專利名稱：：耐震性優(yōu)異的建筑結(jié)構(gòu)用780MPa級低屈強(qiáng)比圓形鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明主要涉及要求耐震性的面向建筑鋼筋用途的圓形鋼管及其制造方法，特別是涉及抗拉強(qiáng)度在780MPa以上(780級)，屈強(qiáng)比為90%以下的高強(qiáng)度低屈強(qiáng)比圓形鋼管，和用于制造這種圓形鋼管的有用的方法。
背景技術(shù)：
：建筑用鋼材為了確保建筑結(jié)構(gòu)物的耐震性，利用彈性變形后的塑性變形來吸收地震能量，在這一思想之下，由屈服應(yīng)力YS和抗拉強(qiáng)度TS的比(YS/TS)所表示的屈強(qiáng)比YR的上限受到規(guī)定。上述這樣的建筑結(jié)構(gòu)物所適用的圓形鋼管，因?yàn)槭峭ㄟ^對鋼板進(jìn)行擠壓彎曲加工等而被成形，所以會(huì)產(chǎn)生因加工硬化引起的材質(zhì)變化，屈強(qiáng)比YR和鋼管表背面的硬度上升。特別是圓形鋼管的外面?zhèn)?，與板厚中央部比較硬度的上升大，另外形成拉伸應(yīng)力場，因此延展性降低。即具有的固有的問題是，在承受大地震時(shí)的載荷而變形時(shí)，龜裂容易從外面?zhèn)劝l(fā)生，圓形鋼管在四面箱形柱不會(huì)發(fā)生。特別是將附屬金屬模具等焊接到圓形鋼管上時(shí)，由于熱影響部(HAZ)的硬化導(dǎo)致圓形鋼管表面(外表面)的延展性的降低成為問題。于是，作為通過冷成形而制造鋼管的方法，除管線管用鋼管所適用的UOE成形法(Uingpress—Oingpress—expander法)以夕卜，基本采用壓彎冷成形法(以下僅稱為"壓彎法")。上述成形法之中，鋼板厚度厚(例如板厚超過30mm)，需要強(qiáng)加工時(shí)會(huì)采用壓彎法。上述壓彎法是對鋼板的一部分(直線部)進(jìn)行模壓彎曲加工，依次使模壓位置移動(dòng)而成形為圓形的方法，是加工能力高的方法。以這樣的壓彎法成形圓形鋼管時(shí)，圓形鋼管的外表面的硬化變得特別顯著，但作為降低這種硬度的方法己知有去應(yīng)力退火(StressRelieving:以下稱為"SR熱處理")。然而，在780MPa級鋼管的情況下，若以SR熱處理為前提，對歷來的抗拉強(qiáng)度TS:780MPa以上的鋼板應(yīng)用，則合金元素的添加量多，因此在金屬組織中會(huì)含有馬氏體和下貝氏體等極硬質(zhì)的組織，若該硬質(zhì)組織成為主體，則不用說低屈強(qiáng)比YR的特性(以下稱為"低YR性")的確保，在SR熱處理后，連鋼管母材韌性的確保也非常困難，鋼管表面的硬度依然很硬。另一方面，為了降低鋼管表面的硬度，如果使SR熱處理達(dá)到高溫，則鋼管厚中央部的硬度也降低，難以確保作為圓形鋼管的要求強(qiáng)度的抗拉強(qiáng)度TS在780MPa以上。此外，對于建筑材料的要求，不用說高強(qiáng)度和低屈強(qiáng)比特性等機(jī)械的性質(zhì)，確保用于降低建筑成本的大線能量焊接特性和良好的焊接性也很重要，從而不能過度添加合金元素。作為涉及上述這種鋼管的技術(shù)，至今為止提出有各種各樣的技術(shù)。例如在特開2007-270304號中，提出有關(guān)于490MPa以上的壓彎冷成形圓形鋼管的制造方法。該技術(shù)作為490MPa級的圓形鋼管的技術(shù)有用，但分別距鋼板的表、背面深達(dá)lmm的表層部的維氏硬度Hv為140200左右，板厚中央部的硬度進(jìn)一步變低，因此不能適用于780MPa以上的抗拉強(qiáng)度TS。另外在特開2003-3229號中，公開有關(guān)于主組織為鐵素體，硬質(zhì)第二相的分率為1070%的厚鋼板。在該技術(shù)中，由該組織不能穩(wěn)定確?？估瓘?qiáng)度TS在780MPa以上。在該制造方法中，只規(guī)定"冷卻停止溫度在500'C以下"，硬質(zhì)相的穩(wěn)定確保困難，另外成為組織控制要點(diǎn)的軋制結(jié)束溫度為Ar3相變點(diǎn)以上，且冷卻速度為5"C/秒以下，不能在板厚方向穩(wěn)定獲得均勻的金屬組織和硬度。在特開2006-283187號中，提于關(guān)于如下這種高強(qiáng)度、高韌性鋼的制造方法，其是使用適當(dāng)調(diào)整了化學(xué)成分組成的鋼原材，實(shí)施使軋制結(jié)束溫度為Ar3相變點(diǎn)以上的溫度域的熱軋，接著，從Ar3相變點(diǎn)以上的溫度域淬火到30(TC以下后，再加熱到Ac,Ad+150。C的溫度域時(shí)，至再加熱溫度的加熱速度為rC/秒以下，且在AdAc,+15(TC的溫度域的滯留時(shí)間為90秒以內(nèi)。然而在該技術(shù)中，對于金屬組織和板厚方向硬度分布未予以考慮，在實(shí)施擠壓彎曲成形時(shí)，不能抑制外面?zhèn)鹊挠捕鹊挠不?，可預(yù)想無法發(fā)揮作為圓形鋼管時(shí)的良好的耐震性。另外在制造方法中，因?yàn)榈蕉嘤虻募彼偌訜岷蜏魰r(shí)間短，所以存在不能在板厚方向獲得均勻的組織這樣的問題。另一方面，在特開2005-68519號中，提出有一種用于制造超大線能量HAZ韌性優(yōu)異的建筑結(jié)構(gòu)物用高強(qiáng)度厚壁鋼板的方法。該技術(shù)是確保作為建筑結(jié)構(gòu)物進(jìn)行超大線能量焊接時(shí)的良好的HAZ韌性的技術(shù)。然而，該技術(shù)作為對象的鋼板基本上是低強(qiáng)度的(700MPa以下)，對于板厚方向硬度分布未予以考慮，另外C含量較高，軋制溫度也受到設(shè)定，因此在利用壓彎法進(jìn)行成形后的圓形鋼管中，外面?zhèn)鹊挠捕茸兏撸荒馨l(fā)揮良好的耐震性。另外在特開2003-293075號中，提出有一種關(guān)于制管后的表面硬度和屈強(qiáng)比低的高強(qiáng)度鋼管原材。在該技術(shù)中，雖然鋼管原材的強(qiáng)度為780MPa級，但由其成分系難以穩(wěn)定獲得780MPa以上的強(qiáng)度。另外在制造方法中，二相域淬火對于溫度未做任何規(guī)定，不能在板厚方向獲得均勻的金屬組織和硬度。在特開平5-148544號中，公開有關(guān)于用于制造板厚方向的硬度分布均勻的高強(qiáng)度高韌性鋼板的方法。在該技術(shù)中應(yīng)用了一種特殊的制造方法，其是在軋途中先水冷，使之復(fù)熱后進(jìn)行再度軋制，從而在表層部使微細(xì)的加工鐵素體生成，以降低表面的硬度，由此實(shí)現(xiàn)板厚方向的硬度分布的均勻化。然而，在該技術(shù)中存在的問題是，有表層部比板厚內(nèi)部軟化的可能性，用于得到穩(wěn)定的材質(zhì)的量產(chǎn)方向的制造管理困難。另外在該技術(shù)中，對于加工成圓形鋼管后的硬度沒有考慮。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明在這樣的狀況之下而做，其目的在于，提供一種能夠有助于耐震性提高的圓形鋼管及用于制造這種圓形鋼管的有用的方法，其方式是，在建筑鋼筋用途中位于最高強(qiáng)度級的抗拉強(qiáng)度TS:780MPa級的鋼管中，達(dá)成高強(qiáng)度和低屈強(qiáng)比的并立，并且通過降低由鋼管成形時(shí)的彎曲加工引起的鋼管外面?zhèn)鹊挠捕?，以確保延展性，也一并使焊接中的耐裂紋性提高。能夠達(dá)成上述目的的本發(fā)明的圓形鋼管，分別含有C:0.010.06%(質(zhì)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(xì)00馬0%禾口Ca:0.00050.0040%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述不可避免的雜質(zhì)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值為0.30。/o以下，滿足下述(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]分別表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的含量(質(zhì)量％)。(A)除去分別距鋼管的表、背面深達(dá)2mm的表層部的中央部的平均維氏硬度Hv為230310，(B)在鋼管的顯微組織中，貝氏體鐵素體相的分率為80面積％以上，馬氏體相的分率為5面積％以下，(C)分別距所述鋼管的表、背面的深度為2mm的表層部的平均維氏硬度Hv，為所述中央部的平均維氏硬度Hv的1.3倍以下。制造上述這樣的圓形鋼管時(shí)，將由所述化學(xué)成分構(gòu)成的鑄錠加熱至9501200。C后，使終軋溫度為800930。C的范圍進(jìn)行熱軋而成為規(guī)定的板厚，接著使t/4(t:板厚)的位置的冷卻速度為225。C/秒，水冷至表面溫度達(dá)到350。C以下，然后再加熱至溫度700900。C的范圍進(jìn)行淬火處理，在450700。C的范圍進(jìn)行回火而成為鋼板，使用到的鋼板通過壓彎法成形為圓形鋼管即可。根據(jù)本發(fā)明，通過適當(dāng)調(diào)整鋼管的化學(xué)成分組成，并且適當(dāng)控制顯微組織中的各相的面積分率，且使厚度方向的硬度分布適當(dāng)，由此能夠達(dá)成780MPa以上的高強(qiáng)度和低屈強(qiáng)比的并立，并且降低在鋼管成形時(shí)由彎曲加工引起的鋼管外面?zhèn)鹊挠捕?，以確保延展性，也一并使焊接中的耐裂紋性提高，從而能夠?qū)崿F(xiàn)能夠有助于耐震性提高的圓形鋼管。具體實(shí)施例方式本發(fā)明者們?yōu)榱诉_(dá)成780MPa以上的高強(qiáng)度和低屈強(qiáng)比的并立，以及降低由擠壓彎曲加工時(shí)的加工硬化引起的圓形鋼管外面?zhèn)鹊挠不?，而從各種角度進(jìn)行研究。其結(jié)果判明，首先，作為鋼管(即鋼板)的基本的顯微組織，使貝氏體鐵素體相的分率(面積分率)為80%以上，使馬氏體相的面積分率為5%以下很重要[所述(B)的要件]。在此，所謂貝氏體鐵素體相，是由鐵素體在低溫下相變的低C的貝氏體組織的相，粒狀貝氏體鐵素體組織，含有廣義的上貝氏體組織和下貝氏體組織等，但不含多邊鐵素體組織和晶界型鐵素體組織(例如"鋼的貝氏體照片集-l":日本鋼鐵協(xié)會(huì)貝氏體調(diào)查研究部會(huì)，1992)，另外馬氏體相包含MA(Martensite-AusteniteConstituent)。低C的貝氏體鐵素體組織，因?yàn)樘蓟锷?，冷卻速度依存性小，所以鋼板的板厚方向的硬度的均勻性高，另外，由于與通常的多邊鐵素體相比位錯(cuò)密度高，因此相對于變形應(yīng)變的加工硬化量小。由此，將有助于成為鋼管后的厚度方向的硬度分布的均勻化。若貝氏體鐵素體的面積分率低于80%，而馬氏體等硬質(zhì)相的面積分率變多，則圓形鋼管外面?zhèn)鹊挠捕壬仙冃文芰踊?，斷裂延伸率降低。由此，需要貝氏體鐵素體的面積分率至少為80%以上，優(yōu)選為85%以上。另一方面，關(guān)于馬氏體相，從確保鋼管(鋼板)韌性這一觀點(diǎn)出發(fā)，需要將其面積分率抑制在5°/。以下。g卩，若馬氏體相的面積分率超過5%，則硬質(zhì)的馬氏體成為破壞的起點(diǎn)，從而發(fā)生韌性顯著劣化這樣的問題。還有，本發(fā)明的圓形鋼管的顯微組織如上述這樣控制即可，但作為余量也可以包含一部分貝氏體相和鐵素體相等。為了成為上述這樣的顯微組織，也需要適當(dāng)控制制造條件，作為其前提，還需要適當(dāng)控制鋼板的化學(xué)成分組成。作為此基本的方向是，降低C的含量，從而降低圓形鋼管的表面硬度，以及以此前提維持高強(qiáng)度和低屈強(qiáng)比，為此有效的是活用由Cr的適當(dāng)添加帶來的貝氏體鐵素體的生成，和Cu、Ni向該貝氏體鐵素體中的固溶帶來的強(qiáng)度，和由B帶來的淬火組織的強(qiáng)度機(jī)構(gòu)。用于提高鋼板的強(qiáng)度有效的方法是使合金元素量增加。特別是了達(dá)成780MPa級這樣的高強(qiáng)度，就需要較多合金量元素的添加量，從而利用由此帶來的各種強(qiáng)化機(jī)構(gòu)。然而，這種合金元素的增大將招致耐裂紋性這樣的焊接性和焊接接頭的機(jī)械的特性的劣化。本發(fā)者們發(fā)現(xiàn)，通過使適合的合金元素的添加及其含量適當(dāng)化，能夠使高強(qiáng)度和低YR特性并立，并能夠降低由彎曲加工帶來的加工硬化。通過滿足上述的各要件(顯微組織和化學(xué)成分組成)，能夠使板厚方向的硬度分布均勻化，并且使加工硬化量穩(wěn)定化，能夠抑制至圓形鋼管外面下2mm的區(qū)域(距鋼板表面深達(dá)2mm的表層部)與板厚方向中央部[t/2部(t:板厚)]的維氏硬度Hv的比，作為圓形鋼管的耐震性能夠提高。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，決定了本發(fā)明的圓形鋼管化學(xué)成分組成，但含有上述的合金成分(C、Cr、|Ni、B)，對于各元素的范圍限定理由進(jìn)行說明。在本發(fā)明中，如上述，分別含有C:0.010.06%(質(zhì)量°/。的意思，下同)、Si:0.100.40%、Mn:1.602.500/0、Al:0.0250細(xì)％、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，并且需要將由上述(1)式表示的PCM值控制在適當(dāng)?shù)姆秶?，這些元素的范圍限定理由如下。(C:0.010.06%)c具有提高鋼板的強(qiáng)度的效果，是用于控制硬度重要的元素，并且也是使耐裂紋性等焊接性劣化的元素。若C含量低于0.01。/。，則不能確保必要的母材(鋼板)強(qiáng)度。然而，若C含量超過0.06。/。，則由于表層部的馬氏體相變致使板厚方向的硬度分布變大。另外，島狀馬氏體[含有馬氏體、奧氏體的混合相(M-A相)]過剩地生成，HAZ變得過硬，裂紋容易發(fā)生，成為地震時(shí)的破壞的發(fā)生點(diǎn)。還有，C含量的優(yōu)選下限為0.02%，優(yōu)選上限為0.05%。(Si:0.100.40%)Si在鋼管的強(qiáng)度提高上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的強(qiáng)化機(jī)構(gòu)，需要使Si含有0.10。/。以上。然而，若Si含量過剩，則母材韌性、HAZ韌性和焊接性劣化，因此為0.40%以下。還有，Si含量的優(yōu)選下限為0.15%，優(yōu)選上限為0.35%。(Mn:1.602.50%)Mn使淬火性提高，作為使強(qiáng)度和韌性共同提高的元素有效。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Mn含有1.60%以上。然而，若過剩地含有Mn，則韌性劣化，因此使其上限為2.50%。還有，Mn含量的優(yōu)選下限為1.80%，優(yōu)選上限為2.20%。(Al:0.0250扁％)Al是用于脫氧和通過游離氮的固定而確保B的淬火性所需要元素。為了發(fā)揮這些效果，需要使之含有0.025%以上，但若過剩含有，則形成氧化鋁系的粗大夾雜物，母材韌性降低，因此需要在0.090%以下。還有，Al含量的優(yōu)選下限為0.035%，優(yōu)選上限為0.080%。(Cu:0.150.70%)Cu在通過固溶強(qiáng)化而使母材強(qiáng)提高上是有用的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Cu含有0.15。/。以上。然而，若Cu含量過剩，則氣割時(shí)產(chǎn)生Cu裂紋，因此需要在0.70%以下。還有，Cu含量的優(yōu)選下限為0.25。/。，更優(yōu)選上限為0.65%。(Ni:0.901.60%)Ni提高母材韌性、HAZ韌性以及提高淬火性而使強(qiáng)度提高，并且在防止Cu裂紋和焊接裂紋上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Ni含有0.90。/。以上。然而，若Ni含量變得過剩，則氧化皮瑕疵容易發(fā)生，因此需要為1.60%以下。還有，Ni含量的優(yōu)選下限為1.10%,優(yōu)選上限為1.35%。(Cr:0.501.35%)Cr在提高淬火性而使強(qiáng)度提高上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，Cr需要含有0.50。/。以上。然而，若Cr含量過剩，則耐焊接裂紋性劣化，因此需要在1.35%以下。還有，Cr含量的優(yōu)選下限為0.60。/。，優(yōu)選上限為1.25%。(Mo:0.100.30%)Mo是提高淬火性而使強(qiáng)度提高的元素，另外是容易生成碳化物的元素。為了發(fā)揮由Mo帶來的淬火性提高效果，需要使Mo含有0.10。/。以上。然而，若MO含量過剩，則淬火性過剩，耐焊接裂紋性劣化，因此需要在0.30%以下。還有，Mo含量的優(yōu)選下限為0.15%，更優(yōu)選上限為0.25%。(Ti:0細(xì)0.025%)Ti與N形成氮化物(TiN)，防止熱軋前的加熱時(shí)的奧氏體晶粒(y粒)的粗大化，是對韌性提高有效的元素。另外通過固溶N而在確保B的淬火性上有效。為了發(fā)揮這些效果，需要使Ti含有0.008。/。以上。然而，若Ti含量過剩，則TiN粗大化，母材韌性劣化，因此需要在0.025%以下。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.010%，優(yōu)選上限為0.018%。(B:0細(xì)50.0025%)游離B存在于Y晶界，在使淬火性提高而實(shí)現(xiàn)母材強(qiáng)度的提高上是有效的元素。若B的含量低于0.0005%，則母材強(qiáng)度的提高效果小，不能確?？估瓘?qiáng)度780MPa以上的強(qiáng)度。然而，若B含量過剩，則夾雜物生成，母材韌性劣化，因此需要在0.0025%以下。還有，B含量的優(yōu)選下限為0.0008%，優(yōu)選上限為0.0020%。(N:0.00300篇0%)N生成TiN，防止熱軋前的加熱時(shí)的Y粒的粗大化，在使母材韌性和HAZ韌性提高上是有效的元素。若N含量低于0.0030%,則TiN不足，加熱Y粒變得粗大，韌性劣化，因此需要使之含有0.0030%以上。另外，若N含量過剩而超過0.0060%，則由于彎曲加工造成的脆化而使鋼管的韌性劣化。還有，N含量的優(yōu)選下限為0.0035%，優(yōu)選上限為0.0055%。(Ca:0扁50據(jù)0%)Ca在使MnS球狀化而使其對于耐焊接裂紋性無害化上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Ca含有0.0005。/。以上。然而，若Ca含量超過0.0040%而變得過剩，則使夾雜物粗大化，使母材韌性劣化。還有，Ca含量的優(yōu)選下限為0.0015。/o，優(yōu)選上限為0.0030%。(PCM值0.30%以下)由前述(1)式表示的PCM值，是作為防止因焊接施工造成的低溫裂紋的指標(biāo)最一般性的要件。為了防止焊接裂紋，需要PCM值在0.30%以下。PCM優(yōu)選為0.28%以下。在本發(fā)明的圓形鋼管中，上述成分以外由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成(例如P、S、O等)，但也能夠含有熔煉上不可避免混入的微量成分(允許成分)(例如Zr、H等)，這樣的圓形鋼管也包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。但是，對于作為不可避免的雜質(zhì)的P、S、O等，從下述的觀點(diǎn)出發(fā)，需要將其分別抑制在下述的范圍內(nèi)。(P:0.012%以下)作為不可避免的雜質(zhì)的p，對母材、焊接部的韌性帶來不利影響，為了不招致這樣的問題，所以需要將其含量抑制在0.012%以下，優(yōu)選在0.010%以下。(S:0,005%以下)S形成MnS而使耐焊接裂紋性劣化，因此優(yōu)選盡可能少的方面。從這一觀點(diǎn)出發(fā)，8量需要抑制在0.005%以下，優(yōu)選在0.003%以下。(0:0.0040%以下)o與各種元素結(jié)合而形成氧化物。此氧化物根據(jù)情況而粗大化，成為使母材韌性劣化的原因。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，需要O含量在0.0040%以下，若比這一含量過剩，則氧化物粗大化。優(yōu)選抑制在0.0030%以下。在本發(fā)明的圓形鋼管中，還需要除去分別距所述鋼管的表、背面(構(gòu)成鋼管的鋼板的表、背面)深達(dá)2mm的表層部的中央部的平均維氏硬度Hv為230310[所述(A)的要件]。該維氏硬度Hv與抗拉強(qiáng)度TS相關(guān)，為了得到期望的抗拉強(qiáng)度TS和屈強(qiáng)比YR，還需要鋼管厚中央部的平均維氏硬度Hv為230310。所謂這時(shí)的平均維氏硬度Hv，是以2mm間隔連續(xù)測定從距鋼管厚度截面的表面深4mm的位置向背面?zhèn)鹊姆较蚓啾趁?mm的位置的硬度，將該值平均化。鋼板厚度中央部的平均維氏硬度Hv低于230時(shí)，雖然能確保低屈強(qiáng)比YR，但抗拉強(qiáng)度TS低于780MPa，不滿足強(qiáng)度。另外，若鋼管厚度中央部的平均維氏硬度Hv超過310，則抗拉強(qiáng)度過大，屈強(qiáng)比YR也變高。在本發(fā)明的圓形鋼管中，還需要分別距所述鋼板的表、背面深達(dá)2mm的表層部的平均維氏硬度Hv,為所述中央部的平均維氏硬度Hv的1.3倍以下[所述(C)的要件]。所謂該表層部的平均維氏硬度，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點(diǎn)的平均值。若表層部與鋼管厚度中央部的硬度的比超過1.3，則表層部的塑性變形能降低，因此大地震時(shí)的大載荷造成的拉伸應(yīng)力發(fā)生作用時(shí)，表層部的延展性不能追隨，有從表面發(fā)生龜裂的危險(xiǎn)性。此外，有附屬金屬焊接時(shí)，焊接的HAZ硬化部成為龜裂發(fā)生的起點(diǎn)，脆性龜裂在表層部的低延展性低韌性部發(fā)生傳播，存在圓形鋼管發(fā)生脆性裂紋的可能性。該比值優(yōu)選為1.25倍以下。為了制造本發(fā)明的圓形鋼管，只要將由所述這樣的化學(xué)成分構(gòu)成的鑄錠加熱至9501200。C后，使終軋溫度為800930。C的范圍進(jìn)行熱軋而成為規(guī)定的板厚，接著使t/4(t:板厚)的位置的冷卻速度為225。C/秒，水冷至表面溫度達(dá)到350。C以下，然后再加熱至溫度700900。C的范圍進(jìn)行淬火處理，在450700。C的范圍進(jìn)行回火而成為鋼板，使用到的鋼板通過壓彎法成形為圓形鋼管即可，規(guī)定各工序的條件的理由如下。(將鑄錠加熱至9501200°C)該加熱溫度對熱軋前的組織控制有很大影響。若加熱溫度低于950。C，則軋制最終軋道(終軋)溫度低于800。C，水冷前鐵素體從表面析出，不能確保780MPa以上的母材強(qiáng)度，并且板厚方向的硬度分布無法均勻。另一方面，若加熱溫度超過1200°C，則Y粒徑的粗大化造成母材韌性劣化。(使終軋溫度為800930。C的范圍進(jìn)行熱軋而成為規(guī)定的板厚)控制冷卻是以此前的組織控制為前提，因此需要對控制軋制下的軋制結(jié)束溫度(終軋溫度)和冷卻開始溫度進(jìn)行管理。若終軋溫度低于S00。C，則冷卻開始前鐵素體析出，不能獲得期望的強(qiáng)度。另外，若終軋溫度超過930°C，則冷卻前組織粗大，母材韌性劣化，板厚方向的硬度分布變大。終軋溫度優(yōu)選為低于900°C。(t/4(t:板厚)的位置的冷卻速度為225。C/秒)軋制后的冷卻工序(DQ)是用于進(jìn)行組織控制的重要的工序。這時(shí)的冷卻速度低于2。C/秒時(shí)，將不能確保作為期望的組織的貝氏體鐵素體(貝氏體)的面積分率在80%以上。冷卻速度大的另一方向，雖然會(huì)使貝氏體鐵素體組織微細(xì)化，韌性提高，但若冷卻速度超過25。C/秒，則在接近表面的組織中，作為有害組織的馬氏體(含MA)增大，母材韌性劣化，并且強(qiáng)度過大，表面硬化，因此延展性(延伸性能)降低。還有，作為測定冷卻速度的位置之所以為t/4(t:板厚)，是因?yàn)檫@里是發(fā)揮鋼板的平均的性能的位置。(冷卻停止溫度鋼板的表面溫度為350。C以下)在冷卻停止溫度作用下，馬氏體和下貝氏體有存在形態(tài)變化，強(qiáng)度改變。若冷卻停止溫度超過350。C，則板厚中央部的低溫相變組織變少，強(qiáng)度降低，并且在板厚方向相變組織和板厚方向硬度分布不均勻。為了在板厚方向均勻地相變，需要冷卻停止溫度為350。C以下。(溫度再加熱至700900。C的范圍進(jìn)行淬火處理)為了得到實(shí)現(xiàn)低YR特性的軟質(zhì)相和硬質(zhì)相的復(fù)合組織，有效的方法是加熱至Ac,和Ac3之間的二相域的溫度。為此溫度為700900°C，通過加熱到二相域的溫度，一部分通過回火而成為軟質(zhì)組織，一部分逆相變?yōu)閵W氏體相，經(jīng)其后的冷卻成為硬質(zhì)組織。通過該二相域溫度控制使硬質(zhì)相的面積分率和硬度變化，能夠控制YS、TS、YR。再加熱溫度低于700。C時(shí)，不能確保780MPa以上的強(qiáng)度。若再加熱溫度超過900。C，雖然強(qiáng)度高，但不能達(dá)成85。/o以上的低YR。再加熱到700900。C后，一部分逆相變?yōu)閵W氏體，通過其后的淬火(水冷)，奧氏體相直接相變?yōu)橛操|(zhì)相。還有，該硬質(zhì)相和軟質(zhì)相的組織極其微細(xì)，因此以光學(xué)顯微鏡難以辨別，此硬質(zhì)相和軟質(zhì)相相結(jié)合的復(fù)合組織整體為貝氏體鐵素體(貝氏體)相。(在450700。C的范圍進(jìn)行回火(T))回火處理雖然會(huì)使強(qiáng)度降低，但對于使屈強(qiáng)比YR降低、使韌性提高、另外使表面部的硬度降低有效。這種情況下，如果回火溫度在450700。C的溫度范圍，則能夠抑制強(qiáng)度的過度降低，能夠得到適當(dāng)?shù)那鼜?qiáng)比YR、韌性，能夠降低表面硬度。若回火溫度低于450°C，則韌性提高和表面硬度的降低不充分。另一方面，若回火溫度超過700。C，則不能取得期望的強(qiáng)度(TS、YS)。(通過壓彎法成形為圓形鋼管)最終通過壓彎法對鋼管進(jìn)行冷彎曲而成為鋼管。如前述，如果是管線管所適用的這種板厚30mm以下的鋼板，則通過UOE成形法制造圓形鋼管，但建筑結(jié)構(gòu)物用圓形鋼管在板厚厚，強(qiáng)度高時(shí)，需要通過壓彎法(即擠壓彎曲加工)成形為圓形鋼管。這一方法的應(yīng)用中，因?yàn)槭沁M(jìn)行D/t:1020的強(qiáng)加工，所以表面的彎曲加工應(yīng)變大，表面的加工硬化大。因此，通過使用如上述方式制造的鋼板進(jìn)行擠壓彎曲成形，能夠制造表面硬度低的圓形鋼管。(圓形鋼管熱處理)成形為圓形鋼管后，也可以不實(shí)施SR熱處理。根據(jù)本發(fā)明方法，因?yàn)楦邚?qiáng)度下YR低，鋼管厚度方向的硬度分布的均勻性優(yōu)異，所以也可以基本上不進(jìn)行SR熱處理。但是，在進(jìn)行D/t《15左右的強(qiáng)彎曲加工時(shí)，因?yàn)榇嬖赮R超過90。/。的可能性，所以能夠進(jìn)行SR處理，該熱處理溫度為350650。C的溫度范圍。低于350。C時(shí)，沒有YR降低效果。另一方面，若超過650。C，貝UYR、TS的降低大，不能確保780MPa以上的強(qiáng)度。以下，通過實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能夠符合前、后述宗旨的范圍當(dāng)然可以加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。實(shí)施例(實(shí)施例1)通過通常的熔煉法熔煉下述表1、2所示的化學(xué)成分組成的鋼，成為鋼坯后，實(shí)施熱軋、加速冷卻(軋制后的冷卻)、二相域淬火、回火，制造鋼板。使用得到的鋼板，通過壓彎法成形為圓形鋼管。還有，在表l、2中，也顯示了關(guān)于由前述(1)式所規(guī)定的PCM值。這時(shí)的制造條件如下述。(制造條件)在鋼No.l60中，將鑄錠加熱至H50土50。C后，使終軋溫度(表面溫度)在900土30。C的范圍進(jìn)行熱軋，達(dá)到板厚60mm，接著t/4(t:板厚)的位置的冷卻速度控制在525。C/秒，使冷卻停止時(shí)的表面溫度為250°C以下。此外，使二相域熱處理溫度為700850。C而進(jìn)行淬火處理，在450650。C的溫度范圍回火而成為鋼板，使用得到的鋼板，通過壓彎法成形為圓形鋼管。這時(shí)的彎曲加工度為，設(shè)圓形鋼管的直徑為D(mm),設(shè)鋼板厚度為t(mm時(shí))，D/t為10(t/D=0.1)。另一方面，在鋼No.6164中，改變以下的條件來制造鋼板，成形為圓形鋼管。鋼No.61上述條件之中，使回火溫度為720。C。鋼No.62上述條件之中，使二相域熱處理溫度為930。C而進(jìn)行淬火，并使之后的回火溫度400。C。鋼No.63上述條件之中，使終軋溫度為750。C而進(jìn)行軋制，使冷卻后的再加熱(Q，)溫度680。C。鋼No.64上述條件之中，進(jìn)行二相域熱處理，不進(jìn)行其后的回火。由這些鋼板成形為圓形鋼管與NO.l60—樣，按D/t-10進(jìn)行。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>對于得到的各圓形鋼管，以下述的方法評價(jià)鋼管的顯微組織(各相的面積分率)和硬度，并且根據(jù)下述方法評價(jià)材質(zhì)(屈服應(yīng)力YS、抗拉強(qiáng)度TS、屈強(qiáng)比YR和韌性vE-加)和焊接性。(顯微組織和硬度的測定方法)對顯微組織進(jìn)行圖像分析，由此測定貝氏體鐵素體相和馬氏體相的面積分率，并且測定鋼板表層部的維氏硬度(Hvo)和中央部的維氏硬度(Hv,)(載荷98N)，求得其硬度比(HvD/Hv)。這時(shí)的硬度Hvo、硬度HVl的測定，在厚度方向上以2mm的間隔測定，求得其平均值(例如，表層部的維氏硬度Hv。，為分別距表、背面的深達(dá)2mm的硬度的平均值)。(屈服應(yīng)力YS、抗拉強(qiáng)度TS的評價(jià)方法)從圓形鋼管的外面?zhèn)?，在鋼板的t/4部(t為板厚)的管軸向(相當(dāng)于鋼板的主軋制方向)上，提取JISZ22014號試驗(yàn)片，按JISZ2241的要領(lǐng)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定鋼管的屈服應(yīng)力YS(上屈服點(diǎn)YP或屈服應(yīng)力cja2)、抗拉強(qiáng)度TS、屈強(qiáng)比YR(屈服應(yīng)力YS/抗拉強(qiáng)度TS)。合格標(biāo)準(zhǔn)為，以2次的平均值計(jì)，屈服應(yīng)力YS:630MPa以上，抗拉強(qiáng)度TS:780930MPa，屈強(qiáng)比YR:90%以下。(韌性評價(jià)方法)從圓形鋼管的外面?zhèn)?，在鋼板的t/4部(t為板厚)的管軸向(相當(dāng)于鋼板的主軋制方向)上，提取JISZ2204V切口沖擊試驗(yàn)片，依據(jù)JISZ2242的要領(lǐng)進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)(3次試驗(yàn)的平均值)，測定溫度為一20。C的平均吸收能vE-2Q。該平均吸收能vE-2o為47J以上的評價(jià)為合格。依據(jù)JISZ3101所規(guī)定的焊接熱影響部(HAZ)的最高硬度試驗(yàn)，在圓形鋼管的外面?zhèn)仍O(shè)置焊道，通過滲透探傷試驗(yàn)就表面裂紋的有無進(jìn)行調(diào)査，通過超聲波探傷試驗(yàn)對于內(nèi)部裂紋的有無進(jìn)行調(diào)查。鋼板的顯微組成和硬度分布(鋼板中央部的硬度、硬度比)顯示在下述表3、4中，材質(zhì)(屈服應(yīng)力YS、抗拉強(qiáng)度TS、屈強(qiáng)比YR和韌性vE-2o)和焊接性的評價(jià)結(jié)果顯示在表5、6中。還有，在下述表5、6中，作為"焊接性"顯示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>由這些結(jié)果能夠進(jìn)行如下考察。首先，鋼No.132(表l、3、5)滿足本發(fā)明規(guī)定的要件，在全部的特性中滿足目標(biāo)值(綜合評價(jià)〇)。相對于此，鋼No.3364(表2、4、6)不滿足本發(fā)明規(guī)定的某一要件，至少某一要求特性劣化(綜合評價(jià)X)。(實(shí)施例2)使用所述表1所示的鋼No.lll(化學(xué)成分組成滿足本發(fā)明規(guī)定的范圍)，根據(jù)下述表7所示的各種制造條件(DQ-Q'-T)制造鋼板(實(shí)驗(yàn)No.120)。使用得到的鋼板，通過壓彎法成形為圓形鋼管。對于得到的圓形鋼管與實(shí)施例一樣，對材質(zhì)(屈服應(yīng)力YS、抗拉強(qiáng)度TS、屈強(qiáng)比YR和韌性vE,)和焊接性進(jìn)行評價(jià)。還有，表7的實(shí)驗(yàn)No.12、13表示鋼坯加熱溫度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，實(shí)驗(yàn)No.14、15表示終軋溫度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，實(shí)驗(yàn)No.15、16表示冷卻速度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，實(shí)驗(yàn)No.17表示冷卻停止溫度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，實(shí)驗(yàn)No.18、19表示淬火溫度(淬火時(shí)的加熱溫度)脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，實(shí)驗(yàn)No.20、21表示回火溫度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍。<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>由此結(jié)果可知，為了得到滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的圓形鋼管，還需要適當(dāng)?shù)乜刂浦圃鞐l件。權(quán)利要求1.一種圓形鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)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和不可避免的雜質(zhì)，所述不可避免的雜質(zhì)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，所述圓形鋼管的由下式(1)表示的PCM值為0.30％以下，并且滿足下述(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]分別表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和B的質(zhì)量百分比含量，(A)除去分別距鋼管的表、背面的深度為2mm的表層部的所述鋼管的中央部的平均維氏硬度Hv為230～310，(B)在鋼管的顯微組織中，貝氏體鐵素體相的分率為80面積％以上，馬氏體相的分率為5面積％以下，(C)分別從鋼管的表、背面至2mm深的部分的表層部的平均維氏硬度Hv為所述中央部的平均維氏硬度Hv的1.3倍以下。2.—種制造權(quán)利要求1所述的圓形鋼管的方法，其特征在于，將由所述化學(xué)成分構(gòu)成的鑄錠加熱至9501200。C后，使終軋溫度為800930。C的范圍進(jìn)行熱軋而形成規(guī)定的板厚，接著使t/4位置的冷卻速度為225。C/秒，水冷至表面溫度為350。C以下，然后，再加熱至溫度700900。C的范圍進(jìn)行淬火處理，在450700t:的溫度范圍進(jìn)行回火成為鋼板，使用所得到的鋼板通過壓彎法成形為圓形鋼管，其中，t為板厚。全文摘要本發(fā)明的鋼管，既滿足規(guī)定的關(guān)系式，又調(diào)整了化學(xué)成分組成，并且滿足下述(A)～(C)的要件。(A)除去分別距所述鋼管的表、背面深達(dá)2mm的表層部的中央部的平均維氏硬度Hv為230～310，(B)在鋼管的顯微組織中，貝氏體鐵素體相的分率為80面積％以上，馬氏體相的分率為5面積％以下，(C)分別距所述鋼管的表、背面深達(dá)2mm的表層部的平均維氏硬度Hv，為所述中央部的平均維氏硬度Hv的1.3倍以下。根據(jù)這樣的構(gòu)成，建筑鋼筋用途中在位于最高強(qiáng)度級的抗拉強(qiáng)度780MPa級的鋼管中，能夠達(dá)在高強(qiáng)度和低屈強(qiáng)比的并立，并且通過降低因鋼管成形時(shí)的彎曲加工引起的鋼管外面?zhèn)鹊挠捕纫源_保延展性，也一并使熔接中的耐裂紋性提高，由此能夠有助于耐震性。文檔編號C21D8/10GK101545081SQ20091012969公開日2009年9月30日申請日期2009年3月26日優(yōu)先權(quán)日2008年3月27日發(fā)明者小林克壯,鹽飽豐明申請人:株式會(huì)社神戶制鋼所