"C:0.02~0.15質量の意味、化学成分組成について以下同じ、Si:0.10~0.40、Mn:1.5~2.5、P:0.012以下0を含まない、S:0.005以下0を含まない、Ti:0.005~0.02、N:0.002~0.006、およびAl:0.02~0.08を満足する他、Ni:2.5以下0を含まない、Cr:2.0以下0を含まない、およびMo:0.5以下0を含まないよりなる群から選ばれる1種または2種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、下記1式で規定される焼入れ性指数DIが8inch以上であると共に、下記A、BおよびCの要件を満足することを特徴とする引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。DIinch={1.16×[C]/1012}×0.7×[Si]1×{5.1×[Mn]-1.25}×0.35×[Cu]1×0.36×[Ni]1×2.16×[Cr]1×3×[Mo]1×1.75×[V]1×200×[B]1...1但し、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,VおよびBの含有量質量を示す。A板厚1/4部位におけるミクロ組織において、ベイナイトが90面積以上である、B板厚1/4部位におけるミクロ組織において、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dが4μm以下である、C板厚1/4部位におけるミクロ組織において、平均円相当直径が0.5~3μmで、ビッカース硬さHvが700以上の島状マルテンサイトを3~10面積で含んでいる。更に、Cu:1.0以下0を含まないおよび/またはB:0.0025以下0を含まないを含むものである請求項1に記載の引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。更に、Ca:0.0050以下0を含まないを含むものである請求項1または2に記載の引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。請求項1~3のいずれかに記載の引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板を製造するに当たり、前記化学成分組成からなる鋼片を950~1200°Cに加熱し、板厚1/4部位における温度が、オーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で40以上の熱間圧延を行い、Ar3変態点以上の温度から3~25°C/秒の平均冷却速度で350°C以下まで冷却した後、Ac1変態点30°C~Ac3変態点-20°Cの温度範囲まで再加熱して焼準し、その後、450~550°Cにて焼戻しを行うことを特徴とする引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板の製造方法。請求項1~3のいずれかに記載の引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板を用いて、プレスベンド法によって円形鋼管に成形したものである引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管。円形鋼管に成形した後、更に400~500°Cにて応力除去焼鈍が施されたものである請求項5に記載の引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管。本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、建築鉄骨用途では最高強度である引張強さ780MPa以上の円形鋼管について、特に最大板厚が80mmといった厚肉で、D/t=10~20のような強曲げ加工時に、780MPa以上の高強度と90以下の低降伏比を両立すると共に、鋼管加工後にも良好な靭性を安定して達成することができる低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板およびその製造方法、並びにそのような鋼板を冷間成形した低降伏比厚肉円形鋼管を提案することにある。上記課題を解決することのできた本発明に係る低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板は、C:0.02~0.15質量の意味、化学成分組成について以下同じ、Si:0.10~0.40、Mn:1.5~2.5、P:0.012以下0を含まない、S:0.005以下0を含まない、Ti:0.005~0.02、N:0.002~0.006、およびAl:0.02~0.08を満足する他、Ni:2.5以下0を含まない、Cr:2.0以下0を含まない、およびMo:0.5以下0を含まないよりなる群から選ばれる1種または2種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、下記1式で規定される焼入れ性指数DIが8inch以上であると共に、下記A、BおよびCの要件を満足することを特徴とする。DIinch={1.16×[C]/1012}×0.7×[Si]1×{5.1×[Mn]-1.25}×0.35×[Cu]1×0.36×[Ni]1×2.16×[Cr]1×3×[Mo]1×1.75×[V]1×200×[B]1...1但し、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,VおよびBの含有量質量を示す。A板厚1/4部位におけるミクロ組織において、ベイナイトが90面積以上である、B板厚1/4部位におけるミクロ組織において、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dが4μm以下である、C板厚1/4部位におけるミクロ組織において、平均円相当直径が0.5~3μmで、ビッカース硬さHvが700以上の島状マルテンサイトを3~10面積で含んでいる。本発明の引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板以下、単に円形鋼管用鋼板と呼ぶことがあるには、その他必要によって、aCu:1.0以下0を含まないおよび/またはB:0.0025以下0を含まない、bCa:0.0050以下0を含まない、等を含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて円形鋼管用鋼板の特性が更に改善される。上記のような円形鋼管用鋼板を製造するに当たっては、前記化学成分組成からなる鋼片を950~1200°Cに加熱し、板厚1/4部位板厚をtとしたとき、t/4の厚さ位置における温度が、オーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で40以上の熱間圧延を行い、Ar3変態点以上の温度から3~25°C/秒の平均冷却速度で350°C以下まで冷却した後、Ac1変態点30°C~Ac3変態点-20°Cの温度範囲まで再加熱して焼準し、その後、450~550°Cにて焼戻しを行う様にすれば良い。上記のような円形鋼管用鋼板を用いて、プレスベンド法によって円形鋼管に成形することによって、良好な特性を発揮する引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管が実現できる。また、本発明の円形鋼管は、円形鋼管に成形した後、更に400~500°Cにて応力除去焼鈍が施されたものも包含する。本発明によれば、鋼板鋼管を構成する鋼板の化学成分組成を適正に調整すると共に、ミクロ組織中のベイナイトおよび島状マルテンサイトMA:Martensite-AusteniteConstituentの分率を適切に制御し、且つ大角粒界で囲まれた領域のサイズとMAの大きさを適正に制御することによって、780MPa以上の高強度と低降伏比の両立を達成すると共に、鋼管成形時の曲げ加工に起因した靭性低下を抑制して優れた靭性を確保できる円形鋼管用鋼板が実現でき、こうした円形鋼管用鋼板を用いてプレスベンド法によって円形鋼管に成形することによって、良好な特性を発揮する引張強さ780MPa以上の低降伏比厚肉円形鋼管が実現できる。本発明者は、上記課題を解決するため、特に最大板厚80mmのような厚肉で、D/t=10~20のような強曲げ加工の冷間成形をして製造する鋼管における強度引張強さ、降伏比、および靭性に及ぼす各種要因について検討した。従来技術では、低降伏比を得るために軟質相と硬質相の複相組織としているが、強曲げ加工時の低降伏比化には限界がある。そこで、高強度の維持と低降伏比化を維持するため、本発明者は硬質相をより一層硬くすることに着目し、更に鋭意研究を重ねた。その結果、板厚が30~80mmのような厚肉で、D/t=10~20といった強曲げ加工の冷間成形をして製造する鋼管において、高強度と高靭性、更には低降伏比YR≦90を安定して達成するには、鋼板の化学成分組成を適正に調整した上で、鋼板の組織をベイナイト組織主体とし、組織単位を微細として靭性と強度を確保した上で、MAの硬さ、MAサイズ、MA分率を適切に制御することが重要であることを見出した。また、上記組織を有する鋼板を得るには、化学成分組成を適正範囲に制御した鋼材を熱間圧延するに際し、適正な温度域で所定の圧下を加えた上で、冷却速度と冷却停止温度を制御した冷却処理を施し、その後、更に所定の二相域温度域に加熱し、空冷後、焼戻し処理を施すことが重要であることを見出した。本発明は、上記知見に、更に検討を加えてなされたものである。本発明の円形鋼管用鋼板は、その化学成分組成を適正に調整する必要があるが、基本成分C,Si,Mn,Ti,N,Al,Ni,Cr,Moの範囲限定理由は、次の通りである。[C:0.02~0.15]Cは、鋼板の強度を高める効果があるが、耐割れ性等の溶接性を劣化させる元素でもある。C含有量が0.02未満では、必要な母材鋼管強度を確保することが困難になると共に、二相域焼準時に生成するMAの量の減少や硬さの減少を招き、降伏比低減効果が少なくなる。しかしながら、C含有量が0.15を超えると、溶接部に島状マルテンサイトMAが過剰に生成して溶接熱影響部HAZが硬くなり過ぎ、割れが発生しやすくなり、地震時の破壊の発生点となる。尚、C含有量の好ましい下限は0.03以上より好ましくは0.05以上であり、好ましい上限は0.12以下より好ましくは0.10以下である。[Si:0.10~0.40]Siは、強度向上に有効な元素である。こうした強化機構を発揮させるためには、Siは0.10以上含有させる必要がある。しかしながら、Si含有量が過剰になると、母材靭性、HAZ靭性溶接熱影響部の靭性や溶接性が劣化するので、0.40以下とする。尚、Si含有量の好ましい下限は0.15以上より好ましくは0.20以上であり、好ましい上限は0.35以下より好ましくは0.30以下である。[Mn:1.5~2.5]Mnは、焼入れ性を向上させ、鋼板即ち、鋼管の強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Mnは1.5以上含有させる必要がある。しかしながら、Mnを過剰に含有させると、靭性が劣化するので、上限を2.5とする。尚、Mn含有量の好ましい下限は1.6以上より好ましくは1.8以上であり、好ましい上限は2.4以下より好ましくは2.2以下である。[Ti:0.005~0.02]Tiは、Nと窒化物TiNを形成して熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒γ粒の粗大化を防止し、靭性向上に効果がある元素である。また、Nを固定することによりBの焼入れ性を確保するのに有効である。これらの効果を発揮させるためには、Tiは0.005以上含有させる必要がある。しかしながら、Ti含有量が過剰になると、TiNが粗大化して母材靭性が劣化するので、0.02以下とする必要がある。尚、Ti含有量の好ましい下限は0.008以上より好ましくは0.010以上であり、好ましい上限は0.018以下より好ましくは0.015以下である。[N:0.002~0.006]Nは、TiNを生成し、熱間圧延前の加熱時および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やHAZ靭性を向上させるのに有効な元素である。Nの含有量が0.002未満であると、TiNが不足し、加熱γ粒が粗大になり、靭性が劣化するので、0.002以上含有させる必要がある。またN含有量が過剰になって0.006を超えると、曲げ加工による脆化により、母材鋼管の靭性が劣化する。尚、N含有量の好ましい下限は0.0025以上より好ましくは0.003以上であり、好ましい上限は0.0055以下より好ましくは0.005以下である。[Al:0.02~0.08]Alは、脱酸、およびフリー窒素の固定によりBの焼入れ性を確保するために必要な元素である。これらの効果を発揮させるためには、0.02以上含有させる必要があるが、過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し母材鋼管の靭性が低下するので、0.08以下とする必要がある。尚、Al含有量の好ましい下限は0.03以上より好ましくは0.04以上であり、好ましい上限は0.07以下より好ましくは0.06以下である。[Ni:2.5以下0は含まない、Cr:2.0以下0は含まないおよびMo:0.5以下0は含まないよりなる群から選ばれる1種または2種以上]前記1式で規定される焼入れ性指数DIを8inch以上とするために、C、Si、Mnに加え、Ni、CrおよびMoよりなる群から選ばれる1種または2種以上を含有する必要がある。各々の限定理由は以下の通りである。[Ni:2.5以下0は含まない]Niは、母材靭性HAZ靭性の向上および焼入れ性を高めて強度を向上させると共に、Cu割れおよび溶接割れの防止にも有効な元素である。しかしながら、Ni含有量が過剰になると、耐溶接割れ性が劣化し、圧延時にスケール疵が発生しやすくなるので、2.5以下とする必要がある。尚、Ni含有量の好ましい上限は2.35以下より好ましくは2.3以下である。また、上記効果を発揮させるためのNi含有量の好ましい下限は0.20以上より好ましくは0.50以上である。[Cr:2.0以下0は含まない]Crは、焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であるが、Cr含有量が過剰になると、耐溶接割れ性が劣化するので、2.0以下とする必要がある。尚、Cr含有量の好ましい上限は1.85以下より好ましくは1.5以下である。また、上記効果を発揮させるためのCr含有量の好ましい下限は0.5以上より好ましくは0.8以上である。[Mo:0.5以下0は含まない]Moは、焼入れ性を高めて強度を向上させる元素であり、また炭化物を生成しやすい元素であるが、Mo含有量が過剰になると、焼入れ性が過剰となり、耐溶接割れ性が劣化するので、0.5以下とする必要がある。尚、Mo含有量の好ましい上限は0.45以下より好ましくは0.4以下である。また、上記効果を発揮させるためのMo含有量の好ましい下限は0.1以上より好ましくは0.2以上である。本発明の円形鋼管用鋼板において、上記基本成分の他は、鉄および不可避不純物例えば、P,S等からなるものであるが、溶製上不可避的に混入する微量成分許容成分も含み得るものであり例えば、Zr,H等、こうした円形鋼管も本発明の範囲に含まれるものである。但し、不可避不純物としてのP,S等については、下記の観点から、夫々下記の範囲に抑制する必要がある。[P:0.012以下0を含まない]不可避不純物であるPは、母材鋼管、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすものであり、こうした不都合を招かない上でもその含有量を0.012以下に抑制する必要があり、好ましくは0.010以下とするのが良い。[S:0.005以下0を含まない]Sは、MnSを形成して耐溶接割れ性を劣化させるので、できるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、S含有量は0.005以下に抑制する必要があり、好ましくは0.003以下とするのが良い。本発明の円形鋼管用鋼板には、必要に応じて、aCu:1.0以下0を含まないおよび/またはB:0.0025以下0を含まない、bCa:0.0050以下0を含まない、等を含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて円形鋼管用鋼板および円形鋼管の特性が更に改善される。これらの成分の範囲限定理由は次の通りである。[Cu:1.0以下0を含まない]Cuは、固溶強化によって、母材鋼管の強度を向上させるのに有用な元素であるが、Cu含有量が過剰になると、ガス切断時にCu割れが生じることがあるので、1.0以下とすることが好ましい。尚、上記効果を発揮させるためのCu含有量の好ましい下限は0.1以上より好ましくは0.2以上であり、より好ましい上限は0.80以下である。[B:0.0025以下0を含まない]フリーBはγ粒界に存在し、焼入れ性を向上させて母材強度の向上をはかる上で有効な元素である。しかしながら、B含有量が過剰になると、介在物が生成し母材靭性が劣化するので、0.0025以下とすることが好ましい。尚、上記効果を発揮させるためのB含有量の好ましい下限は0.0003以上より好ましくは0.0008以上であり、好ましい上限は0.002以下である。[Ca:0.0050以下0を含まない]Caは、MnSの球状化による耐溶接割れ性に対する無害化に有効な元素である。しかしながら、Ca含有量が0.0050を超えて過剰になると、介在物を粗大化させ、母材鋼管の靭性を劣化させる。尚、上記効果を発揮させるためのCa含有量の好ましい下限は0.0005以上より好ましくは0.0015以上であり、好ましい上限は0.0040以下より好ましくは0.0030以下である。[DI:8inch以上]前記1式で規定される焼入れ性指数DIは、鋼の焼入れ性を示す指標理想臨界直径に相当であり、本発明では8inch以上とする必要がある。8inchを下回ると本発明の円形鋼管用鋼板にて二相域加熱後空冷焼準時にポリゴナルなフェライトを生成し、ベイナイト主体組織とならず、強度の確保が困難になる。DIの好ましい下限は9inch以上より好ましくは9.5inch以上である。尚、上記1式には、本発明の鋼板の基本成分として規定されるものC,Si,Mn,Ni,Cr,Mo以外にも、必要によって含有される元素例えば、Cu,Bや、本発明の鋼板で基本的に含有しない元素例えば、Vも含まれるが、これらの元素を含有しないときには、その項目がないものとしてDIを計算し、これらの元素を含有するときには、上記1式に基づいてDIを計算すれば良い。本発明の円形鋼管用鋼板においては、板厚1/4部位における組織をベイナイト主体組織とする必要がある。ここでベイナイト主体組織とは、ベイナイトの分率が90面積以上であることを意味する。また本発明におけるベイナイトとは、ベイニティックフェライト、グラニュラベイニティックフェライトを含み、ポリゴナルフェライトを含まない趣旨である。ベイナイトの分率が90面積を下回り、ベイナイト以外の組織例えばポリゴナルフェライトが多くなると、他の要件組織サイズ、MAのサイズ、MA硬さ、MA分率を満足していても、780MPa以上の強度を確保することが困難となる。尚、ベイナイトの分率は好ましくは95面積以上であり、より好ましくは97面積以上である。本発明の円形鋼管用鋼板においては、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dが4μm以下であることも重要である。ここで、平均円相当直径dは、隣接する2つの結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域で、同一面積の円に換算したときの直径円相当直径の平均値を意味する。尚、前記方位差は、ずれ角若しくは傾斜角とも呼ばれるものであり、EBSP法ElectronBackscatteringPattern法を採用して測定できる。上記のようにして規定される方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dが、4μmよりも大きくなると、即ち地のベイナイト組織が粗大になると、鋼管加工時の靭性劣化により、鋼管での母材靭性確保が困難となる。平均円相当直径dは、好ましくは3.5μm以下であり、より好ましくは3μm以下である。本発明の円形鋼管用鋼板では、鋼管加工後に高強度と高靭性、更には低降伏比を達成するために、上記ベイナイト主体組織に平均円相当直径で0.5~3μm、ビッカース硬さHvが700以上の島状マルテンサイトMAを3~10面積で含む必要がある。MAの平均円相当直径が0.5μm未満では、硬質なMAが降伏比を下げる効果が少なくなり、鋼管加工後の低降伏比を達成することができない。また、MAの平均円相当直径が3μmを超えると、降伏比の低減効果は大きくなるものの、割れの基点となりやすくなり、鋼管加工後での母材靭性が劣化する。尚、MAの平均円相当直径の好ましい下限は1μm以上であり、好ましい上限は2μm以下である。MAのビッカース硬さHvが700を下回ると、鋼管加工後の降伏比低減効果が少なくなり、鋼管加工後の低降伏比を達成することができない。好ましくは、800以上より好ましくは850以上である。またMAの分率が3面積を下回ると、硬質なMAによる降伏比低減効果が少なく、鋼管加工後での低降伏比YR≦90を達成できなくなる。しかしながら、MAの分率が10面積を超えると、降伏比の低減効果は大きくなるものの、割れの基点となりやすくなり、鋼管加工後での母材靭性が劣化する。尚、MAの分率の好ましい下限は5面積以上であり、好ましい上限は8面積以下である。本発明の円形鋼管用鋼板を製造するには、上記の様な化学成分組成からなる鋳片を、950~1200°Cに加熱した後、板厚1/4部位においてオーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で40以上の熱間圧延を行ない、Ar3変態点以上の温度から3~25°C/秒の平均冷却速度板厚方向平均冷却速度で350°C以下まで冷却した後、Ac1変態点30°C~Ac3変態点-20°Cの温度に再加熱して焼準し、その後、450~550°Cにて焼戻しを行うようにすれば良い。そして、得られた鋼板を用いてプレスベンド法によって円形鋼管に成形すれば良い。各工程の条件を規定した理由は、次の通りである。[鋳片を950~1200°Cに加熱]鋳片の加熱温度は、熱間圧延前の組織制御に大きく影響を与える。加熱温度が950°C未満であると、圧延最終パス仕上げ圧延温度が750°C未満となり、水冷前に表面からフェライトが析出し、780MPa以上の母材強度を確保することが困難となる。一方、加熱温度が1200°Cを超えると、γ粒径の粗大化により母材靭性が劣化する。[板厚1/4部位における温度が、オーステナイト未再結晶温度となる温度域にて累積圧下率で40以上の熱間圧延を行なう]鋼管加工時の靭性劣化を見込んで、鋼管用鋼板を高靭性にする必要がある。そのためには、オーステナイト未再結晶温度域にて、累積圧下率で40以上の圧下を加える必要がある。これにより、オーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延中に蓄積された歪と、後述する圧延後の冷却による下部ベイナイト化により、鋼管用鋼板でのベイナイトの組織単位を微細にし、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dを4μm以下とすることができ、鋼管加工後も高靭性を得ることができる。累積圧下率が40未満であると、上記効果が少なくなり、鋼管加工時の靭性劣化により鋼管での靭性が劣化する。累積圧下率は好ましくは45以上である。尚、板厚1/4部位における温度で管理するのは、該位置で引張試験、衝撃試験をなされることが多いため、その位置での組織制御が必要なためであり、後述する手法にてプロセスコンピュータにて計算した温度にて管理して圧延温度を制御することができる。また、ここでのオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率とは、オーステナイト未再結晶温度域での圧下前の板厚をh0、最終圧下後2段階以上の圧下を行う場合には最終段階の板厚をh1としたとき、h0-h1/h0で表される圧下率を意味する。[Ar3変態点以上の温度から3~25°C/秒の平均冷却速度で冷却]圧延後の冷却工程加速冷却工程は、組織制御のために重要な工程である。冷却速度が3°C/秒未満では、組織が粗い上部ベイナイト主体となり、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dが4μm以下を満足できなくなり、靭性が劣化する。このときの冷却速度は速い方が、ベイニティックフェライト組織を微細化して、靭性が向上する。[冷却停止温度:鋼板の表面温度が350°C以下]冷却停止温度によって、下部ベイナイトの存在形態が変化し、ベイナイトの組織サイズが変わることになる。冷却停止温度が350°Cを超えると、低温変態組織が少なくなり、粗い上部ベイナイトが混在するようになり、靭性が劣化する。均一に変態させるために、冷却停止温度は350°C以下とする必要がある。[Ac1変態点30°C~Ac3変態点-20°Cの温度に再加熱して焼準する]低降伏比YR≦90特性を実現する軟質相と硬質相の複合組織を得るためには、Ac1変態点とAc3変態点間の二相域温度に加熱することが有効な手段である。二相域の温度に加熱することによって、一部は焼戻しにより軟質組織となり、一部はオーステナイト相に逆変態してその後の冷却で硬質組織となる。この二相域温度の制御によって、硬質相の分率や硬度を変化させ、降伏応力YS、引張強さTS、降伏比YRを制御することができる。また二相域加熱後の冷却速度を遅くする空冷ことによって焼ならしを行う、冷却中にCを拡散させ、局部的な濃縮を促進させ、逆変態部の中でもきわめて硬質なMAを生成させることができる。再加熱温度がAc1変態点30°C未満の場合には、逆変態分率が低いため、逆変態部は成分が濃化し、非常に硬質なMAができやすくなるが、MA分率が少なくなり、鋼管の降伏比低減効果が小さくなると共に、780MPa以上の強度を確保できない。一方、再加熱温度がAc3変態点-20°Cを超えると、逆変態分率が増加し、強度は高いが、逆変態部から生成するMAの分率も上昇し、靭性が劣化する。加えて、逆変態分率の増加に伴い、逆変態部の濃化が少なくなり、MAの硬さも小さくなり、降伏比低減効果が小さくなる。[450~550°Cの温度範囲で焼戻しをする]焼戻し処理は、強度を低下させるが、二相域焼準で生成したMAの量を調整し、靭性を向上させるのに有効である。その場合、焼戻し熱処理が450~550°Cの温度範囲であれば、適正な降伏比YR、靭性を得ることができる。焼戻し温度が450°C未満であると、MAが多量に存在し、靭性向上が十分ではない。一方、焼戻し温度が550°Cを超えると、MAの硬さが減少し、所望の低降伏比を得ることはできない。尚、二相域での熱処理、焼戻し処理はともに、後述の手法にてプロセスコンピュータにて計算した板厚1/4部位の温度を管理し、制御することができる。[プレスベンド法によって円形鋼管に成形]鋼板をプレス曲げ法によって、冷間曲げを行って円形鋼管とする。ラインパイプに適用されるような板厚:30mm程度未満の鋼板であれば、UOE成形法Uing-Oingpress-expander法によって円形鋼管が製造できるが、建築構造物用円形鋼管では、板厚が厚く、強度が高いので、プレスベンド法即ち、プレス曲げ加工によって円形鋼管に成形する必要がある。こうした方法の適用では、D/t:10~20もの強加工を行うため、曲げ加工時に降伏比YRの上昇、靭性の劣化が大きい。そのため、上記のように製造した鋼板を用いて、プレス曲げ成形を行うことによって、降伏比YRの低い、靭性の優れた円形鋼管を製造することができる。[円形鋼管の熱処理]円形鋼管への成形後、応力除去焼鈍StressRelieving:以下SR熱処理と呼ぶことがあるは、実施してもしなくても良い。SR熱処理を実施することにより、鋼管での強度引張強さTS、降伏比YR、靭性vTrsを調整することができる。本発明方法によれば、高強度で降伏比YRが低く、靭性も良好であるので、基本的にはSR熱処理は行わなくても良いが、行う場合には、その熱処理温度は400~500°Cの温度範囲とすることが好ましい。熱処理温度が400°C未満では、強度、降伏比、靭性への影響が少ない。一方、500°Cを超えると、強度の低下が大きくなり、780MPa以上の強度を確保できなくなる。以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。[実施例1]溶製炉によって、下記表1、2に示す各化学成分組成の鋼材を溶製し、溶製完了後、連続鋳造して得られたスラブに熱間圧延を施した後、直接焼入れDQを行った一部、空冷。尚、表1、2中の-の欄は、元素を添加していないことを示している。また、表1、2には、Ac1変態点Ac1、Ac3変態点Ac3、Ar3変態点Ar3およびオーステナイト未再結晶温度の上限を併記するが、これらAc1変態点、Ac3変態点およびAr3変態点およびオーステナイト未再結晶温度の上限は、夫々下記の方法で測定した。<Ac1変態点加熱時オーステナイト変態開始温度、およびAc3変態点加熱時オーステナイト変態終了温度の測定方法>加工フォーマスター試験片を、加熱速度10°C/秒で常温から1000°Cまで加熱する過程において、体積が縮小し始める温度をAc1変態点、更に加熱を続けて体積が膨張し始める温度をAc3変態点とした。<Ar3変態点圧延後の冷却時のフェライト変態開始温度の測定方法>加工フォーマスター試験片を、1100°Cに加熱して10秒間保持後、1000°Cで累積圧下率25の加工を行ない、更に900°Cで累積圧下率25の加工を施し、その後、800°Cから冷却速度1°C/秒で冷却し、冷却中に体積が膨張し始める温度をAr3変態点として求めた。<オーステナイト未再結晶温度の上限の測定方法>加工フォーマスター試験片を、1100°Cに加熱して10秒間保持後、1000°Cで累積圧下率25の加工した後、1パスあたり10の圧下率で多パス加工を行い、1パス目の変形抵抗に対し、2パス目の変形抵抗が増加し始める温度をオーステナイト未再結晶温度の上限とした。次に、オーステナイト-フェライト二相域または該二相域近傍まで加熱し、空冷を行った後に、焼戻しを行って、下記表3、4に示す各板厚の鋼板を得た。上記熱間圧延における温度、二相域加熱温度、焼戻し温度は、板厚1/4部位で計算した温度である。これらの条件を、下記表3、4に示す。尚、表3、4の圧延終了時の板厚1/4部位の温度は、下記a~fの要領で求めたものである。aプロセスコンピュータにおいて加熱開始から抽出までの雰囲気温度、在炉時間に基づき鋼片の表面から裏面までの任意の位置の加熱温度を算出。bその加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法水冷あるいは空冷のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて算出しつつ圧延を実施。c鋼板表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測但し、プロセスコンピュータ上においても計算は実施d粗圧延開始時、終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板表面温度を、プロセスコンピュータ上の計算温度と照合。e計算温度と実測温度の差が±30°C以上の場合は、実測表面温度を計算表面温度に置き換えプロセスコンピュータ上の計算温度とする。f補正された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理した。二相域近辺での熱処理温度板厚1/4部位の温度は下記i、iiの要領で求めたものである。また、焼入れ温度焼入れ開始時の板厚1/4部位の温度および焼戻し温度板厚1/4部位の温度も同様にして求めた。iプロセスコンピュータにおいて、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度、在炉時間に基づき、鋼片の表面から裏面までの板厚方向の任意の位置の加熱温度を算出する。ii算出された計算温度から、板厚1/4部位の温度を求める。上記のようにして得られた鋼板について、金属組織の観察ベイナイト分率、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径d、MA分率、MAの平均円相当直径MAサイズ、MAの硬さを、下記の方法によって測定した。<金属組織の観察>円形鋼管用鋼板のベイナイト分率は下記のようにして測定した。a圧延方向に平行で且つ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。b湿式エメリー研磨紙♯150~♯1000での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上げを行う。c研磨されたサンプルを、3ナイタール溶液を用いて腐食し、ベイナイト組織の結晶粒界を現出させる。d板厚1/4部位において、現出させた組織を400倍の倍率で写真撮影ここでは6cm×8cmの写真として撮影し、フェライト組織を黒色に着色する。e次に、前記写真を画像解析装置に取り込む前記写真の領域は400倍の場合、150μm×200μmに相当する。画像解析装置への取り込みは、いずれの倍率の場合も、領域の合計が1mm×1mm以上となるよう取り込む即ち、400倍の場合、上記写真を少なくとも35枚取り込む。f画像解析装置において、写真毎に黒色の面積率を算出し、全ての写真の平均値をフェライト分率ポリゴナルフェライトフェライト分率とし、さらに、後述するMAの分率を全体から差し引いたものをベイナイト分率とする。<EBSPによる平均円相当直径dの測定方法>a圧延方向と平行な方向に切断した、板厚の表裏面部を含むサンプルを準備する。b♯150~♯1000までの湿式エメリー研磨紙、或はそれと同等の機能を有する研磨方法ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上げを施す。cTexSEMLaboratories社製のEBSP装置を使用し、板厚方向の1/4部位において、測定領域:200×200μm、測定ピッチ:0.5μm間隔で測定し、結晶方位差が15°以上の境界を結晶粒界として結晶粒径を測定した。このとき、測定方位の信頼性を示すコンフィデンスインデックスConfidenceIndexが0.1よりも小さい測定点は解析対象から除外した。dこのようにして求められる大角粒界径の平均値を算出して、本発明における大角粒界径平均円相当直径dとした。尚、大角粒界径が1.0μm以下のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外した。<MAの分率、MAの平均円相当直径MAサイズの測定方法>MAの分率、平均円相当直径は下記の通りに測定した。a圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。b湿式エメリー研磨紙♯150~♯1000での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上げを行う。c研磨されたサンプルを、レペラ溶液を用いて腐食し、MAを現出させる。このとき、光学顕微鏡写真上では白く着色されている。d板厚1/4部位において、現出させた組織を1000倍の倍率で写真撮影本実施例では6cm×8cmの写真として撮影する。次に、前記写真を画像解析装置に取り込む前記写真の領域は、1000倍の場合、60μm×80μmに相当する。画像解析装置への取り込みは、領域の合計が0.4mm×0.4mm以上となるよう取り込む即ち、1000倍の場合は上記写真を少なくとも35枚取り込む。e画像解析装置において、写真毎にMAの面積率、平均円相当直径を算出し、全ての写真の平均値をMAの面積率、平均円相当直径とする。<MAの硬さ測定方法>MAは非常に微細であるため、MAの硬さについては、上記レペラ腐食されたサンプルを用い、ナノインデンテーション法を用い、以下のように測定した。MAの硬さ測定装置として、AgilentTechnologies社製のNanoIndenterXP/DCMを用い、板厚1/4部位にて少なくとも10粒以上のMAを、押し込み深さを100nmにて測定し、ナノインデンテーション押し込み硬さから以下の式にて、ビッカース硬さHvに換算し、その平均値をMAの硬さとした。Hv=76.2×ナノインデンテーション硬さ6.3これらの測定結果を、下記表5、6に示す。尚、ベイナイト分率とMA分率の合計で100面積に満たないものの残部は、ポリゴナルフェライトである。上記のようにして得られた各円形鋼管用鋼板を用いて、プレスベンド法により円形鋼管を製造した。得られた円形鋼管について、必要によってSR熱処理を施し、引張試験および衝撃試験を行い、組織観察を下記の要領で実施した。<引張試験>各鋼管の鋼管外面側の板厚1/4の部位から管軸方向にJISZ2201の4号試験片を採取して、JISZ2241の要領で引張試験を行い、降伏応力YS:0.2耐力、引張強さTSを測定し、降伏比YR降伏応力YS/引張強さTSを求めた。合格基準は2回の平均値で、引張強さTSが780MPa以上で、降伏比YRが90以下のものを、引張特性、低降伏比が優れていると評価した。<シャルピー衝撃試験>各鋼管の鋼管外面側の板厚1/4部位から管軸方向にJISZ2242のVノッチ試験片を採取し、JISZ2242の要領でシャルピー衝撃試験を行い、JISに準拠した方法で脆性破面率若しくは延性破面率を求め、試験温度vs脆性破面率の曲線から、脆性破面率が50となる脆性破面遷移温度vTrsを求めた。そして、脆性破面遷移温度vTrsが-20°C以下のものを、衝撃特性鋼管靭性が優れていると評価した。これらの測定結果を、円形鋼管の外径D、径厚比D/t、鋼管へのSR熱処理を施したときの温度-はSR熱処理なしと共に、下記表7、8に示す。これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験No.1~3、6~10、17,22、23、27~30のものは、本発明で規定する要件の全てを満足する本発明鋼であり、780MPa以上高強度と90以下の降伏比YRを両立すると共に、鋼管加工後にも良好な靭性vTrsで-20°C以下を安定して達成することができることが分かる。これらに対し、試験No.4、5、11~16、18~21、24~26、31~46のものは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化しており、発明の目的が達成できていない。即ち、試験No.4は鋳片段階の加熱温度が高過ぎる例であり、γ粒粗大化に起因して、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験No.5は、SR熱処理温度が高くなっている例であり、鋼管の強度が低下している。試験No.11~16は、本発明で規定する鋼板製造条件累積圧下率、冷却開始温度、板厚方向平均冷却速度、冷却停止温度のいずれかの要件が外れる例であり、いずれも方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験No.18は、二相域加熱温度が低過ぎる例であり、逆変態分率が少ないために、MA分率が低く、逆変態しない、制御圧延、制御冷却で生成した微細なベイナイトが高温で焼戻しされた組織が主体であるため、鋼管の強度が低くなると共に降伏比が高くなっている。試験No.19は、二相域加熱温度が高過ぎる例であり、逆変態分率が多くあるため、成分の濃化が進まず、MA硬さが低くなっており、鋼管の降伏比が高くなると共に、逆変態分率が過大なため、制御圧延、制御冷却により生成した微細なベイナイトがなくなり、粗大なベイナイトとなって方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dの粗大化を招き鋼管靭性が劣化している。試験No.20は、二相域温度範囲での冷却速度が高過ぎる例であり、MA分率が低く、且つMA硬さが低くなっており、鋼管の降伏比が高くなっている。試験No.21は、鋼板焼戻し時の加熱温度が低くなっている例であり、MA分率が高く、鋼管の靭性が劣化している。試験No.24は、鋼板焼戻し時の加熱温度が高くなっている例であり、MA硬さが低くなり、鋼管の降伏比が高くなっている。試験No.25は、二相域熱処理を行なわなかった例であり、MAが所定の要件分率、サイズ、硬さを満足しておらず、鋼管の降伏比が高くなっている。試験No.26は、板厚方向平均冷却速度が遅く、また二相域熱処理を行なわなかった例であり、MAサイズが大きくなり、且つMA硬さが低くなっており、鋼管の降伏比が高くなると共に、靭性が劣化している。試験No.31~46のものは、製造条件は適切であるが、鋼板の化学成分組成が本発明で規定する要件を欠く例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験No.31は、焼入れ性指数DIが不足する鋼種鋼種B1を用いた例であり、焼入れ性が低下してポリゴナルフェライトの増加によりベイナイト分率が低くなって、鋼管の強度が低く、降伏比が高くなっている。試験No.32は、C含有量が少ない鋼種鋼種B2を用いた例であり、MA分率が低くなっており、鋼管の強度が低く、降伏比が高くなっている。試験No.33は、C含有量が多い鋼種鋼種B3を用いた例であり、MA分率が高くなっており、鋼管の降伏比は低いが、靭性が劣化している。試験No.34は、Si含有量が少ない鋼種鋼種B4を用いた例であり、焼入れ性が低下してポリゴナルフェライトの増加によりベイナイト分率が低くなって、鋼管の強度が低くなっている。試験No.35は、Si含有量が多い鋼種鋼種B5を用いた例であり、MA分率が高くなっており、鋼管の降伏比は低いが、靭性が劣化している。試験No.36は、Mn含有量が少ない鋼種鋼種B6を用いた例であり、焼入れ性が低下してポリゴナルフェライトの増加によりベイナイト分率が低くなって、鋼管の強度が低くなっている。試験No.37は、Mn含有量が多い鋼種鋼種B7を用いた例であり、MA分率が高くなっており、鋼管の降伏比は低いが、靭性が劣化している。試験No.38は、P含有量が多い鋼種鋼種B8を用いた例であり、鋼管の靭性が劣化している。試験No.39は、S含有量が多い鋼種鋼種B9を用いた例であり、MnSの生成によって鋼管の靭性が劣化している。試験No.40は、Al含有量が多い鋼種鋼種B10を用いた例であり、粗大アルミナ介在物の生成によって鋼管の靭性が劣化している。試験No.41は、Ti含有量が少ない鋼種鋼種B11を用いた例であり、TiNの生成が不足し、γ粒粗大化に起因して方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験No.42は、Ti含有量が多い鋼種鋼種B12を用いた例であり、TiNが粗大化し、γ粒粗大化に起因して方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験No.43は、B含有量が多い鋼種鋼種B13を用いた例であり、鋼管の靭性が劣化している。試験No.44は、N含有量が少ない鋼種鋼種B14を用いた例であり、TiNの生成が不足し、γ粒粗大化に起因して方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dの粗大化を招き、鋼管の靭性が劣化している。試験No.45は、N含有量が多い鋼種鋼種B15を用いた例であり、フリーN量が多くなり、曲げ加工時に靭性が低下し、鋼管の靭性が劣化している。試験No.46は、Ca含有量が多い鋼種鋼種B16を用いた例であり、粗大な介在物Ca系介在物が生成し、鋼管の靭性が劣化している。これらのデータに基づき、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dと鋼管靭性vTrsとの関係を図1に示す但し、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径d、鋼管靭性vTrs以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径dを4μm以下とすることによって、良好な鋼管靭性が達成されていることが分かる。MA硬さと鋼管の降伏比YRとの関係を図2に示す但し、MA硬さ、鋼管の降伏比YR以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、MA硬さを700Hv以上とすることによって、鋼管の低降伏比が達成されていることが分かる。ベイナイト分率と引張強さTSとの関係を図3に示す但し、ベイナイト分率と引張強さTS以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、ベイナイト分率を90面積以上とすることによって、良好な鋼管靭性が達成されていることが分かる。DIとベイナイト分率との関係を図4示す但し、DIとベイナイト分率以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、DIを8inch以上とすることによって、ベイナイト分率が90面積以上確保できることが分かる。MA分率と鋼管靭性vTrsとの関係を図5に示す但し、MA分率、鋼管靭性vTrs以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、MA分率を10面積以下とすることによって、良好な鋼管靭性vTrsが-20°C以下が達成されていることが分かる。MA分率と鋼管の降伏比YRとの関係を図6示す但し、MA分率と鋼管の降伏比YR以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、MA分率を3面積以上とすることによって、鋼管の降伏比YRを90以下とできることが分かる。MA平均円相当直径と鋼管靭性vTrsとの関係を図7示す但し、MA平均円相当直径と鋼管靭性vTrs以外は、本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、MA平均円相当直径を3μm以下とすることによって、良好な鋼管靭性vTrsが-20°C以下が達成されていることが分かる。MA平均円相当直径と鋼管の降伏比YRとの関係を図8示す但し、MA平均円相当直径と鋼管の降伏比YR以外は本発明で規定する要件を満足するものを選択。この結果から明らかなように、MA平均円相当直径を0.5μm以上とすることによって、鋼管の降伏比YRを90以下とできることが分かる。"