JP4631299B2

JP4631299B2 - 耐火性に優れた低降伏比圧延ｈ形鋼およびその製造法

Info

Publication number: JP4631299B2
Application number: JP2004089133A
Authority: JP
Inventors: 達巳木村; 俊幸星野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-03-25
Filing date: 2004-03-25
Publication date: 2011-02-16
Anticipated expiration: 2024-03-25
Also published as: JP2005272949A

Description

本発明は、建築構造物に多用されている熱間圧延製Ｈ形鋼およびその製造方法に係り、とくに、低降伏比化と耐火性の向上に関する。なお、本発明が対象とする圧延Ｈ形鋼は、
引張強さが400MPa級以上の圧延Ｈ形鋼で、内法一定であるJISサイズの圧延Ｈ形鋼のほかに、外法一定の圧延Ｈ形鋼やウェブ薄肉圧延Ｈ形鋼をも含むものとする。

近年の巨大地震による建築構造物の重大被害の発生に鑑み、構造物の更なる安全性向上が要求されている。

構造部材を塑性化して地震エネルギーを吸収させ、構造物の安全性を向上させるという観点からは、降伏比の低い鋼材が求められている。また、例えば建築構造物の梁材に適用する鋼材の降伏強度のばらつきが大きい場合には、柱材を必要以上に厚肉化（あるいは高強度化）する必要があり安全性や経済性の観点から不利になる。このため、構造物としての安全性や経済性を高めるという観点から、降伏強度のばらつき範囲を小さくした鋼材が要求されている。

このような状況から、1998年に、降伏強度（ＹＳ）の範囲が120MPa以下とＹＳのばらつき範囲が狭く、さらに降伏比（ＹＲ）が80％以下とＹＲが低い、狭ＹＳ、低ＹＲの建築構造用鋼材が、JIS規格として制定された。

一方、脆性的な破壊が生じるような場合には、上記したような鋼材の弾性能・塑性能を十分発揮することなく建築構造物が倒壊する恐れがある。このため、母材靭性はもちろん溶接部靭性にも優れた鋼材が要求されている。近年の柱−梁の構造物を想定した載荷試験研究から、梁端溶接部も含めて、靭性は70Ｊ以上必要であることが明らかになっている。

圧延Ｈ形鋼は、主として溶接構造物の構造材料、とくに建築構造物の梁材として多用されている。そのため、圧延Ｈ形鋼においても、ＹＳのばらつき範囲が狭いこと（狭ＹＳ）、ＹＲが低いこと（低ＹＲ）、および溶接熱影響部（HAZ）も含めた靭性が優れていることが要求されている。

一般的に、HAZについては、酸化物、窒化物あるいは硫化物（あるいはこれらの複合系）などの微細介在物を利用してHAZの結晶粒の微細化を図るとともに、低炭素当量化し、合金元素を選択して添加することにより靭性向上が図られている。

また、鋼材の強度については、従来から知られている、固溶強化型元素による固溶強化、析出強化型元素の添加による析出強化、硬質相の分散による分散強化などの手法による強化や、制御圧延や制御冷却あるいは焼入れ−焼戻し処理等による、結晶粒微細化、変態などの組織制御による強化、などの強化方法を適宜組合わせて、強度増加が図られてきた。

しかし、多様な形状を圧延ままで製造するＨ形鋼では、熱応力差に起因したフランジ反り、ウエブ波、ねじれ等の変形に対する配慮も必要なため、このような従来技術を組合わせただけでは、上記した要求特性を満足する圧延Ｈ形鋼を製造することは容易ではない。

このような問題に対し、例えば、特許文献１には、形鋼の降伏点範囲を保証した耐震性能に優れた降伏点制御圧延形鋼が提案されている。特許文献１に記載された技術は、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Alを適正範囲に調整し、Ｓ、Ca、Mg、REMの関係式であるΔＳ量を−0.005〜0.010％範囲内になるようにCa、Mg、REMを添加した溶鋼を鋳造し、凝固温度から900℃間を徐冷して、Al系複酸化物、MnS、Al系複酸化物とMnSとの複合酸化物の総数を20個／mm^２以下分散させた鋳片とし、該鋳片を加熱し900℃以下で20％以上圧下する熱間圧延で圧延形鋼とするものである。これにより、80％以下の低降伏比と、狭ＹＰで耐ラメラティア性を有する建築用形鋼となるとしている。

また、特許文献２には、フランジ水冷と制御圧延を利用した、低炭素当量圧延形鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術は、低炭素当量組成の鋼片を1100〜1300℃に加熱し圧延を開始して、中間圧延工程のリバース圧延のパス間でフランジを表層部の温度で750℃以下まで水冷し、かつ複熱過程でフランジ表層部の温度が低温γ〜α／γ二相共存温度域で圧延する工程を１回以上繰返し、フランジの圧延平均温度が950℃以下で総圧下量で20％以上圧下し、圧延終了後フランジ厚みに応じた冷却速度で冷却し圧延形鋼を得るというものである。

また、特許文献３には、フランジ内外面およびウェブ上下面の冷却復熱と熱間圧延とを組合わせた、板厚が40mmを超えるＨ形鋼の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術は、フランジ内外面およびウェブ上下面の表層部をＭs点直上まで冷却し直に粗圧延する工程を２回以上繰返し、その後被圧延材の表層部をＭs点直上まで冷却し復熱する工程を１回以上実施し、表層温度を750℃以上として仕上圧延を施し、仕上圧延後にさらにＭs点直上まで冷却し復熱する工程を１回以上繰り返すというものである。これにより、制御圧延等の複雑な工程を必要とせずに、高強度、高靭性化が可能であるとしている。

しかしながら、特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載された技術はいずれも、鋼材の板厚方向を均一な組織に制御するという考え方を基本としたものであり、その結果、複雑な鋳造工程を必要とし鋳片の生産能率が低下すること、また圧延中水冷によりフェライト変態が促進され高強度が得にくいこと、また必要以上に合金添加を伴い溶接熱影響部（HAZ）靭性を低下させること、圧延、冷却停止温度が低温化し、生産能率や延性を阻害すること、あるいは熱処理工程が必要になることによるリードタイムの増大などの問題が依然として残されたままとなっていた。

また、鉄骨建築構造物では、火災時の温度上昇に伴う構造部材の強度低下による構造物の崩壊を防止するために、構造部材には耐火被覆が施されている。しかし、この耐火被覆は、建築コストの高騰や、施工期間の長期化を招くため、耐火被覆の低減や無被覆化が要望されている。耐火被覆の低減や無被覆化のためには、使用する鋼材を高温強度の高い鋼材とする必要があり、高温強度の高い、すなわち、耐火性に優れた建築構造用鋼材が要望されている。
このような要望に対し、例えば、特許文献４には、MoおよびNb等を添加し、耐火性を向上させた鋼材が提案されている。
特許第2965813号公報特許第2837056号公報特許第3231444号公報特公平４−50362号公報

耐火性の向上には、特許文献４に開示されるように、鋼中へMoを初めとし、さらにはNb、Ｖといった炭化物形成元素を添加し、火災時、高温に加熱された際に、炭化物等の微細析出物を析出させ、高温耐力を向上させることを基本とする方法が採用されている。また、これら炭化物等の微細析出物が転位上に析出しやすいことから、フェライトを主体とする組織よりも転位密度が高いベイナイトを主体とする組織あるいはマルテンサイトを主体とする組織にすることが、高温耐力向上に有効であるといわれている。

しかしながら、ベイナイトを主体とする組織、あるいはさらに一部マルテンサイトを含むベイナイト主体組織とすると、常温耐力および引張強さが上昇する。このため、このようなＨ形鋼を梁へ適用する場合には、構造物を支える柱材には、建築構造上、梁材に負けない高い常温耐力および引張強さの耐火鋼あるいは厚肉材が必要となり、経済的に不利となる。また、ベイナイトを主体とする組織または一部マルテンサイトを含むベイナイト主体組織では、降伏比が高くなり、さらに延性が低下し、梁材として耐震性が低下するという問題があった。

本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、引張強さが400MPa以上で、かつ降伏比が80％以下と低く、耐震性に優れるとともに、耐火性にも優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここで言う「耐火性に優れた」とは、600℃における耐力ＹＳ₆₀₀が設計基準強度Ｆ値（常温降伏強さに相当）の３／４以上である場合をいうものとする。したがって、Ｆ値が235MPaの場合には、ＹＳ₆₀₀が176MPa以上である。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、低降伏比を有し、常温耐力および引張強さを必要以上に上昇させることなく耐火性を向上させる方策について鋭意検討した。その結果、炭化物形成元素であるMoを必須含有する組成とし、フランジ内外面の一方の表層が体積率で50％以上のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを含む硬質層からなり、他方の表層が体積率で50％以上のフェライトを含む軟質層からなる、フランジ板厚方向に変化した組織とすることにより、常温耐力の上昇を抑制でき80％以下の低降伏比を確保するとともに、所望の耐火性を確保することができることを見出した。

まず、本発明の基礎となった実験について説明する。

表１に示す組成の鋼素材ａを用いて、熱間圧延条件、および圧延後の冷却条件を変化させてベイナイト相、マルテンサイト相分率が種々変化した組織を有する鋼板を作製した。一部の鋼板については、圧延後の冷却を片面のみから行った。片面のみから冷却した鋼板では、冷却側の表層はベイナイト主体の組織、非冷却側の表層はフェライト主体の組織となり、板厚方向に変化した組織となっている。両面から冷却した場合には板厚方向にほぼ均一な組織を呈している。

つぎに、得られた鋼板について、室温および600℃における引張試験を実施して、室温耐力ＹＳ_ＲＴおよび600℃の耐力ＹＳ₆₀₀を求めた。なお、片面のみから冷却した鋼板については、全厚で引張試験した。また、600℃における耐力ＹＳ₆₀₀は600℃に加熱し15min保持した後に引張試験を実施し求めた。

また、得られた鋼板について、組織を観察し、組織中のベイナイトおよびマルテンサイト量を、板厚方向各位置（表面、1/4t、1/2t、3/4t、裏面）で測定し、得られた各位置の量（体積率）を平均して該鋼板のベイナイトおよびマルテンサイト分率（体積％）、平均硬質相分率とした。

また、一部の鋼板を用いて、600℃に加熱し所定時間（30min）保持したのち、急冷し、抽出残渣法で析出Mo量を測定し、600℃加熱時の析出Mo量とした。

得られた結果を、析出Mo量と平均硬質相分率との関係で図１に、耐力ＹＳと平均硬質相分率との関係で図２に示す。

図１と図２から、ベイナイトおよびマルテンサイト分率（平均硬質相分率）の増加に伴い、600℃加熱時の析出Mo量が増加し、その結果、600℃における耐力（YS₆₀₀）が上昇するが、室温耐力（YS_ＲＴ）も上昇することがわかる。しかし、圧延後の冷却を片面のみから行った場合（☆印）では、室温耐力（YS_ＲＴ）の上昇が両面から冷却した場合にくらべて抑制され、一方、600℃における耐力（YS₆₀₀）の低下はほとんどない。

すなわち、フランジ内外面の一方の表層をベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体とする硬質層とし、他方の表層をフェライトを主体とする軟質層とすることにより、非冷却側の軟質層の存在により室温耐力の上昇を抑制しながら、冷却側の硬質層で転位密度の高いベイナイトあるいはマルテンサイト中への炭化物の析出促進を図ることができ、高温耐力が上昇し耐火性を向上させることが可能であることを見出した。

本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）熱間圧延により製造された圧延Ｈ形鋼であって、mass％でMo：0.10〜1.0％を含有する組成を有し、かつ該圧延Ｈ形鋼のフランジ内外面の一方の表層が体積率で50％以上のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを含む硬質層からなり、他方の表層が体積率で50％以上のフェライトを含む軟質層からなり、前記軟質層側のフェライトの平均粒径が５〜40μｍで、かつフランジ板厚方向の平均値で、前記ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを体積率で20〜80％含む組織を有し、600℃での耐力が176MPa以上であることを特徴とする耐火性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（２）（１）において、前記組成が、mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：0.05〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.1％以下、Mo：0.10〜1.0％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（４）（２）または（３）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：３％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（５）（２）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（６）mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：0.05〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.1％以下、Mo：0.10〜1.0％を含む組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度を次（１）式
Ａr_３（℃）＝910−273Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−９Mo−５Cu−1620Nb ……（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Nb：各元素の含有量（mass％））
で定義されるＡr_３変態点（℃）以上とする孔型圧延およびユニバーサル圧延により所定形状のＨ形鋼にする熱間圧延工程を行い、ついで、フランジ内外面のうちの一方の面を５〜80℃／ｓの平均冷却速度で、冷却面の表面温度で100〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、該表面温度で200〜700℃の温度まで復熱させる冷却復熱処理を施し、前記フランジ内外面のうちの他方の面は放冷のまま、あるいは冷却速度：１℃／ｓ以下の緩冷とすることを特徴とする耐火性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼の製造方法。

本発明によれば、室温耐力の上昇を抑制して低降伏比で耐震性に優れ、かつ高温耐力を向上させて耐火性にも優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼を容易に製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、構造物の信頼性が格段に向上するとともに、必要以上に柱材の強度や板厚を高くすることも不要となり経済的に有利になるという効果もある。

まず本発明圧延Ｈ形鋼の組織限定理由について説明する。

本発明の圧延Ｈ形鋼は、フランジ内外面の一方の表層が硬質層から、他方の表層が軟質層からなる組織を有する。なお、ここでいう「硬質層」とは、硬質相であるベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを、硬質層全体に対する体積率で50％以上含む層をいうものとする。なお、硬質層には、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト以外に硬質層全体に対する体積率で50％以下のフェライト相、パーライト相を含んでも何ら問題はない。また、「軟質層」とは、軟質相であるフェライトを軟質層全体に対する体積率で50％以上含む層をいうものとする。なお、軟質層には、フェライト相以外に、パーライト相、ベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相を軟質層全体に対する体積率で50％以下含んでも何ら問題ない。
フランジの一方の表層を硬質層とし、他方の表層を軟質層とすることにより、図２に示したように、室温耐力の上昇を抑制し低降伏比を維持しながら、容易に高い高温耐力を確保できる。

そして、本発明の圧延Ｈ形鋼は、フランジが、フランジ板厚方向の平均値で、硬質相であるベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを体積率で20〜80％含む組織を有する。フランジ板厚方向のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの平均分率（平均硬質相分率）が、体積率で20％未満では、十分な高温耐力を確保することが困難となる。一方、平均硬質相分率が体積率で80％を超えると、常温耐力および引張強さが増加し延性、靭性が低下する。また、降伏比80％以下の低降伏比を確保できなくなる。このため、平均硬質相分率を体積率で20〜80％に限定した。なお、平均硬質相分率は、板厚方向各位置（表面、板厚1／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔおよび裏面）で、各５視野以上組織を撮像し、点算出法で硬質相の分率を導出し各位置において平均し、さらに板厚方向で平均した値を使用するものとする。

また、本発明の圧延Ｈ形鋼では、軟質層側に形成されるフェライトを、平均で５〜40μｍの粒径を有するフェライトとする。フェライトの平均粒径が５μｍ未満では、室温耐力が上昇し、80％以下の低降伏比を確保することが難しくなるとともに、延性が低下する。一方、フェライトの平均粒径が40μｍを超えると、靭性が劣化する。なお、好ましくは７〜30μｍである。ここでは、フェライトの平均粒径の測定は、軟質層内のフェライトについて行なうものとする。

本発明の圧延Ｈ形鋼は、前記組織に加えて、mass％でMo：0.10〜1.0％を含有する組成を有し、さらに好ましくは、mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：0.05〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.1％以下、Mo：0.10〜1.0％を含み、あるいはさらに、Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Cr：３％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する。

次に、組成の限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、mass％は単に％で記す。

Mo：0.10〜1.0％
Moは、高温強度を上昇させる有効な元素である。本発明では、600℃における耐力が176MPa以上となる優れた耐火性を確保するために、0.10％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、溶接性の低下をもたらす。このため、Moは0.10〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.2〜0.8％である。

Ｃ：0.01〜0.20％
Ｃは、圧延Ｈ形鋼の強度を増加させる元素であり、所定値以上の強度を確保するために、さらに、高温強度を上昇させるのに有効な特殊炭化物を析出させるために、本発明では0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超える含有は、溶接部、とくに仮付け溶接部など小入熱溶接部を硬化させ、溶接割れを生じる懸念がある。このため、Ｃは0.01〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.02〜0.18％である。

Si：0.6％以下
Siは、安価でかつ、鋼中に固溶して強度を上昇させるとともに、溶製段階で脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.05％以上含有させることが望ましい。一方、0.6％を超える含有は、靭性を低下させる。このために、Siは0.6％以下に限定することが好ましい。

Mn：0.05〜1.6％
Mnは、Siと同様に、圧延Ｈ形鋼の強度向上に有効に作用する元素であり、本発明では0.05％以上含有させることが好ましい。一方、1.6％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.05〜1.6％の範囲に限定することが好ましい。

Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下
Ｐ、Ｓは、鋼中に不可避的不純物として存在し、靭性や耐焼戻し脆性などに対して悪影響を及ぼすため、極力低減することが望ましい。しかし、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下であれば、それらの悪影響は小さい。このため、Ｐは0.030％以下、Ｓは0.030％以下に限定することが好ましい。

Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.1％を超える含有は、鋼の清浄性を低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、Siなどの他元素により脱酸処理を行う場合には、無添加でもよく、この場合には不可避的不純物として、0.005％未満の含有となる。

上記した基本組成に加えて、必要に応じ、さらにCu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Cr：３％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、選択して含有してもよい。なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。

Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種
Cu、Niは、固溶強化元素であり、焼入れ性を大きく向上させることなくＨ形鋼の強度を上昇させることが可能であり、とくに厚肉フランジＨ形鋼の室温耐力調整に有効であり、必要に応じ選択して含有できる。含有する場合には、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上含有することが好ましいが、１％を超えるCuの含有は、圧延時の表面割れを助長し、顕著なCu析出脆化も生じる。また、Niは高価な元素であり、３％以下の含有に限定することが好ましい。

Cr：３％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ｖ、Nb、Ｂは、Moと複合して含有することにより、一層の高温強度上昇が期待でき、必要に応じ選択して含有できる。

Crは、焼戻し軟化抵抗の向上を介して、高温強度を上昇させる。このような効果は0.1％以上の含有で顕著となる。一方、３％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Crは３％以下に限定することが好ましい。

Nb、Ｖはともに、Moと同様に炭化物形成能の強い元素であり、高温強度の向上に有効で、それぞれ0.010％以上含有することが好ましい。Ｖ、Nbの一部は圧延後の冷却あるいは復熱過程で炭化物として析出し、常温耐力を上昇させる。このため、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下に限定することが好ましい。

Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の加速冷却が不十分となる板厚が50mmを超えるような極厚肉フランジの耐火性を向上させる場合に有効に作用する。このためには、0.0003％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超えて含有しても、焼入れ性向上効果は飽和し、含有量に見合う効果を期待できない。このため、Ｂは0.01％以下に限定することが好ましい。

Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下を１種または２種以上
Ti、Ca、Mg、Zr、Hf、REMはいずれも、溶接熱影響部のオーステナイト粒径を微細化させる有効な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。一方、それぞれ0.1％を超える過剰な含有は、清浄度を低下し、靭性や延性を低下させる。このため、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下に限定することが好ましい。なお、Ti、Ca、Mg、Zr、Hf、REMは、いずれも強い脱酸元素でもあり、SiやAlに代えて脱酸剤として添加することもできる。

つぎに、本発明の圧延Ｈ形鋼の好ましい製造方法について説明する。

まず、上記した組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度をＡr_３変態点（℃）以上とする孔型圧延およびユニバーサル圧延により所定形状のＨ形鋼にする熱間圧延工程を施す。
なお、鋼素材の製造方法は、本発明ではとくに限定しない。通常の溶製方法、鋳造方法がいずれも好適に適用できるが、鋳造方法は連続鋳造法とすることが経済的に有利となる。

鋼素材は、一旦、変形抵抗の低い均一なオーステナイトに変態させるために1000℃以上に再加熱することが好ましい。一方、鋼素材を、1350℃を超えて再加熱すると、酸化が著しくなり、表面疵やスケールロスが増大する危険性が高くなる。このため、鋼素材の再加熱温度は1000〜1350℃の範囲とすることが好ましい。

加熱された鋼素材は孔型圧延およびユニバーサル圧延により、所定寸法形状のＨ形鋼とされる。孔型圧延およびユニバーサル圧延は、熱間圧延終了温度をＡr_３変態点以上の温度とすることが好ましい。熱間圧延終了温度がＡr_３変態点未満では、その後のフランジ水冷却面側にフェライトが析出するために耐火性が低下する。このため、熱間圧延終了温度をＡr_３変態点以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、（Ａr_３変態点＋20℃）〜950℃の範囲である。なお、Ａr_３変態点は、次（１）式
Ａr_３（℃）＝910−273Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−９Mo−５Cu−1620Nb ……（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Nb：各元素の含有量（mass％））
で定義される。

ついで、熱間圧延工程を終了したＨ形鋼に、熱間圧延終了後、冷却復熱処理を施す。

冷却復熱処理は、好ましくは（Ａr_３変態点−100℃）以上の温度から、フランジ内外面のうちの一方の面を５〜80℃／ｓの平均冷却速度で、冷却面の表面温度で100〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、該表面温度で200〜700℃の温度まで復熱させる処理とすることが好ましい。

本発明では、フランジ内外面の内の一方から水冷を用いた加速冷却とするのが望ましい。これにより、水冷面側を転位密度の高いベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体とする硬質層とし耐火性を向上させ、一方、非水冷面側を軟質なフェライト相を主体とする軟質層とし常温耐力および常温引張強さを必要以上に上昇することを抑制することができる。

冷却復熱処理における加速冷却に際して、冷却は水冷面側でフェライトの析出を抑制し耐火性を向上させるために、（Ａr_３変態点−100℃）以上の温度から行なうことが好ましい。また、加速冷却の冷却速度は、フェライト析出を抑制し耐火性を向上させるために、５℃／ｓ以上の冷却速度とすることが好ましい。なお、80℃／ｓを超える冷却速度で冷却しても、耐火性向上には効果を示さない。このようなことから、加速冷却の冷却速度は、５〜80℃／ｓの範囲に限定することが好ましい。より好ましくは６〜50℃／ｓである。なお、冷却速度は、伝熱計算により求まるフランジ板内の平均冷却速度である。

加速冷却の冷却停止温度は、冷却面の表面温度で100〜650℃の範囲とすることが好ましい。冷却停止温度が650℃を超えると、水冷却面を十分にベイナイトあるいはマルテンサイト変態させることができない。一方、100℃未満では、非水冷面側からの復熱が不十分となり、延性が低下する。このため、冷却停止温度は水冷却面の表面温度で100〜650℃の範囲に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは150〜600℃である。

冷却に際しては、冷却停止後、水冷却面の表面温度で、200℃〜700℃の範囲内の温度まで復熱させる冷却とすることが好ましい。復熱温度を200℃以上とするためには、冷却時に冷却面の表面温度を100℃以上とすることが好ましい。

復熱温度が200℃未満では、冷却面が過度に硬化し、延性が低下する。一方、復熱温度が700℃を超えると、復熱過程で炭化物の析出が促進され、高温耐力の上昇が少なくなるとともに、室温耐力が上昇し、降伏比が高くなる。このため、復熱温度は200〜700℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、300〜700℃である。

また、フランジ内外面のうち、上記した冷却を施さない他の面（非冷却面）は、表層に軟質層を形成させるため、特別な冷却をせず、放冷のまま、あるいは冷却速度：１℃／ｓ以下の緩冷とすることが好ましい。

表２に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビームブランク状鋳片（鋼素材）とした。ついで、これら鋼素材を表３に示す加熱温度に再加熱したのち、表３に示す条件の熱間圧延工程を施してＨ形鋼とし、ついでフランジ外面に表３に示す条件で水冷し、復熱させる冷却復熱処理を施した。なお、一部のＨ形鋼では、フランジ外面および内面に冷却復熱処理を施し、比較例とした。また、一部のＨ形鋼では、フランジ内外面に冷却復熱処理を施さず、放冷のままとした。

かくして得られたＨ形鋼より、JIS Z 2201に規定される１号引張試験片をフランジ幅の１／４の部分より引張方向を圧延方向として採取した。また、JIS Z 2202に規定されるＶノッチ試験片をフランジ幅の１／４の部分で、板厚１／４ｔ部より採取した。なお、引張試験は室温で、シャルピー衝撃試験は０℃で実施した。

さらに、フランジの板厚１／２ｔの部分から、高温引張試験片（10mmφ）を採取し、600℃で高温引張試験を実施した。なお、高温引張は600℃で15min保持した後に実施した。

さらに、フランジの板厚方向断面（Ｌ方向断面）について、光学顕微鏡を用いて組織を調査した。観察位置は、表面（外面）、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔおよび裏面（内面）とし、各位置で５視野以上観察し、各位置での硬質相であるベイナイト、マルテンサイト（焼戻し）の各組織分率を画像解析装置により算出し、各位置での硬質相分率とし、さらに各位置での硬質相分率を平均して、フランジ板厚方向の平均硬質相分率とした。なお、組織観察から、フランジの表層について、硬質層、軟質層の有無を確認し、硬質層、軟質層の組織分率を同様に求めた。

また、軟質層については、表面から１〜５mmの領域を光学顕微鏡で組織を５視野以上観察し、フェライト粒径を画像解析装置を用いて、円相当直径として測定した。

得られた結果を表４に示す。

本発明例はいずれも、室温耐力（室温降伏点）ＹＰ、0.2ＹＳの上昇を抑制し、80％以下の低降伏比を維持して、600℃での高温耐力ＹＳ₆₀₀を176MPa以上と、高温強度が効率よく上昇した、耐火性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼となっている。一方、フランジの両面を水冷却し、平均硬質相分率が本発明範囲を外れる比較例（Ｈ形鋼No.5、13）では、高温強度は顕著に上昇するが、それ以上に室温強度が上昇し、延性が低下している。また、フランジの一方の水冷却が不十分で、平均硬質相分率が20％未満と、本発明範囲を外れる比較例（Ｈ形鋼No.14、No.19）では、高温耐力が低く、一方、平均硬質相分率が80％を超え、本発明範囲を外れる比較例（Ｈ形鋼No.７）では、常温強度は大きく上昇しているが、延性、靭性の低下が著しい。

また、復熱温度が200℃を下回り、平均硬質相分率が本発明範囲を外れる比較例（Ｈ形鋼No.７）では、延性が低下している。復熱温度が650℃を超え、製造条件が本発明の好適範囲を外れる本発明例（Ｈ形鋼No.６、No.20）では、高温強度が若干低下している。

600℃における析出Mo量におよぼす平均硬質相分率の影響を示すグラフである。室温耐力YS_ＲＴ、600℃における耐力YS_６００と平均硬質相分率との関係を示すグラフである。

Claims

熱間圧延により製造された圧延Ｈ形鋼であって、mass％でMo：0.10〜1.0％を含有する組成を有し、かつ該圧延Ｈ形鋼のフランジ内外面の一方の表層が体積率で50％以上のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを含む硬質層からなり、他方の表層が体積率で50％以上のフェライトを含む軟質層からなり、前記軟質層側のフェライトの平均粒径が５〜40μｍで、かつフランジ板厚方向の平均値で、前記ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを体積率で20〜80％含む組織を有し、600℃での耐力が176MPa以上であることを特徴とする耐火性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼。
前記組成が、mass％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.6％以下、
Mn：0.05〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、 Al：0.1％以下、
Mo：0.10〜1.0％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項２に記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：３％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２または３に記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、
Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２ないし４のいずれかに記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
mass％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.6％以下、
Mn：0.05〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、 Al：0.1％以下
Mo：0.10〜1.0％
を含む組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度を下記（１）式で定義されるＡr_３変態点（℃）以上とする孔型圧延およびユニバーサル圧延により所定形状のＨ形鋼にする熱間圧延工程を行い、ついで、フランジ内外面のうちの一方の面を５〜80℃／ｓの平均冷却速度で、冷却面の表面温度で100〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、該表面温度で200〜700℃の温度まで復熱させる冷却復熱処理を施し、前記フランジ内外面のうちの他方の面は放冷のまま、あるいは冷却速度：１℃／ｓ以下の緩冷とすることを特徴とする耐火性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼の製造方法。
記
Ａr_３（℃）＝910−273Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−９Mo−５Cu−1620Nb ……（１）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Nb：各元素の含有量（mass％）