JP2017057483A - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】フランジの厚みが４０〜１５０ｍｍであるＨ形鋼及びその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｈ形鋼であって、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｖ：０．０２〜０．１２％、Ｎｉ：０．５０〜１．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有し、炭素当量Ｃ_eqが０．３３〜０．５０質量％であり、フランジの厚みが４０〜１５０ｍｍであり、前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織のベイナイトの面積率が、８０％以上である、Ｈ形鋼。
【選択図】 図２

Description

本発明は、建築建造物の構造部材などに用いられる、フランジの厚みが４０ｍｍ以上のＨ形鋼、及びその製造方法に関するものである。

近年、高層ビルなど建築物の大型化や高層化が進んでおり、構造上の主要な強度部材として厚手の鋼材が利用されている。しかし、一般に、鉄鋼材料は、製品の厚さが増大するほど強度の確保が難しくなり、更に靭性も低下する傾向にある。また、熱間圧延により厚手の鋼板を製造する際、熱間圧延後に加速冷却を適用すると、鋼板の内部の冷却速度が鋼板の表面に比べて遅くなり、鋼板の表面と内部とでは温度履歴に大きな差が生じ、鋼板の部位によって強度、延性、靱性といった機械特性に差が生じることがある。

更に、厚手の鋼板を溶接する場合は、入熱が大きくなり、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという場合がある）の靱性が低下することがある。このような問題に対して、熱間圧延後、放冷しても均質な機械特性が得られ、また、ＨＡＺの靱性を確保できるように、Ｃ量を低減し、Ｂを添加して焼入れ性を高め、ベイナイトを主体とする金属組織を得る方法が提案されている（例えば、特許文献１、２、参照）。

ところで、大型の建築物には、フランジの厚みが４０ｍｍ以上のＨ形鋼の使用が望まれているが、Ｈ形鋼は形状が特異であり、ユニバーサル圧延により圧延する場合には、圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、Ｈ形鋼を製造する場合、厚手の鋼板に比べて、ウェブ、フランジ、フィレット等の各部位での機械特性の差が大きくなることがある。

このような問題に対し、Ｃ量を低減し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂを添加した鋼片を熱間圧延した後、放冷して、均質な機械特性と優れたＨＡＺの靱性を確保する方法が、提案されている（例えば、特許文献３、参照）。また、Ｍｎ量を高め、Ｂを添加し、更に微細なＭｇＳによるオーステナイト結晶粒の成長を抑制するピン止め効果を活用し、熱間圧延後、空冷し、ベイナイトを生成させて、Ｈ形鋼の強度及び靱性を高める方法が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。

特開平８−１４４０１９号公報 特開平１１−２６９６０２号公報 特開平１１−１７２３７３号公報 特開２０１５−１１７３８６号公報

従来、上記特許文献１〜４のＨ形鋼等では、フランジの厚みが４０ｍｍ以上であるＨ形鋼には、室温での靱性か、またはせいぜい０℃での靱性が要求されていたが、寒冷地等での使用を考慮して、より低温での靱性が要求される場合がある。また、ピン止め効果を活用するには、高度な製造技術が要求される。本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、熱間圧延後にそのまま放冷して製造されるＨ形鋼及び製造方法の提供を課題とするものである。

本発明者らは、冷却速度が遅い場合でも強度を確保できるように検討を行った。その結果、Ｃ量を抑制し、合金元素の添加によって焼入れ性を高めると、熱間圧延後、放冷しても、ベイナイト主体の金属組織が得られ、硬質相であるマルテンサイトとオーステナイトの混成物（以下、ＭＡという場合がある）の生成が抑制されるという知見を得た。また、本発明者らは、Ｈ形鋼の靱性を低下させることなく強度を確保するべく、検討を行った。その結果、Ｎｉ、Ｂ及びＶを含有させることにより、靭性を大きく低下させることなく強度上昇の効果が得られることを見出した。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、本発明のある観点によれば、Ｈ形鋼であって、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｖ：０．０２〜０．１２％、Ｎｉ：０．５０〜１．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_eqが０．３３〜０．５０質量％であり、フランジの厚みが４０〜１５０ｍｍであり、前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織のベイナイトの面積率が８０％以上である、Ｈ形鋼が提供される。

前記Ｈ形鋼は、質量％で、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。

前記Ｈ形鋼は、前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であってもよい。

また、上記課題を解決するために、本発明の別の観点によれば、Ｈ形鋼の製造方法であって、１１００〜１３５０℃の鋼片を熱間圧延してフランジの厚みを４０〜１５０ｍｍとする熱間圧延工程を含み、前記熱間圧延の終了温度は、前記Ｈ形鋼の表面温度で７５０℃以上であり、前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｖ：０．０２〜０．１２％、Ｎｉ：０．５０〜１．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_eqが０．３３〜０．５０質量％である、Ｈ形鋼の製造方法が提供される。

前記鋼片は、質量％で、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。

前記Ｈ形鋼の製造方法は、前記熱間圧延工程後、前記Ｈ形鋼をそのまま放冷する放冷工程を含んでもよい。

本発明によれば、大規模建築物に適用できるフランジ厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼及びその製造方法を提供することができる。より具体的には、フランジ厚が４０〜１５０ｍｍであり、降伏強度又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上という、靱性に優れた高強度Ｈ形鋼を得ることができる。

実施例における熱間圧延工程の製造ラインを示す図である。 実施例において製造したＨ形鋼の断面図である。

熱間圧延後、加速冷却を行わずにＨ形鋼を製造する場合、鋼材の表面及び内部の冷却速度は共に小さな値となる。例えば、フランジ厚が１００ｍｍのＨ形鋼では、熱間圧延後、放冷すると、冷却速度は０．１℃／ｓ以下となる。本発明者らは、冷却速度が遅い場合でも強度を確保できるように検討を行った。その結果、Ｃの含有量を０．０３％以下に抑制し、Ｂを添加し、Ｎｉ量を高め、合金元素の添加により炭素当量Ｃ_eqを０．３３〜０．５０の範囲に制御すると、面積分率で８０％以上の金属組織がベイナイトになり、硬質相であるＭＡの生成が抑制され、良好な靭性をも確保できるという知見を得た。

さらに、本発明者らは、フランジ厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼の靱性を低下させることなく強度を向上させるには、窒化物を形成するＶを添加することが有効であるという知見を得た。Ｖは特に重要な元素であり、オーステナイト粒内にベイナイト変態の核生成サイトなるＶ窒化物を析出し、靭性の向上に寄与すると本発明者らは推定している。

以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。

本発明のＨ形鋼が有する鋼組成は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｖ：０．０２〜０．１２％、Ｎｉ：０．５０〜１．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下に、本発明のＨ形鋼が有する鋼組成の成分について、説明する。ここで、含有量の「％」は、特に断りのない限り、質量％を意味する。

（Ｃ：０．００５〜０．０３％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、含有量の下限値を０．００５％とする。好ましくは、Ｃの含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃの含有量が０．０３％を超えると、ＭＡの生成量が過剰となり降伏強度の低下や靭性の低下を招く場合がある。そのため、Ｃ量の上限値を０．０３％とする。靱性を向上させるためには、Ｃ量の上限値を０．０２％とすることが好ましい。

（Ｓｉ：０．０１〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する。このような効果を得るため、本発明では、Ｓｉ量の下限値を０．０１％とする。一方、過剰なＳｉの含有は、ＭＡの生成を助長し、降伏強度の低下と靱性の劣化をもたらす場合がある。そのため、Ｓｉ含有量の上限値を０．５０％とする。靱性を確保するためには、Ｓｉ量の上限値は０．４０％が好ましく、より好ましくは０．３０％以下の含有量である。

（Ｍｎ：０．８０〜１．６０％）
Ｍｎは、焼入れ性を高める元素であり、ベイナイトの生成を促進し、Ｈ形鋼の強度の向上に寄与する。このような効果を得るために、Ｍｎの含有量を０．８０％以上とする。強度を高めるには、Ｍｎの含有量を１．００％以上にすることが好ましく、１．３０％以上が更に好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．６０％を超えると、ＭＡの生成を助長し靱性を損なう場合がある。そのため、Ｍｎの含有量の上限値を１．６０％とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限値は、１．５０％である。

（Ｖ：０．０２〜０．１２％）
Ｖは、重要な元素であり、窒化物を形成して靱性の向上に寄与する。オーステナイトの粒内に析出したＶ窒化物は、変態核として作用し、ベイナイトの有効結晶粒を微細化する結果、靭性の向上に寄与すると推定される。このような効果を得るためには、Ｖの含有量を０．０２％以上とする必要があり、好ましくはＶの含有量を０．０４％以上とする。しかし、Ｖを過剰に添加すると、析出物の粗大化に起因して靭性を損なうことがある。そのため、Ｖの含有量の上限値を０．１２％とする。好ましくは、Ｖの含有量の上限値を０．１０％とする。

（Ｎｉ：０．５０〜１．００％）
Ｎｉは、重要な元素であり、焼入れ性を高めてＨ形鋼の強度を上昇させる効果が大きい。また、靭性を低下させる悪影響が小さい。強度を上昇させる効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．５０％以上とすることが必要である。一方、Ｎｉの含有量が過剰になると、ＭＡの生成を助長して靭性の低下を招く場合がある。そのため、Ｎｉの含有量の上限値を１．００％とし、好ましくは０．９０％以下の含有量とする。より好ましくは、Ｎｉの含有量の上限値を、０．８０％とする。

（Ａｌ：０．００５〜０．１０％）
Ａｌは脱酸元素であり、本発明では、Ａｌの含有量を０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１％以上の含有量とする。ただし、Ａｌの含有量が過剰になると、酸化物が粗大化して脆性破壊の起点となり、Ｈ形鋼の靭性が低下する場合がある。そのため、Ａｌの含有量の上限値は０．１０％とする。好ましくはＡｌの含有量の上限値を０．０５０％とする。

（Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％）
Ｔｉは、ＴｉＮを形成して、鋼中のＮを固定する元素であり、ＢＮの析出を抑制して固溶Ｂを増やし、焼入れ性を向上させる。このような効果を得るために、Ｔｉの含有量、０．００１％以上とする。また、ＴｉＮは、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｔｉの含有量を０．００８％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靱性を損なう場合がある。そのため、Ｔｉの含有量の上限値を０．０２５％とする。好ましくはＴｉの含有量の上限を０．０２０％とする。

（Ｎ：０．０００１〜０．００５０％）
Ｎは、ＴｉＮやＶＮを形成し、組織の細粒化や析出強化に寄与する元素であり、含有量を０．０００１％以上とする。このような効果を得るために、Ｎの含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎの含有量が過剰になると、母材の靭性が低下し、鋳造時の表面割れや、製造された鋼材の歪時効による材質不良の原因となる場合がある。そのため、上限値を０．００５０％とする。好ましくは、Ｎ量の上限値を０．００４０％とする。

（Ｂ：０．０００３〜０．００２０％）
Ｂは、微量の添加で焼入性を上昇させる元素であり、ベイナイトの生成を促進し、強度を向上させる。このような効果を得るために、Ｂの含有量を０．０００３％以上とする。好ましくは、Ｂの含有量を０．０００８％以上とし、より好ましくは、０．０００１０％以上とする。一方、Ｂの含有量が０．００２０％を超えると、ＭＡの生成を助長して、靱性が低下することがある。そのため、Ｂの含有量の上限値を０．００２０％とする。より好ましくは０．００１５％である。

Ｐ、Ｓ及びＯは不純物であり、鋼組成に含まれる場合がある。これらの元素の含有量は、特に限定しないが、Ｐ及びＳは、凝固偏析による溶接割れや靱性低下の原因となる場合がある。そのため、これらの元素の含有量は、低減することが好ましい。Ｐの含有量は、０．０３％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましい上限値は０．０１％である。また、Ｓの含有量は、０．０２％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．０１％以下、更に好ましい上限値は０．００５％である。Ｏは過剰に含有させると、固溶酸素の影響や酸化物粒子の粗大化によって靭性が低下する場合がある。そのため、Ｏの含有量の上限値は０．００５％とすることが好ましい。Ｏの含有量の上限値は、より好ましくは０．００３０％、更に好ましくは０．００２０％である。

本発明のＨ形鋼は、強度や靭性を高めるために、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ及びＺｒのうち、１種又は２種以上を含有することができる。

（Ｎｂ：０．０５０％以下）
Ｎｂは、焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。強度向上の効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂの含有量が過度になると、著しい靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｎｂの含有量の上限値を０．０５０％とする。より好ましいＮｂの含有量の上限値は、０．０４０％である。

（Ｃｒ：０．５０％以下）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて、Ｈ形鋼の強度の向上に寄与する元素である。焼入れ性を向上させるためには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、ＭＡの生成を助長する場合や、Ｃｒ炭化物の粗大化を招き、靭性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒの含有量の上限値は０．５０％とする。より好ましくはＣｒの含有量の上限値を０．３０％とする。

（Ｃｕ：０．５０％以下）
Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、析出強化によって鋼材の強化に寄与する元素である。これらの効果を得るには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕの含有量が過剰になると、ＭＡの生成を助長する場合や、または強度が過剰となって、靭性が低下することがある。そのため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕの含有量の上限値を０．５０％とする。より好ましくは、Ｃｕの含有量の上限値を０．３０％とする。

（Ｍｏ：０．５０％以下）
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、Ｈ形鋼の強度の向上に寄与する。特に、Ｂを添加する本発明のＨ形鋼においては、焼入れ性に関するＢとＭｏとの相乗効果は顕著である。この相乗効果を得るために、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏの含有量の下限値を０．０１％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏの含有量を０．０５％以上とする。しかし、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、ＭＡの生成を助長して靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｍｏの含有量の上限値を０．５０％とする。

（Ｗ：０．５０％以下）
Ｗは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、Ｈ形鋼の強度の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｗの含有量の下限値を０．０１％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｗの含有量を０．１０％以上とする。しかし、Ｗの含有量が０．５０％を超えると、ＭＡの生成を助長して靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｗの含有量の上限値を０．５０％とする。

（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａは、硫化物の形態制御に有効な元素であり、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｃａの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａの含有量を０．００１０％以上とする。一方、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、Ｈ形鋼の靭性が低下することがある。そのため、Ｃａの含有量の上限値は、０．００５０％とする。Ｃａの含有量は、より好ましくは０．００３０％以下である。

（Ｚｒ：０．００５０％以下）
Ｚｒは、炭化物及び窒化物として析出し、鋼の析出強化に寄与する。また、窒化物として析出することにより、鋼中の固溶Ｎの低減に寄与し、固溶Ｂの確保による焼入れ性の向上にも有効である。これらの効果を得るためには、Ｚｒの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｚｒの含有量が０．００５０％を超えると、Ｚｒの炭化物及び窒化物の粗大化を招き、靭性が低下することがある。そのため、Ｚｒの含有量の上限値は、０．００５０％とすることが好ましい。

その他、本発明では、母材靭性や溶接のＨＡＺの靭性の向上を目的として、Ｍｇや希土類元素（ＲＥＭ）のうちの１種または２種以上を添加することができる。これらの元素は、酸化物や硫化物の形態の制御に寄与する効果がある。このような効果を得るためには、これらの元素を合計で０．０００１％以上を含有することが好ましい。含有量の上限値は０．００５０％であることが好ましい。

本発明のＨ形鋼は、上記の元素（ただし、Ｐ、Ｓ及びＯは不純物）と、残部Ｆｅ及び不純物とからなる化学組成を有する。製造工程で、上記以外の元素がスクラップなどの原料や耐火材などに起因して不可避的に不純物として混入することがあるが、Ｈ形鋼の特性に影響しない程度の含有量であれば、許容される。

本発明では、焼入れ性を高め、ベイナイトの生成を促進させるために、下記式（１）で求められる炭素当量Ｃ_eqを０．３３〜０．５０質量％とする。Ｃ_eqが０．３３未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、Ｈ形鋼の強度及び靭性が低下する。好ましくは、Ｃ_eqを０．４０質量％以上とする。一方、Ｃ_eqが０．５０質量％を超えると、Ｈ形鋼の強度が高くなりすぎて、靭性が低下する。好ましくは、Ｃ_eqを０．４５質量％以下とする。

炭素当量Ｃ_eqは、焼入性の指標であって、下記の式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ及びＣｕは、鋼中の各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。

本発明のＨ形鋼では、Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属のミクロ組織、強度及び靭性を評価する。Ｈ形鋼の前記位置であれば、Ｈ形鋼の平均的な強度と靭性を評価することができる。

金属のミクロ組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができる。ベイナイトの面積率は、２００倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真を用いて、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、４００の測定点でベイナイトであるか否かを判別し、ベイナイトとカウントした測定点の数の割合として算出する。

Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置において、十分な強度を確保するためには、金属組織がベイナイトを面積分率で８０％以上含むことが必要である。なお、金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ＭＡの１種又は２種以上である。ベイナイトの面積率が８０％未満であると、残部に軟質相であるフェライトが多い場合は、Ｈ形鋼の強度が低下する。また、残部に硬質相であるパーライト及びＭＡが多い場合は、靱性が低下する。ベイナイト面積分率の増加は、Ｈ形鋼の強度の向上に寄与するため、ベイナイト面積分率の上限は特に規定せず、１００％でも良い。

次に、本発明のＨ形鋼の形状と、機械的特性について述べる。本発明のＨ形鋼のフランジの厚みは、４０〜１５０ｍｍとする。フランジの厚みが４０ｍｍ以上であるのは、高層建築構造物などに用いられるＨ形鋼として、フランジの厚みが４０ｍｍ以上の強度部材であることが求められているためである。フランジの厚みが１５０ｍｍを超えるＨ形鋼を製造しようとすると、フランジが厚くなりすぎて、圧延後に冷却する際に十分な冷却速度が得られず、Ｈ形鋼の強度と靭性の確保が難しい。そのため、フランジの厚みの上限を１５０ｍｍとする。Ｈ形鋼のウェブの厚みは、特に規定しないが、２０〜１５０ｍｍであれば問題ない。

Ｈ形鋼のフランジとウェブの厚みの比（フランジ／ウェブ）に関しては、Ｈ形鋼を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５〜２．０とすれば問題ない。厚みの比が２．０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、厚みの比が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。熱間圧延後、フランジとウェブとの冷却速度の差に起因してＨ形鋼の変形が発生する場合があることを考慮すれば、フランジとウェブの厚みの比が０．７〜１．５であることが、より好ましい。

本発明におけるＨ形鋼の機械特性の目標値は、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上であり、引張強度が４９０ＭＰａ以上である。なお、応力−歪曲線で、降伏現象が現れる場合は降伏強度を求め、降伏現象が現れない場合は、０．２％耐力を求める。降伏強度や引張強度が高すぎると、Ｈ形鋼の靱性を損なうことがあるため、室温での降伏強度又は０．２％耐力は、５３０ＭＰａ以下、引張強度は６９０ＭＰａ以下であることが好ましい。また、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上である。１００Ｊよりも低いと、Ｈ形鋼の靱性が十分とはいえない。

次に、本発明のＨ形鋼の製造方法について、説明する。
本発明のＨ形鋼の製造方法は、１１００〜１３５０℃の鋼片を熱間圧延してフランジの厚みを４０〜１５０ｍｍとする熱間圧延工程、を含む。熱間圧延工程は、粗圧延、中間圧延及び仕上圧延を行う工程である。各圧延において、粗圧延ではブレークダウン圧延機、中間圧延ではユニバーサル圧延機及びエッジング圧延機、仕上圧延ではユニバーサル圧延機等を用いることができる。

鋼片の温度は、１１００℃未満であると仕上圧延時の変形抵抗が高くなる場合がある。そのため、変形抵抗が高くならないよう、鋼片の温度を１１００℃以上とする。一方、鋼片の温度が１３５０℃よりも高温になると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して、製造に支障が出る場合がある。そのため、製造に支障が出ないよう、鋼片の温度の上限は１３５０℃とする。

本発明では、熱間圧延をする際の鋼片の温度は、靭性の向上の観点から低くする方が好ましい。しかしながら、フェライト変態するＡｒ_３点を下回る温度で圧延を行うと、靭性の低下を招く場合がある。Ｈ形鋼の靭性を考慮して、熱間圧延の終了温度はＨ形鋼の表面温度で７５０℃以上とする。熱間圧延の終了温度の上限は、組織の微細化による靭性の向上を考慮すれば、８５０℃であることが好ましい。

なお、本発明のＨ形鋼の製造方法における熱間圧延工程では、鋼片を一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、二次圧延を行うことでＨ形鋼を製造するプロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。一次圧延では、鋼片（箱形のスラブ）を大まかなＨ型の形状とするこができ、二次圧延では、最終的な目標とする厳密なＨ形鋼の形状まで圧延することができる。このような２ヒート圧延を用いれば、熱間圧延での塑性変形量が少なく、また、圧延工程での温度の低下も小さくなるため、二次圧延の際の鋼片の温度を低めにすることができる。Ｎｂなどの炭化物や窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、二次圧延の際の鋼片の温度の下限を１１５０℃以上とすることが好ましい。

熱間圧延工程の終了後は、Ｈ形鋼は常温まで冷却される。Ｈ形鋼のフランジの厚みが厚いことから、Ｈ形鋼の内部の冷却が表面と比べて遅くなることにより、内部と表面とで温度履歴に大きな差が生じる場合があり、Ｈ形鋼の部位によって強度、延性、靱性といった機械特性に大きな差が生じることがある。そこで、Ｈ形鋼の温度が常温となるまで、前記温度履歴の差に留意することが好ましい。前記温度履歴の差が大きくならないように、例えば、空冷やミスト冷却等により冷却を制御することや、熱間圧延工程後のＨ形鋼をそのまま放冷する放冷工程を設けることができる。

熱間圧延工程は、上記以外の工程を含むことができる。例えば、鋼片の温度を１１００〜１３５０℃とするために、熱間圧延の前に、加熱炉等により鋼片を加熱する加熱工程を設けることができる。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合は、この限りではない。また、本発明のＨ形鋼の製造方法では、熱間圧延工程のみならず、他の工程を含むことができる。例えば、熱間圧延工程後にＨ形鋼を切断して長手方向の長さを調製する鋸断工程や、冷却後のＨ形鋼の歪みや変形等を矯正する矯正工程等を設けることができる。

また、鋼片は、通常の手順により準備される。例えば、高炉や転炉を経た鋼に対し、製鋼工程で溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造して得ることができる。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましいが、製造されるＨ形鋼に近い形状のビームブランクでもよい。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、熱間圧延工程前に鋼片を加熱する場合における加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下の厚みであることが好ましい。

本発明のＨ形鋼の製造方法において、鋼片は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｖ：０．０２〜０．１２％、Ｎｉ：０．５０〜１．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有する。鋼組成については、本発明に係るＨ形鋼において説明したとおりである。前記鋼片は、質量％で、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下のうち、１種又は２種以上を含有することができる。

また、本発明のＨ形鋼の製造方法において、鋼片は、炭素当量Ｃ_eqが０．３３〜０．５０質量％である。炭素当量については、本発明に係るＨ形鋼において説明したとおりである。

以下、実施例に基づき、本発明を詳細に説明する。

表１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。このようにして得られた鋼片（Ｎｏ．１〜４２）を、加熱炉を用いて加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。熱間圧延後のＨ形鋼は、常温までそのまま放冷した。表１に、鋼成分組成及び炭素当量Ｃ_eqを示す。表１に示した鋼成分組成は、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ものである。

図１は、熱間圧延工程の製造ラインを示す図である。熱間圧延は、加熱炉２、粗圧延機３ａ、中間圧延機３ｂ、仕上圧延機３ｃ及び水冷装置４を備えるユニバーサル圧延装置列の製造ライン１で行った。熱間圧延をパス間水冷圧延とし、圧延パス間の水冷には、中間圧延機（中間ユニバーサル圧延機）３ｂの前後面に設けた水冷装置４を用い、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。使用した鋼片の種類、フランジの板厚、加熱炉２により加熱した鋼片の加熱温度、及び熱間圧延が終了したときのＨ形鋼の表面温度（終了温度）を、表２に示す。仕上圧延にて示した温度は、仕上圧延後のＨ形鋼の表面温度である。

図２は、実施例において製造したＨ形鋼の、長手方向と垂直なＨ形の断面図である。Ｈ形鋼１０は、フランジ１１、ウェブ１２を備える。Ｆは、断面におけるフランジの長さであり、ＨはＨ形鋼の高さを示す。また、ｔ１は断面におけるウェブの厚みであり、ｔ２は断面におけるフランジの厚みである。製造したＨ形鋼の強度、靭性、金属組織の評価について、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置を評価部位１３とした。評価部位１３から、引張試験、シャルピー試験及びベイナイト分率の測定に用いる試料を採取した。降伏強度又は０．２％耐力、引張強度及び靭性を評価し、ベイナイト分率を測定した。

引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏挙動を示す場合は降伏点、降伏挙動を示さない場合は０．２％耐力を求め、降伏強度（ＹＳ）として評価した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、−２０℃で行った。

光学顕微鏡でベイナイトの面積分率は、２００倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真を用いて、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、４００の測定点でベイナイトであるか否かを判別し、ベイナイトとカウントした測定点の数の割合として算出した。

降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_-20）、及びベイナイト分率の結果を表２に示す。機械特性の目標値は、室温の降伏強度又は０．２％耐力（ＹＳ）が３８５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上とした。また、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_-20）は、１００Ｊ以上とした。

表２に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜８、１０、１１、１３、１４、１６〜２４、２６及び２７のＨ形鋼は、降伏強度及び引張強度が、それぞれ、目標の下限値である３８５ＭＰａ及び４９０ＭＰａ以上を満足していた。更に、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上であり、機械特性の目標を十分に満たしていた。

一方、製造Ｎｏ．９及び２５のＨ形鋼は、熱間圧延の終了温度が低いことに起因して、ベイナイト分率が不足した結果、いずれの機械特性も満たさなかった。製造Ｎｏ．１２のＨ形鋼は、加熱温度が低く、合金元素の固溶が不十分であるため、ベイナイト分率が不足した結果、降伏強度及び引張強度が目標を満たさなかった。製造Ｎｏ．１５のＨ形鋼は、フランジの板厚が厚すぎて放冷の冷却速度が遅くなり、ベイナイト分率が不足したため、降伏強度と引張強度が目標を満たさなかった。

製造Ｎｏ．２８〜４７のＨ形鋼は、鋼成分組成及びＣ_ｅｑのいずれか１つ以上が本発明の範囲外である（表１）。そのため、これらのＨ形鋼は、降伏強度、引張強度又は−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーのうち、いずれか１つ以上が、上記の機械特性の目標を満たさない結果となった。

本発明であれば、高度な製鋼技術や加速冷却を必要とせず、製造負荷低減、工期の短縮を図ることができる。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性を向上させることができるなど、産業上有用である。

１ 製造ライン
２ 加熱炉
３ 粗圧延機
３ｂ 中間圧延機
３ｃ 仕上圧延機
４ 中間圧延機前後面の水冷装置
１０ Ｈ形鋼
１１ フランジ
１２ ウェブ
１３ 評価部位
Ｆ 断面におけるフランジの長さ
Ｈ Ｈ形鋼の高さ
ｔ_１ 断面におけるウェブの厚み
ｔ_２ 断面におけるフランジの厚み

Claims (6)

1. Ｈ形鋼であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．００５〜０．０３％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、
   Ｖ ：０．０２〜０．１２％、
   Ｎｉ：０．５０〜１．００％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、
   Ｎ ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、
   下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_eqが０．３３〜０．５０質量％であり、
   フランジの厚みが４０〜１５０ｍｍであり、
   前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織のベイナイトの面積率が８０％以上である、Ｈ形鋼。
   

   
2. 前記Ｈ形鋼は、質量％で、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｗ：０．５０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｚｒ：０．００５０％以下
   のうち、１種又は２種以上を含有する請求項１に記載のＨ形鋼。
3. 前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である請求項１又は請求項２に記載のＨ形鋼。
4. Ｈ形鋼の製造方法であって、１１００〜１３５０℃の鋼片を熱間圧延してフランジの厚みを４０〜１５０ｍｍとする熱間圧延工程を含み、
   前記熱間圧延の終了温度は、前記Ｈ形鋼の表面温度で７５０℃以上であり、
   前記鋼片は、質量％で、
   Ｃ ：０．００５〜０．０３％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、
   Ｖ ：０．０２〜０．１２％、
   Ｎｉ：０．５０〜１．００％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、
   Ｎ ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、
   下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_eqが０．３３〜０．５０質量％である、Ｈ形鋼の製造方法。
   

   
5. 前記鋼片は、質量％で、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｗ：０．５０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｚｒ：０．００５０％以下
   のうち、１種又は２種以上を含有する、請求項４に記載のＨ形鋼の製造方法。
6. 前記熱間圧延工程後、前記Ｈ形鋼をそのまま放冷する放冷工程を含む、請求項４又は請求項５に記載のＨ形鋼の製造方法。

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