低ＹＲを示すことが要求される。

低降伏比の鋼管と該鋼管の製造に供する鋼板に関して特許文献１〜３が挙げられる。尚、以下では鋼管の製造に供する鋼板を原板ということがある。

特許文献１には、厚鋼板を鋼管に成形した後に、ＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ）処理を施さなくても所定の機械的特性を発揮することができる引張強さ４９０ＭＰａ級以上の低降伏比冷間成形円形鋼管の製造方法が示されている。具体的に特許文献１には、所定の化学成分組成を有する鋼スラブを用い、適切な熱処理を施して厚鋼板を製造することによって、円形鋼管の板厚をｔ（ｍｍ）、外径をＤ（ｍｍ）、鋼管製品規格の降伏強さをＹＳ₀（ＭＰａ）以上、引張強さをＴＳ₀（ＭＰａ）以上、降伏比を８５％以下としたとき、前記鋼板における降伏強さが（ＹＳ₀−９８０ｔ／Ｄ）〜（ＹＳ₀−９８０ｔ／Ｄ＋１２０）（ＭＰａ）、鋼板の引張強さが（ＴＳ₀−５６０ｔ／Ｄ）〜（ＴＳ₀−５６０ｔ／Ｄ＋１００）（ＭＰａ）、鋼板の降伏比が（７５−８２ｔ／Ｄ）％以下、鋼板表裏面から深さ１ｍｍでの硬さがＨＶ１４０〜２００となるように夫々制御し、該鋼板をプレスベンド冷間成形で円形鋼管とすることが示されている。

特許文献２には、ＳＲ処理を施さなくとも、８０％以下の低降伏比および高靭性の建築丸柱用原板の製造方法が示されている。具体的には、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１７％、Ｓｉ：０．０６〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらにＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％からなる群から選択される１種または２種以上を含む鋼片を、１０００℃以上に加熱後熱間圧延し、その後Ａｒ₃点以上の温度から直ちに常温まで急冷し、再度７４０〜７８０℃の温度範囲から急冷し、その後４００℃以上５５０℃以下の温度範囲で焼戻すことが示されている。

特許文献３には、重量比でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ₁変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施し、且つ降伏比（ＹＲ）≦８０−０．８×ｔ／Ｄ（ｔ：板厚、Ｄ：鋼管外径）に制御した鋼板を用いて冷間成形により建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ²級鋼管を製作することが示されている。すなわち、ＳＲを施さずに鋼管を製造している。

特開２００７−２７０３０４号公報 特開平９−１６５６２２号公報 特開平６−２６４１４４号公報

特許文献１の様にＳＲを施さず曲げたままでは、鋼管の特性のばらつきが大きい。具体的には、８０ＭＰａ程度のＹＰのばらつきや１５ＭＰａ程度のＴＳのばらつきが、鋼管の板厚ｔ／外径Ｄの比率によらず生じると思われる。特に板厚７０ｍｍ以上では、特性評価のための試験片採取位置において歪の導入量が大きくなり、低ＹＲを実現することが難しい。また特許文献１では、板厚７０ｍｍ以上の厚い領域において、５５キロ級の強度と低いＹＲ、および低い炭素当量Ｃｅｑ、すなわち溶接性を兼備した厚鋼板は実現できていないと思われる。

特許文献２では、強度確保のために合金元素を多く添加しており、その結果、Ｃｅｑが高く溶接性を確保し難いと考えられる。または、合金元素の添加により鋼板のＹＲが高くなり、ＳＲを施した場合に、軟質相の硬さが低下せずＹＲが高いままと考えられる。また特許文献２において板厚を厚くすると、硬質相の割合が低減し原板ままでのＹＲが高くなると思われる。加えて、厚肉化による冷却速度低下とＳＲ処理により強度が低下し、機械特性を満足しない可能性がある。

特許文献３では、板厚７０ｍｍ超の鋼板において、５５キロ級の強度と低いＹＲを達成できているが、強度確保を目的に合金元素を添加しているためＣｅｑが高く、溶接性が悪いと考えられる。また特許文献３において、鋼管の特性のばらつきを抑えるためＳＲを行うと、強度が低下して機械特性を満足しない可能性があると思われる。

本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼板の板厚が７０ｍｍ以上と厚い範囲においても、高強度かつ低降伏比で優れた溶接性を示す円形鋼管用鋼板、および高強度かつ低降伏比で優れた溶接性を示す円形鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供することである。

態様１は、成分組成が、
Ｃ ：０．１２５〜０．１７０質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．６０質量％、
Ｍｎ：０．９０〜１．６０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００６５質量％、および
残部が鉄および不可避的不純物からなる円形鋼管用鋼板であって、
板厚が７０ｍｍ以上であり、
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．４２質量％以下、
下記式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５〜０．２７質量％、および
下記式（３）で表される焼入性倍数ＤＩが１．０５以上を満たし、
板厚の１／４位置における金属組織が硬質相と軟質相からなり、硬質相の分率が１５〜２７面積％、残部は軟質相であり、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１４９〜１８０、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２６０〜３３０であり、
降伏比が７３％以下であり、降伏強度ＹＳが下記式（４）を満たすと共に、引張強度ＴＳが下記式（５）を満たす円形鋼管用鋼板である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４…（１）
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）
Ｍｎ量が１．２０質量％以上の場合は、
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）
Ｍｎ量が１．２０質量％未満の場合は、
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（３．３３×［Ｍｎ］＋１）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）…（３）
ただし、上記式（１）〜（３）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＹＳ＝（３８５−８４０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）×０．７３（ＭＰａ）…（４）
ＴＳ＝（５４０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）…（５）
ただし、上記式（４）および（５）中のＤは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）を示す。

態様２は、更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｂ ：０質量％超、０．００３０質量％以下、および
Ｔｉ：０．００５質量％超、０．０３０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む態様１に記載の円形鋼管用鋼板である。

態様３は、更に、Ｃａ：０質量％超、０．００３０質量％以下を含む態様１または２に記載の円形鋼管用鋼板である。

態様４は、態様１〜３のいずれかに記載の円形鋼管用鋼板で形成された円形鋼管である。

態様５は、態様１〜３のいずれかに記載の円形鋼管用鋼板の製造方法であって、
鋼片を９５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率が３０％以上で、仕上圧延温度が８４０〜９６０℃の条件で行った後、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、８００℃以上の冷却開始温度から、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
次いで熱間圧延材を、焼入れ温度：７３５〜８５０℃、焼入れ加熱時間：５〜６０分で再加熱してから焼入れを行い、その後、焼戻し温度：ＤＩが１．４未満の場合は４００℃以上、６００℃未満、ＤＩが１．４以上の場合は４００℃以上、６５０℃以下、焼戻し時間：５〜６０分の条件で焼戻しを行う円形鋼管用鋼板の製造方法である。

態様６は、態様４に記載の円形鋼管を製造する方法であって、
態様１〜３のいずれかに記載の円形鋼管用鋼板を用い、
Ｄ／ｔ＝１０〜３０（Ｄは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ））を満たすよう曲げ加工を行う工程と、
４５０℃以上、６５０℃以下の温度で熱処理を施す工程をこの順に含む円形鋼管の製造方法である。

本発明によれば、鋼板の板厚が厚い領域においても、高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供することが可能である。

図１は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ１（鋼管のＴＳと鋼板のＴＳの差）を示したグラフである。 図２は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ２（鋼管の最大ＴＳと鋼管の最小ＴＳの差）を示したグラフである。 図３は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＹＳ（鋼管のＹＳと鋼板のＹＳの差）を示したグラフである。 図４は、軟質相の硬さと降伏比ＹＲの関係を示したグラフである。

鋼板の板厚が例えば約５０ｍｍ超と厚い場合、円形鋼管は、プレスベンドにて曲げ加工を行って製造される。この曲げ加工に伴って生じる歪により鋼板には転位が導入される。導入される転位は板厚が厚くなるほど大きくなる。よって、厚肉鋼管で５５キロ級以上の強度と低降伏比を実現するには上記転位を制御することが重要となる。

また、板厚が７０ｍｍ以上のより厚い鋼板に対して、Ｄ／ｔ（Ｄ：鋼管の直径、ｔ：鋼管の板厚）の値が小さい厳しい条件で加工を行うと、プレスの押しこみ位置に応じて特性のばらつきが大きくなる。そのため本発明では、鋼管製造後の熱処理（ＳＲ）が必須であり、ＳＲを実施することで鋼管の特性を安定して得ることができる。

低ＹＲを達成するための鋼板製造プロセスとして、熱間圧延後のＤＱ（直接焼入れ）−Ｑ’（二相域焼入れ）−Ｔ（焼戻し）プロセスが有効である。しかし、このプロセスでは高強度が得られにくい。原板の板厚が７０ｍｍ以上と厚くなると、特に高強度が得られにくい。

これらのことを考慮して検討を重ねた結果、鋼管の高強度と低ＹＲを実現するには、鋼管製造時の曲げ加工とＳＲを考慮して鋼板の特性範囲を定める必要があること、また、この鋼板の特性を確保するには、鋼板の組織において、硬質相と軟質相を存在させ、かつ各相の硬さと割合を適切な範囲に制御すればよいことが分かった。本発明では、低ＹＲを実現すべく、熱間圧延後に前記ＤＱ−Ｑ’−Ｔプロセスを採用するが、二相域焼入れ時に高温となっても転位を残存させて軟質相の硬さを適切な範囲とすべく、ＤＩを制御する必要があること、硬質相の硬さと硬質相の割合を適切な範囲とするには、合金元素を管理することが重要であること、更に、鋼板と鋼管の溶接性を確保するため、炭素当量Ｃｅｑを抑えることを前提に、上記合金元素の管理等を行う必要があることを見いだした。

以下、本発明の円形鋼管用鋼板の板厚、特性、組織、成分組成およびその製造方法、円形鋼管およびその製造方法について順に説明する。なお以下では、円形鋼管用鋼板、円形鋼管をそれぞれ単に、鋼板、鋼管ということがある。

１．板厚
本発明の鋼板は、板厚が７０ｍｍ以上であることを前提とする。板厚は、更に８０ｍｍ以上、より更には８５ｍｍ以上とすることができる。一方、本発明の鋼板に求める特性と、それを実現するための製造条件を考慮すると、板厚の上限は１００ｍｍ程度となる。

２．特性

（１）降伏比ＹＲ、降伏強度ＹＳ、および引張強度ＴＳ
降伏比ＹＲ：７３％以下、降伏強度ＹＳ：下記式（４）の範囲内、引張強度ＴＳ：下記式（５）の範囲内
ＹＳ＝（３８５−８４０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）×０．７３（ＭＰａ）…（４）
ＴＳ＝（５４０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）…（５）
ただし、上記式（４）および（５）中のＤは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）を示す。

本発明では、鋼管の特性として、ＹＳ≧３８５ＭＰａ、５５０ＭＰａ≦ＴＳ≦６７０ＭＰａ、およびＹＲ≦８５％を得ることを目標とした。そして上述の通り、鋼管製造時の曲げ加工とＳＲを考慮して、原板での狙い特性範囲、つまり鋼板の特性を上記の通り設定した。

原板での特性範囲を求めるべく実験を行った結果、次のことがわかった。即ち、ｔ／Ｄが大きくなると、曲げ加工時の転位導入が大きくなる。その後のＳＲ処理により大部分の歪が回復するが、ｔ／Ｄの値によっては歪みが残存してしまい、降伏比が高くなることがわかった。そのため、ｔ／Ｄに応じて原板の強度の目標値を設定する必要がある。尚、Ｄ／ｔは１０〜３０の範囲内であり、ｔ／Ｄは０．０３３〜０．１０の範囲内である。

上記鋼板のＹＳとＴＳの範囲は次の導出によるものである。鋼板から鋼管を製造した際の特性変化量の最小値を見積もった結果、以下の結果が得られた。また以下に示す通り、押し込み位置による特性変化を考慮して狙い目標値を設定した。

図１は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ１（鋼管のＴＳと鋼板のＴＳの差）を示したグラフである。ここでの「鋼管のＴＳ」とは、曲げた際の押しこみ位置により特性ばらつきが生じるが、その際の最小の値である。また図２は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ２（鋼管の最大ＴＳと鋼管の最小ＴＳの差）を示したグラフである。ばらつきは上限側のみ適用されるため、鋼板のＴＳの範囲について、（５５０−ΔＴＳ１（ｍａｘ））〜（６７０−ΔＴＳ１（ｍｉｎ）−ΔＴＳ２）、図１、２より（５５０−１０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６７０＋２０−３４０×ｔ／Ｄ＋２０−６００×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）、すなわち（５４０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）を導出した。

図３は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＹＳ（鋼管のＹＳと鋼板のＹＳの差）を示したグラフである。このグラフをもとに、鋼板のＹＳの範囲についても、上記鋼板のＴＳと同様に求めた。

ＹＲは、ｔ／Ｄによらず７３％以下とすることで目標とする鋼管の特性を安定して実現できる。ＹＲは、好ましくは７０％以下である。ＹＲは低いほど好ましくその下限は特に限定されないが、下限はおおよそ５０％である。

鋼板の上記特性評価に使用する試験片の採取位置は、鋼管外面側から板厚の１／４位置に相当する鋼板の位置、すなわち鋼管製造のための曲げ加工時にパンチと接触する鋼板表面から板厚の３／４の位置とするのがよい。ただし、鋼板（原板）の特性と組織は板厚中心に対して対称であり、鋼板表面から板厚の１／４の位置で評価しても同値となる。よって本発明では、表裏面を問わず、鋼板表面から板厚の１／４の位置において上記特性と組織の評価を行う。

（２）溶接性
本発明の鋼板には、鋼管製造に必要な溶接性も要求される。更に鋼管にも、溶接構造物の製造に必要な溶接性が要求される。本発明では、後記のＣｅｑを０．４２質量％以下とすることによって、溶接性が優れていると評価した。

３．組織
本発明の鋼板の金属組織は、板厚の１／４位置において硬質相と軟質相からなる。また、硬質相の分率が１５〜２７面積％であって、残部は軟質相である。更に、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１４９〜１８０、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２６０〜３３０である。以下、この組織について説明する。

上述した引張特性を、低Ｃｅｑ成分範囲で達成するには、硬質相と軟質相の各相の硬さと割合をそれぞれ制御する必要がある。

なお、本発明において「硬質相」とは、二相域に加熱時に生成する逆変態オーステナイト部を、その後、焼入れ焼戻しすることにより生成する相である。逆変態時に炭素および合金元素が濃縮し、セメンタイトが凝集している相である。具体的には、炭素濃度の高い、焼戻しベイナイトまたは、焼戻しマルテンサイトのいずれか１つ以上の組織を指す。

また本発明において「軟質相」とは、加熱、熱間圧延および熱間圧延後の冷却（加速冷却）により生成するベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライトが、その後の再加熱時、すなわち二相域加熱時に、オーステナイトに逆変態せず、高温で焼戻された組織であり、セル状の転位を含む。擬ポリゴナルフェライトは炭素固溶量が非常に小さいため、組織観察上セメンタイトの存在しない相である。ベイナイトは高温で焼戻されているため、非常に粗大な炭化物が生成している。硬さを測定する際は、粗大な炭化物を避けて測定する。

なお、本発明では、鋼板の製造工程において、焼戻しを４００℃以上で施すため、ＭＡ等の硬質脆化組織はなくなり存在しない。

鋼板の所望の特性、特に、高い引張強度と低降伏比を確保するには、鋼の全組織に占める硬質相の分率を適正化する必要がある。硬質相の分率を１５面積％以上に高めることによって、高い引張強度と低降伏比を確保できる。硬質相の分率は、好ましくは１７．０面積％以上、より好ましくは１８．０面積％以上である。一方、硬質相の分率が高すぎると、硬質相の硬さが低下しやすくなる。よって硬質相の分率は、２７面積％以下とする。好ましくは２６．０面積％以下、より好ましくは２５．０面積％以下である。

更に各相の硬さも適正化することで、高い引張強度と低降伏比をより確実に確保できる。特に軟質相の硬さの範囲を制御することで低降伏比を容易に実現することができる。軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は１４９以上である。軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は好ましくは１５２以上である。また軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は、１８０以下であり、好ましくは１７５以下である。軟質相の硬さは焼入れ時に決まることから、転位密度の高さに対応する軟質相の硬さはＤＩで制御する。ＤＩを高めることによって、軟質相の硬さを高めることができ、鋼板の高強度を達成できる。

硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）を２６０以上とすることで高強度を実現できる。硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は、好ましく２７０以上、より好ましくは２８０以上である。一方、硬質相の硬さが高すぎる場合は、非常に脆い相となり母材靭性が低下する。よって前記硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は３３０以下とする。硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は好ましくは３２０以下である。上記硬質相の硬さは、合金元素量の最適化により達成することができる。特にＣ量を厳格に制御するのがよい。

４．成分組成
本発明では、後記する各成分の範囲を満たした上で、下記式（１）〜（３）で示されるパラメータである、炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍおよび焼入性倍数ＤＩを各範囲内とする必要がある。以下、各パラメータについて説明する。

下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．４２質量％以下
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４…（１）
ただし、上記式（１）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は含有量をゼロとする。

Ｃｅｑは炭素等量と呼ばれる。本発明では、鋼板と鋼管の溶接性を確保する観点から、Ｃｅｑを０．４２質量％以下とする。Ｃｅｑは、好ましくは０．４０質量％以下である。溶接性確保の観点からはＣｅｑは低いほど好ましいため下限は特に限定されない。Ｃｅｑの下限は例えば０．３５質量％程度とすることができる。本発明では、溶接性確保の観点からＣｅｑを上記の通り低減している。しかしＣｅｑを小さくすると、強度が低くなるため、本発明では、Ｃｅｑの値を小さく抑えた上で、高強度を図ることが必要である。

下記式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５〜０．２７質量％
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）
ただし、上記式（２）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素は含有量をゼロとする。

Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれる。厚肉で拘束度が大きい鋼板においても、溶接割れを安定して抑制するため、このＰｃｍを０．２７質量％以下とする。好ましくは０．２６質量％以下である。低ければ低いほど好ましいが、本発明で規定の成分組成を考慮すると、その下限はおおよそ０．２０質量％程度である。

下記式（３）で表される焼入性倍数ＤＩが１．０５以上
Ｍｎ量が１．２０質量％以上の場合は、
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）
Ｍｎ量が１．２０質量％未満の場合は、
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（３．３３×［Ｍｎ］＋１）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）…（３）
ただし、上記式（３）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示し、含まない元素は含有量をゼロとする。

ＤＩは焼入性倍数と呼ばれ、焼入れ性を表わす指標となる。上述の通り鋼板の金属組織における軟質相の硬さを高め、鋼板の高強度を達成するため、ＤＩを１．０５以上とする。ＤＩは、好ましくは１．１０以上、より好ましくは１．２０以上である。ＤＩの上限は特に限定されないが２．００程度となる。

次に、各成分の範囲について説明する。

Ｃ：０．１２５〜０．１７０質量％
Ｃは、高強度化に寄与する元素であり、一方で溶接性を劣化させる元素でもある。本発明では、所望の組織、特に金属組織における硬質相の硬さを所定の範囲内として高強度を達成するため、Ｃ量を０．１２５質量％以上とする。Ｃ量は好ましくは０．１３０質量％以上である。Ｃ量が多くなると、強度は確保しやすくなるが、耐溶接割れ性の劣化を招く。本発明では、耐溶接割れ性を確保する観点から、Ｃ量は０．１７０質量％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１６５質量％以下である。

Ｓｉ：０．１０〜０．６０質量％
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素であり、また母材強度の向上にも有効な元素である。よってＳｉ量は、０．１０質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１５質量％以上であり、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、溶接性を確保する観点から、Ｓｉ量は、０．６０質量％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下、更に好ましくは０．４５質量％以下である。

Ｍｎ：０．９０〜１．６０質量％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性の向上に寄与する元素である。この効果を発揮させるため、Ｍｎを０．９０質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．００質量％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、ＭｎＳが粗大化し、母材靭性が劣化するため、Ｍｎ量の上限を１．６０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．５５質量％以下である。

Ｐ：０質量％超、０．０１５質量％以下
不可避的不純物であるＰは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｐ含有量を０．０１５質量％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０１０質量％以下である。工業上、Ｐ量を０質量％にすることは困難であり、下限は０．００２質量％程度である。

Ｓ：０質量％超、０．００８質量％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して衝撃特性や母材伸びを劣化させるため少ない方が好ましい。よって、Ｓ含有量は０．００８質量％以下に抑制する必要がある。Ｓ量は、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下である。工業上、Ｓ量を０質量％にすることは困難であり、下限は０．００１質量％程度である。

Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％
Ａｌは脱酸に必要な元素である。この効果を発揮させるため、Ａｌ量を０．０１０質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５質量％以上であり、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し衝撃特性が低下する。よってＡｌ量の上限を０．０８０質量％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。

Ｎ：０．００１０〜０．００６５質量％
Ｎは、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を発揮させるため、Ｎを０．００１０質量％以上含有させる。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。よってＮ量は０．００６５質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００６０質量％以下である。

本発明の鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。不可避的不純物には、例えばＯ、Ｓｂ等の他、０．００５質量％以下のＮｂも含まれる。Ｎｂは、軟質相の硬さを著しく上昇させるため添加せず、含まれる場合であっても、その量は、上記不可避的不純物程度である。また、Ｔｉを添加しない場合であっても、Ｔｉを不可避的不純物として０．００５質量％以下含む場合がある。なお、例えばＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定した元素がある。このため、本明細書における上記「不可避的不純物」とは、別途その組成範囲が規定された元素を除いたものを意味する。

本発明の鋼板は、成分組成において、上記元素を含み、式（１）〜（３）で表されるパラメータが所定の範囲内にあればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、高強度化をより容易に達成させたり、母材靭性等の向上に寄与する。以下、選択元素について述べる。

Ｃｕ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｂ ：０質量％超、０．００３０質量％以下、および
Ｔｉ：０．００５質量％超、０．０３０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、いずれも溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、焼入れ性を向上させ、母材の強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒、即ちγ粒の粗大化を防止し、母材靭性の向上に寄与する元素である。また、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性の劣化を防ぐ効果もある。

これらの効果を発揮させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有させる場合、各元素の含有量を、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。Ｖについては、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００５質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。Ｂについては、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０００５質量％以上である。Ｔｉについては、０．００５質量％超とすることが好ましい。

一方、これらの元素が過剰に含まれていると、原料コストの上昇を招くため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては、０．３５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０質量％以下である。Ｖについては、０．０５０質量％以下とすることが好ましい。Ｂについては、０．００３０質量％以下とすることが好ましい。またＴｉについては、０．０３０質量％以下とすることが好ましい。

Ｃａ：０質量％超、０．００３０質量％以下
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｃａ量を、０質量％超とすることが好ましく、０．０００５質量％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃａ量が過剰になると、介在物が粗大化し、割れの原因となる。よってＣａ量は、０．００３０質量％以下とすることが好ましい。

５．円形鋼管
本発明には、上記鋼板を用いて得られた円形鋼管も含まれる。円形鋼管として、後記する方法で製造された冷間円形鋼管が挙げられる。円形鋼管に求められる特性は、前述の通り、ＹＳ≧３８５ＭＰａ、５５０ＭＰａ≦ＴＳ≦６７０ＭＰａ、およびＹＲ≦８５％である。また、円形鋼管の外径Ｄの範囲は、７００〜３０００ｍｍであり、円形鋼管の板厚ｔの範囲は、７０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下である。円形鋼管の板厚ｔは、円形鋼管の製造に供する鋼板の板厚とほぼ同じである。本発明において、前述の通りＤ／ｔは１０〜３０の範囲内であり、ｔ／Ｄは０．０３３〜０．１０の範囲内である。

６．鋼板の製造方法
次に本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。該方法では、前記成分組成を満たす鋼片を９５０〜１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率が３０％以上、かつ仕上圧延温度が８４０〜９６０℃の条件で行った後、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、８００℃以上の冷却開始温度から、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで熱間圧延材を、焼入れ温度：７３５〜８５０℃、焼入れ加熱時間：５〜６０分で再加熱してから焼入れを行い、その後、焼戻し温度：ＤＩが１．４未満の場合は４００℃以上、６００℃未満、ＤＩが１．４以上の場合は４００℃以上、６５０℃以下、焼戻し時間：５〜６０分の条件で焼戻しを行う。これらの製造条件を規定した理由について説明する。

［加熱温度：９５０〜１２５０℃］
加熱温度が低いと、元素が固溶し難く、特に炭化物が再固溶せず、圧延やその後の熱処理で粗大化してしまう。そのため加熱温度は９５０℃以上とした。好ましくは９９０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、γが粗大となってしまい、焼入れ性が高くなり軟質相の分率が低下する。よって、加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。

［８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率：３０％以上］
本発明で求める特性を得るには、組織を均質化させることが重要である。そのためには、再結晶温度域での圧延を行って、オーステナイト粒を繰り返し再結晶させる必要がある。よって、８６０〜１０００℃の温度域における累積圧下率を３０％以上とする。累積圧下率は、好ましくは３５％以上である。なお、累積圧下率の上限はおおよそ７０％である。

［仕上圧延温度（ＦＲＴ）：８４０〜９６０℃］
仕上圧延温度が低温になると、熱間圧延時にオーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域での圧延となる。未再結晶域での圧下を増大させると、音響異方性が大きくなることから仕上圧延温度の下限を８４０℃とした。仕上圧延温度は、好ましくは８６０℃以上である。また仕上圧延温度は９６０℃以下とする。好ましくは９００℃以下である。

［平均冷却速度：２〜３０℃／ｓ］
前記熱間圧延後は、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、下記の冷却開始温度から冷却停止温度まで冷却する。熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度が遅いと、軟質相の硬さと、硬質相の分率が低下し、降伏強度が不足する。よって上記平均冷却速度は、２℃／ｓ以上とする。好ましくは３℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が過度に大きいと、硬質相の分率が必要以上に増加し、降伏比が上昇する。よって上記平均冷却速度は、３０℃／ｓ以下とする。好ましくは２０℃／ｓ以下である。

［冷却開始温度（ＳＣＴ）：８００℃以上］
上記平均冷却速度での冷却開始温度が、鋼板の表面温度で８００℃を下回ると、軟質なポリゴナルフェライトが生成し、母材強度の低下を招く。よって、上記平均冷却速度での冷却は、８００℃以上の温度から開始する。冷却開始温度は、好ましくは８４０℃以上である。なお、冷却開始温度の上限は特に限定されず、おおよそ、仕上圧延温度と同程度である。

［冷却停止温度（ＦＣＴ）：５００℃以下］
上記平均冷却速度での冷却を５００℃よりも高い温度域で停止すると、変態が完了せず、硬質相の硬さが低下し、強度、特に降伏強度が不足する。よって、冷却停止温度は５００℃以下とする。冷却停止温度は好ましくは４００℃以下であり、更に２００℃以下とすることもできる。尚、冷却停止温度の下限は特に限定されず、室温付近まで上記平均冷却速度で冷却してもよい。

前記冷却停止温度が、室温よりも高い場合、冷却停止温度から室温までは空冷とすればよい。

前記室温までの冷却を行った後、下記の焼入れ温度まで再加熱を行ってから焼入れを行い、次いで焼戻しを行う。以下、各条件について説明する。

［焼入れ温度：７３５〜８５０℃］
［焼入れ加熱時間：５〜６０分］
焼入れ温度は二相域の温度に該当する。この再加熱を二相域加熱という場合がある。焼入れ温度が低いと、逆変態分率が不足し、硬質相の分率が不足して高強度を達成できない。よって、焼入れ温度は７３５℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。一方、焼入れ温度が高いと、逆変態分率は増加するが、硬質相となる部分の成分濃縮が不足し、硬質相の硬さが低下する。よって、焼入れ温度は８５０℃以下とする。好ましくは８３０℃以下であり、更に８００℃以下とすることもできる。また、焼入れ加熱時間、すなわち焼入れ温度での保持時間が少ないと、元素が濃縮しづらく硬さを確保できない。よって、焼入れ加熱時間は５分以上とする。好ましくは１０分以上である。一方、焼入れ加熱時間が長いと、生産性が低下するため６０分以下とする。

前記保持後は、ほぼ室温まで焼入れを行う。焼入れは、水焼入れや油焼入れ等を行うことができる。前記二相域加熱によって逆変態したオーステナイトには、ＣをはじめとするＭｎ、Ｍｏ等の合金元素が濃縮しており、焼入れ性の高い状態となっている。よって、焼入れ時の平均冷却速度が遅くとも硬質相となりえるが、硬質相の硬さを確実に高めるため、焼入れは１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。

［焼戻し温度：ＤＩが１．４未満の場合は４００℃以上、６００℃未満、
ＤＩが１．４以上の場合は４００℃以上、６５０℃以下］
［焼戻し時間：５〜６０分］
本発明では、高強度を確保するためＤＩに応じて、焼戻し温度の範囲、特に焼戻し温度の上限を設定している。焼戻し温度が低温では、硬質相が硬くなりすぎて強度が必要以上に高くなる。よって、焼戻し温度の下限は、ＤＩによらず４００℃以上とする。焼戻し温度は、ＤＩによらず、４５０℃以上とすることが好ましく、４９０℃以上とすることがより好ましい。一方、焼戻し温度が高温になると、硬質相の硬さが低下し、強度不足となりやすく、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して降伏比が上昇する。よって焼戻し温度は、ＤＩが１．４未満の場合は６００℃未満、ＤＩが１．４以上の場合は６５０℃以下とする。焼戻し温度は、ＤＩが１．４未満の場合は５８０℃以下とすることが好ましく、ＤＩが１．４以上の場合は６１０℃以下とすることが好ましい。また、焼戻しの効果を得るため、焼戻し時間は５分以上とする。好ましくは１０分以上である。一方、生産性の観点から、焼戻し時間は６０分以下とする。

７．円形鋼管の製造方法

本発明の円形鋼管の製造方法について説明する。該方法では、前記鋼板を用いて、Ｄ／ｔ＝１０〜３０（但しＤ：円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔ：円形鋼管の板厚（ｍｍ））の範囲となるよう曲げ加工を行う工程と、４５０℃以上、６５０℃以下の温度で熱処理（ＳＲ）を施す工程をこの順に含む。本発明では、前記曲げ加工として冷間曲げ加工を行う。該曲げ加工の方法として、プレスベンド法が挙げられる。前記熱処理（ＳＲ）は、前記曲げ加工で導入された歪を除去するために行う。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す成分組成を満たす鋼片（スラブ）を常法により得た。表１において空欄は、その成分が検出されなかったことを意味する。上記鋼片を、表２−１、表２−２に示す加熱温度まで加熱してから、表２−１、表２−２に示す条件で熱間圧延と、熱間圧延直後の冷却を行った。なお、表２−１、表２−２における「圧下率」は、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率を示す。また、冷却停止温度から室温までは空冷とした。次いで、室温から表２−１、表２−２に示す焼入れ温度まで再加熱し、この焼入れ温度で表２−１、表２−２に示す焼入れ加熱時間保持した後、焼入れを行った。次いで、表２−１、表２−２に示す条件で焼戻しを行って、表２−１、表２−２に仕上厚として示す板厚の鋼板を得た。

前記焼入れ時および焼戻し時の加熱温度は、鋼板の板厚中心部の温度であり、熱処理炉の炉内雰囲気温度と在炉時間から差分法により計算するか、実験炉を用いた場合は同板厚のダミー材に熱電対を差し込んで実測した温度である。また、焼入れ・焼戻しの前の、加熱−熱間圧延−冷却時の温度は、鋼板の表面温度を測定した。なお、一般的な加熱炉での加熱では鋼板の板厚中心部も概ね表面温度と同等の温度となる。

得られた鋼板に対して、金属組織の評価を下記の要領で行うと共に、引張試験を下記の要領で実施して引張特性を評価した。本実施例では、いずれの例においても、得られる鋼管がＤ／ｔ＝１０、即ちｔ／Ｄ＝０．１であることを想定して特性の評価を行った。

［金属組織の観察］
金属組織の観察は以下のようにして実施した。
（１）圧延方向（鋼管の軸方向）に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、目的に応じて３％ナイタール溶液を用いて腐食し、硬質相および軟質相を現出させた。
（４）板厚ｔの１／４の部位において、現出させた組織から各相分率を算出した。

＜軟質相および硬質相の硬さの測定方法＞
軟質相と硬質相の各相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は、上記腐食されたサンプルを用い、マイクロビッカース硬度計を用いて測定した。測定荷重は０．０３Ｎとした。軟質相の硬さは、セメンタイトが存在しない部分の硬さを測定し、硬質相の硬さはセメンタイトが凝集している部分の硬さを測定した。この測定は、板厚の１／４の位置で少なくとも各相５点以上行った。

［引張試験（引張特性の評価）］
板厚の１／４の位置から圧延方向すなわち管軸方向（Ｌ方向）に丸棒引張試験片（ＪＩＳ４号試験片と同じ）を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳを測定し、降伏比ＹＲを求めた。そして、降伏強度が３０１〜４５０ＭＰａ、引張強度が５２３〜６１６ＭＰａ、降伏比が７３％以下のものを、高強度かつ低降伏比を示すと評価した。尚、下記表３−１、表３−２では、降伏強度、引張強度、降伏比をそれぞれ、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲと示す。これらの結果を表３−１、表３−２に示す。尚、表３−１、表３−２では、上記引張試験により求められたＵＥ（一様伸び）もあわせて示す。

更に、表１の鋼種Ｅを用いた試験Ｎｏ．２８の鋼板を用い、Ｄ／ｔ＝１０とＤ／ｔ＝１５の各条件で冷間曲げ加工を行った後、表４に示す温度でＳＲ処理を行って鋼管を得た。そして該鋼管を用い、鋼板と同様の丸棒試験片ＪＩＳ４号（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を用いた条件で引張試験を行った。試験片採取位置は、鋼管外面側から板厚の１／４位置である。その結果を表４に示す。

表１〜４の結果を考察する。

試験Ｎｏ．１〜６１は、本発明で規定する成分組成を満たし、かつ規定する条件で鋼板を製造したので、得られた鋼板は、所望の組織を有し、かつ高強度と低降伏比を実現できた。また。試験Ｎｏ．１〜６１の鋼板はＣｅｑが小さいことから、該鋼板を用いて円形鋼管を製造する際に、優れた溶接性も発揮し得ることがわかる。

これに対して、試験Ｎｏ．６２〜８０は、成分組成と製造方法の少なくともいずれかが規定する範囲を外れているため、所望の金属組織が得られず、強度、降伏比、溶接性の少なくともいずれかが劣る結果となった。

このうち、Ｎｏ．６２〜６５、７０、７１、および７７〜７９は、Ｎｂを添加したため軟質相の硬さが高くなり、ＹＲが高くなった。尚、Ｎｏ．７１はＣｅｑが高く、溶接性も確保できていない。

Ｎｏ．６６および６７は、ＤＩが規定範囲を下回っており、かつＮｏ．６７は焼戻し温度が高いため、いずれもＴＳが低くなった。

Ｎｏ．６８、６９および７２〜７６は、焼戻し温度が、ＤＩに対して設定した上限を超えて高めであったため、いずれもＴＳが低くなった。

Ｎｏ．８０は、焼入れ温度が低く、ガンマ域への逆変態量が少ないため、硬質相の分率が小さくなり、高強度を確保できなかった。

一例として、上記Ｎｏ．２８の鋼板を用い鋼管を製造した結果、得られた鋼管は、表４に示す通り、目標とするＹＳ≧３８５ＭＰａ、５５０≦ＴＳ≦６７０ＭＰａ、およびＹＲ≦８５％を満たした。本発明の鋼板を用いれば、所望の特性の鋼管が得られることがわかる。また、得られた鋼管は、Ｃｅｑの小さい鋼板を用いているため、例えば建築構造物の製造時に、優れた溶接性も発揮し得る。

本実施例で得られたデータを用いて作成した、軟質相の硬さと降伏比ＹＲの関係を示したグラフを図４に示す。図４から、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）を１４９〜１８０の範囲内とすることによって、ＹＲ７３％以下を実現できることがわかる。なお、図４中の楕円形の破線で囲んだ低ＹＲを示す比較例（■）は、強度が低いなど他の特性に劣る例である。またＮｏ．８０は、上述の通り強度不足の例である。

本発明の円形鋼管用鋼板は、高強度かつ低降伏比を示し、更に溶接性に優れているので、低降伏比で引張強さが５５０ＭＰａ級以上である円形鋼管の製造に好適である。該円形鋼管は、特に耐震性に優れており、建築構造物に好適に用いることができる。

Claims (6)

1. 成分組成が、
   Ｃ ：０．１２５〜０．１７０質量％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．６０質量％、
   Ｍｎ：０．９０〜１．６０質量％、
   Ｐ ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．００８質量％以下、
   Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．００６５質量％、および
   残部が鉄および不可避的不純物からなる円形鋼管用鋼板であって、
   板厚が７０ｍｍ以上であり、
   下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが０．４２質量％以下、
   下記式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５〜０．２７質量％、および
   下記式（３）で表される焼入性倍数ＤＩが１．０５以上を満たし、
   板厚の１／４位置における金属組織が硬質相と軟質相からなり、硬質相の分率が１５〜２７面積％、残部は軟質相であり、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１４９〜１８０、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２６０〜３３０であり、
   降伏比が７３％以下であり、降伏強度ＹＳが下記式（４）を満たすと共に、引張強度ＴＳが下記式（５）を満たす円形鋼管用鋼板。
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４…（１）
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）
   Ｍｎ量が１．２０質量％以上の場合は、
   ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）
   Ｍｎ量が１．２０質量％未満の場合は、
   ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（３．３３×［Ｍｎ］＋１）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）…（３）
   ただし、上記式（１）〜（３）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
   ＹＳ＝（３８５−８４０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）×０．７３（ＭＰａ）…（４）
   ＴＳ＝（５４０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（７１０−９４０×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）…（５）
   ただし、上記式（４）および（５）中のＤは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）を示す。
2. 更に、
   Ｃｕ：０質量％超、０．３５質量％以下、
   Ｎｉ：０質量％超、０．３５質量％以下、
   Ｃｒ：０質量％超、０．３５質量％以下、
   Ｍｏ：０質量％超、０．３５質量％以下、
   Ｖ ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
   Ｂ ：０質量％超、０．００３０質量％以下、および
   Ｔｉ：０．００５質量％超、０．０３０質量％以下
   よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の円形鋼管用鋼板。
3. 更に、Ｃａ：０質量％超、０．００３０質量％以下を含む請求項１または２に記載の円形鋼管用鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の円形鋼管用鋼板で形成された円形鋼管。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の円形鋼管用鋼板の製造方法であって、
   鋼片を９５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率が３０％以上、かつ仕上圧延温度が８４０〜９６０℃の条件で行った後、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、８００℃以上の冷却開始温度から、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
   次いで熱間圧延材を、焼入れ温度：７３５〜８５０℃、焼入れ加熱時間：５〜６０分で再加熱してから焼入れを行い、その後、焼戻し温度：ＤＩが１．４未満の場合は４００℃以上、６００℃未満、ＤＩが１．４以上の場合は４００℃以上、６５０℃以下、焼戻し時間：５〜６０分の条件で焼戻しを行う円形鋼管用鋼板の製造方法。
6. 請求項４に記載の円形鋼管を製造する方法であって、
   請求項１〜３のいずれかに記載の円形鋼管用鋼板を用い、
   Ｄ／ｔ＝１０〜３０（Ｄは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ））を満たすよう曲げ加工を行う工程と、
   ４５０℃以上、６５０℃以下の温度で熱処理を施す工程をこの順に含む円形鋼管の製造方法。

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