WO2025004445A1 - 角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物 - Google Patents

角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a square steel pipe and its manufacturing method, and to an architectural structure, and in particular to a square steel pipe (square column) manufactured by cold roll forming, which has a low yield ratio, excellent low-temperature toughness, and high ductility.
  • the present invention relates to a square steel pipe that is suitable for use as an architectural structural member for large buildings.
  • the present invention further relates to an architectural structure obtained by using this square steel pipe.
  • Square steel pipes are generally manufactured by cold forming hot-rolled steel sheets (hot-rolled steel strips) or thick steel plates.
  • Cold forming methods include cold press bending and cold roll forming.
  • Square steel pipes (hereinafter sometimes referred to as roll-formed square steel pipes) are manufactured by cold-rolling hot-rolled steel plate to form a cylindrical open pipe, and then electric resistance welding is performed on the butt joint to form a round steel pipe.
  • the round steel pipe is then drawn by a few percent in the axial direction by rolls placed above, below, left and right of the round steel pipe, and then formed into a square shape to produce a square steel pipe.
  • square steel pipes (hereinafter sometimes referred to as press-formed square steel pipes) are manufactured by press-bending the raw material, and thick steel plate is press-bended in the cold to form a square or U-shaped cross-sectional shape. These are then joined by submerged arc welding to produce the pipes.
  • the manufacturing method of roll-formed square steel pipes has the advantage of being more productive and capable of being manufactured in a short period of time compared to the manufacturing method of press-formed square steel pipes.
  • press-formed square steel pipes the flat parts are not cold-formed and only the corners are work-hardened, whereas in roll-formed square steel pipes, large processing strain is introduced in the axial direction around the entire circumference of the steel pipe, especially when cold-forming into a cylindrical shape. Due to this processing strain, roll-formed square steel pipes have the problem that the yield ratio in the axial direction is high even in the flat parts, and toughness is low.
  • the corners have a higher yield ratio and lower toughness than the flat parts because the processing strain introduced is greater in the corners than in the flat parts.
  • Patent Document 1 proposes a technology for manufacturing square steel pipes with a yield ratio of 90% or less and a Charpy absorbed energy of 27 J or more at a test temperature of 0°C by hot rolling a steel material containing, by weight, 0.20% or less C and one or two of 0.40-0.90% Mn, 0.005-0.040% Nb, and 0.005-0.050% into a coil through a hot rolling process with a reduction rate of 55% or more in the non-recrystallization temperature range, a rolling end temperature of 730-830°C, and a coiling temperature of 550°C or less, and by limiting the reduction in circumference in the steel pipe forming process to three times the plate thickness or less.
  • Patent document 2 describes a method of heating steel containing, by mass, 0.07-0.18% C and 0.3-1.5% Mn to a heating temperature of 1100-1300°C, followed by rough rolling with a rough rolling end temperature of 1150-950°C, and finish rolling with a finish rolling start temperature of 1100-850°C and finish rolling end temperature of 900-750°C, followed by primary cooling in which the steel is cooled to a surface temperature with a cooling end temperature of 550°C or higher, and air cooling for 3-15 s.
  • a technology has been proposed for manufacturing square steel pipes that have a low yield ratio of 80% or less and mechanical properties with an absorbed energy of 150 J or more in a Charpy impact test at a test temperature of 0°C by performing secondary cooling, followed by tertiary cooling, where the average cooling rate in the temperature range of 750 to 650°C at the center of the plate thickness is 4 to 15°C/s to 650°C or less, and by setting the value of the frequency of second phases contained in the steel structure to 0.20 to 0.42.
  • Patent document 3 describes a method for producing a steel material containing, by mass%, 0.07-0.18% C and 0.3-1.5% Mn, which is heated to a temperature of 1100-1300°C, then subjected to rough rolling with a rough rolling end temperature of 1150-950°C and finish rolling with a finish rolling start temperature of 1100-850°C and finish rolling end temperature of 900-750°C, with the average cooling rate in the surface temperature range of 750-650°C being 20°C/s or less.
  • a technology has been proposed to manufacture square steel pipes that have a low yield ratio of 80% or less and mechanical properties with an absorbed energy of 150 J or more in a Charpy impact test at a test temperature of 0°C by cooling to a coiling temperature of 500 to 650°C so that the time it takes for the temperature at the center of the plate thickness to reach 650°C is within 35 seconds and the average cooling rate in the temperature range of 750 to 650°C at the center of the plate thickness is 4 to 15°C/s.
  • Patent Document 4 describes a method for heating a steel having a composition, by mass%, of C: 0.07-0.20%, Mn: 0.3-2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.01-0.06%, N: 0.006% or less, with the remainder being Fe and unavoidable impurities, to a heating temperature of 1100-1300°C, followed by rough rolling with a rough rolling end temperature of 1150-950°C, and finish rolling with a finish rolling start temperature of 1100-850°C and a finish rolling end temperature of 900-750°C, followed by cooling to a cooling end temperature of 580°C or less at a cooling rate such that the average cooling rate from the start of cooling to the end of cooling is 4-25°C/s at the center of the plate thickness, and then cooling is continued for 0.2 s in an initial cooling step, which is 10 s from the start of cooling.
  • Patent Document 5 proposes a technology for manufacturing a square steel pipe by controlling the roll gap of the sizing stand immediately before square forming and the roll gap of the square forming stand so that, when a steel plate having a predetermined composition is formed into a square shape by cold roll forming, the ratio of the width W of the steel plate to the circumferential length C OUT of the square steel pipe at the outlet side of the square forming stand satisfies a predetermined formula, and the ratio of the circumferential length C IN of the electric resistance welded steel pipe at the inlet side of the square forming stand to the circumferential length C OUT of the square steel pipe at the outlet side of the square forming stand satisfies a predetermined formula.
  • the uniform elongation E2 at a position 1/4t in the thickness direction from the outer surface of the corner is 0.60 times or more the uniform elongation E1 at a position 1/4t in the thickness direction from the outer surface of the flat plate, and the Charpy absorbed energy at -10°C at a position 1/4t from the outer surface of the corner has mechanical properties of 100 J or more.
  • Square steel pipes manufactured using the technology described in Patent Document 4 have an absorbed energy of 27 J or more in a Charpy impact test at a test temperature of 0°C, and depending on the environment in which the square steel pipes are used, their low-temperature toughness may be insufficient.
  • the present invention was made in consideration of the above problems, and aims to provide a square steel pipe that has a low yield ratio, excellent low-temperature toughness, and high ductility.
  • the present invention also aims to provide a method for manufacturing the above-mentioned square steel pipe, and a building structure using the above-mentioned square steel pipe.
  • the inventors have conducted extensive research to solve the above problems and to develop a square steel pipe that satisfies the strength (yield strength, tensile strength), yield ratio, ductility (uniform elongation, fracture elongation), and low-temperature toughness (absorbed energy and ductile-brittle transition temperature) that are the objectives of the present invention.
  • the strength yield strength, tensile strength
  • yield ratio yield ratio
  • ductility uniform elongation, fracture elongation
  • low-temperature toughness absorbed energy and ductile-brittle transition temperature
  • the C content must be 0.07 mass% or more.
  • the main phase of the steel structure in the center part of the plate thickness of the square steel pipe must be ferrite.
  • the steel structure of the central portion of the thickness of the square steel pipe must have a second phase consisting of one or more types selected from pearlite, pseudo-pearlite, and upper bainite, and the area ratio of the second phase must be 5 to 30%.
  • the steel structure must have an average crystal grain size of 10.0 to 30.0 ⁇ m, and a total of 500 pearlite and pseudo-pearlite particles with an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m must be present at a rate of 500 particles/mm2 or more .
  • the present invention has been completed based on these findings and comprises the following: [1] A square steel pipe having a flat portion and a corner portion,
  • the steel composition is, in mass%, C: 0.07% or more and 0.20% or less, Si: 0.01% or more and 0.40% or less, Mn: 0.20% or more and 1.20% or less, P: 0.10% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.005% or more and 0.100% or less, N: 0.010% or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities;
  • the steel structure of the plate thickness center portion of the flat plate portion has ferrite as a main phase, and the area ratio of a second phase consisting of one or more types selected from pearlite, pseudo-pearlite, and upper bainite is 5 to 30%, the average crystal grain size is 10.0 to 30.0 ⁇ m, and the steel structure contains pearlite and pseudo-pearlite having a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m in a total of
  • the steel composition further comprises, in mass%, Nb: 0.020% or less, Ti: 0.045% or less, V: 0.10% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Cu: 0.30% or less, Ni: 0.30% or less, Ca: 0.0100% or less, B: 0.0100% or less,
  • the steel material having the above-mentioned steel composition is heated at a heating temperature of 1100°C or more and 1300°C or less for a heating time of 40 min or more and 200 min or less, and then subjected to hot rolling with a rough rolling end temperature of 850°C or more and 1150°C or less, a finish rolling end temperature of 750°C or more and 850°C or less, and 930°C or less, a total reduction ratio of 40% or more, and a total reduction ratio of the final two passes of finish rolling of 15% or more, and then Cooling is performed at an average cooling rate of 10.0 ° C./s or less at the center of the plate thickness, and a cooling stop temperature of 480 ° C.
  • a method for manufacturing a square steel pipe comprising the steps of: forming the hot-rolled steel sheet into a cylindrical shape by roll forming; welding the ends of the hot-rolled steel sheet into a round steel pipe; and forming the hot-rolled steel sheet into a square steel pipe, wherein a compressive strain of 0.20 to 3.00% is imparted in the axial direction of the pipe after forming into the round steel pipe and/or after forming into the square steel pipe.
  • the present invention provides a square steel pipe that has a low yield ratio, excellent low-temperature toughness, and high ductility.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a typical example of a building structure using the square steel pipe of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the positions at which tensile test pieces were taken in the tensile test carried out in the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the positions at which Charpy test specimens were taken in the Charpy impact test carried out in the present invention.
  • the square steel pipe of the present invention has a steel composition containing, by mass%, C: 0.07% to 0.20%, Si: 0.01% to 0.40%, Mn: 0.20% to 1.20%, P: 0.10% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.005% to 0.100% or less, and N: 0.010% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the square steel pipe of the present invention has a flat plate portion and a corner portion, and the steel structure of the center portion of the plate thickness of the flat plate portion has ferrite as the main phase, and the area ratio of the second phase consisting of one or more selected from pearlite, pseudo-pearlite, and upper bainite is 5 to 30%, the average crystal grain size is 10.0 to 30.0 ⁇ m, and the steel structure contains 500 pearlite and pseudo-pearlite particles/mm2 or more having a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the square steel pipe of the present invention has a flat plate portion with a yield strength of 295 MPa or more and a tensile strength of 400 MPa or more, and a low yield ratio of 0.85 or less.
  • the square steel pipe of the present invention also has high ductility with a flat plate portion with a uniform elongation of 8.0% or more and a fracture elongation of 27.0% or more, and excellent low-temperature toughness with a corner portion with a Charpy absorbed energy at -10°C of 80 J or more and a ductile-brittle transition temperature of -10°C or less.
  • C 0.07% or more and 0.20% or less
  • C is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening.
  • C is an element that contributes to the formation of pearlite and pseudo-pearlite, which are one of the second phases.
  • it is necessary to contain 0.07% or more of C.
  • the C content exceeds 0.20%, the ratio of the hard phase increases, the low-temperature toughness decreases, and the yield ratio exceeds 0.85, making it impossible to obtain the desired yield ratio.
  • the ductility decreases, and the desired uniform elongation and fracture elongation cannot be obtained.
  • weldability also deteriorates.
  • the C content is 0.07% or more and 0.20% or less.
  • the C content is preferably 0.08% or more.
  • the C content is preferably 0.19% or less, more preferably 0.18% or less.
  • Mn 0.20% or more and 1.20% or less
  • Mn is an element that increases the strength of steel by increasing the amount of solid solution strengthening and/or bainite formation.
  • Mn is an element that contributes to fine structure by lowering the ferrite transformation start temperature.
  • it is necessary to contain 0.20% or more of Mn.
  • the Mn content exceeds 1.20%, the amount of bainite formation increases, the yield ratio exceeds 0.85, and the desired yield ratio cannot be obtained.
  • the Mn content exceeds 1.20%, the hardness of the central segregation increases, which may cause cracks during welding. For this reason, the Mn content is set to 0.20% or more and 1.20% or less.
  • the Mn content is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 1.10% or less, more preferably 1.05% or less.
  • the P content is set to a range of 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • the P content is preferably 0.002% or more.
  • S 0.050% or less S is usually present in steel as MnS, but MnS is thinly drawn in the hot rolling process and has a negative effect on ductility. For this reason, in the present invention, it is preferable to reduce S as much as possible, but a content of 0.050% or less is acceptable. For this reason, the S content is 0.050% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less, and even more preferably 0.008% or less. Although there is no particular lower limit for the S content, since excessive reduction leads to an increase in smelting costs, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • Al 0.005% or more and 0.100% or less
  • Al is an element that acts as a strong deoxidizer. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more of Al. However, if the Al content exceeds 0.100%, the weldability deteriorates, and the amount of alumina-based inclusions increases, deteriorating the surface properties. The toughness of the welded portion also decreases. For this reason, the Al content is set to 0.005% or more and 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • the Al content is preferably 0.070% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is an inevitable impurity and an element that has the effect of reducing toughness by firmly fixing the movement of dislocations.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0040% or less, and even more preferably 0.0035% or less. Note that excessive reduction leads to an increase in smelting costs, so the N content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • the basic components (essential components) of the square steel pipe of the present invention have been described above.
  • the remaining components (balance) of the steel composition of the square steel pipe of the present invention other than the above can be Fe and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities in the balance include As, Bi, Co, Pb, Zn, W, and O, which are inevitably mixed in due to raw materials, materials, or manufacturing equipment.
  • the raw materials include iron ore, reduced iron, ferroalloy, and scrap.
  • it is not rejected to contain As and Co at 0.05% or less, Bi, Pb, Zn, and O at 0.005% or less, and W at 0.100% or less.
  • the steel composition of the square steel pipe of the present invention may further contain, as optional elements, one or more selected from the following: Nb: 0.020% or less, Ti: 0.045% or less, V: 0.10% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Cu: 0.30% or less, Ni: 0.30% or less, Ca: 0.0100% or less, B: 0.0100% or less, Sn: 0.100% or less, Sb: 0.100% or less.
  • Nb 0.020% or less
  • Ti 0.045% or less
  • Nb and Ti are elements that form fine carbides and nitrides in steel and contribute to improving the strength of steel through precipitation strengthening.
  • the Nb content exceeds 0.020%
  • the yield ratio exceeds 0.85 and the desired yield ratio cannot be obtained.
  • the Ti content exceeds 0.045%, coarse carbides and nitrides are formed, which may lead to a decrease in low-temperature toughness and ductility.
  • Nb and Ti when Nb and Ti are contained, the Nb and Ti contents are set to Nb: 0.020% or less and Ti: 0.045% or less, respectively.
  • the Nb content is preferably Nb: 0.018% or less, and more preferably 0.016% or less.
  • the Ti content is preferably Ti: 0.040% or less, and more preferably Ti: 0.035% or less.
  • V, Cr, and Mo are more than V: 0.10%, Cr: 0.50%, and Mo: 0.50%, respectively, the ductility decreases, the desired uniform elongation and fracture elongation cannot be obtained, and there is a risk of causing a decrease in low-temperature toughness. Therefore, when V, Cr, and Mo are contained, the V content is set to 0.10% or less, the Cr content is set to 0.50% or less, and the Mo content is set to 0.50% or less.
  • the V, Cr, and Mo contents are preferably set to 0.08% or less, 0.40% or less, and 0.40% or less, respectively.
  • Cu and Ni are elements that increase the strength of steel by solid solution strengthening, and can be contained as necessary.
  • the Cu and Ni contents are preferably Cu: 0.01% or more and Ni: 0.01% or more, respectively, and more preferably Cu: 0.10% or more and Ni: 0.10% or more.
  • the Cu content exceeds 0.30%, the low temperature toughness is reduced and the desired low temperature toughness cannot be obtained, and if the Ni content exceeds 0.30%, the yield ratio exceeds 0.85 and the desired yield ratio cannot be obtained. Therefore, when Cu and Ni are contained, the Cu and Ni contents are respectively set to Cu: 0.30% or less and Ni: 0.30% or less.
  • the Cu and Ni contents are preferably Cu: 0.20% or less and Ni: 0.20% or less, respectively.
  • Ca 0.0100% or less
  • Ca is an element that contributes to improving the toughness of steel by spheroidizing sulfides such as MnS that are thinly drawn in the hot rolling process, and can be contained as necessary.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content exceeds 0.0100%, the ductility decreases and the desired uniform elongation and fracture elongation cannot be obtained, and the low-temperature toughness decreases and the desired low-temperature toughness cannot be obtained. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is 0.0100% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that contributes to refinement of the structure by lowering the ferrite transformation start temperature.
  • the B content is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, the amount of upper bainite generated increases, the yield ratio exceeds 0.85, and the desired yield ratio cannot be obtained. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • the steel structure in the center of the plate thickness has a main phase consisting of ferrite and a second phase consisting of one or more types selected from pearlite, pseudo-pearlite, and upper bainite, with an area ratio of 5 to 30%, an average crystal grain size of 10.0 to 30.0 ⁇ m, and the steel structure contains pearlite and pseudo-pearlite with an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m in a total of 500 particles/mm2 or more.
  • the crystal grain size refers to the diameter of a circle that has the same area as the target crystal grain (circle equivalent diameter).
  • Main phase ferrite Ferrite is a soft structure, and is the main phase in the present invention in order to obtain the desired yield strength and low yield ratio.
  • the main phase means a phase that occupies 70% or more in area ratio. If the area ratio of ferrite is less than 70%, the yield stress becomes excessively large, and the desired yield ratio may not be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is 70% or more, preferably 72% or more. On the other hand, if the area ratio of ferrite exceeds 95%, the strength decreases, and the desired yield strength and tensile strength may not be obtained. Therefore, preferably, the area ratio of ferrite is 95% or less, and more preferably, the area ratio of ferrite is 93% or less.
  • the area ratio of the second phase consisting of one or more types selected from pearlite, pseudo-pearlite and upper bainite exceeds 30%, the low-temperature toughness may deteriorate and the yield ratio may increase. Therefore, it is necessary that the area ratio of the second phase consisting of one or more types selected from pearlite, pseudo-pearlite and upper bainite is 30% or less.
  • the area ratio is preferably 28% or less, more preferably 26% or less.
  • the total area ratio of pearlite and pseudo-pearlite is 5% or more. If the total area ratio of pearlite and pseudo-pearlite is 5% or more, the yield ratio is kept low when manufacturing square steel pipes, resulting in better earthquake resistance. In addition, if the total area ratio of pearlite and pseudo-pearlite is 20% or less, good low-temperature toughness is more easily obtained stably, so it is preferable that the total area ratio of pearlite and pseudo-pearlite is 20% or less.
  • the area fraction of upper bainite is 15% or less, the low yield ratio targeted by the present invention is more easily and stably obtained, so it is preferable that the area fraction of upper bainite is 15% or less.
  • the area fraction of upper bainite is more preferably 13% or less.
  • the steel structure of the present invention is a steel (hereinafter referred to as "dual-structure steel") in which a soft structure and a hard structure are mixed in order to obtain the low yield ratio, yield strength, and tensile strength targeted in the present invention.
  • dual-structure steel has inferior toughness compared to single-structure steel. Therefore, in the present invention, in order to achieve both the above mechanical properties and excellent toughness, the average grain size of the steel structure in the thickness center of the flat plate portion is specified when the region surrounded by the boundary where the orientation difference (crystal orientation difference) between adjacent crystals is 15° or more is taken as a crystal grain.
  • the crystal orientation difference and average crystal grain size can be measured by the SEM (Scanning Electron Microscope)/EBSD (Electron Backscatter Diffraction) method. Here, they can be measured by the method described in the Examples.
  • the total number of pearlite particles having an equivalent circle diameter of more than 20 ⁇ m and pseudo-pearlite particles having an equivalent circle diameter of more than 20 ⁇ m in the steel structure is preferably 50 pieces/mm2 or less, more preferably 40 pieces/ mm2 or less.
  • the total number of pearlite particles having an equivalent circle diameter of more than 20 ⁇ m and pseudo-pearlite particles having an equivalent circle diameter of more than 20 ⁇ m may be 0 pieces/ mm2 .
  • the square steel pipe of the present invention has a yield strength of 295 MPa or more, a tensile strength of 400 MPa or more, and a low yield ratio of 0.85 or less in the flat plate portion in the axial direction of the pipe. It also has high ductility with a uniform elongation of 8.0% or more and a fracture elongation of 27.0% or more. It also has excellent low-temperature toughness in the corners, with an absorbed energy of 80 J or more in a Charpy impact test at a test temperature of -10°C, and a ductile-brittle transition temperature of -10°C or less.
  • the square steel pipe of the present invention is a square steel pipe that combines a low yield ratio with excellent low-temperature toughness and high ductility. These characteristic values can be measured by the method described in the examples.
  • the yield strength is preferably 320 MPa or more.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited, but as an example, the yield strength is 470 MPa or less.
  • the tensile strength is preferably 420 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but as an example, the tensile strength is 620 MPa or less.
  • the yield ratio is preferably 0.80 or less.
  • the lower limit of the yield ratio is not particularly limited, but as an example, the yield ratio is 0.60 or more.
  • the uniform elongation is preferably 9.0% or more.
  • the fracture elongation is preferably 29.0% or more.
  • the absorbed energy in the Charpy impact test at -10°C is preferably 90 J or more.
  • the ductile-brittle transition temperature is preferably -15°C or less.
  • the square steel pipe of the present invention preferably has a plate thickness (wall thickness) of 12 mm or more, and may be more than 22 mm. According to the present invention, even a square steel pipe with a large plate thickness, such as a plate thickness of more than 22 mm, has a low yield ratio, excellent low-temperature toughness, and high ductility.
  • the square steel pipe of the present invention preferably has a plate thickness of 12 to 32 mm.
  • hot-rolled steel sheet (hereinafter also referred to as hot-rolled steel sheet for square steel pipe), which is the material for the square steel pipe of the present invention.
  • the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet for square steel pipes of the present invention includes, for example, a hot rolling process, a cooling process, and a coiling process.
  • the hot rolling process the steel material having the above-mentioned steel composition is heated at a heating temperature of 1100°C to 1300°C and a heating time of 40 min to 200 min. Then, hot rolling is performed with a rough rolling end temperature of 850°C to 1150°C, a finish rolling end temperature of 750°C to 850°C and 930°C or less, a total reduction of 40% or more, and a total reduction of the final two passes of finish rolling of 15% or more.
  • cooling is performed with an average cooling rate of 10.0°C/s or less in the center of the plate thickness and a cooling stop temperature of 480°C to 650°C in the center of the plate thickness.
  • the steel sheet is coiled at a temperature of 480°C to 650°C at the center of the sheet thickness to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the temperature indicated in “°C” refers to the surface temperature of the steel material or steel plate (hot-rolled steel plate, base steel plate described below, etc.) unless otherwise specified. These surface temperatures can be measured with a radiation thermometer or the like. The temperature at the center of the steel plate's thickness can be found by calculating the temperature distribution in the cross section of the steel plate using heat transfer analysis, and correcting the result by the surface temperature of the steel plate. Furthermore, “hot-rolled steel plate” includes hot-rolled steel plate and hot-rolled steel strip.
  • the method for melting the steel material is not particularly limited, and any of the known melting methods such as converters, electric furnaces, and vacuum melting furnaces are suitable.
  • the casting method is also not particularly limited, and steel material of the desired dimensions can be produced by known casting methods such as continuous casting. Note that there is no problem in applying the ingot casting-blooming rolling method instead of the continuous casting method.
  • the molten steel may further be subjected to secondary refining such as ladle refining.
  • the obtained steel material (steel slab) is heated at a heating temperature of 1100°C to 1300°C for a heating time of 40 min to 200 min, after which it is subjected to rough rolling with a rough rolling end temperature of 850°C to 1150°C, finish rolling with a finish rolling end temperature of 750°C to 850°C, and a hot rolling process with a total reduction of 40% or more at 930°C or less and a total reduction of 15% or more for the final two passes of finish rolling, to produce a hot-rolled sheet (material steel sheet for hot-rolled steel sheet, hereinafter also referred to as material steel sheet).
  • Heating temperature of steel material 1100°C or more and 1300°C or less
  • the heating temperature of the steel material is less than 1100°C
  • the deformation resistance of the steel material to be rolled increases, making rolling difficult.
  • the heating temperature of the steel material exceeds 1300°C
  • the austenite grains become coarse, and fine austenite grains cannot be obtained in the subsequent rolling (rough rolling, finish rolling).
  • the steel structure of the thickness center is also simply referred to as the steel structure
  • the heating temperature of the steel material in the hot rolling process is 1100°C or more and 1300°C or less.
  • the heating temperature is preferably 1120°C or more.
  • the heating temperature is preferably 1280°C or less.
  • an energy-saving process of direct rolling in which the hot slab is charged into a heating furnace without being cooled to room temperature can also be applied without any problems.
  • Heating time of steel material 40 min to 200 min
  • the present invention strictly specifies the heating time as well as the heating temperature of the steel material. If the heating time of the steel material is less than 40 min, the austenite grains become too fine, and ferrite is excessively generated in the cooling process, resulting in a decrease in yield strength and tensile strength. On the other hand, if the heating time of the steel material exceeds 200 min, the austenite becomes coarse, making it difficult to obtain a steel structure with an average grain size of 10.0 to 30.0 ⁇ m.
  • the heating time of the steel material is 40 min to 200 min.
  • the heating time is preferably 45 min or more, and more preferably 50 min or more.
  • the heating time is preferably 190 min or less, and more preferably 185 min or less.
  • the heating time is the time from when the steel material is charged into the heating furnace to when it is removed.
  • Rough rolling end temperature 850°C or more and 1150°C or less
  • the rough rolling end temperature is set to 850°C or more and 1150°C or less.
  • the rough rolling end temperature is preferably 860°C or more, more preferably 870°C or more.
  • the rough rolling end temperature is also preferably 1100°C or less, more preferably 1050°C or less.
  • Finish rolling end temperature 750°C or more and 850°C or less
  • the finish rolling end temperature is less than 750°C
  • the surface temperature of the steel sheet during the finish rolling becomes equal to or lower than the ferrite transformation start temperature, and ferrite elongated in the rolling direction is formed, which may result in a decrease in workability.
  • the finish rolling end temperature exceeds 850°C
  • the reduction amount in the austenite non-recrystallization temperature range is insufficient, and fine austenite grains cannot be obtained. As a result, the crystal grains become coarse, and it becomes difficult to ensure the strength (yield strength, tensile strength) targeted in the present invention.
  • the finish rolling end temperature is set to 750°C or more and 850°C or less.
  • the finish rolling end temperature is preferably 770°C or more, more preferably 780°C or more.
  • the finish rolling end temperature is also preferably 830°C or less, more preferably 820°C or less.
  • Total reduction at 930°C or less 40% or more
  • the ferrite and bainite formed in the subsequent cooling and coiling processes are refined, and the steel structure of the hot-rolled steel sheet having the strength and low-temperature toughness targeted in the present invention can be obtained.
  • the reason why the total reduction rate is specified at 930°C or less is that in the temperature range above 930°C, austenite recrystallizes in the hot rolling process, and dislocations introduced by rolling disappear, making it impossible to obtain fine-grained austenite.
  • the above-mentioned total reduction rate refers to the sum of the reduction rates of each rolling pass in the temperature range of 930°C or less.
  • the above-mentioned rough rolling and finish rolling may both be performed with a total reduction of 40% or more at 930°C or less.
  • only finish rolling may be performed with a total reduction of 40% or more at 930°C or less.
  • the slab can be cooled to a temperature of 930°C or less during rough rolling, and then the total reduction of 40% or more at 930°C or less can be achieved in both rough rolling and finish rolling.
  • Total reduction rate of the final two passes of finish rolling 15% or more
  • the present invention specifies the total reduction rate of the final two passes of finish rolling. If the total reduction rate of the final two passes of finish rolling is less than 15%, coarse pearlite is generated, making it difficult to obtain a steel structure in which pearlite and pseudo-pearlite having an equivalent circle diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m are 500 pieces/mm2 or more. Therefore, the total reduction rate of the final two passes of finish rolling is set to 15% or more. It is preferably 17% or more, and more preferably 19% or more.
  • the total reduction ratio of the final two passes of finish rolling can be calculated as follows: If the finish rolling is performed in n passes, the final plate thickness is tn , and the plate thicknesses after each pass are t1 , t2 , ..., tn -2 , tn -1 , tn , the total reduction ratio of the final two passes of finish rolling can be calculated by ((tn -2 - tn )/tn -2 ) x 100(%).
  • the hot rolling process produces a hot-rolled sheet (base steel sheet).
  • the hot-rolled sheet is subjected to a cooling process.
  • the sheet is cooled at an average cooling rate up to the cooling stop temperature at the center of the sheet thickness of 10.0°C/s or less, and at a cooling stop temperature at the center of the sheet thickness of 480°C or more and 650°C or less.
  • Average cooling rate at the center of the thickness 10.0°C/s or less If the average cooling rate at the temperature range from the start of cooling to the end of cooling, which will be described later, exceeds 10.0°C/s at the center of the thickness of the hot-rolled sheet, the amount of upper bainite generated increases, and the desired average grain size cannot be obtained, and the yield ratio targeted in the present invention cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate is set to 10.0°C/s or less.
  • the average cooling rate is preferably 9.5°C/s or less, and more preferably 9.0°C/s or less.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but if the average cooling rate is less than 1.0°C/s, it becomes difficult to obtain the cooling stop temperature, which will be described later.
  • the average cooling rate is preferably 1.0°C/s or more, more preferably 1.5°C/s or more, and even more preferably 2.0°C/s or more.
  • Cooling stop temperature 480°C or more and 650°C or less At the temperature of the thickness center of the hot-rolled sheet, if the cooling stop temperature is less than 480°C, the amount of upper bainite generated increases, and the yield ratio exceeds 0.85, and the desired yield ratio may not be obtained. In addition, temperature unevenness is likely to occur in the length direction and/or width direction of the hot-rolled sheet during cooling, and there is a possibility that the mechanical properties may vary. On the other hand, if the cooling stop temperature exceeds 650°C at the temperature of the thickness center of the hot-rolled sheet, the ferrite grains become coarse, and the desired grain size cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is set to 480°C or more and 650°C or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 490°C or more, more preferably 495°C or more.
  • the cooling stop temperature is preferably 640°C or less, more preferably 635°C or less.
  • the average cooling rate is a value calculated by ((temperature at the center of the thickness of the hot-rolled sheet before cooling - temperature at the center of the thickness of the hot-rolled sheet after cooling) / cooling time).
  • the average cooling rate can be calculated from the temperature distribution in the cross section of the hot-rolled sheet obtained by heat transfer analysis.
  • Examples of cooling methods include water cooling, such as spraying water from a nozzle, and cooling by spraying cooling gas.
  • the amount and pressure of the cooling water or cooling gas, the spray time and angle, and the transport speed of the hot-rolled sheet are adjusted.
  • the hot-rolled sheet is wound up in a coiling process.
  • the hot-rolled sheet is coiled at a coiling temperature of 480°C to 650°C, which is the temperature at the center of the sheet thickness from the viewpoint of the steel structure. If the coiling temperature is less than 480°C, a large amount of upper bainite is formed on the surface of the steel sheet, and the desired yield ratio cannot be obtained. If the coiling temperature exceeds 650°C, the ferrite grains become coarse and the desired average crystal grain size cannot be obtained. Therefore, the coiling temperature is set to 480°C to 650°C.
  • the coiling temperature is preferably 490°C or higher, and more preferably 495°C or higher.
  • the coiling temperature is also preferably 640°C or lower, and more preferably 635°C or lower.
  • a cooling process is carried out in which the hot-rolled steel sheet is left to cool. This allows the hot-rolled steel sheet of the present invention (hot-rolled steel sheet for square steel pipes) to be manufactured.
  • the square steel pipe of the present invention is made from the above-mentioned hot-rolled steel sheet.
  • the square steel pipe of the present invention is made by rolling (cold rolling) the hot-rolled steel sheet into a cylindrical open pipe, and then welding the butt joints (the ends of the hot-rolled steel sheet) to form a round steel pipe.
  • the round steel pipe is then formed into a square steel pipe by rolls arranged above, below, left and right of the round steel pipe to obtain the square steel pipe.
  • a compressive strain of 0.20 to 3.00% is applied in the axial direction of the pipe.
  • Compressive strain in the tube axis direction 0.20 to 3.00%
  • the yield ratio in the axial direction decreases and the ductility increases (the uniform elongation and the elongation at break increase). Therefore, in order to obtain the low yield ratio and high ductility (high uniform elongation and high elongation at break) desired in the present invention, the process of applying compressive strain is the most important. If the compressive strain is less than 0.20%, the effect of decreasing the yield ratio and increasing the ductility (increasing the uniform elongation and the elongation at break) cannot be obtained. On the other hand, if the compressive strain exceeds 3.00%, the steel pipe may buckle.
  • the compressive strain in the axial direction is set to 0.20 to 3.00%.
  • the compressive strain is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more.
  • the compressive strain is preferably 2.80% or less, more preferably 2.60% or less. As long as buckling does not occur, the method of applying the compressive strain is not important.
  • the compressive strain may be applied to either the formed round or square steel pipe, or to both the round and square steel pipes. When the compressive strain is applied to both the round and square steel pipes, the sum of the compressive strains applied to the round and square steel pipes is set to be within the above-mentioned range.
  • the square steel pipes in this invention are not limited to square steel pipes whose sides are all equal (long side length/short side length) of 1.0, but also include square steel pipes whose long side length/short side length value exceeds 1.0.
  • the long side length/short side length value of a square steel pipe exceeds 2.5, local buckling is more likely to occur on the long side, reducing the compressive strength in the axial direction of the pipe. Therefore, it is preferable that the long side length/short side length value of a square steel pipe is 1.0 or more and 2.5 or less.
  • the long side length/short side length value is more preferably 1.0 or more and 2.0 or less.
  • the square steel pipe of the present invention is manufactured in this way.
  • a square steel pipe is obtained in which the flat part has a yield strength of 295 MPa or more, a tensile strength of 400 MPa or more, a yield ratio of 0.85 or less, a uniform elongation of 8.0% or more, a fracture elongation of 27.0% or more, a Charpy absorbed energy of 80 J or more at the corner at -10°C, and a ductile-brittle transition temperature of -10°C or less.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of an architectural structure of the present invention.
  • the architectural structure of the present invention uses the square steel pipe of the present invention (square steel pipe 1) described above as a pillar material.
  • the reference numerals 4, 5, 6, and 7 respectively indicate the main beam, secondary beam, diaphragm, and stud.
  • the square steel pipe of the present invention has excellent mechanical properties in the flat plate portion. Therefore, the architectural structure of the present invention that uses this square steel pipe as a pillar material exhibits excellent earthquake resistance performance.
  • Molten steel having the steel composition shown in Table 1 was cast to produce steel material (steel slab).
  • the resulting steel slab was subjected to the hot rolling process, cooling process, and coiling process under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2 to produce hot-rolled steel sheet.
  • the pipe-making process shown below was then carried out.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was formed into a cylindrical open pipe by roll forming (cold roll forming), and the butt joints were electric resistance welded to form a round steel pipe.
  • the round steel pipe was then formed into a square steel pipe (square in cross section perpendicular to the axial direction) by rolls arranged above, below, left and right of the round steel pipe.
  • the obtained square steel pipe had corners and flat parts, and had the side length (mm) and wall thickness (mm) shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • the resulting rectangular steel pipe was cut to a length of 3.0 m and then compressive strain was applied in the length direction (pipe axis direction) to produce a rectangular steel pipe. Note that to prevent buckling of the rectangular steel pipe, the cut surface was ground and parallelized before compressive strain was applied.
  • the compressive strain value was evaluated by the value of a strain gauge attached to the center of the width of the flat part on the outer surface of the steel pipe (the 3 o'clock side when the weld is at the 12 o'clock direction) at the center of the length of the rectangular steel pipe (1.5 m from the end).
  • Test pieces were taken from the hot-rolled steel plates or square steel pipes manufactured as above, and the following structural observations, tensile tests, and Charpy impact tests were carried out.
  • the test pieces for microstructural observation were taken from the center in the width direction and the center in the thickness direction of the hot-rolled steel sheet (at a position of t/2 of the sheet thickness (t: sheet thickness)).
  • the observation surface was set to be a cross section in the rolling direction during hot rolling, polished, and then etched with nital to prepare the observation surface.
  • the structure was observed using an optical microscope (magnification: 1000x) at the thickness t/2 position (center of thickness) of the hot-rolled steel plate, and optical microscope images were taken. From the optical microscope images obtained, the area ratios of ferrite, pearlite, pseudo-pearlite, and upper bainite were determined.
  • ferrite is a product of diffusion transformation, and has a low dislocation density and a nearly restored structure. This includes polygonal ferrite and pseudo-polygonal ferrite.
  • Pearlite is a structure in which cementite and ferrite are arranged in layers
  • pseudo-pearlite is a structure in which cementite arranged in dot rows in ferrite is confirmed.
  • Upper bainite is a complex phase structure of lath-shaped ferrite and cementite with high dislocation density. In addition to the above shapes, ferrite is white, pearlite is black, pseudo-pearlite is black or gray, and upper bainite is white or gray, which are the reasons for the distinction.
  • the number density (pieces/ mm2 ) of pearlite and pseudo-pearlite was calculated by observing five visual fields, adding up the number of pearlite and pseudo-pearlite observed in the five visual fields, and dividing the total by the observation area ( mm2 ).
  • the number of pearlite and pseudo-pearlite was measured by measuring the total number of pearlite and pseudo-pearlite with a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m and the total number of pearlite and pseudo-pearlite with a circle equivalent diameter of more than 20 ⁇ m.
  • the number density of pearlite and pseudo-pearlite with a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m and the number density of pearlite and pseudo-pearlite with a circle equivalent diameter of more than 20 ⁇ m were calculated.
  • the average grain size (average circle equivalent diameter) was measured at the sheet thickness t/2 position (sheet thickness center) using the SEM/EBSD method.
  • the grain size was measured by obtaining the orientation difference between adjacent grains, and the boundary with an orientation difference of 15° or more was taken as the grain boundary.
  • the grain size (circle equivalent diameter) of each grain was calculated from the obtained grain boundary, and the arithmetic average was calculated to be the average grain size (average circle equivalent diameter). In the grain size analysis, grains with a grain size of less than 2.0 ⁇ m were excluded from the analysis as measurement noise.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the position where the tensile test specimens of the flat plate portion were taken.
  • the tensile test was performed by taking JIS No. 5 tensile test specimens from the flat plate portion of the square steel pipe so that the tensile direction was parallel to the pipe axis direction.
  • the taken tensile test specimens were subjected to a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011), and the yield strength (YS), tensile strength (TS), uniform elongation (Eu), and fracture elongation (Et) were measured, and the yield ratio defined as (yield strength)/(tensile strength) was calculated.
  • the uniform elongation was taken as the total elongation value at the maximum load.
  • the tensile test specimens of the flat plate portion were taken from the position of the width center of the flat plate portion and the length center of the square steel pipe at the 3 o'clock side when the welded portion of the square steel pipe is in the 12 o'clock direction (see FIG. 2).
  • the number of test specimens was two, and the average values of these were calculated to obtain YS, TS, yield ratio, uniform elongation, and fracture elongation.
  • a plate portion with a yield strength of 295 MPa or more and a tensile strength of 400 MPa or more was deemed to have passed the test.
  • a plate portion with a yield ratio of 0.85 or less was deemed to have passed the test as having a low yield ratio.
  • a plate portion with a uniform elongation of 8.0% or more and a fracture elongation of 27.0% or more was deemed to have passed the test as having high ductility.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the sampling position of the Charpy test piece used in the Charpy impact test.
  • the Charpy test piece was sampled from the corner of the square steel pipe at a t/4 position of the wall thickness t from the outer surface of the square steel pipe so that the longitudinal direction of the test piece was parallel to the pipe axis direction.
  • the V-notch standard test piece was sampled from the t/2 position of the wall thickness t from the outer surface of the square steel pipe.
  • the Charpy impact test was performed at test temperatures: -70 ° C, -50 ° C, -30 ° C, -10 ° C, and 10 ° C.
  • the number of test pieces was three at each test temperature, and the ductile-brittle transition temperature and the average value (J) of absorbed energy were obtained.
  • a test temperature of -10°C and an absorbed energy of 80 J or more in a Charpy impact test and a ductile-brittle transition temperature of -10°C or less were deemed to pass the test as being excellent in low-temperature toughness.
  • the rectangular steel pipes of the present invention all had a yield strength of 295 MPa or more in the flat portion and a tensile strength of 400 MPa or more in the flat portion. They also had a low yield ratio of 0.85 or less in the flat portion. They also had high ductility with a uniform elongation of 8.0% or more in the flat portion and a fracture elongation of 27.0% or more in the flat portion. They also had excellent low-temperature toughness with a Charpy absorbed energy of 80 J or more at the corners at -10°C and a ductile-brittle transition temperature of -10°C or less at the corners.
  • the C content was below the range of the present invention, so the area ratio of the second phase was outside the range of the present invention, and the yield strength, tensile strength, and yield ratio did not reach the desired values.
  • the C content was higher than the range of the present invention, so the area ratio of the second phase was outside the range of the present invention, and the Charpy absorbed energy at the corner at -10°C, the ductile-brittle transition temperature, the uniform elongation and the fracture elongation did not reach the desired values.
  • Step X the Si content exceeded the range of the present invention, so that the toughness was reduced, and the Charpy absorbed energy at the corner at -10°C, the ductile-brittle transition temperature, the uniform elongation and the fracture elongation did not reach the desired values.
  • No. 25 the Mn content was below the range of the present invention, so the area ratio of the second phase was outside the range of the present invention, and the tensile strength and yield ratio did not reach the desired values.
  • No. 26 the Mn content exceeded the range of the present invention, so that the amount of upper bainite formed was large, and the yield ratio did not reach the desired value.
  • Step U the compressive strain was below the range of the present invention, and therefore the yield ratio, uniform elongation and fracture elongation did not reach the desired values.
  • No. 47 the compressive strain exceeded the range of the present invention, and therefore buckling occurred in the square steel pipe. Therefore, the tensile test and the Charpy test were not performed.
  • the heating time of the steel material was below the range of the present invention, so that ferrite was generated excessively and the area ratio of the second phase was outside the range of the present invention. Therefore, the yield strength, tensile strength and yield ratio did not reach the desired values.
  • the heating time of the steel material exceeded the range of the present invention, so that the average grain size and the number density of pearlite and pseudo-pearlite having a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m were outside the range of the present invention.
  • the uniform elongation, the fracture elongation, the Charpy absorbed energy at the corner at -10°C, and the ductile-brittle transition temperature did not reach the desired values.
  • the total reduction rate of the final two passes of finish rolling was below the range of the present invention, so the number density of pearlite and pseudo-pearlite with a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m to 20 ⁇ m was outside the range of the present invention. Therefore, the uniform elongation, fracture elongation, Charpy absorbed energy at the corner at -10 ° C, and ductile-brittle transition temperature did not reach the desired values.

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Abstract

降伏比が低く、低温靱性および延性に優れる角形鋼管を提供する。　本発明の角形鋼管は、所定の鋼成分組成を有し、平板部の板厚中心部の鋼組織が、フェライトを主相とし、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が５～３０％であり、平均結晶粒径が１０．０～３０．０μｍであり、前記鋼組織には、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが５００個／ｍｍ２以上存在し、平板部の降伏強度が２９５ＭＰａ以上、平板部の引張強度が４００ＭＰａ以上、平板部の降伏比が０．８５以下、平板部の均一伸びが８．０％以上、平板部の破断伸びが２７．０％以上、角部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上、角部の延性－脆性遷移温度が－１０℃以下である。

Description

角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物
　本発明は、角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物に関し、特に、冷間でロール成形により製造され、低降伏比を有し、低温靱性に優れ、高延性を具備する角形鋼管（角コラム）に関する。なかでも、本発明は、大型建築物の建築構造部材に好適に用いられる角形鋼管に関する。本発明は、さらに、この角形鋼管を用いて得られる建築構造物に関する。
　近年、例えば工場、倉庫、商業施設などの大型建築物（以下、建築物と称する）に用いられる建築構造部材は、軽量化による施工コスト削減のため、高強度化が進んでいる。特に建築物の柱材として用いられる平板部と角部を有する角形鋼管では、平板部に高い強度が求められている。同時に、建築構造部材に用いられる角形鋼管は、耐震性の観点から、低い降伏比、優れた低温靱性および高延性を備えることも求められる。
　角形鋼管は、一般に熱延鋼板（熱延鋼帯）または厚鋼板を素材とし、この素材を冷間で成形することにより製造される。冷間で成形する方法としては、冷間でプレス曲げ成形する方法あるいは冷間でロール成形する方法がある。
　素材をロール成形して製造される角形鋼管（以下、ロール成形角形鋼管と称する場合もある）は、熱延鋼板を冷間でロール成形して円筒状のオープン管とし、その突合せ部分を電縫溶接して丸形鋼管とする。その後、丸形鋼管の上下左右に配置されたロールにより、丸形鋼管に対して管軸方向に数％の絞りを加え、続けて角形に成形して角形鋼管を製造する。一方、素材をプレス曲げ成形して製造される角形鋼管（以下、プレス成形角形鋼管と称する場合もある）は、厚鋼板を冷間でプレス曲げ成形して断面形状をロの字型（四角形状）あるいはコの字型（Ｕ字形状）とする。そして、これらをサブマージアーク溶接により接合して製造する。
　ロール成形角形鋼管の製造方法は、プレス成形角形鋼管の製造方法と比較して生産性が高く、短期間での製造が可能であるという利点がある。しかし、プレス成形角形鋼管では、平板部には冷間成形が加わらず角部のみが加工硬化するのに対し、ロール成形角形鋼管では、特に円筒状に冷間成形する際に鋼管全周にわたり管軸方向に大きな加工ひずみが導入される。この加工ひずみによって、ロール成形角形鋼管は、平板部においても管軸方向の降伏比が高く、靱性が低いという問題がある。ロール成形角形鋼管は、平板部に比べて角部の方が導入される加工ひずみが大きいため、角部は平板部に比べて高い降伏比および低い靱性を示す。
　さらに、ロール成形角形鋼管は、肉厚が大きいほどロール成形時の加工硬化が大きくなるため、降伏比はより高くなり、靱性はより低下する。そのため、特に厚肉のロール成形角形鋼管を製造する場合には、ロール成形による降伏比の上昇および靱性の低下にも耐えうるような素材を選択する必要がある。
　このような要求に対し、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．２０％以下含有し、さらにＭｎ：０．４０～０．９０％、Ｎｂ：０．００５～０．０４０％およびＴｉ：０．００５～０．０５０％のうち１種または２種を含有する鋼素材を、未再結晶温度域における圧下率５５％以上、圧延終了温度７３０～８３０℃、巻取り温度５５０℃以下の熱延によりコイルとする熱延工程により、鋼管成形工程における外周長絞りを板厚の３倍以下とすることで、降伏比が９０％以下で試験温度０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である角形鋼管を製造する技術が提案されている。
　特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１８％、Ｍｎ：０．３～１．５％を含む鋼を加熱温度：１１００～１３００℃に加熱し、次いで粗圧延終了温度：１１５０～９５０℃とする粗圧延と、仕上圧延開始温度：１１００～８５０℃、仕上圧延終了温度：９００～７５０℃とする仕上圧延を施した後、表面温度で冷却停止温度が５５０℃以上となるように冷却する一次冷却と、３～１５ｓ間空冷する二次冷却と、板厚中央部温度で７５０～６５０℃の温度域の平均冷却速度が４～１５℃／ｓとなる冷却速度で６５０℃以下まで冷却する三次冷却を施し、鋼組織に含まれる第二相頻度の値を０．２０～０．４２とすることによって、８０％以下の低降伏比を示し、試験温度：０℃でシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上の機械的特性を具備する角形鋼管を製造する技術が提案されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１８％、Ｍｎ：０．３～１．５％を含む鋼を加熱温度：１１００～１３００℃に加熱し、次いで粗圧延終了温度：１１５０～９５０℃とする粗圧延と仕上圧延開始温度：１１００～８５０℃、仕上圧延終了温度：９００～７５０℃とする仕上圧延を施した後、表面温度で７５０～６５０℃の温度域の平均冷却速度が２０℃／ｓ以下、板厚中心部温度が６５０℃に到達するまでの時間が３５ｓ以内でかつ板厚中心部の７５０～６５０℃の温度域の平均冷却速度が４～１５℃／ｓとなるように、５００～６５０℃の巻取温度まで冷却することで、８０％以下の低降伏比を示し、試験温度：０℃でシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上の機械的特性を具備する角形鋼管を製造する技術が提案されている。
　特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を加熱温度：１１００～１３００℃に加熱し、次いで粗圧延終了温度：１１５０～９５０℃とする粗圧延と、仕上圧延開始温度：１１００～８５０℃、仕上圧延終了温度：９００～７５０℃とする仕上圧延を施した後、板厚中心温度で冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度が４～２５℃／ｓとなる冷却速度で冷却停止温度：５８０℃以下まで冷却を施し、冷却開始から１０ｓ間である初期冷却工程において０．２ｓ以上３．０ｓ未満の放冷工程を１回以上有し、その後巻取温度：５８０℃以下で巻取りを行った後、放冷することで、板厚中心部の鋼組織が、フェライトからなる主相と、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなり面積率が８～２０％である第二相とを有し、主相と第二相とを含む鋼組織の平均結晶粒径が７～２０μｍであり、板厚表裏面の鋼組織が、フェライト単相またはベイニティックフェライト単相であり、平均結晶粒径が２～２０μｍとなり、９０％以下の低降伏比を示し、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ以上の機械的特性を具備する角形鋼管を製造する技術が提案されている。
　特許文献５には、所定の成分組成を有した鋼板を冷間ロール成形によって角形に成形する際に、角成形スタンドの出側における角形鋼管の周長ＣＯＵＴに対する鋼板の板幅Ｗの比が所定の式を満たし、かつ、角成形スタンドの出側における角形鋼管の周長ＣＯＵＴに対する角成形スタンドの入側における電縫鋼管の周長ＣＩＮの比が所定の式を満たすように、角成形直前のサイジングスタンドのロールギャップおよび角成形スタンドのロールのギャップを制御して角形鋼管を製造することで、角部の外面から肉厚方向に１／４ｔの位置における均一伸びＥ２が、平板部の外面から肉厚方向に１／４ｔの位置における均一伸びＥ１に対して０．６０倍以上であり、角部の外面から１／４ｔの位置における－１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上の機械的特性を具備する角形鋼管を製造する技術が提案されている。
特開平９－８７７４３号公報 特許第５５９４１６５号公報 特許第５５８９８８５号公報 特許第６３８８０９１号公報 国際公開第２０２２／０７５０２６号
　ここで、冷間でのロール成形により製造される角形鋼管は、その肉厚が大きくなるほど、または、辺の長さが小さくなるほど角形鋼管に導入される加工ひずみが増加し、降伏比の上昇、延性の低下および靱性の低下がより大きくなる。そのため、特許文献１～３で開示された方法で製造される角形鋼管では、特に板厚が２５ｍｍを超える場合に、降伏比が高くなってしまい降伏比９０％以下を満足できないという問題がある。
　特許文献４に記載の技術で製造された角形鋼管は、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ以上であり、角形鋼管が使用される環境によっては低温靱性が不十分な場合がある。
　特許文献５に記載の技術は、鋼板を角形状に成形する際のサイジングスタンドおよび角成形スタンドのロールギャップを適切に制御することが必要であり、角形鋼管の寸法毎に最適な製造条件を決定することが必要であるため多くの労力を要する、という問題がある。
　本発明は、上記の課題を鑑みてなされたものであり、低降伏比を有し、低温靱性に優れ、かつ高延性を有する角形鋼管を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記角形鋼管の製造方法、および上記角形鋼管を用いた建築構造物を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決し、本発明で目的とする強度（降伏強度、引張強度）、降伏比、延性（均一伸び、破断伸び）、低温靱性（吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度）を満足する角形鋼管について鋭意検討を行った。その結果、以下の知見（１）～（４）を得た。
　（１）Ｃの含有量を０．０７質量％以上とする必要がある。さらに、角形鋼管の板厚中心部の鋼組織の主相をフェライトとする必要がある。
（２）角形鋼管の板厚中心部の鋼組織において、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相を有し、第２相の面積率を５～３０％とする必要がある。さらに、前記鋼組織において、平均結晶粒径を１０．０～３０．０μｍとし、かつ円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２以上存在することが必要である。
（３）上記鋼組織を得るためには、角形鋼管の素材となる熱延鋼板を製造する際の熱間圧延における圧下率を適切な範囲にすることが極めて重要である。具体的には、９３０℃以下での合計圧下率：４０％以上、かつ仕上圧延の最終２パスの合計圧下率が１５％以上であることが必要である。
（４）さらに、角形鋼管を製造する際に、熱延鋼板を丸形状の鋼管に成形した後、および／または角形状の鋼管に成形した後、管軸方向に０．２０～３．００％の圧縮ひずみを付与することが必要である。
　本発明は、これらの知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
［１］平板部と角部を有する角形鋼管であって、
鋼成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上１．２０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記平板部の板厚中心部の鋼組織は、フェライトを主相とし、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が５～３０％であり、平均結晶粒径が１０．０～３０．０μｍであり、かつ前記鋼組織には、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、
前記平板部の降伏強度が２９５ＭＰａ以上、前記平板部の引張強度が４００ＭＰａ以上、前記平板部の降伏比が０．８５以下、前記平板部の均一伸びが８．０％以上、前記平板部の破断伸びが２７．０％以上であり、
前記角部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上、前記角部の延性－脆性遷移温度が－１０℃以下である、角形鋼管。
［２］前記鋼成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０４５％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、および
Ｓｂ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、［１］に記載の角形鋼管。
［３］前記［１］または［２］に記載の角形鋼管の製造方法であって、
前記鋼成分組成を有する鋼素材を加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下、加熱時間：４０ｍｉｎ以上２００ｍｉｎ以下で加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、９３０℃以下での合計圧下率：４０％以上、かつ仕上圧延の最終２パスの合計圧下率：１５％以上である熱間圧延を施し、次いで、
板厚中心部の平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下、板厚中心部の冷却停止温度：４８０℃以上６５０℃以下で冷却を施し、次いで、
板厚中心部の温度：４８０℃以上６５０℃以下で巻取り熱延鋼板とし、次いで、
ロール成形により、前記熱延鋼板を円筒状に成形した後、前記熱延鋼板の端部を溶接して丸形状の鋼管に成形し、その後、角形状の鋼管に成形して角形鋼管とする際に、前記丸形状の鋼管に成形した後、および／または前記角形状の鋼管に成形した後、管軸方向に０．２０～３．００％の圧縮ひずみを付与する、角形鋼管の製造方法。
［４］前記［１］または［２］に記載の角形鋼管が柱材として用いられた、建築構造物。
　本発明によれば、低降伏比を有し、低温靱性に優れ、かつ高延性を有する角形鋼管を提供することができる。
図１は、本発明の角形鋼管を使用した建築構造物の一例を模式的に示す斜視図である。 図２は、本発明で実施した引張試験において、引張試験片の採取位置を示す概略図である。 図３は、本発明で実施したシャルピー衝撃試験において、シャルピー試験片の採取位置を示す概略図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　本発明の角形鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．２０％以上１．２０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０.００５％以上０．１００％以下、およびＮ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼成分組成を有する。また、本発明の角形鋼管は、平板部と角部を有し、平板部の板厚中心部の鋼組織が、フェライトを主相とし、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が５～３０％であり、平均結晶粒径が１０．０～３０．０μｍであり、かつ前記鋼組織には、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが５００個／ｍｍ２以上存在する。本発明の角形鋼管は、平板部の降伏強度が２９５ＭＰa以上、かつ平板部の引張強度が４００ＭＰａ以上である強度と、平板部の降伏比が０．８５以下である低降伏比を有する。また、本発明の角形鋼管は、平板部の均一伸びが８．０％以上、かつ平板部の破断伸びが２７．０％以上である高延性と、角部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが８０J以上、かつ角部の延性－脆性遷移温度が－１０℃以下である優れた低温靱性を有する。
　以下に、本発明の角形鋼管の鋼成分組成について説明する。なお、特に断りがない限り、各成分の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下
　Ｃは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｃは、第２相の一つであるパーライトおよび擬似パーライトの形成に寄与する元素である。本発明で目的とする強度および降伏比を確保するためには、０．０７％以上のＣを含有することが必要である。しかしながら、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、硬質相の割合が高くなり低温靱性が低下し、また降伏比が０．８５を超え所望の降伏比が得られなくなる。さらには、延性が低下し、所望の均一伸びおよび破断伸びが得られなくなる。また、溶接性も悪化する。このため、Ｃ含有量は０．０７％以上０．２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１９％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％以下
　Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉを含有することが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０.４０％を超えると、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり溶接部特性が低下し、また延性が低下して所望の均一伸びおよび破断伸びが得られなくなる。さらに、電縫溶接部以外の母材部の靱性も低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．４０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３７％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
　Ｍｎ：０．２０％以上１．２０％以下
　Ｍｎは、固溶強化および／またはベイナイトの生成量を増加させることにより鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎはフェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。本発明で目的とする強度および組織を確保するためには、０．２０％以上のＭｎを含有することが必要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、ベイナイトの生成量が多くなり降伏比が０．８５を超え、所望の降伏比が得られなくなる。また、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、中心偏析部の硬度が上昇し、溶接時に割れの原因となる可能性が有る。このため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上１．２０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０％以下であり、より好ましくは１．０５％以下である。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、０．１０％の含有量までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．１０％以下の範囲内とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。なお、特にＰ含有量の下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは、鋼中では通常、ＭｎＳとして存在するが、ＭｎＳは熱間圧延工程で薄く延伸され、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳをできるだけ低減することが好ましいが、０．０５０％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下であり、より一層好ましくは０．００８％以下である。なお、特にＳ含有量の下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下
　Ａｌは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＡｌを含有することが必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。また溶接部の靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、不可避的不純物であり、転位の運動を強固に固着することで靱性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｎは不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｎの含有量は０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下であり、より一層好ましくは０．００３５％以下である。なお、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。
　以上、本発明の角形鋼管における基本成分（必須成分）について説明した。本発明の角形鋼管における鋼成分組成のうち、上記以外の成分（残部）はＦｅおよび不可避的不純物とすることができる。なお、残部における不可避的不純物としては、例えば、Ａｓ、Ｂｉ、Ｃｏ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ｗ、Ｏが挙げられ、これらの成分は原料、資材または製造設備に由来して不可避的に混入する。前記原料としては、鉄鉱石、還元鉄、合金鉄またはスクラップ等が挙げられる。ただし本発明の効果を損なわない範囲においては、ＡｓおよびＣｏをそれぞれ０．０５％以下、Ｂｉ、Ｐｂ、ＺｎおよびＯをそれぞれ０．００５％以下、Ｗを０．１００％以下含有することを拒むものではない。
上記鋼成分組成を有することで、本発明で目的とする特性が得られる。
　本発明の角形鋼管の鋼成分組成は、さらに、任意選択元素として、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０４５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｓｎ：０．１００％以下、Ｓｂ：０．１００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
　Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０４５％以下
　ＮｂおよびＴｉはそれぞれ、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成し、析出強化を通じて鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るため、Ｎｂ、Ｔｉのそれぞれについて、０．００５％以上含有することが好ましく、０．００７％以上含有することがより好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．０２０％を超えると、降伏比が０．８５を超え所望の降伏比が得られなくなる。また、Ｔｉの含有量が０．０４５％を超えると、粗大な炭化物、窒化物が形成され、低温靱性および延性の低下を招く恐れがある。そのため、Ｎｂ、Ｔｉを含有する場合には、Ｎｂ、Ｔｉの含有量をそれぞれＮｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０４５％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくはＮｂ：０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくはＴｉ：０．０４０％以下であり、より好ましくはＴｉ：０．０３５％以下である。
　Ｖ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＶ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上含有することが好ましく、Ｖ：０．０２％以上、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｍｏ：０．１０％以上含有することがより好ましい。しかし、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量がそれぞれ、Ｖ：０．１０％超、Ｃｒ：０．５０％超、Ｍｏ：０．５０％超となると、延性が低下し所望の均一伸びおよび破断伸びが得られなくなり、また、低温靱性の低下を招く恐れがある。そのため、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＶ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下とする。Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量はそれぞれ、好ましくは、Ｖ：０．０８％以下、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｍｏ：０．４０％以下である。
　Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下
　Ｃｕ、Ｎｉはそれぞれ、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、Ｃｕ、Ｎｉ含有量はそれぞれ、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上とすることが好ましく、Ｃｕ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．１０％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が０．３０％超になると低温靱性の低下を招き所望の低温靱性が得られなくなり、またＮｉ含有量が０．３０％超になると降伏比が０．８５を超え所望の降伏比が得られなくなる。そのため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、Ｃｕ、Ｎｉ含有量をそれぞれ、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下とする。Ｃｕ、Ｎｉ含有量はそれぞれ、好ましくは、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下である。
　Ｃａ：０．０１００％以下
　Ｃａは、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、延性が低下し所望の均一伸びおよび破断伸びが得られなくなり、また低温靱性が低下して所望の低温靱性が得られなくなる。そのため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は、０．０００３％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上部ベイナイトの生成量が多くなり、降伏比が０．８５を超え所望の降伏比が得られない。そのため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｓｎ：０．１００％以下
　Ｓｎは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましく、０．００５％以上がさらに好ましい。しかし、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、熱間加工性が低下して熱間圧延時に割れが発生する可能性がある。このため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０．１００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０７０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｓｂ：０．１００％以下
　Ｓｂは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましく、０．００５％以上がさらに好ましい。しかし、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、熱間加工性が低下して熱間圧延時に割れが発生する可能性がある。このため、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０７０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　次に、本発明の角形鋼管の鋼組織を限定した理由について説明する。
　本発明の角形鋼管は、板厚中心部の鋼組織が、フェライトからなる主相と、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が５～３０％であり、平均結晶粒径が１０．０～３０．０μｍであり、かつ前記鋼組織には、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２以上存在する。
　なお、本発明において、結晶粒径とは、対象となる結晶粒と面積が等しい円の直径（円相当径）とする。
　主相：フェライト
　フェライトは軟質な組織であり、所望の降伏強度および低降伏比を得るため、本発明において主相とする。本発明において、主相とは、面積率で７０％以上を占める相を意味する。フェライトの面積率が７０％未満であると、降伏応力が過度に大きくなり、また所望の降伏比が得られない場合がある。そのため、フェライトは面積率で７０％以上であり、好ましくは７２％以上である。一方、フェライトの面積率が９５％を超えると強度が低下し、所望の降伏強度および引張強度が得られない場合がある。そのため、好ましくは、フェライトは面積率で９５％以下であり、より好ましくは、フェライトは面積率で９３％以下である。
　パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率：５～３０％
　パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトは、フェライトに比べて硬質な組織であり、鋼の強度を上昇させ、また低降伏比を得るために重要な鋼組織である。本発明で目的とする降伏強度、引張強度、降伏比を得るためには、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が５％以上であることが必要である。前記面積率は、好ましくは６％以上であり、より好ましくは８％以上である。一方、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が３０％を超えると低温靱性が悪化し、降伏比が上昇する場合がある。そのため、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率は３０％以下であることが必要である。前記面積率は、好ましくは２８％以下であり、より好ましくは２６％以下である。
　また、パーライトおよび擬似パーライトの合計の面積率は５％以上であることが好ましい。パーライトおよび擬似パーライトの合計の面積率が５％以上であると、角形鋼管を製造した時に降伏比が低く抑えられるため、より優れた耐震性が得られる。また、パーライトおよび擬似パーライトの合計の面積率が２０％以下であると良好な低温靱性がより安定して得られやすくなるため、パーライトおよび擬似パーライトの合計の面積率は２０％以下が好ましい。
　また、上部ベイナイトの面積率が１５％以下であると、本発明で目的とする低降伏比がより安定して得られやすくなるため、上部ベイナイトの面積率は１５％以下であることが好ましい。上部ベイナイトの面積率は、より好ましくは１３％以下である。
　なお、フェライト、パーライト、擬似パーライト、上部ベイナイトの面積率は、実施例に記載の方法で測定することができる。
　板厚中心部の鋼組織の平均結晶粒径：１０．０～３０．０μｍ
　上述のとおり、本発明の鋼組織は、本発明で目的とする低降伏比、降伏強度、および引張強度を得るために、軟質組織と硬質組織を混合させた鋼（以下、「複合組織鋼」と称する）とする。しかし、複合組織鋼は、単一組織鋼と比較して靱性が劣る。そこで、本発明では、上記の機械特性と優れた靱性を両立するため、隣り合う結晶の方位差（結晶方位差）が１５°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたとき、平板部の板厚中心部の鋼組織の平均結晶粒径を規定する。平板部の板厚中心部の鋼組織の平均結晶粒径（円相当径）が１０．０μｍ未満であると、降伏比が増加して本発明で目的とする降伏比が得られない。一方、前記鋼組織の平均結晶粒径が３０．０μｍを超えると、低温靱性が悪化する。そのため、平板部の板厚中心部の鋼組織の平均結晶粒径は１０．０～３０．０μｍであることが必要である。前記平均結晶粒径は、好ましくは１１．０μｍ以上であり、より好ましくは１１．５μｍ以上である。また、前記平均結晶粒径は２８．０μｍ以下が好ましく、より好ましくは２６．０μｍ以下である。
　なお、結晶方位差および平均結晶粒径は、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）／ＥＢＳＤ（ElectronBackscatter Diffraction）法によって測定することが可能である。ここでは、実施例に記載の方法で測定することができる。
　平板部の板厚中心部の鋼組織において、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２以上存在
　本発明で目的とする低温靱性および高延性を兼ね備えた角形鋼管を得るために、パーライトおよび擬似パーライトの数密度を規定する。平板部の板厚中心部の鋼組織に存在する、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２未満の場合、靱性と延性が低下して、所望の降伏比、低温靱性および延性が得られない。よって、前記鋼組織に、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下の擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２以上存在するものとする。前記合計は、好ましくは５５０個／ｍｍ２以上であり、より好ましくは５８０個／ｍｍ２以上である。前記合計の上限値は特に定めないが、１２００個／ｍｍ２を超えると降伏比が増加する可能性があるため、前記合計は、１２００個／ｍｍ２以下が好ましく、１１５０個／ｍｍ２以下がより好ましい。なお、平板部の板厚中心部の鋼組織において存在する、円相当径が２０μｍ超のパーライトおよび円相当径が２０μｍ超の擬似パーライトが合計で５０個／ｍｍ２以下であると、所望の低温靱性がより安定して得られやすくなる。そのため、前記鋼組織において存在する、円相当径が２０μｍ超のパーライトおよび擬似パーライトの合計は５０個／ｍｍ２以下であることが好ましく、４０個／ｍｍ２以下であることがより好ましい。なお、円相当径が２０μｍ超のパーライトおよび擬似パーライトの合計は０個／ｍｍ２であってもよい。
　上記した鋼成分組成および鋼組織を満足することにより、本発明の目的とする強度（降伏強度、引張強度）、降伏比、延性（均一伸び、破断伸び）および低温靱性（シャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度）を有する角形鋼管を得ることが可能となる。
　本発明の角形鋼管は、管軸方向で、平板部において、降伏強度：２９５ＭＰａ以上、引張強度：４００ＭＰａ以上の強度を有し、降伏比：０.８５以下の低降伏比を有する。また、均一伸び：８.０％以上および破断伸び：２７.０％以上の高延性を有する。また、角部において、試験温度：－１０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが８０Ｊ以上、延性－脆性遷移温度が－１０℃以下となる優れた低温靱性を具備する。本発明の角形鋼管は、低降伏比と優れた低温靱性、高延性を併せ持った角形鋼管である。なお、これらの特性値は、実施例に記載の方法で測定することができる。
　前記降伏強度は、３２０ＭＰａ以上が好ましい。また、前記降伏強度の上限は、特に限定されないが、一例としては、前記降伏強度は、４７０ＭＰａ以下である。前記引張強度は、４２０ＭＰａ以上が好ましい。また、前記引張強度の上限は、特に限定されないが、一例としては、前記引張強度は、６２０ＭＰａ以下である。前記降伏比は、０．８０以下が好ましい。また、前記降伏比の下限は、特に限定されないが、一例としては、前記降伏比は、０．６０以上である。前記均一伸びは、好ましくは９．０％以上である。前記破断伸びは、好ましくは２９．０％以上である。前記－１０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、好ましくは９０Ｊ以上である。前記延性－脆性遷移温度は、好ましくは－１５℃以下である。
　本発明の角形鋼管は、板厚（肉厚）が１２ｍｍ以上であることが好ましく、２２ｍｍ超であってもよい。本発明によれば、板厚が２２ｍｍを超えるような板厚の大きい角形鋼管であっても、低降伏比と、優れた低温靱性および高延性を有する。本発明の角形鋼管は、板厚が１２～３２ｍｍであることが好ましい。
　次に、本発明の角形鋼管の角形鋼管の製造方法について説明する。はじめに、本発明の角形鋼管の素材である熱延鋼板（以下、角形鋼管用熱延鋼板ともいう）の製造方法の一実施形態について説明する。
　本発明の角形鋼管用熱延鋼板の製造方法は、例えば、熱間圧延工程と、冷却工程と、巻取工程を有する。熱間圧延工程では、上記した鋼成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下、加熱時間：４０ｍｉｎ以上２００ｍｉｎ以下で加熱する。その後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、９３０℃以下での合計圧下率：４０％以上、かつ仕上圧延の最終２パスの合計圧下率が１５％以上である熱間圧延を施す。熱間圧延工程後の冷却工程では、板厚中心部の平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下、板厚中心部の冷却停止温度：４８０℃以上６５０℃以下で冷却を施す。冷却工程後の巻取工程では、板厚中心部の温度：４８０℃以上６５０℃以下で巻取り、熱延鋼板とする。
　なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、鋼素材や鋼板（熱延鋼板、後述の素材鋼板等）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。また、鋼板の板厚中心部の温度は、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。また、「熱延鋼板」は、熱延鋼板、熱延鋼帯を含むものとする。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法の鋼素材に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊－分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
　次いで、得られた鋼素材（鋼スラブ）を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下、加熱時間：４０ｍｉｎ以上２００ｍｉｎ以下で加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下とする粗圧延を施し、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下とする仕上げ圧延を施し、９３０℃以下での合計圧下率：４０％以上、かつ仕上圧延の最終２パスの合計圧下率：１５％以上である熱間圧延工程を施して熱延板（熱延鋼板用素材鋼板、以下、素材鋼板ともいう）とする。
　鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
　鋼素材の加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材である鋼素材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、鋼素材の加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延（粗圧延、仕上圧延）において微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする熱延鋼板の板厚中心部の鋼組織（以下、板厚中心部の鋼組織を、単に、鋼組織ともいう）の平均結晶粒径を確保することが困難となる。このため、熱間圧延工程における鋼素材の加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。前記加熱温度は、好ましくは１１２０℃以上である。また、前記加熱温度は、好ましくは１２８０℃以下である。なお、本発明では、鋼素材（鋼スラブ）を製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、直送圧延の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　鋼素材の加熱時間：４０ｍｉｎ以上２００ｍｉｎ以下
　所望の鋼組織（平均結晶粒径、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトの数密度）を得るため、本発明では鋼素材の加熱温度に加え、加熱時間を厳密に規定する。鋼素材の加熱時間が４０ｍｉｎ未満である場合、オーステナイト粒が微細になりすぎて、冷却工程においてフェライトが過剰に生成し、降伏強度および引張強度が低下する。一方、鋼素材の加熱時間が２００ｍｉｎを超えると、オーステナイトが粗大になり、平均結晶粒径が１０．０～３０.０μｍである鋼組織を得ることが困難となる。また、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが５００個／ｍｍ２以上である鋼組織を得ることが困難となる。このため、鋼素材の加熱時間は４０ｍｉｎ以上２００ｍｉｎ以下とする。前記加熱時間は、好ましくは４５ｍｉｎ以上であり、より好ましくは５０ｍｉｎ以上である。また、前記加熱時間は、好ましくは１９０ｍｉｎ以下であり、より好ましくは１８５ｍｉｎ以下である。なお、前記加熱時間は、鋼素材を加熱炉に装入してから取り出すまでの時間である。
　粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下
　粗圧延終了温度が８５０℃未満である場合、後の仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量のフェライトが生成し、降伏強度および引張強度が低下する。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、平均結晶粒径が１０．０～３０.０μｍである鋼組織を得ることが困難となる。このため、粗圧延終了温度は、８５０℃以上１１５０℃以下とする。粗圧延終了温度は、好ましくは８６０℃以上であり、より好ましくは８７０℃以上である。また、粗圧延終了温度は、好ましくは１１００℃以下であり、より好ましくは１０５０℃以下である。
　仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下
　仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、圧延方向に伸長したフェライトが形成され、加工性が低下する可能性が有る。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、結晶粒が粗大になり、本発明で目的とする強度（降伏強度、引張強度）の確保が困難となる。このため、仕上圧延終了温度は、７５０℃以上８５０℃以下とする。仕上圧延終了温度は、好ましくは７７０℃以上であり、より好ましくは７８０℃以上である。また、仕上圧延終了温度は、好ましくは８３０℃以下であり、より好ましくは８２０℃以下である。
　９３０℃以下での合計圧下率：４０％以上
　本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトを微細化し、本発明で目的とする強度および低温靱性を有する熱延鋼板の鋼組織を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。９３０℃以下での合計圧下率が４０％未満となると、フェライトやベイナイトの結晶粒径が大きくなり、低温靱性の低下を招く。そのため、９３０℃以下での合計圧下率は４０％以上とした。前記合計圧下率は、好ましくは４２％以上であり、より好ましくは４５％以上である。なお、前記合計圧下率が大きすぎると熱間圧延工程の製造設備に過大な負荷がかかり製造が困難となるため、前記合計圧下率は６０％以下が好ましい。
　なお、９３０℃以下での合計圧下率を規定したのは、９３０℃超の温度域では熱間圧延工程においてオーステナイトが再結晶し、圧延により導入された転位が消失してしまい、微細化したオーステナイトが得られないためである。また、上記した合計圧下率とは、９３０℃以下の温度域における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
　なお、鋼素材（鋼スラブ）を熱間圧延するに際し、上記した粗圧延および仕上圧延の両方において９３０℃以下での合計圧下率を４０％以上とする熱間圧延としてもよい。あるいは、仕上圧延のみで９３０℃以下での合計圧下率を４０％以上とする熱間圧延としてもよい。後者において、仕上圧延のみで９３０℃以下での合計圧下率を４０％以上とすることができない場合には、粗圧延の途中でスラブを冷却して温度を９３０℃以下とした後、粗圧延と仕上圧延の両方における９３０℃以下の合計圧下率を４０％以上とすることができる。
　仕上圧延の最終２パスの合計圧下率：１５％以上
　所望の鋼組織、特に所望の円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトの数密度を得るため、本発明では仕上圧延の最終２パスの合計圧下率を規定する。仕上圧延の最終２パスの合計圧下率が１５％未満であると、粗大なパーライトが生成するため、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが５００個／ｍｍ２以上である鋼組織を得ることが困難となる。そのため、仕上圧延の最終２パスの合計圧下率を１５％以上とする。好ましくは１７％以上であり、より好ましくは１９％以上である。仕上圧延の最終２パスの合計圧下率の上限は特に設けないが、前記合計圧下率が５０％超になると、圧延設備にかかる負荷が増大するため、仕上圧延の最終２パスの合計圧下率は５０％以下であることが好ましく、より好ましくは４８％以下である。
　仕上圧延の最終２パスの合計圧下率は、次のように算出することができる。仕上圧延をｎパスで、最終板厚をｔｎとしたとき、各パス圧延後の板厚をｔ１、ｔ２、・・・、ｔｎ－２、ｔｎ－１、ｔｎとすると、仕上圧延の最終２パスの合計圧下率は、（（ｔｎ－２－ｔｎ）／ｔｎ－２）×１００（％）で求めることができる。
　上記熱間圧延工程により熱延板（素材鋼板）とする。次いで、熱間圧延工程後、前記熱延板に冷却工程を施す。冷却工程では、板厚中心部における冷却停止温度までの平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下、板厚中心部における冷却停止温度：４８０℃以上６５０℃以下で冷却する。
　板厚中心部の平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下
　熱延板の板厚中心部の温度で、冷却開始から後述する冷却停止までの温度域における平均冷却速度が１０．０℃／ｓを超えると、上部ベイナイトの生成量が多くなり、また所望の平均結晶粒径が得られなくなり、本発明で目的とする降伏比が得られない。よって、前記平均冷却速度は１０．０℃／ｓ以下とする。前記平均冷却速度は、好ましくは９．５℃／ｓ以下であり、より好ましくは９．０℃／ｓ以下である。なお、前記平均冷却速度の下限は、特に限定されないが、前記平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、後述する冷却停止温度を得にくくなる。よって、前記平均冷却速度は、好ましくは１．０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１．５℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは２．０℃／ｓ以上である。なお、本発明では、結晶粒径が粗大になることを抑制する観点から、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始することが好ましい。
　冷却停止温度：４８０℃以上６５０℃以下
　熱延板の板厚中心部の温度で、冷却停止温度が４８０℃未満では、上部ベイナイトの生成量が多くなり、降伏比が０．８５を超え所望の降伏比が得られない場合がある。また、冷却中に熱延板の長さ方向および／または幅方向で温度ムラが生じやすく、機械特性にバラつきが生じる可能性が有る。一方で、熱延板の板厚中心部の温度で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、所望の結晶粒径が得られない。よって、熱延板の板厚中心部の温度で、冷却停止温度は４８０℃以上６５０℃以下とする。前記冷却停止温度は、好ましくは４９０℃以上であり、より好ましくは４９５℃以上である。前記冷却停止温度は、好ましくは６４０℃以下であり、より好ましくは６３５℃以下である。
　なお、本発明において、平均冷却速度は、（（冷却前の熱延板の板厚中心部の温度―冷却後の熱延板の板厚中心部の温度）／冷却時間）で求められる値である。前記平均冷却速度は、伝熱解析によって得られた熱延板断面内の温度分布から算出することができる。冷却方法は、ノズルからの水の噴射等の水冷や、冷却ガスの噴射による冷却等が挙げられる。本発明では、熱延板の両面が同条件で冷却されるように、熱延板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。また、上記した平均冷却速度を得るために、冷却水または冷却ガスの量や圧力、噴射時間・角度および熱延板の搬送速度等を調整する。本発明で規定した平均冷却速度が得られるように、あらかじめ伝熱解析を行って熱延板の冷却処理の条件を決定したのち、製造することが必要である。
　上記冷却工程後に、熱延板を巻き取る巻取工程を施す。巻取工程では、鋼組織の観点より、熱延板の板厚中心部の温度で、巻取温度：４８０℃以上６５０℃以下で巻取る。巻取温度が４８０℃未満では、鋼板表面に多量の上部ベイナイトが生成し、所望の降伏比が得られない。巻取温度が６５０℃超えでは、フェライト粒が粗大化するとともに、所望の平均結晶粒径が得られない。よって、巻取温度は４８０℃以上６５０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは４９０℃以上であり、より好ましくは４９５℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは６４０℃以下であり、より好ましくは６３５℃以下である。
　巻取工程後に、熱延鋼板を放冷する冷却工程を施す。以上により、本発明の熱延鋼板（角形鋼管用熱延鋼板）を製造できる。
　本発明の角形鋼管は、上記熱延鋼板を素材としたものである。本発明の角形鋼管は、熱延鋼板をロール成形（冷間ロール成形）により円筒状のオープン管とし、その突合せ部分（前記熱延鋼板の端部）を溶接して丸形状の鋼管に成形する。その後、丸形鋼管に対して上下左右に配置されたロールにより、角形状の鋼管に成形して、角形鋼管を得る。熱延鋼板を前記丸形状の鋼管とした後、および／または角形の鋼管に成形した後に、管軸方向に０．２０～３.００％の圧縮ひずみを付与する。
　管軸方向の圧縮ひずみ：０．２０～３．００％
　鋼管の管軸方向に圧縮ひずみを付与すると、管軸方向の降伏比が低下し、延性が増加（均一伸びおよび破断伸びが上昇）する。そのため、本発明で所望とする低降伏比、高延性（高い均一伸びおよび高い破断伸び）を得るために、圧縮ひずみを付与する工程は最も重要である。圧縮ひずみが０．２０％未満では、降伏比を低下、延性を高める（均一伸びおよび破断伸びを上昇させる）効果が得られない。一方、圧縮ひずみが３．００％を超えると鋼管が座屈する可能性がある。そのため、管軸方向の圧縮ひずみは０．２０～３．００％とする。圧縮ひずみは、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。圧縮ひずみは、好ましくは２．８０％以下であり、より好ましくは２．６０％以下である。座屈が生じなければ、圧縮ひずみを付与する方法は問わない。また、圧縮ひずみは、成形した丸形状の鋼管または角形状の鋼管のいずれかに付与するか、丸形状の鋼管と角形状の鋼管の両方に付与してもよい。丸形状の鋼管と角形状の鋼管の両方に付与する場合は、丸形状の鋼管と角形状の鋼管のそれぞれに付与した圧縮ひずみの合計が上記した範囲になるようにする。
　なお、本発明における角形鋼管は、各々の辺長がすべて等しい（（長辺長さ／短辺長さ）の値が１．０）角形鋼管に限られず、（長辺長さ／短辺長さ）の値が１．０超の角形鋼管も含まれる。ただし、角形鋼管の（長辺長さ／短辺長さ）の値が２．５を超えると、長辺側で局部座屈が生じやすくなり管軸方向の圧縮強度が低下する。そのため、角形鋼管の（長辺長さ／短辺長さ）の値は、１．０以上２．５以下とするのが好ましい。（長辺長さ／短辺長さ）の値は、より好ましくは１．０以上２．０以下である。
　以上により、本発明の角形鋼管が製造される。本発明によれば、平板部の降伏強度が２９５ＭＰａ以上、平板部の引張強度が４００ＭＰａ以上、平板部の降伏比が０．８５以下、平板部の均一伸びが８．０％以上、平板部の破断伸びが２７．０％以上、角部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上、角部の延性－脆性遷移温度が－１０℃以下である角形鋼管が得られる。本発明の角形鋼管は延性－脆性遷移温度が－１０℃以下であり、気温または室温が氷点下になるような寒冷地の建築物の構造部材として好適に使用することができ、優れた耐震性を確保することができる。また、本発明によれば、熱延鋼板から角形鋼管を成形する際に、サイジングスタンドや角成形スタンドのロールギャップ等をあえて特別に制御する必要がなく、上記角形鋼管を効率よく製造できる。
　＜建築構造物＞
　図１は、本発明の建築構造物の一例を示す模式図である。
　本発明の建築構造物は、前述した本発明の角形鋼管（角形鋼管１）を柱材として使用されてなる。符号４、５、６、７は、順に、大梁、小梁、ダイアフラム、間柱を示す。本発明の角形鋼管は、前述したように、平板部の機械的特性に優れる。そのため、この角形鋼管を柱材として使用した本発明の建築構造物は、優れた耐震性能を発揮する。
　以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す鋼成分組成を有する溶鋼を鋳造して鋼素材（鋼スラブ）とした。得られた鋼スラブに対し、表２－１、表２－２に示す条件の熱間圧延工程、冷却工程、巻取工程を行って、熱延鋼板とした。その後、以下に示す造管工程を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　得られた熱延鋼板を、ロール成形（冷間ロール成形）により円筒状のオープン管に成形し、その突合せ部分を電縫溶接して丸形状の鋼管とした。その後、前記丸形状の鋼管の上下左右に配置したロールにより角形状の鋼管（管軸方向垂直断面視で正方形状）に成形した。得られた角形状の鋼管は、角部および平板部を有し、表３－１、表３－２に示す辺長（ｍｍ）および肉厚（ｍｍ）を有していた。
　得られた角形状の鋼管について、長さ３．０ｍに切断したのち、長さ方向（管軸方向）に圧縮ひずみを付与して角形鋼管とした。なお、角形鋼管の座屈を防止するため、圧縮ひずみを付与する前に切断面を研削し、平行出しを行った。圧縮ひずみの値は、角形状の鋼管の長さ方向中央部（端部から１．５ｍの位置）において、鋼管外表面側の平板部（溶接部を１２時方向としたときの３時の辺部）の幅中央の位置に貼り付けたひずみゲージの値で評価した。
　上記製造した熱延鋼板または角形鋼管から試験片を採取して、以下に示す組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。
　［組織観察］
　組織観察用の試験片は、熱延鋼板の幅方向中央部かつ板厚中心部（板厚ｔ／２の位置（ｔ：板厚））から採取した。観察面が熱間圧延時の圧延方向断面となるようにし、研磨した後、ナイタール腐食して観察面を作製した。
　組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）を用いて、熱延鋼板の板厚ｔ／２位置（板厚中心部）における組織を観察し、光学顕微鏡像を撮像して行った。得られた光学顕微鏡像から、フェライト、パーライト、擬似パーライト、上部ベイナイトの面積率を求めた。
　各組織の面積率は、５視野で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織観察により得られた面積率を、各組織の面積率とした。ここで、フェライトは拡散変態による生成物のことであり、転位密度が低くほぼ回復した組織を呈する。ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトがこれに含まれる。パーライトはセメンタイトとフェライトが層状に並んだ組織であり、擬似パーライトはフェライト中に点列状に並んだセメンタイトが確認される組織である。また、上部ベイナイトは転位密度が高いラス状のフェライトとセメンタイトの複相組織である。上記の形状の他に、フェライトは白色、パーライトは黒色、擬似パーライトは黒色または灰色、上部ベイナイトは白色または灰色であることから判別した。
　また、パーライトおよび擬似パーライトの数密度（個／ｍｍ２）は、５視野で観察を行い、５視野に認められるパーライトおよび擬似パーライトの個数を合計し、観察面積（ｍｍ２）で除して算出した。なお、パーライトおよび擬似パーライトの個数は、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトの合計の個数と、２０μｍ超のパーライトおよび擬似パーライトの合計の個数をそれぞれ測定した。そして、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトの数密度および円相当径が２０μｍ超のパーライトおよび擬似パーライトの数密度をそれぞれ算出した。
　平均結晶粒径（平均円相当径）は、板厚ｔ／２位置（板厚中心部）を対象にして、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した。測定領域は５００μｍ×１０００μｍ（＝０．５ｍｍ２）、測定ステップサイズは０．５μｍとした。結晶粒径は、隣接する結晶粒の間の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界として測定した。得られた結晶粒界から各結晶粒の粒径（円相当径）を算出し、その算術平均を求めて、平均結晶粒径（平均円相当径）とした。結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外した。
　［引張試験］
　図２は、平板部の引張試験片の採取位置を示す概略図である。図２に示すように、引張試験は、引張方向が管軸方向と平行になるように、角形鋼管の平板部からＪＩＳ　５号引張試験片を採取して行った。採取した引張試験片について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（Ｅｕ）、破断伸び（Ｅｔ）を測定し、（降伏強度）／（引張強度）で定義される降伏比を算出した。均一伸びは最大荷重時の全伸びの値とした。なお、平板部の引張試験片は、角形鋼管の溶接部を１２時方向としたときの３時の辺部における、平板部の幅中央部の位置且つ角形鋼管の長さ方向中央部から採取した（図２を参照）。試験片本数は２本とし、それらの平均値を算出してＹＳ、ＴＳ、降伏比、均一伸び、破断伸びを求めた。強度については、平板部の降伏強度：２９５ＭＰａ以上、かつ引張強度：４００ＭＰａ以上を合格とした。降伏比については、降伏比：０．８５以下を、低降伏比を有するとして合格とした。延性については、均一伸び：８．０％以上、かつ破断伸び：２７．０％以上を、高延性を有するとして合格とした。
　［シャルピー衝撃試験］
　シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０１８）の規定に準拠したＶノッチ標準試験片を用いて行った。図３は、シャルピー衝撃試験に用いたシャルピー試験片の採取位置を示す概略図である。図３に示すように、シャルピー試験片は、角形鋼管の管外面から肉厚ｔのｔ／４位置において、試験片長手方向が管軸方向と平行となるように、角形鋼管の角部から採取した。ただし、肉厚１９ｍｍ以下の角形鋼管については、角形鋼管の管外面から肉厚ｔのｔ／２位置からＶノッチ標準試験片を採取した。ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０１８）の規定に準拠して、試験温度：－７０℃、－５０℃、－３０℃、－１０℃、１０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。試験片本数は各試験温度で３本とし、延性－脆性遷移温度および吸収エネルギーの平均値（Ｊ）を求めた。試験温度：－１０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー：８０Ｊ以上、かつ延性－脆性遷移温度：－１０℃以下を、低温靱性に優れるとして合格とした。
　得られた結果を表３－１、表３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　表３－１、表３－２において、鋼Ｎｏ．１～２１、３６、３７は本発明例であり、鋼Ｎｏ．２２～３５、３８～５０は比較例である。
　表３－１、表３－２に示すように、本発明例の角形鋼管は、いずれも平板部における降伏強度が２９５ＭＰａ以上、平板部における引張強度が４００ＭＰａ以上であった。また、平板部における降伏比が０．８５以下となる低降伏比を有していた。また、平板部の均一伸びが８．０％以上、平板部の破断伸びが２７．０％以上の高延性を有していた。また、角部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上、角部の延性－脆性遷移温度が－１０℃以下の優れた低温靱性を有していた。
　これに対し、比較例のＮｏ．２２（鋼Ｖ）は、Ｃの含有量が本発明の範囲を下回っていたため、第２相の面積率が本発明の範囲外となり、降伏強度、引張強度および降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２３（鋼Ｗ）は、Ｃの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、第２相の面積率が本発明の範囲外となり、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、均一伸びおよび破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２４（鋼Ｘ）は、Ｓｉの含有量が本発明の範囲を上回ったため、靱性が低下し、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、均一伸びおよび破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２５（鋼Ｙ）は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を下回ったため、第２相の面積率が本発明の範囲外となり、引張強度および降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２６（鋼Ｚ）は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を上回ったため、上部ベイナイトの生成量が多くなり、降伏比が所望の値に達しなかった。
　比較例のＮｏ．２７（鋼ＡＡ）は、Ｎｂの含有量が本発明の範囲を上回り、第２相の面積率が過度に増加した。その結果、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２８（鋼ＡＢ）は、Ｔｉの含有量が本発明の範囲を上回ったため、粗大な炭化物や窒化物の形成が生じたと考えられる。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度および均一伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．２９（鋼ＡＣ）は、Ｖの含有量が本発明の範囲を上回ったため、靱性および延性が低下した。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、均一伸び、および破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．３０（鋼ＡＤ）は、Ｃｒの含有量が本発明の範囲を上回ったため、靱性がおよび延性が低下した。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、および均一伸び、および破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．３１（鋼ＡＥ）は、Ｍｏの含有量が本発明の範囲を上回ったため、靱性および延性が低下した。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度および、均一伸びおよび破断伸びが所望の値に達しなかった。
　比較例のＮｏ．３２（鋼ＡＦ）は、Ｃｕの含有量が本発明の範囲を上回ったため、Ｃｕが粗大に析出したと考えられる。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．３３（鋼ＡＧ）は、Ｎｉの含有量が本発明の範囲を上回ったため、上部ベイナイトの生成量が多くなり、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．３４（鋼ＡＨ）は、Ｃａの含有量が本発明の範囲を上回ったため、Ｃａ酸化物クラスターが形成されたと考えられる。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度および、均一伸びおよび破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．３５（鋼ＡＩ）は、Ｂの含有量が本発明の範囲を上回ったため、平板部の降伏比が本発明の範囲外となった。
比較例のＮｏ．３８（鋼Ｕ）は、鋼素材（鋼スラブ）加熱温度が本発明の範囲を上回っており、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が、本発明の範囲外となった。その結果、降伏強度、引張強度、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
　比較例のＮｏ．３９（鋼Ｕ）は、粗圧延終了温度が本発明の範囲を上回ったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、降伏強度、引張強度、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４０（鋼Ｕ）は、仕上圧延終了温度が本発明の範囲を上回ったため、オーステナイトが粗大化し、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、降伏強度、引張強度、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４１（鋼Ｕ）は、９３０℃以下での合計圧下率が本発明の範囲を下回っており、オーステナイトが粗大となり、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４２（鋼Ｕ）は、板厚中心の平均冷却速度が本発明の範囲を上回ったため、上部ベイナイトの生成量が多くなり、また平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４３（鋼Ｕ）は、冷却停止温度および巻取温度が本発明の範囲を下回ったため、上部ベイナイトの生成量が多くなり、降伏比が所望の値に達しなかった。
　比較例のＮｏ．４４（鋼Ｕ）は、冷却停止温度および巻取温度が本発明の範囲を上回ったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、降伏強度、引張強度、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギー、延性－脆性遷移温度、均一伸びおよび破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４５（鋼Ｕ）は、巻取温度が本発明の範囲を下回ったため、上部ベイナイトの生成量が多くなり、降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４６（鋼Ｕ）は、圧縮ひずみが本発明の範囲を下回ったため、降伏比、均一伸びおよび破断伸びが所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４７（鋼Ｕ）は、圧縮ひずみが本発明の範囲を上回ったため、角形鋼管に座屈が生じた。そのため、引張試験およびシャルピー試験を実施しなかった。
　比較例のＮｏ．４８（鋼Ｕ）は、鋼素材の加熱時間が本発明の範囲を下回ったため、フェライトが過剰に生成し、第２相の面積率が本発明の範囲外となった。そのため、降伏強度、引張強度および降伏比が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．４９（鋼Ｕ）は、鋼素材の加熱時間が本発明の範囲を上回ったため、平均結晶粒径および円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトの数密度が本発明の範囲外となった。そのため、均一伸び、破断伸び、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
比較例のＮｏ．５０（鋼Ｕ）は、仕上圧延の最終２パスの合計圧下率が本発明の範囲を下回ったため、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトの数密度が本発明の範囲外となった。そのため、均一伸び、破断伸び、－１０℃における角部のシャルピー吸収エネルギーおよび延性－脆性遷移温度が所望の値に達しなかった。
１　角形鋼管
４　大梁
５　小梁
６　ダイアフラム
７　間柱

Claims (4)

  1. 　平板部と角部を有する角形鋼管であって、
    鋼成分組成は、質量％で、
    Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上０．４０％以下、
    Ｍｎ：０．２０％以上１．２０％以下、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、および
    Ｎ：０．０１０％以下
    を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    前記平板部の板厚中心部の鋼組織は、フェライトを主相とし、パーライト、擬似パーライトおよび上部ベイナイトから選択される１種または２種以上からなる第２相の面積率が５～３０％であり、平均結晶粒径が１０．０～３０．０μｍであり、かつ前記鋼組織には、円相当径が２μｍ以上２０μｍ以下のパーライトおよび擬似パーライトが合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、
    前記平板部の降伏強度が２９５ＭＰａ以上、前記平板部の引張強度が４００ＭＰａ以上、前記平板部の降伏比が０．８５以下、前記平板部の均一伸びが８．０％以上、前記平板部の破断伸びが２７．０％以上であり、
    前記角部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上、前記角部の延性－脆性遷移温度が－１０℃以下である、角形鋼管。
  2. 　前記鋼成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０２０％以下、
    Ｔｉ：０．０４５％以下、
    Ｖ：０．１０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．３０％以下、
    Ｎｉ：０．３０％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｓｎ：０．１００％以下、および
    Ｓｂ：０．１００％以下
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の角形鋼管。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の角形鋼管の製造方法であって、
    前記鋼成分組成を有する鋼素材を加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下、加熱時間：４０ｍｉｎ以上２００ｍｉｎ以下で加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、９３０℃以下での合計圧下率：４０％以上、かつ仕上圧延の最終２パスの合計圧下率：１５％以上である熱間圧延を施し、次いで、
    板厚中心部の平均冷却速度：１０．０℃／ｓ以下、板厚中心部の冷却停止温度：４８０℃以上６５０℃以下で冷却を施し、次いで、
    板厚中心部の温度：４８０℃以上６５０℃以下で巻取り熱延鋼板とし、次いで、
    ロール成形により、前記熱延鋼板を円筒状に成形した後、前記熱延鋼板の端部を溶接して丸形状の鋼管に成形し、その後、角形状の鋼管に成形して角形鋼管とする際に、前記丸形状の鋼管に成形した後、および／または前記角形状の鋼管に成形した後、管軸方向に０．２０～３．００％の圧縮ひずみを付与する、角形鋼管の製造方法。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の角形鋼管が柱材として用いられた、建築構造物。
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