耐震性优异的建筑结构用780MPa级低屈强比圆形钢管及其制造方法

专利名称：：耐震性优异的建筑结构用780MPa级低屈强比圆形钢管及其制造方法
技术领域：
：本发明主要涉及要求耐震性的面向建筑钢筋用途的圆形钢管及其制造方法，特别是涉及抗拉强度在780MPa以上(780级)，屈强比为90%以下的高强度低屈强比圆形钢管，和用于制造这种圆形钢管的有用的方法。
背景技术：
：建筑用钢材为了确保建筑结构物的耐震性，利用弹性变形后的塑性变形来吸收地震能量，在这一思想之下，由屈服应力YS和抗拉强度TS的比(YS/TS)所表示的屈强比YR的上限受到规定。上述这样的建筑结构物所适用的圆形钢管，因为是通过对钢板进行挤压弯曲加工等而被成形，所以会产生因加工硬化引起的材质变化，屈强比YR和钢管表背面的硬度上升。特别是圆形钢管的外面侧，与板厚中央部比较硬度的上升大，另外形成拉伸应力场，因此延展性降低。即具有的固有的问题是，在承受大地震时的载荷而变形时，龟裂容易从外面侧发生，圆形钢管在四面箱形柱不会发生。特别是将附属金属模具等焊接到圆形钢管上时，由于热影响部(HAZ)的硬化导致圆形钢管表面(外表面)的延展性的降低成为问题。于是，作为通过冷成形而制造钢管的方法，除管线管用钢管所适用的UOE成形法(Uingpress—Oingpress—expander法)以夕卜，基本采用压弯冷成形法(以下仅称为"压弯法")。上述成形法之中，钢板厚度厚(例如板厚超过30mm)，需要强加工时会采用压弯法。上述压弯法是对钢板的一部分(直线部)进行模压弯曲加工，依次使模压位置移动而成形为圆形的方法，是加工能力高的方法。以这样的压弯法成形圆形钢管时，圆形钢管的外表面的硬化变得特别显著，但作为降低这种硬度的方法己知有去应力退火(StressRelieving:以下称为"SR热处理")。然而，在780MPa级钢管的情况下，若以SR热处理为前提，对历来的抗拉强度TS:780MPa以上的钢板应用，则合金元素的添加量多，因此在金属组织中会含有马氏体和下贝氏体等极硬质的组织，若该硬质组织成为主体，则不用说低屈强比YR的特性(以下称为"低YR性")的确保，在SR热处理后，连钢管母材韧性的确保也非常困难，钢管表面的硬度依然很硬。另一方面，为了降低钢管表面的硬度，如果使SR热处理达到高温，则钢管厚中央部的硬度也降低，难以确保作为圆形钢管的要求强度的抗拉强度TS在780MPa以上。此外，对于建筑材料的要求，不用说高强度和低屈强比特性等机械的性质，确保用于降低建筑成本的大线能量焊接特性和良好的焊接性也很重要，从而不能过度添加合金元素。作为涉及上述这种钢管的技术，至今为止提出有各种各样的技术。例如在特开2007-270304号中，提出有关于490MPa以上的压弯冷成形圆形钢管的制造方法。该技术作为490MPa级的圆形钢管的技术有用，但分别距钢板的表、背面深达lmm的表层部的维氏硬度Hv为140200左右，板厚中央部的硬度进一步变低，因此不能适用于780MPa以上的抗拉强度TS。另外在特开2003-3229号中，公开有关于主组织为铁素体，硬质第二相的分率为1070%的厚钢板。在该技术中，由该组织不能稳定确保抗拉强度TS在780MPa以上。在该制造方法中，只规定"冷却停止温度在500'C以下"，硬质相的稳定确保困难，另外成为组织控制要点的轧制结束温度为Ar3相变点以上，且冷却速度为5"C/秒以下，不能在板厚方向稳定获得均匀的金属组织和硬度。在特开2006-283187号中，提于关于如下这种高强度、高韧性钢的制造方法，其是使用适当调整了化学成分组成的钢原材，实施使轧制结束温度为Ar3相变点以上的温度域的热轧，接着，从Ar3相变点以上的温度域淬火到30(TC以下后，再加热到Ac,Ad+150。C的温度域时，至再加热温度的加热速度为rC/秒以下，且在AdAc,+15(TC的温度域的滞留时间为90秒以内。然而在该技术中，对于金属组织和板厚方向硬度分布未予以考虑，在实施挤压弯曲成形时，不能抑制外面侧的硬度的硬化，可预想无法发挥作为圆形钢管时的良好的耐震性。另外在制造方法中，因为到二相域的急速加热和滞留时间短，所以存在不能在板厚方向获得均匀的组织这样的问题。另一方面，在特开2005-68519号中，提出有一种用于制造超大线能量HAZ韧性优异的建筑结构物用高强度厚壁钢板的方法。该技术是确保作为建筑结构物进行超大线能量焊接时的良好的HAZ韧性的技术。然而，该技术作为对象的钢板基本上是低强度的(700MPa以下)，对于板厚方向硬度分布未予以考虑，另外C含量较高，轧制温度也受到设定，因此在利用压弯法进行成形后的圆形钢管中，外面侧的硬度变高，不能发挥良好的耐震性。另外在特开2003-293075号中，提出有一种关于制管后的表面硬度和屈强比低的高强度钢管原材。在该技术中，虽然钢管原材的强度为780MPa级，但由其成分系难以稳定获得780MPa以上的强度。另外在制造方法中，二相域淬火对于温度未做任何规定，不能在板厚方向获得均匀的金属组织和硬度。在特开平5-148544号中，公开有关于用于制造板厚方向的硬度分布均匀的高强度高韧性钢板的方法。在该技术中应用了一种特殊的制造方法，其是在轧途中先水冷，使之复热后进行再度轧制，从而在表层部使微细的加工铁素体生成，以降低表面的硬度，由此实现板厚方向的硬度分布的均匀化。然而，在该技术中存在的问题是，有表层部比板厚内部软化的可能性，用于得到稳定的材质的量产方向的制造管理困难。另外在该技术中，对于加工成圆形钢管后的硬度没有考虑。
发明内容本发明在这样的状况之下而做，其目的在于，提供一种能够有助于耐震性提高的圆形钢管及用于制造这种圆形钢管的有用的方法，其方式是，在建筑钢筋用途中位于最高强度级的抗拉强度TS:780MPa级的钢管中，达成高强度和低屈强比的并立，并且通过降低由钢管成形时的弯曲加工引起的钢管外面侧的硬度，以确保延展性，也一并使焊接中的耐裂纹性提高。能够达成上述目的的本发明的圆形钢管，分别含有C:0.010.06%(质量％的意思，下同)、Si:0.100.40%、Mn:1.602.50%、Al:0.0250.090%、Cu:0.150.70%、Ni:0.901.60%、Cr:0.501.35%、Mo:0.100.30%、Ti:0.0080.025%、B:0.00050,0025%、N:0細00馬0%禾口Ca:0.00050.0040%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述不可避免的杂质之中，P抑制在0.012%以下，S抑制在0.005%以下，O抑制在0.0040%以下，由下式(l)表示的PCM值为0.30。/o以下，满足下述(A)(C)的要件。PCM值二[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+([B]X5)...(1)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的含量(质量％)。(A)除去分别距钢管的表、背面深达2mm的表层部的中央部的平均维氏硬度Hv为230310，(B)在钢管的显微组织中，贝氏体铁素体相的分率为80面积％以上，马氏体相的分率为5面积％以下，(C)分别距所述钢管的表、背面的深度为2mm的表层部的平均维氏硬度Hv，为所述中央部的平均维氏硬度Hv的1.3倍以下。制造上述这样的圆形钢管时，将由所述化学成分构成的铸锭加热至9501200。C后，使终轧温度为800930。C的范围进行热轧而成为规定的板厚，接着使t/4(t:板厚)的位置的冷却速度为225。C/秒，水冷至表面温度达到350。C以下，然后再加热至温度700900。C的范围进行淬火处理，在450700。C的范围进行回火而成为钢板，使用到的钢板通过压弯法成形为圆形钢管即可。根据本发明，通过适当调整钢管的化学成分组成，并且适当控制显微组织中的各相的面积分率，且使厚度方向的硬度分布适当，由此能够达成780MPa以上的高强度和低屈强比的并立，并且降低在钢管成形时由弯曲加工引起的钢管外面侧的硬度，以确保延展性，也一并使焊接中的耐裂纹性提高，从而能够实现能够有助于耐震性提高的圆形钢管。具体实施例方式本发明者们为了达成780MPa以上的高强度和低屈强比的并立，以及降低由挤压弯曲加工时的加工硬化引起的圆形钢管外面侧的硬化，而从各种角度进行研究。其结果判明，首先，作为钢管(即钢板)的基本的显微组织，使贝氏体铁素体相的分率(面积分率)为80%以上，使马氏体相的面积分率为5%以下很重要[所述(B)的要件]。在此，所谓贝氏体铁素体相，是由铁素体在低温下相变的低C的贝氏体组织的相，粒状贝氏体铁素体组织，含有广义的上贝氏体组织和下贝氏体组织等，但不含多边铁素体组织和晶界型铁素体组织(例如"钢的贝氏体照片集-l":日本钢铁协会贝氏体调查研究部会，1992)，另外马氏体相包含MA(Martensite-AusteniteConstituent)。低C的贝氏体铁素体组织，因为碳化物少，冷却速度依存性小，所以钢板的板厚方向的硬度的均匀性高，另外，由于与通常的多边铁素体相比位错密度高，因此相对于变形应变的加工硬化量小。由此，将有助于成为钢管后的厚度方向的硬度分布的均匀化。若贝氏体铁素体的面积分率低于80%，而马氏体等硬质相的面积分率变多，则圆形钢管外面侧的硬度上升，变形能劣化，断裂延伸率降低。由此，需要贝氏体铁素体的面积分率至少为80%以上，优选为85%以上。另一方面，关于马氏体相，从确保钢管(钢板)韧性这一观点出发，需要将其面积分率抑制在5°/。以下。g卩，若马氏体相的面积分率超过5%，则硬质的马氏体成为破坏的起点，从而发生韧性显著劣化这样的问题。还有，本发明的圆形钢管的显微组织如上述这样控制即可，但作为余量也可以包含一部分贝氏体相和铁素体相等。为了成为上述这样的显微组织，也需要适当控制制造条件，作为其前提，还需要适当控制钢板的化学成分组成。作为此基本的方向是，降低C的含量，从而降低圆形钢管的表面硬度，以及以此前提维持高强度和低屈强比，为此有效的是活用由Cr的适当添加带来的贝氏体铁素体的生成，和Cu、Ni向该贝氏体铁素体中的固溶带来的强度，和由B带来的淬火组织的强度机构。用于提高钢板的强度有效的方法是使合金元素量增加。特别是了达成780MPa级这样的高强度，就需要较多合金量元素的添加量，从而利用由此带来的各种强化机构。然而，这种合金元素的增大将招致耐裂纹性这样的焊接性和焊接接头的机械的特性的劣化。本发者们发现，通过使适合的合金元素的添加及其含量适当化，能够使高强度和低YR特性并立，并能够降低由弯曲加工带来的加工硬化。通过满足上述的各要件(显微组织和化学成分组成)，能够使板厚方向的硬度分布均匀化，并且使加工硬化量稳定化，能够抑制至圆形钢管外面下2mm的区域(距钢板表面深达2mm的表层部)与板厚方向中央部[t/2部(t:板厚)]的维氏硬度Hv的比，作为圆形钢管的耐震性能够提高。从上述观点出发，决定了本发明的圆形钢管化学成分组成，但含有上述的合金成分(C、Cr、|Ni、B)，对于各元素的范围限定理由进行说明。在本发明中，如上述，分别含有C:0.010.06%(质量°/。的意思，下同)、Si:0.100.40%、Mn:1.602.500/0、Al:0.0250細％、Cu:0.150.70%、Ni:0.901.60%、Cr:0.501.35%、Mo:0.100.30%、Ti:0扁0.025%、B:0.00050.0025%、N:0.00300.0060%和Ca:0扁50.00德，并且需要将由上述(1)式表示的PCM值控制在适当的范围，这些元素的范围限定理由如下。(C:0.010.06%)c具有提高钢板的强度的效果，是用于控制硬度重要的元素，并且也是使耐裂纹性等焊接性劣化的元素。若C含量低于0.01。/。，则不能确保必要的母材(钢板)强度。然而，若C含量超过0.06。/。，则由于表层部的马氏体相变致使板厚方向的硬度分布变大。另外，岛状马氏体[含有马氏体、奥氏体的混合相(M-A相)]过剩地生成，HAZ变得过硬，裂纹容易发生，成为地震时的破坏的发生点。还有，C含量的优选下限为0.02%，优选上限为0.05%。(Si:0.100.40%)Si在钢管的强度提高上是有效的元素。为了发挥这样的强化机构，需要使Si含有0.10。/。以上。然而，若Si含量过剩，则母材韧性、HAZ韧性和焊接性劣化，因此为0.40%以下。还有，Si含量的优选下限为0.15%，优选上限为0.35%。(Mn:1.602.50%)Mn使淬火性提高，作为使强度和韧性共同提高的元素有效。为了发挥这样的效果，需要使Mn含有1.60%以上。然而，若过剩地含有Mn，则韧性劣化，因此使其上限为2.50%。还有，Mn含量的优选下限为1.80%，优选上限为2.20%。(Al:0.0250扁％)Al是用于脱氧和通过游离氮的固定而确保B的淬火性所需要元素。为了发挥这些效果，需要使之含有0.025%以上，但若过剩含有，则形成氧化铝系的粗大夹杂物，母材韧性降低，因此需要在0.090%以下。还有，Al含量的优选下限为0.035%，优选上限为0.080%。(Cu:0.150.70%)Cu在通过固溶强化而使母材强提高上是有用的元素。为了发挥这样的效果，需要使Cu含有0.15。/。以上。然而，若Cu含量过剩，则气割时产生Cu裂纹，因此需要在0.70%以下。还有，Cu含量的优选下限为0.25。/。，更优选上限为0.65%。(Ni:0.901.60%)Ni提高母材韧性、HAZ韧性以及提高淬火性而使强度提高，并且在防止Cu裂纹和焊接裂纹上是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使Ni含有0.90。/。以上。然而，若Ni含量变得过剩，则氧化皮瑕疵容易发生，因此需要为1.60%以下。还有，Ni含量的优选下限为1.10%,优选上限为1.35%。(Cr:0.501.35%)Cr在提高淬火性而使强度提高上是有效的元素。为了发挥这样的效果，Cr需要含有0.50。/。以上。然而，若Cr含量过剩，则耐焊接裂纹性劣化，因此需要在1.35%以下。还有，Cr含量的优选下限为0.60。/。，优选上限为1.25%。(Mo:0.100.30%)Mo是提高淬火性而使强度提高的元素，另外是容易生成碳化物的元素。为了发挥由Mo带来的淬火性提高效果，需要使Mo含有0.10。/。以上。然而，若MO含量过剩，则淬火性过剩，耐焊接裂纹性劣化，因此需要在0.30%以下。还有，Mo含量的优选下限为0.15%，更优选上限为0.25%。(Ti:0細0.025%)Ti与N形成氮化物(TiN)，防止热轧前的加热时的奥氏体晶粒(y粒)的粗大化，是对韧性提高有效的元素。另外通过固溶N而在确保B的淬火性上有效。为了发挥这些效果，需要使Ti含有0.008。/。以上。然而，若Ti含量过剩，则TiN粗大化，母材韧性劣化，因此需要在0.025%以下。还有，Ti含量的优选下限为0.010%，优选上限为0.018%。(B:0細50.0025%)游离B存在于Y晶界，在使淬火性提高而实现母材强度的提高上是有效的元素。若B的含量低于0.0005%，则母材强度的提高效果小，不能确保抗拉强度780MPa以上的强度。然而，若B含量过剩，则夹杂物生成，母材韧性劣化，因此需要在0.0025%以下。还有，B含量的优选下限为0.0008%，优选上限为0.0020%。(N:0.00300篇0%)N生成TiN，防止热轧前的加热时的Y粒的粗大化，在使母材韧性和HAZ韧性提高上是有效的元素。若N含量低于0.0030%,则TiN不足，加热Y粒变得粗大，韧性劣化，因此需要使之含有0.0030%以上。另外，若N含量过剩而超过0.0060%，则由于弯曲加工造成的脆化而使钢管的韧性劣化。还有，N含量的优选下限为0.0035%，优选上限为0.0055%。(Ca:0扁50据0%)Ca在使MnS球状化而使其对于耐焊接裂纹性无害化上是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要使Ca含有0.0005。/。以上。然而，若Ca含量超过0.0040%而变得过剩，则使夹杂物粗大化，使母材韧性劣化。还有，Ca含量的优选下限为0.0015。/o，优选上限为0.0030%。(PCM值0.30%以下)由前述(1)式表示的PCM值，是作为防止因焊接施工造成的低温裂纹的指标最一般性的要件。为了防止焊接裂纹，需要PCM值在0.30%以下。PCM优选为0.28%以下。在本发明的圆形钢管中，上述成分以外由Fe和不可避免的杂质构成(例如P、S、O等)，但也能够含有熔炼上不可避免混入的微量成分(允许成分)(例如Zr、H等)，这样的圆形钢管也包含在本发明的范围内。但是，对于作为不可避免的杂质的P、S、O等，从下述的观点出发，需要将其分别抑制在下述的范围内。(P:0.012%以下)作为不可避免的杂质的p，对母材、焊接部的韧性带来不利影响，为了不招致这样的问题，所以需要将其含量抑制在0.012%以下，优选在0.010%以下。(S:0,005%以下)S形成MnS而使耐焊接裂纹性劣化，因此优选尽可能少的方面。从这一观点出发，8量需要抑制在0.005%以下，优选在0.003%以下。(0:0.0040%以下)o与各种元素结合而形成氧化物。此氧化物根据情况而粗大化，成为使母材韧性劣化的原因。从这样的观点出发，需要O含量在0.0040%以下，若比这一含量过剩，则氧化物粗大化。优选抑制在0.0030%以下。在本发明的圆形钢管中，还需要除去分别距所述钢管的表、背面(构成钢管的钢板的表、背面)深达2mm的表层部的中央部的平均维氏硬度Hv为230310[所述(A)的要件]。该维氏硬度Hv与抗拉强度TS相关，为了得到期望的抗拉强度TS和屈强比YR，还需要钢管厚中央部的平均维氏硬度Hv为230310。所谓这时的平均维氏硬度Hv，是以2mm间隔连续测定从距钢管厚度截面的表面深4mm的位置向背面侧的方向距背面4mm的位置的硬度，将该值平均化。钢板厚度中央部的平均维氏硬度Hv低于230时，虽然能确保低屈强比YR，但抗拉强度TS低于780MPa，不满足强度。另外，若钢管厚度中央部的平均维氏硬度Hv超过310，则抗拉强度过大，屈强比YR也变高。在本发明的圆形钢管中，还需要分别距所述钢板的表、背面深达2mm的表层部的平均维氏硬度Hv,为所述中央部的平均维氏硬度Hv的1.3倍以下[所述(C)的要件]。所谓该表层部的平均维氏硬度，是距表面深lmm和2mm的位置以及距背面深lmm和2mm的位置的4点的平均值。若表层部与钢管厚度中央部的硬度的比超过1.3，则表层部的塑性变形能降低，因此大地震时的大载荷造成的拉伸应力发生作用时，表层部的延展性不能追随，有从表面发生龟裂的危险性。此外，有附属金属焊接时，焊接的HAZ硬化部成为龟裂发生的起点，脆性龟裂在表层部的低延展性低韧性部发生传播，存在圆形钢管发生脆性裂纹的可能性。该比值优选为1.25倍以下。为了制造本发明的圆形钢管，只要将由所述这样的化学成分构成的铸锭加热至9501200。C后，使终轧温度为800930。C的范围进行热轧而成为规定的板厚，接着使t/4(t:板厚)的位置的冷却速度为225。C/秒，水冷至表面温度达到350。C以下，然后再加热至温度700900。C的范围进行淬火处理，在450700。C的范围进行回火而成为钢板，使用到的钢板通过压弯法成形为圆形钢管即可，规定各工序的条件的理由如下。(将铸锭加热至9501200°C)该加热温度对热轧前的组织控制有很大影响。若加热温度低于950。C，则轧制最终轧道(终轧)温度低于800。C，水冷前铁素体从表面析出，不能确保780MPa以上的母材强度，并且板厚方向的硬度分布无法均匀。另一方面，若加热温度超过1200°C，则Y粒径的粗大化造成母材韧性劣化。(使终轧温度为800930。C的范围进行热轧而成为规定的板厚)控制冷却是以此前的组织控制为前提，因此需要对控制轧制下的轧制结束温度(终轧温度)和冷却开始温度进行管理。若终轧温度低于S00。C，则冷却开始前铁素体析出，不能获得期望的强度。另外，若终轧温度超过930°C，则冷却前组织粗大，母材韧性劣化，板厚方向的硬度分布变大。终轧温度优选为低于900°C。(t/4(t:板厚)的位置的冷却速度为225。C/秒)轧制后的冷却工序(DQ)是用于进行组织控制的重要的工序。这时的冷却速度低于2。C/秒时，将不能确保作为期望的组织的贝氏体铁素体(贝氏体)的面积分率在80%以上。冷却速度大的另一方向，虽然会使贝氏体铁素体组织微细化，韧性提高，但若冷却速度超过25。C/秒，则在接近表面的组织中，作为有害组织的马氏体(含MA)增大，母材韧性劣化，并且强度过大，表面硬化，因此延展性(延伸性能)降低。还有，作为测定冷却速度的位置之所以为t/4(t:板厚)，是因为这里是发挥钢板的平均的性能的位置。(冷却停止温度钢板的表面温度为350。C以下)在冷却停止温度作用下，马氏体和下贝氏体有存在形态变化，强度改变。若冷却停止温度超过350。C，则板厚中央部的低温相变组织变少，强度降低，并且在板厚方向相变组织和板厚方向硬度分布不均匀。为了在板厚方向均匀地相变，需要冷却停止温度为350。C以下。(温度再加热至700900。C的范围进行淬火处理)为了得到实现低YR特性的软质相和硬质相的复合组织，有效的方法是加热至Ac,和Ac3之间的二相域的温度。为此温度为700900°C，通过加热到二相域的温度，一部分通过回火而成为软质组织，一部分逆相变为奥氏体相，经其后的冷却成为硬质组织。通过该二相域温度控制使硬质相的面积分率和硬度变化，能够控制YS、TS、YR。再加热温度低于700。C时，不能确保780MPa以上的强度。若再加热温度超过900。C，虽然强度高，但不能达成85。/o以上的低YR。再加热到700900。C后，一部分逆相变为奥氏体，通过其后的淬火(水冷)，奥氏体相直接相变为硬质相。还有，该硬质相和软质相的组织极其微细，因此以光学显微镜难以辨别，此硬质相和软质相相结合的复合组织整体为贝氏体铁素体(贝氏体)相。(在450700。C的范围进行回火(T))回火处理虽然会使强度降低，但对于使屈强比YR降低、使韧性提高、另外使表面部的硬度降低有效。这种情况下，如果回火温度在450700。C的温度范围，则能够抑制强度的过度降低，能够得到适当的屈强比YR、韧性，能够降低表面硬度。若回火温度低于450°C，则韧性提高和表面硬度的降低不充分。另一方面，若回火温度超过700。C，则不能取得期望的强度(TS、YS)。(通过压弯法成形为圆形钢管)最终通过压弯法对钢管进行冷弯曲而成为钢管。如前述，如果是管线管所适用的这种板厚30mm以下的钢板，则通过UOE成形法制造圆形钢管，但建筑结构物用圆形钢管在板厚厚，强度高时，需要通过压弯法(即挤压弯曲加工)成形为圆形钢管。这一方法的应用中，因为是进行D/t:1020的强加工，所以表面的弯曲加工应变大，表面的加工硬化大。因此，通过使用如上述方式制造的钢板进行挤压弯曲成形，能够制造表面硬度低的圆形钢管。(圆形钢管热处理)成形为圆形钢管后，也可以不实施SR热处理。根据本发明方法，因为高强度下YR低，钢管厚度方向的硬度分布的均匀性优异，所以也可以基本上不进行SR热处理。但是，在进行D/t《15左右的强弯曲加工时，因为存在YR超过90。/。的可能性，所以能够进行SR处理，该热处理温度为350650。C的温度范围。低于350。C时，没有YR降低效果。另一方面，若超过650。C，贝UYR、TS的降低大，不能确保780MPa以上的强度。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限制，在能够符合前、后述宗旨的范围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)通过通常的熔炼法熔炼下述表1、2所示的化学成分组成的钢，成为钢坯后，实施热轧、加速冷却(轧制后的冷却)、二相域淬火、回火，制造钢板。使用得到的钢板，通过压弯法成形为圆形钢管。还有，在表l、2中，也显示了关于由前述(1)式所规定的PCM值。这时的制造条件如下述。(制造条件)在钢No.l60中，将铸锭加热至H50土50。C后，使终轧温度(表面温度)在900土30。C的范围进行热轧，达到板厚60mm，接着t/4(t:板厚)的位置的冷却速度控制在525。C/秒，使冷却停止时的表面温度为250°C以下。此外，使二相域热处理温度为700850。C而进行淬火处理，在450650。C的温度范围回火而成为钢板，使用得到的钢板，通过压弯法成形为圆形钢管。这时的弯曲加工度为，设圆形钢管的直径为D(mm),设钢板厚度为t(mm时)，D/t为10(t/D=0.1)。另一方面，在钢No.6164中，改变以下的条件来制造钢板，成形为圆形钢管。钢No.61上述条件之中，使回火温度为720。C。钢No.62上述条件之中，使二相域热处理温度为930。C而进行淬火，并使之后的回火温度400。C。钢No.63上述条件之中，使终轧温度为750。C而进行轧制，使冷却后的再加热(Q，)温度680。C。钢No.64上述条件之中，进行二相域热处理，不进行其后的回火。由这些钢板成形为圆形钢管与NO.l60—样，按D/t-10进行。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>对于得到的各圆形钢管，以下述的方法评价钢管的显微组织(各相的面积分率)和硬度，并且根据下述方法评价材质(屈服应力YS、抗拉强度TS、屈强比YR和韧性vE-加)和焊接性。(显微组织和硬度的测定方法)对显微组织进行图像分析，由此测定贝氏体铁素体相和马氏体相的面积分率，并且测定钢板表层部的维氏硬度(Hvo)和中央部的维氏硬度(Hv,)(载荷98N)，求得其硬度比(HvD/Hv)。这时的硬度Hvo、硬度HVl的测定，在厚度方向上以2mm的间隔测定，求得其平均值(例如，表层部的维氏硬度Hv。，为分别距表、背面的深达2mm的硬度的平均值)。(屈服应力YS、抗拉强度TS的评价方法)从圆形钢管的外面侧，在钢板的t/4部(t为板厚)的管轴向(相当于钢板的主轧制方向)上，提取JISZ22014号试验片，按JISZ2241的要领进行拉伸试验，测定钢管的屈服应力YS(上屈服点YP或屈服应力cja2)、抗拉强度TS、屈强比YR(屈服应力YS/抗拉强度TS)。合格标准为，以2次的平均值计，屈服应力YS:630MPa以上，抗拉强度TS:780930MPa，屈强比YR:90%以下。(韧性评价方法)从圆形钢管的外面侧，在钢板的t/4部(t为板厚)的管轴向(相当于钢板的主轧制方向)上，提取JISZ2204V切口冲击试验片，依据JISZ2242的要领进行摆锤冲击试验(3次试验的平均值)，测定温度为一20。C的平均吸收能vE-2Q。该平均吸收能vE-2o为47J以上的评价为合格。依据JISZ3101所规定的焊接热影响部(HAZ)的最高硬度试验，在圆形钢管的外面侧设置焊道，通过渗透探伤试验就表面裂纹的有无进行调査，通过超声波探伤试验对于内部裂纹的有无进行调查。钢板的显微组成和硬度分布(钢板中央部的硬度、硬度比)显示在下述表3、4中，材质(屈服应力YS、抗拉强度TS、屈强比YR和韧性vE-2o)和焊接性的评价结果显示在表5、6中。还有，在下述表5、6中，作为"焊接性"显示HAZ的最高硬度(Hv)。<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>由这些结果能够进行如下考察。首先，钢No.132(表l、3、5)满足本发明规定的要件，在全部的特性中满足目标值(综合评价〇)。相对于此，钢No.3364(表2、4、6)不满足本发明规定的某一要件，至少某一要求特性劣化(综合评价X)。(实施例2)使用所述表1所示的钢No.lll(化学成分组成满足本发明规定的范围)，根据下述表7所示的各种制造条件(DQ-Q'-T)制造钢板(实验No.120)。使用得到的钢板，通过压弯法成形为圆形钢管。对于得到的圆形钢管与实施例一样，对材质(屈服应力YS、抗拉强度TS、屈强比YR和韧性vE,)和焊接性进行评价。还有，表7的实验No.12、13表示钢坯加热温度脱离本发明规定的范围，实验No.14、15表示终轧温度脱离本发明规定的范围，实验No.15、16表示冷却速度脱离本发明规定的范围，实验No.17表示冷却停止温度脱离本发明规定的范围，实验No.18、19表示淬火温度(淬火时的加热温度)脱离本发明规定的范围，实验No.20、21表示回火温度脱离本发明规定的范围。<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>由此结果可知，为了得到满足本发明规定的要件的圆形钢管，还需要适当地控制制造条件。权利要求1.一种圆形钢管，其特征在于，以质量％计含有C0.01～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn1.60～2.50％、Al0.025～0.090％、Cu0.15～0.70％、Ni0.90～1.60％、Cr0.50～1.35％、Mo0.10～0.30％、Ti0.008～0.025％、B0.0005～0.0025％、N0.0030～0.0060％和Ca0.0005～0.0040％，余量是Fe和不可避免的杂质，所述不可避免的杂质中，P抑制在0.012％以下，S抑制在0.005％以下，O抑制在0.0040％以下，所述圆形钢管的由下式(1)表示的PCM值为0.30％以下，并且满足下述(A)～(C)的要件，PCM值＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+([B]×5)...(1)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]和[B]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的质量百分比含量，(A)除去分别距钢管的表、背面的深度为2mm的表层部的所述钢管的中央部的平均维氏硬度Hv为230～310，(B)在钢管的显微组织中，贝氏体铁素体相的分率为80面积％以上，马氏体相的分率为5面积％以下，(C)分别从钢管的表、背面至2mm深的部分的表层部的平均维氏硬度Hv为所述中央部的平均维氏硬度Hv的1.3倍以下。2.—种制造权利要求1所述的圆形钢管的方法，其特征在于，将由所述化学成分构成的铸锭加热至9501200。C后，使终轧温度为800930。C的范围进行热轧而形成规定的板厚，接着使t/4位置的冷却速度为225。C/秒，水冷至表面温度为350。C以下，然后，再加热至温度700900。C的范围进行淬火处理，在450700t:的温度范围进行回火成为钢板，使用所得到的钢板通过压弯法成形为圆形钢管，其中，t为板厚。全文摘要本发明的钢管，既满足规定的关系式，又调整了化学成分组成，并且满足下述(A)～(C)的要件。(A)除去分别距所述钢管的表、背面深达2mm的表层部的中央部的平均维氏硬度Hv为230～310，(B)在钢管的显微组织中，贝氏体铁素体相的分率为80面积％以上，马氏体相的分率为5面积％以下，(C)分别距所述钢管的表、背面深达2mm的表层部的平均维氏硬度Hv，为所述中央部的平均维氏硬度Hv的1.3倍以下。根据这样的构成，建筑钢筋用途中在位于最高强度级的抗拉强度780MPa级的钢管中，能够达在高强度和低屈强比的并立，并且通过降低因钢管成形时的弯曲加工引起的钢管外面侧的硬度以确保延展性，也一并使熔接中的耐裂纹性提高，由此能够有助于耐震性。文档编号C21D8/10GK101545081SQ20091012969公开日2009年9月30日申请日期2009年3月26日优先权日2008年3月27日发明者小林克壮,盐饱丰明申请人:株式会社神户制钢所