JP5480215B2 - 引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板およびその製造方法、並びに引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、主に建築構造物等に使用され、高強度で且つ強曲げ加工時も低降伏比で高い靭性を有する厚肉円形鋼管用鋼板、およびこうした鋼板を用いた低降伏比高強度厚肉円形鋼管に関するものであり、特に引張強さが７８０ＭＰａ以上で、最大板厚で８０ｍｍのような厚肉において、Ｄ／ｔ（Ｄ：鋼管直径、ｔ：鋼板の板厚）が１０〜２０のような強曲げ加工時においても降伏比が９０％以下、円形鋼管での衝撃特性（破面遷移温度）ｖＴｒｓが−２０℃以下を発揮するような引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管、およびこのような円形鋼管を得るための鋼板、並びにこうした鋼板を製造するための有用な方法等に関するものである。

近年、建築構造物の大型化、大スパン化に伴い、それに使用される鋼材の厚肉化、高強度化が進められている。また、使用する鋼材には、建築構造物の地震に対する安全性を確保する観点から、弾性変形後の塑性変形により地震エネルギーを吸収するという思想の下に、降伏応力ＹＳと引張強さＴＳとの比（ＹＳ／ＴＳ）で示される降伏比ＹＲを低くすることが求められ、その上限が規定されている。

一方、最近では建築構造物の意匠性や、梁の取り付けなどの構造設計上の自由度を高める観点から、円形断面を持つ鋼管柱の使用が拡大している。

上記のような円形鋼管は、遠心鋳造法や厚鋼板を冷間成形して製造されるが、建築構造物に用いられる円形鋼管は後者で製造される場合が多い。また、厚鋼板をプレスベンド法などにより、冷間成形して製造する方法では、鋼板が成形時に受ける歪み量の指標として、一般的に素材（鋼板）の板厚をｔ、鋼管の外径をＤとしたとき、前記Ｄ／ｔで表される径厚比が用いられる。このＤ／ｔの値が小さくなるのに伴って加工硬化量が大きくなり、降伏比ＹＲは上昇し、また靭性も劣化するため、耐震性の低下を招くことになる。特に、引張応力が作用する板厚１／２部位よりも鋼管外面側において降伏比ＹＲの上昇は顕著となる。そのため、低降伏比の鋼管を得るには、冷間成形による加工硬化量を考慮し、成形前の素材鋼板の降伏比ＹＲを十分に低くしておくことが必要となる。

上記のような鋼管に関する技術として、これまでも様々な技術が提案されている。例えば特許文献１および２には、低降伏比高強度鋼管用鋼板とその製造方法、および低降伏比高強度鋼管に関する技術が開示されている。これらの技術は、素材鋼板をベイナイトと硬質な島状マルテンサイトの混合組織とすることで、鋼管母材の降伏応力ＹＳを６５０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲを９０％以下としている。しかしながら、オンラインにて加速冷却後に加熱するための特殊な設備（例えば、誘導加熱設備等）が必要であるという問題がある。

また、特許文献３には、耐震性に優れた建築構造用７８０ＭＰａ級低降伏比円形鋼管およびその製造方法についての技術が提案されている。この技術は、鋼管のミクロ組織を、ベイニティックフェライト相：８０面積％以上、マルテンサイト相：５面積％以下とし、鋼管の表裏面から中央部の硬さを規定するものである。

この技術は、オンラインでの冷却後に再加熱することや、二相域焼入れ処理を行うことにより、軟質相と硬質相を生成させ、鋼管加工後も低降伏比特性を具備させるものであるが、硬質相の硬さが母相に対して大きくなく、板厚：８０ｍｍといった厚肉でＤ／ｔ＝１０のような強曲げ加工時、引張応力が作用する鋼管外面側にて低降伏比特性（ＹＲ≦９０％）を安定して満足できるものではなかった。

一方、冷間成形後に低降伏比の鋼管を得るのに有効な鋼板の低降伏比化についは、以下のような技術も提案されている。例えば、特許文献４には、音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法に関する技術が開示されている。この技術は、ベイニティックフェライトに対して所定の硬さ比を持つＭＡを活用して低降伏比を得ているものであるが、得られる母材靭性がｖＥ_-50のレベルでは、鋼管加工による靭性劣化を考慮すると、鋼管加工後に良好な靭性を安定して満足することは困難である。

また、特許文献５および６には、一様伸びおよび靭性に優れた７８０Ｎ／ｍｍ²級以上の低降伏比高張力鋼板とその製造方法について提案されている。これらの技術は、二相域加熱後空冷（二相域焼準）することで硬質相を生成させ、軟質相と硬質相の複合組織により低降伏比を発揮させるものである。しかしながら、これらの技術では、ＮｂやＶ等の析出強化元素が必須となっており、析出強化元素により軟質相が強化されるため、軟質相と硬質相の硬さ差が減少して、最大板厚：８０ｍｍといった厚肉で、Ｄ／ｔ＝１０〜２０のような強曲げ加工時には、鋼管での低降伏比を安定して得ることは困難である。

特開２００９−１６１８１１号公報 特開２００９−１６１８１２号公報 特開２００９−２５６７８０号公報 特開２００６−８９７８９号公報 特開平０５−１１２８４３号公報 特開平０５−１１２８２４号公報

本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、建築鉄骨用途では最高強度である引張強さ７８０ＭＰａ以上の円形鋼管について、特に最大板厚が８０ｍｍといった厚肉で、Ｄ／ｔ＝１０〜２０のような強曲げ加工時に、７８０ＭＰａ以上の高強度と９０％以下の低降伏比を両立すると共に、鋼管加工後にも良好な靭性を安定して達成することができる低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板およびその製造方法、並びにそのような鋼板を冷間成形した低降伏比厚肉円形鋼管を提案することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、およびＡｌ：０．０２〜０．０８％を満足する他、Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式で規定される焼入れ性指数ＤＩが８ｉｎｃｈ以上であると共に、下記（Ａ）、（Ｂ）および（Ｃ）の要件を満足することを特徴とする。

ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝｛１．１６×（［Ｃ］／１０）^1/2｝×（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） …（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。

（Ａ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、ベイナイトが９０面積％以上である、
（Ｂ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄが４μｍ以下である、
（Ｃ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、平均円相当直径が０．５〜３μｍで、ビッカース硬さＨｖが７００以上の島状マルテンサイトを３〜１０面積％で含んでいる。

本発明の引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板（以下、単に「円形鋼管用鋼板」と呼ぶことがある）には、その他必要によって、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００２５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて円形鋼管用鋼板の特性が更に改善される。

上記のような円形鋼管用鋼板を製造するに当たっては、前記化学成分組成からなる鋼片を９５０〜１２００℃に加熱し、板厚１／４部位（板厚をｔとしたとき、ｔ／４の厚さ位置）における温度が、オーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、Ａｒ₃変態点以上の温度から３〜２５℃／秒の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却した後、（Ａｃ₁変態点＋３０℃）〜（Ａｃ₃変態点−２０℃）の温度範囲まで再加熱して焼準し、その後、４５０〜５５０℃にて焼戻しを行う様にすれば良い。

上記のような円形鋼管用鋼板を用いて、プレスベンド法によって円形鋼管に成形することによって、良好な特性を発揮する引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管が実現できる。また、本発明の円形鋼管は、円形鋼管に成形した後、更に４００〜５００℃にて応力除去焼鈍が施されたものも包含する。

本発明によれば、鋼板（鋼管を構成する鋼板）の化学成分組成を適正に調整すると共に、ミクロ組織中のベイナイトおよび島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の分率を適切に制御し、且つ大角粒界で囲まれた領域のサイズとＭＡの大きさを適正に制御することによって、７８０ＭＰａ以上の高強度と低降伏比の両立を達成すると共に、鋼管成形時の曲げ加工に起因した靭性低下を抑制して優れた靭性を確保できる円形鋼管用鋼板が実現でき、こうした円形鋼管用鋼板を用いてプレスベンド法によって円形鋼管に成形することによって、良好な特性を発揮する引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管が実現できる。

大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄと鋼管靭性ｖＴｒｓとの関係を示すグラフである。 ＭＡ硬さと鋼管の降伏比ＹＲとの関係を示すグラフである。 ベイナイト分率と鋼管の引張強さＴＳとの関係を示すグラフである。 焼入れ性指数ＤＩとベイナイト分率との関係を示すグラフである。 ＭＡ分率と鋼管靭性ｖＴｒｓとの関係を示すグラフである。 ＭＡ分率と鋼管の降伏比ＹＲとの関係を示すグラフである。 ＭＡ平均円相当直径と鋼管靭性ｖＴｒｓとの関係を示すグラフである。 ＭＡ平均円相当直径と鋼管の降伏比ＹＲとの関係を示すグラフである。

本発明者は、上記課題を解決するため、特に最大板厚８０ｍｍのような厚肉で、Ｄ／ｔ＝１０〜２０のような強曲げ加工の冷間成形をして製造する鋼管における強度（引張強さ）、降伏比、および靭性に及ぼす各種要因について検討した。従来技術では、低降伏比を得るために軟質相と硬質相の複相組織としているが、強曲げ加工時の低降伏比化には限界がある。そこで、高強度の維持と低降伏比化を維持するため、本発明者は硬質相をより一層硬くすることに着目し、更に鋭意研究を重ねた。

その結果、板厚が３０〜８０ｍｍのような厚肉で、Ｄ／ｔ＝１０〜２０といった強曲げ加工の冷間成形をして製造する鋼管において、高強度と高靭性、更には低降伏比（ＹＲ≦９０％）を安定して達成するには、鋼板の化学成分組成を適正に調整した上で、鋼板の組織をベイナイト組織主体とし、組織単位を微細として靭性と強度を確保した上で、ＭＡの硬さ、ＭＡサイズ、ＭＡ分率を適切に制御することが重要であることを見出した。

また、上記組織を有する鋼板を得るには、化学成分組成を適正範囲に制御した鋼材を熱間圧延するに際し、適正な温度域で所定の圧下を加えた上で、冷却速度と冷却停止温度を制御した冷却処理を施し、その後、更に所定の二相域温度域に加熱し、空冷後、焼戻し処理を施すことが重要であることを見出した。本発明は、上記知見に、更に検討を加えてなされたものである。

本発明の円形鋼管用鋼板は、その化学成分組成を適正に調整する必要があるが、基本成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ）の範囲限定理由は、次の通りである。

［Ｃ：０．０２〜０．１５％］
Ｃは、鋼板の強度を高める効果があるが、耐割れ性等の溶接性を劣化させる元素でもある。Ｃ含有量が０．０２％未満では、必要な母材（鋼管）強度を確保することが困難になると共に、二相域焼準時に生成するＭＡの量の減少や硬さの減少を招き、降伏比低減効果が少なくなる。しかしながら、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、溶接部に島状マルテンサイト（ＭＡ）が過剰に生成して溶接熱影響部（ＨＡＺ）が硬くなり過ぎ、割れが発生しやすくなり、地震時の破壊の発生点となる。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）であり、好ましい上限は０．１２％以下（より好ましくは０．１０％以下）である。

［Ｓｉ：０．１０〜０．４０％］
Ｓｉは、強度向上に有効な元素である。こうした強化機構を発揮させるためには、Ｓｉは０．１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、母材靭性、ＨＡＺ靭性（溶接熱影響部の靭性）や溶接性が劣化するので、０．４０％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は０．３５％以下（より好ましくは０．３０％以下）である。

［Ｍｎ：１．５〜２．５％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、鋼板（即ち、鋼管）の強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、靭性が劣化するので、上限を２．５％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．６％以上（より好ましくは１．８％以上）であり、好ましい上限は２．４％以下（より好ましくは２．２％以下）である。

［Ｔｉ：０．００５〜０．０２％］
Ｔｉは、Ｎと窒化物（ＴｉＮ）を形成して熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を防止し、靭性向上に効果がある元素である。また、Ｎを固定することによりＢの焼入れ性を確保するのに有効である。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化して母材靭性が劣化するので、０．０２％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００８％以上（より好ましくは０．０１０％以上）であり、好ましい上限は０．０１８％以下（より好ましくは０．０１５％以下）である。

［Ｎ：０．００２〜０．００６％］
Ｎは、ＴｉＮ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。Ｎの含有量が０．００２％未満であると、ＴｉＮが不足し、加熱γ粒が粗大になり、靭性が劣化するので、０．００２％以上含有させる必要がある。またＮ含有量が過剰になって０．００６％を超えると、曲げ加工による脆化により、母材（鋼管）の靭性が劣化する。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２５％以上（より好ましくは０．００３％以上）であり、好ましい上限は０．００５５％以下（より好ましくは０．００５％以下）である。

［Ａｌ：０．０２〜０．０８％］
Ａｌは、脱酸、およびフリー窒素の固定によりＢの焼入れ性を確保するために必要な元素である。これらの効果を発揮させるためには、０．０２％以上含有させる必要があるが、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母材（鋼管）の靭性が低下するので、０．０８％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３％以上（より好ましくは０．０４％以上）であり、好ましい上限は０．０７％以下（より好ましくは０．０６％以下）である。

［Ｎｉ：２．５％以下（０％は含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％は含まない）およびＭｏ：０．５％以下（０％は含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上］
前記（１）式で規定される焼入れ性指数ＤＩを８ｉｎｃｈ以上とするために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎに加え、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏよりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する必要がある。各々の限定理由は以下の通りである。

［Ｎｉ：２．５％以下（０％は含まない）］
Ｎｉは、母材靭性・ＨＡＺ靭性の向上および焼入れ性を高めて強度を向上させると共に、Ｃｕ割れおよび溶接割れの防止にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、耐溶接割れ性が劣化し、圧延時にスケール疵が発生しやすくなるので、２．５％以下とする必要がある。尚、Ｎｉ含有量の好ましい上限は２．３５％以下（より好ましくは２．３％以下）である。また、上記効果を発揮させるためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上（より好ましくは０．５０％以上）である。

［Ｃｒ：２．０％以下（０％は含まない）］
Ｃｒは、焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であるが、Ｃｒ含有量が過剰になると、耐溶接割れ性が劣化するので、２．０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８５％以下（より好ましくは１．５％以下）である。また、上記効果を発揮させるためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．５％以上（より好ましくは０．８％以上）である。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％は含まない）］
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を向上させる元素であり、また炭化物を生成しやすい元素であるが、Ｍｏ含有量が過剰になると、焼入れ性が過剰となり、耐溶接割れ性が劣化するので、０．５％以下とする必要がある。尚、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％以下（より好ましくは０．４％以下）である。また、上記効果を発揮させるためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）である。

本発明の円形鋼管用鋼板において、上記基本成分の他は、鉄および不可避不純物（例えば、Ｐ，Ｓ等）からなるものであるが、溶製上不可避的に混入する微量成分（許容成分）も含み得るものであり（例えば、Ｚｒ，Ｈ等）、こうした円形鋼管も本発明の範囲に含まれるものである。但し、不可避不純物としてのＰ，Ｓ等については、下記の観点から、夫々下記の範囲に抑制する必要がある。

［Ｐ：０．０１２％以下（０％を含まない）］
不可避不純物であるＰは、母材（鋼管）、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすものであり、こうした不都合を招かない上でもその含有量を０．０１２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とするのが良い。

［Ｓ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳを形成して耐溶接割れ性を劣化させるので、できるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｓ含有量は０．００５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００３％以下とするのが良い。

本発明の円形鋼管用鋼板には、必要に応じて、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００２５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて円形鋼管用鋼板（および円形鋼管）の特性が更に改善される。これらの成分の範囲限定理由は次の通りである。

［Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、固溶強化によって、母材（鋼管）の強度を向上させるのに有用な元素であるが、Ｃｕ含有量が過剰になると、ガス切断時にＣｕ割れが生じることがあるので、１．０％以下とすることが好ましい。尚、上記効果を発揮させるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）であり、より好ましい上限は０．８０％以下である。

［Ｂ：０．００２５％以下（０％を含まない）］
フリーＢはγ粒界に存在し、焼入れ性を向上させて母材強度の向上をはかる上で有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、介在物が生成し母材靭性が劣化するので、０．００２５％以下とすることが好ましい。尚、上記効果を発揮させるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００３％以上（より好ましくは０．０００８％以上）であり、好ましい上限は０．００２％以下である。

［Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、ＭｎＳの球状化による耐溶接割れ性に対する無害化に有効な元素である。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えて過剰になると、介在物を粗大化させ、母材（鋼管）の靭性を劣化させる。尚、上記効果を発揮させるためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％以上（より好ましくは０．００１５％以上）であり、好ましい上限は０．００４０％以下（より好ましくは０．００３０％以下）である。

［ＤＩ：８（ｉｎｃｈ）以上］
前記（１）式で規定される焼入れ性指数ＤＩは、鋼の焼入れ性を示す指標（理想臨界直径に相当）であり、本発明では８ｉｎｃｈ以上とする必要がある。８ｉｎｃｈを下回ると本発明の円形鋼管用鋼板にて二相域加熱後空冷（焼準）時にポリゴナルなフェライトを生成し、ベイナイト主体組織とならず、強度の確保が困難になる。ＤＩの好ましい下限は９ｉｎｃｈ以上（より好ましくは９．５ｉｎｃｈ以上）である。尚、上記（１）式には、本発明の鋼板の基本成分として規定されるもの（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ）以外にも、必要によって含有される元素（例えば、Ｃｕ，Ｂ）や、本発明の鋼板で基本的に含有しない元素（例えば、Ｖ）も含まれるが、これらの元素を含有しないときには、その項目がないものとしてＤＩを計算し、これらの元素を含有するときには、上記（１）式に基づいてＤＩを計算すれば良い。

本発明の円形鋼管用鋼板においては、板厚１／４部位における組織をベイナイト主体組織とする必要がある。ここでベイナイト主体組織とは、ベイナイトの分率が９０面積％以上であることを意味する。また本発明における「ベイナイト」とは、ベイニティックフェライト、グラニュラベイニティックフェライトを含み、ポリゴナルフェライトを含まない趣旨である。ベイナイトの分率が９０面積％を下回り、ベイナイト以外の組織（例えばポリゴナルフェライト）が多くなると、他の要件（組織サイズ、ＭＡのサイズ、ＭＡ硬さ、ＭＡ分率）を満足していても、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。尚、ベイナイトの分率は好ましくは９５面積％以上であり、より好ましくは９７面積％以上である。

本発明の円形鋼管用鋼板においては、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄが４μｍ以下であることも重要である。ここで、平均円相当直径ｄは、隣接する２つの結晶粒の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域で、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値を意味する。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾斜角」とも呼ばれるものであり、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用して測定できる。上記のようにして規定される方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄが、４μｍよりも大きくなると、即ち地のベイナイト組織が粗大になると、鋼管加工時の靭性劣化により、鋼管での母材靭性確保が困難となる。平均円相当直径ｄは、好ましくは３．５μｍ以下であり、より好ましくは３μｍ以下である。

本発明の円形鋼管用鋼板では、鋼管加工後に高強度と高靭性、更には低降伏比を達成するために、上記ベイナイト主体組織に平均円相当直径で０．５〜３μｍ、ビッカース硬さＨｖが７００以上の島状マルテンサイト（ＭＡ）を３〜１０面積％で含む必要がある。ＭＡの平均円相当直径が０．５μｍ未満では、硬質なＭＡが降伏比を下げる効果が少なくなり、鋼管加工後の低降伏比を達成することができない。また、ＭＡの平均円相当直径が３μｍを超えると、降伏比の低減効果は大きくなるものの、割れの基点となりやすくなり、鋼管加工後での母材靭性が劣化する。尚、ＭＡの平均円相当直径の好ましい下限は１μｍ以上であり、好ましい上限は２μｍ以下である。

ＭＡのビッカース硬さＨｖが７００を下回ると、鋼管加工後の降伏比低減効果が少なくなり、鋼管加工後の低降伏比を達成することができない。好ましくは、８００以上（より好ましくは８５０以上）である。

またＭＡの分率が３面積％を下回ると、硬質なＭＡによる降伏比低減効果が少なく、鋼管加工後での低降伏比（ＹＲ≦９０％）を達成できなくなる。しかしながら、ＭＡの分率が１０面積％を超えると、降伏比の低減効果は大きくなるものの、割れの基点となりやすくなり、鋼管加工後での母材靭性が劣化する。尚、ＭＡの分率の好ましい下限は５面積％以上であり、好ましい上限は８面積％以下である。

本発明の円形鋼管用鋼板を製造するには、上記の様な化学成分組成からなる鋳片を、９５０〜１２００℃に加熱した後、板厚１／４部位においてオーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行ない、Ａｒ₃変態点以上の温度から３〜２５℃／秒の平均冷却速度（板厚方向平均冷却速度）で３５０℃以下まで冷却した後、（Ａｃ₁変態点＋３０℃）〜（Ａｃ₃変態点−２０℃）の温度に再加熱して焼準し、その後、４５０〜５５０℃にて焼戻しを行うようにすれば良い。そして、得られた鋼板を用いてプレスベンド法によって円形鋼管に成形すれば良い。各工程の条件を規定した理由は、次の通りである。

［鋳片を９５０〜１２００℃に加熱］
鋳片の加熱温度は、熱間圧延前の組織制御に大きく影響を与える。加熱温度が９５０℃未満であると、圧延最終パス（仕上げ圧延）温度が７５０℃未満となり、水冷前に表面からフェライトが析出し、７８０ＭＰａ以上の母材強度を確保することが困難となる。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、γ粒径の粗大化により母材靭性が劣化する。

［板厚１／４部位における温度が、オーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行なう］
鋼管加工時の靭性劣化を見込んで、鋼管用鋼板を高靭性にする必要がある。そのためには、オーステナイト未再結晶温度域にて、累積圧下率で４０％以上の圧下を加える必要がある。これにより、オーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延中に蓄積された歪と、後述する圧延後の冷却による下部ベイナイト化により、鋼管用鋼板でのベイナイトの組織単位を微細にし、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄを４μｍ以下とすることができ、鋼管加工後も高靭性を得ることができる。累積圧下率が４０％未満であると、上記効果が少なくなり、鋼管加工時の靭性劣化により鋼管での靭性が劣化する。累積圧下率は好ましくは４５％以上である。尚、板厚１／４部位における温度で管理するのは、該位置で引張試験、衝撃試験をなされることが多いため、その位置での組織制御が必要なためであり、後述する手法にてプロセスコンピュータにて計算した温度にて管理して圧延温度を制御することができる。また、ここでのオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率とは、オーステナイト未再結晶温度域での圧下前の板厚をｈ₀、最終圧下後（２段階以上の圧下を行う場合には最終段階）の板厚をｈ₁としたとき、（ｈ₀−ｈ₁）／ｈ₀で表される圧下率を意味する。

［Ａｒ₃変態点以上の温度から３〜２５℃／秒の平均冷却速度で冷却］
圧延後の冷却工程（加速冷却工程）は、組織制御のために重要な工程である。冷却速度が３℃／秒未満では、組織が粗い上部ベイナイト主体となり、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄが４μｍ以下を満足できなくなり、靭性が劣化する。このときの冷却速度は速い方が、ベイニティックフェライト組織を微細化して、靭性が向上する。

［冷却停止温度：鋼板の表面温度が３５０℃以下］
冷却停止温度によって、下部ベイナイトの存在形態が変化し、ベイナイトの組織サイズが変わることになる。冷却停止温度が３５０℃を超えると、低温変態組織が少なくなり、粗い上部ベイナイトが混在するようになり、靭性が劣化する。均一に変態させるために、冷却停止温度は３５０℃以下とする必要がある。

［（Ａｃ₁変態点＋３０℃）〜（Ａｃ₃変態点−２０℃）の温度に再加熱して焼準する］
低降伏比（ＹＲ≦９０％）特性を実現する軟質相と硬質相の複合組織を得るためには、Ａｃ₁変態点とＡｃ₃変態点間の二相域温度に加熱することが有効な手段である。二相域の温度に加熱することによって、一部は焼戻しにより軟質組織となり、一部はオーステナイト相に逆変態してその後の冷却で硬質組織となる。この二相域温度の制御によって、硬質相の分率や硬度を変化させ、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、降伏比ＹＲを制御することができる。また二相域加熱後の冷却速度を遅くする（空冷）ことによって（焼ならしを行う）、冷却中にＣを拡散させ、局部的な濃縮を促進させ、逆変態部の中でもきわめて硬質なＭＡを生成させることができる。再加熱温度が（Ａｃ₁変態点＋３０℃）未満の場合には、逆変態分率が低いため、逆変態部は成分が濃化し、非常に硬質なＭＡができやすくなるが、ＭＡ分率が少なくなり、鋼管の降伏比低減効果が小さくなると共に、７８０ＭＰａ以上の強度を確保できない。一方、再加熱温度が（Ａｃ₃変態点−２０℃）を超えると、逆変態分率が増加し、強度は高いが、逆変態部から生成するＭＡの分率も上昇し、靭性が劣化する。加えて、逆変態分率の増加に伴い、逆変態部の濃化が少なくなり、ＭＡの硬さも小さくなり、降伏比低減効果が小さくなる。

［４５０〜５５０℃の温度範囲で焼戻しをする］
焼戻し処理は、強度を低下させるが、二相域焼準で生成したＭＡの量を調整し、靭性を向上させるのに有効である。その場合、焼戻し熱処理が４５０〜５５０℃の温度範囲であれば、適正な降伏比ＹＲ、靭性を得ることができる。焼戻し温度が４５０℃未満であると、ＭＡが多量に存在し、靭性向上が十分ではない。一方、焼戻し温度が５５０℃を超えると、ＭＡの硬さが減少し、所望の低降伏比を得ることはできない。尚、二相域での熱処理、焼戻し処理はともに、後述の手法にてプロセスコンピュータにて計算した板厚１／４部位の温度を管理し、制御することができる。

［プレスベンド法によって円形鋼管に成形］
鋼板をプレス曲げ法によって、冷間曲げを行って円形鋼管とする。ラインパイプに適用されるような板厚：３０ｍｍ程度未満の鋼板であれば、ＵＯＥ成形法（Ｕｉｎｇ−Ｏｉｎｇ ｐｒｅｓｓ−ｅｘｐａｎｄｅｒ法）によって円形鋼管が製造できるが、建築構造物用円形鋼管では、板厚が厚く、強度が高いので、プレスベンド法（即ち、プレス曲げ加工）によって円形鋼管に成形する必要がある。こうした方法の適用では、Ｄ／ｔ：１０〜２０もの強加工を行うため、曲げ加工時に降伏比ＹＲの上昇、靭性の劣化が大きい。そのため、上記のように製造した鋼板を用いて、プレス曲げ成形を行うことによって、降伏比ＹＲの低い、靭性の優れた円形鋼管を製造することができる。

［円形鋼管の熱処理］
円形鋼管への成形後、応力除去焼鈍（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ：以下「ＳＲ熱処理」と呼ぶことがある）は、実施してもしなくても良い。ＳＲ熱処理を実施することにより、鋼管での強度（引張強さＴＳ、降伏比ＹＲ、靭性ｖＴｒｓ）を調整することができる。本発明方法によれば、高強度で降伏比ＹＲが低く、靭性も良好であるので、基本的にはＳＲ熱処理は行わなくても良いが、行う場合には、その熱処理温度は４００〜５００℃の温度範囲とすることが好ましい。熱処理温度が４００℃未満では、強度、降伏比、靭性への影響が少ない。一方、５００℃を超えると、強度の低下が大きくなり、７８０ＭＰａ以上の強度を確保できなくなる。

以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

［実施例１］
溶製炉によって、下記表１、２に示す各化学成分組成の鋼材を溶製し、溶製完了後、連続鋳造して得られたスラブに熱間圧延を施した後、直接焼入れ（ＤＱ）を行った（一部、空冷）。

尚、表１、２中の「−」の欄は、元素を添加していないことを示している。また、表１、２には、Ａｃ₁変態点（Ａｃ₁）、Ａｃ₃変態点（Ａｃ₃）、Ａｒ₃変態点（Ａｒ₃）およびオーステナイト未再結晶温度の上限を併記するが、これらＡｃ₁変態点、Ａｃ₃変態点およびＡｒ₃変態点およびオーステナイト未再結晶温度の上限は、夫々下記の方法で測定した。

＜Ａｃ_１変態点（加熱時オーステナイト変態開始温度）、およびＡｃ₃変態点（加熱時オーステナイト変態終了温度）の測定方法＞
加工フォーマスター試験片を、加熱速度１０℃／秒で常温から１０００℃まで加熱する過程において、体積が縮小し始める温度をＡｃ₁変態点、更に加熱を続けて体積が膨張し始める温度をＡｃ₃変態点とした。

＜Ａｒ₃変態点（圧延後の冷却時のフェライト変態開始温度）の測定方法＞
加工フォーマスター試験片を、１１００℃に加熱して１０秒間保持後、１０００℃で累積圧下率２５％の加工を行ない、更に９００℃で累積圧下率２５％の加工を施し、その後、８００℃から冷却速度１℃／秒で冷却し、冷却中に体積が膨張し始める温度をＡｒ₃変態点として求めた。

＜オーステナイト未再結晶温度の上限の測定方法＞
加工フォーマスター試験片を、１１００℃に加熱して１０秒間保持後、１０００℃で累積圧下率２５％の加工した後、１パスあたり１０％の圧下率で多パス加工を行い、１パス目の変形抵抗に対し、２パス目の変形抵抗が増加し始める温度をオーステナイト未再結晶温度の上限とした。

次に、オーステナイト−フェライト二相域または該二相域近傍まで加熱し、空冷を行った後に、焼戻しを行って、下記表３、４に示す各板厚の鋼板を得た。上記熱間圧延における温度、二相域加熱温度、焼戻し温度は、板厚１／４部位で計算した温度である。これらの条件を、下記表３、４に示す。

尚、表３、４の圧延終了時の板厚１／４部位の温度は、下記（ａ）〜（ｆ）の要領で求めたものである。
（ａ）プロセスコンピュータにおいて加熱開始から抽出までの雰囲気温度、在炉時間に基づき鋼片の表面から裏面までの任意の位置の加熱温度を算出。
（ｂ）その加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて算出しつつ圧延を実施。
（ｃ）鋼板表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測（但し、プロセスコンピュータ上においても計算は実施）
（ｄ）粗圧延開始時、終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板表面温度を、プロセスコンピュータ上の計算温度と照合。
（ｅ）計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、実測表面温度を計算表面温度に置き換えプロセスコンピュータ上の計算温度とする。
（ｆ）補正された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理した。

二相域（近辺）での熱処理温度（板厚１／４部位の温度）は下記（ｉ）、（ｉｉ）の要領で求めたものである。また、焼入れ温度（焼入れ開始時の板厚１／４部位の温度）および焼戻し温度（板厚１／４部位の温度）も同様にして求めた。
（ｉ）プロセスコンピュータにおいて、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度、在炉時間に基づき、鋼片の表面から裏面までの板厚方向の任意の位置の加熱温度を算出する。
（ｉｉ）算出された計算温度から、板厚１／４部位の温度を求める。

上記のようにして得られた鋼板について、金属組織の観察（ベイナイト分率）、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄ、ＭＡ分率、ＭＡの平均円相当直径（ＭＡサイズ）、ＭＡの硬さを、下記の方法によって測定した。

＜金属組織の観察＞
円形鋼管用鋼板のベイナイト分率は下記のようにして測定した。
（ａ）圧延方向に平行で且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する。
（ｂ）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、観察面の鏡面仕上げを行う。
（ｃ）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、ベイナイト組織の結晶粒界を現出させる。
（ｄ）板厚１／４部位において、現出させた組織を４００倍の倍率で写真撮影（ここでは６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影）し、フェライト組織を黒色に着色する。
（ｅ）次に、前記写真を画像解析装置に取り込む（前記写真の領域は４００倍の場合、１５０μｍ×２００μｍに相当する）。画像解析装置への取り込みは、いずれの倍率の場合も、領域の合計が１ｍｍ×１ｍｍ以上となるよう取り込む（即ち、４００倍の場合、上記写真を少なくとも３５枚取り込む）。
（ｆ）画像解析装置において、写真毎に黒色の面積率を算出し、全ての写真の平均値をフェライト分率（ポリゴナルフェライトフェライト分率）とし、さらに、後述するＭＡの分率を全体から差し引いたものをベイナイト分率とする。

＜ＥＢＳＰによる平均円相当直径ｄの測定方法＞
（ａ）圧延方向と平行な方向に切断した、板厚の表裏面部を含むサンプルを準備する。
（ｂ）♯１５０〜♯１０００までの湿式エメリー研磨紙、或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、観察面の鏡面仕上げを施す。
（ｃ）Ｔｅｘ ＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ社製のＥＢＳＰ装置を使用し、板厚方向の１／４部位において、測定領域：２００×２００（μｍ）、測定ピッチ：０．５μｍ間隔で測定し、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界として結晶粒径を測定した。このとき、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。
（ｄ）このようにして求められる大角粒界径の平均値を算出して、本発明における「大角粒界径（平均円相当直径ｄ）」とした。尚、大角粒界径が１．０μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外した。

＜ＭＡの分率、ＭＡの平均円相当直径（ＭＡサイズ）の測定方法＞
ＭＡの分率、平均円相当直径は下記の通りに測定した。
（ａ）圧延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する。
（ｂ）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、観察面の鏡面仕上げを行う。
（ｃ）研磨されたサンプルを、レペラ溶液を用いて腐食し、ＭＡを現出させる。このとき、光学顕微鏡写真上では白く着色されている。
（ｄ）板厚１／４部位において、現出させた組織を１０００倍の倍率で写真撮影（本実施例では６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影）する。次に、前記写真を画像解析装置に取り込む（前記写真の領域は、１０００倍の場合、６０μｍ×８０μｍに相当する）。画像解析装置への取り込みは、領域の合計が０．４ｍｍ×０．４ｍｍ以上となるよう取り込む（即ち、１０００倍の場合は上記写真を少なくとも３５枚取り込む）。
（ｅ）画像解析装置において、写真毎にＭＡの面積率、平均円相当直径を算出し、全ての写真の平均値をＭＡの面積率、平均円相当直径とする。

＜ＭＡの硬さ測定方法＞
ＭＡは非常に微細であるため、ＭＡの硬さについては、上記レペラ腐食されたサンプルを用い、ナノインデンテーション法を用い、以下のように測定した。ＭＡの硬さ測定装置として、Ａｇｉｌｅｎｔ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ社製のＮａｎｏ Ｉｎｄｅｎｔｅｒ ＸＰ／ＤＣＭを用い、板厚１／４部位にて少なくとも１０粒以上のＭＡを、押し込み深さを１００ｎｍにて測定し、ナノインデンテーション押し込み硬さから以下の式にて、ビッカース硬さＨｖに換算し、その平均値をＭＡの硬さとした。
Ｈｖ＝７６．２×（ナノインデンテーション硬さ）＋６．３

これらの測定結果を、下記表５、６に示す。尚、ベイナイト分率とＭＡ分率の合計で１００面積％に満たないものの残部は、ポリゴナルフェライトである。

上記のようにして得られた各円形鋼管用鋼板を用いて、プレスベンド法により円形鋼管を製造した。得られた円形鋼管について、必要によってＳＲ熱処理を施し、引張試験および衝撃試験を行い、組織観察を下記の要領で実施した。

＜引張試験＞
各鋼管の鋼管外面側の板厚１／４の部位から管軸方向にＪＩＳＺ ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ：０．２％耐力）、引張強さＴＳを測定し、降伏比ＹＲ（降伏応力ＹＳ／引張強さＴＳ）を求めた。合格基準は２回の平均値で、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上で、降伏比ＹＲが９０％以下のものを、引張特性、低降伏比が優れていると評価した。

＜シャルピー衝撃試験＞
各鋼管の鋼管外面側の板厚１／４部位から管軸方向にＪＩＳＺ ２２４２のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、ＪＩＳに準拠した方法で脆性破面率（若しくは延性破面率）を求め、（試験温度ｖｓ脆性破面率）の曲線から、脆性破面率が５０％となる脆性破面遷移温度ｖＴｒｓを求めた。そして、脆性破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下のものを、衝撃特性（鋼管靭性）が優れていると評価した。

これらの測定結果を、円形鋼管の外径Ｄ、径厚比（Ｄ／ｔ）、鋼管へのＳＲ熱処理を施したときの温度（「−」はＳＲ熱処理なし）と共に、下記表７、８に示す。

これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．１〜３、６〜１０、１７，２２、２３、２７〜３０のものは、本発明で規定する要件の全てを満足する本発明鋼であり、７８０ＭＰａ以上高強度と９０％以下の降伏比ＹＲを両立すると共に、鋼管加工後にも良好な靭性（ｖＴｒｓで−２０℃以下）を安定して達成することができることが分かる。

これらに対し、試験Ｎｏ．４、５、１１〜１６、１８〜２１、２４〜２６、３１〜４６のものは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化しており、発明の目的が達成できていない。即ち、試験Ｎｏ．４は鋳片段階の加熱温度が高過ぎる例であり、γ粒粗大化に起因して、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験Ｎｏ．５は、ＳＲ熱処理温度が高くなっている例であり、鋼管の強度が低下している。

試験Ｎｏ．１１〜１６は、本発明で規定する鋼板製造条件（累積圧下率、冷却開始温度、板厚方向平均冷却速度、冷却停止温度）のいずれかの要件が外れる例であり、いずれも方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．１８は、二相域加熱温度が低過ぎる例であり、逆変態分率が少ないために、ＭＡ分率が低く、逆変態しない、制御圧延、制御冷却で生成した微細なベイナイトが高温で焼戻しされた組織が主体であるため、鋼管の強度が低くなると共に降伏比が高くなっている。試験Ｎｏ．１９は、二相域加熱温度が高過ぎる例であり、逆変態分率が多くあるため、成分の濃化が進まず、ＭＡ硬さが低くなっており、鋼管の降伏比が高くなると共に、逆変態分率が過大なため、制御圧延、制御冷却により生成した微細なベイナイトがなくなり、粗大なベイナイトとなって方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄの粗大化を招き鋼管靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．２０は、二相域温度範囲での冷却速度が高過ぎる例であり、ＭＡ分率が低く、且つＭＡ硬さが低くなっており、鋼管の降伏比が高くなっている。試験Ｎｏ．２１は、鋼板焼戻し時の加熱温度が低くなっている例であり、ＭＡ分率が高く、鋼管の靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．２４は、鋼板焼戻し時の加熱温度が高くなっている例であり、ＭＡ硬さが低くなり、鋼管の降伏比が高くなっている。試験Ｎｏ．２５は、二相域熱処理を行なわなかった例であり、ＭＡが所定の要件（分率、サイズ、硬さ）を満足しておらず、鋼管の降伏比が高くなっている。試験Ｎｏ．２６は、板厚方向平均冷却速度が遅く、また二相域熱処理を行なわなかった例であり、ＭＡサイズが大きくなり、且つＭＡ硬さが低くなっており、鋼管の降伏比が高くなると共に、靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．３１〜４６のものは、製造条件は適切であるが、鋼板の化学成分組成が本発明で規定する要件を欠く例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．３１は、焼入れ性指数ＤＩが不足する鋼種（鋼種Ｂ１）を用いた例であり、焼入れ性が低下してポリゴナルフェライトの増加によりベイナイト分率が低くなって、鋼管の強度が低く、降伏比が高くなっている。

試験Ｎｏ．３２は、Ｃ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｂ２）を用いた例であり、ＭＡ分率が低くなっており、鋼管の強度が低く、降伏比が高くなっている。試験Ｎｏ．３３は、Ｃ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ３）を用いた例であり、ＭＡ分率が高くなっており、鋼管の降伏比は低いが、靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．３４は、Ｓｉ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｂ４）を用いた例であり、焼入れ性が低下してポリゴナルフェライトの増加によりベイナイト分率が低くなって、鋼管の強度が低くなっている。試験Ｎｏ．３５は、Ｓｉ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ５）を用いた例であり、ＭＡ分率が高くなっており、鋼管の降伏比は低いが、靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．３６は、Ｍｎ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｂ６）を用いた例であり、焼入れ性が低下してポリゴナルフェライトの増加によりベイナイト分率が低くなって、鋼管の強度が低くなっている。試験Ｎｏ．３７は、Ｍｎ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ７）を用いた例であり、ＭＡ分率が高くなっており、鋼管の降伏比は低いが、靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．３８は、Ｐ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ８）を用いた例であり、鋼管の靭性が劣化している。試験Ｎｏ．３９は、Ｓ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ９）を用いた例であり、ＭｎＳの生成によって鋼管の靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４０は、Ａｌ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ１０）を用いた例であり、粗大アルミナ介在物の生成によって鋼管の靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．４１は、Ｔｉ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｂ１１）を用いた例であり、ＴｉＮの生成が不足し、γ粒粗大化に起因して方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４２は、Ｔｉ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ１２）を用いた例であり、ＴｉＮが粗大化し、γ粒粗大化に起因して方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．４３は、Ｂ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ１３）を用いた例であり、鋼管の靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４４は、Ｎ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｂ１４）を用いた例であり、ＴｉＮの生成が不足し、γ粒粗大化に起因して方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。

試験Ｎｏ．４５は、Ｎ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ１５）を用いた例であり、フリーＮ量が多くなり、曲げ加工時に靭性が低下し、鋼管の靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４６は、Ｃａ含有量が多い鋼種（鋼種Ｂ１６）を用いた例であり、粗大な介在物（Ｃａ系介在物）が生成し、鋼管の靭性が劣化している。

これらのデータに基づき、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄと鋼管靭性ｖＴｒｓとの関係を図１に示す（但し、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄ、鋼管靭性ｖＴｒｓ以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄを４μｍ以下とすることによって、良好な鋼管靭性が達成されていることが分かる。

ＭＡ硬さと鋼管の降伏比ＹＲとの関係を図２に示す（但し、ＭＡ硬さ、鋼管の降伏比ＹＲ以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ＭＡ硬さを７００（Ｈｖ）以上とすることによって、鋼管の低降伏比が達成されていることが分かる。

ベイナイト分率と引張強さＴＳとの関係を図３に示す（但し、ベイナイト分率と引張強さＴＳ以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ベイナイト分率を９０面積％以上とすることによって、良好な鋼管靭性が達成されていることが分かる。

ＤＩとベイナイト分率との関係を図４示す（但し、ＤＩとベイナイト分率以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ＤＩを８（ｉｎｃｈ）以上とすることによって、ベイナイト分率が９０面積％以上確保できることが分かる。

ＭＡ分率と鋼管靭性ｖＴｒｓとの関係を図５に示す（但し、ＭＡ分率、鋼管靭性ｖＴｒｓ以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ＭＡ分率を１０面積％以下とすることによって、良好な鋼管靭性（ｖＴｒｓが−２０℃以下）が達成されていることが分かる。

ＭＡ分率と鋼管の降伏比ＹＲとの関係を図６示す（但し、ＭＡ分率と鋼管の降伏比ＹＲ以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ＭＡ分率を３面積％以上とすることによって、鋼管の降伏比ＹＲを９０％以下とできることが分かる。

ＭＡ平均円相当直径と鋼管靭性ｖＴｒｓとの関係を図７示す（但し、ＭＡ平均円相当直径と鋼管靭性ｖＴｒｓ以外は、本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ＭＡ平均円相当直径を３μｍ以下とすることによって、良好な鋼管靭性（ｖＴｒｓが−２０℃以下）が達成されていることが分かる。

ＭＡ平均円相当直径と鋼管の降伏比ＹＲとの関係を図８示す（但し、ＭＡ平均円相当直径と鋼管の降伏比ＹＲ以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択）。この結果から明らかなように、ＭＡ平均円相当直径を０．５μｍ以上とすることによって、鋼管の降伏比ＹＲを９０％以下とできることが分かる。

Claims (6)

1. Ｃ：０．０２〜０．１５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
   Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、
   Ｍｎ：１．５〜２．５％、
   Ｐ ：０．０１２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．００５％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
   Ｎ ：０．００２〜０．００６％、および
   Ａｌ：０．０２〜０．０８％を満足する他、
   Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式で規定される焼入れ性指数ＤＩが８ｉｎｃｈ以上であると共に、下記（Ａ）、（Ｂ）および（Ｃ）の要件を満足することを特徴とする引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。
   ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝｛１．１６×（［Ｃ］／１０）^1/2｝×（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） …（１）
   但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
   （Ａ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、ベイナイトが９０面積％以上である、
   （Ｂ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄが４μｍ以下である、
   （Ｃ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、平均円相当直径が０．５〜３μｍで、ビッカース硬さＨｖが７００以上の島状マルテンサイトを３〜１０面積％で含んでいる。
2. 更に、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００２５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。
3. 更に、Ｃａ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板を製造するに当たり、前記化学成分組成からなる鋼片を９５０〜１２００℃に加熱し、板厚１／４部位における温度が、オーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、Ａｒ₃変態点以上の温度から３〜２５℃／秒の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却した後、（Ａｃ₁変態点＋３０℃）〜（Ａｃ₃変態点−２０℃）の温度範囲まで再加熱して焼準し、その後、４５０〜５５０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板を用いて、プレスベンド法によって円形鋼管に成形したものである引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管。
6. 円形鋼管に成形した後、更に４００〜５００℃にて応力除去焼鈍が施されたものである請求項５に記載の引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管。

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