(57)【要約】【課題】冷間成形円形鋼管等に適用される様に、強加工（曲げ加工、引張り加工、圧縮加工等）が鋼板に付与された場合であっても、ＳＲ処理を施さなくても、安定して降伏比８５％以下を満足すると共に、良好な靭性および溶接性をも具備する様な、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材、およびこうした高張力鋼材から得られる低降伏比の冷間成形鋼管を提供する。【解決手段】下記（１）式で規定されるＣＥＮ値が所定の範囲にある所定の化学成分組成を有し、鋼材のミクロ組織が、ポリゴナルフェライト相：６５〜８５面積％、バンド状パーライト相：５〜２０面積％、フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト相：３〜１５面積％で構成されると共に、前記ポリゴナルフェライト相の平均円相当径が１０〜４０μｍである。  ＣＥＮ＝［Ｃ］＋Ａ（ｃ）・{[Ｓｉ]／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５}          …（１）  但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ{２０（［Ｃ］−０．１２）}であり、［Ｃ］，[Ｓｉ]，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｎｂ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量（質量％）を示す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０７〜０．１８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００１〜０．００８％を夫々含有すると共に、下記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．２３〜０．４５％の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つミクロ組織が、ポリゴナルフェライト相：６５〜８５面積％、バンド状パーライト相：５〜２０面積％、フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト相：３〜１５面積％で構成されると共に、前記ポリゴナルフェライト相の平均円相当径が１０〜４０μｍであることを特徴とする、降伏比ＹＲが７５％以下で、降伏伸びが０．６％以上である溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼材。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋Ａ（ｃ）・{[Ｓｉ]／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５}          …（１）
但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ{２０（［Ｃ］−０．１２）}であり、［Ｃ］，[Ｓｉ]，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｎｂ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
前記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．２３％以上、０．３９％未満の範囲内にあり、引張強度が４９０〜６７０ＭＰａのものである請求項１に記載の高張力鋼材。
【請求項３】
更に、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含むものである請求項２に記載の高張力鋼材。
【請求項４】
更に、Ｃｒ：０．０５〜０．７％、Ｍｏ：０．０３〜０．０８％およびＶ：０．０２〜０．０８％よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含むと共に、前記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．３９〜０．４５％の範囲内にあり、引張強度が５９０〜７４０ＭＰａのものである請求項１に記載の高張力鋼材。
【請求項５】
更に、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼材。
【請求項６】
更に、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高張力鋼材。
【請求項７】
更に、Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高張力鋼材。
【請求項８】
更に、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高張力鋼材。
【請求項９】
更に、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の高張力鋼材。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載の高張力鋼材を冷間成形して形成された冷間成形鋼管であり、前記鋼材から得られる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）、鋼管の直径または外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときに、これらの比（ｔ／ｄ）が０．１０以下である冷間成形部位を有するものであることを特徴とする冷間成形鋼管。
【請求項１１】
降伏比ＹＲが８５％以下である請求項１０に記載の冷間成形鋼管。
【請求項１２】
鋼管の軸直角断面形状が円形若しくは角形であり、冷間成形されたままのものである請求項１０または１１に記載の冷間成形鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接性に優れ低降伏比で引張強さが４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材、およびこうした鋼材から得られる冷間成形鋼管に関するものであり、特に耐震性に優れたＣＦＴ（Ｃｏｎｃｒｅｔｅ−Ｆｉｌｌｅｄ  Ｔｕｂｅ）構造の建築物に好適に用いることのできる４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材および冷間成形鋼管に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
新耐震設計法の改正（１９８１年）によって、建築分野では大地震時に鋼材の塑性変形を許容し、地震のエネルギーを吸収して構造物の倒壊を防止するという設計概念が高層建築物を中心に取り入れられるようになり、そのために鋼材に必要な特性として低降伏比が求められるようになってきた。
【０００３】
建築構造物には、優れた耐震性や耐火性が要求されており、特に耐震性に優れたＣＦＴ構造の建築物を構築するには、高強度、低降伏比で優れた溶接性を発揮する冷間成形鋼管が必要になる。
【０００４】
建築構造物の柱材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）を８５（％）以下とすることが要求されている。一方、冷間成形によって鋼管を製造する方法としては、ラインパイプ用鋼管に適用されているＵＯＥ成形法（Ｕｉｎｇ  ｐｒｅｓｓ−Ｏｉｎｇ  ｐｒｅｓｓ−ｅｘｐａｎｄｅｒ法）の他、プレスベンド冷間成形法（以下、単に「プレスベンド法」と呼ぶことがある）が基本的に採用されている。
【０００５】
上記成形法のうち、ＵＯＥ成形法では高能率で精度の高い加工が可能であるが、設備能力の限界から、鋼板厚さｔが４０ｍｍ未満で、ｔ／Ｄ（Ｄ：円形鋼管の外径）が０．０５未満の場合に限られたものとなる。これに対してプレスベンド法は、鋼板の一部を（直線部）を型押し曲げ加工し、順次型押し位置を移動させて円形に成形する方法であり、加工能力が高い方法である。従って、建築構造物の柱材に使用されるような、鋼板厚さｔが４０ｍｍ以上の厚鋼板でｔ／Ｄが０．０５〜０．１０のような強加工が要求される鋼管の成形には、プレスベンド法が適用されることになる。
【０００６】
こうしたプレスベンド法で、ｔ／Ｄが０．０５以上となるような曲げ成形を行った場合には、大きな曲げ歪み（ε）［曲げ外面側（ｔ／４）での平均歪み（計算値）で２．４〜４．５％程度］が付与されることになり、降伏比ＹＲの上昇が大きくなって、引張強さが４９０ＭＰａ級の鋼材であっても８５％を超えてしまうことが多いので、成形後（製管後）の鋼管には残留応力の除去を目的とした焼鈍（Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ：ＳＲ処理）を施さざるを得ず、高コスト化、工期の長期化および生産性の低下を招いていた。
【０００７】
また冷間成形後に熱処理を行なわない方法では、加工度（ｔ／Ｄ）が小さい（例えば、０．０５未満）鋼管では、降伏比ＹＲを８５％以下に確保できても、加工度（ｔ／Ｄ）が大きくなると（例えば、０．０５以上）、降伏比ＹＲを８５％以下に確保した鋼管は製造できないのが実情である。
【０００８】
こうしたことから、鋼板段階において、冷間加工による降伏比ＹＲの上昇分を予め下げておくことが有効であり、降伏比ＹＲの目標値としては７５％以下に設定されることになる。
【０００９】
冷間成形鋼管やこうした鋼管に適用する鋼板に関する技術として、これまでにも様々なものが提案されている。こうした技術としては、例えば特許文献１〜３には、４９０ＭＰａ級の建築用低降伏比鋼管に用いる鋼板を製造する技術が提案されている。
【００１０】
このうち特許文献１の技術は、Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．２０％を夫々含み、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を鋼片とし、該鋼片を熱間圧延に際して、９５０℃以下の累積圧下率を３０％以上とし、且つ全熱間圧延工程中に少なくとも１回以上のクロスローリングを施して圧延し、次にＡｒ3変態点と（Ａｃ3変態点＋１００℃）の間の温度で加熱後焼入れし（Ｑ）、更にＡｃ1変態点とＡｃ3変態点との間の温度で加熱後空冷（焼準：Ｎ’）することが開示されている。
【００１１】
この技術では、熱処理方法を上記のように（Ｑ−Ｎ’）として、微細なフェライトとマルテンサイトの混合組織を形成することを特徴とするものである。しかしながらこの技術では、引張強さが４９０〜５９０ＭＰａ級鋼として、板厚：２０〜３５ｍｍでの降伏比ＹＲが夫々７６％、７９％といずれも高くなっており（例えば、第１表、実施例１１、第３表の実施例１７）、強加工後において降伏比ＹＲの目標値（８５％以下）を安定して満足するには至らないものである。
【００１２】
また特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７〜１．８％、Ｔｉ：０．００９〜０．０１２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．００２〜０．００６％を夫々含むと共に、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下に夫々規制し、且つ炭素当量Ｃｅｑ［＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）］が０．４０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを９５０〜１１５０℃の範囲に加熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率６０％以上を確保し、且つ該再結晶温度域で圧延した後、鋼板の温度がＡｒ3変態点温度以上から２〜２０℃／秒以上の冷却速度で４５０〜６００℃の温度範囲まで冷却し、フェライトとベイナイトとの混合組織とした低降伏比高強度高靭性鋼板の製造方法について開示されている。
【００１３】
上記特許文献２の技術は、建築用加速冷却材の製造方法に関するものであって、加速冷却材特有の擬ポリゴナル（等方性のない）フェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とするものであり、降伏比ＹＲが７１〜７３％の範囲にあるものの（例えば、第２表、実施例Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１）、降伏伸びが小さくなるので、強加工後の降伏比ＹＲ上昇が大きく、強加工後において降伏比ＹＲの目標値（８５％以下）を安定して満足するには至らないものである。
【００１４】
特許文献３には、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２％、ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミ）：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｂ：０〜０．１％およびＴｉ：０〜０．１％を含み、且つＮｂ＋Ｔｉが０．０１〜０．１％である鋼の熱間圧延を、Ａｒ3変態点を超える温度で終了し、フェライト相とオーステナイト相の二相域温度（７８０〜８４０℃）まで放冷し、フェライト相およびベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒径がいずれの組織の場合も５〜４０μｍである低降伏比鋼材の製造方法について開示されている。
【００１５】
この技術は、二相域温度に放冷後、加速冷却することによって低降伏比鋼材を製造する技術に関するものであり、フェライト相とベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒径を５〜４０μｍとするところに特徴を有するものであるが、初期降伏比ＹＲが７６〜７９％の範囲にあり、強加工後において降伏比ＹＲの目標値（８５％以下）を満足するに至らないものである。
【００１６】
一方、冷間成形鋼管等に使用できる引張強度が５９０ＭＰａ級の鋼板としては、非特許文献１に開示されて技術も知られている。この技術では、Ｍｏを含有させて炭素当量Ｃｅｑが０．４５％程度の鋼板（板厚：８０ｍｍ）を、焼入れ（Ｑ）−二相域焼入れ（Ｑ’：７８０℃程度）−焼戻し（Ｔ）し、フェライトを含むベイナイト主体の複合組織とするものであるが、降伏比が比較的高くなっており（最大：８０％、平均：７７．４％）、目標とする７５％以下のものは得られていない。
【特許文献１】特開昭５３−２３８１７号公報
【特許文献２】特許第２６０１５３９号公報
【特許文献３】特開平１０−２６５８４４号公報
【非特許文献１】「日本鋼管技報」Ｎｏ．１２２（１９８８）、Ｐ５
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、冷間成形円形鋼管等に適用される様に、強加工（曲げ加工、引張り加工、圧縮加工等）が鋼板に付与された場合であっても、ＳＲ処理を施さなくても、安定して降伏比８５％以下を満足すると共に、良好な靭性および溶接性をも具備する様な、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材、およびこうした高張力鋼材から得られる低降伏比の冷間成形鋼管を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼材とは、Ｃ：０．０７〜０．１８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００１〜０．００８％を夫々含有すると共に、下記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．２３〜０．４５％の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つミクロ組織が、ポリゴナルフェライト相：６５〜８５面積％、バンド状パーライト相：５〜２０面積％、フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト相：３〜１５面積％で構成されると共に、前記ポリゴナルフェライト相の平均円相当径が１０〜４０μｍであり、降伏比ＹＲが７５％以下で、降伏伸びが０．６％以上である点に要旨を有するものである。尚、上記「円相当径」とは、ポリゴナルフェライト相の大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察面上で認められるポリゴナルフェライト相のものである。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋Ａ（ｃ）・{[Ｓｉ]／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５}          …（１）
但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ{２０（［Ｃ］−０．１２）}であり、［Ｃ］，[Ｓｉ]，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｎｂ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
【００１９】
本発明の高張力鋼材においては、強度レベルに応じて上記（１）式で示されるＣＥＮ値の範囲を適切に調整することが好ましく、例えば強度レベルが４９０ＭＰａ級（４９０〜６７０ＭＰａ）のものであれば、上記ＣＥＮ値は０．２３％以上、０．３９％未満の範囲内に制御することが好ましい。
【００２０】
また、上記成分の他に、Ｃｒ：０．０５〜０．７％、Ｍｏ：０．０３〜０．０８％およびＶ：０．０２〜０．０８％よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有させて、引張強度を５９０ＭＰａ級（５９０〜７４０ＭＰａ）としたものであれば、上記ＣＥＮ値は０．３９〜０．４５％の範囲内に制御することが好ましい。尚、強度レベルが４９０ＭＰａ級のものに対しても、上記ＣＥＮ値が０．２３％以上、０．３９％未満で、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
【００２１】
本発明の高強度鋼材には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて高張力鋼材の特性を更に向上させることができる。
【００２２】
本発明では、上記のような高張力鋼材を冷間成形して形成された冷間成形鋼管も含むものであり、こうした冷間成形鋼板は、前記鋼材から得られる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）、鋼管の直径または外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときに、これらの比（ｔ／ｄ）が０．１０以下である冷間成形部位を有するものである点に要旨を有するものであり、こうした鋼管は、降伏比ＹＲが８５％以下を実現できるものとなる。また、本発明の鋼管の軸直角断面形状は円形若しくは角形のいずれも採用できるのであるが、いずれもＳＲ処理することなく、冷間成形されたままのものでも上記特性を満足できるものとなる。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、鋼板の化学成分組成を適正に調整すると共に、ミクロ組織中の各相の体積分率を適切に制御することによって、ＳＲ処理を施さずとも、低降伏比で４９０ＭＰａ以上の高張力鋼板、およびこうした鋼材を用いた低降伏比冷間成形鋼管を得ることができ、こうした鋼管は、ＣＦＴ構造の建築物に好適に用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明者は、板厚をｔ（ｍｍ）、外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときにｔ／ｄが１０％以下［平均歪み（ε）で４．５％以上に相当］となるような加工を施した後においても、安定してｔ／４での降伏比ＹＲが８５％以下を満足するために、良好な靭性、溶接性と降伏比ＹＲが７５％以下を兼備する鋼材の製造条件について、詳細に検討した。その結果、下記（Ａ）〜（Ｅ）の知見が得られたのである。尚、このときの鋼材および鋼管における目標とする性能は下記（ａ）〜（ｇ）の如くである。また、これらの性能は、鋼材の平均的な性能を発揮する位置として、板厚ｔ／４部（ｔ：板厚）の位置のものとした。
【００２５】
［鋼材および鋼管における目標とする性能］
（ａ）引張強さＴＳ：４９０〜６７０ＭＰａまたは５９０〜７４０ＭＰａ
（ｂ）鋼材の降伏比ＹＲ：７５％以下〈降伏比ＹＲ＝［（下降伏点ＹＰまたは０．２％
耐力σ0.2）／引張強度ＴＳ］×１００（％）と定義〉
（ｃ）降伏伸び：０．６％以上
（ｄ）シャルピー衝撃試験における破面遷移温度ｖＴｒｓ：−３０℃以下（５９０ＭＰ
ａ級鋼は−２５℃以下）
（ｅ）溶接性：（ｉ）ｙ形溶接割れ試験（ＪＩＳ  Ｚ３１５８）における割れ防止予熱
温度が、引張強度４９０ＭＰａ級鋼については２５℃以下、
引張強度５９０ＭＰａ級鋼については５０℃以下
（ｉｉ）サブマージアーク溶接（入熱量：１０ｋＪ／ｍｍ）での溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の靭性が、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0
で７０Ｊ以上（表面７ｍｍ下中心部）
（ｆ）円形鋼管曲げ外面側ｔ／４部での降伏比：８５％以下
（ｇ）円形鋼管曲げ外面側ｔ／４部でのシャルピー衝撃試験における破面遷移温度ｖＴ
ｒｓ：−１０℃以下（５９０ＭＰａ級鋼は−５℃以下）
【００２６】
（Ａ）鋼材（若しくは鋼板）の降伏比ＹＲを７５％以下にするためには、第１ステップとして、Ｃ（炭素）の希薄なポリゴナルフェライトを析出させると共に、フェライトに隣接してＣ濃縮したパーライトを生成させる必要がある。次の第２ステップとして、Ａｃ1変態点とＡｃ3変態点の中間温度（所謂二相域温度）に保持することにより、パーライトの一部を逆変態オーステナイト化させ、その後の焼入れによりフェライト粒界に新たに高Ｃ濃度の島状マルテンサイト［マルテンサイト・オーステナイトの混合相（Ｍ−Ａ相）を含む］を析出させる。
【００２７】
（Ｂ）次の第３ステップとして、Ａｃ1変態点温度以下に保持することにより、焼入れマルテンサイトを焼戻しマルテンサイトに変化させる。これによって、降伏比ＹＲは二相域焼入れままに比べて上昇する傾向にあるものの、一方で靭性は大幅に向上することになる。これらの工程によって、高引張強度ＴＳ、低降伏比ＹＲおよび高靱性をバランスよく兼備させることができる。
【００２８】
（Ｃ）加えて、ポリゴナルフェライト粒径は、降伏比ＹＲと靭性に影響を及ぼすことになる。ポリゴナルフェライト粒径が増大するにつれて、降伏比ＹＲは低減し、靭性は劣化する傾向にあり、平均円相当径で１０〜４０μｍに制御することにより、高降伏歪み付与後のフェライト内における転位の増殖可能な行程を適度に大きくすることで、低降伏比ＹＲ、高降伏伸びを確保でき、且つ高靱性と両立できることになる。
【００２９】
（Ｄ）鋼材の化学成分中の比［Ｍｎ］／［Ｃ］を低減することは、連続冷却変態（ＣＣＴ図）でのフェライトノーズを短時間側に移行させるため、圧延仕上がり後の冷却過程において、フェライト分率を増大させることができ、そのためには比［Ｍｎ］／［Ｃ］が２３以下であることが必要である。また、Ｍｏは強靭化のためには、含有させることができるが、組織に与える影響としてフェライトノーズを長時間側に移行させるため、フェライト分率を減少させて降伏比ＹＲを上昇させる傾向を示すのでその含有量は制御する必要がある。
【００３０】
（Ｅ）前記（１）式で示されるＣＥＮ値は炭素当量に相当するものであり、ＨＡＺの硬化性を示す指標となるものである［例えば、「建築構造用高性能５９０Ｎ／ｍｍ2（ＳＡ４４０）設計・溶接施工指針」(２００４年８月)社団法人日本鉄鋼連盟  高性能鋼小委員会編］。溶接割れ防止予熱温度を５０℃以下にするためには、基本的にはＣＥＮ値を０．４５％以下とする必要がある。また引張強度を少なくとも４９０ＭＰａ以上とするためには、ＣＥＮ値は少なくとも０．２３％以上とする必要がある。但し、鋼材の強度レベルに応じてＣＥＮ値を、上記範囲内で適正な範囲に制御することが好ましい（この点については、後述する）。
【００３１】
上記知見に基づき、更に検討を重ねた結果、上記（１）式で規定されるＣＥＮ値を考慮した化学成分組成、およびそのミクロ組織等を適切に調整したものでは、上記目的に適う鋼材が実現できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の鋼材で規定する各要件について、厚鋼板に適用する場合を代表的に挙げて説明するが、鋼材の形態についてはこれに限らず、例えば各種形鋼、パイプ鍛鋼等に適用する場合をも含むものである。
【００３２】
まず本発明の高張力鋼材における化学成分組成の限定理由について説明する。本発明では、上記のようにＣ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００１〜０．００８％を夫々含有すると共に、前記（１）式で示されるＣＥＮ値を適正な範囲に制御する必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００３３】
［Ｃ：０．０７〜０．１８％］
Ｃは最も安価な元素で強度上昇に有効な元素であるが、過剰に含有されると溶接性が著しく低下するため、含有量の上限を０．１８％とする。しかしながら、Ｃ含有量が０．０７％未満になると、強度不足が生じ、それを補うためには、合金元素の添加が必要になるが、これらの合金元素の添加を過多に行うと、降伏比ＹＲの増加を招くことになるので、好ましくない。この降伏比の増加を抑えつつ目標の強度（引張強さで４９０ＭＰａ以上）を確保するためには、Ｃは少なくとも０．０７％以上含有させる必要がある。尚、母材強度と溶接ＨＡＺ靭性の両立の観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．１６％である。
【００３４】
［Ｓｉ：０．０５〜０．７％］
Ｓｉは脱酸のために０．０５％以上含有させることが必要であるが、フェライトを減少させ、マルテンサイトを増加させるため、０．７％を超えて過剰に含有させると、降伏比ＹＲの増大、靭性の劣化を生じると共に、溶接性並びにＨＡＺ靭性を低下させる。こうしたことから、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．７％とする必要がある。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．６％である。
【００３５】
［Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）］
Ｍｎは強度と靭性を共に高める元素として有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、溶接性およびＨＡＺ靭性が著しく劣化するので、上限を１．７％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１％であり、好ましい上限は１．６％である。
【００３６】
また、Ｍｎ含有量は、Ｃ含有量との関係で適切な範囲に調整する必要がある。Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］との比［Ｍｎ］／［Ｃ］は、連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）および等温変態曲線（ＴＴＴ曲線）でのフェライト変態曲線の張り出し（ノーズ）の程度を成分的に制御する因子となるものであり、上記比［Ｍｎ］／［Ｃ］が２３を超えると、フェライトノーズが長時間側に後退するので、二相域熱処理（Ｑ’）で平衡状態の二相組織（α＋γ）にするための保持時間が長くなり、生産上での制約を受けて非効率となる。そのため、上記比［Ｍｎ］／［Ｃ］は２３以下とする必要がある。
【００３７】
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％］
Ａｌ（可溶性アルミ）は、脱酸のために少なくとも０．００５％含有させる必要があるが、過剰に含有させると、非金属介在物が増加して靭性が低下するので、０．０８％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０６％である。
【００３８】
［Ｎ：０．００１〜０．００８％］
ＮはＴｉと反応してＴｉＮを生成し、加熱時のオーステナイトの粗大化の防止に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００１％以上含有させる必要があるが、過剰に含有させると溶接継手部の靭性が劣化するので、０．００８％以下とする必要がある。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．００６％である。
【００３９】
［ＣＥＮ値：０．２３〜０．４５％］
前記（１)式で表わされるＣＥＮ値は、ＨＡＺの硬化性を表す指標であり、溶接割れ感受性を低減し、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度を５０℃以下とするためには、ＣＥＮ値を０．４５％以下とする必要がある。一方、引張強度で４９０ＭＰａ以上を確保するためには、ＣＥＮ値は０．２３％以上とする必要がある。
【００４０】
尚、上記（１）式には、基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の他に、必要によって含有される成分（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ）も式中の項目として含むものであるが、これらの成分は含有されるときにはその含有量も考慮して（１）式の値として計算すればよく、含まれないときにはこれらの含有量を考慮せずに計算すれば良い。また、本発明の鋼材においては、Ｂは好ましくない成分として無添加とされるが、Ｂを含有させた鋼材については、ＣＥＮ値は上記（１）式に５×［Ｂ］（[Ｂ]はＢの含有量）の項目を加えて計算することになる（後記表１の鋼種Ｌ１、表１０の鋼種Ｌ３参照）。
【００４１】
但し、上記ＣＥＮ値は、鋼板の強度レベルに応じて、上記範囲内で適正な範囲に制御することが好ましい。上記の様に引張強度で４９０ＭＰａ以上を確保するためには、ＣＥＮ値は０．２３％以上とする必要があるが、こうした強度レベルでｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度を、加速冷却鋼と同等で実質的に予熱不要となる２５℃以下とするためには、ＣＥＮ値を０．３９％未満とすることが好ましい。即ち、引張強度で４９０ＭＰａ以上の鋼材では、上記ＣＥＮ値は０．２３％以上、０．３９％未満であることが好ましい。
【００４２】
一方、引張強度で５９０ＭＰａ以上を確保するためには、上記基本成分に加えて所定量のＣｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ等の強化成分（その作用、含有量は下記の通り）を加えて高強度化を図る必要があるが、この場合には上記ＣＥＮ値は０．３９％以上とすることが好ましい。こうした強度レベルでｙ形溶接割れ試験で割れ防止予熱温度を従来鋼と同等の５０℃以下とするためには、ＣＥＮ値を０．４５％以下とするとすることが好ましい。即ち、引張強度で５９０ＭＰａ以上の鋼板では、上記ＣＥＮ値は０．３９〜０．４５％であることが好ましい。尚、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の強化成分による作用およびその適正含有量は下記の通りである（Ｎｂについては後述する）。
【００４３】
［Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上］
Ｃｒ，ＭｏおよびＶは、強度を向上させる元素であり、特に引張強度で５９０ＭＰａ以上を確保するためには、少なくともいずれかを含有させることが必要となる。しかしながら、これらの元素が化合物として析出する場合、析出強化によって降伏比ＹＲを上昇させ、一方で靭性を劣化させることになる。二相域焼入れ温度の低温化により、Ｃｒ，ＭｏおよびＶとも可能な限り固溶状態で存在させることにより、降伏比ＹＲを低位に保ったまま高強度と高靭性を確保できる。こうしたことから、少なくともＣｒおよびＶについては、夫々の含有量を０．７％以下、０．０８％以下（いずれも０％を含まない）とすることが好ましい。一方、Ｍｏは固溶状態であっても、フェライトノーズを長時間側に移行させて、Ｃの二相分離化を阻害する方向に作用するため、その含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。尚、これらの含有量のより好ましい上限はＣｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｖ：０．０６％以下である。
【００４４】
また、Ｃｒ，ＭｏおよびＶは、引張強度で５９０ＭＰａ以上を確保するためには、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０３％以上、Ｖ：０．０２％以上の１種または２種以上を含有させることが好ましいが、４９０ＭＰａ級（即ち、引張強度で４９０〜６７０ＭＰａ）のものでは、上記好ましい下限に満たない量で（例えばＣｒについては、０．０５％未満）、これらの元素を含有させることはできる。これによって、上記強度レベルの範囲内で高強化が図れることになる。
【００４５】
本発明の高張力鋼板において、上記成分の他は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであるが、溶製上不可避的に混入する微量成分（許容成分）も含み得るものであり（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ等）、こうした鋼スラブも本発明の範囲に含まれるものである。また、本発明の高張力鋼板には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。
【００４６】
［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）］
これらの元素は、高価であり、しかも降伏比を上昇させるため、その添加はできるだけ避けることが好ましい。しかし、厚肉鋼板で板厚中心部の強度低下を抑制する作用があるので、微量添加する場合がある。これらの元素を添加する場合には、Ｃｕは０．５％、Ｎｉは３．０％を上限として含有させる必要がある。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は０．３％であり、Ｎｉのより好ましい上限は１．５％である。
【００４７】
［Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、スラブ加熱時に鋼中で微細なＴｉＮとして存在し、加熱オーステナイト粒の粗大化を防止する効果がある。またＴｉＮをフェライト変態核として、ポリゴナルフェライトの析出を促進させて、フェライト分率の増大およびフェライトの微細化に有効である。こうした効果は、その含有が増加するにつれて増大するが、Ｔｉ含有量が過剰になさせてもその効果が飽和するので、その上限を０．０２５％（より好ましくは０．０１５％以下）とした。尚、上記効果を発揮させるという観点からすれば、Ｔｉは０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上である。
【００４８】
［Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは強度、靭性を共に向上させると共に、制御圧延或いは焼準（焼きならし）により、フェライト粒を微細化する一方、過剰に含有させるとＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、Ｎｂを含有させる場合には、０．０４０％程度までとすることが好ましい。Ｎｂ含有量のより好ましい上限は０．０３０％程度である。
【００４９】
［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減に有効であるが、０．００５％を超えて含有させると、介在物の増加によって靭性が劣化することになる。従って、Ｃａを含有させるときには、０．００５％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましい上限は０．００３％である。
【００５０】
［希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）］
希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記する）は、そのオキシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト異常成長を抑制してＨＡＺの靭性を向上させる元素であるが、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。ＲＥＭによる効果を発揮させるためには０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましい上限は０．０１％である。尚、ＲＥＭとしては、周期律表第３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素のいずれも使用できる。
【００５１】
本発明の高張力鋼板においては、上記観点からミクロ組織を適切に制御する必要があるが、この組織中における各相の範囲（面積分率）限定理由は下記の通りである。
【００５２】
［ポリゴナルフェライト相（αP）：６５〜８５面積％］
降伏比を低位にするためには、変態後のミクロ組織に転位密度の小さいポリゴナル化したフェライト（αP）を生成させることが有効であり、降伏比を鋼板段階で予め下げておくには、その面積分率を６５〜８５面積％の範囲に制御する必要がある。ポリゴナルフェライト相（αP）の面積分率が８５面積％を超えると、厚肉材において目標強度の確保が困難となる。一方、ポリゴナルフェライト相（αP）の面積分率が６５面積％未満となると、降伏比の低ＹＲ化および降伏伸びが確保できない。尚、ポリゴナルフェライト相（αP）分率の好ましい下限は７０面積％であり、好ましい上限は８０面積％である。
【００５３】
［バンド状パーライト相（Ｐ）：５〜２０面積％］
Ｃの二相分離化を促進させるためには、Ｃ濃縮相を存在させる必要がある。ポリゴナルフェライト相（αP）以外のミクロ組織が高Ｃ濃度の焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）のみでは、高靭性を確保できない。靭性向上のためには、第２相に高Ｃ濃度の焼戻しマルテンサイト相よりも靭性の高いパーライト相（バンド状パーライト）を５〜２０面積％程度混合させる必要がある。バンド状パーライト相の面積分率が２０面積％を超えると、引張強度が確保できない。一方、バンド状パーライト相の面積分率が５面積％未満の場合には、靭性が低下し、目標値を達成できない。バンド状パーライト相（Ｐ）の好ましい下限は、７面積％であり、好ましい上限は１７面積％である。尚、バンド状パーライト相とは、制御圧延或いは焼準によって析出したフェライト・パーライト組織が二相域焼入れ（Ｑ’）−焼戻し（Ｔ）後に残存したものである。このバンド状パーライトのミクロ組織例（引張強度が４９０ＭＰａ級鋼について、後記試験Ｎｏ．６のもの）を図１（１００倍）および図２（４００倍）に示す。また、バンド状パーライトの他のミクロ組織例（引張強度が５９０ＭＰａ級鋼について、後記試験Ｎｏ．４７のもの）を図３（１００倍）および図４（４００倍）に示す。
【００５４】
［フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）：３〜１５面積％］
低降伏比を具備させるためには、フェライト粒界に、第２相としての粒状の焼戻しマルテンサイト相を万遍なく粒状に存在させることにより、低降伏比、高い引張強度および靭性を確保できる。こうした観点から、焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）の分率は３〜１５面積％とする必要がある。即ち、焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）の分率が１５面積％を超えると良好な靭性が確保できず、３面積％未満では低降伏比を確保できない。焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）の好ましい下限は５面積％であり、好ましい上限は１３面積％である。尚、本発明で対象とする焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）とは、二相域焼入れ（Ｑ’）でフェライト粒界に析出した島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相を含む）が焼戻しによってフェライトと鉄系および／または合金系の炭化物に分解した、フェライト粒界粒状に生成した硬質相を意味する。
【００５５】
本発明の高張力鋼材においては、冷間成形前（例えば、鋼管加工前）において具備すべき特性としては、降伏比ＹＲが７５％以下であることの他、降伏伸びが０．６％以上であることも必要である。鋼材に厳しい加工歪み［例えば、平均歪み（ε）で４．５％以上］が付与されても、８５％以下の降伏比ＹＲを実現するためには、加工歪みの一部を降伏伸びで負担すれば良く、その分加工硬化に回る歪みを低減でき、低降伏比と相俟って冷間成形後の降伏比ＹＲを下げることができる。こうした観点から、降伏伸びを０．６％以上とする必要がある。本発明の鋼材では、上記のように化学成分とミクロ組織を制御することによって、降伏比ＹＲ：７５％以下、降伏伸び：０．６％以上を確保できることになる。尚、降伏伸びは好ましくは０．７％以上である。
【００５６】
本発明の鋼材においては、前記ポリゴナルフェライト相（αP）の平均円相当径が１０〜４０μｍであることも重要な要件である。このポリゴナルフェライト相（αP）の粒径は、降伏比ＹＲと靭性に影響を及ぼすことになる。ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径が増大するにつれて、降伏比ＹＲは低減し靭性は劣化する傾向がある。ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径が、平均円相当径で１０μｍ未満の場合には、鋼材の降伏比ＹＲが高くなり、降伏伸びＥｌも小さくなるため、冷間加工後（例えば、鋼管）の降伏比ＹＲも高いものとなる。一方、ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径が平均円相当径で４０μｍを超えると、鋼材の靭性が劣化し、冷間成型後の靭性も低下することになる。こうしたことから、このポリゴナルフェライト相（αP）の粒径は、平均円相当径で１０〜４０μｍであることが必要である。尚、ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径の好ましい範囲は、平均円相当径で１５〜３５μｍ程度である。
【００５７】
本発明の高張力鋼材を製造するには、基本的には上記のように化学成分組成を調整した溶鋼から、連鋳法あるいは造塊法により作製された鋼スラブを用いて、加熱−熱間圧延−冷却−熱処理の工程を経ることによって製造できるが、その際に各工程の条件を適切にしてミクロ組織が上記の規定範囲となるように適切に制御する必要がある（後記実施例参照）。
【００５８】
上記のような高張力鋼材を冷間成形して冷間成形鋼管とすることによって、例えば円形鋼管曲げ外面側ｔ／４部での降伏比：８５％以下である特性を発揮する鋼管が得られる。こうした鋼管は、前記鋼材から得られる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）、鋼管の直径または外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときに、これらの比（ｔ／ｄ）が０．１０以下である冷間成形部位を有するものとなる。このｔ／ｄが１０％を超えるような冷間加工では、引張り変形側の降伏比が加工後において８５％を超えてしまうので、降伏比の上昇を抑えるために、熱間、温間での成形、或は成形後の応力除去焼鈍処理（前記ＳＲ処理）が必要となる。即ち、本発明の冷間成形鋼管では冷間成形されたままのものでも上記特性を満足できるものとなる。
【００５９】
尚、比（ｔ／ｄ）が０．１０以下となるような加工方法については、プレス曲げ成形に限定されるものでなく、例えばローラ曲げ、圧縮プレス、スピニング等の適用も可能である。また曲げ温度は、常温のみならず、本発明の鋼板の材質を損なわない程度（４００℃程度）の温度まで許容できる。また本発明の冷間成形鋼管は、その断面形状が円形、角形のいずれも含まれるものである。また、前記外側冷間曲がり部直径は、冷間成形（曲げ加工）された部位における曲率直径を意味し、鋼管の断面形状が円形のときは、外側冷間曲がり部直径は鋼管外径と一致することになる。
【００６０】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００６１】
［実施例１］
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製方法によって溶製し、鋼スラブとした後、下記に示すいずれかの処理を行い（タイプ１〜５）、鋼板を製造した。尚、表１、２には、前記（１）式で規定されるＣＥＮ値と［Ｍｎ］／［Ｃ］の値についても示した。このときの製造条件を、下記表３、４に示す。
【００６２】
［処理手順］
タイプ１：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行った（後記試験Ｎｏ．１）。
タイプ２：制御圧延後、加速冷却した（後記試験Ｎｏ．２）。
タイプ３：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）を行った（後記試験Ｎｏ．３）。
タイプ４：制御圧延（ＣＲ）を行った後、二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．５）。
タイプ５：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．４、６〜４３）。
【００６３】
【表１】
2008261046.tif 000002
【００６４】
【表２】
2008261046.tif 000003
【００６５】
【表３】
2008261046.tif 000004
【００６６】
【表４】
2008261046.tif 000005
【００６７】
得られた各高張力鋼板について、ｔ／ｄを０．１０とし、冷間プレス成形（プレスベンド法）を行い、円形鋼管を作製した（即ち、鋼管の外径をＤとしたときｔ／Ｄが０．１０の円形鋼管）。鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）における機械的特性（降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、降伏伸び）、ミクロ組織における各相の面積分率、フェライト粒径、および鋼管の管軸と平行方向（Ｌ方向）の機械的特性（降伏比ＹＲ、引張強さＴＳおよび靭性ｖＴｒｓ）を測定し、下記の基準で材質を評価した。
【００６８】
［材質評価基準］
材質評価基準としては、鋼管の曲げ外面側ｔ／４部における管軸方向での引張強さＴＳ：４９０〜６７０ＭＰａ、降伏比ＹＲ：８５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−１０℃以下を目標に設定した。また、鋼管における上記特性を満足させるために、鋼板段階での降伏比ＹＲ：７５％以下、降伏伸び：０．６％以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−３０℃以下を目標値として設定した。
【００６９】
機械的特性（鋼板および鋼管）の評価方法、靭性評価方法、並びにミクロ組織測定方法は下記の通りである。
【００７０】
［機械的特性の評価方法］
鋼板のｔ／４部（ｔは板厚）からＬ方向（圧延方向）、および鋼管の外側ｔ／４部の管軸に平行方向（鋼板の主圧延方向に相当）に、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ４号試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行ない、鋼板の引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ[降伏強度ＹＳ（上降伏点ＹＰまたは０．２％耐力σ0.2）／引張強度ＴＳ]、降伏伸び、および鋼管の引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ[（上降伏点ＹＰまたは０．２％耐力σ0.2）／引張強度ＴＳ]を測定した。
【００７１】
［靭性評価方法］
鋼板の圧延方向のｔ／４部、および鋼管の管軸に平行方向（鋼板の主圧延方向）の曲げ外側ｔ／４部の夫々から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  ４号試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。
【００７２】
［ミクロ組織測定方法］
鋼板の焼戻し前においては、レペラ試薬でエッチングしたミクロ組織の写真を画像解析して、焼入れまま島状マルテンサイト相の面積分率（ＳM1：塊状の白色部）を測定した。また鋼板の焼戻し後において、レペラ試薬でエッチングしたミクロ組織の写真を画像解析して、島状マルテンサイト相の面積分率（ＳM2：フェライトを除く塊状の白色部）と、パーライトを含む、黒色エッチング部の面積分率（ＳP2）を測定した。これらの結果から、焼戻しマルテンサイトの面積分率（ＳTM）を（ＳM1−ＳM2）として、パーライト（Ｐ）の面積分率（ＳP）を、（ＳP2−ＳTM）として算出した。フェライトの粒径については、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２（２００５年改正前のＪＩＳ規格）の切断法によって測定した。
【００７３】
上記の材質基準を満足する鋼管について、溶接性（耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性）を下記の方法によって評価した。
【００７４】
［耐溶接割れ性］
ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験法に従い、入熱量：１．７ｋＪ／ｍｍで炭酸ガス溶接を行ない、ルート割れ防止予熱温度を測定した。このとき引張強度４９０ＭＰａ級鋼については、加速冷却鋼と同等で実質的に予熱不要となる２５℃以下を合格とした。また引張強度５９０ＭＰａ級鋼については、従来鋼と同等の５０℃以下を合格とした。
【００７５】
［ＨＡＺ靭性］
入熱量１０ｋＪ／ｍｍの両面サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）のシーム溶接を行い（Ｘ開先）、曲げ外面側ｔ／４部から管軸と直角方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４  ４号）を採取し、ボンド＋１ｍｍ部（ボンド部から母材側に１ｍｍの部分）の０℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ0を求めた（３回試験の平均値）。平均ｖＥ0が７０Ｊ以上を合格とした。
【００７６】
鋼板のミクロ組成および機械的特性を下記表５、６に、溶接性試験結果を鋼管の機械的特性および変態点温度（Ａｃ1変態点、Ａｃ3変態点）等と共に下記表７、８に示す。
【００７７】
【表５】
2008261046.tif 000006
【００７８】
【表６】
2008261046.tif 000007
【００７９】
【表７】
2008261046.tif 000008
【００８０】
【表８】
2008261046.tif 000009
【００８１】
これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．１は、焼準型鋼板であり、Ｍｏを過剰に含有するものであり、しかもＣＥＮ値が本発明の好ましい上限を超えているため、耐溶接割れ性に劣り、ＨＡＺ靭性も低位である。
【００８２】
試験Ｎｏ．２は、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材の加速冷却まま材であり、降伏伸びが小さくなり、冷間加工後の降伏比ＹＲが目標値の８５％以下を満足しないものとなっている。
【００８３】
試験Ｎｏ．３のものは、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材のＮ−Ｑ’まま材であり、焼入れまま島状マルテンサイト相が多く、鋼板および鋼管の靭性に劣っている。試験Ｎｏ．９と１１は、ＣＥＮ値が０．４０％以上なので、溶接割れ防止温度が２５℃以下を満足していない。試験Ｎｏ．１０のものは、ＣＥＮ値が本発明で規定する範囲を下回るものであり、フェライト分率が大きく、パーライト分率が小さいため、鋼板および鋼管の引張強度ＴＳが目標値を満足していない。
【００８４】
試験Ｎｏ．１２は、比［Ｍｎ］／［Ｃ］が本発明で規定する範囲よりも大きくなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間加工後の降伏比ＹＲが目標値を上回っている。
【００８５】
試験Ｎｏ．１３は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲より多くなっており、パーライト分率が大きく、鋼材、冷間加工後の靭性に劣っている。試験Ｎｏ．１６は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、焼戻しマルテンサイト分率が小さく、鋼板、冷間成型後の引張強度が目標値を満足していない。
【００８６】
試験Ｎｏ．１７は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイト分率が大きく、鋼板、冷間成型後の降伏比ＹＲ、靭性が目標値を満足していない。試験Ｎｏ．２０は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、フェライト粒径が粗大となり、鋼板および冷間成形後の靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．２１は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、非金属介在物の生成密度が大きくなっていることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００８７】
試験Ｎｏ．２４は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、降伏伸びが小さくたるため、冷間成形後の降伏比ＹＲが目標値を満足しなくなっている。また、鋼板および鋼管の靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．２５は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、鋼板および鋼管の靭性に劣っている。
【００８８】
試験Ｎｏ．２７は、Ｃｒ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、パーライト分率が大きくなっており、鋼板および鋼管の靭性に劣ると共に、ＨＡＺ靭性も低位である。試験Ｎｏ．２９は、Ｃｕ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。
【００８９】
試験Ｎｏ．３１は、Ｎｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。試験Ｎｏ．３３は、Ｎｂ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足せず、また溶接後の固溶Ｎｂ増加によってＨＡＺ靭性が低下している。
【００９０】
試験Ｎｏ．３６は、Ｔｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、鋼管の降伏比ＹＲが高く、鋼管の靭性とＨＡＺ靭性が低下している。試験Ｎｏ．３８は、Ｃａ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４０は、ＲＥＭ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００９１】
試験Ｎｏ．４１は、本発明で規定する化学成分（好ましい成分も含む）以外のＢを含有させたものであり、ポリゴナルフェライト（αp）の分率が小さくなっており、ベイナイト相（Ｂ）が生成するため、降伏伸びが小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが高くなっている。また、ＨＡＺ靭性も低くなっている。試験Ｎｏ．４３は、Ｍｏ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイトの分率が大きくなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。
【００９２】
これに対して、試験Ｎｏ．５のものは、本発明で規定する化学成分組成の鋼材にＣＲ−Ｑ’Ｔを施したものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。また試験Ｎｏ．４，６〜８，１４，１５，１８，１９，２２，２３，２６，２８，３０，３２，３４，３５，３７，３９，４２のものは、本発明で規定する全ての要件を満足するものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。尚、試験Ｎｏ．１１のものは、ＣＥＮ値が本発明で規定する好ましい範囲を上回る鋼種を用いたものであり、耐溶接割れ性が若干低下しているが、他の要件は概ね良好である。
【００９３】
また本発明で規定する要件を満足する鋼板について、日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準・同付則表に定義されたＳＴＢ音速比（Ｖ／ＶSTB）を主圧延方向（Ｌ方向）および主圧延方向に直角方向（Ｃ方向）について測定し、付則表１に従ってＳＴＢとの音速差の有無の判定を行ったところ、１．０〜１．０１０であり、付則表１のＶ／ＶSTBの合格範囲である０．９９５≦Ｖ／ＶSTB≦１．０１５（板厚：２０ｍｍ超えを公称屈折角度７０°の探傷子で探傷する場合）を満足するものであり、音響異方性がない鋼板であると判断できた。
【００９４】
［実施例２］
下記表９、１０に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製方法によって溶製し、鋼スラブとした後、下記に示すいずれかの処理を行い（タイプ１〜５）、鋼板を製造した。尚、表１、２には、前記（１）式で規定されるＣＥＮ値と［Ｍｎ］／［Ｃ］の値についても示した。このときの製造条件を、下記表１１、１２に示す。
【００９５】
［処理手順］
タイプ１：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行なった（後記試験Ｎｏ．４４）。
タイプ２：制御圧延後、加速冷却した（後記試験Ｎｏ．４５）。
タイプ３：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）を行った（後記試験Ｎｏ．４６）。
タイプ４：制御圧延（ＣＲ）を行った後、二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．４８）。
タイプ５：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．４７、４９〜８６）
【００９６】
【表９】
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【００９７】
【表１０】
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【００９８】
【表１１】
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【００９９】
【表１２】
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【０１００】
得られた各高張力鋼板について、ｔ／ｄを０．１０とし、冷間プレス成形（プレズベンド法）を行い、円形鋼管を作製した（即ち、鋼管の外径をＤとしたときｔ／Ｄが０．１０の円形鋼管）。鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）における機械的特性（降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、降伏伸び）、ミクロ組織における各相の面積分率、フェライト粒径、および鋼管の管軸と平行方向（Ｌ方向）の機械的特性（降伏比ＹＲ、引張強さＴＳおよび靭性ｖＴｒｓ）を測定し、下記の基準で材質を評価した。
【０１０１】
［材質評価基準］
材質評価基準としては、鋼管の曲げ外面側ｔ／４部における管軸方向での引張強さＴＳ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比ＹＲ：８５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−５℃以下を目標に設定した。また、鋼管における上記特性を満足させるために、鋼板段階での降伏比ＹＲ：７５％以下、降伏伸び：０．６％以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−２５℃以下に目標値として設定した。
【０１０２】
機械的特性（鋼板および鋼管）の評価方法、靭性評価方法、ミクロ組織測定方法、鋼管の溶接性（耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性）等の評価方法は、実施例１と同じである。鋼板のミクロ組成および機械的特性を下記表１３、１４に、溶接性試験結果を鋼管の機械的特性および変態点温度（Ａｃ1変態点、Ａｃ3変態点）等と共に下記表１５、１６に示す。
【０１０３】
【表１３】
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【０１０４】
【表１４】
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【０１０５】
【表１５】
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【０１０６】
【表１６】
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【０１０７】
これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．４４は、ＱＱ’Ｔ型鋼板であり、少量のポリゴナルフェライトを含むベイナイト主体のミクロ組織となり、鋼板の降伏比ＹＲが高く、降伏伸びも小さいため、冷間成形後の降伏比ＹＲが高くなり、目標値の８５％以下を満足しないものとなっている。
【０１０８】
試験Ｎｏ．４５は、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材の直接焼入れ（ＤＱ）−Ｑ’まま材であり、降伏伸びが小さくなり、島状マルテンサイトが存在するため、鋼板の靭性に劣る。また、冷間加工後の降伏比ＹＲが高くなり、目標値の８５％以下を満足しないものとなっている。
【０１０９】
試験Ｎｏ．４６のものは、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材のＮ−Ｑ’まま材であり、焼入れまま島状マルテンサイト相が多く、鋼板および鋼管の靭性に劣っている。
試験Ｎｏ．５０，５１，５３のものは、ＣＥＮ値が本発明で規定する好ましい範囲を下回っているため、鋼板および鋼管の引張強度ＴＳが目標値を満足していない。
【０１１０】
試験Ｎｏ．５４は、ＣＥＮ値が本発明で規定する範囲（好ましい範囲）を上回る鋼種を用いたものであり、耐溶接割れ性が劣っている。試験Ｎｏ．５５は、フェライト粒径が小さく、しかも比［Ｍｎ］／［Ｃ］が本発明で規定する範囲よりも大きくなっており（ＣＥＮ値も本発明で規定する好ましい範囲を下回っている）、降伏伸びが小さくなっており、冷間加工後の降伏比ＹＲが目標値を上回っている。
【０１１１】
試験Ｎｏ．５６は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲より多くなっており、パーライト分率が大きく、鋼材、冷間加工後の靭性に劣っている。試験Ｎｏ．５９は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、焼戻しマルテンサイト分率が小さく、鋼板、冷間成型後の引張強度が目標値を満足していない。
【０１１２】
試験Ｎｏ．６０は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイト分率が大きく、鋼板、冷間成型後の降伏比ＹＲ、靭性が目標値を満足しておらず、ＨＡＺ靭性も劣化している。試験Ｎｏ．６３は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、フェライト粒径が粗大となり、鋼板および冷間成形後の靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．６４は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、非金属介在物の生成密度が大きくなっていることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣っている。
【０１１３】
試験Ｎｏ．６７は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、降伏伸びが小さくなるため、冷間成形後の降伏比ＹＲが目標値を満足しなくなっている。また、鋼板、鋼管の靭性およびＨＡＺ靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．６８は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、鋼板、鋼管の靭性およびＨＡＺ靭性に劣っている。
【０１１４】
試験Ｎｏ．７０は、Ｃｒ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、パーライト分率が大きくなっており、鋼板および鋼管の靭性に劣ると共に、ＨＡＺ靭性も低位である。試験Ｎｏ．７２は、Ｃｕ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。
【０１１５】
試験Ｎｏ．７４は、Ｎｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。試験Ｎｏ．７６は、Ｎｂ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足せず、また溶接後の固溶Ｎｂ増加によってＨＡＺ靭性が低下している。
【０１１６】
試験Ｎｏ．７９は、Ｔｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、鋼管の降伏比ＹＲが高く、鋼管の靭性とＨＡＺ靭性が低下している。試験Ｎｏ．８１は、Ｃａ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．８３は、ＲＥＭ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【０１１７】
試験Ｎｏ．８４は、本発明で規定する化学成分（好ましい成分も含む）以外のＢを含有させたものであり、ポリゴナルフェライト（αp）の分率が小さくなっており、ベイナイト相（Ｂ）が生成するため、降伏伸びが小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが高くなっている。また、ＨＡＺ靭性も低くなっている。試験Ｎｏ．８６は、Ｍｏ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイトの分率が大きくなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。
【０１１８】
これに対して、試験Ｎｏ．４８のものは、本発明で規定する化学成分組成の鋼材にＣＲ−Ｑ’Ｔを施したものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。また試験Ｎｏ．４７，４９，５２，５７，５８，６１，６２，６５，６６，６９，７１，７３，７５，７７，７８，８０，８２，８５のものは、本発明で規定する全ての要件を満足するものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。尚、本発明で規定する要件を満足する鋼板について、実施例１と同様にして、音響異方性について調査したところ、前記Ｖ／ＶSTBの合格範囲である０．９９５≦Ｖ／ＶSTB≦１．０１５の範囲内にあることが確認できた。
【図面の簡単な説明】
【０１１９】
【図１】試験Ｎｏ．６で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（１００倍）。
【図２】試験Ｎｏ．６で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（４００倍）。
【図３】試験Ｎｏ．４７で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（１００倍）。
【図４】試験Ｎｏ．４７で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（４００倍）。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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