專利名稱：：焊接性和塑性變形能優異的高張力鋼材和冷成形鋼管的制作方法
技術領域：
：本發明涉及焊接性優異的低屈強比下抗拉強度為490MPa以上的高張力鋼材，和由這種鋼材得到的冷成形鋼管，特別涉及能夠適用于抗震性優異的CFT(Concrete-FilledTube)結構的建筑物的490MPa以及的高張力鋼材和冷成形鋼管。
背景技術：
：根據新抗震設計法的修正(1981年)，在建筑領域中大地震時允許鋼材的塑性變形，吸收地震的能量以防止建造物的倒塌，這一設計概念被中心地納入高層建筑物，因此作為鋼材需要的特性就要求低屈強比。在建筑結構物中，要求有優異的抗震性和耐火性，特別是為了構筑抗震性優異的CFT結構的建筑物，就需要在高強度、低屈強比下發揮著優異的焊接性的冷成形鋼管。在用于建筑結構物的柱材的圓形鋼管中，從抗震安全性的觀點出發，要求屈強比YR(=屈服強度YS/抗拉強度TS)為85(%)以下。另一方面，作為通過冷成形來制造鋼管的方法，除了輸送管線管所適用的UOE成形法(Uingpress-Oingpress-expander法)以外，基本上采用壓彎冷成形法(以下僅稱為"壓彎法")上述成形法之中，UOE成形法雖然可以以高效率進行精度高的加工，但是由于設備能力的局限，所以僅限于鋼板厚度t低于40mm，t/D(D:圓形鋼管的外徑)低于0.05的情況。相對于此，壓彎法是將鋼板的一部分進行模具擠壓彎曲加工，并使模具擠壓位置順次移動而成形為圓形的方法，是加工能力高的方法。因此，像建筑結構物的柱材所使用的這種鋼板厚度t為40mm以上的厚鋼板，t/D為0.050.10這種有強加工要求的鋼管的成形中，則適用壓彎法。以這樣的壓彎法進行t/D為0.05以上這樣的彎曲成形時，將施加大的彎曲應變(s)[以彎曲外面側(t/4)的平均應變(計算值)計為2.44.5%左右]，屈強比YR的上升大，即使是抗拉強度為490MPa級的鋼材大多也會超過85%，因此對成形后(制管后)的鋼管不得不實施以去除殘留應力為目的的退火(StressRelieving:SR處理)，從而招致高成本化、工期的長期化和生產性的降低。另外在冷成形后不進行熱處理的方法中，實際情況是，在加工度(t/D)小(例如低于0.05)的鋼管中即使能夠將屈強比YR確保在85。/。以下，但若是加工度(t/D)變大(例如為0.05以上)，則不能制造將屈強比YR確保在85%以下的鋼管。因此，有效的方法是在鋼板階段，預先降低因冷加工造成的屈強比YR的上升部分，作為屈強比YR的目標值設定在75%以下。作為涉及冷成形鋼管和適用于這種鋼管的鋼板的技術，至今為止也提出有各種技術。作為這樣的技術，例如在特開昭53-23817號公報、特許第2601539號公報、特開平10-265844號公報中，提出有制造用于490MPa級的建筑用低屈強比鋼管的鋼板的技術。其中特開昭53-23817號公報的技術公開，以分別含有C:0.010.30%、Si:0.011.0%、Mn:0.53%、Al:0.0050.20%，余量由鐵和不可避免的雜質構成的鋼為鋼坯，在熱軋該鋼坯時，使95(TC以下的累積壓下率為30。/。以上，且在整個熱軋工序中至少實施l次以上的橫軋(crossrolling),其次，以Ar3相變點和(Ac3相變點+10(TC)之間的溫度進行加熱后淬火(Q)，再加熱到Ac,相變點和AC3相變點之間的溫度后，從該溫度域進行空冷(正火N')。在該技術中，熱處理方法如上述為(QN')，從而形成微細的鐵素體和馬氏體的混合組織。然而在該技術中，雖然抗拉強度為490590MPa級鋼，板厚2035mm的屈強比YR分別高達均76。/。、79%(例如，表1，實施例1，表3的實施例17)，但強加工后去達不到穩定滿足屈強比YS的目標值(85%以下)。另外在特許第2601539號公報中，公開有一種關于低屈強比高張度高韌性鋼板的制造方法，其是將分別含有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%，并且分別規定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，且碳當量Ceq[-C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(%)]為0.40%以下，余量由鐵和不可避免的雜質構成的鋼板坯，加熱到950115(TC的范圍，在奧氏體再結晶域確?？倝合侣蕿?0%以上，且在該再結晶溫度域進行軋制后，從鋼板的溫度為Ar3相變點以上，以22(TC/秒以上的冷卻速度冷卻至45060(TC的溫度范圍，成為鐵素體和貝氏體的混合組織。上述特許第2601539號公報的技術涉及的是建筑用加速冷卻材的制造方法，特征是成為加速冷卻材特有的準多邊(不具各向同性)鐵素體和貝氏體的混合組織，屈強比YR處于7173。/。的范圍(例如表2，實施例A1、Bl、Cl、DO，因為屈服延伸率小，所以強加工后的屈強比YR上升大，在強加工后達不到穩定滿足屈強比YR的目標值(85%以下)。在特開平10-265844號公報中，公開有一種關于低屈強比鋼材的制造方法，其是將含有c:0.070.18%、Si:0.6%以下、Mn:0.32%、sol.Al(可溶性鋁):0.1%以下、Cu:00.6%、Nb:00.1%和Ti:00.1%，且Nb+Ti為0.010.1%的鋼的熱軋，在超過Af3相變點的溫度結束，放冷至鐵素體相和奧氏體相的二相域溫度(7S084(TC)，由鐵素體相和貝氏體相，或者鐵素體相、貝氏體相和馬氏體相構成，其鐵素體粒徑在任何一種組織的情況下均為540pm。該技術是關于放冷至二相域溫度后，通過加速冷卻制造低屈強比鋼材的技術，具有的特征是，由鐵素體相和貝氏體相，或者鐵素體相、貝氏體相和馬氏體相構成，其鐵素體粒徑為540jim，但初期屈強比YR處于7679%的范圍內，在強加工后達不到滿足屈強比YR的目標值(85%以下)。另一方面，作為能夠用于冷成形鋼管等的抗拉強度為590MPa級的鋼板，還己知由"日本鋼管技報"Nal22(1988)、P5公開的技術。在該技術中，將含有Mo，碳當量Ceq為0.45%左右的鋼板(板厚80mm)進行淬火(Q)—二相域淬火(Q':78(TC左右)一回火(T)，成為含有鐵素體的貝氏體主體的復合組織，但是，屈強比比較高(最大80%，平均77.4%)，得不到作為目標的75%以下。
發明內容本發明鑒于如此狀況而做，其目的在于提供這樣一種抗拉強度為490MPa以上的高張力鋼材，和由這種高張力鋼材得到的低屈強比的冷成形鋼管，如適用于冷成形圓形鋼管等那樣，即使鋼板被施加強加工(彎曲加工、拉伸加工、壓縮加工等)時，就算不實施SR處理，也可穩定滿足屈強比85%以下，并且還具有良好的韌性和焊接性。能夠達成上述目的在本發明的鋼材，含有C:0.070.18%(質量％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]與C含量[C]的比滿足[Mn]/[C]《23，由下式(1)表示的CEN值處于0.230.45%的范圍內，顯微組織構成如下，多邊鐵素體相6585面積％、帶狀珠光體相520面積％、存在于鐵素體晶界的粒狀的回火馬氏體相315面積％，所述多邊鐵素體相的平均當量圓直徑為1040pm，屈強比YR為75。/。以下，屈服延伸率為0.6%以上。還有，所謂上述"當量圓直徑"，是著眼于多邊鐵素體相的大小，求得與之面積相等的假定圓的直徑，是在透射型電子顯微鏡(TEM)觀察面上確認到的多邊鐵素體相的。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]分別表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb和V的含量(質量％)。在本發明的高張力鋼材，優選根據強度級別，適當調整由上式(1)表示的CEN值的范圍，例如，如果強度級別為490MPa級(490670MPa)，則上述CEN值優選控制在0.23%以上、低于0.39%的范圍內。另外，除了上述成分以外，還含有Cr:0,050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%之中的至少一種，如果使抗拉強度為590MPa級(590790MPa)，則上述CEN值優選控制在0.390.45。/。的范圍內。還有，相對于強度級別為490MPa級的，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%之中的至少一種也有效。在本發明的鋼材中，根據需要再含有如下等元素也有效(a)CU:0.050.5%和Ni:0.053.0。/。的至少一種;(b)Ti:0.0020.025%;(c)Nb:0.0050.040%;(d)Ca:0.00050.005%;(e)稀土類元素0.0020.02%，根據這些被含有的元素，能夠使鋼材的特性進一步提高。在本發明中，也包括冷成形上述這種鋼材而形成的冷成形鋼管，具有的要旨在于，這種冷成形鋼板具有冷成形部位，該冷成形部位是將由前述鋼材得到的鋼板的板厚設為t(mm)，鋼管的直徑或外側冷彎曲部直徑設為d(mm)時，它們的比(t/d)為10以下的部位，這樣的鋼管能夠實現屈強比YR為85。/。以下。另外，本發明的鋼管的軸直角截面形狀無論是圓形或多邊形都能夠采用，但均不用進行SR處理，即使冷成形狀態下也能夠滿足上述特性。根據本發明，通過適當調整鋼材的化學成分組成，并且適當控制顯微組織中的各相的體積分率，即使不實施SR處理，仍能夠得到低屈強比490MPa以上的高張力鋼板，以及采用了這種鋼材的低屈強比冷成形鋼管，這種鋼管能夠適用于CFT結構的建筑物。圖1是表示試驗由No.6所得到的鋼板的顯微組織的代圖用顯微鏡照片(IOO倍)。圖2是表示試驗由No.6所得到的鋼板的顯微組織的代圖用顯微鏡照片(400倍)。圖3是表示試驗由No.47所得到的鋼板的顯微組織的代圖用顯微鏡照片(IOO倍)。圖4是表示試驗由No.47所得到的鋼板的顯微組織的代圖用顯微鏡照片(400倍)。具體實施方式本發明者，將板厚設為t(mm)，將外側冷彎曲部直徑設為d(mm)時，為了在實施t/d為10%以下[以平均應變(s)計相當于4.5%以上]這樣的加工后，仍穩定滿足t/4的屈強比YR為85%以下，而對于兼具良好的韌性、焊接性和屈強比YR在75%以下的鋼材的制造條件進行了詳細地研究。其結果得出下述(A)(E)的結論。還有，這時的鋼材和鋼管作為目標的性能如下述(a)(g)。另外，這些性能作為發揮鋼材的平均的性能的位置，為板厚t/4部(他板厚)的位置。[鋼材和鋼管的作為目標的性能](a)抗拉強度TS:490670MPa或590740MPa(b)鋼材的屈強比YR:75%以下<定義為屈強比YR=[(下屈服點YP或0.2。/。屈服應力。0.2)/抗拉強度TS]X100(%)>(c)屈服延伸率0.6%以上(d)擺錘沖擊試驗中的斷裂轉變溫度vTrs:—30。C以下(590MPa級鋼為一25r以下)(e)焊接性(i)y形焊接裂紋試驗(JISZ3158)中的裂紋防止預熱溫度，對于抗拉強度490MPa級鋼來說為25卩以下，對于抗拉強度590MPa級鋼來說為5(TC以下(ii)潛弧焊(輸入熱量10kJ/mm)的焊接熱影響部(HAZ)的韌性，以O"C下的擺錘沖擊吸收能vEo計為70J以上(表面7mm下中心部)(f)圓形鋼管彎曲外面側t/4部的屈強比85%以下(g)圓形鋼管彎曲外面側t/4部的擺錘沖擊試驗中的斷裂轉變溫度vTrs:—l(TC以下(590MPa級鋼為一5。C以下)(A)為了使鋼材(或鋼板)的屈強比YR在75。/。以下，作為第一步，需要使C(碳)稀薄的多邊鐵素體析出，并且使鄰接鐵素體而發生了C濃縮的珠光體生成。作為接下來的第二步，是通過保持在Ad相變點和Ac3相變點的中間溫度(所謂二相域溫度)，使珠光體的一部分逆相變奧氏體化，并通過其后的淬火使鐵素體晶界新析出高C濃度的島狀馬氏體[含馬氏體'奧氏體的混合相(M-A相)]。(B)作為接下來的第三步，是通過保持在Ad相變點溫度以下，使淬火馬氏體變成回火馬氏體。由此，雖然屈強比YR與二相域淬火狀態相比有上升的傾向，但是另一方面，韌性卻大幅度提高。通過這些工序，能夠均衡地兼具高抗拉強度TS、低屈強比YR和高韌性。(C)此外，多邊鐵素體粒徑對屈強比YR和韌性有所影響。隨著多邊鐵素體粒徑增大，有屈強比YR降低，韌性劣化的傾向，通過以平均當量圓直徑計控制在1040pm，能夠適度加大賦予高屈服應變后的鐵素體內的位錯的可能增殖的行程，從而確保低屈強比YR、高屈服延伸率，且能夠使之與高韌性并存。(D)降低鋼材的化學成分中的比[Mn]/[C]，是為了使連續冷卻相變(CCT圖)中的鐵素體鼻部移動到短時間側，在終軋后的冷卻過程中，能夠使鐵素體分率增大，為此需要比[Mn]/[C]為23以下。另外，雖然為了強韌化而能夠含有Mo，但是作為對組織造成的影響，因其會使鐵素體鼻部移動到長時間側，所以使鐵素體分率減少而顯示出屈強比YR上升的傾向，因此其含量需要進行控制。(E)由上述(1)式所示的CEN值相當于碳當量，是表示HAZ的硬化性的指標[例如，"建筑結構用高性能590N/mm2(SA440)設計焊接施工指南"(2004年8月)社團法人日本鐵鋼聯盟高性能鋼小委員會編]。為了使焊接裂紋防止預熱溫度在5(TC以下，基本上需要使CEN值為0.45%以下。另外為了使抗拉強度至少在490MPa以上，CEN值至少需要在0.23%以上。但是，根據鋼材的強度級別，優選在上述范圍內將CEN值控制在適當的范圍(關于這點后述)。基于上述結論，進一步反復研究的結果發現，適當調整考慮了上式(l)所規定的CEN值的化學成分組成及其顯微組織等，則能夠實現符合上述目的的鋼材，從而完成本發明。以下，就本發明的鋼材規定的各要件，代表性地列舉適用于厚鋼板的情況而進行說明，但是關于鋼材的形態并不限于此，例如也包括適用于各種形鋼、管鍛鋼等的情況。首先，對于本發明的高張力鋼材中的化學成分組成的限定理由進行說明。在本發明中，如上述分別含有C:0.070.18%、Si:0.050.7%、Mn:1.01.7%(其中，Mn含量[Mn]與C含量[C]的比[Mn]/[C]《23)、sol.Al:0.0050.08%和N:0.0010扁％，并且需要將前述(1)式所示的CEN值控制在適當的范圍，這些元素的范圍限定理由如下。[C:0.070.18%]C是最廉價的元素，是對強度上升有效的元素，但若使之過剩地含有，則焊接性顯著降低，因此其含量的上限為0.18%。然而，若C含量低于0.07%，則發生強度不足，為了對其加以彌補而需要添加合金元素，但過過多地進行這些合金元素的添加，則招致屈強比YR的增加，因此不為優選。為了既抑制該屈強比的增加，同時又確保目標的強度(抗拉強度為490MPa以上)，C至少需要含有0.07%以上。還有，從母材強度和焊接HAZ韌性并立的觀點出發，C含量的優選下限為0.08%，優選上限為0.16%。[Si:0.050,7%]Si用于脫氧，需要使之含有0.05%以上，但是，因為其會使鐵素體減少，并使馬氏體增加，所以若過剩地含有而超過0.7%，則產生屈強比YR的增大，韌性的劣化，并且使焊接性和HAZ韌性降低。由此，Si含量需要為0.050.7%。還有，Si含量的優選下限為0.10%，優選上限為0.6%。[Mn:1.01.7%(其中，Mn含量[Mn]與C含量[C]的比[Mn]/[C]《23)]Mn作為同時提高強度和韌性的元素有效。為了發揮這一效果，Mn需要含有1.0%以上。然而若過剩地含有Mn，則焊接性和HAZ韌性顯著劣化，因此將上限作為1.7%。還有，Mn含量的優選下限為1.1%，優選上限為1.6%。另夕卜，Mn含量與C含量的關系需要調整到適當的范圍。Mn含量[Mn]與C含量[C]的比[Mn]/[C]，為成分性地控制連續冷卻相變曲線(CCT曲線)和等溫相變曲線(TTT曲線)中的鐵素體相變曲線的伸出(鼻部)的程度的因素，若上述[Mn]/[C]超過23，則鐵素體鼻部后退至長時間側，因此，用于經二相域熱處理(Q，)而成為平衡狀態的二相組織(a+y)的保持時間變長，從而受到生產上的制約而造成低效率。因此，上述比[Mn]/[C]需要為23以下。[sol.Al:0.0050.08%]Al(可溶性鋁)為了脫氧而至少需要使之含有0.005%，但若過剩地含有，則非金屬夾雜物增加，從而韌性降低，因此需要為0.08%以下。還有，Al含量的優選下限為0.01。/。，優選上限為0.06%。[N:0.0010.008%]N與Ti反應而生成TiN，是在防止加熱時的奧氏體的粗大化上有效的元素。為了發揮這一效果，至少需要使之含有0.001%以上，但是若過剩地含有，則焊接接頭部的韌性劣化，因此需要為0.008%以下。還有，N含量的優選下限為0.002%,優選上限為0.006%。[CEN值0.230.45%]由前述(1)式表示的CEN值是代表HAZ的硬化性的指標，為了降低焊接裂紋敏感性，使y形焊接裂紋試驗中的裂紋防止預熱溫度為5(TC以下，需要使CEN值為0.45%以下。另一方面，為了確保抗拉強度為490MPa以上，需要使CEN值為0.23。/。以上。還有，在上式(1)中，除了作為基本成分的C、Si、Mn等以外，根據需要而含有的成分(Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V)也作為式中的項目被包含，含有這些成分時，也將其含量考慮在內并作為(1)式的值加以計算即可，不含有時則不必考慮它們的含量。另外，在本發明鋼材中，B作為不為優選的成分而未被添加，但是在含有B的鋼材中，CEN值要在上式(1)中添加5X[B]([B]為B的含量)的項目而進行計算(參照后述表l的鋼種L1，表10的鋼種L3)。但是，上述CEN值優選根據鋼板的強度級別，在上述范圍內控制在適當的范圍。為了如上述這樣確保抗拉強度在490MPa以上，CEN值需要為0.23%以上，但為了在這一強度級別下使y形焊接裂紋試驗中的裂紋防止預熱溫度與加帶冷卻鋼相同，成為實質上不用預熱的25t:以下，則優選CEN值低于0.39。/。。艮卩，在抗拉強度為490MPa以上的鋼材中，上述CEN值優選為0.23%以上，低于0.39%。-另一方面，為了確?？估瓘姸仍?90MPa以上，除了上述基本成分以外，還添加添加規定量的Cr、Mo、Nb、V等的強化成分(其作用、含量如下所述)以實現高強度化，但是這種情況下，上述CEN值優選為0.39%以上。在如此強度級別下為了在y形焊接裂紋試驗中使裂紋防止預熱溫度成為與現有鋼同等的50°C,優選使CEN值為0.45%以下。B卩，在抗拉強度為590MPa以上的鋼板中，上述CEN值優選為0.390.45%。還有，Cr、Mo、V等的強化成分帶來的作用和其適當含量如下述(關于Nb后述)。[Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%禾口V:0.020.08%之中的至少一種]Cr、Mo和V是使強度提高的元素，特別是為了確?？估瓘姸葹?90MPa以上而需要含有其任意一種。然而，這些元素作為化合物析出時，由于析出強化而使屈強比YR上升，另一方面會使韌性劣化。通過二相域淬火溫度的溫化，盡可能使Cr、Mo和V都在固溶狀態下存在，由此能夠確保將屈強比YR保持在低位狀態的強度和高韌性。因此，至少對于Cr和V來說，優選使其各自含量為0.7%以下、0.08%以下(均不含0%)。另一方面，即使Mo為固溶狀態，也會使鐵素體鼻部移動到長時間側，在阻礙C的二相分離化的方向上發揮作用，因此其含量優選為0.08%以下。還有，它們的含量更優選的上限為Cr:0.5%以下，Mo:0.05%以下，V:0.06%以下。另外，Cr、Mo禾nv，為了確?？估瓘姸葹?90MPa以上，優選含有Cr:0.05%以上、Mo:0.03%以上、V:0.02%以上的一種或2種以上，但為490MPa級(即，抗拉強度為490670MPa)時，能夠以低于上述優選下限的量(例如關于Cr為低于0.05。/。)含有這些元素。由此，將在上述強度級別的范圍內實現高強化。在本發明的高張力鋼板中，除上述成分以外，由Fe和不可避免的雜質構成，但也能夠含有在熔煉上不可避免混入的微量成分(允許成分)(例如P、S、O等)，這樣的鋼板坯也包含在本發明的范圍內。另外，在本發明的高張力鋼板中，根據需要還含有如下等元素也有效(a)Cu:0.050.5%和Ni:0.053.0。/。的至少一種;(b)Ti:0皿0.025%;(c)Nb:0.0050.040%;(d)Ca:0.00050.005%;(e)稀土類元素0.0020.02%，根據這些被含有的元素，能夠使鋼材的特性進一步提高。[Cu:0.050.5。/。禾口/或Ni:0.053.0%]這些元素昂貴，而且因為會使屈強比上升，所以其添加優選盡可能地避免。但是，因為其在厚壁鋼板中具有抑制板厚中心部的強度降低的作用，所以有微量添加的情況。為了帶來這樣的作用而添加這些元素時，需要Cu以0.05%為下限、Ni以0.05%為下限含有。為了避免前述的問題，Cu以0.5%為上限，Ni以3.0。/。為上限。Cu含量的更優選的上限為0.3%，Ni的更優選上限為1.5%。[Ti:0.0020.025%]Ti在板坯加熱時在網中作為微細的TiN存在，具有防止加熱奧氏體晶粒的粗大化的效果。另外，以TiN為鐵素體相變核，促進多邊鐵素體的析出，對鐵素體分率的增大和鐵素體的微細化有效。為了發揮這樣的效果，至少需要使之含有0.002°/。。該效果隨著Ti含量增加而增大，但是Ti含量過剩該效果也是飽和，因此其上限為0.025%(更優選為0.015%以下)。還有，更優選的下限值為0.008%。[Nb:0.0050.040%]Nb使強度、韌性一起提高，并且通過控制軋制或正火(normalizing)而使鐵素體晶粒微細化。為了發揮這樣的效果，至少需要使之含有0.005%。另一方面，若過剩地含有，則使HAZ韌性劣化，因此含量至0.040%左右。Nb含量的更優選上限為0.030%左右。[Ca:0細50.005%]Ca具有非金屬夾雜物的球狀化作用，對各向異性的降低有效。為了發揮這樣的作用，至少需要使之含有0.0005%。但是，若含有超過0.005%，出由于夾雜物的增加將導致韌性劣化，因此含量為0.005%以下。更優選的上限為0.003%。[稀土類元素0.0020.02%]稀土類元素(以下簡稱為"REM")作為其氧硫化物(oxysulfide)在TiN共存下抑制奧氏體異常成長，是使HAZ的韌性提高的元素。為了發揮這一效果，至少需要使之含有0.002%。但是，若過剩地含有而超過0.02%，則惡化鋼的純凈度而使內部缺陷發生，因此其含量的上限為0.01°/。。還有，作為REM也能夠使用元素周期表隸屬第3族的鈧(Sc)、釔(Y)和鑭系稀土元素的任意一種。在本發明的高張力鋼板中，從上述觀點出發而需要適當地控制顯微組織，在該組織中的各相的范圍(面積分率)限定理由如下。[多邊鐵素體相(ap):6585面積％]為了使屈強比處于低位，使變相后的顯微組織中生成位錯密度小的多邊化的鐵素體(OIP)有效，為了在鋼板階段預先降低屈強比，需要將其面積分率控制在6585面積％的范圍內。若多邊鐵素體相(ap)的面積分率超過85面積％,則在厚壁材中目標強度的確保困難。另一方面，若多邊鐵素體相(ctp)的面積分率低于65面積％，則不能確保屈強比的低YR化和屈服延伸率。還有，多邊鐵素體相(oip)分率的優選下限為70面積％，優選上限為80面積％。[帶狀珠光體相(P):520面積％]為了促進C的二相分離化，需要使C濃縮相存在。多邊鐵素體相(ap)以外的顯微組織僅僅高C濃度的回火馬氏體相(TM)時則不能確保高韌性。為了提高韌性，需要使第二相中混合比高C濃度的回火馬氏體相韌性高的珠光體相(帶狀珠光體)520面積％左右。若帶狀珠光體相的面積分率超過20面積％，同不能確保抗拉強度。另一方面，帶狀珠光體相的面積分率低于5面積％時則韌性降低，不能達成目標值。帶狀珠光體相(P)的優選下限為7面積％，優選上限為17面積％。還有，所謂帶狀珠光體相，是通過控制軋制或正火而析出的鐵素體珠光體組織在二相域淬火(Q')一回火(T)后殘存的相。該帶狀珠光體的顯微組織例(關于抗拉強度為490MPa級鋼，后述試驗No.6)顯示在圖1(IOO倍)和圖2(400倍)中。。外，帶狀珠光體以外的顯微組織例(關于抗拉強度為590MPa級鋼，后述試驗No.47)顯示在圖3(100倍)和圖4(400倍)中。[存在于鐵素體晶界的粒狀的回火馬氏體(TM):315面積％]為了具有低屈強比，通過在鐵素體晶界，使作為第二相的粒狀的回火馬氏體相呈普遍粒狀地存在，從而能夠確保低屈強比、高抗拉強度和韌性。從這一觀點出發，回火馬氏體相(TM)的分率需要為315面積％。艮P,若回火馬氏體相(TM)的分率超過15面積％，則不能確保良好的韌性，而低于3面積％時則不能確保低屈強比?；鼗瘃R氏體相(TM)的優選下限為5面積％，優選上限為13面積％。還有，本發明中作為對象的所謂回火馬氏體相(TM)，意思是經二相域淬火在鐵素體晶界析出的島狀馬氏體相(含M-A相)通過回火而分解成鐵素體和鐵系和/或合金系的碳化物，在鐵素體晶界生成為粒狀的硬質相。在本發明的高張力鋼材中，冷成形前(例如鋼管加工前)作為應該具備的特性，除了屈強比YR為75%以下之外，還需要屈服延伸率為0.6%以上。鋼材即使受到嚴酷的加工應變[例如，以平均應變(s)計為4.5%以上]，為了仍實現85。/。以下的屈強比YR，將加工應變的一部分由屈服延伸率負擔即可，從而能夠降低轉移到這部分加工硬化的應變，其能夠與低屈強比協同而降低冷成形后的屈強比YR。從這一觀點出發，需要使屈服延伸率為0.6%以上。在本發明的鋼材中，如上述通過控制化學成分和顯微組織，能夠確保屈強比YR:75%以下，屈服延伸率0.6%以上。還有，屈服延伸率優選為0.7%以上。在本發明的鋼材中，前述多邊鐵素體相(cxp)的平均當量圓直徑為104(Him也是重要的要件。該多邊鐵素體相(ap)的粒徑會對屈強比YR和韌性造成影響。隨著多邊鐵素體相((Xp)的粒徑增大，有屈強比YR降低、韌性劣化的傾向。多邊鐵素體相(ap)的粒徑以平均當量圓直徑計在低于10pm時，鋼材的屈強比YR變高，屈服延伸率E1也變小，因此冷加工后(例如鋼管)的屈強比YR也高。另一方面，若多邊鐵素體相(cxp)的粒徑以平均當量圓直徑計超過40pm，則鋼材的韌性劣化，冷成形后的韌性也降低。由此，需要該多邊鐵素體相(otp)的粒徑以平均當量圓直徑計為1040pm。還有，多邊鐵素體相(ctp)的粒徑的優選范圍，以平均當量圓直徑計為1535)um左右。為了制造本發明的高張力鋼材，基本上能夠通過如下方式制造采用由如上述這樣調整了化學成分組成的鋼水，通過連鑄法或鑄錠法而制作成的鋼板坯，經過加熱一熱軋一冷卻一熱處理的工序而制造，但這時需要使各工序的條件適當，使顯微組織適當控制在上述規定的范圍內(參照后述實施例)。通過對上述這樣的高張力鋼材進行冷成形而成為冷成形鋼管，例如能夠得到發揮著如下特性的鋼管，即，圓形鋼管彎曲外面側t/4部的屈強比85%以下。這樣的鋼管具有冷成形部位，該冷成形部位是將由前述鋼材得到的鋼板的板厚設為t(mm)，將鋼管的直徑或外側冷彎曲部直徑設為d(mm)時，它們的比(t/d)為0.10以下的部位。在該t/d超過10。/。這樣的冷加工中，因為拉伸變形側的屈強比在加工后超過85%，所以為了抑制屈強比的上升，需要熱成形、溫成形或成形后的應力去除退火處理(前述SR處理)。即，在本發明的冷成形鋼管中，即使在冷成形的狀態下仍能夠滿足上述特性。還有，關于比(t/d)為0.10以下這樣的加工方法，并不限定于壓彎成形，例如輥彎、壓縮擠壓、旋壓(spinning)等也可以應用。另外，彎曲溫度不僅允許常溫，只要是不損害本發明的鋼板的材質的程度(40(TC左右)都是能夠允許達到的溫度。另外本發明的冷成形鋼管，其截面形狀包無論圓形、多邊形均包括。另外，前述外側冷彎曲部直徑，意思是被冷成形(彎曲加工)的部位的曲率直徑，鋼管的截面形狀為圓形時，外側冷彎曲部直徑與鋼管外徑一致。。以下，通過實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例的限制，在能夠符合前、后述的宗旨的范圍內當然可以加以變更實施，這些均包含在本發明的技術范圍內。實施例(實施例1)根據通常的熔煉方法熔煉下述表1、2所示的化學成分組成的鋼，成為鋼板坯后，進行下述所示的任一種處理(類型15)，制造鋼板。還有，表1、2中，也顯示了關于由前述(1)式規定的CEN值和[Mn]/[C]的值。這時的制造條件顯示在下述表3、4中。(處理步驟)類型l:進行控制軋制(CR)后，進行正火(N)(后述試驗No.l)。這里的正火(N)是自Ac,相變點以上的溫度的空冷。類型2:控制軋制后，進行加速冷卻(后述試驗No.2)。類型3:進行控制軋制(CR)后，進行正火(N)，接著以二相域溫度進行淬火(Q，)(后述試驗No.3)。類型4:進行控制軋制(CR)后，以二相域溫度進行淬火(Q')和回火(temper:T)(后述試驗No.5)。類型5:進行控制軋制(CR)后，進行正火(N)，接著以二相域溫度進行淬火(Q，)和回火(temper:T)(后述試驗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.避免的雜質200810083056.2勢溢*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>對于得到的各高張力鋼板，使t/d為0.10，進行冷擠壓成形(壓彎法)，制作圓形鋼管(即，設鋼管的外徑為D時，t/D為0.10的圓形鋼管)。測定鋼板的t/4部(t:板厚)的機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、屈服延伸率)、顯微組織中的各相的面積分率、鐵素體粒徑、以及與鋼管的管軸為平行方向(L方向)的機械的特性(屈強比YR、抗拉強度TS和韌性VTrs)，以下述的基準評價材質。(材質評價基準)作為材質評價基準，將如下設定為目標，鋼管的彎曲外面側t/4部的管軸方向的抗拉強度TS:490670MPa，屈強比YR:85°/。以下，斷裂轉變溫度(vTrs):—I(TC以下。另外，為了滿足鋼管的上述特性，以鋼板階段的屈強比YR:75%以下、屈服延伸率0.6%以上、斷裂轉變溫度(vTrs):一3(TC以下為目標值進行設定。機械的特性(鋼板和鋼管)的評價方法、韌性評價方法以及顯微組織測定方法如下。(機械的特性的評價方法)從鋼板的t/4部(t為板厚)在沿L方向(軋制方向)、和與鋼管的外側t/4部的管軸平行的方向(相當于鋼板的主軋制方向)，提取JISZ22014號試驗片，按IISZ2241的要領進行拉伸試驗，測定鋼板的抗拉強度TS、屈強比YR[屈服強度YS(上屈服點YP或0.2%屈服應力cjq.2)/抗拉強度TS]、屈服延伸率、和鋼管的抗拉強度TS、屈強比YR[(上屈服點YP或0.2%屈服應力cjq.2)/抗拉強度TS]。(韌性評價方法)從鋼板的軋制方向的t/4部、和與鋼管的管軸平行的方向(鋼板的主軋制方向)的彎曲外側t/4部，分別提取JISZ22024號試驗片，依據JISZ2242進行擺錘沖擊試驗，測定斷裂轉變溫度(vTrs)。(顯微組織測定方法)在鋼板的回火前，對于使用lepera試劑加以腐蝕了的顯微組織的照片進行圖像分析，測定淬火狀態下島狀馬氏體相的面積分率(SM1:塊狀的白色部)。另外在鋼板的回火后，對于使用lepem試劑加以腐蝕了的顯微組織的照片進行圖像分析，測定島狀馬氏體相的面積分率(SM2:除去鐵素體的塊狀的白色部)，和包含珠光體的黑色腐蝕部的面積分率(SP2)。根據這些結果，將回火馬氏體的面積率(STM)作為(SM1—SM2)迸行計算，將珠光體(P)的面積分率(Sp)作為(SP2—STM)進行計算。關于鐵素體的粒徑，根據ISG0552(2005年修正前的JIS規格)的切斷法進行測定。還有，本實施例所說的所謂珠光體是指帶狀珠光體。(在實施例2中也相同)。對于滿足上述的材質基準的鋼管，根據下述的方法評價焊接性(耐焊接裂紋性和HAZ韌性)。(耐焊接裂紋性)遵循JISZ3158所規定的y形焊接裂紋試驗法，以輸入熱量1.7kJ/mm進行二氧化碳氣體保護焊，測定根部裂紋防止預熱溫度。這時，對于抗拉強度490MPa級鋼來說，與加速冷卻鋼同樣，實質上為不用預熱的25"C以下為合格。另外對于抗拉強度590MPa級鋼來說，與現有鋼同等的5(TC以下為合格。(HAZ韌性)進行輸入熱能10kJ/mm的雙面潛弧焊(SAW)的縫焊(X坡口)，從彎曲外面側t/4部與管軸成直角的方向提取擺錘沖擊試驗片(JISZ22044號)，求得熔合部+lmm部(母材側距熔合部lmm的部分)在O'C下的平均沖擊吸收能vEo(3次試驗的平均值)。平均vEo在70J以上為合格。鋼板的顯微組成和機械的特性顯示在下述表5、6中，焊接性試驗結果與鋼管的機械的特性和相變點溫度(Ac,相變點、Ac3相變點)等一起顯示在下述表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>由這些結果能夠進行如下考察。首先，試驗No.l是正火型鋼板，因為過剩地含有Mo，而且CEN值超過本發明的優選上限，所以耐焊接裂紋性差，HAZ韌性也為低位。試驗Na2是滿足本發明規定的化學成分的鋼材的加速冷卻狀態材，屈服延伸率小，冷加工后的屈強比YR不滿足目標值的85。/。以下。試驗No.3是滿足本發明規定的化學成分的鋼材的N—Q'狀態材，回火狀態島狀馬氏體相多，鋼板和鋼管的韌性差。試驗No.9禾B11因為CEN值為0.40%以上，所以焊接裂紋防止溫度不滿足25'C以下。試驗No.lO其CEN值低于本發明規定的范圍，鐵素體分率大，而珠光體分率小，因此鋼板和鋼管的抗拉強度TS不滿足目標值。試驗No.12，比[Mn]/[C]比本發明規定的范圍大，屈服延伸率小，冷加工后的屈強比YR高于目標值。試驗No.13，C含量比本發明規定的范圍多，珠光體分率大，鋼材、冷加工后的韌性差。試驗No.l6其Si含量比本發明規定的范圍少，回火馬氏體分率小，鋼板、冷成形后的抗拉強度不滿足目標值。試驗No.l7其Si含量比本發明規定的范圍多，回火馬氏體分率大，鋼板、冷成形后的屈強比YR、韌性不滿足目標值。試驗No.20其sol.Al含量比本發明規定的范圍少，鐵素體粒徑粗大，鋼板和冷成形后的韌性差。試驗No.21其sol.Al含量比本發明規定的范圍多，可預想到非金屬夾雜物的生成密度大，HAZ韌性差。試驗No.24因為N含量比本發明規定的范圍少，屈服延伸率小，所以冷成形后的屈強比YR不滿足目標值。另外，鋼板和鋼管的韌性差。試驗No.25其N含量比本發明規定的范圍多，鋼板和鋼管的韌性差。試驗No.27其Cr含量比本發明規定的優選范圍多，珠光體分率大，鋼板和鋼管的韌性差，并且HAZ韌性在低位。試驗No.29其Cu含量比本發明規定的優選范圍多，屈服延伸率小，冷成形后(鋼管)的屈強比YR不滿足目標值。試驗No.31其Ni含量比本發明規定的優選范圍多，屈服延伸率和鐵素體粒徑小，鋼板和鋼管的屈強比YR不滿足目標值。試驗Na33其Nb含量比本發明規定的優選范圍多，屈服延伸率和鐵素體粒徑小，鋼板和鋼管的屈強比YR不滿足目標值，另外由于焊接后的固溶Nb增加導致HAZ韌性降低。試驗No.36其Ti含量比本發明規定的優選范圍多，鋼管的屈強比YR高，鋼管的韌性和HAZ韌性降低、試驗No.38其Ca含量比本發明規定的優選范圍多，可預想到非金屬夾雜物增加，HAZ韌性劣化。試驗No.40其REM含量比本發明規定的優選范圍多，可預想到非金屬夾雜物增加，HAZ韌性劣化。試驗No.41含有本發明規定的化學成分(也包括優選的成分)以外的B，多邊鐵素體(dp)的分率小，貝氏體相(B)生成，因此屈服延伸率小，鋼板和鋼管的屈強比YR高。另外，HAZ韌性也低。試驗No.43其Mo含量比本發明規定的優選范圍多，回火馬氏體的分率大，屈服延伸率小，冷成形后(鋼管)的屈強比YR不滿足目標值。相對于此，試驗No.5對本發明規定的化學成分組成的鋼材實施了CR一Q，T，全部的特性都滿足目標值。另外，試驗No.4、68、14、15、18、19、22、23、26、28、30、32、34、35、37、39、42滿足本發明規定的全部要件，全部的特性都滿足目標值。還有，試驗No.ll采用了CEN值高于本發明規定的優選范圍的鋼種，耐焊接裂紋性稍有降低，但其他要件大體良好。另外，對于滿足本發明規定的要件的鋼板，針對主軋制方向(L方向)和與主軋制方向成直角的方向(C方向)，測定日本建筑學會的鋼結構建筑焊接部的超聲波檢查規范、同附則表所定義的STB音速比(V/VSTB)，遵循附則表1進行與STB有無音速差的判定時為1.011.010，滿足附則表1的作為V/Vstb的合格范國的0.0095《V/VSTB《1.015(以公稱折射角度70°的探頭對板厚超過20mm進行探傷時)，能夠判斷為沒有聲音各向異性的鋼板。(實施例2)根據通常的熔煉方法熔煉下述表9、10所示的化學成分組成的鋼，成為鋼板坯后，進行下述所示的任一種處理(類型15)，制造鋼板。還有，表1、2中，也顯示了關于由前述(1)式規定的CEN值和[Mn]/[C]的值。這時的制造條件下述表11、12中。(處理步驟)類型h進行控制軋制(CR)后，進行正火(N)(后述試驗No.44)。這里的正火(N)是自Ac.i相變點以上的溫度的空冷。類型2:控制軋制后，進行加速冷卻(后述試驗No.45)。類型3:進行控制軋制(CR)后，進行正火(N)，接著以二相域溫度進行淬火(Q，)(后述試驗No.46)。類型4:進行控制軋制(CR)后，以二相域溫度進行淬火(Q')和回火(temper:T)(后述試驗No.48)。類型5:進行控制軋制(CR)后，進行正火(N)，接著以二相域溫度進行淬火(Q，)和回火(temper:T)(后述試驗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和不可避免的雜質l謹i」勢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>對于得到的各高張力鋼板，使t/d為0.10，進行冷擠壓成形(壓彎法)，制作圓形鋼管(即，設鋼管的外徑為D時，t/D為0.10的圓形鋼管)。測定鋼板的t/4部(t:板厚)的機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、屈服延伸率)、顯微組織中的各相的面積分率、鐵素體粒徑、以及與鋼管的管軸為平行方向(L方向)的機械的特性(屈強比YR、抗拉強度TS和韌性vTrs)，以下述的基準評價材質。(材質評價基準)作為材質評價基準，是將鋼管的彎曲外面側t/4部的管軸方向的抗拉強度TS:590740MPa，屈強比YR:85%以下，斷裂轉變溫度(vTrs):一5。C以下設定為目標。另外，為了滿足鋼管的上述特性，將鋼板階段的屈強比YR:75%以下、屈服延伸率0.6%以上、斷裂轉變溫度(vTrs):一25匸以下作為目標值進行設定。機械的特性(鋼板和鋼管)的評價方法、韌性評價方法、顯微組織測定方法、鋼管的焊接性(耐焊接裂紋性和HAZ韌性)等的評價方法與實施例1相同。鋼板的顯微組成和機械的特性顯示在下述表13、14中，焊接性試驗結果與鋼管的機械的特性和相變點溫度(Ac,相變點、Ac3相變點)等一起顯示在下述表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比較例510.1080.0580-5251070719850比較例520.1085.0690-205010105723845實施例530.1083.0580-50010180726856比較例540.1087.0713-107510100723836比較例550.1086.0610-45010170722849比較例560.1080.06400501060724851比較例570.1083.0630-255010160710834實施例580.1084.0556-5501070726857實施例590.1080.0620-305010220709833比較例600.1086.06700501060731863比較例610.1082.5640-105010110716843實施例620.1083.5536-205010100716843實施例63(MO81.064005010150716843比較例640.1083.5641-10501065716843比較例650.1083.0650-10501080716843實施例表16<table>tableseeoriginaldocumentpage44</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage45</column></row><table>由這些結果能夠進行如下考察。首先，試驗No.44是QQ，T型鋼板，為含有少量的多邊鐵素體的貝氏體主體的顯微組織，鋼板的屈強比YR高，屈服延伸率也小，因此冷成形后的屈強比YR高，沒有滿足85%以下的目標值。試驗No.45是滿足本發明規定的化學成分的鋼材的直接淬火(DQ)一Q'狀態材，屈服延伸率小，存在島狀馬氏體，因此鋼板的韌性差。另外，冷加工后的屈強比YR高，不滿足85%以下的目標值。試驗No.46是滿足本發明規定的化學成分的鋼材的N—Q'狀態材，回火狀態島狀馬氏體相多，鋼板和鋼管韌性差。試驗No.50、51、53因為CEN值低于本發明規定的優選范圍，所以鋼板和鋼管的抗拉強度TS不滿足目標值。試驗No.54采用了CEN值高于本發明規定的范圍(優選范圍)的鋼種，耐焊接裂紋性差。試驗No.55其鐵素體粒徑小，而且比[Mn]/[C]比本發明規定的范圍大(CEN值也低于本發明規定的優選范圍)，屈服延個率小，冷加工后的屈強比YR高于目標值。試驗No.56其C含量比本發明規定的范圍多，珠光體分率大，鋼材、冷加工后的韌性差。試驗No.59其Si含量比本發明規定的范圍少，回火馬氏體分率小，鋼板、冷成形后的抗拉強度沒有滿足目標值。試驗No.60其Si含量比本發明規定的范圍多，回火馬氏體分率大，鋼板、冷成形后的屈強比YR、韌性不滿足目標值，HAZ韌性也劣化。試驗No.63其sol.Al含量比本發明規定的范圍少，鐵素體晶粒粗大，鋼板和冷成形后的韌性差。試驗No.64其sol.Al含量比本發明規定的范圍多，可預想到非金屬夾雜物的生成密度大，HAZ韌性差。試驗No.67其N含量比本發明規定的范圍少，屈服延伸率小，因此冷成形后的屈強比YR不滿足目標值。另外，鋼板、鋼管的韌性和HAZ韌性差。試驗No.68其N含量比本發明規定的范圍多，鋼板、鋼管的韌性和HAZ韌性差。試驗No.70其Cr含量比本發明規定的優選范圍多，珠光體分率大，鋼板和鋼管的韌性差，并且HAZ韌性也在低位。試驗No.72其Cu含量比本發明規定的優選范圍多，屈服延伸率小，冷成形后(鋼管)的屈強比YR不滿足目標值。試驗No.74其Ni含量比本發明規定的優選范圍多，屈服延伸率和鐵素體粒徑小，鋼板和鋼管的屈強比YR不滿足目標值。試驗No.76其Nb含量比本發明規定的優選范圍多，屈服延伸率和鐵素體粒徑小，鋼板和鋼管的屈強比YR不滿足目標值，另外，由于焊接后的固溶Nb增加導致HAZ韌性降低。試驗No.74其Ti含量比本發明規定的優選范圍多，鋼管的屈強比YR高，鋼管的韌性和HAZ韌性降低。試驗No.81其Ca含量比本發明規定的優選范圍多，可預想到非金屬夾雜物增加，HAZ韌性劣化。試驗No.83其REM含量比本發明規定的優選范圍多，可預想到非金屬夾雜物增加，HAZ韌性劣化。試驗No.84含有本發明規定的化學成分(也包括優選的成分)以外的B，多邊鐵素體(otp)的分率小，貝氏體相(B)生成，因此屈服延伸率小，鋼板和鋼管的屈強比YR高。另夕卜，HAZ韌性也低。試驗No.86其Mo含量比本發明規定的優選范圍多，回火馬氏體的分率大，屈服延伸率小，冷成形后(鋼管)的屈強比YR不滿足目標值。相對于此，試驗No.48對本發明規定的化學成分組成的鋼材實施了CR—Q，T，全部的特性都滿足目標值。另外，試驗No.47、49、52、57、58、61、62、65、66、69、71、73、75、77、78、80、82、85滿足本發明規定的全部要件，全部的特性都滿足目標值。還有，對于滿足本發明規定的要件的鋼板，與實施例1同樣，就聲音各向異性進行調查時，能夠確認其處于前述作為V/Vstb的合格范國的0.0095《V/VSTB《1.015的范圍內。權利要求1.一種鋼材，其特征在于，以質量％計含有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]與C含量[C]的比滿足[Mn]/[C]≤23，由下式(1)表示的CEN值處于0.23～0.45％的范圍內，顯微組織構成為，多邊鐵素體相65～85面積％、帶狀珠光體相5～20面積％、存在于鐵素體晶界的粒狀的回火馬氏體相3～15面積％，所述多邊鐵素體相的平均當量圓直徑為10～40μm，屈強比YR為75％以下，屈服延伸率為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]分別表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb和V的質量百分比含量。2.根據權利要求l所述的鋼材，其特征在于，由所述(1)式表示的CEN值處于0.23%以上但低于0.39%的范圍內，抗拉強度為490670MPa。3.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量％計還含有從Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%中選出的至少一種。4.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量％計還含有從Cr:0.050.7%、Mo:0.030.08%和V:0.020.08%中選出的至少一種，并且，由所述(1)式表示的CEN值處于0.390.45%的范圍內，抗拉強度為590790MPa。5.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量％計還含有01:0.050.5%和Ni:0.053.0%中的至少一種。6.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量^計還含有Ti:0麓0.025%。7.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量^計還含有Nb:0.0050.040%。8.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量^計還含有Ca:0.00050德％。9.根據權利要求1所述的鋼材，其特征在于，以質量％計還含有稀土類元素0.0020.02%。10.—種對權利要求19中任一項所述的鋼材進行冷成形而形成的冷成形鋼管，其特征在于，具有在將從所述鋼材得到的鋼板的板厚定為t(mm)，將鋼管的直徑或外側冷彎曲部直徑定為d(mm)時，它們的比t/d為0.10以下的冷成形部位。11.根據權利要求10所述的冷成形鋼管，其特征在于，屈強比YR為85%以下。12.根據權利要求10所述的冷成形鋼管，其特征在于，鋼管的軸直角截面形狀為圓形或多邊形，保持冷成形的狀態。全文摘要本發明的鋼材，具有下述(1)式所規定的CEN值處于規定的范圍內的規定的化學成分組成，鋼材的顯微組織構成為，多邊鐵素體相65～85面積％、帶狀珠光體相5～20面積％、存在于鐵素體晶界的粒狀的回火馬氏體相3～15面積％，并且所述多邊鐵素體相的平均當量圓直徑為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]分別表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb和V的含量(質量％)。根據這樣的構成，如適用于冷成形圓形鋼管等那樣，即使鋼板被施加強加工(彎曲加工、拉伸加工、壓縮加工等)時，就算不實施SR處理，也可穩定滿足屈強比85％以下，并且還具有良好的韌性和焊接性，成為抗拉強度490MPa以上的高張力鋼材。文檔編號C22C38/48GK101270437SQ20081008305公開日2008年9月24日申請日期2008年3月18日優先權日2007年3月19日發明者柴田光明申請人:株式會社神戶制鋼所