(57)【要約】【課題】高強度かつ低降伏比の円形鋼管用鋼板および円形鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供する。【解決手段】所定の成分組成を満たし、板厚が７０ｍｍ以上であり、式（１）で表されるパラメータＫが０．１０以上、０．７０未満、式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２７質量％以下であり、板厚の１／４位置における金属組織が硬質相と軟質相からなり、硬質相の分率が４０〜７８面積％、残部は軟質相であり、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１３０〜２００、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２００〜３００であり、降伏比が７９．５％以下であり、降伏強度ＹＳ＝（３８５−３８５×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）×０．７９５（ＭＰａ）を満たすと共に、引張強度ＴＳ＝（５３０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）（ただし、Ｄは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）、ｔ／Ｄ＝０．０３３〜０．１０）を満たす円形鋼管用鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、
Ｃ  ：０．１１０〜０．１８０質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．６０質量％、
Ｍｎ：０．９０〜１．６０質量％、
Ｐ  ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ  ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、および
Ｎ  ：０．００１０〜０．００６５質量％を満たし、更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．３５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．３５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．３５質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．０５０質量％以下、およびＮｂ：０．００３〜０．０３０質量％よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる円形鋼管用鋼板であって、
板厚が７０ｍｍ以上であり、
下記式（１）で表されるパラメータＫが０．１０以上、０．７０未満、
下記式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２７質量％以下であり、
板厚の１／４位置における金属組織が硬質相と軟質相からなり、硬質相の分率が４０〜７８面積％、残部は軟質相であり、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１３０〜２００、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２００〜３００であり、
降伏比が７９．５％以下であり、降伏強度ＹＳが下記式（３）を満たすと共に、引張強度ＴＳが下記式（４）を満たす円形鋼管用鋼板。
Ｋ＝（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］＋１０×［Ｖ］＋１００×［Ｎｂ］）  …（１）
ただし、上記式（１）中の［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）
ただし、上記式（２）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＹＳ＝（３８５−３８５×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）×０．７９５（ＭＰａ）…（３）
ＴＳ＝（５３０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）…（４）
ただし、上記式（３）および（４）中のＤは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）、ｔ／Ｄ＝０．０３３〜０．１０である。
【請求項２】
更に、Ｃａ：０質量％超、０．００３０質量％以下を含む請求項１に記載の円形鋼管用鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の円形鋼管用鋼板で形成された円形鋼管であって、円形鋼管の外径Ｄと円形鋼管の板厚ｔの比率Ｄ／ｔが１０〜３０の範囲内にある円形鋼管。
【請求項４】
請求項１または２に記載の円形鋼管用鋼板の製造方法であって、
鋼片を９５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率が３０％以上で、仕上圧延温度が８４０〜９５０℃の条件で行った後、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、８００℃以上の冷却開始温度から、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで、焼戻し温度：４５０〜７２０℃、焼戻し時間：５〜６０分の条件で焼戻しを行う円形鋼管用鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項３に記載の円形鋼管を製造する方法であって、
請求項１または２に記載の円形鋼管用鋼板を用い、
Ｄ／ｔ＝１０〜３０（Ｄは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ））を満たすよう曲げ加工を行う工程と、
４５０〜６５０℃で熱処理を施す工程をこの順に含む円形鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度かつ低降伏比で溶接性に優れた円形鋼管用鋼板および円形鋼管ならびにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
土木、建築、橋梁などの溶接構造用の鋼板として、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板が用いられる。仮付け溶接や吊り工具の溶接等の様に小入熱かつビード長さの短い溶接を行うと、溶接熱影響部が硬化しやすい。溶接熱影響部が硬いと低温割れや遅れ破壊などの危険があるため予熱を行う。予熱は時間・コストを要するため低減することが求められている。よって鋼板には、予熱を低減しても、耐溶接割れ性、耐溶接硬化性に優れることが求められる。
【０００３】
また、建築構造物に使用される円形鋼管には、耐震安全性の観点から、降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）が８５％以下の低ＹＲを示すことが要求される。
【０００４】
円形鋼管の製造に用いられる鋼板として、特許文献１には、４００〜６００℃の温間成形後の材質低下の小さい高張力厚鋼板が示されている。尚、以下では鋼管の製造に供する鋼板を原板ということがある。
【０００５】
特許文献１には、所定の成分を含み、かつ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを、０．４０≦（Ｍｏ＋４．９Ｖ＋５．８Ｎｂ）≦０．８０、４．０≦Ｍｏ／Ｖ≦１６．０を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板表裏面から５ｍｍの範囲を除いた表層部が、面積率で８０％以上のベイナイト相からなり、該ベイナイト内の方位差１５°以上の大角境界で囲まれた領域の公称粒径が４〜４０μｍである組織を有し、温間加工後の特性に優れることを特徴とする引張強さ：５７０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板が示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１２−１５８７９１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１の技術は、温間で加工して鋼管を製造しており、この温間加工時の特性低下を抑制するため、炭化物形成元素を多量に添加している。これらの元素はＹＲを上昇させると思われる。また、ベイナイト分率が高いため鋼管加工後のＹＲが高く８５％超である。つまり特許文献１の技術では、板厚が７０ｍｍ以上であって、５５キロ級の強度と８５％以下の低ＹＲを両立した鋼管、および該鋼管を得るための板厚が７０ｍｍ以上の厚鋼板を実現することは難しいと思われる。
【０００８】
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼板の板厚が７０ｍｍ以上と厚い範囲においても、高強度かつ低降伏比で優れた溶接性を示す円形鋼管用鋼板、および高強度かつ低降伏比で優れた溶接性を示す円形鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
態様１は、成分組成が、
Ｃ  ：０．１１０〜０．１８０質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．６０質量％、
Ｍｎ：０．９０〜１．６０質量％、
Ｐ  ：０質量％超、０．０１５質量％以下、
Ｓ  ：０質量％超、０．００８質量％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、および
Ｎ  ：０．００１０〜０．００６５質量％を満たし、更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．３５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．３５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．３５質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．０５０質量％以下、およびＮｂ：０．００３〜０．０３０質量％よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる円形鋼管用鋼板であって、
板厚が７０ｍｍ以上であり、
下記式（１）で表されるパラメータＫが０．１０以上、０．７０未満、
下記式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２７質量％以下であり、
板厚の１／４位置における金属組織が硬質相と軟質相からなり、硬質相の分率が４０〜７８面積％、残部は軟質相であり、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１３０〜２００、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２００〜３００であり、
降伏比が７９．５％以下であり、降伏強度ＹＳが下記式（３）を満たすと共に、引張強度ＴＳが下記式（４）を満たす円形鋼管用鋼板である。
Ｋ＝（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］＋１０×［Ｖ］＋１００×［Ｎｂ］）  …（１）
ただし、上記式（１）中の［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）
ただし、上記式（２）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
ＹＳ＝（３８５−３８５×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）×０．７９５（ＭＰａ）…（３）
ＴＳ＝（５３０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）…（４）
ただし、上記式（３）および（４）中のＤは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）、ｔ／Ｄ＝０．０３３〜０．１０である。
【００１０】
態様２は、更に、Ｃａ：０質量％超、０．００３０質量％以下を含む態様１に記載の円形鋼管用鋼板である。
【００１１】
態様３は、態様１または２に記載の円形鋼管用鋼板で形成された円形鋼管であって、円形鋼管の外径Ｄと円形鋼管の板厚ｔの比率Ｄ／ｔが１０〜３０の範囲内にある円形鋼管である。
【００１２】
態様４は、態様１または２に記載の円形鋼管用鋼板の製造方法であって、
鋼片を９５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率が３０％以上で、仕上圧延温度が８４０〜９５０℃の条件で行った後、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、８００℃以上の冷却開始温度から、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで、焼戻し温度：４５０〜７２０℃、焼戻し時間：５〜６０分の条件で焼戻しを行う円形鋼管用鋼板の製造方法である。
【００１３】
態様５は、態様３に記載の円形鋼管を製造する方法であって、
態様１または２に記載の円形鋼管用鋼板を用い、
Ｄ／ｔ＝１０〜３０（Ｄは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ））を満たすよう曲げ加工を行う工程と、
４５０〜６５０℃で熱処理を施す工程をこの順に含む円形鋼管の製造方法である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、鋼板の板厚が厚い領域においても、高強度かつ低降伏比で優れた溶接性を示す円形鋼管用鋼板および円形鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ１（鋼管のＴＳと鋼板のＴＳの差）を示したグラフである。
【図２】図２は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ２（鋼管の最大ＴＳと鋼管の最小ＴＳの差）を示したグラフである。
【図３】図３は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＹＳ（鋼管のＹＳと鋼板のＹＳの差）を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
鋼板の板厚が例えば約５０ｍｍ超と厚い場合、円形鋼管は、冷間プレスベンドにて曲げ加工を行って製造される。この曲げ加工に伴って生じる歪により鋼板には転位が導入される。よって、厚肉鋼管で５５キロ級以上の強度と低降伏比を実現するには上記転位を制御することが重要となる。
【００１７】
また、板厚が７０ｍｍ以上のより厚い鋼板に対して、Ｄ／ｔ（Ｄ：鋼管の直径、ｔ：鋼管の板厚）の値が小さい厳しい条件で加工を行うと、プレスの押しこみ位置に応じて特性のばらつきが大きくなる。そのため本発明では、鋼管製造後の熱処理（ＳＲ）を必須とする。ＳＲを実施することで鋼管の特性のばらつきを小さくすることができる。
【００１８】
従来は、曲げ加工で歪が導入されても十分満足な特性の鋼管を得るため、鋼管の製造に、ＹＲの十分に低い原板を用いていた。この低ＹＲの原板を得るためのプロセスとして、ＤＱ（直接焼入れ）−Ｑ’（二相域焼入れ）−Ｔ（焼戻し）プロセスが有効である。しかし、このプロセスでは高強度が得られにくい。原板の板厚が７０ｍｍ以上と厚くなると、特に高強度が得られにくい。
【００１９】
一方、別のプロセスとして、ＤＱ（直接焼入れ）−Ｔ（焼戻し）プロセスを活用すると、板厚が厚くとも高強度化が可能である。しかし、このプロセスではＹＲが上昇しやすい。そのため、ＤＱ−Ｔで製造したＹＲの高い原板を用いて曲げ加工を行うと、得られた鋼管のＹＲは高くなり、曲げ加工後にＳＲ処理を施しても、鋼管のＹＲを所望の範囲内に抑えられないおそれがある。
【００２０】
これらのことを考慮して検討を重ねた結果、鋼管の高強度と低ＹＲを実現するには、厚鋼板の高強度化を図るべくＤＱ−Ｔプロセスを採用することを前提に、原板のＹＲを適切な範囲内に抑えることに加え、ＳＲを施して、鋼管製造時の曲げ加工で導入された転位を回復させること、これによって鋼管のＹＲを原板のＹＲと同等程度にまで低下できることが分かった。具体的に本発明では、鋼板の成分組成において後記するＫ値を適正範囲に制御して、特に軟質相の硬さを制御することによって、鋼管製造時の曲げ加工での軟質相の硬化とＳＲ時の軟質相の軟化をおさえ、鋼管の高強度と低ＹＲの両立を実現できることを見出した。
【００２１】
以下、本発明の円形鋼管用鋼板の板厚、特性、組織、成分組成およびその製造方法、円形鋼管およびその製造方法について順に説明する。なお以下では、円形鋼管用鋼板、円形鋼管をそれぞれ単に、鋼板、鋼管ということがある。
【００２２】
１．板厚
本発明の鋼板は、板厚が７０ｍｍ以上であることを前提とする。板厚は、更に８０ｍｍ以上、より更には８５ｍｍ以上とすることができる。一方、本発明の鋼板に求める特性と、それを実現するための製造条件を考慮すると、板厚の上限は１００ｍｍ程度となる。
【００２３】
２．特性
【００２４】
（１）降伏比ＹＲ、降伏強度ＹＳ、および引張強度ＴＳ
降伏比ＹＲ：７９．５％以下、降伏強度ＹＳ：下記式（３）の範囲内、引張強度ＴＳ：下記式（４）の範囲内
ＹＳ＝（３８５−３８５×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）×０．７９５（ＭＰａ）…（３）
ＴＳ＝（５３０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）…（４）
ただし、上記式（３）および（４）中のＤは円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔは円形鋼管の板厚（ｍｍ）、ｔ／Ｄ＝０．０３３〜０．１０である。
【００２５】
本発明では、鋼管の特性として、ＹＳ≧３８５ＭＰａ、５５０ＭＰａ≦ＴＳ≦６７０ＭＰａ、およびＹＲ≦８５％を得ることを目標とした。そして上述の通り、鋼管製造時の曲げ加工とＳＲを考慮して、原板での狙い特性範囲、つまり鋼板の特性を上記の通り設定した。
【００２６】
原板での特性範囲を求めるべく実験を行った結果、次のことがわかった。即ち、ｔ／Ｄが大きくなると、曲げ加工時の転位導入が大きくなる。その後のＳＲ処理により大部分の歪が回復するが、ｔ／Ｄの値によっては歪みが残存してしまい、降伏比が高くなることがわかった。そのため、ｔ／Ｄに応じて原板の強度の目標値を設定する必要があり、上記式（３）および式（４）の通りとした。尚、Ｄ／ｔは１０〜３０の範囲内であり、ｔ／Ｄは０．０３３〜０．１０の範囲内である。
【００２７】
ＹＲは、ｔ／Ｄによらず７９．５％以下とすることで目標とする鋼管の特性を安定して実現できる。ＹＲは、好ましくは７８％以下である。ＹＲは低いほど好ましくその下限は特に限定されないが、本発明において下限はおおよそ６５％である。
【００２８】
上記ＹＳ、ＴＳ及びＹＲの範囲はシュミレーション及び実験値を用いて導出した。具体的に、上記鋼板のＹＳとＴＳの範囲は次の導出によるものである。鋼板から鋼管を製造した際の特性変化量の最小値を見積もった結果、以下の結果が得られた。また、押し込み位置による特性変化を考慮して狙い目標値を設定した。
【００２９】
図１は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ１（鋼管のＴＳと鋼板のＴＳの差）を示したグラフである。ここでの「鋼管のＴＳ」とは、曲げた際の押しこみ位置により特性ばらつきが生じるが、その際の最小の値である。また図２は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＴＳ２（鋼管の最大ＴＳと鋼管の最小ＴＳの差）を示したグラフである。ばらつきは上限側のみ適用されるため、鋼板のＴＳの範囲について、（５５０−ΔＴＳ１（ｍａｘ））〜（６７０−ΔＴＳ１（ｍｉｎ）−ΔＴＳ２）、図１、２より（５５０−２０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６７０＋１０−３４０×ｔ／Ｄ−１６０×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）、すなわち（５３０−１７０×ｔ／Ｄ）〜（６８０−５００×ｔ／Ｄ）（ＭＰａ）を導出した。
【００３０】
図３は、鋼管加工した際のｔ／ＤとΔＹＳ（鋼管のＹＳと鋼板のＹＳの差）を示したグラフである。このグラフをもとに、鋼板のＹＳの範囲についても、上記鋼板のＴＳと同様に求めた。
【００３１】
鋼板の上記特性評価に使用する試験片の採取位置は、鋼管外面側から板厚の１／４位置に相当する鋼板の位置、すなわち鋼管製造のための曲げ加工時にパンチと接触する鋼板表面から板厚の３／４の位置とするのがよい。ただし、鋼板（原板）の特性と組織は板厚中心に対して対称であり、鋼板表面から板厚の１／４の位置で評価しても同値となる。よって本発明では、表裏面を問わず、鋼板表面から板厚の１／４の位置において上記特性と組織の評価を行う。
【００３２】
（２）溶接性
本発明の鋼板には、鋼管製造に必要な溶接性も要求される。更に鋼管にも、溶接構造物の製造時に必要な溶接性が要求される。本発明では、後記のＰｃｍを０．２７質量％以下とすることによって、溶接性が優れていると評価した。
【００３３】
３．組織
本発明の鋼板の金属組織は、板厚の１／４位置において硬質相と軟質相からなる。また、硬質相の分率が４０〜７８面積％、残部は軟質相である。更に、軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１３０〜２００、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２００〜３００である。以下、この組織について説明する。
【００３４】
なお、本発明において「硬質相」とは焼戻しベイナイト組織を指す。また「軟質相」とは、圧延および加速冷却中に生成するフェライトを指す。
【００３５】
硬質相の分率が４０〜７８面積％
鋼板の所望の特性、特に、高い引張強度と低降伏比を確保するには、鋼の全組織に占める硬質相の分率を適正化する必要がある。硬質相の分率を４０面積％以上に高めることによって、高い引張強度と低降伏比を確保できる。硬質相の分率は、好ましくは４５面積％以上、より好ましくは５０面積％以上である。一方、硬質相の分率が高すぎると、引張強度と共に降伏強度も高まって低降伏比の実現が難しくなる。よって硬質相の分率は、７８面積％以下とする。好ましくは７０面積％以下である。硬質相の分率を上記範囲内とするには、後記するＫ値を所定範囲内にすると共に、圧延条件を制御することが挙げられる。
【００３６】
軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が１３０〜２００、硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）が２００〜３００
更に各相の硬さも適正化することで、高い引張強度と低降伏比をより確実に確保できる。軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は１３０以上である。軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は好ましくは１４０以上である。また軟質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は、２００以下であり、好ましくは１９０以下、より好ましくは１８０以下である。軟質相の硬さはＫ値で制御することができる。
【００３７】
硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）を２００以上とすることで高強度を実現できる。硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は、好ましく２１０以上、より好ましくは２２０以上である。一方、硬質相の硬さが高すぎる場合は、強度が必要以上に高くなりすぎて、母材靭性の低下を招く。よって、前記硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は３００以下とする。硬質相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は好ましくは２８０以下、より好ましくは２７０以下である。上記硬質相の硬さは、成分組成、特にＫ値と焼戻し温度を後記の範囲とすることで制御することができる。
【００３８】
４．成分組成
本発明では、後記する各成分の範囲を満たした上で、下記式（１）、（２）で示されるパラメータＫ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍを各範囲内とする必要がある。以下、各パラメータについて説明する。
【００３９】
下記式（１）で表されるパラメータＫが０．１０以上、０．７０未満
Ｋ＝（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］＋１０×［Ｖ］＋１００×［Ｎｂ］）  …（１）
ただし、上記式（１）中の［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、含まない元素はゼロとする。
【００４０】
上記パラメータＫは、金属組織を制御、特に軟質相の硬さを制御するためのパラメータである。以下、このパラメータＫをＫ値という。Ｋ値が高いと軟質相の硬さも高くなり、ＹＲも高くなる。また、硬質相の分率が過剰となりやすく、硬質相の硬さも必要以上に高くなりやすい。よってＫ値は０．７０未満とする。Ｋ値は、好ましくは０．６５以下、より好ましくは０．６０以下である。一方、Ｋ値が低いと、軟質相の硬さも低くなりＴＳが低値となる。よってＫ値を０．１０以上とする。Ｋ値は好ましくは０．１５以上、より好ましくは０．２０以上である。
【００４１】
下記式（２）で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２７質量％以下
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…（２）
ただし、上記式（２）中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を示し、含まない元素は含有量をゼロとする。
【００４２】
Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成と呼ばれる。厚肉で拘束度が大きい鋼板においても、溶接割れを安定して抑制するには、このＰｃｍを０．２７質量％以下とする。好ましくは０．２６質量％以下である。低ければ低いほど好ましいが、本発明で規定の成分組成を考慮すると、その下限はおおよそ０．１５質量％程度である。
【００４３】
次に、各成分の範囲について説明する。
【００４４】
Ｃ：０．１１０〜０．１８０質量％
Ｃは、高強度化に寄与する元素であり、一方で溶接性を劣化させる元素でもある。本発明では、所望の組織を得て、必要な母材強度を確保するため、Ｃ量を０．１１０質量％以上とする。Ｃ量は好ましくは０．１１５質量％以上、より好ましくは０．１２０質量％以上、更に好ましくは０．１３０質量％以上である。Ｃ量が多くなると、強度は確保しやすくなるが、耐溶接割れ性の劣化を招く。本発明では、耐溶接割れ性を確保する観点から、Ｃ量を０．１８０質量％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．１７５質量％以下である。
【００４５】
Ｓｉ：０．１０〜０．６０質量％
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素であり、また母材強度の向上にも有効な元素である。よってＳｉ量は、０．１０質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１５質量％以上であり、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、溶接性を確保する観点から、Ｓｉ量は、０．６０質量％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．５０質量％以下、より好ましくは０．４５質量％以下である。
【００４６】
Ｍｎ：０．９０〜１．６０質量％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性の向上に寄与する元素である。この効果を発揮させるため、Ｍｎを０．９０質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．００質量％以上、より好ましくは１．１０質量％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、ＭｎＳが粗大化し、母材靭性が劣化するため、Ｍｎ量の上限を１．６０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．５０質量％以下である。
【００４７】
Ｐ：０質量％超、０．０１５質量％以下
不可避的不純物であるＰは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｐ含有量を０．０１５質量％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０１４質量％以下である。工業上、Ｐ量を０質量％にすることは困難であり、下限は０．００２質量％程度である。
【００４８】
Ｓ：０質量％超、０．００８質量％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して衝撃特性を劣化させるため少ない方が好ましい。よって、Ｓ含有量は０．００８質量％以下に抑制する必要がある。Ｓ量は、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下である。工業上、Ｓ量を０質量％にすることは困難であり、下限は０．００１質量％程度である。
【００４９】
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％
Ａｌは脱酸に必要な元素である。この効果を発揮させるため、Ａｌ量を０．０１０質量％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５質量％以上であり、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し衝撃特性が低下する。よってＡｌ量の上限を０．０８０質量％とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０質量％以下、より好ましくは０．０５５質量％以下である。
【００５０】
Ｎ：０．００１０〜０．００６５質量％
Ｎは、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を発揮させるため、Ｎを０．００１０質量％以上含有させる。Ｎ量は、好ましくは０．００２０質量％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。よってＮ量は０．００６５質量％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００６０質量％以下である。
【００５１】
Ｃｕ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．３５質量％以下、
Ｖ  ：０質量％超、０．０５０質量％以下、および
Ｎｂ：０．００３〜０．０３０質量％よりなる群から選択される１種以上の元素
【００５２】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂは、いずれも溶接性、ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、焼入れ性を向上させ、母材の強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。また、軟質相の硬さを容易に高めるには、これら固溶元素、析出元素を適切な範囲で添加する必要がある。
【００５３】
これらの効果を発揮させるべく上記元素を含有させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの各元素の含有量を０質量％超とする。好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上である。また、Ｖについては、０質量％超、好ましくは０．００５質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上である。Ｎｂについては、０．００３質量％以上であり、好ましくは０．００５質量％以上である。
【００５４】
一方、これらの元素が過剰に含まれていると、原料コストの上昇を招くため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの各元素の含有量は、０．３５質量％以下とする。好ましくは、０．３０質量％以下である。Ｖ量は、０．０５０質量％以下、好ましくは０．０４５質量％以下であり、より好ましくは０．０４０質量％以下である。Ｎｂ量は、０．０３０質量％以下、好ましくは０．０２０質量％以下である。
【００５５】
本発明の鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。不可避的不純物には、例えばＯ、Ｓｂ等の他、Ｎｂを添加しない場合であっても０．００３質量％未満のＮｂが含まれうる。不可避的不純物としてその他に、０．００５質量％以下のＴｉ、０．０００５質量％以下のＢが含まれうる。なお、例えばＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定した元素がある。このため、本明細書における上記「不可避的不純物」とは、別途その組成範囲が規定された元素を除いたものを意味する。
【００５６】
本発明の鋼板は、成分組成において、上記元素を含み、式（１）、（２）で表されるパラメータが所定の範囲内にあればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、母材靭性等の向上に寄与する。
【００５７】
Ｃａ：０質量％超、０．００３０質量％以下
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。該効果を発揮させるには、Ｃａ量を、０質量％超とすることが好ましく、０．０００５質量％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃａ量が過剰になると、介在物が粗大化し、割れの原因となる。よってＣａ量は、０．００３０質量％以下とすることが好ましい。
【００５８】
５．円形鋼管
本発明には、上記鋼板を用いて得られた円形鋼管も含まれる。円形鋼管として、後記する方法で製造された冷間円形鋼管が挙げられる。円形鋼管に求められる特性は、前述の通り、ＹＳ≧３８５ＭＰａ、５５０ＭＰａ≦ＴＳ≦６７０ＭＰａ、およびＹＲ≦８５％である。また、円形鋼管の外径Ｄの範囲は、７００〜３０００ｍｍであり、円形鋼管の板厚ｔの範囲は、７０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下である。円形鋼管の板厚ｔは、円形鋼管の製造に供する鋼板の板厚とほぼ同じである。本発明において、前述の通りＤ／ｔは１０〜３０の範囲内であり、ｔ／Ｄは０．０３３〜０．１０の範囲内である。
【００５９】
６．鋼板の製造方法
次に本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。該方法では、前記成分組成を満たす鋼片を９５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率が３０％以上、かつ仕上圧延温度が８４０〜９５０℃の条件で行った後、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、８００℃以上の冷却開始温度から、５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで、焼戻し温度：４５０〜７２０℃、焼戻し時間：５〜６０分の条件で焼戻しを行う。これらの製造条件を規定した理由について説明する。
【００６０】
［加熱温度：９５０〜１２５０℃］
加熱温度が低いと、元素が固溶し難く、特に炭化物が再固溶せず、圧延やその後の熱処理で粗大化してしまう。そのため加熱温度は９５０℃以上とした。好ましくは９９０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、γが粗大となってしまい、焼入れ性が高くなり軟質相の分率が低下する。よって、加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。
【００６１】
［８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率：３０％以上］
本発明で求める特性を得るには、組織を均質化させることが重要である。そのためには、再結晶温度域での圧延を行って、オーステナイト粒を繰り返し再結晶させる必要がある。よって、８６０〜１０００℃の温度域における累積圧下率を３０％以上とする。累積圧下率は、好ましくは３５％以上である。なお、累積圧下率の上限は、おおよそ７０％である。
【００６２】
［仕上圧延温度（ＦＲＴ）：８４０〜９５０℃］
仕上圧延を上記範囲で行うことによって組織分率を制御できる。仕上圧延温度が高すぎると、ベイナイト分率が増加して強度が必要以上に高くなり、ＹＲも大きくなる。よって、仕上圧延温度は９５０℃以下とする。好ましくは９２０℃以下である。一方、仕上圧延温度が低いと、熱間圧延時にオーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域での圧延となる。未再結晶域での圧下を増大させると、音響異方性が大きくなることから、仕上圧延温度の下限を８４０℃とした。仕上圧延温度は、好ましくは８５０℃以上である。
【００６３】
［平均冷却速度：２〜３０℃／ｓ］
前記熱間圧延後は、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで、下記の冷却開始温度から冷却停止温度まで冷却する。熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度が遅いと、軟質相の硬さと、硬質相の分率が低下し、降伏強度が不足する。よって上記平均冷却速度は、２℃／ｓ以上とする。好ましくは３℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が過度に大きいと、硬質相の分率が必要以上に増加し、降伏比が上昇する。よって上記平均冷却速度は、３０℃／ｓ以下とする。好ましくは２０℃／ｓ以下である。
【００６４】
［冷却開始温度（ＳＣＴ）：８００℃以上］
上記平均冷却速度での冷却開始温度が、鋼板の表面温度で８００℃を下回ると、軟質なポリゴナルフェライトが生成し、母材強度の低下を招く。よって、上記平均冷却速度での冷却は、８００℃以上の温度から開始する。冷却開始温度は、好ましくは８２０℃以上、より好ましくは８４０℃以上である。なお、冷却開始温度の上限は特に限定されず、おおよそ、仕上圧延温度と同程度である。
【００６５】
［冷却停止温度（ＦＣＴ）：５００℃以下］
上記平均冷却速度での冷却を５００℃よりも高い温度域で停止すると、変態が完了せず、硬質相の硬さが低下し、強度、特に降伏強度が不足する。よって、冷却停止温度は５００℃以下とする。冷却停止温度は好ましくは４００℃以下であり、更に２００℃以下、より更には１００℃以下とすることもできる。尚、冷却停止温度の下限は特に限定されず、室温付近まで上記平均冷却速度で冷却してもよい。
【００６６】
前記冷却停止温度が、室温よりも高い場合、冷却停止温度から室温までは空冷とすればよい。
【００６７】
［焼戻し温度：４５０〜７２０℃］
［焼戻し時間：５〜６０分］
所望の強度と低降伏比を実現するため焼戻しを行う。焼戻し温度が低温では、硬質相が硬くなりすぎて強度が必要以上に高くなる。よって、焼戻し温度の下限は４５０℃とする。焼戻し温度は、好ましくは４６０℃以上である。一方、焼戻し温度が高温になると、硬質相の硬さが低下し、強度不足となりやすく、軟質相と硬質相の硬さ比が低下して降伏比が上昇する。よって、焼戻し温度は７２０℃以下とする。好ましくは７１０℃以下である。また、焼戻しの効果を得るため、焼戻し時間は５分以上とする。好ましくは１０分以上である。一方、生産性の観点から、焼戻し時間は６０分以下とする。
【００６８】
７．円形鋼管の製造方法
本発明の円形鋼管の製造方法について説明する。該方法では、前記鋼板を用いて、Ｄ／ｔ＝１０〜３０（ただし、Ｄ：円形鋼管の外径（ｍｍ）、ｔ：円形鋼管の板厚（ｍｍ））を満たすよう曲げ加工を行う工程と、４５０〜６５０℃で熱処理（ＳＲ）を施す工程をこの順に含む。本発明では、前記曲げ加工として冷間曲げ加工を行う。該曲げ加工の方法として、プレスベンド法が挙げられる。前記熱処理（ＳＲ）は、前記曲げ加工で導入された歪を除去するために行う。
【実施例】
【００６９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７０】
表１に示す成分組成を満たす鋼片（スラブ）を常法により得た。表１において空欄は、その成分が検出されなかったことを意味する。上記鋼片を、表２−１、表２−２に示す加熱温度まで加熱してから、表２−１、表２−２に示す条件で熱間圧延と、熱間圧延直後の冷却を行った。なお、表２−１、表２−２における「圧下率」は、８６０〜１０００℃の温度域の累積圧下率を示す。また、冷却停止温度から室温までは空冷とした。次いで、表２−１、表２−２に示す条件で焼戻しを行って、表２−１、表２−２に仕上厚として示す板厚の鋼板を得た。
【００７１】
前記焼戻し時の加熱温度は、鋼板の板厚中心部の温度であり、熱処理炉の炉内雰囲気温度と在炉時間から差分法により計算するか、実験炉を用いた場合は同板厚のダミー材に熱電対を差し込んで実測した温度である。また、焼戻し前の、加熱−熱間圧延−冷却時の温度は、鋼板の表面温度を測定した。なお、一般的な加熱炉での加熱では鋼板の板厚中心部も概ね表面温度と同等の温度となる。
【００７２】
得られた鋼板に対して、金属組織の評価を下記の要領で行うと共に、引張試験を下記の要領で実施して引張特性を評価した。本実施例では、いずれの例においても、得られる鋼管がＤ／ｔ＝１０、即ちｔ／Ｄ＝０．１であることを想定して特性の評価を行った。
【００７３】
［金属組織の観察］
金属組織の観察は以下のようにして実施した。
（１）圧延方向（鋼管の軸方向）に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、目的に応じて３％ナイタール溶液を用いて腐食し、硬質相および軟質相を現出させた。
（４）板厚ｔの１／４の部位において、現出させた組織から各相分率を算出した。
【００７４】
＜軟質相および硬質相の硬さの測定方法＞
軟質相と硬質相の各相の硬さＨｖ（３ｇｆ）は、上記腐食されたサンプルを用い、マイクロビッカース硬度計を用いて測定した。測定荷重は０．０３Ｎとした。軟質相の硬さは、セメンタイトが存在しない部分の硬さを測定し、硬質相の硬さはセメンタイトが凝集している部分の硬さを測定した。この測定は、板厚の１／４の位置で少なくとも各相５点以上行った。
【００７５】
［引張試験（引張特性の評価）］
板厚の１／４の位置から圧延方向すなわち管軸方向（Ｌ方向）に丸棒引張試験片（ＪＩＳ４号試験片と同じ）を採取して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳを測定し、降伏比ＹＲを求めた。そして本実施例では、降伏強度ＹＳが３４７〜４９０ＭＰａ、引張強度ＴＳが５１３〜６３０ＭＰａ、降伏比が７９．５％以下のものを、高強度かつ低降伏比を示すと評価した。尚、下記表３−１、表３−２では、降伏強度、引張強度、降伏比をそれぞれ、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲと示す。これらの結果を表３−１、表３−２に示す。尚、表３−１、表３−２では、上記引張試験により求められたＥＬ（全伸び）とＵＥ（一様伸び）もあわせて示す。
【００７６】
更に、表１の鋼種Ｅを用いた試験Ｎｏ．２８の鋼板を用い、Ｄ／ｔ＝１０とＤ／ｔ＝２２の各条件で冷間曲げ加工を行った後、表４に示す温度でＳＲ処理を行って鋼管を得た。そして該鋼管を用い、鋼板と同様の丸棒試験片ＪＩＳ４号（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１）を用いた条件で引張試験を行った。試験片採取位置は、鋼管外面側から板厚の１／４位置である。その結果を表４に示す。
【００７７】
【表１】
2020020029.tif 000002
【００７８】
【表２−１】
2020020029.tif 000003
【００７９】
【表２−２】
2020020029.tif 000004
【００８０】
【表３−１】
2020020029.tif 000005
【００８１】
【表３−２】
2020020029.tif 000006
【００８２】
【表４】
2020020029.tif 000007
【００８３】
表１〜４の結果を考察する。
【００８４】
試験Ｎｏ．１〜６５は、本発明で規定する成分組成を満たし、かつ規定する条件で鋼板を製造したので、得られた鋼板は、所望の組織を有し、かつ高強度と低降伏比を実現できた。また。試験Ｎｏ．１〜６５の鋼板はＰｃｍが小さいことから、該鋼板を用いて円形鋼管を製造する際に、優れた溶接性も発揮し得ることがわかる。
【００８５】
これに対して、試験Ｎｏ．６６〜７３は、成分組成と製造方法の少なくともいずれかが規定する範囲を外れているため、所望の金属組織が得られず、強度と降伏比の少なくともいずれかが劣る結果となった。
【００８６】
試験Ｎｏ．６６、６７および７３はＫ値が高いため、軟質相の硬さが硬くなり、ＹＲが高くなった。また、硬質相の分率も高いためＴＳも必要以上に高くなった。
【００８７】
Ｎｏ．６８、６９はＫ値が高いため、軟質相の硬さが硬くなり、ＹＲが高くなった。
【００８８】
Ｎｏ．７０、７１はＫ値が低いため、軟質相の硬さが不足し、ＹＳが低くなった。
【００８９】
Ｎｏ．７２は焼戻しを行わなかったため、硬質相の硬さが硬くなった。その結果、ＴＳが必要以上に高くなったため、生産性に悪影響を及ぼすと思われる。
【００９０】
一例として、上記Ｎｏ．２８の鋼板を用い鋼管を製造した結果、得られた鋼管は、表４に示す通り、目標とするＹＳ≧３８５ＭＰａ、５５０ＭＰａ≦ＴＳ≦６７０ＭＰａ、およびＹＲ≦８５％を満たした。本発明の鋼板を用いれば、所望の特性の鋼管が得られることがわかる。また、得られた鋼管は、Ｐｃｍの小さい鋼板で形成されているため、例えば建築構造物の製造時に、優れた溶接性も発揮し得る。
【産業上の利用可能性】
【００９１】
本発明の円形鋼管用鋼板は、高強度かつ低降伏比を示し、更に溶接性に優れているので、低降伏比で引張強さが５５０ＭＰａ級以上の円形鋼管の製造に好適である。該円形鋼管は、特に耐震性に優れており、建築構造物に好適に用いることができる。
【図１】
2020020029.tif 000008
【図２】
2020020029.tif 000009
【図３】
2020020029.tif 000010