焊接性和塑性变形能优异的高张力钢材和冷成形钢管的制作方法

专利名称：：焊接性和塑性变形能优异的高张力钢材和冷成形钢管的制作方法
技术领域：
：本发明涉及焊接性优异的低屈强比下抗拉强度为490MPa以上的高张力钢材，和由这种钢材得到的冷成形钢管，特别涉及能够适用于抗震性优异的CFT(Concrete-FilledTube)结构的建筑物的490MPa以及的高张力钢材和冷成形钢管。
背景技术：
：根据新抗震设计法的修正(1981年)，在建筑领域中大地震时允许钢材的塑性变形，吸收地震的能量以防止建造物的倒塌，这一设计概念被中心地纳入高层建筑物，因此作为钢材需要的特性就要求低屈强比。在建筑结构物中，要求有优异的抗震性和耐火性，特别是为了构筑抗震性优异的CFT结构的建筑物，就需要在高强度、低屈强比下发挥着优异的焊接性的冷成形钢管。在用于建筑结构物的柱材的圆形钢管中，从抗震安全性的观点出发，要求屈强比YR(=屈服强度YS/抗拉强度TS)为85(%)以下。另一方面，作为通过冷成形来制造钢管的方法，除了输送管线管所适用的UOE成形法(Uingpress-Oingpress-expander法)以外，基本上采用压弯冷成形法(以下仅称为"压弯法")上述成形法之中，UOE成形法虽然可以以高效率进行精度高的加工，但是由于设备能力的局限，所以仅限于钢板厚度t低于40mm，t/D(D:圆形钢管的外径)低于0.05的情况。相对于此，压弯法是将钢板的一部分进行模具挤压弯曲加工，并使模具挤压位置顺次移动而成形为圆形的方法，是加工能力高的方法。因此，像建筑结构物的柱材所使用的这种钢板厚度t为40mm以上的厚钢板，t/D为0.050.10这种有强加工要求的钢管的成形中，则适用压弯法。以这样的压弯法进行t/D为0.05以上这样的弯曲成形时，将施加大的弯曲应变(s)[以弯曲外面侧(t/4)的平均应变(计算值)计为2.44.5%左右]，屈强比YR的上升大，即使是抗拉强度为490MPa级的钢材大多也会超过85%，因此对成形后(制管后)的钢管不得不实施以去除残留应力为目的的退火(StressRelieving:SR处理)，从而招致高成本化、工期的长期化和生产性的降低。另外在冷成形后不进行热处理的方法中，实际情况是，在加工度(t/D)小(例如低于0.05)的钢管中即使能够将屈强比YR确保在85。/。以下，但若是加工度(t/D)变大(例如为0.05以上)，则不能制造将屈强比YR确保在85%以下的钢管。因此，有效的方法是在钢板阶段，预先降低因冷加工造成的屈强比YR的上升部分，作为屈强比YR的目标值设定在75%以下。作为涉及冷成形钢管和适用于这种钢管的钢板的技术，至今为止也提出有各种技术。作为这样的技术，例如在特开昭53-23817号公报、特许第2601539号公报、特开平10-265844号公报中，提出有制造用于490MPa级的建筑用低屈强比钢管的钢板的技术。其中特开昭53-23817号公报的技术公开，以分别含有C:0.010.30%、Si:0.011.0%、Mn:0.53%、Al:0.0050.20%，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢为钢坯，在热轧该钢坯时，使95(TC以下的累积压下率为30。/。以上，且在整个热轧工序中至少实施l次以上的横轧(crossrolling),其次，以Ar3相变点和(Ac3相变点+10(TC)之间的温度进行加热后淬火(Q)，再加热到Ac,相变点和AC3相变点之间的温度后，从该温度域进行空冷(正火N')。在该技术中，热处理方法如上述为(QN')，从而形成微细的铁素体和马氏体的混合组织。然而在该技术中，虽然抗拉强度为490590MPa级钢，板厚2035mm的屈强比YR分别高达均76。/。、79%(例如，表1，实施例1，表3的实施例17)，但强加工后去达不到稳定满足屈强比YS的目标值(85%以下)。另外在特许第2601539号公报中，公开有一种关于低屈强比高张度高韧性钢板的制造方法，其是将分别含有C:0.100.18%、Si:0.050.50%、Mn:0.71.8%、Ti:0.0090.012%、Al:0.0050.1%禾口N:0.0020.006%，并且分别规定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，且碳当量Ceq[-C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(%)]为0.40%以下，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板坯，加热到950115(TC的范围，在奥氏体再结晶域确保总压下率为60%以上，且在该再结晶温度域进行轧制后，从钢板的温度为Ar3相变点以上，以22(TC/秒以上的冷却速度冷却至45060(TC的温度范围，成为铁素体和贝氏体的混合组织。上述特许第2601539号公报的技术涉及的是建筑用加速冷却材的制造方法，特征是成为加速冷却材特有的准多边(不具各向同性)铁素体和贝氏体的混合组织，屈强比YR处于7173。/。的范围(例如表2，实施例A1、Bl、Cl、DO，因为屈服延伸率小，所以强加工后的屈强比YR上升大，在强加工后达不到稳定满足屈强比YR的目标值(85%以下)。在特开平10-265844号公报中，公开有一种关于低屈强比钢材的制造方法，其是将含有c:0.070.18%、Si:0.6%以下、Mn:0.32%、sol.Al(可溶性铝):0.1%以下、Cu:00.6%、Nb:00.1%和Ti:00.1%，且Nb+Ti为0.010.1%的钢的热轧，在超过Af3相变点的温度结束，放冷至铁素体相和奥氏体相的二相域温度(7S084(TC)，由铁素体相和贝氏体相，或者铁素体相、贝氏体相和马氏体相构成，其铁素体粒径在任何一种组织的情况下均为540pm。该技术是关于放冷至二相域温度后，通过加速冷却制造低屈强比钢材的技术，具有的特征是，由铁素体相和贝氏体相，或者铁素体相、贝氏体相和马氏体相构成，其铁素体粒径为540jim，但初期屈强比YR处于7679%的范围内，在强加工后达不到满足屈强比YR的目标值(85%以下)。另一方面，作为能够用于冷成形钢管等的抗拉强度为590MPa级的钢板，还己知由"日本钢管技报"Nal22(1988)、P5公开的技术。在该技术中，将含有Mo，碳当量Ceq为0.45%左右的钢板(板厚80mm)进行淬火(Q)—二相域淬火(Q':78(TC左右)一回火(T)，成为含有铁素体的贝氏体主体的复合组织，但是，屈强比比较高(最大80%，平均77.4%)，得不到作为目标的75%以下。
发明内容本发明鉴于如此状况而做，其目的在于提供这样一种抗拉强度为490MPa以上的高张力钢材，和由这种高张力钢材得到的低屈强比的冷成形钢管，如适用于冷成形圆形钢管等那样，即使钢板被施加强加工(弯曲加工、拉伸加工、压缩加工等)时，就算不实施SR处理，也可稳定满足屈强比85%以下，并且还具有良好的韧性和焊接性。能够达成上述目的在本发明的钢材，含有C:0.070.18%(质量％的意思，以下同)、Si:0.050.7%、Mn:1.01.7%、sol.Al:0.0050.08%和N:0.0010.008%，Mn含量[Mn]与C含量[C]的比满足[Mn]/[C]《23，由下式(1)表示的CEN值处于0.230.45%的范围内，显微组织构成如下，多边铁素体相6585面积％、带状珠光体相520面积％、存在于铁素体晶界的粒状的回火马氏体相315面积％，所述多边铁素体相的平均当量圆直径为1040pm，屈强比YR为75。/。以下，屈服延伸率为0.6%以上。还有，所谓上述"当量圆直径"，是着眼于多边铁素体相的大小，求得与之面积相等的假定圆的直径，是在透射型电子显微镜(TEM)观察面上确认到的多边铁素体相的。CEN=[C]+A(c)*+師]/6+/15+[,20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}…(1)其中，A(c)=0.75+0.25tanh{20[C]—0.12}，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[Nb]和[V]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb和V的含量(质量％)。在本发明的高张力钢材，优选根据强度级别，适当调整由上式(1)表示的CEN值的范围，例如，如果强度级别为490MPa级(490670MPa)，则上述CEN值优选控制在0.23%以上、低于0.39%的范围内。另外，除了上述成分以外，还含有Cr:0,050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%之中的至少一种，如果使抗拉强度为590MPa级(590790MPa)，则上述CEN值优选控制在0.390.45。/。的范围内。还有，相对于强度级别为490MPa级的，上述CEN值也在0.23。/。以上、低于0.39%，含有Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%之中的至少一种也有效。在本发明的钢材中，根据需要再含有如下等元素也有效(a)CU:0.050.5%和Ni:0.053.0。/。的至少一种;(b)Ti:0.0020.025%;(c)Nb:0.0050.040%;(d)Ca:0.00050.005%;(e)稀土类元素0.0020.02%，根据这些被含有的元素，能够使钢材的特性进一步提高。在本发明中，也包括冷成形上述这种钢材而形成的冷成形钢管，具有的要旨在于，这种冷成形钢板具有冷成形部位，该冷成形部位是将由前述钢材得到的钢板的板厚设为t(mm)，钢管的直径或外侧冷弯曲部直径设为d(mm)时，它们的比(t/d)为10以下的部位，这样的钢管能够实现屈强比YR为85。/。以下。另外，本发明的钢管的轴直角截面形状无论是圆形或多边形都能够采用，但均不用进行SR处理，即使冷成形状态下也能够满足上述特性。根据本发明，通过适当调整钢材的化学成分组成，并且适当控制显微组织中的各相的体积分率，即使不实施SR处理，仍能够得到低屈强比490MPa以上的高张力钢板，以及采用了这种钢材的低屈强比冷成形钢管，这种钢管能够适用于CFT结构的建筑物。图1是表示试验由No.6所得到的钢板的显微组织的代图用显微镜照片(IOO倍)。图2是表示试验由No.6所得到的钢板的显微组织的代图用显微镜照片(400倍)。图3是表示试验由No.47所得到的钢板的显微组织的代图用显微镜照片(IOO倍)。图4是表示试验由No.47所得到的钢板的显微组织的代图用显微镜照片(400倍)。具体实施方式本发明者，将板厚设为t(mm)，将外侧冷弯曲部直径设为d(mm)时，为了在实施t/d为10%以下[以平均应变(s)计相当于4.5%以上]这样的加工后，仍稳定满足t/4的屈强比YR为85%以下，而对于兼具良好的韧性、焊接性和屈强比YR在75%以下的钢材的制造条件进行了详细地研究。其结果得出下述(A)(E)的结论。还有，这时的钢材和钢管作为目标的性能如下述(a)(g)。另外，这些性能作为发挥钢材的平均的性能的位置，为板厚t/4部(他板厚)的位置。[钢材和钢管的作为目标的性能](a)抗拉强度TS:490670MPa或590740MPa(b)钢材的屈强比YR:75%以下<定义为屈强比YR=[(下屈服点YP或0.2。/。屈服应力。0.2)/抗拉强度TS]X100(%)>(c)屈服延伸率0.6%以上(d)摆锤冲击试验中的断裂转变温度vTrs:—30。C以下(590MPa级钢为一25r以下)(e)焊接性(i)y形焊接裂纹试验(JISZ3158)中的裂纹防止预热温度，对于抗拉强度490MPa级钢来说为25卩以下，对于抗拉强度590MPa级钢来说为5(TC以下(ii)潜弧焊(输入热量10kJ/mm)的焊接热影响部(HAZ)的韧性，以O"C下的摆锤冲击吸收能vEo计为70J以上(表面7mm下中心部)(f)圆形钢管弯曲外面侧t/4部的屈强比85%以下(g)圆形钢管弯曲外面侧t/4部的摆锤沖击试验中的断裂转变温度vTrs:—l(TC以下(590MPa级钢为一5。C以下)(A)为了使钢材(或钢板)的屈强比YR在75。/。以下，作为第一步，需要使C(碳)稀薄的多边铁素体析出，并且使邻接铁素体而发生了C浓缩的珠光体生成。作为接下来的第二步，是通过保持在Ad相变点和Ac3相变点的中间温度(所谓二相域温度)，使珠光体的一部分逆相变奥氏体化，并通过其后的淬火使铁素体晶界新析出高C浓度的岛状马氏体[含马氏体'奥氏体的混合相(M-A相)]。(B)作为接下来的第三步，是通过保持在Ad相变点温度以下，使淬火马氏体变成回火马氏体。由此，虽然屈强比YR与二相域淬火状态相比有上升的倾向，但是另一方面，韧性却大幅度提高。通过这些工序，能够均衡地兼具高抗拉强度TS、低屈强比YR和高韧性。(C)此外，多边铁素体粒径对屈强比YR和韧性有所影响。随着多边铁素体粒径增大，有屈强比YR降低，韧性劣化的倾向，通过以平均当量圆直径计控制在1040pm，能够适度加大赋予高屈服应变后的铁素体内的位错的可能增殖的行程，从而确保低屈强比YR、高屈服延伸率，且能够使之与高韧性并存。(D)降低钢材的化学成分中的比[Mn]/[C]，是为了使连续冷却相变(CCT图)中的铁素体鼻部移动到短时间侧，在终轧后的冷却过程中，能够使铁素体分率增大，为此需要比[Mn]/[C]为23以下。另外，虽然为了强韧化而能够含有Mo，但是作为对组织造成的影响，因其会使铁素体鼻部移动到长时间侧，所以使铁素体分率减少而显示出屈强比YR上升的倾向，因此其含量需要进行控制。(E)由上述(1)式所示的CEN值相当于碳当量，是表示HAZ的硬化性的指标[例如，"建筑结构用高性能590N/mm2(SA440)设计焊接施工指南"(2004年8月)社团法人日本铁钢联盟高性能钢小委员会编]。为了使焊接裂纹防止预热温度在5(TC以下，基本上需要使CEN值为0.45%以下。另外为了使抗拉强度至少在490MPa以上，CEN值至少需要在0.23%以上。但是，根据钢材的强度级别，优选在上述范围内将CEN值控制在适当的范围(关于这点后述)。基于上述结论，进一步反复研究的结果发现，适当调整考虑了上式(l)所规定的CEN值的化学成分组成及其显微组织等，则能够实现符合上述目的的钢材，从而完成本发明。以下，就本发明的钢材规定的各要件，代表性地列举适用于厚钢板的情况而进行说明，但是关于钢材的形态并不限于此，例如也包括适用于各种形钢、管锻钢等的情况。首先，对于本发明的高张力钢材中的化学成分组成的限定理由进行说明。在本发明中，如上述分别含有C:0.070.18%、Si:0.050.7%、Mn:1.01.7%(其中，Mn含量[Mn]与C含量[C]的比[Mn]/[C]《23)、sol.Al:0.0050.08%和N:0.0010扁％，并且需要将前述(1)式所示的CEN值控制在适当的范围，这些元素的范围限定理由如下。[C:0.070.18%]C是最廉价的元素，是对强度上升有效的元素，但若使之过剩地含有，则焊接性显著降低，因此其含量的上限为0.18%。然而，若C含量低于0.07%，则发生强度不足，为了对其加以弥补而需要添加合金元素，但过过多地进行这些合金元素的添加，则招致屈强比YR的增加，因此不为优选。为了既抑制该屈强比的增加，同时又确保目标的强度(抗拉强度为490MPa以上)，C至少需要含有0.07%以上。还有，从母材强度和焊接HAZ韧性并立的观点出发，C含量的优选下限为0.08%，优选上限为0.16%。[Si:0.050,7%]Si用于脱氧，需要使之含有0.05%以上，但是，因为其会使铁素体减少，并使马氏体增加，所以若过剩地含有而超过0.7%，则产生屈强比YR的增大，韧性的劣化，并且使焊接性和HAZ韧性降低。由此，Si含量需要为0.050.7%。还有，Si含量的优选下限为0.10%，优选上限为0.6%。[Mn:1.01.7%(其中，Mn含量[Mn]与C含量[C]的比[Mn]/[C]《23)]Mn作为同时提高强度和韧性的元素有效。为了发挥这一效果，Mn需要含有1.0%以上。然而若过剩地含有Mn，则焊接性和HAZ韧性显著劣化，因此将上限作为1.7%。还有，Mn含量的优选下限为1.1%，优选上限为1.6%。另夕卜，Mn含量与C含量的关系需要调整到适当的范围。Mn含量[Mn]与C含量[C]的比[Mn]/[C]，为成分性地控制连续冷却相变曲线(CCT曲线)和等温相变曲线(TTT曲线)中的铁素体相变曲线的伸出(鼻部)的程度的因素，若上述[Mn]/[C]超过23，则铁素体鼻部后退至长时间侧，因此，用于经二相域热处理(Q，)而成为平衡状态的二相组织(a+y)的保持时间变长，从而受到生产上的制约而造成低效率。因此，上述比[Mn]/[C]需要为23以下。[sol.Al:0.0050.08%]Al(可溶性铝)为了脱氧而至少需要使之含有0.005%，但若过剩地含有，则非金属夹杂物增加，从而韧性降低，因此需要为0.08%以下。还有，Al含量的优选下限为0.01。/。，优选上限为0.06%。[N:0.0010.008%]N与Ti反应而生成TiN，是在防止加热时的奥氏体的粗大化上有效的元素。为了发挥这一效果，至少需要使之含有0.001%以上，但是若过剩地含有，则焊接接头部的韧性劣化，因此需要为0.008%以下。还有，N含量的优选下限为0.002%,优选上限为0.006%。[CEN值0.230.45%]由前述(1)式表示的CEN值是代表HAZ的硬化性的指标，为了降低焊接裂纹敏感性，使y形焊接裂纹试验中的裂纹防止预热温度为5(TC以下，需要使CEN值为0.45%以下。另一方面，为了确保抗拉强度为490MPa以上，需要使CEN值为0.23。/。以上。还有，在上式(1)中，除了作为基本成分的C、Si、Mn等以外，根据需要而含有的成分(Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V)也作为式中的项目被包含，含有这些成分时，也将其含量考虑在内并作为(1)式的值加以计算即可，不含有时则不必考虑它们的含量。另外，在本发明钢材中，B作为不为优选的成分而未被添加，但是在含有B的钢材中，CEN值要在上式(1)中添加5X[B]([B]为B的含量)的项目而进行计算(参照后述表l的钢种L1，表10的钢种L3)。但是，上述CEN值优选根据钢板的强度级别，在上述范围内控制在适当的范围。为了如上述这样确保抗拉强度在490MPa以上，CEN值需要为0.23%以上，但为了在这一强度级别下使y形焊接裂纹试验中的裂纹防止预热温度与加带冷却钢相同，成为实质上不用预热的25t:以下，则优选CEN值低于0.39。/。。艮卩，在抗拉强度为490MPa以上的钢材中，上述CEN值优选为0.23%以上，低于0.39%。-另一方面，为了确保抗拉强度在590MPa以上，除了上述基本成分以外，还添加添加规定量的Cr、Mo、Nb、V等的强化成分(其作用、含量如下所述)以实现高强度化，但是这种情况下，上述CEN值优选为0.39%以上。在如此强度级别下为了在y形焊接裂纹试验中使裂纹防止预热温度成为与现有钢同等的50°C,优选使CEN值为0.45%以下。B卩，在抗拉强度为590MPa以上的钢板中，上述CEN值优选为0.390.45%。还有，Cr、Mo、V等的强化成分带来的作用和其适当含量如下述(关于Nb后述)。[Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%禾口V:0.020.08%之中的至少一种]Cr、Mo和V是使强度提高的元素，特别是为了确保抗拉强度为590MPa以上而需要含有其任意一种。然而，这些元素作为化合物析出时，由于析出强化而使屈强比YR上升，另一方面会使韧性劣化。通过二相域淬火温度的温化，尽可能使Cr、Mo和V都在固溶状态下存在，由此能够确保将屈强比YR保持在低位状态的强度和高韧性。因此，至少对于Cr和V来说，优选使其各自含量为0.7%以下、0.08%以下(均不含0%)。另一方面，即使Mo为固溶状态，也会使铁素体鼻部移动到长时间侧，在阻碍C的二相分离化的方向上发挥作用，因此其含量优选为0.08%以下。还有，它们的含量更优选的上限为Cr:0.5%以下，Mo:0.05%以下，V:0.06%以下。另外，Cr、Mo禾nv，为了确保抗拉强度为590MPa以上，优选含有Cr:0.05%以上、Mo:0.03%以上、V:0.02%以上的一种或2种以上，但为490MPa级(即，抗拉强度为490670MPa)时，能够以低于上述优选下限的量(例如关于Cr为低于0.05。/。)含有这些元素。由此，将在上述强度级别的范围内实现高强化。在本发明的高张力钢板中，除上述成分以外，由Fe和不可避免的杂质构成，但也能够含有在熔炼上不可避免混入的微量成分(允许成分)(例如P、S、O等)，这样的钢板坯也包含在本发明的范围内。另外，在本发明的高张力钢板中，根据需要还含有如下等元素也有效(a)Cu:0.050.5%和Ni:0.053.0。/。的至少一种;(b)Ti:0皿0.025%;(c)Nb:0.0050.040%;(d)Ca:0.00050.005%;(e)稀土类元素0.0020.02%，根据这些被含有的元素，能够使钢材的特性进一步提高。[Cu:0.050.5。/。禾口/或Ni:0.053.0%]这些元素昂贵，而且因为会使屈强比上升，所以其添加优选尽可能地避免。但是，因为其在厚壁钢板中具有抑制板厚中心部的强度降低的作用，所以有微量添加的情况。为了带来这样的作用而添加这些元素时，需要Cu以0.05%为下限、Ni以0.05%为下限含有。为了避免前述的问题，Cu以0.5%为上限，Ni以3.0。/。为上限。Cu含量的更优选的上限为0.3%，Ni的更优选上限为1.5%。[Ti:0.0020.025%]Ti在板坯加热时在网中作为微细的TiN存在，具有防止加热奥氏体晶粒的粗大化的效果。另外，以TiN为铁素体相变核，促进多边铁素体的析出，对铁素体分率的增大和铁素体的微细化有效。为了发挥这样的效果，至少需要使之含有0.002°/。。该效果随着Ti含量增加而增大，但是Ti含量过剩该效果也是饱和，因此其上限为0.025%(更优选为0.015%以下)。还有，更优选的下限值为0.008%。[Nb:0.0050.040%]Nb使强度、韧性一起提高，并且通过控制轧制或正火(normalizing)而使铁素体晶粒微细化。为了发挥这样的效果，至少需要使之含有0.005%。另一方面，若过剩地含有，则使HAZ韧性劣化，因此含量至0.040%左右。Nb含量的更优选上限为0.030%左右。[Ca:0細50.005%]Ca具有非金属夹杂物的球状化作用，对各向异性的降低有效。为了发挥这样的作用，至少需要使之含有0.0005%。但是，若含有超过0.005%，出由于夹杂物的增加将导致韧性劣化，因此含量为0.005%以下。更优选的上限为0.003%。[稀土类元素0.0020.02%]稀土类元素(以下简称为"REM")作为其氧硫化物(oxysulfide)在TiN共存下抑制奥氏体异常成长，是使HAZ的韧性提高的元素。为了发挥这一效果，至少需要使之含有0.002%。但是，若过剩地含有而超过0.02%，则恶化钢的纯净度而使内部缺陷发生，因此其含量的上限为0.01°/。。还有，作为REM也能够使用元素周期表隶属第3族的钪(Sc)、钇(Y)和镧系稀土元素的任意一种。在本发明的高张力钢板中，从上述观点出发而需要适当地控制显微组织，在该组织中的各相的范围(面积分率)限定理由如下。[多边铁素体相(ap):6585面积％]为了使屈强比处于低位，使变相后的显微组织中生成位错密度小的多边化的铁素体(OIP)有效，为了在钢板阶段预先降低屈强比，需要将其面积分率控制在6585面积％的范围内。若多边铁素体相(ap)的面积分率超过85面积％,则在厚壁材中目标强度的确保困难。另一方面，若多边铁素体相(ctp)的面积分率低于65面积％，则不能确保屈强比的低YR化和屈服延伸率。还有，多边铁素体相(oip)分率的优选下限为70面积％，优选上限为80面积％。[带状珠光体相(P):520面积％]为了促进C的二相分离化，需要使C浓缩相存在。多边铁素体相(ap)以外的显微组织仅仅高C浓度的回火马氏体相(TM)时则不能确保高韧性。为了提高韧性，需要使第二相中混合比高C浓度的回火马氏体相韧性高的珠光体相(带状珠光体)520面积％左右。若带状珠光体相的面积分率超过20面积％，同不能确保抗拉强度。另一方面，带状珠光体相的面积分率低于5面积％时则韧性降低，不能达成目标值。带状珠光体相(P)的优选下限为7面积％，优选上限为17面积％。还有，所谓带状珠光体相，是通过控制轧制或正火而析出的铁素体珠光体组织在二相域淬火(Q')一回火(T)后残存的相。该带状珠光体的显微组织例(关于抗拉强度为490MPa级钢，后述试验No.6)显示在图1(IOO倍)和图2(400倍)中。。外，带状珠光体以外的显微组织例(关于抗拉强度为590MPa级钢，后述试验No.47)显示在图3(100倍)和图4(400倍)中。[存在于铁素体晶界的粒状的回火马氏体(TM):315面积％]为了具有低屈强比，通过在铁素体晶界，使作为第二相的粒状的回火马氏体相呈普遍粒状地存在，从而能够确保低屈强比、高抗拉强度和韧性。从这一观点出发，回火马氏体相(TM)的分率需要为315面积％。艮P,若回火马氏体相(TM)的分率超过15面积％，则不能确保良好的韧性，而低于3面积％时则不能确保低屈强比。回火马氏体相(TM)的优选下限为5面积％，优选上限为13面积％。还有，本发明中作为对象的所谓回火马氏体相(TM)，意思是经二相域淬火在铁素体晶界析出的岛状马氏体相(含M-A相)通过回火而分解成铁素体和铁系和/或合金系的碳化物，在铁素体晶界生成为粒状的硬质相。在本发明的高张力钢材中，冷成形前(例如钢管加工前)作为应该具备的特性，除了屈强比YR为75%以下之外，还需要屈服延伸率为0.6%以上。钢材即使受到严酷的加工应变[例如，以平均应变(s)计为4.5%以上]，为了仍实现85。/。以下的屈强比YR，将加工应变的一部分由屈服延伸率负担即可，从而能够降低转移到这部分加工硬化的应变，其能够与低屈强比协同而降低冷成形后的屈强比YR。从这一观点出发，需要使屈服延伸率为0.6%以上。在本发明的钢材中，如上述通过控制化学成分和显微组织，能够确保屈强比YR:75%以下，屈服延伸率0.6%以上。还有，屈服延伸率优选为0.7%以上。在本发明的钢材中，前述多边铁素体相(cxp)的平均当量圆直径为104(Him也是重要的要件。该多边铁素体相(ap)的粒径会对屈强比YR和韧性造成影响。随着多边铁素体相((Xp)的粒径增大，有屈强比YR降低、韧性劣化的倾向。多边铁素体相(ap)的粒径以平均当量圆直径计在低于10pm时，钢材的屈强比YR变高，屈服延伸率E1也变小，因此冷加工后(例如钢管)的屈强比YR也高。另一方面，若多边铁素体相(cxp)的粒径以平均当量圆直径计超过40pm，则钢材的韧性劣化，冷成形后的韧性也降低。由此，需要该多边铁素体相(otp)的粒径以平均当量圆直径计为1040pm。还有，多边铁素体相(ctp)的粒径的优选范围，以平均当量圆直径计为1535)um左右。为了制造本发明的高张力钢材，基本上能够通过如下方式制造采用由如上述这样调整了化学成分组成的钢水，通过连铸法或铸锭法而制作成的钢板坯，经过加热一热轧一冷却一热处理的工序而制造，但这时需要使各工序的条件适当，使显微组织适当控制在上述规定的范围内(参照后述实施例)。通过对上述这样的高张力钢材进行冷成形而成为冷成形钢管，例如能够得到发挥着如下特性的钢管，即，圆形钢管弯曲外面侧t/4部的屈强比85%以下。这样的钢管具有冷成形部位，该冷成形部位是将由前述钢材得到的钢板的板厚设为t(mm)，将钢管的直径或外侧冷弯曲部直径设为d(mm)时，它们的比(t/d)为0.10以下的部位。在该t/d超过10。/。这样的冷加工中，因为拉伸变形侧的屈强比在加工后超过85%，所以为了抑制屈强比的上升，需要热成形、温成形或成形后的应力去除退火处理(前述SR处理)。即，在本发明的冷成形钢管中，即使在冷成形的状态下仍能够满足上述特性。还有，关于比(t/d)为0.10以下这样的加工方法，并不限定于压弯成形，例如辊弯、压縮挤压、旋压(spinning)等也可以应用。另外，弯曲温度不仅允许常温，只要是不损害本发明的钢板的材质的程度(40(TC左右)都是能够允许达到的温度。另外本发明的冷成形钢管，其截面形状包无论圆形、多边形均包括。另外，前述外侧冷弯曲部直径，意思是被冷成形(弯曲加工)的部位的曲率直径，钢管的截面形状为圆形时，外侧冷弯曲部直径与钢管外径一致。。以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。实施例(实施例1)根据通常的熔炼方法熔炼下述表1、2所示的化学成分组成的钢，成为钢板坯后，进行下述所示的任一种处理(类型15)，制造钢板。还有，表1、2中，也显示了关于由前述(1)式规定的CEN值和[Mn]/[C]的值。这时的制造条件显示在下述表3、4中。(处理步骤)类型l:进行控制轧制(CR)后，进行正火(N)(后述试验No.l)。这里的正火(N)是自Ac,相变点以上的温度的空冷。类型2:控制轧制后，进行加速冷却(后述试验No.2)。类型3:进行控制轧制(CR)后，进行正火(N)，接着以二相域温度进行淬火(Q，)(后述试验No.3)。类型4:进行控制轧制(CR)后，以二相域温度进行淬火(Q')和回火(temper:T)(后述试验No.5)。类型5:进行控制轧制(CR)后，进行正火(N)，接着以二相域温度进行淬火(Q，)和回火(temper:T)(后述试验No.4、643)。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage20</table*余量是「6和不.0.避免的杂质200810083056.2势溢*被17/44:K<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>对于得到的各高张力钢板，使t/d为0.10，进行冷挤压成形(压弯法)，制作圆形钢管(即，设钢管的外径为D时，t/D为0.10的圆形钢管)。测定钢板的t/4部(t:板厚)的机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、屈服延伸率)、显微组织中的各相的面积分率、铁素体粒径、以及与钢管的管轴为平行方向(L方向)的机械的特性(屈强比YR、抗拉强度TS和韧性VTrs)，以下述的基准评价材质。(材质评价基准)作为材质评价基准，将如下设定为目标，钢管的弯曲外面侧t/4部的管轴方向的抗拉强度TS:490670MPa，屈强比YR:85°/。以下，断裂转变温度(vTrs):—I(TC以下。另外，为了满足钢管的上述特性，以钢板阶段的屈强比YR:75%以下、屈服延伸率0.6%以上、断裂转变温度(vTrs):一3(TC以下为目标值进行设定。机械的特性(钢板和钢管)的评价方法、韧性评价方法以及显微组织测定方法如下。(机械的特性的评价方法)从钢板的t/4部(t为板厚)在沿L方向(轧制方向)、和与钢管的外侧t/4部的管轴平行的方向(相当于钢板的主轧制方向)，提取JISZ22014号试验片，按IISZ2241的要领进行拉伸试验，测定钢板的抗拉强度TS、屈强比YR[屈服强度YS(上屈服点YP或0.2%屈服应力cjq.2)/抗拉强度TS]、屈服延伸率、和钢管的抗拉强度TS、屈强比YR[(上屈服点YP或0.2%屈服应力cjq.2)/抗拉强度TS]。(韧性评价方法)从钢板的轧制方向的t/4部、和与钢管的管轴平行的方向(钢板的主轧制方向)的弯曲外侧t/4部，分别提取JISZ22024号试验片，依据JISZ2242进行摆锤冲击试验，测定断裂转变温度(vTrs)。(显微组织测定方法)在钢板的回火前，对于使用lepera试剂加以腐蚀了的显微组织的照片进行图像分析，测定淬火状态下岛状马氏体相的面积分率(SM1:块状的白色部)。另外在钢板的回火后，对于使用lepem试剂加以腐蚀了的显微组织的照片进行图像分析，测定岛状马氏体相的面积分率(SM2:除去铁素体的块状的白色部)，和包含珠光体的黑色腐蚀部的面积分率(SP2)。根据这些结果，将回火马氏体的面积率(STM)作为(SM1—SM2)迸行计算，将珠光体(P)的面积分率(Sp)作为(SP2—STM)进行计算。关于铁素体的粒径，根据ISG0552(2005年修正前的JIS规格)的切断法进行测定。还有，本实施例所说的所谓珠光体是指带状珠光体。(在实施例2中也相同)。对于满足上述的材质基准的钢管，根据下述的方法评价焊接性(耐焊接裂纹性和HAZ韧性)。(耐焊接裂纹性)遵循JISZ3158所规定的y形焊接裂纹试验法，以输入热量1.7kJ/mm进行二氧化碳气体保护焊，测定根部裂纹防止预热温度。这时，对于抗拉强度490MPa级钢来说，与加速冷却钢同样，实质上为不用预热的25"C以下为合格。另外对于抗拉强度590MPa级钢来说，与现有钢同等的5(TC以下为合格。(HAZ韧性)进行输入热能10kJ/mm的双面潜弧焊(SAW)的缝焊(X坡口)，从弯曲外面侧t/4部与管轴成直角的方向提取摆锤冲击试验片(JISZ22044号)，求得熔合部+lmm部(母材侧距熔合部lmm的部分)在O'C下的平均冲击吸收能vEo(3次试验的平均值)。平均vEo在70J以上为合格。钢板的显微组成和机械的特性显示在下述表5、6中，焊接性试验结果与钢管的机械的特性和相变点温度(Ac,相变点、Ac3相变点)等一起显示在下述表7、8中。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table>由这些结果能够进行如下考察。首先，试验No.l是正火型钢板，因为过剩地含有Mo，而且CEN值超过本发明的优选上限，所以耐焊接裂纹性差，HAZ韧性也为低位。试验Na2是满足本发明规定的化学成分的钢材的加速冷却状态材，屈服延伸率小，冷加工后的屈强比YR不满足目标值的85。/。以下。试验No.3是满足本发明规定的化学成分的钢材的N—Q'状态材，回火状态岛状马氏体相多，钢板和钢管的韧性差。试验No.9禾B11因为CEN值为0.40%以上，所以焊接裂纹防止温度不满足25'C以下。试验No.lO其CEN值低于本发明规定的范围，铁素体分率大，而珠光体分率小，因此钢板和钢管的抗拉强度TS不满足目标值。试验No.12，比[Mn]/[C]比本发明规定的范围大，屈服延伸率小，冷加工后的屈强比YR高于目标值。试验No.13，C含量比本发明规定的范围多，珠光体分率大，钢材、冷加工后的韧性差。试验No.l6其Si含量比本发明规定的范围少，回火马氏体分率小，钢板、冷成形后的抗拉强度不满足目标值。试验No.l7其Si含量比本发明规定的范围多，回火马氏体分率大，钢板、冷成形后的屈强比YR、韧性不满足目标值。试验No.20其sol.Al含量比本发明规定的范围少，铁素体粒径粗大，钢板和冷成形后的韧性差。试验No.21其sol.Al含量比本发明规定的范围多，可预想到非金属夹杂物的生成密度大，HAZ韧性差。试验No.24因为N含量比本发明规定的范围少，屈服延伸率小，所以冷成形后的屈强比YR不满足目标值。另外，钢板和钢管的韧性差。试验No.25其N含量比本发明规定的范围多，钢板和钢管的韧性差。试验No.27其Cr含量比本发明规定的优选范围多，珠光体分率大，钢板和钢管的韧性差，并且HAZ韧性在低位。试验No.29其Cu含量比本发明规定的优选范围多，屈服延伸率小，冷成形后(钢管)的屈强比YR不满足目标值。试验No.31其Ni含量比本发明规定的优选范围多，屈服延伸率和铁素体粒径小，钢板和钢管的屈强比YR不满足目标值。试验Na33其Nb含量比本发明规定的优选范围多，屈服延伸率和铁素体粒径小，钢板和钢管的屈强比YR不满足目标值，另外由于焊接后的固溶Nb增加导致HAZ韧性降低。试验No.36其Ti含量比本发明规定的优选范围多，钢管的屈强比YR高，钢管的韧性和HAZ韧性降低、试验No.38其Ca含量比本发明规定的优选范围多，可预想到非金属夹杂物增加，HAZ韧性劣化。试验No.40其REM含量比本发明规定的优选范围多，可预想到非金属夹杂物增加，HAZ韧性劣化。试验No.41含有本发明规定的化学成分(也包括优选的成分)以外的B，多边铁素体(dp)的分率小，贝氏体相(B)生成，因此屈服延伸率小，钢板和钢管的屈强比YR高。另外，HAZ韧性也低。试验No.43其Mo含量比本发明规定的优选范围多，回火马氏体的分率大，屈服延伸率小，冷成形后(钢管)的屈强比YR不满足目标值。相对于此，试验No.5对本发明规定的化学成分组成的钢材实施了CR一Q，T，全部的特性都满足目标值。另外，试验No.4、68、14、15、18、19、22、23、26、28、30、32、34、35、37、39、42满足本发明规定的全部要件，全部的特性都满足目标值。还有，试验No.ll采用了CEN值高于本发明规定的优选范围的钢种，耐焊接裂纹性稍有降低，但其他要件大体良好。另外，对于满足本发明规定的要件的钢板，针对主轧制方向(L方向)和与主轧制方向成直角的方向(C方向)，测定日本建筑学会的钢结构建筑焊接部的超声波检查规范、同附则表所定义的STB音速比(V/VSTB)，遵循附则表1进行与STB有无音速差的判定时为1.011.010，满足附则表1的作为V/Vstb的合格范国的0.0095《V/VSTB《1.015(以公称折射角度70°的探头对板厚超过20mm进行探伤时)，能够判断为没有声音各向异性的钢板。(实施例2)根据通常的熔炼方法熔炼下述表9、10所示的化学成分组成的钢，成为钢板坯后，进行下述所示的任一种处理(类型15)，制造钢板。还有，表1、2中，也显示了关于由前述(1)式规定的CEN值和[Mn]/[C]的值。这时的制造条件下述表11、12中。(处理步骤)类型h进行控制轧制(CR)后，进行正火(N)(后述试验No.44)。这里的正火(N)是自Ac.i相变点以上的温度的空冷。类型2:控制轧制后，进行加速冷却(后述试验No.45)。类型3:进行控制轧制(CR)后，进行正火(N)，接着以二相域温度进行淬火(Q，)(后述试验No.46)。类型4:进行控制轧制(CR)后，以二相域温度进行淬火(Q')和回火(temper:T)(后述试验No.48)。类型5:进行控制轧制(CR)后，进行正火(N)，接着以二相域温度进行淬火(Q，)和回火(temper:T)(后述试验No.47、4986)。表9<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table>表io<table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table>木余量Fe和不可避免的杂质l謹i」势W也被33/4s<table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage38</column></row><table>表12<table>tableseeoriginaldocumentpage38</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage39</column></row><table>对于得到的各高张力钢板，使t/d为0.10，进行冷挤压成形(压弯法)，制作圆形钢管(即，设钢管的外径为D时，t/D为0.10的圆形钢管)。测定钢板的t/4部(t:板厚)的机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、屈服延伸率)、显微组织中的各相的面积分率、铁素体粒径、以及与钢管的管轴为平行方向(L方向)的机械的特性(屈强比YR、抗拉强度TS和韧性vTrs)，以下述的基准评价材质。(材质评价基准)作为材质评价基准，是将钢管的弯曲外面侧t/4部的管轴方向的抗拉强度TS:590740MPa，屈强比YR:85%以下，断裂转变温度(vTrs):一5。C以下设定为目标。另外，为了满足钢管的上述特性，将钢板阶段的屈强比YR:75%以下、屈服延伸率0.6%以上、断裂转变温度(vTrs):一25匸以下作为目标值进行设定。机械的特性(钢板和钢管)的评价方法、韧性评价方法、显微组织测定方法、钢管的焊接性(耐焊接裂纹性和HAZ韧性)等的评价方法与实施例1相同。钢板的显微组成和机械的特性显示在下述表13、14中，焊接性试验结果与钢管的机械的特性和相变点温度(Ac,相变点、Ac3相变点)等一起显示在下述表15、16中。表13<table>tableseeoriginaldocumentpage41</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table>表14<table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage43</column></row><table>500.1085.0550-402510190724851比较例510.1080.0580-5251070719850比较例520.1085.0690-205010105723845实施例530.1083.0580-50010180726856比较例540.1087.0713-107510100723836比较例550.1086.0610-45010170722849比较例560.1080.06400501060724851比较例570.1083.0630-255010160710834实施例580.1084.0556-5501070726857实施例590.1080.0620-305010220709833比较例600.1086.06700501060731863比较例610.1082.5640-105010110716843实施例620.1083.5536-205010100716843实施例63(MO81.064005010150716843比较例640.1083.5641-10501065716843比较例650.1083.0650-10501080716843实施例表16<table>tableseeoriginaldocumentpage44</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage45</column></row><table>由这些结果能够进行如下考察。首先，试验No.44是QQ，T型钢板，为含有少量的多边铁素体的贝氏体主体的显微组织，钢板的屈强比YR高，屈服延伸率也小，因此冷成形后的屈强比YR高，没有满足85%以下的目标值。试验No.45是满足本发明规定的化学成分的钢材的直接淬火(DQ)一Q'状态材，屈服延伸率小，存在岛状马氏体，因此钢板的韧性差。另外，冷加工后的屈强比YR高，不满足85%以下的目标值。试验No.46是满足本发明规定的化学成分的钢材的N—Q'状态材，回火状态岛状马氏体相多，钢板和钢管韧性差。试验No.50、51、53因为CEN值低于本发明规定的优选范围，所以钢板和钢管的抗拉强度TS不满足目标值。试验No.54采用了CEN值高于本发明规定的范围(优选范围)的钢种，耐焊接裂纹性差。试验No.55其铁素体粒径小，而且比[Mn]/[C]比本发明规定的范围大(CEN值也低于本发明规定的优选范围)，屈服延个率小，冷加工后的屈强比YR高于目标值。试验No.56其C含量比本发明规定的范围多，珠光体分率大，钢材、冷加工后的韧性差。试验No.59其Si含量比本发明规定的范围少，回火马氏体分率小，钢板、冷成形后的抗拉强度没有满足目标值。试验No.60其Si含量比本发明规定的范围多，回火马氏体分率大，钢板、冷成形后的屈强比YR、韧性不满足目标值，HAZ韧性也劣化。试验No.63其sol.Al含量比本发明规定的范围少，铁素体晶粒粗大，钢板和冷成形后的韧性差。试验No.64其sol.Al含量比本发明规定的范围多，可预想到非金属夹杂物的生成密度大，HAZ韧性差。试验No.67其N含量比本发明规定的范围少，屈服延伸率小，因此冷成形后的屈强比YR不满足目标值。另外，钢板、钢管的韧性和HAZ韧性差。试验No.68其N含量比本发明规定的范围多，钢板、钢管的韧性和HAZ韧性差。试验No.70其Cr含量比本发明规定的优选范围多，珠光体分率大，钢板和钢管的韧性差，并且HAZ韧性也在低位。试验No.72其Cu含量比本发明规定的优选范围多，屈服延伸率小，冷成形后(钢管)的屈强比YR不满足目标值。试验No.74其Ni含量比本发明规定的优选范围多，屈服延伸率和铁素体粒径小，钢板和钢管的屈强比YR不满足目标值。试验No.76其Nb含量比本发明规定的优选范围多，屈服延伸率和铁素体粒径小，钢板和钢管的屈强比YR不满足目标值，另外，由于焊接后的固溶Nb增加导致HAZ韧性降低。试验No.74其Ti含量比本发明规定的优选范围多，钢管的屈强比YR高，钢管的韧性和HAZ韧性降低。试验No.81其Ca含量比本发明规定的优选范围多，可预想到非金属夹杂物增加，HAZ韧性劣化。试验No.83其REM含量比本发明规定的优选范围多，可预想到非金属夹杂物增加，HAZ韧性劣化。试验No.84含有本发明规定的化学成分(也包括优选的成分)以外的B，多边铁素体(otp)的分率小，贝氏体相(B)生成，因此屈服延伸率小，钢板和钢管的屈强比YR高。另夕卜，HAZ韧性也低。试验No.86其Mo含量比本发明规定的优选范围多，回火马氏体的分率大，屈服延伸率小，冷成形后(钢管)的屈强比YR不满足目标值。相对于此，试验No.48对本发明规定的化学成分组成的钢材实施了CR—Q，T，全部的特性都满足目标值。另外，试验No.47、49、52、57、58、61、62、65、66、69、71、73、75、77、78、80、82、85满足本发明规定的全部要件，全部的特性都满足目标值。还有，对于满足本发明规定的要件的钢板，与实施例1同样，就声音各向异性进行调查时，能够确认其处于前述作为V/Vstb的合格范国的0.0095《V/VSTB《1.015的范围内。权利要求1.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有C0.07～0.18％、Si0.05～0.7％、Mn1.0～1.7％、sol.Al0.005～0.08％和N0.001～0.008％，Mn含量[Mn]与C含量[C]的比满足[Mn]/[C]≤23，由下式(1)表示的CEN值处于0.23～0.45％的范围内，显微组织构成为，多边铁素体相65～85面积％、带状珠光体相5～20面积％、存在于铁素体晶界的粒状的回火马氏体相3～15面积％，所述多边铁素体相的平均当量圆直径为10～40μm，屈强比YR为75％以下，屈服延伸率为0.6％以上，CEN＝[C]+A(c)·{[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}…(1)其中，A(c)＝0.75+0.25·tanh{20[C]-0.12}，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[Nb]和[V]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb和V的质量百分比含量。2.根据权利要求l所述的钢材，其特征在于，由所述(1)式表示的CEN值处于0.23%以上但低于0.39%的范围内，抗拉强度为490670MPa。3.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计还含有从Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%中选出的至少一种。4.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计还含有从Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%中选出的至少一种，并且，由所述(1)式表示的CEN值处于0.390.45%的范围内，抗拉强度为590790MPa。5.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计还含有01:0.050.5%和Ni:0.053.0%中的至少一种。6.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量^计还含有Ti:0麓0.025%。7.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量^计还含有Nb:0.0050.040%。8.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量^计还含有Ca:0.00050德％。9.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计还含有稀土类元素0.0020.02%。10.—种对权利要求19中任一项所述的钢材进行冷成形而形成的冷成形钢管，其特征在于，具有在将从所述钢材得到的钢板的板厚定为t(mm)，将钢管的直径或外侧冷弯曲部直径定为d(mm)时，它们的比t/d为0.10以下的冷成形部位。11.根据权利要求10所述的冷成形钢管，其特征在于，屈强比YR为85%以下。12.根据权利要求10所述的冷成形钢管，其特征在于，钢管的轴直角截面形状为圆形或多边形，保持冷成形的状态。全文摘要本发明的钢材，具有下述(1)式所规定的CEN值处于规定的范围内的规定的化学成分组成，钢材的显微组织构成为，多边铁素体相65～85面积％、带状珠光体相5～20面积％、存在于铁素体晶界的粒状的回火马氏体相3～15面积％，并且所述多边铁素体相的平均当量圆直径为10～40μm。CEN＝[C]+A(c)·{[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}…(1)，其中，A(c)＝0.75+0.25·tanh{20[C]-0.12}，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[Nb]和[V]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb和V的含量(质量％)。根据这样的构成，如适用于冷成形圆形钢管等那样，即使钢板被施加强加工(弯曲加工、拉伸加工、压缩加工等)时，就算不实施SR处理，也可稳定满足屈强比85％以下，并且还具有良好的韧性和焊接性，成为抗拉强度490MPa以上的高张力钢材。文档编号C22C38/48GK101270437SQ20081008305公开日2008年9月24日申请日期2008年3月18日优先权日2007年3月19日发明者柴田光明申请人:株式会社神户制钢所