用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板及其制造方法

摘要

本发明提供适合作为用于面向建筑结构构件的方形钢管的原材料的厚壁热轧钢板。该钢板以质量％计，含有C：0.07～0.18％、Mn：0.3～1.5％、Al：0.01～0.06％、N：0.006％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以铁素体为主相，具有包含珠光体或者珠光体和贝氏体的第二相，并且第二相频率为0.20～0.42，包含主相和第二相的平均结晶粒径为7～15μm。若使用该厚壁热轧钢板通过冷成形制造方形钢管，则能够制成具备低屈服比和高韧性的方形钢管。

说明书

技术领域

本发明涉及用于面向建筑结构构件的方形钢管的热轧钢板，特别 是涉及以热轧钢板作为原材料在冷态下通过辊轧成形而制造的方形钢 管(方柱)的低屈服比化、韧性的进一步提高。需要说明的是，对于热轧 钢板而言，包括热轧钢板、热轧钢带。

背景技术

方形钢管通常以热轧钢板(热轧钢带)或厚板作为原材料通过冷成 形来制造。制造方形钢管时，作为所使用的冷成形，有冲压成形、辊 轧成形。以热轧钢带作为原材料，利用辊轧成形制造方形钢管的情况 下，通常首先将热轧钢带成形为圆形钢管，然后对该圆形钢管施加冷 成形而制成方形钢管。与利用冲压成形制造方形钢管的方法相比，上 述利用辊轧成形制造方形钢管的方法具有生产率高的优点。然而，在 利用辊轧成形制造方形钢管的方法中，在向圆形成形时，在管轴方向 导入较大的加工应变，并且由圆形冷成形为方形时，在方形钢管的平 坦部受到与弯曲成形为圆形时反方向的弯曲恢复成形。因此，对于利 用辊轧成形制造的方形钢管而言，存在如下问题：管轴方向的屈服比 容易上升，进而因包辛格效应等导致延展性、韧性容易下降。

针对上述问题，例如在专利文献1中记载了如下所述的用于低屈 服比高韧性方形钢管的钢材的制造方法，该制造方法在加热温度： 1150～1250℃、终轧温度：800～870℃的条件下对如下钢实施热轧， 在500～650℃的条件下进行卷取，所述钢以重量％计含有C：0.03～ 0.25％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.30～2.00％、P：0.020％以下、S：0.020％ 以下、O：50ppm以下、H：5ppm以下、Al：0.150％以下、Ti：0.050％ 以下、V：0.100％以下、Nb：0.080％以下、Zr：0.050％以下、B：0.0050％ 以下中的一种或两种以上，按照满足N≤(1/5){(1/2)Al+(1/1.5)Ti+ (1/3.5)V+(1/6.5)Nb+(1/6.5)Zr+B}的关系的方式含有N。

另外，在专利文献2中记载了如下所述的屈服比低、低温韧性优 良的方管的制造方法，该制造方法将低碳钢钢管加热至Ac₃-250℃～ Ac₃-20℃，接着以15℃/秒以上的冷却速度进行骤冷后，在冷态下成形 为方管，进而在200～600℃的温度范围进行回火。根据专利文献2中 所记载的技术，通过依次实施双相区加热后骤冷、冷成形和回火，除 去管成形中的加工硬化的影响，能够制造低屈服比且高韧性的方管。

另外，在专利文献3中记载了一种虽未表明用于方钢管但具有高 成形性和低屈服比的钢板。专利文献3中所记载的钢板为如下所述的 屈服强度和屈服比的变动小的钢板，该钢板以质量％计含有C：0.0002～ 0.1％、Si：0.003～2.0％、Mn：0.003～3.0％、Al：0.002～2.0％，进一 步含有下述组中的一组或两组以上：含有B：0.0002～0.01％的第一组； 含有合计为0.005～1.0％的来自Ti、Nb、V、Zr中的一种或两种以上的 第二组；含有合计为0.005～3.0％的来自Cr、Mo、Cu、Ni中的一种或 两种以上的第三组；含有Ca：0.005％以下和稀土元素：0.20％以下的 第四组，另外，作为杂质含有P：0.0002～0.15％、S：0.0002～0.05％、 N：0.0005～0.015％，并且，铁素体相的平均结晶粒径为大于1μm且 50μm以下，铁素体相的体积分数为70％以上，铁素体相的长径比为5 以下，且铁素体晶界的70％以上由大角晶界构成，并且余量相中体积 分数最大的第二相的平均结晶粒径为50μm以下。

另外，在专利文献4中记载了一种加工用热轧钢板。专利文献4 中所记载的热轧钢板是具有如下组成和组织的钢板，所述组成为：以 重量％计含有C：0.01～0.2％、Si：0.01～0.3％、Mn：0.1～1.5％、Al： 0.001～0.1％，将P、S、N调整为规定值以下而含有；所述组织为：具 有作为主相的多边形铁素体和硬质第二相，硬质第二相的体积分数为 3～20％，硬度比(硬质第二相硬度/多边形铁素体硬度)为1.5～6，粒径 比(多边形铁素体粒径/硬质第二相粒径)为1.5以上。在专利文献4所记 载的技术中，通过冲压所带来的应变导入和涂装烧结处理，能够制造 可确保60MPa以上的BH量的热轧钢板，即使是370～490MPa级别的 热轧钢板，也能够稳定地制造具有与应用540～640MPa级别钢板时同 等强度的冲压成形零件。

另外，在专利文献5中记载了一种脆性裂纹产生特性优良的钢板 的制造方法。在专利文献5所记载的技术中，通过热轧得到了如下钢 板，该钢板具有满足C：0.03～0.2％、Si：0.5％以下、Mn：1.8％以下、 Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下的组成，且显微组织由铁素体组织和 珠光体组织构成，对该钢板实施使从板厚正反面起各自5～15％的区域 以4～15℃/秒的平均冷却速度冷却至450～650℃的温度以下的第一次 冷却，接着回热至Ar₃相变点以下，然后以1～10℃/秒的平均冷却速度 实施第二次冷却。由此，得到了COD特性、进而低温韧性优良、耐脆 性裂纹产生特性优良的钢板，该钢板从板厚正反面起各自5～15％的区 域具有等效圆平均直径：4μm以下、长径比：2以下的微细的铁素体晶 粒，板厚的50～75％的区域具有等效圆平均直径：7μm以下、长径比： 2以下的微细的铁素体晶粒。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平08-246095号公报

专利文献2：日本特开平03-219015号公报

专利文献3：日本特开2002-241897号公报

专利文献4：WO2005/028693A1

专利文献5：日本特开2001-303168号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，对于通过专利文献1所记载的技术制造的钢材而言，屈服 比充其量为81～85％左右，不能确保80％以下的低屈服比，除此以外， 0℃下的吸收能有时也低于100J，存在不一定能够稳定地确保高韧性的 问题。另外，在专利文献2所记载的技术中，需要实施双相区加热后 骤冷和回火这两种热处理，存在如下问题：工序繁杂、生产率降低， 并且制造成本高涨。

而且，若将专利文献3中所记载的钢板用作原材料，制成圆形钢 管后，通过冷成形制成方形钢管，则存在如下问题：在方形钢管的平 坦部，冷加工度增大，因此作为方形钢管，很难说能够确保充分的韧 性。另外，若将专利文献4中所记载的钢板作为原材料，制成圆形钢 管后，通过冷成形制成方形钢管，则存在如下问题：在所得到的方形 钢管的平坦部，冷加工度大，屈服强度增加而屈服比上升，并且韧性 降低。进而，专利文献4中所记载的热轧钢板容易发生应变时效，可 以说不适合作为用于通过冷成形制造方形钢管的原材料。

另外，若使用通过专利文献5中所记载的技术而制造的热轧钢板， 通过冷成形而制成方形钢管，则该热轧钢板中，由于铁素体晶粒是微 细的，因此通过冷成形而得到的方形钢管的屈服强度上升，结果导致 屈服比上升。因此，若将通过专利文献5中所记载的技术而制造的热 轧钢板作为原材料，则存在如下问题：作为面向建筑结构构件的方形 钢管，不能达到80％以下这样的低屈服比化。

本发明有效地解决了上述的现有技术的问题，其目的在于提供一 种厚壁热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板适合作为用于面向建筑结 构构件的方形钢管的原材料，显示出屈服强度：215MPa以上、拉伸强 度：400～510MPa的强度和75％以下的低屈服比，具备在试验温度：0℃ 下、优选为试验温度：-30℃下夏比冲击试验的吸收能达到180J以上的 高韧性。

作为本发明目标的厚壁热轧钢板为如下钢板：其具有上述特性， 而且对于以该钢板作为原材料通过冷成形制造的方形钢管而言，在管 轴方向显示出屈服强度：295～445MPa、拉伸强度：400～550MPa的 强度和80％以下的低屈服比，具备在试验温度：0℃、优选为试验温度： -30℃下夏比冲击试验的吸收能达到150J以上的高韧性。

需要说明的是，此处所谓的“厚壁热轧钢板”是指板厚为6mm以 上且25mm以下的热轧钢板。

用于解决问题的方法

为了达到上述目的，本发明人针对各种因素对以热轧钢板作为原 材料通过冷成形制造的方形钢管的屈服比、韧性所带来的影响进行了 深入研究。结果发现：用作原材料的热轧钢板的组织、特别是第二相 的存在对通过冷成形制造的方形钢管的屈服比、韧性有很大影响。

以往以来，在包含铁素体相和其以外的第二相的复合组织中，认 为相比于铁素体，脆性裂纹更容易传播的硬质的第二相的存在导致韧 性降低。然而，发现利用通常所使用的第二相的体积分数、第二相的 平均粒径不能很好地评价韧性。这是因为，第二相有时以块状存在、 有时沿晶界存在，因其存在方式，第二相体积分数和平均粒径差异很 大。若利用通常所使用的第二相的体积分数、平均结晶粒径来评价第 二相对韧性的影响，则沿晶界存在的第二相的影响会被低估。

因此，本发明人进行了进一步研究，结果发现，关于第二相对通 过冷成形制造的方形钢管的韧性、屈服比的影响，如果使用作为原材 料的热轧钢板的第二相频率以及包含作为主相的铁素体和第二相的平 均粒径，则能够很好地进行评价。需要说明的是，此处所谓的“第二 相频率”是指按照如下所述求出的值。

首先，使用光学显微镜、扫描电子显微镜对作为原材料的热轧钢 板的轧制方向截面(L截面)组织进行拍摄。在所得到的组织照片中，如 图1所示，在轧制方向和板厚方向分别绘制出规定条数的规定长度的 线段，对于主相、第二相各相分别测定出与该线段交叉的晶粒的粒数。 需要说明的是，线段的端部停留于晶粒内时，记为0.5个。求出所得到 的与各线段交叉的第二相的合计粒数(第二相的粒数)与所得到的与各 线段交叉的各相的粒数的合计粒数(总粒数)之比(第二相的粒数)/(总粒 数)，定义为第二相频率。需要说明的是，各线段的规定长度可以根据 组织的尺寸而适当确定。

接着，对作为本发明的基础的实验结果进行说明。将以质量％计 组成为0.09～0.15％C-0.01～0.18％Si-0.43～1.35％Mn-0.017～ 0.018％P-0.0025～0.0033％S-0.031～0.040％Al-余量由Fe和不可避免 的杂质构成的板坯(壁厚：230mm)加热/均热至1200～1270℃后，实施 包括粗轧、精轧的热轧，制成热轧钢带(板厚：16～25mm)，卷取成卷 材状。需要说明的是，精轧是使总轧制率为40～52％、精轧结束温度 为750～850℃的轧制，精轧结束后，进行加速冷却。另外，卷取温度 设定为550～600℃，卷取成卷材状后，进行自然冷却。

接着，以所得到的热轧钢带作为原材料，通过冷辊轧成形制造出 圆形钢管后，进一步在冷态下进行辊轧成形而制成方形钢管(250mm见 方～550mm见方)。

按照拉伸方向为管长度方向的方式依照JIS Z2210的规定从所得 到的方形钢管的平坦部裁取JIS5号拉伸试验片，依照JIS Z2241的规 定实施拉伸试验，求出屈服比。另外，按照管长度方向为试验片长度 方向的方式从所得到的方形钢管的平坦部的板厚1/4t位置裁取V缺口 试验片，依照JIS Z2242的规定在试验温度：0℃下实施夏比冲击试验， 求出吸收能(J)。

需要说明的是，从作为方形钢管的原材料而使用的热轧钢带裁取 以轧制方向截面(L截面)的板厚1/4t位置作为观察面的用于组织观察的 试验片，进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用光学显微镜或扫描显 微镜进行组织观察。针对所得到的组织照片，使用图像分析装置，求 出各相的体积分数，进而通过切断法求出各相的平均结晶粒径，进而 求出包含主相、第二相的平均结晶粒径。

另外，如图1所示，在所得到的组织照片中在轧制方向和板厚方 向分别绘制出6条长度为125μm的线段，测定与这些线段交叉的各相 的结晶粒数。并且，根据所得到的与线段交叉的各相的结晶粒数，计 算出以下式第二相频率＝(与线段交叉的第二相粒子的粒数)/(与线段交 叉的主相粒子和第二相粒子的合计粒数)定义的第二相频率。需要说明 的是，第二相为珠光体和贝氏体，主相为多边形铁素体。

将所得到的冷成形方形钢管平坦部的(a)屈服比YR和(b)试验温 度：0℃下的夏比冲击试验的吸收能vE₀与用作原材料的热轧钢带的第 二相频率的关系示于图2中。另外，将所得到的冷成形方形钢管平坦 部的(a)屈服比YR和(b)试验温度：0℃下的夏比冲击试验的吸收能vE₀与用作原材料的热轧钢带的包含主相、第二相的平均结晶粒径的关系 示于图3中。

根据图2可知，冷成形方形钢管平坦部的屈服比YR和夏比冲击 试验的吸收能vE₀均能够通过使用第二相频率而偏差少地进行整理，第 二相频率对冷成形方形钢管的韧性、屈服比有很大影响。另外，根据 图3可知，冷成形方形钢管平坦部的屈服比YR和夏比冲击试验的吸收 能vE₀也是均能够通过使用包含主相(铁素体)、第二相(珠光体、贝氏体) 的平均结晶粒径而偏差少地进行整理，这种平均结晶粒径对冷成形方 形钢管的韧性、屈服比有很大影响。需要说明的是，若骤冷后从表面 到1/4t附近的组织形成以贝氏体为主相的组织，则屈服比显著上升。

另外，根据图2、图3可知，作为本发明的目标之一的冷成形方 形钢管的屈服比YR：80％以下通过分别将第二相频率调整为0.20以上、 将包含主相(铁素体)、第二相(珠光体、贝氏体)的平均结晶粒径调整为 7μm以上而能够达到。另外，作为本发明的目标之一的冷成形方形钢 管的夏比冲击试验的吸收能vE₀：150J以上通过分别将第二相频率调整 为0.42以下、将包含主相(铁素体)、第二相(珠光体、贝氏体)的平均结 晶粒径调整为15μm以下而能够达到。

另外，作为参考，分别将所得到的冷成形方形钢管平坦部的夏比 吸收能vE₀与用作原材料的热轧钢带的第二相平均粒径的关系示于图4 中，将vE₀与第二相的组织分数的关系示于图5中。根据图4、图5可 知，vE₀与第二相平均粒径或第二相的组织分数的关系的偏差较大，利 用第二相平均粒径或第二相的组织分数不能很好地对冷成形方形钢管 平坦部的韧性进行评价。

本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。即，本发明的 要点如下所述。

(1)一种用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板，其特 征在于，

具有如下组成：以质量％计，含有C：0.07～0.18％、Mn：0.3～1.5％、 P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.006％以下， 余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且具有如下组织：以铁素体为主相，具有珠光体或者珠光体和 贝氏体作为第二相，以下述(1)式定义的第二相频率为0.20～0.42，包 含主相和第二相的平均结晶粒径为7～15μm，

第二相频率＝(与规定长度的线段交叉的第二相粒子的粒数)/(与 规定长度的线段交叉的主相粒子和第二相粒子的合计粒数)……(1)。

(2)如(1)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢 板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有Si：小于 0.4％。

(3)如(1)或(2)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热 轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自 Nb：0.015％以下、Ti：0.030％以下、V：0.070％以下中的一种或两种 以上。

(4)如(1)～(3)中任一项所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管 的厚壁热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含 有B：0.008％以下。

(5)一种用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板的制 造方法，其特征在于，对钢原材实施热轧工序、冷却工序和卷取工序 而制成热轧钢板时，

使所述钢原材为具有如下组成的钢原材：以质量％计，含有C： 0.07～0.18％、Mn：0.3～1.5％、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al： 0.01～0.06％、N：0.006％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

使所述热轧工序为如下工序：将所述钢原材加热至加热温度： 1100～1300℃后，对该加热后的钢原材实施使粗轧结束温度为1150～ 950℃的粗轧而制成薄板坯，对该薄板坯实施使精轧开始温度为1100～ 850℃、精轧结束温度为900～750℃的精轧而制成热轧板，

使所述冷却工序为如下工序：所述精轧结束后立即开始冷却，按 照以表面温度计750～650℃的温度范围的平均冷却速度为20℃/秒以 下、板厚中心部温度到达650℃为止的时间为35秒以内且板厚中心部 的750～650℃的温度范围的平均冷却速度为4～15℃/秒的方式，冷却 至卷取温度，

使所述卷取工序为如下工序：以卷取温度：500～650℃进行卷取， 然后自然冷却。

(6)一种用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板的制 造方法，其特征在于，对钢原材实施热轧工序、冷却工序和卷取工序 而制成热轧钢板时，

使所述钢原材为具有如下组成的钢原材：以质量％计，含有C： 0.07～0.18％、Mn：0.3～1.5％、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al： 0.01～0.06％、N：0.006％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

使所述热轧工序为如下工序：将所述钢原材加热至加热温度： 1100～1300℃后，对该加热后的钢原材实施使粗轧结束温度为1150～ 950℃的粗轧而制成薄板坯，对该薄板坯实施使精轧开始温度为1100～ 850℃、精轧结束温度为900～750℃的精轧而制成热轧板，

所述冷却工序为如下工序：所述精轧结束后立即开始冷却，通过 三阶段冷却实施从冷却开始到以板厚中央部温度计到达650℃为止的 时间为35秒以内的冷却，所述三阶段冷却如下构成：按照以表面温度 计使冷却停止温度为550℃以上的方式进行冷却的第一次冷却、该第一 次冷却结束后进行3～15秒空冷的第二次冷却和该第二次冷却结束后 按照以板厚中央部温度计使750～650℃的温度范围的平均冷却速度为 4～15℃/秒的冷却速度冷却至650℃以下的第三次冷却，

使所述卷取工序为如下工序：以卷取温度：500～650℃进行卷取， 然后自然冷却。

(7)如(5)或(6)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热 轧钢板的制造方法，其特征在于，所述精轧的总轧制率为35～70％。

(8)如(5)或(6)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热 轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述钢原材的组成的基础上，以 质量％计还含有Si：小于0.4％。

(9)如(5)或(6)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热 轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述钢原材的组成的基础上，以 质量％计还含有选自Nb：0.015％以下、Ti：0.030％以下、V：0.070％ 以下中的一种或两种以上。

(10)如(5)或(6)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁 热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述钢原材的组成的基础上， 以质量％计还含有B：0.008％以下。

(11)如(6)所述的用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧 钢板的制造方法，其特征在于，在所述三阶段冷却的基础上，在所述 第三次冷却结束后，实施第四次冷却。

(12)一种面向建筑结构构件的方形钢管，其是以(1)～(4)中任一项 所述的厚壁热轧钢板为原材料，通过冷成形制造而成。

发明效果

根据本发明，能够容易且廉价地制造用于面向建筑结构构件的方 形钢管的厚壁热轧钢板，产业上发挥显著的效果。若使用本发明的厚 壁热轧钢板并通过冷成形制造方形钢管，则能够容易地制造在管轴方 向具有屈服强度：295MPa以上、拉伸强度：400MPa以上的强度和80％ 以下的低屈服比，且具备在试验温度：-0℃下显示出150J以上的夏比 冲击试验吸收能的高韧性的方形钢管。

附图说明

图1是表示在第二相频率的测定中使用的线段的一例的说明图。

图2是表示第二相频率对冷成形后的方形钢管的屈服比YR、试验 温度：0℃下的夏比吸收能vE₀所带来的影响的图。

图3是表示平均结晶粒径对冷成形后的方形钢管的屈服比YR、试 验温度：0℃下的夏比吸收能vE₀所带来的影响的图。

图4是表示冷成形后的方形钢管的试验温度：0℃下的夏比吸收能 vE₀与第二相的平均粒径的关系的图。

图5是表示冷成形后的方形钢管的试验温度：0℃下的夏比吸收能 vE₀与第二相组织分数的关系的图。

具体实施方式

本发明厚壁热轧钢板是如下所述的厚壁热轧钢板，该钢板显示出 屈服强度：215MPa以上且拉伸强度：400～510MPa的强度、75％以下 的低屈服比和优选为28％以上的伸长率，且具备在试验温度：0℃、优 选为试验温度：-30℃下夏比冲击试验的吸收能达到180J以上的高韧 性。

首先，对本发明厚壁热轧钢板的组成限定原因进行说明。需要说 明的是，只要没有特别说明，质量％简记为％。

C：0.07～0.18％

C是通过固溶强化而使钢板的强度增加并且有助于作为第二相之 一的珠光体的形成的元素。为了确保所期望的拉伸特性、韧性、以及 所期望的钢板组织，需要含有0.07％以上。另一方面，含有大于0.18％ 则不能得到所期望的钢板组织，不能确保所期望的热轧钢板的、进而 方形钢管的拉伸特性、韧性。因此，C限定为0.07～0.18％的范围。另 外，优选为0.09～0.17％。

Mn：0.3～1.5％

Mn是通过固溶强化而使钢板的强度增加的元素，为了确保所期望 的钢板强度，需要含有0.3％以上。另外，若含有小于0.3％，则招致铁 素体相变开始温度的上升，组织容易粗大化。另一方面，若含有大于 1.5％，则钢板的屈服强度变得过高，因此冷成形而制造的方形钢管的 屈服比升高，不能确保所期望的屈服比。因此，Mn限定为0.3～1.5％ 的范围。另外，优选为0.35～1.4％。

P：0.03％以下

P是在铁素体晶界发生偏析而具有降低韧性的作用的元素，在本 发明中，优选作为杂质尽可能降低，但过度的降低会招致精炼成本的 高涨，因此优选设定为0.002％以上。需要说明的是，可容许至0.03％。 因此，P限定为0.03％以下。另外，优选为0.025％以下。

S：0.015％以下

S在钢中以硫化物的形式存在，如果为本发明的组成范围，则主 要以MnS的形式存在。MnS由于在热轧工序被拉伸得较薄，因而对延 展性、韧性带来不良影响，因此在本发明中优选尽可能降低，但过度 的降低会招致精炼成本的高涨，因此优选设定为0.0002％以上。需要说 明的是，可容许至0.015％。因此，S限定为0.015％以下。需要说明的 是，优选为0.010％以下。

Al：0.01～0.06％

Al是作为脱氧剂而发挥作用并且具有以AlN的形式固定N的作用 的元素。为了得到这种效果，需要含有0.01％以上。若小于0.01％，则 在未添加Si的情况下脱氧力不足，氧化物系夹杂物增加，钢板的洁净 度降低，并且对方形钢管的焊接部品质带来不良影响。另一方面，含 有大于0.06％则固溶Al量增加，方形钢管在焊接时、特别是在大气中 焊接的情况下，在焊接部形成氧化物的风险升高，方形钢管焊接部的 韧性降低。因此，Al限定为0.01～0.06％。另外，优选为0.02～0.05％。

N：0.006％以下

N由于会降低钢板的延展性、方形钢管的焊接性，因此在本发明 中优选尽可能降低，但可容许至0.006％。因此，N限定为0.006％以下。 另外，优选为0.005％以下。

上述成分为基本成分，但在这些基本组成的基础上，还可以根据 需要选择含有Si：小于0.4％、和/或选自Nb：0.015％以下、Ti：0.030％ 以下、V：0.070％以下中的一种或两种以上、和/或B：0.008％以下作 为选择元素。

Si：小于0.4％

Si是通过固溶强化有助于钢板的强度增加的元素，为了确保所期 望的钢板强度，可以根据需要含有。为了得到这种效果，优选含有大 于0.01％，但含有0.4％以上则在钢板表面容易形成被称为红锈的硅酸 铁，表面的外观性状下降的情况增多。因此，含有的情况下，优选设 定为小于0.4％。需要说明的是，特别是在不添加Si的情况下，Si作为 不可避免的杂质其程度为0.01％以下。

选自Nb：0.015％以下、Ti：0.030％以下、V：0.070％以下中的一 种或两种以上

Nb、Ti、V均是具有形成碳化物、氮化物并使结晶粒径微细化的 作用的元素，屈服比倾向于升高。因此，在本发明中，优选不含有， 但只要为不使结晶粒径极微细化的范围、即只要为能够确保包含铁素 体相和第二相(珠光体、贝氏体)的平均粒径计为7μm以上的范围，则 可以含有。这样的含有范围分别为Nb：0.015％以下、Ti：0.030％以下、 V：0.070％以下。

B：0.008％以下

B是具有使冷却过程的铁素体相变延迟，促进形成低温相变铁素 体、即针状铁素体相，从而增加钢板强度的作用的元素，含有B会增 加钢板的屈服比，因此增加方形钢管的屈服比。因此，在本发明中， 只要是方形钢管的屈服比为80％以下这样的范围，则可以根据需要含 有。这样的范围为B：0.008％以下。

上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，作 为不可避免的杂质，O：0.005％以下、N：0.005％以下是能够允许的。

接着，对本发明热轧钢板的组织限定原因进行说明。

本发明热轧钢板具有上述组成，进而具有包含作为主相的铁素体 和第二相的组织。第二相包含珠光体或者珠光体和贝氏体。需要说明 的是，此处所谓的主相是指以面积率计该相占50％以上的情况。

包含珠光体或者珠光体和贝氏体的第二相具有0.20～0.42的第二 相频率。第二相频率小于0.20时，通过冷成形得到的方形钢管的屈服 比大于0.80，不能确保作为用于建築结构部件而要求的屈服比(0.80以 下)。另一方面，若第二相频率大于0.42，则不能确保作为用于建築结 构部件而对方形钢管所要求的以试验温度：0℃下的夏比冲击试验的吸 收能vE₀计为150J以上这样的所期望的韧性。因此，将第二相频率限 定为0.20～0.42的范围。需要说明的是，优选为0.40以下。为了确保 试验温度：-30℃下的夏比冲击试验的吸收能vE_-30为150J以上这样的 高韧性，第二相频率优选设定为0.35以下。需要说明的是，第二相频 率按照下式来定义。

第二相频率＝(与规定长度的线段交叉的第二相粒子的粒数)/(与 规定长度的线段交叉的主相粒子和第二相粒子的合计粒数)

测定方法如前所述。

进而，本发明热轧钢板在具有上述第二相频率的同时，还具有包 含作为主相的铁素体相和第二相的平均结晶粒径为7～15μm的组织。

此处所谓的“包含作为主相的铁素体相和第二相的平均结晶粒径” 是指，对包含作为主相的铁素体相和作为第二相的珠光体相、贝氏体 相的全部晶粒进行测定的平均结晶粒径。该平均结晶粒径的测定为， 针对从热轧钢板的规定位置裁取的组织观察用试验片，对轧制方向截 面(L截面)实施研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀，使用光学显微镜(倍率：500 倍)或扫描电子显微镜(倍率：500倍)对板厚1/4t位置进行组织观察，对 一个视野以上进行拍摄，进行图像处理后，通过切断法计算出平均粒 径。

按照上述方法测定的平均结晶粒径小于7μm时，过于微细，方形 钢管的屈服比不能确保为80％以下。另一方面，若大于15μm而粗大化， 则方形钢管的韧性降低，不能确保所期望的韧性。需要说明的是，从 确保更高韧性的观点出发，优选为12μm以下。具有上述组成和上述组 织的热轧钢板是显示出屈服强度：215MPa以上、拉伸强度：400～ 510MPa的强度和75％以下的低屈服比，且具备在试验温度：0℃下、 优选为试验温度：-30℃下夏比冲击试验的吸收能达到180J以上的高韧 性的钢板。若以这种热轧钢板作为原材料，即使在冷态下进行辊轧成 形而制成方形钢管，也能够制成在管轴方向具有屈服强度：295MPa以 上、拉伸强度：400～550MPa的强度和80％以下的低屈服比且在试验 温度：-0℃下、优选在试验温度：-30℃下夏比冲击试验的吸收能为150J 以上的高韧性的方形钢管。

接着，对本发明热轧钢板的优选制造方法进行说明。本发明热轧 钢板是对具有上述组成的钢原材施以热轧工序、冷却工序和卷取工序 而制造的。

所使用的钢原材是将上述组成的钢水通过转炉、电炉、真空熔炼 炉等通常公知的熔炼方法进行熔炼，并通过连铸法等通常公知的铸造 方法制造成所期望的尺寸。需要说明的是，也可以对钢水进一步实施 钢包精炼等二次精炼。另外，应用铸锭-开坯轧制法代替连铸法也没有 任何问题。

热轧工序中，将具有上述组成的钢原材加热至加热温度：1100～ 1300℃后，实施使粗轧结束温度为950～1150℃的粗轧而制成薄板坯， 对该薄板坯实施使精轧开始温度为1100～850℃、精轧结束温度为 750～900℃的精轧。

加热温度：1100～1300℃

钢原材的加热温度低于1100℃时，被轧制材的变形阻力过大，粗 轧机、精轧机的耐受负荷和轧制扭矩产生不足，难以进行轧制。另一 方面，若高于1300℃，则奥氏体晶粒粗大化，即使通过粗轧、精轧反 复进行奥氏体晶粒的加工、再结晶，也难以进行细粒化，难以确保所 期望的热轧钢板的平均结晶粒径。因此，钢原材的加热温度优选限定 为1100～1300℃。需要说明的是，更优选为1100～1250℃。另外，轧 制机的耐受负荷、轧制扭矩有富裕的情况下，也可以选择1100℃以下 且Ac₃相变点以上的范围的加热温度。钢原材厚度为通常使用的200～ 350mm左右即可，没有特别限定。

加热后的钢原材接着施以粗轧，制成薄板坯。

粗轧结束温度：950～1150℃

加热后的钢原材通过粗轧对奥氏体晶粒进行加工、再结晶从而使 其微细化。粗轧结束温度低于950℃时，粗轧机的耐受负荷、轧制扭矩 容易产生不足。另一方面，若高于1150℃达到高温，则奥氏体晶粒粗 大化，即使之后施加精轧，也难以确保平均结晶粒径：15μm以下这样 的所期望的平均结晶粒径。因此，粗轧结束温度优选限定为950～ 1150℃的范围。该粗轧结束温度范围能够通过调整钢原材的加热温度、 粗轧的道次间的停留、钢原材厚度等来达到。需要说明的是，轧制机 的耐受负荷、轧制扭矩有富裕的情况下，也可以将粗轧结束温度的下 限设定为Ar₃相变点+100℃以上。需要说明的是，薄板坯厚度只要是 能够通过精轧制成所期望的产品厚度的产品板(热轧钢板)即可，无需特 别限定。本发明中，薄板坯厚度为32～60mm左右是适合的。

接着利用串列式轧制机对薄板坯施以精轧，从而制成热轧钢板。

精轧开始温度(精轧输入侧温度)：1100～850℃

精轧中，反复进行轧制加工-再结晶，从而奥氏体(γ)晶粒进行微细 化。若精轧开始温度(精轧输入侧温度)较低，则由于轧制加工而导入的 加工应变容易残留，容易实现γ晶粒的微细化。精轧开始温度(精轧输 入侧温度)低于850℃时，在精轧机内钢板表面附近的温度为Ar₃相变点 以下，生成铁素体的风险增大。所生成的铁素体由于之后的精轧加工 而变为在轧制方向伸长的铁素体晶粒，成为加工性降低的原因。另一 方面，若精轧开始温度(精轧输入侧温度)高于1100℃而达到高温，则上 述精轧所带来的γ晶粒的微细化效果降低，难以确保平均结晶粒径： 15μm以下这样的所期望的热轧钢板的平均结晶粒径。因此，精轧输入 侧温度(精轧开始温度)优选限定为1100～850℃的范围。另外，更优选 为1050～850℃。

精轧结束温度(精轧输出侧温度)：900～750℃

若精轧结束温度(精轧输出侧温度)高于900℃而达到高温，则精轧 时所附加的加工应变不足，不能实现γ晶粒的微细化，因此，难以确保 平均结晶粒径：15μm以下这样的所期望的热轧钢板的平均结晶粒径。 另一方面，精轧结束温度(精轧输出侧温度)低于750℃时，在精轧机内 钢板表面附近的温度为Ar₃相变点以下，形成沿轧制方向伸长的铁素体 晶粒，铁素体晶粒为混合粒子，加工性降低的风险增大。因此，精轧 输出侧温度(精轧结束温度)优选设定为900～750℃的范围。另外，更优 选为850～750℃。

需要说明的是，上述精轧中，更优选将精轧的总轧制率设定为35～ 70％。总轧制率小于35％时，难以能够赋予γ晶粒微细化所需要的充分 的加工应变，难以确保所期望的热轧钢板的平均结晶粒径。另一方面， 若总轧制率大于70％时，则有时轧制机的耐受负荷、轧制扭矩有可能 会不足，并且形成在轧制方向伸长得较长的γ晶粒，结果导致形成伸长 的铁素体晶粒，加工性降低的风险增大。因此，更优选将精轧的总轧 制率设定为35～70％。进一步优选为40～70％。

精轧结束后，实施冷却工序。作为冷却工序提出了冷却方法(1)和 冷却方法(2)这两种冷却方法。

冷却方法(1)

冷却工序中，精轧结束后立即开始热轧钢板的冷却，按照以表面 温度计750～650℃的温度范围的平均冷却速度为20℃/秒以下、到板厚 中心部温度到达650℃为止的时间为30秒以内且板厚中心部的750～ 650℃的温度范围的平均冷却速度为4～15℃/秒的方式，冷却至卷取温 度。需要说明的是，冷却停止温度优选设定为卷取温度～卷取温度+ 50℃。

本发明中所谓的“精轧结束后立即”是指精轧结束后10秒以内。 若在轧制结束后超过10秒开始冷却、即若在高温的停留时间变长，则 晶粒生长进行，产生γ晶粒的粗大化。因此，本发明中，设定为精轧结 束后10秒以内开始冷却。需要说明的是，优选为8秒以内。

钢板表面处的平均冷却速度：20℃/秒以下

若钢板表面的平均冷却速度大于20℃/秒，则冷却时，钢板表面附 近会通过贝氏体生成区，形成贝氏体相，不能形成所期望的包含铁素 体和第二相的组织，不能确保所期望的第二相频率，屈服比增加，制 成冷成形方形钢管时不能达到管轴方向的所期望的低屈服比。因此， 钢板表面处的平均冷却速度优选限定为20℃/秒以下。需要说明的是， 更优选为4～18℃/秒。此处，钢板表面的平均冷却速度是指750～650℃ 的温度范围的平均。

到板厚中心部温度到达650℃为止的时间：35秒以内

若从冷却开始到板厚中心部温度到达650℃为止的时间大于35秒 而冷却时间变长，则在生成珠光体相之前停留在高温，引起晶粒的粗 大化，第二相频率大于0.42，无法确保所期望的热轧钢板韧性。需要 说明的是，为了进一步提高韧性，更优选将到板厚中心部温度到达 650℃为止的时间设定为30秒以下。通过设定为30秒以下，则能够将 冷成形方形钢管的韧性确保为以试验温度：-30℃下的夏比吸收能vE_-30计为150J以上。

板厚中心部的平均冷却速度：4～15℃/秒

若钢板板厚中心部的平均冷却速度小于4℃/秒，铁素体晶粒的生 成频率减少，铁素体晶粒粗大化，不能确保平均结晶粒径：15μm以下 这样所期望的热轧钢板的平均结晶粒径。另一方面，若大于15℃/秒， 则珠光体的生成被抑制，会生成粗大的贝氏体晶粒，因此不能确保所 期望的热轧钢板的平均结晶粒径。因此，优选将板厚中心部的平均冷 却速度限定为4～15℃/秒的范围。需要说明的是，更优选为4.5～14℃/ 秒。此处，钢板板厚中心部的平均冷却速度是指750～650℃的温度范 围的平均。

需要说明的是，板厚中央部的冷却速度使用的是通过传热计算而 求出的值。冷却后，实施卷取工序。卷取工序中，在卷取温度：500～ 650℃下进行卷取，然后自然冷却。

卷取温度：500～650℃

若卷取温度低于500℃，则珠光体生成被抑制，块状且板条间隔粗 的贝氏体晶粒混合存在的比例升高，不能确保所期望的组织，不能达 到对于冷成形方形钢管而言所期望的屈服比、韧性。另一方面，若升 高高于650℃，则卷取后，珠光体相变进行，因此会产生卷取形状崩塌 这样的不良情况，同时平均粒径增大而不能确保所期望的韧性。因此， 卷取温度优选限定为500～650℃的范围。需要说明的是，更优选为 520～630℃。

冷却方法(2)

冷却工序是指包括精轧结束后立即依次实施第一次冷却、第二次 冷却和第三次冷却的冷却的工序。

以热轧钢板的冷却开始，首先，进行第一次冷却。需要说明的是， 冷却工序中所使用的温度使用的是通过传热计算而得到的值(温度)。

第一次冷却中，按照以表面温度计冷却停止温度为550℃以上的方 式进行冷却。

第一次冷却中的冷却停止温度低于550℃时，尤其是钢板表面附近 通过贝氏体生成区，形成贝氏体相，不能形成所期望的包含铁素体和 第二相的组织。因此，不能确保所期望的第二相频率，屈服比增加， 制成冷成形方形钢管时，不能达到管轴方向的所期望的低屈服比。由 于上述情况，将第一次冷却中的冷却停止温度限定为550℃以上。需要 说明的是，如果能够将冷却停止温度设定为550℃以上，则到该温度为 止的冷却速度无需特别限定。由此，能够稳定地避免在表层形成贝氏 体，变得能够稳定地形成上述所期望的热轧组织。

第一次冷却结束后，接着进行第二次冷却。

第二次冷却设定为在第一次冷却结束后进行3～15秒钟空冷的冷 却。该第二次冷却中，在高温的铁素体生成区停留，从而抑制贝氏体 的生成。空冷时间小于3秒时，在之后的冷却(第三次冷却)中，通过贝 氏体生成区的风险升高。另一方面，若空冷时间延长超过15秒，则产 生铁素体晶粒的粗大化。因此，第二次冷却中的空冷时间限定为3～15 秒钟。需要说明的是，优选为4～13秒。

第二次冷却结束后，接着进行第三次冷却。

第三次冷却中，按照以板厚中央部温度计750～650℃的温度范围 的平均冷却速度为4～15℃/秒的冷却速度冷却至650℃以下。

钢板板厚中心部的平均冷却速度小于4℃/秒时，铁素体晶粒的生 成频率减少，铁素体晶粒粗大化，不能确保平均结晶粒径：15μm以下 这样的所期望的热轧钢板的平均结晶粒径。另一方面，若大于15℃/秒， 则珠光体的生成被抑制，生成粗大的贝氏体晶粒，因此不能确保所期 望的热轧钢板的平均结晶粒径。因此，优选将板厚中心部的平均冷却 速度限定为4～15℃/秒的范围。需要说明的是，更优选为4.5～14℃/ 秒。在此，钢板板厚中心部的平均冷却速度是指750～650℃的温度范 围的平均。

需要说明的是，本发明的冷却工序中，按照从冷却开始到以板厚 中央部温度计到达650℃为止的时间为35秒以内的方式调整上述第一 次冷却、第二次冷却和第三次冷却，并依次实施。若从冷却开始到板 厚中心部温度到达650℃为止的时间大于35秒而冷却时间变长，则生 成珠光体相之前停留在高温，会引起晶粒的粗大化，第二相频率大于 0.42，不能确保所期望的热轧钢板韧性。需要说明的是，为了进一步提 高韧性，优选将板厚中心部温度到达650℃为止的时间设定为30秒以 下。通过使该时间为30秒以下，能够使冷成形方形钢板的韧性以试验 温度：-30℃下的夏比吸收能vE_-30计为150J以上。

另外，第三次冷却结束后，优选根据需要实施第四次冷却。第四 次冷却是为了切实地在所期望的卷取温度下进行卷取而进行的。测定 第三次冷却结束后的钢板温度，优选按照能够确保所期望的卷取温度 的方式适当调整水冷时间。需要说明的是，通过第四次冷却无法确保 所期望的卷取温度的情况下，还可以进一步实施第五次冷却(水冷)。

冷却结束后，实施卷取工序。

卷取工序中，在卷取温度：500～650℃下进行卷取，然后自然冷 却。

卷取温度：500～650℃

卷取温度低于500℃时，珠光体生成被抑制，块状且板条间隔粗的 贝氏体晶粒混合存在比例高，不能确保所期望的组织，不能达到对于 冷成形方形钢管而言所期望的屈服比、韧性。另一方面，若升高高于 650℃，则珠光体相变在卷取后进行，因此会产生卷取形状崩塌这样的 不良情况。因此，卷取温度优选限定为500～650℃的范围。另外，更 优选为520～630℃。

下面，基于实施例，进一步详细说明本发明。

实施例

利用转炉对表1中所示的组成的钢水进行熔炼，通过连铸法制成 板坯(钢原材：壁厚215mm)。将这些板坯(钢原材)加热至表2和表3所 示的加热温度后，通过表2和表3中所示的热轧工序、冷却工序、卷 取工序，制成板厚：12～25mm的厚壁热轧钢板。以所得到的热轧钢板 作为原材料，在冷态下通过辊轧成形而制成圆形钢管，接着，在冷态 下通过辊轧成形制成方形钢管(250～550mm见方)。

从所得到的热轧钢板裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲 击试验。试验方法如下所述。

(1)组织观察

按照观察面为L截面的方式从所得到的热轧钢板裁取组织观察用 试验片，进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用光学显微镜(倍率：500 倍)或扫描电子显微镜(倍率：500倍)对板厚1/4t位置处的组织进行观 察、拍摄。对于所得到的组织照片，使用图像分析装置，分析出主相、 第二相的种类、并通过切断法求出包含主相、第二相的平均结晶粒径。

另外，如图1所示，在所得到的组织照片上，在轧制方向和板厚 方向分别绘制6条长度为125μm的线段，测定与这些线段交叉的各相 的结晶粒数。并且，根据所得到的与线段交叉的各相的结晶粒数，计 算出以下式定义的第二相频率。

第二相频率＝(与线段交叉的第二相粒子的粒数)/(与线段交叉的 主相粒子和第二相粒子的合计粒数)

(2)拉伸试验

按照拉伸方向为轧制方向的方式，从所得到的热轧钢板裁取JIS5 号拉伸试验片，依照JIS Z2241的规定实施拉伸试验，测定屈服强度、 拉伸强度，计算出以(屈服强度)/(拉伸强度)定义的屈服比(％)。

(3)冲击试验

按照试验片长度方向为轧制方向的方式，从所得到的热轧钢板的 板厚1/4t位置裁取V缺口试验片，依照JIS Z2242的规定，在试验温 度：0℃、-30℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能(J)。需要说明的是， 试验片根数设定为各3根。

另外，从所得到的方形钢管的平坦部裁取试验片，实施拉伸试验、 冲击试验，评价屈服比、韧性。试验方法如下所述。

(4)方形钢管拉伸试验

按照拉伸方向为管长度方向的方式，从所得到的方形钢管平坦部 裁取JIS5号拉伸试验片，依照JIS Z2241的规定实施拉伸试验，测定 屈服强度、拉伸强度，计算出以(屈服强度)/(拉伸强度)定义的屈服比 (％)。

(5)方形钢管冲击试验

按照试验片长度方向为管长度方向的方式，从所得到的方形钢管 平坦部的板厚1/4t位置裁取V缺口试验片，依照JIS Z2242的规定， 在试验温度：0℃、-30℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能(J)。需要 说明的是，试验片根数设定为各3根。

将所得到的结果示于表4和表5中。

本发明例均形成了如下厚壁热轧钢板：该厚壁热轧钢板即使通过 冷成形制造方形钢管，在方形钢管的平坦部也能够满足屈服强度： 295MPa以上、拉伸强度：400MPa以上、屈服比：80％以下的所期望 的拉伸特性，并且能够兼备在试验温度：0℃下的夏比冲击试验中的吸 收能vE₀(J)为150J以上、进而在试验温度：-30℃下的吸收能vE_-30(J) 为150J以上这样的高韧性。另一方面，在本发明的范围之外的比较例 均是作为方形钢管不能满足所期望的低屈服比、或者不能确保所期望 的高韧性、或者不能满足上述二者。

表1