JP6354571B2

JP6354571B2 - 圧延ｈ形鋼及びその製造方法

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Publication number: JP6354571B2
Application number: JP2014259126A
Authority: JP
Inventors: 栄利伊藤; 市川　和利; 和利市川; 和章光安; 杉山　博一; 博一杉山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-12-22
Filing date: 2014-12-22
Publication date: 2018-07-11
Anticipated expiration: 2034-12-22
Also published as: JP2016117932A

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（ＹｉｅｌｄＲａｔｉｏ「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、本発明者らはフェライトとパーライトの硬さ及び粒径を制御することにより、ａｓ−ｒｏｌｌ（圧延のまま）でも高強度低ＹＲかつ溶接性にも優れた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法について提案している（例えば、特許文献６）。

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号公報特願２０１４−２２４１１１号

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、溶接部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、合金コストを削減するために、Ｖの含有量の低減が望まれている。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、Ｖの含有量を制限して合金コストを低減し、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を提供するものである。

本発明は、Ｖの窒化物ではなく、炭化物による析出強化を最大限に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。本発明の圧延Ｈ形鋼は、引張強度（ＴＳ）５５０ＭＰａ以上であり、降伏比（ＹＲ）０．８０以下である。
本発明の圧延Ｈ形鋼は、高温で熱間圧延を行った後、加速冷却を施すことなく空冷してフェライト・パーライトに変態させ、更に徐冷することによってＶＣの析出を促進させる製造方法によって得られ、Ｖ量の抑制を可能にしたものである。
本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、
Ｖ：０．０３％以上０．０６％未満、
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０．４２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・・・（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）・・・（２）
式（１）のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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］又は［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し、６５０〜５５０℃の温度域での保持時間を下記式（３）で求められるｔ_{６５０／５５０}［ｓ］以上とすることを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］＝１０^{｛０．６４５／（Ｖ+０．２０９）｝} ・・・（３）
式（３）のＶは、Ｖ元素の含有量［質量％］である。

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。また、本発明の圧延Ｈ形鋼によれば、高価な合金であるＶの添加量を抑制することが可能であり、合金コストを削減できる。更に、本発明の圧延Ｈ形鋼は、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。このように、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］とフェライト及びパーライトのビッカース硬さとの関係を説明する図である。Ｖ含有量及びｔ_{６５０／５５０}［ｓ］と、圧延Ｈ形鋼の特性との関係を説明する図である。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／パーライトの硬さ比とＹＲとの関係を説明する図である。Ｈ形鋼の試験片採取位置を説明する図である。Ｈ形鋼の製造工程の一例を説明する図である。６５０℃〜５５０℃の温度域のＨ形鋼を徐冷する方法の一例を説明する図であり、図７（ａ）はＨ形鋼を近接させて並べる方法であり、図７（ｂ）はＨ形鋼を並べて重ねる方法である。

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、フェライト・パーライトに変態させた後に徐冷を行うことで合金量を削減しつつ、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。

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る。また、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。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（ＹＲ）が上昇する傾向がある。

そこで、本発明者らは、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、Ｖ含有量を低減し、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量の最適化と変態後の徐冷によってＶＣの析出を促進させ、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０．８０以下にすることができた。

フェライト・パーライトに変態させた後の徐冷の目的は、ＶＣの析出の促進である。ＶＣの析出を促進させるためには、６５０〜５５０℃の温度域に保持される時間が重要である。これは、５５０℃未満の温度域では、ＶＣの析出する速度が極めて遅くなるためである。また、本発明者らは、ＶＣの析出を促進させるには、Ｖ含有量に応じて６５０〜５５０℃の温度域での保持時間を制御する必要があることを見出した。

図１は、本発明者らの検討結果の一例であり、下記式（３）によってＶ含有量［質量％］で求められるｔ_{６５０／５５０}［ｓ］と、フェライト及びパーライトのビッカース硬さ［Ｈｖ］との関係を示すものである。
ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］＝１０^{｛０．６４５／（Ｖ+０．２０９）｝} ・・・（３）
式（３）のＶは、Ｖ元素の含有量［質量％］である。

図１に、ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］と、パーライトの硬さ（図１において符号◆で示す。）及びフェライトの硬さ（図１において符号◇で示す。）との関係を示す。図１に示すように、ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］の増加に伴い、引張強度の支配因子であるパーライトの硬さ（◆）は向上する。しかし、降伏強度の支配因子であるフェライトの硬さ（◇）はほぼ変化しない。したがって、ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］の制御によってＶＣの析出を促進し、硬質なパーライトのみの硬さを上昇させることで、引張強度を向上させつつＹＲ（降伏強度／引張強度）を低下させることが可能となる。

図２は、Ｖ含有量及びｔ_{６５０／５５０}［ｓ］と、圧延Ｈ形鋼の特性との関係を示している。図２において、符号●は引張強度が５５０ＭＰａ以上、ＹＲが０．８０以下の少なくとも一方を満たさない圧延Ｈ形鋼を示している。符号○は引張強度が５５０ＭＰａ以上かつＹＲが０．８０以下であり、引張強度とＹＲの両方が良好な圧延Ｈ形鋼を示している。

図２に示すように、Ｖ含有量を０．０３％以上０．０６％未満とし、ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］を、下記式（４）を満足する適正な範囲とすることにより、圧延Ｈ形鋼の引張強度を５５０ＭＰａ以上とし、ＹＲを０．８０以下にすることが可能になる。
ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］≧１０^{｛０．６４５／（Ｖ＋０．２０９）｝} ・・・（４）
式（４）のＶは、Ｖ元素の含有量［質量％］である。

更に、ＹＲが０．８０以下の圧延Ｈ形鋼を実現するには、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（フェライト硬さ／パーライト硬さ）を０．６０以下とする必要がある。
図３及び図４は本発明者らの検討の結果の一例を示すものである。図３はフェライト粒径とＹＲの相関を示している。図４はフェライト／パーライトの硬さ比とＹＲの相関を示している。図３及び図４から、結晶粒径の微細化及び硬さ比の上昇に伴いＹＲが上昇することがわかる。したがって、ＹＲを低下させるためには、結晶粒径の過剰な微細化を防止し、フェライト・パーライトの硬さ比の上昇を抑制することが必要である。

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：０．１５〜０．２５％）
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及びＶＣの析出促進によって引張強度を高めるために、Ｃ含有量の下限値を０．１５％以上とする。好ましくはＣ含有量を０．１７％以上、より好ましくは０．１９％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：０．７０〜１．５０％）
Ｍｎは、高強度化に寄与する元素であり、特に、パーライトの硬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、１．５０％を超えるＭｎを添加すると、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１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは、１．４０％以下、より好ましくは１．３０％以下とする。

（Ｖ：０．０３％以上０．０６％未満）
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、０．０３％以上を添加する。好ましくは、０．０４％以上のＶを添加する。一方、Ｖは高価な元素であり、０．０６％以上のＶを添加すると、合金コストが上昇するため、Ｖ含有量の上限を０．０６％未満とする。

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及びＶＣ析出量の減少に寄与する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及びＶＣ析出量の減少を抑制するため、Ｎ含有量の上限を０．００４％以下とし、好ましくは０．００３％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。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粗大なＴｉＮが生成し、靭性を低下させてしまう。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．０１５％以下とする。Ｔｉ含有量は、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。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以下とする。

（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を大きく向上させてしまう。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、０．０６％を超えてＡｌを添加すると、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含有量を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含有量は０．０００５％以上が好ましい。

（Ｃｅｑ：０．４２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０．４２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０．４２以下とし、０．４０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含有量の下限値から０．２７となる。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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含有量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。一方、０．３０％を超えるＣｕを添加すると、強度が過剰に上昇し、低温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含有量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。一方、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、上限を０.２０％以下とすることが好ましく、０．１５％以下とすることがより好ましい。

（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。このため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下に制限することが好ましく、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。このため、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および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および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％以下とする。ＲＥＭおよびＣａは、それぞれ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０．０２０％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、降伏強度が高くなる。したがって、降伏比を低下させるため、フェライト粒径の下限を１５．０μｍ以上とし、１８．０μｍ以上とすることが好ましい。降伏比を低下させるためには、フェライト粒径は大きいほど好ましいが、５０．０μｍを超えることはないため、上限を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である。フェライトの硬さ及びパーライトの硬さは、ビッカース硬さである。フェライト硬さ及びパーライト硬さは、金属組織を観察しながら、ＪＩＳＺ２２４４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、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５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５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、金属組織の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、それぞれ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〜４０５ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ〜６２０ＭＰａ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６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、変形抵抗が高くなる。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は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、未再結晶域での圧延を行わないことが好ましい。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。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。

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するプロセス、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。

熱間圧延後の冷却は、水冷装置を用いず、空冷する。空冷では、フェライト及びパーライト変態がほぼ完了する６５０℃から５５０℃まで冷却する間に、ＶＣを析出させることを意図して徐冷を行う。徐冷を行うことにより、少なくとも６５０〜５５０℃の温度域での保持時間を下記に示す式（３）で求められるｔ_{６５０／５５０}［ｓ］以上の時間とする。
ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］＝１０^{｛０．６４５／（Ｖ+０．２０９）｝} ・・・（３）
式（３）のＶは、Ｖ元素の含有量［質量％］である。

熱間圧延後の空冷において、６５０℃超の温度で徐冷を開始すると、パーライト変態がより高温で生じるため、パーライト硬さが減少し、引張強度が低下する。また、５５０℃未満の温度範囲まで徐冷を継続して行ってもよいが、ＶＣの析出する速度は５５０℃未満では極めて遅くなる。したがって、ＶＣを析出させるためには、６５０℃〜５５０℃の温度域での保持時間が重要である。また、保持時間が式（３）で求められる時間（ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］）未満である場合、ＶＣが十分に析出せずにパーライト硬さが上昇せず、高強度かつ低ＹＲとなる材質の達成が難しい。

６５０℃〜５５０℃の温度域での保持時間をｔ_{６５０／５５０}［ｓ］以上とするために行う徐冷の方法は、特に限定されるものではなく、公知の方法を用いることができる。図７（ａ）および図７（ｂ）は、６５０℃〜５５０℃の温度域のＨ形鋼を徐冷する方法の一例を説明するための図である。図７（ａ）および図７（ｂ）は、近接して配置された複数のＨ形鋼を、端面側から見た図である。

Ｈ形鋼は、フランジの内面が輻射熱及び高温の空気により冷えにくいため、主にフランジの外側から放熱する。そこで、例えば、図７（ａ）に示すように、圧延後に得られた複数のＨ形鋼を、フランジの外側を近接させた状態で、断面視でフランジが上下方向に延在するように並べることにより徐冷し、６５０℃〜５５０℃の温度域での保持時間を確保してもよい。複数のＨ形鋼をフランジの外側を近接させた状態で並べると、フランジの外側からの放熱が抑制されるため、冷却速度が遅くなる。

また、上記の保持時間をより一層確保しやすくするために、例えば、圧延後に得られた複数のＨ形鋼を並べて複数段重ねることにより徐冷してもよい。具体的には、図７（ｂ）に示すように、複数のＨ形鋼をフランジの外側を近接させた状態で、断面視でフランジが上下方向に延在するように並べ（図７（ａ）参照）て、一段目を形成する。次に、一段目の近接する２つのＨ形鋼の上に、２つのＨ形鋼のフランジに跨るように別のＨ形鋼を重ねて、二段目を形成する。さらに、二段目の近接する２つのＨ形鋼の上に、２つのＨ形鋼のフランジに跨るように別のＨ形鋼を重ねて、三段目を形成する。図７（ｂ）に示すように、複数のＨ形鋼を並べて複数段重ねると、Ｈ形鋼からの放熱が抑制されるため、冷却速度が非常に遅くなる。
なお、図７（ｂ）に示す例では、Ｈ形鋼を三段重ねた場合を例に挙げて説明したが、重ねる段数は特に限定されない。

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と、その前後に設けたパス間の水冷装置とを用いて、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。
空冷は、図７（ａ）または図７（ｂ）に示すように、Ｈ形鋼を並べて徐冷することにより、６５０〜５５０℃の温度域を、表３および表４に示す保持時間で保持した。
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５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（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、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。この箇所の特性を求めたのは、図５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、ＪＩＳＺ２２４１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、ＪＩＳＺ２２４２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、ＪＩＳＺ３１５８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（ｙ割れ試験）。

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．１〜３６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、ＪＩＳＺ２２４４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／パーライトの硬さ比を求めた。
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。表３および表４に示す「ｔ_{６５０／５５０}」は、上記の式（３）により求められる時間［ｓ］である。
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、本発明例である鋼種Ｎｏ．１〜１９は、常温の０．２％耐力（ＹＰ）及び引張強度（ＴＳ）が高く、ＹＲが０．８０以下であり、かつ割れがなく、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、鋼種Ｎｏ．２０〜３６は比較例である。
Ｎｏ．２０ではＣが、２２ではＳｉが、２４ではＭｎが、２６ではＶが、不足したために強度が低下した例である。
Ｎｏ．２１、２３、２５、２７、３３は合金成分元素を過剰に添加、もしくはＣｅｑが大きいため、焼入れ性が上昇し、母材および／又は溶接部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下した例である。
Ｎｏ．２８はＮｂを過剰に添加したため、結晶粒が微細化し、ＹＲが０．８以上となった例である。

Ｎｏ．２９、３０、３１は、合金成分元素を過剰に添加したため、粗大な析出物が起点となって母材および溶接部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下した例である。
Ｎｏ．３２は窒素元素の含有量が多いため、フェライト粒径が微細化し、ＹＲが０．８以上となり、割れが発生した例である。
Ｎｏ．３４は仕上げ温度が低いため、フェライト粒径が微細化してしまい、ＹＲが０．８０以上となった例である。
Ｎｏ．３５はＮに対してＴｉの添加量が不足しており、ＶＮによりフェライト粒径が微細化したためにＹＲが０．８０以上となり、割れが発生した例である。
Ｎｏ．３６は６５０〜５５０℃の温度域における保持時間が不足しており、フェライト／パーライトの硬さ比が０．６０を超えた結果、ＹＲが０．８０以上となった例である。

１中間圧延機
２ａ水冷装置
３仕上圧延機

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、
Ｖ：０．０３％以上０．０６％未満、
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０．４２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・・・（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）・・・（２）
（式１）のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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、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。
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。
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し、６５０〜５５０℃の温度域での保持時間を下記式（３）で求められるｔ_{６５０／５５０}［ｓ］以上とすることを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
ｔ_{６５０／５５０}［ｓ］＝１０^{｛０．６４５／（Ｖ+０．２０９）｝} ・・・（３）
式（３）のＶは、Ｖ元素の含有量［質量％］である。