JP2016117945A - 圧延ｈ形鋼及びその製造方法、並びに圧延ｈ形鋼のフランジ溶接継手 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接性、靱性が良好であり、高強度と低降伏比とを両立させた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法と圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜１．８０％、Ｖ：０．０６〜０．２０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％を含有し、Ｎｂ、Ａｌ、Ｏを所定値以下に制限し、Ｔｉ／Ｎ：３．０〜１５．０を満足し、Ｃｅｑが０．４２０以下であり、金属組織がフェライト・パーライトからなり、フェライト粒径が１５．０〜５０．０μｍであり、フェライト／パーライト硬さ比が０．６０以下である圧延Ｈ形鋼。鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、仕上げ温度８００℃以上で熱間圧延した後、空冷する製造方法。最終層の溶接ビードが開先肩部側から開先背側に形成された圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。【選択図】図１

Description

本発明は、熱間圧延によって製造される圧延Ｈ形鋼及びその製造方法、そしてこの圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手に関する。

近年、建築物などの構造部材に使用されるＨ形鋼は、軽量化だけでなく、構造部材の統合や接合部の削減などによる施工効率の向上を目的として、高強度化が要求されている。高強度が要求されるＨ形鋼には、従来、鋼板を溶接して製造された溶接Ｈ形鋼が適用されていた。しかし、溶接Ｈ形鋼の場合、工期や検査費用などのコストが問題である。

また、Ｈ形鋼には、高強度に加えて、耐震性などの観点から降伏比の低下が求められる。降伏比（Ｙｉｅｌｄ Ｒａｔｉｏ「ＹＲ」）は、降伏強度を引張強度で除した割合である。例えば、建築物の層間崩壊を防止するために、ＹＲを０．８以下に下げた鋼材が広く用いられている。しかし、一般に、鋼材の強度が高くなると、ＹＲも大きくなる傾向がある。

鋼材の強度を高め、ＹＲを低下させるには、例えば、鋼材の金属組織を軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトやベイナイトからなる複相組織とすることが有効である。このような複相組織を得るために、熱間圧延後、加速冷却を行い、高強度化と低降伏比化とを両立させた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法が提案されている（例えば、特許文献１、２）。
しかし、これらの方法では、加速冷却を行うため、水冷装置の性能や設備導入のコストが問題になる場合がある。

また、熱間圧延後、空冷して製造される高強度かつ低ＹＲの圧延Ｈ形鋼が提案されている（例えば、特許文献３〜５）。特許文献３は、熱間圧延での再結晶を促進し、降伏強度を過剰に高めることなく、高強度の圧延Ｈ形鋼を得るものである。特許文献４及び５は、ＶＮを析出させて、フェライトを微細にするものである。

また、建築や土木の分野において鋼骨組構造が用いられる場合には、鋼材同士を溶接により接合する。このような鋼骨組構造が例えば地震等により力を受けて変形したときに、その最大応力は多くの場合に溶接接合部の近傍で発生し、溶接止端部が破壊の起点になることが多い。そのため、溶接部が破壊の起点になることを抑制するために溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を高めることが重要である。
例えば特許文献６では、開先肩位置を基準にして２つのビードの積層位置を寸法で規定し、これによって開先肩部側の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を改善する技術が提案されている。また、特許文献７では、開先周辺に冷間で予歪みを付与した後に溶接することで熱影響部で生成するγ粒を微細化して溶接熱影響部の靭性を改善する技術が提案されている。

特開平１１−１７２３２８号公報 特開２００２−３６３６４２号公報 特開平３−１９１０２０号公報 特開平１０−６０５７６号公報 特開平１１−２５６２６７号公報 特開２００２−１７２４６２号公報 特開２０１５-９３２８９号公報

ところで、圧延Ｈ形鋼は溶接される場合があり、溶接部の靱性を確保する必要がある。特許文献３に記載の圧延Ｈ形鋼の場合、溶接性を確保するために炭素当量（Ｃｅｑ）を制限している。溶接部は、熱影響によって結晶粒径が粗大化し、靱性が低下する場合がある。特許文献３では、熱間圧延によって組織の細粒化を図っているが、ピンニングやフェライトの生成核となる粒子を形成する合金元素を含まないため、溶接熱影響部の靱性の低下が懸念される。

これに対して、特許文献４及び５に記載の圧延Ｈ形鋼は、Ｎの含有量を高めて、ＶＮを生成させている。そのため、溶接熱影響部や溶接金属との界面では、結晶粒径の粗大化が抑制され、良好な靱性が得られている。しかし、圧延Ｈ形鋼に多量のＮが含まれていると、溶接金属のＮ量が増加し、溶接金属が脆化したり、溶接後に割れが生じたりするなど、溶接性を損なう場合がある。

また、特許文献６に記載された構造部材の溶接接合部では、第１のビードの止端が開先を有する被溶接材料の開先肩位置より母材側に５ｍｍ以上の距離の範囲に位置するよう設定しているが、この場合には通常より多くの溶接ワイヤが必要になる。更に、第２のビードを第１のビードの溶接止端部から１５ｍｍ以内の距離の範囲に積層することで開先肩側の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させることはできるが、規定された範囲に確実にビードを積層するためには高度な溶接施工技術が必要になる。
また、特許文献７に記載された溶接構造物では、開先周辺に冷間で予歪みを与えておく必要があるため工程が煩雑になり、このような工程を付加することは回避することが望ましい。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、溶接性に悪影響を及ぼさず、溶接熱影響部及び母材の靱性が良好であり、高強度と低降伏比とを両立させた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法、並びに圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手を提供することを目的とする。

本発明の圧延Ｈ形鋼は、熱間圧延後、加速冷却を施すことなく空冷して製造され、引張強度（ＴＳ）は５５０ＭＰａ以上、ＹＲは０．８以下である。
本発明は、Ｖの窒化物ではなく、炭化物による析出強化を利用して高強度化を図り、Ｃ及びＭｎによるパーライトの硬化とフェライトの過剰な微細化の抑制によって低降伏比化を図った圧延Ｈ形鋼である。そして、本発明の圧延Ｈ形鋼は、高温で熱間圧延を行った後、空冷する製造方法によって得られる。
本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．８０％、
Ｖ：０．０６〜０．２０％、
Ｎ：０．００１〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％
を含有し、
Ｎｂ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｏ：０．００３５％以下
に制限し、
Ｔｉ／Ｎ：３．０〜１５．０
を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．４２０以下であり、
金属組織がフェライト・パーライトからなり、
フェライト粒径が１５．０〜５０．０μｍであり、
下記（式２）によって求められるフェライト／パーライト硬さ比が０．６０以下であることを特徴とする圧延Ｈ形鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（式１）
フェライト／パーライト硬さ比＝（フェライト硬さ）／（パーライト硬さ）・・・（式２）
（式１）のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、元素を含有しない場合は０として計算する。

［２］更に、質量％で、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．０５％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記[１]に記載の圧延Ｈ形鋼。
［３］、更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記[１]または[２]に記載の圧延Ｈ形鋼。

［４］上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、仕上げ温度８００℃以上で熱間圧延した後、空冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
［５］本発明は、上記［１］〜［３］の何れか１項に記載された圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手であって、前記圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手の溶接金属は、互いに溶接接合される部材の片側のみに設けられる開先が前記圧延Ｈ形鋼のフランジ端部に設けられ、この開先部に多層盛り溶接されて形成されており、前記多層盛り溶接の最終層の第一溶接ビードが前記開先の肩部側に形成され、順次開先背側に向けて溶接盛りしてなる最終層が形成されており、前記溶接金属に隣接する圧延Ｈ形鋼側の熱影響部は、フランジ表面部で母材側に膨出することなくほぼ開先面に沿って形成されていることを特徴とする圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。
［６］前記開先が、レ形開先、Ｋ形開先、Ｊ形開先及び両面Ｊ形開先のいずれかであることを特徴とする上記［５］に記載の圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。
［７］前記フランジ溶接継手が、突合せ継手、Ｔ継手及び角継手のいずれかであることを特徴とする上記［５］又は［６］に記載の圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。

本発明によれば、ＴＳ≧５５０ＭＰａかつＹＲ≦０．８０という、高強度かつ低降伏比で、溶接性にも優れた圧延Ｈ形鋼を、大規模な設備投資が必要となる加速冷却装置を用いずに製造することが可能である。その結果、例えば、圧延Ｈ形鋼を建築物に使用する場合、使用鋼材の削減、溶接や検査などの施工コスト低減、工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。更には、溶接施工を施しても、溶接熱影響部の靭性の低下が少なく、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性が向上するなど、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

フェライト粒径とＹＲとの関係を説明する図である。 フェライト／パーライト硬さ比とＹＲとの関係を説明する図である。 圧延Ｈ形鋼の試験片採取位置を説明する図である。 圧延Ｈ形鋼の製造工程の一例を説明する図である。 （ａ）は圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手の多層盛り積層構造の実施例を断面図で説明する図であり、（ｂ）は（ａ）の開先肩部側の止端部近傍の部分拡大図である。 圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手の多層盛り積層構造の比較例を断面図で説明する図である。 圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手のシャルピー衝撃試験の試験片のデータ採取方法を説明する図である。

本発明者らは、Ｖ炭化物による析出強化、熱間圧延後のフェライト及びパーライトの硬さとフェライト粒径、更にＮ量及びＣｅｑに着目し、低ＹＲかつ高強度で溶接性の優れたＨ形鋼の成分及び製造方法について検討した。

析出強化によって高強度化を図る場合、析出物は降伏強度を上昇させ、結晶粒径も微細にするため、降伏比が上昇する傾向がある。一方、従来、降伏強度は比較的軟質なフェライトの結晶粒径及び硬さが支配因子であり、引張強度はフェライト・パーライトの強度及び分率などが支配因子であるとされている。

そこで、まず、Ｎｂの含有量を抑制し、かつ、粒内変態の核となるＶＮの生成を抑制するためにＴｉを添加した。このことにより、フェライト粒径の過剰な微細化を防止し、フェライト硬さの上昇を抑制した。次に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＶの含有量の最適化によって、引張強度の向上に大きく寄与するパーライト硬さを向上させた。その結果、降伏強度の上昇に比べて引張強度が顕著に上昇し、圧延Ｈ形鋼の引張強度を５５０ＭＰａ以上とし、ＹＲを０．８以下にすることができた。

具体的には、フェライト粒径を１５．０μｍ以上とし、更にフェライト・パーライトの硬さ比を０．６０以下とする必要がある。図１及び図２は本発明者らの検討の結果の一例を示すものである。図１は、フェライト粒径とＹＲとの相関を示している。図２は、フェライト／パーライト硬さ比とＹＲとの相関を示している。図１及び図２に示すように、結晶粒径の微細化及びフェライト／パーライト硬さ比の上昇に伴いＹＲが上昇している。フェライト／パーライト硬さ比は、フェライトの硬さをパーライトの硬さで除した比、即ち、（フェライト硬さ）／（パーライト硬さ）である。フェライト硬さ及びパーライト硬さは、マイクロビッカース硬さである。

以下、本発明について説明する。
まず、本発明の圧延Ｈ形鋼の成分組成について説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．１０〜０．２５％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素である。本発明では、硬質相であるパーライトの生成によって引張強度を高めるために、Ｃ含有量の下限値を０．１０％以上とする。好ましくはＣ含有量を０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると溶接熱影響部の硬度が上昇し、靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．２５％以下とする。好ましくはＣ含有量を０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下とする。

（Ｓｉ：０．０５〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、また、強度の上昇にも寄与する元素である。引張強度を上昇させるために、本発明では、Ｓｉ含有量の下限を０．０５％以上とする。好ましくはＳｉ含有量を０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部では島状マルテンサイトが生成し、靭性を低下させるため、上限を０．５０％以下とする。溶接熱影響部の靱性の低下を抑制するには、Ｓｉ含有量の上限を０．４５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０％以下とする。

（Ｍｎ：０．７０〜１．８０％）
Ｍｎは、高強度化に寄与する元素である。引張強度を上昇させるために、本発明では、Ｍｎを０．７０％以上含有する。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上、更に好ましくは１．２０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、母材及び溶接熱影響部の靱性、割れ性などを損なう。したがって、Ｍｎ含有量の上限を１．８０％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは、１．７０％以下、より好ましくは１．６０％以下とする。

（Ｖ：０．０６〜０．２０％）
Ｖは、炭化物を生成する元素であり、析出強化によりフェライト・パーライトの強度を向上させる重要な元素である。特に本発明において、Ｖは降伏強度の過剰な上昇を抑制し、かつ引張強度の向上に顕著に寄与するため、０．０６％以上を添加する。Ｖ含有量が不足すると、相対的に降伏強度が高くなり、降伏比が上昇することがある。Ｖは、好ましくは、０．０９％以上、より好ましくは０．１２％以上含有する。一方、０．２０％を超えてＶを添加すると、析出硬化によって靭性が低下するため、上限を０．２０％以下とする。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下とする。また、後述するように、粒内フェライトによる結晶粒径の微細化に寄与するＶＮの生成を抑制するため、Ｎ含有量を制限し、Ｔｉを添加することが必要である。

（Ｎ：０．００１〜０．００４％）
Ｎは、窒化物を形成する元素である。ＶＮの生成によるフェライト粒径の微細化を抑制するため、Ｎ含有量の上限を０．００４％以下とし、好ましくは０．００４％未満、より好ましくは０．００３％以下とする。Ｎ含有量の下限値は少ないほど好ましいが、０．００１％未満とすることが困難であるため、０．００１％以上とする。

（Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％）
Ｔｉは、ＶＮよりも高温で析出するＴｉＮを生成する元素である。後述するように、本発明では、ＶＮの生成を防止するため、Ｎ含有量の３倍以上のＴｉを添加する。また、ＴｉＮは、溶接熱影響部の粒径の粗大化を抑制し、溶接部の靱性の向上にも寄与する。Ｔｉ含有量は、Ｎ含有量の下限値を０．００１％未満とすることが困難であるため、０．００３％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に添加すると溶接部の靱性が低下するため、Ｔｉ含有量の上限を０．０１５％以下とする。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１０％以下とする。

（Ｔｉ／Ｎ：３．０〜１５．０）
本発明では、ＶＮの生成を防止するため、Ｔｉ／Ｎを３．０以上とし、Ｎ含有量の３．０倍以上のＴｉを添加する。これは、ＴｉＮの生成によって、Ｎを固定するため、ＴｉとＮの含有量を原子％でほぼ同等にするという観点から、質量数がＮの約３倍であるＴｉの含有量を、質量％でＮの含有量の３．０倍以上とするものである。また、Ｔｉ／Ｎが３．０未満であると、Ｎの影響によって溶接性が損なわれ、溶接熱影響部の粒径の粗大化の抑制に寄与するＴｉＮの析出が不十分になり、溶接部の靱性が低下する場合がある。Ｔｉ／Ｎの上限は、Ｎ含有量の下限値（０．００１％）と、Ｔｉ含有量の上限値（０．０１５％）から１５．０以下する。

（Ｎｂ：０．０１０％以下）
Ｎｂは、強度及び靭性を高める元素であるが、析出強化やフェライト粒径の微細化によって降伏強度を上昇させ、ＹＲを大きくさせてしまう。このため、本発明では、Ｎｂ含有量を０．０１０％以下に制限する。好ましくはＮｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｎｂは含有しなくてもよいが、強度及び靭性を高めるためにＮｂを含有する場合、その含有量は０．００２％以上であることが好ましく、０．００３％以上であることがより好ましい。

（Ａｌ：０．０６％以下）
Ａｌは、脱酸元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。しかし、Ａｌを０．０６％を超えて添加すると、粗大な介在物の形成によって靭性が低下するため、０．０６％以下に制限する。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。

（Ｏ：０．００３５％以下）
Ｏは、不純物である。酸化物の生成を抑制して靭性を確保するため、Ｏ含有量の上限を０．００３５％以下に制限する。ＨＡＺ靭性を向上させるには、Ｏ含有量を０．００１５以下にすることが好ましい。Ｏ量を０．０００５％未満にしようとすると、製造コストが高くなるため、Ｏ量は０．０００５％以上が好ましい。

（Ｃｅｑ：０．４２０以下）
Ｃｅｑは、焼入れ性の指標であり、下記（式１）で求めることができる。Ｃｅｑは、強度を確保するために高めることが好ましい。しかし、Ｃｅｐが０．４２０を超えると、特に溶接部の靱性が低下するとともに溶接時に割れが生じる。このため、Ｃｅｐは０．４２０以下とし、０．４００以下とすることが好ましい。Ｃｅｑの下限は特に限定しないが、必須的に含まれるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｖの含有量の下限値から０．９１０となる。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、元素を含有しない場合は０として計算する。

更に、引張強度の上昇や、介在物の形態制御のため、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、の１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｕ：０．３０％以下）
Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上を添加する。
一方、０．３０％を超えるＣｕを添加すると、溶接熱影響部の強度が過剰に上昇し、靭性が低下することがある。このため、Ｃｕ含有量の上限を０．３０以下％とすることが好ましい。より好ましくはＣｕ含有量の上限を０．２０％以下とする。

（Ｎｉ：０．２０％以下）
Ｎｉは、強度及び靭性を高めるために有効な元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。Ｎｉは、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上を添加する。一方、０．２０％を超えるＮｉを添加すると、溶接熱影響部の強度が過剰に上昇し、靭性が低下することがあるため、上限を０．２０以下％とすることが好ましい。
また、Ｎｉは高価な元素であり、合金コストの上昇を抑制するため、更に好ましくは上限を０.１５％以下とする。

（Ｍｏ：０．３０％以下）
Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．３０％を超えてＭｏを添加すると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ_２Ｃ）を析出し、溶接熱影響部の靱性を劣化させることがあるため、０．３０％以下に制限することが好ましい。Ｍｏ含有量の上限は、０．２５％以下がより好ましい。Ｍｏ含有量の下限は、０．０１％以上が好ましい。

（Ｃｒ：０．０５％以下）
Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．０５％を超えてＣｒを添加すると、炭化物を生成し、靭性を損なうことがあるため、Ｃｒ含有量の上限を０．０５％以下に制限することが好ましい。Ｃｒ含有量のより好ましい上限は０．０３％以下である。Ｃｒ含有量の下限は０．０１％以上が好ましい。

（ＲＥＭ：０．０１０％以下）
（Ｃａ：０．００５０％以下）
ＲＥＭ及びＣａは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与するため、添加してもよい。しかし、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、鋼中に含有されるＲＥＭの上限は０．０１０％以下、Ｃａの上限は０．００５０％以下である。ＲＥＭ及びＣａは、０．０００５％以上を添加することが好ましい。

不可避不純物として含有するＰ、Ｓについては、含有量を特に限定しない。なお、Ｐ、Ｓは、凝固偏析による溶接割れ、靱性低下の原因となるので、極力低減すべきである。Ｐ含有量は０．０２％以下に制限することが好ましく、更に好ましい上限は０．００２％以下である。また、Ｓ含有量は、０．００２％以下に制限することが好ましい。

次に、本発明の圧延Ｈ形鋼の金属組織について説明する。
本発明の圧延Ｈ形鋼は、熱間圧延後、空冷して製造されるため、金属組織は、フェライト・パーライトとなる。フェライト・パーライト以外に、マルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Martensite-Austenite Constituent、ＭＡ）が生成することがあるが、面積率で５％未満である。本発明の圧延Ｈ形鋼の金属組織は、フェライト・パーライトからなり、フェライト・パーライトの面積率は９５％以上である。

（フェライト粒径：１５．０〜５０．０μｍ）
フェライト粒径は、特に、降伏強度に影響する。フェライト粒径が微細化すると、降伏強度が高くなり、降伏比を低下させるため、下限を１５．０μｍ以上とし、１８．０μｍ以上であることが好ましい。フェライト粒径は大きいほど降伏比が低下するので好ましいが、５０．０μｍを超えることはないため、５０．０μｍ以下とする。フェライト粒径は、４０．０μｍ以下であってもよい。

（フェライト／パーライト硬さ比：０．６０以下）
フェライト／パーライト硬さ比は、フェライトの硬さをパーライトの硬さで除した比、即ち、（フェライト硬さ）／（パーライト硬さ）である。フェライトの硬さ、パーライトの硬さは、それぞれ、ビッカース硬さであり、金属組織を観察しながら、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のマイクロビッカース硬さ試験に準拠して測定する。ＹＲを低減させるためには、降伏強度に寄与するフェライトの硬さの上昇を抑制し、引張強度に寄与するパーライトの硬さを向上させることが必要である。本発明ではＹＲ≦０．８０とするために、フェライト／パーライト硬さ比を０．６０以下とし、好ましくは０．５０以下とする。

高層建築において５５０ＭＰａ級の梁に用いられるＨ形鋼には、フランジの板厚が１６〜４０ｍｍのサイズのＨ形鋼が多用される。このため、本発明の圧延Ｈ形鋼のフランジの板厚も１６〜４０ｍｍが好ましい。フランジの板厚が１６ｍｍ未満になると、フェライトが微細化してＹＲが上昇する可能性がある。また、フランジの板厚が４０ｍｍを超えると、圧下量が不足するために組織の粗大化、もしくは析出物の粗大化により、靭性が劣化する可能性がある。

なお、ウェブの板厚は、一般的にフランジの板厚より薄くなるため、１２〜４０ｍｍとすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比に関しては熱間圧延によって製造される圧延Ｈ形鋼の場合、０．５〜２．５が好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．５を超えると、ウェブが波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ／ウェブの板厚比が０．５未満の場合は、フランジが波打ち状の形状に変形することがある。

本発明のＨ形鋼の場合、フランジの特性が重要である。
図３に示すＨ形鋼の金属組織の観察および機械試験は、Ｈ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔ_ｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔ_ｆ）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から試料を採取して行う。
フランジの機械的性質はフランジ幅方向、厚み方向で変動する。図３の（１／４）ｔ_ｆかつ（１／６）Ｆの位置において、金属組織および機械特性を評価するのは、（１／６）Ｆの位置が圧延時に最も温度の低いフランジ先端とフランジ中央の中間近くであり、かつＪＩＳ、ＥＮ、ＡＳＴＭなどで強度試験の規格部位とされることもある位置であるため、（１／４）ｔ_ｆかつ（１／６）Ｆの位置がＨ形鋼の平均的な組織及び材質を示すと判断したためである。

なお、組織観察及び結晶粒径の測定は、（１／６）Ｆかつ（１／４）ｔ_ｆの位置を中心とする５００μｍ（長手方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域にて行った。光学顕微鏡によってフェライト粒径を測定し、フェライトおよびパーライトについて相別に硬さの測定を行った。

Ｈ形鋼の強度の目標値は、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ〜５０５ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）が５５０〜６７０ＭＰａである。また、ＹＲは０．８以下とする。

次に、本発明のＨ形鋼の製造方法について説明する。
製鋼工程では、上述のように、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。また、鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましく、偏析の低減や、熱間圧延における加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下が好ましい。

次に、鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。本実施形態では、図４に示すように、加熱炉を用いて鋼片を加熱する。続いて、粗圧延機を用いて粗圧延を行う。粗圧延は、中間圧延機を用いる中間圧延の前に必要に応じて行う工程であり、鋼片の厚みと製品の厚みに応じて行う。その後、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）１と水冷装置２ａとを用いて中間圧延を行う。続いて、仕上圧延機３を用いて仕上げ圧延を行って熱間圧延を終了し、空冷する。

（加熱温度：１１００〜１３５０℃）
鋼片の加熱温度は、１１００〜１３５０℃とする。加熱温度が１１００℃未満であると、圧延温度が低くなり、高温で仕上圧延を行っても、フェライトの硬さが上昇して、フェライト／パーライト硬さ比が高くなり、ＹＲが上昇する。Ｖなど、析出物を形成する元素を十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度の下限を１１５０℃以上とすることが好ましい。特に、板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるため、１２００℃以上に加熱することが好ましい。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、素材である鋼片の表面の酸化物が溶融して加熱炉内が損傷することがある。加熱温度は、鋼片の表面の酸化促進に起因する歩留まりの低下を抑制するために、１３００℃以下であることが好ましい。

（熱間圧延の仕上温度：８００℃以上）
熱間圧延は、常法で行えばよいが、鋼片を加熱した後、オーステナイト未再結晶域での圧延を行わないことが好ましい。オーステナイト未再結晶域での圧延を行うと、フェライトの核生成頻度が増加し、結晶粒径が微細化して降伏点が高くなり、ＹＲが上昇する。圧延Ｈ形鋼の形状精度等を考慮すれば、熱間圧延の仕上温度は、フェライト変態の開始温度であるＡｒ_３以上とすることが好ましい。本発明では、熱間圧延の仕上温度は、フェライト粒径の過剰な微細化を抑制するために８００℃以上とする。熱間圧延の仕上温度は、ＹＲを低下させるために、８３０℃以上であることが好ましい。
なお、鋼片の厚みと製品の厚みに応じて、熱間圧延の前に粗圧延を行っても良い。本発明では、熱間圧延後の冷却は、水冷装置２ａを用いず、空冷する。

熱間圧延では、ウェブとフランジの温度差を解消するためのパス間水冷圧延加工を実施してもよい。また、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、二次圧延を行う製造プロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。ただし、２ヒート圧延では、熱間圧延での塑性変形量が少なく、圧延工程での温度の低下も小さくなるため、より高温で圧延を完了し、フェライト粒径の過剰な微細化を抑制することが好ましい。

次に、本発明の圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手について説明する。
図５は本発明の実施形態による圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手を断面図で示す説明図である。図５（ａ）は、圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手をなす多層盛り突合せ溶接継手１０（以下単に「溶接継手１０」と記載することがある）を断面で表した図である。図５に示すように、溶接継手１０は、被溶接材としての開先背側母材１１と開先肩側母材１２を溶接金属１４を介して接合し、裏面に裏当て金１３を有している。
ここで、本発明の圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手１０を含む具体的な構造物は特に限定されることはなく、例えば建物の柱及び梁による構造物等を挙げることができる。この場合、例えばフランジ溶接継手１０をなす多層盛り突合せ溶接は梁端部と通しダイヤフラム端面との接合、又は梁端部と柱表面との接合に用いられている。以下、本実施形態による溶接継手１０の各構成について説明する。ただし、裏当て金１３は周知の構成であるから説明を省略する。

開先背側母材１１は鋼材であり、鋼の種類は特に限定されることはないが、構造用鋼として用いられる引張強さが４００Ｎ／ｍｍ^２以上、７４０Ｎ／ｍｍ^２以下の鋼材を用いることができる。もちろん、開先背側母材１１として上述した本発明の圧延Ｈ形鋼を用いてもよい。開先背側母材１１として、例えば通しダイヤフラムや柱等を挙げることができる。
また、開先肩側母材１２は、上述した本発明の圧延Ｈ形鋼であり、開先角度で傾斜した開先面１２ａを有している。開先角度は例えば３０〜４５度程度であるが、開先角度は任意に設定できる。開先形状はＪＩＳ Ｚ ３００１で定義されるレ形開先、Ｋ形開先、Ｊ形開先及び両面Ｊ形開先のいずれであってもよい。このような開先形状に形成された開先肩側母材１２の開先部と開先背側母材１１とが、ＪＩＳ Ｚ ３００１で定義される突合せ継手、Ｔ継手、または角継手となるように配置され、この部位における開先背側母材１１と開先肩側母材１２との間隙（開先部）に多層盛り溶接によって溶接金属１４が形成される。溶接金属１４は、さらに次のような特徴を有している。

本実施形態による溶接金属１４は層状構造である。すなわち、本溶接金属１４は多層盛り溶接により形成され、これにより層状構造となる。
さらに、溶接金属１４は、最も外側に配置される層（最終層）のビードについて、図５（ａ）、（ｂ）に示すように、最終層の１パス目の第一溶接ビード１４ａを開先肩側母材１２の開先肩部Ｂの領域に最初に配置される。そして、開先肩側の第一溶接ビード１４ａに続いて開先背側母材１１の開先背側に向けて第二溶接ビード１４ｂ、第三溶接ビード１４ｃを順次配置し、開先背側母材１１の開先背側が最終パスとなるような順に多層盛りで積層する。このような最終層のパス順については、溶接金属部の外観目視観察でも確認できるが、断面マクロ試験によればより確実に確認できて好ましい。

なお、本実施形態において、第一溶接ビード１４ａの止端部Ｃと開先肩部Ｂとの材軸方向の距離ａは、溶接欠陥のアンダーカットを避けるため０ｍｍより大きくするが、溶接継手強度上からは５ｍｍ以上に大きくしても変化しないため５ｍｍ未満の長さに設定することが好ましい。この場合、溶接金属に隣接する圧延Ｈ形鋼側の熱影響部は、フランジ表面部で母材側に膨出することなくほぼ開先面に沿って形成される。
また、本実施形態による溶接金属１４では、第二溶接ビード１４ｂの第一溶接ビード１４ａとの止端部をＤとし、この止端部Ｄと第一溶接ビード１４ａの止端部Ｃとの距離をｂとすると、距離ｂが１５ｍｍ以下であれば、第一溶接ビード１４ａのＨＡＺ（溶接熱影響部）１５が第二溶接ビード１４ｂによって確実に焼き戻され、これによる靭性改善効果を効率的に得ることができて好ましい。
特に本発明による圧延Ｈ形鋼を開先肩側母材１２として用いると、バナジウムを含むために上述した距離ａや距離ｂの範囲外であってもＨＡＺ（溶接熱影響部）１５の焼き戻しによる靭性改善効果を得られる。

次に本発明による圧延Ｈ形鋼の実施例について説明する。
表１および表２に示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０〜３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金を添加して成分を調整し、必要に応じて真空脱ガス処理を行った。
得られた鋼片を加熱し、表３および表４に示す加熱温度に加熱し、粗圧延機２を用いて粗圧延を行った。続いて、中間ユニバーサル圧延機１と、その前後に設けたパス間の水冷装置２ａとを用いて、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を行った。その後、表３および表４に示す仕上温度で仕上げ圧延を行って、熱間圧延を終了し、空冷し、Ｈ形鋼を製造した。表１および表２に示した成分は、製造後のＨ形鋼から採取した試料を化学分析して求めた。

図３に示すように、Ｈ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔｆ）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、圧延方向を長さ方向とする試験片を採取し、機械特性（ＹＰ、ＴＳ、伸び、母材衝撃値）を測定した。
なお、この箇所の特性を求めたのは、図３に示すフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）が、Ｈ形鋼の平均的な機械特性を示すと判断したためである。

ＹＰ、ＴＳ、伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行うことにより求めた。また、母材衝撃値（靱性）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃でシャルピー衝撃試験を行うことにより求めた。

得られたＨ形鋼のフランジ部を切り出し、レ型開先を施し、溶接入熱１２ｋＪ／ｃｍにて、ガスメタルアーク溶接を行った。開先の垂直部側のボンド部の前後がシャルピー衝撃試験片ノッチとなるように、それぞれの試験片を採取し、母材衝撃値と同様にして、溶接熱影響部の靭性（溶接部衝撃値）を評価した。
更に、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠したｙ形溶接割れ試験方法によって溶接性を評価した（割れの有無）。

また、機械特性の測定に用いた試験片を採取した位置から、試料を採取し、光学顕微鏡で金属組織の観察を行い、フェライト・パーライトの面積率及びフェライト粒径を測定した。表３および表４に示す鋼種Ｎｏ．１〜３８は、いずれもフェライト・パーライトの面積率が９５％以上であった。
更に、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のマイクロビッカース硬さ試験に準拠し、フェライトの硬さ及びパーライトの硬さを測定し、フェライト／パーライト硬さ比、即ち、（フェライト硬さ）／（パーライト硬さ）を求めた。
結果を表３および表４に示す。

表３および表４に示す粒径は、フェライト粒径である。Ｈｖα／ＨｖＰは、フェライト／パーライト硬さ比である。
ｙ割れ試験は、ｙ形溶接割れ試験方法による溶接性の評価であり、割れの有無を示している。機械特性の目標値は、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上、かつＴＳ／ＹＰで計算される降伏比（ＹＲ）が０．８０以下、伸びが１４．０％以上であり、母材および溶接部のシャルピー吸収エネルギー（衝撃値）が７０Ｊ／ｃｍ^２以上である。

表３に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜１９は、常温の０．２％耐力（ＹＰ）及び引張強度（ＴＳ）が高く、かつ、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーも、母材、溶接熱影響部ともに目標を十分に満たしている。

一方、Ｎｏ．２０〜３８は比較例である。
Ｎｏ．２０、２２、２４及び２６は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＶが不足し、強度が低下した例である。
Ｎｏ．２１、２３、２８、２９及び３２は、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＴｉの含有量が過剰であり、Ｎｏ．３５はＣｅｑが大きいため、溶接部の靱性が低下した例である。
Ｎｏ．２７はＶ含有量が多く、母材及び溶接部の靱性が低下した例であり、Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が多く、母材及び溶接部の靱性が低下し、溶接性（割れの有無）も低下している。
Ｎｏ．３１はＡｌ含有量が多く、Ｎｏ．３３はＯ含有量が過剰であるため、母材の靱性が低下している。

Ｎｏ．３０はＮｂを過剰に添加したため結晶粒が微細化し、ＹＲが上昇した例である。
Ｎｏ．３４はＮ含有量が多く、結晶粒径が微細になり、ＹＲが上昇し、溶接性も低下した例である。
Ｎｏ．３６は仕上温度を低くした例であり、結晶粒が微細化し、ＹＲが上昇した例である。
Ｎｏ．３７は加熱温度を低くした例であり、フェライト／パーライト硬さ比が大きく、ＹＲが上昇している。
Ｎｏ．３８はＮに対してＴｉの添加量が不足しており、ＶＮにより結晶粒径が微細化してＹＲが上昇し、Ｎの影響によって溶接性も低下した例である。

次に、本発明の圧延Ｈ形鋼のフランジを用いて上述した実施形態によるフランジ溶接継手１０を作製し、ＨＡＺ（熱影響部）１５のシャルピー吸収エネルギーの積層方法による比較を行った。図５、図６に示す２通りの多層盛り積層方法を設定した。図５（ａ）は本発明の上述した実施形態による積層方法で得た溶接継手１０であり、図６は比較例による通常行われる積層方法で得た溶接継手を示すものである。図６に示す比較例では、開先背側母材１１側から開先肩側母材１２に向けて複数のパスで溶接ビードを順次配置して積層した。
作製した２種の溶接継手を用いて図７に示す位置のフルサイズシャルピー衝撃試験片を採取した。なお、パス間温度はいずれの試験でも各層の溶接において、最大温度で３５０℃以下となるように溶接を行った。また、入熱についても各層の溶接を１４Ｊ／ｃｍ〜４１Ｊ／ｃｍで行っている。また、開先は、ルートギャップを７ｍｍ、開先角度を３５度、及び開先幅を３５ｍｍとしている。シャルピー衝撃試験片の形態及び試験はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じている。ここではノッチ最深部のうち試験片厚さ方向（図７の上下方向）の中央（図７の符号Ａの位置）がフュージョンライン（ＦＬ）１６上にある試験片、同様に当該中央がフュージョンライン１６から母材表面に平行に母材側に距離０．５ｍｍ移動した位置にある試験片（ＦＬ＋０．５ｍｍ）、及び、当該中央がフュージョンライン１６から母材表面に平行に母材側に距離１．０ｍｍ移動した位置にある試験片（ＦＬ＋１．０ｍｍ）をそれぞれ作製して試験をした。
表５に試験材の化学成分を示し、表６に衝撃試験結果を示す。表６に示す試験結果からわかるように、全ての試験部位において各実施例のシャルピー吸収エネルギーが比較例よりも増加しており、靱性に関する改善が見られた。

１ 中間圧延機
２ａ 水冷装置
３ 仕上圧延機
１０ フランジ溶接継手、（多層盛り突合せ）溶接継手
１１ 開先背側母材
１２ 開先肩側母材
１２ａ 開先面
１３ 裏当て金
１４ 溶接金属
１４ａ 最終層の第一溶接ビード
１４ｂ 最終層の第二溶接ビード
１４ｃ 最終層の第三溶接ビード
１５ 熱影響部
１６ フュージョンライン

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．７０〜１．８０％、
   Ｖ：０．０６〜０．２０％、
   Ｎ：０．００１〜０．００４％、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％
   を含有し、
   Ｎｂ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．０６％以下、
   Ｏ：０．００３５％以下
   に制限し、
   Ｔｉ／Ｎ：３．０〜１５．０
   を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   下記の式１によって求められるＣｅｑが０．４２０以下であり、
   金属組織がフェライト・パーライトからなり、
   フェライト粒径が１５．０〜５０．０μｍであり、
   下記の式２によって求められるフェライト／パーライト硬さ比が０．６０以下であることを特徴とする圧延Ｈ形鋼。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（式１）、
   フェライト／パーライト硬さ比＝（フェライト硬さ）／（パーライト硬さ）・・・（式２）。
   但し、（式１）のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉは、各元素の含有量［質量％］であり、元素を含有しない場合は０として計算する。
2. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：０．３０％以下、
   Ｎｉ：０．２０％以下、
   Ｍｏ：０．３０％以下、
   Ｃｒ：０．０５％以下
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の圧延Ｈ形鋼。
3. 更に、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０１０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下
   の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の圧延Ｈ形鋼。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、請求項１〜３の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、仕上げ温度８００℃以上で熱間圧延した後、空冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
5. 請求項１〜３の何れか１項に記載された圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手であって、
   該圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手の溶接金属は、互いに溶接接合される部材の片側のみに設けられる開先が前記圧延Ｈ形鋼のフランジ端部に設けられ、この開先部に多層盛り溶接されて形成されており、
   前記多層盛り溶接の最終層の第一溶接ビードが前記開先の肩部側に形成され、順次開先背側に向けて溶接盛りしてなる最終層が形成されており、
   前記溶接金属に隣接する圧延Ｈ形鋼側の熱影響部は、フランジ表面部で母材側に膨出することなくほぼ開先面に沿って形成されていることを特徴とする圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。
6. 前記開先が、レ形開先、Ｋ形開先、Ｊ形開先及び両面Ｊ形開先のいずれかであることを特徴とする請求項５に記載の圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。
7. 前記フランジ溶接継手が、突合せ継手、Ｔ継手及び角継手のいずれかであることを特徴とする請求項５又は６に記載の圧延Ｈ形鋼のフランジ溶接継手。
   

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