TWI825985B - 方形鋼管及其製造方法、熱軋鋼板及其製造方法、以及建築結構物 - Google Patents

方形鋼管及其製造方法、熱軋鋼板及其製造方法、以及建築結構物 Download PDF

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Abstract

本發明是提供：方形鋼管及其製造方法、熱軋鋼板及其製造方法。本發明的方形鋼管及熱軋鋼板，是具有既定的組成分，位於從管外表面及鋼板表面起算之厚度t的1/4t深度處的鋼組織，以體積百分率計，肥粒鐵是超過30%，變韌鐵是10%以上，肥粒鐵及變韌鐵的合計是75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵所選出的一種或兩種以上，將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑是50μm以上且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數是30個/mm 2以下，圓當量直徑為40.0μm以上的結晶粒，以體積百分率計，是20%以下。

Description

方形鋼管及其製造方法、熱軋鋼板及其製造方法、以及建築結構物
本發明是關於：特別適合使用於大型建築物的建築結構用構件之具有高強度與低降伏比，且低溫韌性優異的方形鋼管及其製造方法、作為方形鋼管的素材使用的熱軋鋼板及其製造方法、以及使用了這種方形鋼管之建築結構物。
近年來，使用在例如：工場、倉庫、商業施設等的大型建築物(以下，簡稱為建築物)的建築結構用構件，為了要藉由輕量化來達成削減施工成本，乃不斷地進行高強度化。尤其是作為建築物的柱材使用的具有平板部與角部的方形鋼管(角柱)，其平板部是被要求具有很高的強度。與此同時，使用於建築結構用構件的方形鋼管，則是基於耐震性的觀點考量，乃被要求同時兼具有很高的塑性變形能力與優異的低溫韌性。為了要達成這些的要求，必須選擇採用合適的方形鋼管的素材。
一般而言，方形鋼管是以熱軋鋼板(熱軋鋼帶)或厚鋼板為素材，將這種素材在冷間(意即在常溫環境下，以下，都稱為冷間)進行成形加工而製造出來的。在冷間進行成形加工的方法，係有：在冷間進行沖壓彎曲成形加工的方法或者在冷間進行滾壓成形加工的方法。
將素材進行滾壓成形加工而製造出來的方形鋼管(以下，有時也稱為：滾壓成形方形鋼管)，是先將熱軋鋼板在冷間進行滾壓成形加工而作成圓筒狀之中空的未封閉管之後，將其對接部分進行電縫焊接(也被稱為：電阻焊接)。然後，利用配置在圓形鋼管之上下左右的輥子，對於圓筒狀的圓形鋼管施加了在管軸方向上達到數%的伸長的加工，然後實施方形(角形)的成形加工來製造出方形鋼管。另外，還有：將素材實施沖壓彎曲成形加工而製造出來的方形鋼管(以下，有時也稱為：沖壓成形方形鋼管)，其是將厚鋼板在冷間實施沖壓彎曲成形加工而先製作成截面形狀呈ロ字型(四角形狀)，然後將對接部實施埋弧焊接來進行接合而製造成方形鋼管的情況；以及將截面形狀呈ㄇ字型(U字形狀)之配對的兩個構件互相對接，再將兩者實施埋弧焊接進行接合而製造成方形鋼管的情況。
滾壓成形方形鋼管的製造方法，與沖壓成形方形鋼管的製造方法相較，是具有：生產性較高，只要很短期間即可進行製造之優點。但是，就沖壓成形方形鋼管而言，平板部並沒有被施加冷間成形加工，只有角部會產生加工硬化，相對地，就滾壓成形方形鋼管而言，特別是在做成圓筒狀時所實施的冷間成形加工時，是在整個鋼管的圓周都被導入了沿著管軸方向之較大的加工變形。因此，滾壓成形方形鋼管，不僅是在角部就連在平板部也是具有：管軸方向的降伏比較高，低溫韌性較低的問題。
此外，就滾壓成形方形鋼管而言，管壁厚度愈大的話，滾壓成形加工時的加工硬化愈大，因此，降伏比變得愈高，韌性愈為降低。所以特別是在製造厚管壁的滾壓成形方形鋼管的情況下，必須考慮到因為實施滾壓成形加工所導致之降伏比的上昇、和韌性的降低之機械特性的變化，來選擇合適的素材。
對應於這種要求，例如：專利文獻1所提案之方形鋼管，是將平板部的微觀組織(細微組織)中之變韌鐵組織的面積百分率設定在40%以上。
專利文獻2所提案之焊接性及冷間加工部的塑性變形能力優異的方形鋼管，是將鋼成分及乾淨度設定在既定的範圍內。
專利文獻3所提案之具有低降伏比及高韌性的方形鋼管，是實施冷間成形來進行造管之後，又對於整個鋼管實施了消除應力退火。
專利文獻4所提案之方形鋼管，是將鋼成分設定在既定的範圍，將相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，該結晶粒的平均圓當量直徑是低於7.0μm，且圓當量直徑為40.0μm以上之該結晶粒的合計，以體積百分率計，是佔位於1/4t位置處之鋼組織整體的30%以下。
專利文獻5所提案之方形鋼管，是將鋼成分設定在既定的範圍，位於從鋼管的外表面起算之板厚度t的1/4t位置處的鋼組織，相對於肥粒鐵的面積百分率之變韌鐵與波來鐵的面積百分率之合計的比率為2.0以上且20.0以下，並且相對於波來鐵的面積百分率之變韌鐵的面積百分率之比率為5.0以上且20.0以下。
專利文獻6所提案之具有優異的韌性之低降伏比耐火用熱軋鋼板，以質量%計，是含有C≦0.02%、Si≦1.0%、Mn：0.05~2.0%、S≦0.02%、Al：0.01~0.1%、Nb：0.08~0.25%、Ti≦0.2%、B≦0.0020%，並且含有Ni、Cr、Sn、Cu的其中一種或兩種以上，且以總量計，是含有0.02%以上且0.3%以下，其餘部分是Fe及不可避免的雜質，而且Nb含量是符合Nb≧0.05+7.75C-1.98Ti+6.64N+ 0.000035/(B+0.0004)的關係，其金屬組織是肥粒鐵相佔體積百分率70%以上，且肥粒鐵粒徑以粒度編號換算，是10.5號以上且15號以下，在常溫時的降伏比是70%以下。
專利文獻7所提案之改善了韌性之適合用來作為建築結構用構件之方形鋼管用厚熱軋鋼板，其組成分以質量%計，是含有C：0.07~0.18%、Mn：0.3~1.5%、P：0.03%以下、S：0.015%以下、Al：0.01~0.06%、N：0.006%以下，其餘部分是Fe及不可避免的雜質，金屬組織是以肥粒鐵作為主相，以波來鐵或波來鐵及變韌鐵作為第二相，以既定的數式來定義的第二相的頻度是0.20~0.42，包含主相與第二相之平均結晶粒徑是7~15μm。
專利文獻8所提案之母材低溫韌性優異的大入熱焊接用高張力鋼板，其組成分以質量%計，係含有C：0.06~0.12%、Si：0.05~0.5%、Mn：1.0~1.8%、Al：0.01~0.06%、P：0.025%以下(不包含0%)、S：0.01%以下(不包含0%)、Nb：0.005~0.025%、Ti：0.005~0.03%、N：0.002~0.009%及B：0.0005~0.003%，並且以既定的數式所規定的碳當量Ceq是0.40%以下，其餘部分是鐵及不可避免的雜質，其金屬組織是以變韌鐵相作為主體，在位於從表面起算之深度t/4(t表示板厚度，以下亦同)位置處，將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的大角粒界所包圍的領域視為結晶粒時，將該結晶粒利用電子後方散亂繞射像法所測定到的平均圓當量直徑D A是10μm以下，並且將利用前述電子後方散亂繞射像法所測定到的前述結晶粒的粒徑，利用既定的數式的極值統計法所計算出來之預測最大粒徑D M設定在80μm以下。
專利文獻9所提案之高強度熱軋鋼板，其組成分以重量%計，係含有C：0.04~0.25%、N：0.0050~ 0.0150%及Ti：0.003~0.050%，並且是以既定的數式所計算出來的碳當量Ceq為0.10~0.45%的鋼，波來鐵相以面積百分率計，是落在5~20%的範圍，並且將平均粒徑為1~30μm的TiN以重量%為0.0008~0.015%的比率分散在鋼中，藉以製得在冷間加工後具有一樣的伸長率之優異的(換言之，低降伏比)的高強度熱軋鋼板。
專利文獻10所提案之構成冷間沖壓成形方形鋼管用厚鋼板之鋼的組成分中，從鋼成分(以質量%計)所計算出來的碳當量Ceq是0.33%以上且0.43%以下，焊接裂紋敏感性成分P CM是0.15%以上且0.24%以下，焊接熱影響部韌性指標f HAZ是0.30%以上且0.47%以下。並且專利文獻10的冷間沖壓成形方形鋼管用厚鋼板之鋼組織，是由肥粒鐵以及其餘部分的變韌鐵或波來鐵所構成的。
專利文獻11所揭示之方形鋼管用鋼板的製造方法，係將組成分以質量%計是含有C：0.05~0.20%、Si：0.10~0.40%、Mn：1.20~1.50%、Al：0.003~0.06%、Ti：0.005~0.050%，其餘部分是Fe及雜質，並且以既定的數式所定義的碳當量Ceq為0.34以上之鋼素材，進行加熱至900~1200℃之後，開始進行輥軋至Ar 3點以上之後，結束進行輥軋，然後，從Ar 3點以下至Ar 3點-400℃以下的溫度範圍是進行水冷，然後，以500℃以下的溫度實施回火處理。並且專利文獻11之方形鋼管用鋼板的鋼組織，是由軟質的肥粒鐵與硬質的變韌鐵或麻田散鐵所構成的。
專利文獻12所提案的熱軋鋼板，是將鋼組成分設定在既定的範圍，並且位於從鋼板表面起算之板厚度t的1/2t處的鋼組織，以體積百分率計，肥粒鐵是高於30%，變韌鐵是10%以上，該肥粒鐵及該變韌鐵的合計量，相對於1/2t位置處之整體鋼組織是佔70%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵所選出的一種或兩種以上，將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，該結晶粒的平均圓當量直徑是小於7.0μm，且圓當量直徑為40.0μm以上之該結晶粒的合計量，以體積百分率計，是佔1/2t位置處之整體鋼組織的30%以下。 [先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本特許第5385760號公報 專利文獻2：日本特許第4611250號公報 專利文獻3：日本特許第4957671號公報 專利文獻4：日本特許第6693606號公報 專利文獻5：日本特許第6813141號公報 專利文獻6：日本特許第4276324號公報 專利文獻7：日本特許第5589885號公報 專利文獻8：日本特許第5096087號公報 專利文獻9：日本特開平7-224351號公報 專利文獻10：日本特開2016-11439號公報 專利文獻11：日本特許第5655725號公報 專利文獻12：日本特許第6693607號公報
[發明所欲解決的問題]
然而，專利文獻1及2所揭示的技術，是以利用沖壓彎曲成形加工來製造方形鋼管作為前提。因此，如果將專利文獻1及2所揭示的技術，予以應用到冷間成形時機械特性將會大幅惡化之滾壓成形方形鋼管的話，則會有無法同時達成：降伏比與韌性的問題。又，專利文獻1及2所揭示的技術，僅針對於在0℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量(vE 0)進行評比，並未揭示出在低於0℃的低溫環境下之對於韌性進行評比的結果，而且也未提及是否能夠在低溫環境下使用。
專利文獻3所揭示的技術，則是為了獲得低降伏比及高韌性，在進行造管之後，必須對於方形鋼管實施熱處理。因此，與僅實施了冷間加工的方形鋼管相較，其製造成本將會變得非常高。專利文獻5所揭示的技術，在進行製造鋼素材時，在結束熱軋的粗軋工序之前的期間，必須將板厚中心溫度為1000℃以上的狀態下保持30秒以上的靜止狀態的次數，予以控制在1次以上且5次以下，因此，在生產性方面有尚待改善的技術課題。
專利文獻4所揭示的技術，則是為了要獲得低降伏比及高韌性，必須將製造熱軋鋼板時之合計軋縮率控制在65%以上，以及將板厚中心的平均冷卻速度控制在10℃/秒以上且30℃/秒以下，也就是需要很高的軋縮率以及很大的冷卻速度，因此，在能夠製造這種鋼板的設備上有所限制，這是其尚待改善的技術課題。
專利文獻6所揭示的技術，係將對於鋼的高強度化有很大幫助的元素也就是C的含量限制在0.02重量%以下。因此，會有：很難將滾壓成形加工後的降伏強度，予以穩定地控制在385MPa以上之問題。
專利文獻7所揭示的技術，包含主相與第二相在內的平均結晶粒徑是7~15μm。這種平均結晶粒徑之範圍的話，在滾壓成形加工後，會有：無法獲得拉伸強度520MPa以上的強度之問題。
專利文獻8所揭示的技術，是以變韌鐵相作為主體(70面積%以上)。因為硬質的變韌鐵的面積百分率很高，所以會有：鋼板的降伏比超過0.75之問題。
專利文獻9所揭示的技術，是軟質的肥粒鐵與硬質的波來鐵之複合組織鋼。因此，降伏比雖然很低，但是韌性不佳，所以會有：無法確保方形鋼管所需要的韌性之問題。
將專利文獻10的技術所製得的冷間沖壓成形方形鋼管用厚鋼板，予以應用在作為冷間滾壓成形方形鋼管之素材的情況下，則是因為在冷間滾壓成形加工時，在管軸方向被導入了加工變形，所以韌性會降低。因此，會有：無法確保方形鋼管所需要的韌性之問題。
利用專利文獻11的上述製造方法所製造的鋼板，係將降伏比設定在80%以下，因此，在實施了熱軋以及後續的冷卻之後，還必須實施回火處理。因此，在製造成本這一方面比較不利。
專利文獻12所揭示的技術，為了要獲得低降伏比及高韌性，必須將製造熱軋鋼板時的合計軋縮率，予以設定在65%以上，並且將板厚中心的平均冷卻速度，予以設定在10℃/秒以上且30℃/秒以下，也就是需要很高的軋縮率以及很大的冷卻速度，因此，在能夠製造這種鋼板的設備上有所限制，這是其尚待改善的技術課題。
本發明是有鑑於上述的情事而開發完成的，其目的是要提供：適合作為建築結構用構件之具有高強度與低降伏比且低溫韌性優異的方形鋼管及其製造方法、作為方形鋼管的素材之熱軋鋼板及其製造方法、以及使用了這種方形鋼管之建築結構物。此外，本發明特別適用於厚壁的方形鋼管以及適用於作為厚壁的方形鋼管使用之厚熱軋鋼板。
此外，針對本發明的方形鋼管所稱的具有「高強度」係指：在冷間(常溫下)進行滾壓成形加工而製造的方形鋼管(以下，有時候也稱為：冷間滾壓成形方形鋼管)之平板部所具有的降伏強度為385MPa以上，且平板部所具有的拉伸強度為520MPa以上的強度者而言。又，針對本發明的方形鋼管所稱的具有「低降伏比」係指：平板部的降伏比(=降伏強度/拉伸強度)為0.90以下者而言。又，針對本發明的方形鋼管所稱的具有「優異的低溫韌性」係指：上述方形鋼管之平板部在-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為110J以上者而言。此外，針對本發的熱軋鋼板所稱的具有「高強度」係指：進行冷間滾壓成形加工而製造之方形鋼管(以下，有時候也稱為：冷間滾壓成形方形鋼管)的素材也就是熱軋鋼板(方形鋼管用的熱軋鋼板)所具有的降伏強度為330MPa以上、拉伸強度為520MPa以上的強度者而言。又，針對本發明的熱軋鋼板所稱的具有「低降伏比」係指：上述熱軋鋼板的降伏比 (=降伏強度/拉伸強度)為0.75以下者而言。又，針對本發明的熱軋鋼板所稱的具有「低溫韌性優異的」係指：上述素材在-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為180J以上者而言。又，針對本發所稱的「厚壁」係指：鋼管壁厚度及鋼板厚度大於5mm且低於26mm者而言。此外，在本發明中，上述素材的熱軋鋼板係包含熱軋鋼帶。又，針對本發明中所稱的肉厚係指：方形鋼管的管壁厚度，板厚係指：熱軋鋼板的厚度。 [解決問題之技術手段]
如上所述，實施滾壓成形加工的熱軋鋼板，必須考慮到因為其實施了滾壓成形加工所導致之降伏比的上昇和韌性的降低之類的機械特性的變化，而做適當的選擇。本發明首先是針對於：能夠讓實施冷間滾壓成形加工來製造後之方形鋼管的平板部的降伏強度可以達到385MPa以上，平板部的拉伸強度可以達到520MPa以上，並且具有高塑性變形能力與優異的韌性之熱軋鋼板加以檢討。其結果，獲得了一種創見，就是：只要冷間滾壓成形方形鋼管用的素材也就是熱軋鋼板的機械特性，具體而言，只要讓降伏強度達到330MPa以上、拉伸強度達到520MPa以上、降伏比(=降伏強度/拉伸強度)為0.75以下、-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量達到180J以上的話即可。
並且針對於能夠符合上述的機械特性之冷間滾壓成形方形鋼管用的熱軋鋼板，更進一步檢討之結果，獲得了以下的創見(1)~(3)。
創見(1)，為了讓熱軋鋼板可以符合本發明的目的之降伏強度及拉伸強度，必須將C含量設定在0.04質量%以上，並且是以肥粒鐵與變韌鐵的混合組織來作為鋼板之主體組織。
創見(2)，為了讓熱軋鋼板可以符合本發明的目的之降伏比，必須將鋼板之其餘部分組織設定成：從硬質的波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵所選出的一種或兩種以上。
創見(3)，為了讓熱軋鋼板在已經具有可以符合上述創見(1)及創見(2)之鋼組織的條件下，還又具備可以符合本發明的目的之韌性，當將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所圍繞的領域視為結晶粒時，圓當量直徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率必須設定在20%以下。
此外，本發明人等，針對於方形鋼管更進一步檢討之結果，獲得了以下的創見(4)~(6)。
創見(4)，為了讓方形鋼管的平板部可以符合本發明的目的之降伏強度及拉伸強度，必須將C含量設定在0.04質量%以上。並且位於從方形鋼管的管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置(表層部)處的主體組織，必須是肥粒鐵與變韌鐵的混合組織。
創見(5)，為了讓方形鋼管在符合上述創見(4)的鋼組織的條件下，還可以獲得本發明的目的之平板部的低溫韌性，除了上述創見(4)的條件之外，位於從方形鋼管的管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置(表層部)的鋼組織，必須是：將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下，並且圓當量直徑40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下。
創見(6)，為了獲得上述的創見(4)及創見(5)的鋼組織，必須將組成分調整在合適的範圍內，並且將Nb與Ti的含量控制在特定的範圍。
本發明是基於上述的這些創見而開發完成的，且是由下列的要旨所構成的。 [1]一種方形鋼管，係具有：平板部與角部的方形鋼管， 平板部的組成分以質量%計，是含有 C：0.04%以上且0.45%以下、 Si：1.8%以下、 Mn：0.5%以上且2.5%以下、 P：0.10%以下、 S：0.05%以下、 Al：0.005%以上且0.100%以下、 N：0.010%以下、 Nb：0.005%以上且0.050%以下、 Ti：0.012%以上且0.100%以下、以及 其餘部分是Fe及不可避免的雜質， Nb與Ti的含量符合下列的數式(1)的關係， 將前述平板部的管壁厚度視為t時，位於從管外表面起算之厚度t的1/4t的深度位置處之平板部的鋼組織， 以體積百分率計，是肥粒鐵高於30%，變韌鐵為10%以上， 該肥粒鐵及該變韌鐵的合計是75%以上且95%以下， 其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中所選出的一種或兩種以上， 將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下， 並且圓當量直徑40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下， 1.20×%Nb≦%Ti ・・・數式(1) 此處的%Nb、%Ti是表示各元素的含量(質量%)。 [2]如上述[1]所述的方形鋼管，其中，平板部的降伏強度為385MPa以上，且平板部的拉伸強度為520MPa以上，平板部的降伏比為0.90以下，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為110J以上。 [3]如上述[1]或[2]所述的方形鋼管，其中，平板部除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從下列的元素所選出的一種或兩種以上， V：0.01%以上且0.15%以下、 Cr：0.01%以上且1.0%以下、 Mo：0.01%以上且1.0%以下、 Ni：0.01%以上且0.3%以下、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、 B：0.0003%以上且0.010%以下、 Cu：0.01%以上且0.5%以下。 [4]如上述[1]~[3]中的任一項所述的方形鋼管，其中，前述鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是10%以上且低於40%。 [5]一種方形鋼管的製造方法，係將具有上述[1]或[3]所記載的組成分之鋼素材，進行加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件，實施熱軋處理，接下來，以板厚中心溫度為準，再以2℃/秒以上且27℃/秒以下的平均冷卻速度，且冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下的條件，實施冷卻處理， 接下來，在440℃以上且650℃以下的溫度條件下進行捲取而作成熱軋鋼板， 接下來，實施：先利用冷間滾壓成形加工來將前述熱軋鋼板予以成形成圓筒狀，將對接部進行電縫焊接之後，再成形成四角形狀而作成方形鋼管的造管工序。 [6]一種建築結構物，其係使用如上述[1]~[4]中的任一項所述的方形鋼管作為柱材。 [7]一種熱軋鋼板，其組成分以質量%計，是含有 C：0.04%以上且0.45%以下、 Si：1.8%以下、 Mn：0.5%以上且2.5%以下、 P：0.10%以下、 S：0.05%以下、 Al：0.005%以上且0.100%以下、 N：0.010%以下、 Nb：0.005%以上且0.050%以下、 Ti：0.012%以上且0.100%以下、以及 其餘部分是Fe及不可避免的雜質， Nb與Ti的含量符合下列的數式(1)的關係， 位於從鋼板表面起算之板厚度t的1/4t位置處的鋼組織， 以體積百分率計，是肥粒鐵高於30%、變韌鐵為10%以上， 該肥粒鐵及該變韌鐵的合計是75%以上且95%以下， 其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中所選出的一種或兩種以上， 將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下， 並且圓當量直徑40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下， 1.20×%Nb≦%Ti ・・・數式(1) 此處的%Nb、%Ti是表示各元素的含量(質量%)。 [8]如上述[7]所述的熱軋鋼板，其之降伏強度為330MPa以上，並且拉伸強度為520MPa以上，降伏比為0.75以下，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為180J以上。 [9]如上述[7]或[8]所述的熱軋鋼板，其中，除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從下列的元素所選出的一種或兩種以上， V：0.01%以上且0.15%以下、 Cr：0.01%以上且1.0%以下、 Mo：0.01%以上且1.0%以下、 Cu：0.01%以上且0.5%以下、 Ni：0.01%以上且0.3%以下、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、 B：0.0003%以上且0.010%以下。 [10]如上述[7]~[9]中之任一項所述的熱軋鋼板，其中，前述鋼組織，以體積百分率計，變韌鐵是10%以上且低於40%。 [11]一種熱軋鋼板的製造方法，係將具有上述[7]或[9]所記載的組成分之鋼素材，進行加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件，實施熱軋處理，接下來，以板厚中心溫度為準，再以2℃/秒以上且27℃/秒以下的平均冷卻速度，且冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下的條件，實施冷卻處理，接下來，在440℃以上且650℃以下的溫度條件下進行捲取。 [發明之效果]
根據本發明，係可以提供：具有高強度及低降伏比，且低溫韌性優異的熱軋鋼板及其製造方法，而且可以提供：具有高強度及低降伏比，且低溫韌性優異的方形鋼管及其製造方法。
本發明是具有平板部與角部的方形鋼管以及作為其素材來使用的熱軋鋼板，方形鋼管的平板部及熱軋鋼板之組成分，以質量%計，是含有C：0.04%以上且0.45%以下、Si：1.8%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.10%以下、S：0.05%以下、Al：0.005%以上且0.100%以下、N：0.010%以下、Nb：0.005%以上且0.050%以下、Ti：0.012%以上且0.100%以下，其餘部分是Fe及不可避免的雜質，Nb與Ti的含量符合數式(1)的關係，位於從管外表面及鋼板表面起算之厚度(也就是肉厚t及板厚t的意思。以下亦同)之1/4t深度位置處的鋼組織，以體積百分率計，肥粒鐵是高於30%，變韌鐵是10%以上，該肥粒鐵及該變韌鐵的合計是75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中選出的一種或兩種以上，將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下，並且圓當量直徑40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下，1.20×%Nb≦%Ti ・・・數式(1) 此處的%Nb、%Ti是表示各元素的含量(質量%)。
以下，將說明本發明的方形鋼管及其製造方法、以及熱軋鋼板及其製造方法。
首先說明在本發明中限定了方形鋼管及熱軋鋼板之組成分的理由。在本說明書中，如果沒有特別聲明的話，表示鋼的組成分的「%」都是「質量%」。又，本發明的方形鋼管，因為是將熱軋鋼板在冷間(常溫下)利用滾壓成形加工的方法所製造出來的，因此，平板部與角部都是由同一熱軋鋼板所構成的，平板部與角部的組成分都是相同的。另外，焊接部則是在焊接時被加熱至高溫，因此會與大氣中的氧氣產生反應而氧化，而會有變成與平板部和角部不同的組成分之可能性。因為焊接部的體積佔據方形鋼管整體體積的比例很少，所以焊接部的組成分對於方形鋼管之特性的影響很小，焊接部的組成分與平板部的組成分，無論是相同也好，不同也好。
C：0.04%以上且0.45%以下 C是可以藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素。此外，C也是可以促進波來鐵的生成，提高淬火硬化性而有助於變韌鐵的生成之元素。為了確保本發明所期望之強度及降伏比，必須將C含量設定在0.04%以上。然而，C含量超過0.45%的話，硬質相的比率太高，韌性會降低，而且方形鋼管之平板部的降伏比將會超過0.90而變成無法獲得所期望的降伏比。此外，焊接性也會惡化。因此，將C含量設定在0.04%以上且0.45%以下。C含量是在0.08%以上為宜，更好是超過0.12%，更優是在0.14%以上。又，C含量是在0.30%以下為宜，更好是在0.25%以下，更優是在0.22%以下。
Si：1.8%以下 Si是可以藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素，可以因應必要來含有Si。為了要獲得這種效果，是將Si含量設定在0.01%以上為宜。但是，Si含量超過1.8%的話，很容易在電縫焊接部產生氧化物，焊接部特性會降低。此外，電縫焊接部以外之母材部的韌性也會降低。因此，乃將Si含量設定在1.8%以下。Si含量是在0.01%以上為宜，更好是在0.10%以上。又，Si含量是在0.5%以下為宜，更好是在0.4%以下，更優是在0.3%以下。
Mn：0.5%以上且2.5%以下 Mn是可以藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素。此外，Mn也是可降低肥粒鐵開始變態的溫度而有助於組織的細微化之元素。為了確保本發明所期望之強度及組織，必須將Mn含量設定在0.5%以上。然而，Mn含量超過2.5%的話，變韌鐵組織的生成量變成太多，導致方形鋼管之平板部的降伏比超過0.90因而無法獲得所期望的降伏比。此外，Mn含量超過2.5%的話，在電縫焊接部很容易生成氧化物，焊接部特性會較低。因此，乃將Mn含量設定在0.5%以上且2.5%以下。Mn含量是在0.7%以上為宜，更好是在0.9%以上，更優是在1.0%以上。又，Mn含量是在2.0%以下為宜。
P：0.10%以下 P是會偏析在結晶粒界而導致材料的不均質，因此，雖然是被視為不可避免的雜質而儘可能地減少為宜，但是，可以容許的P含量是在0.10%以下。因此，乃將P含量設定在0.10%以下的範圍內。P含量是在0.03%以下為宜，更好是在0.020%以下，更優是在0.015%以下。此外，P含量的下限雖然沒有特別地規定，但是，過度地減少的話，將會導致製煉成本的上昇，因此將P含量設定在0.002%以上為宜。
S：0.05%以下 S在鋼中，通常是以MnS的狀態存在，MnS在熱軋工序中將會被延伸成很薄，因而對於延性帶來不良影響。因此，在本發明中，雖然是將S含量儘可能地減少為宜，但是，可以容許的S含量是在0.05%以下。因此，乃將S含量設定在0.05%以下。S含量是在0.015%以下為宜，更好是在0.010%以下，更優是在0.008%以下。此外，S含量的下限雖然沒有特別地規定，但是，過度地減少的話，將會導致製煉成本的上昇，因此將S含量設定在0.0002%以上為宜。
Al：0.005%以上且0.100%以下 Al是可以作為強力的脫氧劑來發揮作用之元素。為了要獲得這種效果，必須將Al含量設定在0.005%以上。但是，Al含量超過0.100%的話，焊接性將會惡化，並且氧化鋁系夾雜物會變多，表面性狀會惡化。而且焊接部的韌性也會降低。因此，乃將Al含量設定在0.005%以上且0.100%以下。Al含量是在0.010%以上為宜，更好是在0.015%以上。又，Al含量是在0.070%以下為宜，更好是在0.050%以下。
N：0.010%以下 N是不可避免的雜質，是藉由將差排的運動予以牢牢地固定而具有降低韌性的作用之元素。雖然在本發明中，N是被視為雜質，儘可能地減少為宜，但是，可以容許的N含量是在0.010%以下。因此，將N含量設定在0.010%以下。N含量是在0.0080%以下為宜，更好是在0.0040%以下，更優是在0.0035%以下。此外，過度地減少的話，將會導致製煉成本的上昇，因此是將N含量設定在0.0010%以上為宜，設定在0.0015%以上更好。
Nb：0.005%以上且0.050%以下 Nb在鋼中會形成細微的碳化物、氮化物，是可透過析出強化作用而有助於提昇鋼的強度之元素。為了要獲得這種效果，必須將Nb含量設定在0.005%以上。然而，Nb含量超過0.050%的話，將會形成粗大的碳化物、氮化物，而且將會促進後述的那種長徑與短徑的比值很大之結晶粒的形成，而有導致韌性降低之虞慮。因此，乃將Nb含量設定在0.005%以上且0.050%以下。Nb含量是設定在0.006%以上為宜，更好是在0.007%以上，更優是在0.008%以上。又，Nb含量是設定在0.045%以下為宜，更好是在0.035%以下。
Ti：0.012%以上且0.100%以下 Ti在鋼中會形成細微的碳化物、氮化物，是可透過析出強化作用而有助於提昇鋼的強度之元素。此外，適量地添加Ti的話，並不會促進粗大的結晶粒的生成，而可以提昇強度，是在本發明中最重要的元素之一。為了要獲得這種效果，必須將Ti含量設定在0.012%以上。然而，Ti含量超過0.100%的話，將會形成粗大的碳化物、氮化物，而會有導致韌性降低之虞慮。因此，乃將Ti含量設定在0.012%以上且0.100%以下。Ti含量是設定在0.015%以上為宜，更好是在0.017%以上，更優是在0.018%以上。又，Ti含量是設定在0.090%以下為宜，更好是在0.070%以下。
1.20×%Nb≦%Ti 此處的%Nb、%Ti是表示各元素的含量(質量%)。在本發明中，是將Nb與Ti的含量設定在上述的範圍，並且必須符合1.20×%Nb≦%Ti的關係。藉由符合這個關係式，才可以獲得後述的那種長徑為50μm以上，且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下之金屬組織。另外，在1.20×%Nb＞%Ti的情況下，則因為長徑為50μm以上，且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數超過30個/mm 2的緣故，將會導致低溫韌性的降低。因此，是以1.50×%Nb≦%Ti為宜，更好是2.30×%Nb≦%Ti。
其餘部分是Fr及不可避免的雜質。然而，在不損及本發明之效果的範圍內，也可以在含量為0.005%以下的範圍內含有O。也可以在不可避免的雜質之中含有V：低於0.01%、Cr：低於0.01%、Mo：低於0.01%、Cu：低於0.01%、Ni：低於0.01%、Ca：低於0.0005%、B：低於0.0003%。
上述的成分是本發明之方形鋼管的基本組成分。只要有上述的必須元素即可獲得本發明所期望的特性，但是，還可以因應必要來含有下列的元素。
從V：0.01%以上且0.15%以下、Cr：0.01%以上且1.0%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下、Cu：0.01%以上且0.5%以下、Ni：0.01%以上且0.3%以下、Ca：0.0005%以上且0.010%以下、B：0.0003%以上且0.010%以下之中選出的一種或兩種以上 首先，說明V：0.01%以上且0.15%以下、Cr：0.01%以上且1.0%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下的情況。V、Cr、Mo都是可以提高鋼的淬火硬化性，而可以提昇鋼的強度之元素，可以因應必要來含有這些元素。為了想要獲得上述的效果而含有V、Cr、Mo的情況下，其含量分別是設定成V：0.01%以上、Cr：0.01%以上、Mo：0.01%以上為宜。更好是分別設定成V：0.02%以上、Cr：0.10%以上、Mo：0.10%以上。另外，如果過度含有的話，將會有導致韌性降低及焊接性惡化之虞慮。因此，如果想要含有V、Cr、Mo的話，是分別設定成V：0.15%以下、Cr：1.0%以下、Mo：1.0%以下為宜。更好是分別設定成V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下。
其次，說明Cu：0.01%以上且0.5%以下、Ni：0.01%以上且0.3%以下的情況，Cu、Ni都是可以藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素，可以因應必要來含有Cu、Ni。為了想要獲得上述的效果而含有Cu、Ni的情況下，是將其含量分別設定成Cu：0.01%以上、Ni：0.01%以上為宜。更好是分別設定成Cu：0.10%以上、Ni：0.10%以上。另外，如果過度含有的話，將會有導致韌性降低及焊接性惡化之虞慮。因此，想要含有Cu、Ni的話，是將其含量分別設定成Cu：0.5%以下、Ni：0.3%以下為宜。更好是分別設定成Cu：0.40%以下、Ni：0.20%以下。
Ca：0.0005%以上且0.010%以下 Ca是可以將在熱軋工序中被延伸成很薄的MnS之類的硫化物予以球狀化，而有助於提昇鋼的韌性之元素，可因應必要來含有Ca。為了要獲得這種效果而含有Ca的話，是將Ca含量設定在0.0005%以上為宜。更好的Ca含量是在0.0010%以上。但是，Ca含量超過0.010%的話，在鋼中將會形成Ca氧化物的群聚而有導致韌性惡化之虞慮。因此，想要含有Ca的話，是將Ca含量設定在0.010%以下為宜。更好的Ca含量是在0.0050%以下。
B：0.0003%以上且0.010%以下 B是可降低肥粒鐵開始變態的溫度而有助於組織的細微化之元素。為了要獲得這種效果而含有B的話，是將B含量設定在0.0003%以上為宜。更好的B含量是在0.0005%以上。但是，B含量超過0.010%的話，會有導致降伏比上昇之虞慮。因此，想要含有B的話，是將B含量設定在0.010%以下為宜。更好的B含量是在0.0050%以下。
其次，說明限定本發明之方形鋼管及熱軋鋼板的鋼組織之理由。
本發明的方形鋼管及熱軋鋼板，位於從鋼管的管外表面及鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置處的鋼組織，以體積百分率計，肥粒鐵是高於30%，變韌鐵是10%以上，該肥粒鐵及該變韌鐵的合計，是佔位於從管外表面及鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置處的整體鋼組織的75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中選出的一種或兩種以上。將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上，且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下，並且圓當量直徑(結晶粒徑)為40.0μm以上的結晶粒以體積百分率計，是佔位於從管外表面及鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置處的整體鋼組織的20%以下。
此外，本發明中所稱的圓當量直徑(結晶粒徑)，係指：與作為對象的結晶粒相等面積的圓之直徑。又，所稱的方形鋼管的鋼組織，係指：電縫焊接部之外，位於從方形鋼管之平板部的管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置處的鋼組織。一般而言，在以熱軋鋼板作為素材之滾壓成形方形鋼管中，角部及平板部之位於從管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置的鋼組織都是相同的。因此，此處只就平板部的鋼組織加以規定。又，熱軋鋼板的鋼組織，係指：位於從鋼板的表面起算之板厚t的1/4t深度位置處的鋼組織。
肥粒鐵的體積百分率為高於30%，變韌鐵的體積百分率為10%以上，相對於鋼組織之肥粒鐵及變韌鐵的體積百分率的合計為75%以上且95%以下。 肥粒鐵是軟質的組織，藉由與其他硬質的組織混合在一起，可以降低鋼的降伏比。想要利用這種效果來獲得本發明所期望的低降伏比的話，必須將肥粒鐵的體積百分率高於30%。肥粒鐵的體積百分率，是設定在40%以上為宜，更好是在43%以上，更優是在45%以上。此外，雖然並未特別地規定其上限，但是，為了確保所期望的降伏比，肥粒鐵的體積百分率是低於75%為宜，更好是低於70%，更優是60%以下。
變韌鐵是具有中間性的硬度之組織，可以提昇鋼的強度。僅依賴上述的肥粒鐵還是無法獲得本發明所期望的降伏強度及拉伸強度，因此，必須將變韌鐵的體積百分率設定在10%以上。變韌鐵的體積百分率，是在15%以上為宜，更好是在20%以上，更優是在25%以上。此外，雖然並未特別地規定其上限，但是，為了確保所期望的降伏比，變韌鐵的體積百分率是在55%以下為宜，更好是在50%以下，更優是在45%以下，最優是低於40%。
此外，如果肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計低於75%的話，無法獲得本發明所期望的降伏比或夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量。另外，如果肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計高於95%的話，無法獲得本發明所期望的降伏強度及降伏比。因此，除了上述條件之外，還必須將肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計設定在75%以上且95%以下。更好是在78%以上且在93%以下。更優是在80%以上且在90%以下。
其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中選出的一種或兩種以上。 波來鐵、麻田散鐵、以及沃斯田鐵都是硬質的組織，尤其是可以提昇鋼的拉伸強度，並且，如果與軟質的肥粒鐵混合的話，可以降低鋼的降伏比。為了要獲得這種效果，其餘部分是將波來鐵、麻田散鐵、及沃斯田鐵之各體積百分率的合計設定在5%以上且在25%以下。更好是在7%以上且在23%以下。更優是在10%以上且在20%以下。
此外，肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵、麻田散鐵、及沃斯田鐵的體積百分率，係可利用記載於後述的實施例的方法來進行測定。
將被相鄰之結晶的方位差(結晶方位差)為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上，且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下，結晶粒徑(圓當量直徑)為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下。 如上所述，為了獲得本發明所期望的低降伏比、降伏強度、及拉伸強度，本發明的鋼組織係採用將軟質組織與硬質組織混合在一起的鋼(以下，簡稱「複合組織鋼」)。但是，複合組織鋼與單一組織鋼相較，韌性較差。因此，本發明為了謀求兼具有上述的機械特性與優異的韌性，乃針對於：將被結晶方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上的結晶粒之長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))以及粗大的結晶粒之體積百分率加以規定。如果長徑為50μm以上的結晶粒之長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數高於30個/mm 2的話，或者圓當量直徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率相對於從管外表面及熱軋鋼板表面起算之位於厚度t的1/4t深度位置處的整體鋼組織的體積百分率，如果高於20%的話，就無法獲得所期望的低溫韌性。 因此，乃藉由將長徑為50μm以上的結晶粒之長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數設定為30個/mm 2以下，將圓當量直徑為40.0μm以上的結晶粒之相對於從管外表面及熱軋鋼板表面起算之位於厚度t的1/4t深度位置處的整體鋼組織的體積百分率，設定在20%以下，而能夠確保本發明所期望的低溫韌性。結晶粒之長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數是在28個/mm 2以下為宜，更好是在26個/mm 2以下。又，圓當量直徑為40.0μm以上的結晶粒之體積百分率是在18%以下為宜，更好是在16%以下。
變韌鐵並不會成長超過方位差較大的晶界(沃斯田鐵粒界、或因為差排的累積而形成的亞晶界)。因此，為了抑制上述粗大的變韌鐵的生成，在熱軋工序中，儘可能地以低溫來進行精軋，將大量的差排導入沃斯田鐵中來增加亞晶界的面積，藉以形成細微的亞晶粒構造(以下，也稱為「細微化」)的作法是特別有效。
此外，結晶方位差、平均結晶粒徑、以及結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率，係可利用掃描型電子顯微鏡/背向散射電子繞射法(SEM/EBSD法)來進行測定。在本發明中，則是可利用記載於後述的實施例中的方法來進行測定。
根據本發明，以從鋼管的管外表面及鋼板的表面起算之位於厚度t的1/4t深度位置為中心，在厚度方向上±1.0mm的範圍內，即使上述鋼組織存在於上述範圍內，也同樣地可以獲得上述的效果。因此，在本發明中所稱的「位於從鋼管的管外表面及鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置處的鋼組織」，就是意指：以從鋼管的管外表面及鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置為中心，在厚度方向上±1.0mm的範圍內，上述的鋼組織存在於範圍內的意思。此外，為了獲得本發明所期望的低降伏比、高強度及高韌性，在方形鋼管的平板部也符合上述的鋼組織是必要條件。另外，角部的鋼組織無論是否符合上述的鋼組織的條件，對於方形鋼管之特性的影響都很小，因此，角部的鋼組織就不特別地限定。
其次，說明本發明的其中一種實施方式的熱軋鋼板及方形鋼管的製造方法。
本發明之方形鋼管的製造方法，例如：先將具有上述的組成分之鋼素材，進行加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件，實施熱軋處理。接下來，以板厚中心溫度為準，再以2℃/秒以上且27℃/秒以下的平均冷卻速度，且冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下的條件，實施冷卻處理。接下來，在440℃以上且650℃以下的溫度條件下進行捲取而作成熱軋鋼板。接下來，實施：先利用冷間滾壓成形加工來將熱軋鋼板予以成形成圓筒狀，將對接部進行電縫焊接之後，再成形成四角形狀而作成方形鋼管的造管工序。
此外，在以下之製造方法的說明中，與溫度相關之「℃」的表示，如果沒有特別地聲明的話，都是指：鋼素材或鋼板(熱軋鋼板)的表面溫度。這些材料的表面溫度，係可利用幅射溫度計等來進行測定。又，鋼板板厚中心的溫度，則是利用熱傳導解析法來計算出鋼板截面內的溫度分布，並且將其結果利用鋼板的表面溫度來進行修正即可求出鋼板板厚中心的溫度。此外，所稱的「熱軋鋼板」，是包含：熱軋鋼板、熱軋鋼帶。
在本發明中，用來熔製鋼素材(鋼胚料)的方法並未特別地限定，可以採用：轉爐、電爐、真空熔解爐等之公知的熔製方法的任何一種。鑄造方法也並未特別地限定，可以利用連續鑄造法等的公知的鑄造方法，來製造成所期望的尺寸大小。此外，即使利用造塊-分塊輥軋法來取代連續鑄造法，也沒有問題。針對於熔鋼，也可以又實施：盛鋼桶精煉等的二次精煉。
接下來，將所製得的鋼素材(鋼胚料)，進行加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，實施包含：以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下的條件來實施的粗軋工序，以精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下的條件來實施的精軋工序，並且在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件之熱軋工序，而作成熱軋鋼板。
加熱溫度為1100℃以上且1300℃以下 如果加熱溫度低於1100℃的話，被輥軋材的變形阻力太大將會難以進行輥軋。另外，如果加熱溫度高於1300℃的話，沃斯田鐵粒變粗大化，在後續的輥軋(粗軋、精軋)中無法獲得細微的沃斯田鐵粒，難以獲得本發明所期望的方形鋼管之鋼組織的平均結晶粒徑。此外，也難以抑制粗大的變韌鐵的生成，因而難以將結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率予以控制在本發明所期望的範圍內。因此，乃將熱軋工序時的加熱溫度設定在1100℃以上且1300℃以下。更好是在1120℃以上且1280℃以下。
此外，本發明除了可以適用於：先製造出鋼胚料(胚料)之後，暫時先冷卻至室溫，然後再度進行加熱之傳統的方法之外，也可以毫無問題地適用於：不必冷卻至室溫，將還是溫熱狀態的鋼胚料直接送入到加熱爐，或者只做稍微保溫之後，隨即進行輥軋之所謂的「直接送去輥軋的省能源製程」。
粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下 如果粗軋結束溫度低於850℃的話，在後續的精軋中，鋼板表面溫度會降到肥粒鐵開始變態的溫度以下，將會產生大量的肥粒鐵，變韌鐵的體積百分率將會低於10%。另外，如果粗軋結束溫度高於1150℃的話，在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮量不足，無法獲得細微的沃斯田鐵粒。其結果，將會無法獲得本發明所期望的方形鋼管的鋼組織，難以獲得：將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，該結晶粒的長徑為50μm以上，且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下，以及圓當量直徑為40.0μm以上之該結晶粒相對於在1/4t深度位置處之平板部的整體鋼組織的體積百分率為20%以下的鋼組織。並且，也難以抑制粗大的變韌鐵的生成。因此，乃將粗軋結束溫度設定在850℃以上且在1150℃以下。更好是在860℃以上且在1000℃以下，更優是在870℃以上且在980℃以下。
精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下 如果精軋結束溫度低於750℃的話，在精軋中，鋼板表面溫度將會降低到肥粒鐵開始變態的溫度以下，將會產生大量的肥粒鐵，變韌鐵的體積百分率將會低於10%。另外，如果精軋結束溫度高於850℃的話，在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮量不足，無法獲得細微的沃斯田鐵粒。其結果，結晶粒變得粗大，而難以確保本發明所期望的強度。而且難以抑制粗大的變韌鐵的生成。因此，乃將精軋結束溫度設定在750℃以上且在850℃以下。更好是在770℃以上且830℃以下，更優是在780℃以上且在820℃以下。
在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下 本發明是在熱軋工序中，先將沃斯田鐵中的亞晶粒予以細微化，藉以使得在後續的冷卻工序、捲取工序中所生成的肥粒鐵、變韌鐵及其餘部分組織也細微化，因而能夠獲得具有本發明所期望的強度及韌性之方形鋼管的鋼組織。在熱軋工序中，為了將沃斯田鐵中的亞晶粒予以細微化，必須提高在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮率，來充分地導入加工應變(加工變形)。然而，如果合計軋縮率高於63%的話，很容易產生長徑與短徑的比值較大的結晶粒，導致韌性降低。因此，本發明乃將在930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率設定在63%以下。更好是在61%以下，更優是在60%以下。如果在930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率低於40%的話，肥粒鐵和變韌鐵的結晶粒徑太大，將會導致韌性降低。因此，乃將930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率設定在40%以上。更好是在42%以上，更優是在45%以上。
此外，將溫度設定為930℃以下的理由，是因為如果溫度高於930℃的話，在輥軋工序中沃斯田鐵將會再結晶，利用進行輥軋所導入的差排將會完全消失，無法獲得細微化的沃斯田鐵之緣故。
上述的合計軋縮率，係指：在930℃以下之精軋結束溫度為止的溫度域中的各輥軋道次之軋縮率的合計。
此外，在對於胚料進行熱軋時，也可以是執行：將上述的粗軋及精軋的兩種工序在930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件的熱軋。或者，也可以是執行：只有精軋是以在930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件的熱軋。後者的情況下，如果只是執行精軋並無法讓在930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率落在40%以上且63%以下的範圍內的話，則是在執行粗軋的途中，先將胚料冷卻來讓溫度降低到930℃以下之後，才執行將粗軋與精軋的兩種工序在930℃以下之精軋結束溫度為止的合計軋縮率落在40%以上且63%以下的範圍內的條件的熱軋。
在本發明中，精軋板厚(精軋後之熱軋鋼板的板厚)的上限，雖然並未特別地規定，但是，基於確保必要的軋縮率和鋼板溫度管理的觀點考量，係將精軋板厚設定在大於5mm且小於26mm為宜。
熱軋工序之後，對於熱軋鋼板實施冷卻工序。冷卻工序是以：至冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度為2℃/秒以上且27℃/秒以下，冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下的條件，進行冷卻。
從冷卻開始至冷卻停止(冷卻結束)為止的平均冷卻速度為2℃/秒以上且27℃/秒以下 以熱軋鋼板的板厚中心溫度為準，如果從冷卻開始至後述的冷卻停止為止的溫度域之平均冷卻速度小於2℃/秒的話，肥粒鐵的核生成次數將會減少，肥粒鐵粒將變粗大化，因而無法獲得所期望的強度。而且難以將結晶粒徑為40.0μm以上的結晶粒的體積百分率控制在本發明所期望的範圍內。另外，如果平均冷卻速度高於27℃/秒的話，所製得之方形鋼管的鋼組織之位於從管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置處，將會產生大量的麻田散鐵或變韌鐵，肥粒鐵與變韌鐵的體積百分率的合計將會低於75%。平均冷卻速度，更好是在4℃/秒以上且在25℃/秒以下，更優是在6℃/秒以上且在20℃/秒以下。
此外，在本發明中，基於抑制肥粒鐵生成於冷卻前的鋼板表面的觀點考量，是在精軋結束後隨即開始進行冷卻為宜。
冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下 以熱軋鋼板的板厚中心溫度為準，如果冷卻停止溫度低於450℃的話，位於從製得的熱軋鋼板表面起算之板厚t的1/4t深度位置及位於從方形鋼管的管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置的鋼組織中，將會生成大量的麻田散鐵，因而會有導致肥粒鐵與變韌鐵的體積百分率之合計低於75%的情況。此外，會有肥粒鐵的體積百分率為30%以下的情況。另外，如果冷卻停止溫度高於650℃的話，肥粒鐵之核生成的次數會減少，肥粒鐵粒變粗大化，並且溫度高於變韌鐵開始變態的溫度，所以無法讓變韌鐵的體積百分率達到10%以上。冷卻停止溫度更好是在460℃以上且在620℃以下，更優是在470℃以上且在600℃以下。
此外，在本發明中，如果沒有特別地聲明的話，平均冷卻速度係指：((冷卻前之熱軋鋼板的板厚中心溫度-冷卻後之熱軋鋼板的板厚中心溫度)/冷卻時間)所求得的數值(冷卻速度)。冷卻方法可以舉出例如：從噴嘴將水噴射出去之類的水冷方法、藉由噴射冷卻用氣體來進行冷卻之類的方法，但並不限定於這些方法。在本發明中，最好是針對於熱軋鋼板的雙面都是以相同條件來進行冷卻的方式，來對於熱軋鋼板的雙面實施冷卻操作(處理)為宜。
冷卻工序之後，實施：將熱軋鋼板進行捲取，然後放置冷卻之捲取工序。在捲取工序中，基於讓鋼板組織熟成的觀點考量，是在捲取溫度為440℃以上且在650℃以下的條件下進行捲取。 如果捲取溫度低於440℃的話，將會生成大量的麻田散鐵，而會有肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計低於75%的情況。此外，會有肥粒鐵的體積百分率為30%以下的情況。如果捲取溫度高於650℃的話，肥粒鐵之核生成的次數會減少，肥粒鐵粒變粗大化，並且溫度高於變韌鐵開始變態的溫度，所以會有無法讓變韌鐵的體積百分率達到10%以上的情況。捲取溫度，更好是在450℃以上且在620℃以下，更優是在460℃以上且在590℃以下。
利用以上的工序來製造出本發明的熱軋鋼板。根據本發明，係可製得：降伏強度為330MPa以上、拉伸強度為520MPa以上、降伏比為0.75以下、於-20℃時之夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為180J以上的熱軋鋼板。
此外，在捲取工序之後，實施造管工序。造管工序，是先將熱軋鋼板利用滾壓成形加工來做成圓筒狀的尚未焊接管(圓形鋼管)之後，將其對接部分進行電縫焊接。然後，利用配置在上下左右的輥子對於圓形鋼管維持圓筒狀的狀態，在管軸方向上進行數%的縮徑伸長輥軋加工，然後，成形為四角形狀而製得方形鋼管。
此外，本發明之方形鋼管，並不限於各邊的長度都是相等((長邊長度/短邊長度)的數值為1.0)的方形鋼管。也包含(長邊長度/短邊長度)的數值大於1.0的方形鋼管。但是，如果方形鋼管之(長邊長度/短邊長度)的數值大於2.5的話，在長邊側容易產生局部挫曲並且管軸方向的壓縮強度會降低。因此，將方形鋼管之(長邊長度/短邊長度)的數值設定在1.0以上且2.5以下為宜。(長邊長度/短邊長度)的數值，更好是在1.0以上且2.0以下。
利用以上的工序，來製造出本發明的方形鋼管。根據本發明，係可製得：平板部的降伏強度為385MPa以上、平板部的拉伸強度為520MPa以上、平板部的降伏比為0.90以下、平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為110J以上之方形鋼管。如此一來，與冷間沖壓彎曲成形加工相較，生產性更高而能夠在較短交貨期(短期間)即可製造出高強度滾壓成形方形鋼管。這種滾壓成形方形鋼管，尤其是非常適用於工場、倉庫、商業設施之類的大型建築物的建築構件，因此，能夠對於削減施工成本有很大的貢獻。此外，因為低溫韌性也很優異，因而亦可適用於寒冷地帶的建築物等之在低溫環境下使用的建築物。
因此，本發明尤其是非常適合使用於厚肉的方形鋼管。此外，此處所稱的「厚肉」，係指：方形鋼管之平板部的管壁厚度為高於5mm且低於26mm之意。
其次，說明使用了本發明的其中一種實施方式的方形鋼管之建築結構物。
圖1是顯示使用了上述之本發明的方形鋼管的建築結構物之一例的示意圖。如圖1所示，本實施方式的建築結構物，是豎立地設置了複數支本發明的方形鋼管1來作為柱材使用。在相鄰的方形鋼管1之間，架設了複數支由H型鋼等的鋼材所構成的大樑4。又，在相鄰的大樑4之間，架設了複數支由H型鋼等的鋼材所構成的小樑5。方形鋼管1與作為大樑4的H型鋼之間是夾介著隔膜6進行焊接接合，而將由H型鋼等的鋼材所構成的大樑4架設在相鄰的方形鋼管1之間。此外，為了要安裝壁板等，乃因應必要來設置間柱7。
本發明的方形鋼管，因為強度及低溫韌性都很優異，即使被使用於大型建築物的情況下，都可以充分的確保構造物整體的變形性能。因此，本發明的建築結構物與使用傳統的方形鋼管之建築結構物相較，可以發揮更優異的耐震性能。此外，即使被使用於寒冷地帶等之低溫環境下的建築物的情況下，也能構發揮上述之優異的耐震性能。 (實施例)
以下將佐以實施例來更詳細地說明本發明。又，本發明並不限定於以下的實施例。
先將具有表1所示的組成分的熔鋼進行鑄造而做成胚料。對於所製得的胚料，實施如表2所示的條件之熱軋工序、冷卻工序、捲取工序，而做成方形鋼管用熱軋鋼板。在捲取工序之後，實施了以下所示的造管工序。
對於所製得的方形鋼管用熱軋鋼板，利用滾壓成形加工予以成形為圓筒狀的圓形鋼管，再將其對接部分進行電縫焊接。然後，利用配置在圓形鋼管的上下左右的輥子，將圓形鋼管加工成形為四角形狀而製得如表2所示之邊長(mm)及肉厚(mm)的滾壓成形方形鋼管。
從所製得的方形鋼管(滾壓成形方形鋼管)及熱軋鋼板採取出試驗片，並且實施了以下所示的組織觀察、拉伸試驗、夏比衝擊試驗。
[組織觀察] 方形鋼管之組織觀察用的試驗片，是從方形鋼管之包含了焊接部的邊部之相鄰的邊部(將焊接部視為12點鐘方向時之3點鐘方向的邊部)的平板部，以觀察面恰好落在管軸方向的截面內且從管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置的方式來採取出試驗片，經過研磨之後，再以硝酸腐蝕液進行腐蝕而做成組織觀察用的試驗片。熱軋鋼板之組織觀察用的試驗片，則是從熱軋鋼板之寬度方向中央部且位於板厚t的1/4t深度位置採取出來。並且是以熱軋時之輥軋方向的截面當作其觀察面，經過研磨之後，再以硝酸腐蝕液進行腐蝕而做成組織觀察用的試驗片。
組織觀察是使用光學顯微鏡(倍率為1000倍)或掃描型電子顯微鏡(SEM，倍率為1000倍)來觀察方形鋼管之從平板部的管外表面及熱軋鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置處的組織，並且進行了拍攝。從所拍攝到了光學顯微鏡照片及掃描型電子顯微鏡照片，計算出肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵及其餘部分組織的面積百分率。
各組織的面積百分率，是使用從作為代表之其中一個平板部所採取出來的試驗片，進行五個視野以上的觀察，並且計算出各視野所獲得的數值的平均值。在本發明中，是將利用組織觀察所得到的面積百分率，視為各組織的體積百分率。
此處的肥粒鐵是因為擴散變態所致的生成物，差排密度很低而呈現出幾乎已經回復原狀的組織。多角形肥粒鐵及擬似多角形肥粒鐵也包含在這種肥粒鐵。波來鐵是雪明碳鐵與肥粒鐵排列成層狀的組織。又，變韌鐵是差排密度很高之網格狀的肥粒鐵與雪明碳鐵的複相組織。
此外，在光學顯微鏡照片及掃描型電子顯微鏡照片中，麻田散鐵與沃斯田鐵很難辨別。因此，先從所拍攝到的掃描型電子顯微鏡照片中測定出被視為麻田散鐵或沃斯田鐵之組織的面積百分率，再以從該組織的面積百分率減去根據後述的方法所測定出來之沃斯田鐵的體積百分率之後的數值，當作麻田散鐵的體積百分率。
沃斯田鐵之體積百分率的測定，是利用X射線繞射來進行測定的。組織觀察用的試驗片，是以讓X射線繞射恰好落在從鋼管平板部之管外表面及熱軋鋼板的表面起算之厚度t的1/4t深度位置的方式來進行切削之後，進行化學研磨以除去表面加工層而做成組織觀察用的試驗片。測定時，是使用Mo的Kα射線，並且從fcc鐵的(200)、(220)、(311)面與bcc鐵的(200)、(211)面之積分強度來計算出沃斯田鐵的體積百分率。
又，平均圓當量直徑(平均結晶粒徑)及圓當量直徑(結晶粒徑)為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率，是使用掃描型電子顯微鏡/背向散射電子繞射法(SEM/EBSD法)來進行測定。測定領域是500μm×1000μm、測定步進間距是0.5μm。結晶粒徑，是先求出相鄰的結晶粒之間的方位差，再將方位差為15°以上的晶界視為結晶粒界來進行測定而得的。從所測得的結晶粒界求出粒徑的算術平均值，將其視為平均結晶粒徑。此外，結晶粒的長徑與短徑是根據日本工業規格JIS R1670(2006年)所記載的方法來進行測定，並且計算出長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))。針對長徑為50μm以上的結晶粒，測定了長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數，再除以測定領域的面積(0.5mm 2)，而計算出長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數(個/mm 2)。此外，在進行結晶粒徑的解析及測定結晶粒個數時，將結晶粒徑為2.0μm以下的結晶粒視為測定雜訊而從解析對象中予以除外，並且將結晶粒徑解析所得到的面積百分率視為體積百分率。
[拉伸試驗] 圖2是顯示方形鋼管的平板部之拉伸試驗片的採取位置之概略圖。如圖2所示，拉伸試驗是以拉伸方向與管軸方向保持平行的方式，從方形鋼管的平板部採取出日本工業規格JIS 5號拉伸試驗片。在熱軋鋼板的拉伸試驗中，則是以拉伸方向與輥軋方向保持平行的方式，來採取出日本工業規格JIS 5號拉伸試驗片。針對採取出來的拉伸試驗片，依照日本工業規格JIS Z 2241的規定，來實施拉伸試驗，以測定降伏強度YS、拉伸強度TS，並且計算出以(降伏強度)/(拉伸強度)來定義的降伏比。此外，方形鋼管之平板部的拉伸試驗片，則是從將方形鋼管的焊接部視為12點鐘方向時之3點鐘方向的邊部之平板部的寬度中央部的位置(請參照圖2)採取出來的。此外，試驗片的支數為各兩支，先計算出其平均值之後，再計算出YS、TS、降伏比。
[夏比衝擊試驗] 圖3是顯示方形鋼管之夏比衝擊試驗片的採取位置之概略圖。如圖3所示，方形鋼管的夏比衝擊試驗，是從方形鋼管之管外表面起算之厚度t的1/4t深度位置處，以試驗片的長邊方向與管軸方向保持平行的方式採取出依照日本工業規格JIS Z 2242的規定之V形凹溝標準試驗片。熱軋鋼板的夏比衝擊試驗，是從所製得的熱軋鋼板之板厚1/4t的深度位置，以試驗片的長邊方向與輥軋方向保持平行的方式採取出依照日本工業規格JIS Z 2242的規定之V形凹溝標準試驗片。然後，依照日本工業規格JIS Z 2242的規定，在試驗溫度為-20℃的條件下，實施了夏比衝擊試驗，以計算出衝擊吸收能量(J)。此外，試驗片的支數為各三支，並且計算出其平均值作為衝擊吸收能量(J)。
將針對所製得的方形鋼管的測定結果標示於表3-1及表3-2，將對於熱軋鋼板的測定結果標示於表4-1及表4-2。
表1中的鋼No.與表2及表4中的鋼板No.以及與表3中的鋼管No.都是分別互相對應，是從同一No.的鋼來製造熱軋鋼板，再從該熱軋鋼板來製造方形鋼管。
表3中的鋼管No.1~22是本發明例，鋼管No.23~46是比較例。
本發明例的方形鋼管，都是鋼組織以體積百分率計，含有高於30%的肥粒鐵、10%以上的變韌鐵，肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計為75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中選出的一種或兩種以上，並且將被方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，圓當量直徑為40.0μm以上的結晶粒的體積百分率為20%以下，且長徑為50μm以上的結晶粒中之長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下。此外，平板部的降伏強度為385MPa以上、平板部的拉伸強度為520MPa以上、平板部的降伏比為0.90以下、平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為110J以上。
比較例的鋼管No.23、24，因為落在1.20×Nb≦Ti的範圍之外，所以長徑為50μm以上的結晶粒中，長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數大於30個/mm 2，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.25，因為C含量高於本發明的範圍，所以平板部的降伏比落在本發明的範圍之外。
比較例的鋼管No.26，因為Si含量高於本發明的範圍，所以沒有隨著組織的細微化，因為固溶強化而導致降伏強度過度地上昇。其結果，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.27，因為Mn含量高於本發明的範圍，所以因為固溶強化而導致降伏強度過度地上昇。其結果，平板部的降伏比未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.28，因為P含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.29，因為S含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.30，因為Al含量高於本發明的範圍，所以被認為是氧化鋁系夾雜物太多。其結果，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.31，因為Nb含量高於本發明的範圍，所以Ti/Nb的比值落在本發明的範圍之外。其結果，長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數落在本發明的範圍之外，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.32，因為Ti含量高於本發明的範圍，所以被認為是形成了粗大的碳化物和氮化物。其結果，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.33，因為Ti/Nb的比值落在本發明的範圍之外。其結果，長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數落在本發明的範圍之外，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.34，因為V含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.35，因為Cr含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.36，因為Mo含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.37，因為Cu含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.38，因為Ni含量高於本發明的範圍，所以平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.39，因為Ca含量高於本發明的範圍，所以被認為是形成了Ca氧化物的群聚。其結果，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.40，因為B含量高於本發明的範圍，所以平板部的降伏比落在本發明的範圍之外。
比較例的鋼管No.41，因為胚料加熱溫度高於本發明的範圍，所以結晶粒變粗大化，結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，平板部的拉伸強度以及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.42，因為精軋結束溫度高於本發明的範圍，所以在930℃以下的合計軋縮率低於本發明的範圍，無法抑制粗大的變韌鐵的生成，結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，平板部的降伏強度、拉伸強度及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.43，因為在930℃以下的合計軋縮率高於本發明的範圍，所以無法抑制粗大的變韌鐵的生成，結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.44，因為平均冷卻速度低於本發明的範圍，所以變韌鐵的體積百分率低於10%，且落在本發明的範圍之外。其結果，平板部的降伏強度、拉伸強度及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.45，因為冷卻停止溫度高於本發明的範圍，所以變韌鐵的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，平板部的降伏強度及拉伸強度未能達到所期望的值。
比較例的鋼管No.46，因為冷卻停止溫度及捲取溫度高於本發明的範圍，所以變韌鐵的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，平板部的降伏強度及拉伸強度未能達到所期望的值。 又，圖4是顯示於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量與長徑為50μm以上之結晶粒中之長徑/短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數的關係之圖表。如果是符合本發明之長徑/短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下之範圍的話，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量都是在110J以上，顯示出優異的低溫韌性。另外，如果是落在本發明的範圍之外的話，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量是低於110J。
表4中的鋼板No.1~22是本發明例，鋼板No.23~46是比較例。
本發明例的熱軋鋼板，鋼組織以體積百分率計，都是含有高於30%的肥粒鐵、10%以上的變韌鐵，肥粒鐵與變韌鐵的體積百分率的合計為75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中選出的一種或兩種以上，並且將被方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，圓當量直徑為40.0μm以上的結晶粒的體積百分率為20%以下，且長徑為50μm以上之結晶粒中的長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下。此外，這些熱軋鋼板之機械特性，降伏強度為330MPa以上、拉伸強度為520MPa以上、降伏比為0.75以下、於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為180J以上。
比較例的鋼板No.23、24，因為是落在1.20×Nb≦Ti的範圍之外，所以降伏比落在本發明的範圍之外。長徑為50μm以上之結晶粒中的長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數超過30個/mm 2，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.25，因為C含量高於本發明的範圍，所以降伏比及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量落在本發明的範圍之外。
比較例的鋼板No.26，因為Si含量高於本發明的範圍，所以沒有隨著組織的細微化，因為固溶強化而導致降伏強度過度地上昇。其結果，降伏比及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.27，因為Mn含量高於本發明的範圍，所以因為固溶強化而導致降伏強度過度上昇。其結果，降伏比未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.28，因為P含量高於本發明的範圍，所以於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.29，因為S含量高於本發明的範圍，所以於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.30，因為Al含量高於本發明的範圍，所以被認為是氧化鋁系夾雜物太多。其結果，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.31，因為Nb含量高於本發明的範圍，所以Ti/Nb的比值落在本發明的範圍之外。其結果，長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數落在本發明的範圍之外，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.32，因為Ti含量高於本發明的範圍，所以被認為是形成了粗大的碳化物和氮化物。其結果，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.33，因為Ti/Nb的比值落在本發明的範圍之外。其結果，長徑與短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數落在本發明的範圍之外，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.34，因為V含量高於本發明的範圍，所以於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.35，因為Cr含量高於本發明的範圍，所以於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.36，因為Mo含量高於本發明的範圍，所以於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.37，因為Cu含量高於本發明的範圍，所以於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.38，因為Ni含量高於本發明的範圍，所以降伏比及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.39，因為Ca含量高於本發明的範圍，所以被認為是形成了Ca氧化物的群聚。其結果，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.40，因為B含量高於本發明的範圍，所以肥粒鐵的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，降伏比落在本發明的範圍之外。
比較例的鋼板No.41，因為胚料加熱溫度高於本發明的範圍，所以結晶粒變粗大化，結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.42，因為精軋結束溫度高於本發明的範圍，所以在930℃以下的合計軋縮率低於本發明的範圍，因而無法抑制粗大的變韌鐵的生成，結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，降伏強度、拉伸強度及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量都未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.43，因為在930℃以下的合計軋縮率高於本發明的範圍，所以受到加工組織的影響而生成了粗大的變韌鐵，因此，結晶粒徑為40.0μm以上之結晶粒的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.44，因為平均冷卻速度低於本發明的範圍，所以變韌鐵的體積百分率低於10%，且落在本發明的範圍之外。其結果，降伏強度、拉伸強度及於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量都未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.45，因為冷卻停止溫度高於本發明的範圍，所以變韌鐵的體積百分率落在本發明的範圍之外。其結果，降伏強度及拉伸強度都未能達到所期望的值。
比較例的鋼板No.46，因為冷卻停止溫度及捲取溫度高於本發明的範圍，所以變韌鐵的體積百分率落在本發明的範圍外。其結果，降伏強度及拉伸強度都未能達到所期望的值。又，圖5是顯示於-20℃時之夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量與長徑為50μm以上的結晶粒中之長徑/短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數之關係的圖表。如果是符合本發明之長徑/短徑的比值為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm 2以下的範圍的話，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量是180J以上，顯示出優異的低溫韌性。另外，如果是落在本發明的範圍之外的話，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量則是低於180J。
1:方形鋼管 4:大樑 5:小樑 6:隔膜 7:間柱
[圖1]是顯示使用了本發明的方形鋼管的建築結構物之一例的示意立體圖。 [圖2]是顯示利用本發明來實施的方形鋼管之平板部拉伸試驗片的採取位置之概略圖。 [圖3]是顯示利用本發明來實施的方形鋼管之夏比衝擊試驗片的採取位置之概略圖。 [圖4]是顯示方形鋼管之於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量與結晶粒之長徑與短徑的比值為4.0以上的結晶粒的個數之間的關係之圖表。 [圖5]是顯示熱軋鋼板之於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量與結晶粒之長徑與短徑的比值為4.0以上的結晶粒的個數之間的關係之圖表。
以下，將詳細地說明本發明。

Claims (13)

  1. 一種方形鋼管，係具有：平板部與角部的方形鋼管，平板部的組成分以質量%計，是含有C：0.04%以上且0.45%以下、Si：1.8%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.10%以下、S：0.05%以下、Al：0.005%以上且0.100%以下、N：0.010%以下、Nb：0.005%以上且0.050%以下、Ti：0.012%以上且0.100%以下、以及其餘部分是Fe及不可避免的雜質，Nb與Ti的含量符合下列的數式(1)的關係，將前述平板部的管壁厚度視為t時，位於從管外表面起算之厚度t的1/4t的深度位置處之平板部的鋼組織，以體積百分率計，是肥粒鐵高於30%，變韌鐵為10%以上，該肥粒鐵及該變韌鐵的合計是75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中所選出的一種或兩種以上，將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上且長徑與短徑的比 值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm2以下，並且圓當量直徑40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下，1.20×%Nb≦%Ti‧‧‧數式(1)此處的%Nb、%Ti是表示各元素的含量(質量%)。
  2. 如請求項1所述之方形鋼管，其中，平板部的降伏強度為385MPa以上，且平板部的拉伸強度為520MPa以上，平板部的降伏比為0.90以下，平板部於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為110J以上。
  3. 如請求項1或請求項2所述之方形鋼管，其中，平板部除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從下列的元素所選出的一種或兩種以上，V：0.01%以上且0.15%以下、Cr：0.01%以上且1.0%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下、Ni：0.01%以上且0.3%以下、Ca：0.0005%以上且0.010%以下、B：0.0003%以上且0.010%以下、Cu：0.01%以上且0.5%以下。
  4. 如請求項1或請求項2所述之方形鋼管，其中，前述鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是10%以上且低於40%。
  5. 如請求項3所述之方形鋼管，其中，前述 鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是10%以上且低於40%。
  6. 一種方形鋼管的製造方法，係將具有請求項1或請求項3所記載的組成分之鋼素材，進行加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件，實施熱軋處理，接下來，以板厚中心溫度為準，再以2℃/秒以上且27℃/秒以下的平均冷卻速度，且冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下的條件，實施冷卻處理，接下來，在440℃以上且650℃以下的溫度條件下進行捲取而作成熱軋鋼板，接下來，實施：先利用冷間滾壓成形加工來將前述熱軋鋼板予以成形成圓筒狀，將對接部進行電縫焊接之後，再成形成四角形狀而作成方形鋼管的造管工序。
  7. 一種建築結構物，其係使用請求項1至請求項5之任一項所述之方形鋼管作為柱材。
  8. 一種熱軋鋼板，其組成分以質量%計，是含有C：0.04%以上且0.45%以下、Si：1.8%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.10%以下、S：0.05%以下、 Al：0.005%以上且0.100%以下、N：0.010%以下、Nb：0.005%以上且0.050%以下、Ti：0.012%以上且0.100%以下、以及其餘部分是Fe及不可避免的雜質，Nb與Ti的含量符合下列的數式(1)的關係，位於從鋼板表面起算之板厚度t的1/4t位置處的鋼組織，以體積百分率計，是肥粒鐵高於30%、變韌鐵為10%以上，該肥粒鐵及該變韌鐵的合計是75%以上且95%以下，其餘部分是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中所選出的一種或兩種以上，將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的晶界所包圍的領域視為結晶粒時，長徑為50μm以上且長徑與短徑的比值(=(長徑)/(短徑))為4.0以上之結晶粒的個數為30個/mm2以下，並且圓當量直徑40.0μm以上之結晶粒的體積百分率為20%以下，1.20×%Nb≦%Ti‧‧‧數式(1)此處的%Nb、%Ti是表示各元素的含量(質量%)。
  9. 如請求項8所述之熱軋鋼板，其之降伏強度為330MPa以上，並且拉伸強度為520MPa以上，降伏比為0.75以下，於-20℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為 180J以上。
  10. 如請求項8或請求項9所述之熱軋鋼板，其中，除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從下列的元素所選出的一種或兩種以上，V：0.01%以上且0.15%以下、Cr：0.01%以上且1.0%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下、Cu：0.01%以上且0.5%以下、Ni：0.01%以上且0.3%以下、Ca：0.0005%以上且0.010%以下、B：0.0003%以上且0.010%以下。
  11. 如請求項8或請求項9所述之熱軋鋼板，其中，前述鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是10%以上且低於40%。
  12. 如請求項10所述之熱軋鋼板，其中，前述鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是10%以上且低於40%。
  13. 一種熱軋鋼板的製造方法，係將具有請求項8或請求項10所記載的組成分之鋼素材，進行加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且850℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為40%以上且63%以下的條件，實施熱軋處理，接下來，以板厚中心溫度為準，再以2℃/秒以上且27℃/秒以下的平均冷卻速 度，且冷卻停止溫度為450℃以上且650℃以下的條件，實施冷卻處理，接下來，在440℃以上且650℃以下的溫度條件下進行捲取。
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