JPWO2015093321A1 - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

このＨ形鋼は、所定の化学成分を有し、粒径が０．０１〜３．０μｍであるＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上の密度で有し、フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり、前記フランジの長さ方向で表面から１／６、かつ、厚さ方向で表面から１／４の位置における、ベイナイト面積分率が８０％以上であり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、フランジの長さ方向で表面から１／２、かつ、厚さ方向で表面から３／４の位置における、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、オーステナイト粒径の平均が５０〜２００μｍである。

Description

本発明は、建築建造物の構造部材などに好適な、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。
本願は、２０１３年１２月１６日に、日本に出願された特願２０１３−２５９４１０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
建築物の高層化や安全基準の厳格化から、建築物の柱・梁に用いられるＨ形鋼には、強度や靭性などの機械的特性の向上が求められている。特に高層化された建築物にはフランジ厚が１００ｍｍ以上のＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼という。）の使用が望まれており、極厚Ｈ形鋼の機械的特性の向上が求められている。
一般に鉄鋼材料において、強度が増すほど、製品の厚さが増大するほど、靭性は低下する傾向にある。そのため、高強度で厚い鋼材の靭性の確保は困難である。
また、Ｈ形鋼は、形状が特異であるので、ユニバーサル圧延で製造することが好ましい。しかしながら、ユニバーサル圧延では圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、極厚Ｈ形鋼の製造においては、ウエブ、フランジ、フィレットなどの各部位で、圧延中の温度履歴、圧下率、加速冷却時の冷却速度等に大きな差が生じる。その結果、圧延によって製造された極厚Ｈ形鋼の断面内では、位置によって強度及び靭性に大きな差が生じる。
更に、連続鋳造によって得られた鋼片を熱間圧延し、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、結晶粒の微細化によって靭性を確保することが困難になる。この理由は、極厚Ｈ形鋼の圧延は、通常の厚鋼板の圧延に比べて時間が掛かるので、特にフィレット部など、鋼材の内部では、圧延終了時の温度が表層の温度よりも高くなりやすいためである。
従来、Ｈ形鋼の靭性向上に関して、例えば特許文献１及び２には、Ｔｉ酸化物を鋼中に分散させて、粒内フェライトを生成させて結晶粒を微細化する方法が提案されている。また、例えば特許文献３〜５には、Ｔｉ酸化物の微細分散に加え、温度制御圧延及び制御冷却によって高強度で靭性に優れた圧延形鋼を製造する方法が提案されている。
しかし、これらの先行技術文献には、強度及び靭性を両立させた、省合金型の、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼については具体的な開示がない。
日本国特開平４−１５７１１７号公報 日本国特開平４−２７９２４８号公報 日本国特開平５−２６３１８２号公報 日本国特開平７−７６７２５号公報 日本国特開平７−２３８３１６号公報
Ｈ形鋼のフランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼では、強度と靭性とを両立させることが難しくなる。従来は、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上の高強度極厚Ｈ形鋼を製造する場合、靭性を確保するため、靭性を高める効果を有する合金元素を添加する必要があった。合金元素のうち、Ｎｉは焼入れ性を高めて高強度化に寄与し、かつ靭性を高める極めて有用な元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、製造コストを削減するためには、Ｎｉの添加量を制限する必要がある。
合金元素の添加を制限（省合金化）した上で、強度を確保する方法として、鋼材がフェライト変態開始温度（Ａｒ３点）に到達する前に圧延を終了し、圧延後に水冷を行い、ベイナイトなどの低温変態組織を生成させる加速冷却法が知られている。また、強度及び靭性を向上させるためには、より低温で熱間圧延を行い、組織を微細化することが好ましいことが知られている。
しかしながら、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼を圧延によって製造する場合、圧延過程において表面と内部との温度差が大きくなる。本発明者らは、計算機シミュレーションによって検討を行った結果、例えば、フランジ厚１２５ｍｍのＨ形鋼を製造する場合、圧延過程において表面と内部との温度差が２００℃以上にも達することを見出した。
したがって、極厚Ｈ形鋼の製造においては、鋼材表面がフェライト変態開始温度（Ａｒ３点）に近い温度で圧延を終了しても、鋼材内部の圧延終了温度は１０００℃以上であり、オーステナイト粒の粗大化を招くことが懸念される。すなわち、例えば図１のＨ形鋼の断面図に示す靭性評価部位８のように、極厚Ｈ形鋼の表面から離れた内部で試料を採取すると、著しく低い靭性を示すことがある。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、Ｎｉなどの高価な元素の含有量を制限して製造コストの削減を図り、かつ、強度及び靭性を両立させた、省合金型の、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、鋼板を溶接して形成されるビルドアップＨ形鋼ではなく、熱間圧延、特にユニバーサル圧延によって成形され、焼入れ、焼戻しなどの調質処理を必要としない、非調質の圧延Ｈ形鋼である。
靭性を向上させるには、オーステナイト粒を微細化するとともに、合金元素の添加によって粒界からの粗大なフェライトの生成を抑制することが望ましい。しかし、製造コストを削減するためには、高価な合金元素、特に、Ｎｉの添加量を制限しなければならない。また、上述の通り、極厚Ｈ形鋼を熱間圧延によって製造する場合、フランジの厚みの中央部近傍は高温で加工されるため、オーステナイトの微細化は困難である。
そこで、本発明者らは、極厚Ｈ形鋼の靭性を確保するため、高温でも熱的に安定な粒子（Ｔｉ酸化物）を鋼材中に分散させ、その粒子による粒界のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化することを考えた。従来、酸化物粒子のピニング効果によるオーステナイト粒の微細化技術を、１４００℃以上の高温に曝される溶接熱影響部の靭性向上に用いることは報告されている。しかしながら、圧延では、加熱温度やその温度域での滞在時間が溶接とは大きく異なるので、溶接熱影響部（ＨＡＺ）と母材とを同様に考えることはできない。
上述したように、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼では、表面における圧延終了温度をＡｒ３点以上とすると、板厚内部、特にフランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置において、圧延仕上温度が１０００℃以上となる。そのため、極厚Ｈ形鋼では、低温圧延によるオーステナイト粒の微細化は困難である。
本発明者らは、従来母材の靭性向上に適用されていない、酸化物粒子によるピニング効果を、極厚Ｈ形鋼の母材の靭性向上に適用する事を発案した。
具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程において、オーステナイト粒径を微細化するのに必要な粒子の種類、サイズ（粒子径）及び密度、並びに望ましい鋼材の化学組成について、詳細に検討を重ねた。
その結果、本発明者らは、Ｔｉを含む微細な酸化物を鋼中に所定の個数密度で分散させることで、極厚Ｈ形鋼の熱間圧延工程においてオーステナイト粒の微細化が実現され、靭性が向上するという知見を得た。即ち、微細なＴｉ酸化物を利用すれば、圧延温度が高くなる傾向にある、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置においても、組織の微細化効果を利用して、靭性を向上させることができることを知見した。
また、Ｔｉを含む微細な酸化物を鋼中に所定の個数密度で分散させると、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置だけでなく、鋼材中のその他の位置、例えば、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置においてもオーステナイト粒は微細化する。鋼の焼入れ性はオーステナイト粒が大きいほど向上するので、微細化によって、焼入れ性が低下する。しかしながら、化学成分、製造条件等を制御して、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、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分率を８０％以上とすることで、高強度Ｈ形鋼として求められる強度を確保することができること、などを見出した。
更に、析出物を生成したり、再結晶を抑制して、組織の微細化に寄与すると考えられているＮｂは、Ｃ含有量が０．０５％以上で、Ｔｉ酸化物を利用する本発明の極厚Ｈ形鋼においては、ＮｂＣの生成によって靭性を低下させることがわかった。また、微量の添加で焼入れ性を高め、強度及び靭性の向上に寄与すると考えられているＢも、Ｔｉ酸化物を利用する本発明の極厚Ｈ形鋼においては、ＢＮの生成によって強度を低下させることがわかった。このように、通常、強度及び靭性を向上させる効果を奏するＮｂ及びＢが、Ｔｉ酸化物を利用する本発明の極厚Ｈ形鋼には有害であり、含有量を制限すべき元素であることを知見した。
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、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係るＨ形鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｗ：０〜０．５０％、を含有し、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式ｉによって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％であり、粒径が０．０１〜３．０μｍであるＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上の密度で有し、フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり、前記フランジの長さ方向で表面から１／６、かつ、厚さ方向で表面から１／４の位置における、ベイナイト面積分率が８０％以上であり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上であり、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、前記フランジの前記長さ方向で前記表面から１／２、かつ、前記厚さ方向で前記表面から３／４の位置における、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、オーステナイト粒径の平均が５０〜２００μｍである。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・（式ｉ）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量%で、含有されていない元素は含有量０％とする。
（２）上記（１）に記載のＨ形鋼は、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、
Ｗ ：０．０１〜０．５０％、
のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の一態様に係るＨ形鋼の製造方法は、上記（１）または（２）に記載のＨ形鋼の製造方法であって、溶鋼中の酸素濃度が０．０００５〜０．０１００％になるように脱酸した後、Ｔｉを添加し、更に、前記溶鋼の成分を、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｗ：０〜０．５０％を含有し、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式ｉｉによって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％となるように調整する精錬工程と；前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；前記鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱する加熱工程と；加熱された前記鋼片を、表面温度が８００℃以上となるように熱間圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；前記熱間圧延工程後の前記Ｈ形鋼を水冷する冷却工程と；を有し、前記冷却工程では、表面温度が３００〜７００℃の温度範囲内に復熱するように水冷条件を制御する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・（式ｉｉ）
（４）上記（３）に記載のＨ形鋼の製造方法は、前記溶鋼の前記成分が、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明の上記態様によれば、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍであり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上で、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。本発明の上記態様によって得られた高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や製鋼負荷の大きい極低炭素化を行わずに、製造することが可能である。そのため、製造コスト低減、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。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、産業上の貢献が極めて顕著である。
Ｈ形鋼の断面形状を説明する図である。 本実施形態に係るＨ形鋼の製造装置列の一例を示す図である。
以下、本発明の一実施形態に係る高強度極厚Ｈ形鋼（以下、本実施形態に係るＨ形鋼と言う場合がある）を詳細に説明する。
図１はＨ形鋼の断面形状を示す図である。Ｈ形鋼４はフランジ５とウエブ６で構成され、フランジ全長をＦ、高さをＨ、ウエブ板厚をｔ１、フランジの板厚をｔ２で示し、強度評価部位を７、靭性評価部位を８として示している。
本実施形態では、Ｈ形鋼のフランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置を靭性評価部位８と定義する。靭性評価部位８は、鋼片の中央部近傍に相当するので鋳造後の冷却が遅い部位である。また、熱間圧延温度も高くなる部位である。すなわち、靭性評価部位８は組織が粗大化し易い部位である。フランジ厚が１００〜１５０ｍｍの極厚Ｈ形鋼の場合、鋼材内部の靭性評価部位８は表面より圧延終了温度が高くなるので、オーステナイト粒の微細化が困難である。しかし、このような部位においても、微細なＴｉ酸化物によるピニング効果を利用すれば、オーステナイト粒の微細化を実現でき、良好な靭性を確保することができる。
また、本実施形態では、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置を、強度評価部位７と定義する。強度評価部位７は、平均的な組織が得られると考えられる部位であり、強度評価部位７の組織においてベイナイトの面積率が８０％以上となれば、Ｈ形鋼の強度が確保できる。
靭性及び強度の向上に寄与するＮｉの含有量を制限した場合であっても、Ｃｅｑを制御し、熱間圧延後に加速冷却を施して製造することで、オーステナイト粒界から変態するフェライトの生成が抑制される。その結果、強度評価部位７の組織においてベイナイトの面積率が８０％以上とすることができる。
本実施形態に係るＨ形鋼においては、ＮｂやＢはＮｂ炭化物やＢＮを生成し、靭性や強度を低下させる。そのため、Ｎｂ及びＢの含有量を制限しなければならない。
本実施形態に係るＨ形鋼の成分範囲（化学組成）の限定理由について述べる。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。以下に述べる化学成分は溶鋼の分析値であり、鋼材全体の平均値と見なせる。
（Ｃ：０．０５〜０．１６％）
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０５％とする。好ましいＣ含有量の下限は、０．０８％である。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると粗大な炭化物が生成し、靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１６％とする。靭性を向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．１２％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元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると硬質相であるマルテンサイト−オーステナイト混合物（ＭＡ）の生成が助長され、靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。靭性を確保するためには、Ｓｉ含有量の上限は、０．３０％が好ましく、０．２０％がより好ましい。
（Ｍｎ：０．８０〜２．００％）
Ｍｎは、焼入れ性の向上による鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．８０％とする。好ましいＭｎ含有量の下限は１．００％である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると鋼中に存在するＭｎＳが粗大化し、靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。
（Ｎｉ：０．０５〜０．５０％）
Ｎｉは、鋼材の強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素である。極厚Ｈ形鋼の靭性を確保するため、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とする。好ましいＮｉ含有量の下限は０．１０％である。一方で、Ｎｉは、高価な元素であり、Ｎｉ含有量が０．５０％超であると合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とする。好ましいＮｉ含有量の上限は０．３０％である。
（Ｖ：０．０１〜０．２０％）
Ｖは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。またＶは、更には炭窒化物を生成し、組織の微細化及び析出強化にも寄与する元素である。これらの効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０１％とする。好ましいＶ含有量の下限は、０．０５％である。一方、Ｖ含有量が過剰であると、析出物が粗大化して靭性を損なうことがある。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。
（Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％）
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を形成しピニングによるオーステナイトの細粒化をもたらす元素であり、靭性向上に有効な元素である。この効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＣが生成し、靭性が損なわれるので、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とする。粗大なＴｉＣ析出物の生成による靭性の低下をより抑制するために、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％にすることが好ましい。
（Ｎ：０．００１０〜０．０１００％）
Ｎは、ＴｉＮやＶＮを形成することで組織の細粒化や析出強化に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。一方、Ｎ含有量が過剰になると、母材の靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。好ましいＮ含有量の上限は０．００６０％である。
（Ｏ：０．０００５〜０．０１００％）
Ｏは、本実施形態に係るＨ形鋼中において、Ｔｉ酸化物を形成するために必要な元素である。そのため、Ｏ含有量の下限を０．０００５％とする。一方、Ｏ含有量が過剰であると、酸化物が粗大化し、靭性の劣化を招く。そのため、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｏ含有量の上限は、０．００５０％が好ましい。
（Ａｌ：０．００５％以下）
Ａｌは、溶鋼中でＴｉよりも優先的にＯと結合し、Ｔｉ酸化物の生成を阻害する。そのため、Ｔｉ酸化物を生成させるためにはＡｌ含有量は少ないほうが好ましい。Ａｌは実質的に含有しないことが好ましいが、工業的な制約を考慮して、許容できるＡｌの上限を０．００５％とする。好ましいＡｌ含有量の上限は０．００３％である。
（Ｎｂ：０．０１０％以下）
Ｎｂは、通常、組織の微細化や、析出強化、更には焼入れ性の向上に寄与する有用な元素である。しかし、本実施形態に係るＨ形鋼では、Ｎｂを含有すると、ＮｂＣの析出により著しく靭性が低下するという新たな知見が得られている。そのため、Ｎｂは含有しないことが好ましく、Ｎｂ含有量の上限を０．０１０％に制限する。
（Ｂ：０．０００５％以下）
Ｂは、通常、微量の添加で焼入れ性の向上に顕著に寄与する元素である。しかし、Ｔｉ酸化物を含有する本実施形態に係るＨ形鋼に含有させた場合、微細なＴｉ酸化物を核としてＢＮが析出する。このＢＮは、フェライトの生成核となり、焼入れ性を低下させ、強度を低下させることが、新たに知見されている。したがって、強度確保の観点からＢ含有量は少ない方が好ましく、Ｂ含有量の上限を０．０００５％に制限する。
（Ｍｇ：０．０００３％以下）
Ｍｇは、溶鋼中でＴｉよりも優先的にＯと結合し、Ｔｉ酸化物の生成を阻害する。そのため、Ｍｇ含有量は少ない方が好ましい。Ｍｇは実質的に含有しない方が好ましいが、製造工程で混入する場合がある。そのため、工業的な制約を考慮して、Ｍｇ含有量の上限を０．０００３％としてもよい。
（Ｃａ：０．０００３％以下）
Ｃａは、溶鋼中でＴｉよりも優先的にＯと結合し、Ｔｉ酸化物の生成を阻害するので、Ｃａは少ない方が好ましい。Ｃａは実質的に含有しない方が好ましいが、工業的な制約を考慮して、Ｃａ含有量の上限を０．０００３％としてもよい。
本実施形態に係るＨ形鋼は、上述の元素と、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とするが、焼入れ性の向上による強度の向上を目的として、必要に応じて更に、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗの１種又は２種以上を以下の範囲で含有させてもよい。これらの元素は必ずしも含有させる必要がないため、その下限は０％である。
（Ｃｒ：０．０１〜０．５０％）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の高強度化に寄与する元素である。焼入れ性向上の効果を得る場合、０．０１％以上のＣｒを含有させることが好ましく、０．１０％以上を含有させることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、ＭＡの生成が助長されたり、Ｃｒ炭化物が粗大化することによって靭性が低下したりすることがある。したがって、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％に制限する。より好ましくはＣｒ含有量の上限は０．３０％である。
（Ｃｕ：０．０１〜０．３０％）
Ｃｕは、焼入れ性の向上と析出強化によって鋼の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、０．０１％以上のＣｕを含有させることが好ましく、０．１０％以上を含有させることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量が過剰であるとＭＡの生成が助長され、靭性が低下することがある。そのため、Ｃｕ含有量の上限を０．３０％とする。より好ましいＣｕ含有量の上限は０．２０％である。
（Ｍｏ：０．００１〜０．３０％）
Ｍｏは、焼入れ性を向上させることによって鋼の高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上のＭｏを含有させることが好まく、０．０１％以上のＭｏ含有させることがより好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％超であるとＭＡの生成が助長され靭性が低下することがある。そのため、Ｍｏ含有量の上限は０．３０％とする。靭性の低下を防ぐにはＭｏ含有量の上限を０．２０％とすることがより好ましい。
（Ｗ：０．０１〜０．５０％）
Ｗは、Ｍｏと同様、焼入性を向上させることによって鋼の高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｗ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量が０．５０％超であるとＭＡの生成が助長され靭性が低下することがある。そのため、Ｗ含有量の上限は０．５０％とする。より好ましいＷ含有量の上限は０．３０％である。
上記に述べた成分元素の残部はＦｅおよび不純物である。
不純物として、鋼中に不可避的に含まれるＳは、靭性を低下させる粗大な硫化物を形成するので、０．０２０％以下に制限することが好ましい。また、不純物として、鋼中に不可避的に含まれるＰは、０．０３％以下に制限することが好ましい。
（炭素当量Ｃｅｑ：０．３５〜０．５０％）
本発明では、焼入れ性を高め、ベイナイトを生成させるために、下記（式１）に示す炭素当量Ｃｅｑを０．３５〜０．５０％とする。Ｃｅｑが０．３５％未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、強度及び靭性が低下する。好ましくは、Ｃｅｑを０．３８％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｃｅｑが０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎて、靭性が低下する。好ましくは、Ｃｅｑを０．４５％以下とし、より好ましくは、０．４３％以下とする。
炭素当量Ｃｅｑは、焼入れ性の指標であって、公知の下記（式１）で求めることができる。ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量（質量％）である。含有されていない元素については含有量を０％として計算する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・（式１）
次に、本実施形態に係るＨ形鋼のミクロ組織について説明する。
極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低くなり、かつ水冷時の冷速が大きいため、鋼材の金属組織（結晶粒径）が微細になりやすい。一方、内部は、圧延仕上温度が高くなりオーステナイト粒が粗大になり、かつ水冷時の冷速が小さいため粒界フェライトやベイナイト組織が粗大になるので、靭性が低くなる傾向がある。
図１はＨ形鋼の断面形状を示す図である。Ｈ形鋼４はフランジ５とウエブ６で構成され、フランジ全長をＦ、高さをＨ、ウエブ板厚をｔ１、フランジ板厚をｔ２で示している。また、図１では、強度評価部位を７、靭性評価部位を８として示している。図１に示す強度評価部位７は、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置であり、本実施形態に係るＨ形鋼において、平均的な組織が得られると考えられる部位である。この部位から強度の評価に使用する試料を採取し、ミクロ組織の観察、及びベイナイトの面積率の測定を行った。金属組織は、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、３００の測定点で組織を判別し、各組織の粒の割合として算出した。
ベイナイトは、強度の上昇に寄与する。本実施形態に係るＨ形鋼において、強度を確保するためには、図１の強度評価部位７の鋼材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。残部は、フェライト、パーライト、島状マルテンサイトの１種又は２種以上である。ベイナイト面積分率の増加は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規定する必要がなく、１００％でも良い。
また、極厚Ｈ形鋼においては、板厚中心付近では、圧延仕上温度が高いためオーステナイト粒が粗大になりやすく、更に、水冷時の冷速が小さいために粒界フェライトも粗大化しやすい。そのため、特に図１の靭性評価部位８の位置で靭性が最も低くなる。靭性評価部位８の位置は、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置である。
この最も靭性が低下する部位（靭性評価部位８）から試料を採取して靭性を評価した。また、同じ部位でミクロ組織を観察し、オーステナイトの粒径の評価も行った。本実施形態で言うオーステナイト粒径は、熱間圧延後の冷却による低温変態前の、いわゆる旧オーステナイト粒径であり、倍率５０倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真を用いて測定した。具体的には、組織写真を用いて、縦横１〜２ｍｍ程度の範囲内に存在するγ粒（オーステナイト粒）の数をカウントし、γ粒１個当たりの面積を算出し、円相当径（直径）に直して測定した。組織写真の測定範囲の境界にかかっているγ粒は１／２個としてカウントした。また、同じ部位から採取したサンプルを用いて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察を行い、Ｔｉ酸化物の析出密度を測定した。
本発明者らは、極厚Ｈ形鋼において所定の靭性を確保する場合、靭性評価部位におけるオーステナイト粒径の平均を５０〜２００μｍに制御する必要があることを見出した。靭性向上のためにはオーステナイト粒径は小さいほど良い。しかしながら、オーステナイト粒径が細粒化すると焼入れ性が低下し、強度の低下が懸念されるため、強度の観点からは、平均で５０μｍ以上とすることが好ましい。
本発明者らは、粒子径（円相当径）が０．０１〜３．０μｍのＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上含むことで、ピニング効果によるオーステナイト粒の微細化及び圧延による再結晶の効果によって、オーステナイト粒径を平均２００μｍ以下にすることが可能であることを見出した。また、この場合、靭性が向上することを確認した。Ｔｉ酸化物粒子の個数は、Ｔｉ含有量とＯ含有量によって影響され、その上限は、特に限定するものではないが、実用上、好ましくは１０００個／ｍｍ２以下、より好ましくは５００個／ｍｍ２以下である。また、本実施形態に係るＨ形鋼は、最高温度１３５０℃で最長５時間という高温長時間の加熱を受けることを想定しており、本発明者らは、このような条件で鋼片を加熱しても、上記のＴｉ酸化物の析出密度の低下は起こらず、オーステナイト粒のピニング効果は失われないことを確認している。
Ｔｉ酸化物の粒子径は小さくても、特に問題はない。しかしながら、抽出レプリカで測定するため、粒子径が０．０１μｍより小さいと観察に引っ掛かり難いので、測定精度や定量性の観点で、個数をカウントする対象を、粒子径が０．０１μｍ以上のＴｉ酸化物とした。また、粒子径が３．０μｍを超えるとピニング効果が十分に得られないので、Ｔｉ酸化物の粒子径の上限を３．０μｍとした。
Ｔｉ酸化物に含まれる元素は、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）によって同定することができる。
本実施形態において、Ｔｉ酸化物とは、ＴｉＯ、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３及び、これらとＴｉを含まない酸化物との複合酸化物、更に、Ｔｉ酸化物や複合酸化物と硫化物との複合介在物を指す。Ｔｉを含まない酸化物とは、例えば、ＳｉＯ２などのＳｉ系酸化物、Ａｌ２Ｏ３などのＡｌ系酸化物、その他、Ｍｇ系酸化物、Ｃａ系酸化物などを挙げることができる。
本実施形態に係るＨ形鋼のフランジの板厚は、１００〜１５０ｍｍである。フランジ板厚の下限を１００ｍｍとするのは、例えば、高層建築構造物に用いられるＨ形鋼に、板厚が１００ｍｍ以上の強度部材が求められているためである。一方、１５０ｍｍを超えると十分な冷却速度が得られず、靭性の確保が難しいため、フランジ板厚の上限を１５０ｍｍとする。ウエブの板厚は特に規定しないが、５０〜１５０ｍｍであることが好ましい。
フランジとウエブの板厚比、すなわち、フランジ板厚をウェブ板厚で除した値（フランジ／ウエブ板厚比）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とすることが好ましい。フランジ／ウエブ板厚比が２．０を超えると、ウエ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／ウエブ板厚比が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。
機械特性の目標値は、常温の降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上である。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上である。強度が高すぎると靭性を損なうことがあるため、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５５０ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下が好ましい。
次に、本実施形態に係るＨ形鋼の好ましい製造方法について説明する。
本実施形態に係るＨ形鋼を製造する場合、まず、例えば、溶鋼温度を１６５０℃以下に制御し、溶鋼中の酸素濃度を０．０００５〜０．０１００％になるように脱酸し、Ｔｉを添加する。次いで、溶鋼の化学成分を調整する（精錬工程）。
このような制御を行うことにより上記溶鋼を用いて鋳造された鋼片中に、粒径が０．０１〜３．０μｍであるＴｉ酸化物が３０個／ｍｍ２以上の密度で生成する。溶鋼中の酸素濃度、０．０１００％を超えると酸化物が粗大化し、靭性が低下するので、０．０１００％を上限とする。好ましい上限は０．００８０％、より好ましい上限は、０．００６０％、更に好ましい上限は、０．００４０％である。また、酸素はＴｉ酸化物を形成するために必要な元素であるので、溶鋼中の酸素濃度は０．０００５％以上が必要である。
精錬工程後、鋳造し、鋼片を得る（鋳造工程）。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構わない。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、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（加熱工程）、熱間圧延を行う（熱間圧延工程）。鋼片の加熱温度は、Ｖなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、下限を１１００℃とする。一方、加熱温度が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。そのため、加熱温度の上限は１３５０℃とする。また、本実施形態において、熱間圧延は、粗圧延機を用いて行う粗圧延と、中間圧延機を用いて行う中間圧延と、仕上圧延機を用いて行う仕上圧延とを含む。
熱間圧延では、圧延温度と圧下率を制御して圧延を行うことが好ましい。これは、圧延時の再結晶によって、オーステナイト粒径がより微細になる可能性があるためである。
靭性を確保するには、オーステナイト粒を細粒化することが好ましい。一方、強度を確保するには、焼入れ性を高めるために、オーステナイト粒を大きくすることが好ましい。したがって、本来は、靭性の確保には圧延温度の低温化が、強度の確保には圧延温度の高温化が望まれる。
ただし、本実施形態に係るＨ形鋼では、先に述べたようにＴｉ酸化物のピニング効果によりオーステナイト粒径が平均２００μｍ以下となっているため、過度な低温圧延による細粒化は必要ない。また、熱間圧延の終了温度が低すぎると、表面に近いフランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置である強度評価部位７で、焼入れ性が低下して、所定の強度が得られない場合がある。そのため、熱間圧延工程では、表面温度８００℃以上で圧延を終了する。Ｔｉ酸化物の熱的安定性は高く、圧延プロセスの変動によるピニング効果の変化はほとんどないと考えられるので、強度の確保の観点からは、焼入れ性が高い鋼は低温で圧延し、焼入れ性が低い鋼は高温で圧延することが好ましい。すなわち、鋼の化学成分に応じて、適宜、制御することが好ましい。
圧延温度を下げる場合には、仕上圧延のうち、１パス以上をパス間水冷圧延とすることも有効である。パス間水冷圧延は、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却した後、復熱過程で圧延する方法である。また、パス間水冷圧延は、圧延パス間の水冷により、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、圧延する方法である。パス間水冷圧延では、圧下率が小さい場合でも、板厚の内部まで加工歪みを導入することができる。また、水冷により圧延温度を短時間で低下させることによって、生産性が向上する。
仕上圧延（熱間圧延）を行った後、高い強度を得るために、フランジやウエブなどを水冷する（冷却工程）。水冷は、スプレーによる水の吹き付け、又は水槽での浸漬水冷によって行うことができる。本実施形態においては、強度評価部位（図１の７の位置）において８００℃から６００℃の冷却速度が２．２℃／ｓ以上となるように水冷を行うことが好ましい。８００℃から６００℃の冷却速度が２．２℃／ｓ未満の場合、必要な焼入れ組織が得られない場合がある。
水冷にあたっては、水冷停止後に表面温度で３００〜７００℃の温度まで復熱するような条件で水冷を停止する。これは、復熱温度（復熱後の表面温度）が３００℃未満であると自己焼き戻しが不足し、靭性に悪影響を与えるＭＡが十分に分解されずに残存する（例えば、Ｈ形鋼の靭性評価部位において面積率で３．０％超以上となる）ことによって、靭性が低下するためである。また、復熱温度が７００℃を超える条件では旧オーステナイト粒界から生成するフェライトが著しく粗大化して靭性が低下したり、板厚表面近傍でも焼戻し温度が高すぎて強度が低下したりするためである。
水冷条件として、水冷停止温度ではなく、復熱温度を規定する理由は、極厚Ｈ形鋼では表面と内部との冷却速度の乖離が大きく、水冷時間が内部の温度に影響するためである。即ち、表面温度は冷却開始後の短い時間で２００℃以下まで冷却できるが、内部の冷却速度は小さいため、水冷時間によって内部の温度を制御し、復熱温度で熱履歴を管理するためである。予め、冷却速度及び冷却時間と復熱温度との関係を実測もしくは計算機シミュレーションで予測しておけば、冷却時間によって極厚Ｈ形鋼の復熱温度を制御することができる。
なお、上記熱間圧延工程では、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に再加熱し、二次圧延を行って製造するプロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。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、加熱温度を低めにすることができる。
以下実施例に基づいて本発明を説明する。
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、一次脱酸して溶存酸素量を制御した後、Ｔｉを添加し、更に、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、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。表１に示した成分は、溶鋼からサンプルを採取して測定した結果である。
Figure 2015093321
Ｈ形鋼の製造工程を、図２に示す製造装置列の例を用いて説明する。加熱炉１で加熱した鋼片は、粗圧延機２ａで圧延した後、ユニバーサル圧延装置列を有する中間圧延機２ｂでの中間圧延、仕上圧延機２ｃでの仕上圧延を行った。また、仕上圧延の終了後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）３ｂにより、フランジ外側面を水冷した。熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合は、圧延パス間の水冷には、中間圧延機２ｂの前後面に設けた水冷装置３ａ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。
製造条件を表２に示す。
Figure 2015093321
得られたＨ形鋼の図１に示す強度評価部位７から、引張試験片及びベイナイト面積分率の測定に用いる試料を採取した。採取した引張試験片を用いて降伏強度及び引張強度を評価し、面積分率測定用の試料を用いてベイナイト面積分率を測定した。
また、得られたＨ形鋼の図１に示す靭性評価部位８から、シャルピー試験片、オーステナイト粒径の測定に用いる試料、及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）でＴｉ酸化物を観察するためのサンプルを採取した。採取したシャルピー試験片を用いて靭性を評価し、粒径測定用の試料を用いてオーステナイト粒径を測定し、観察用サンプルを用いてＴＥＭ観察を行った。ｔ１はウエブの板厚、ｔ２はフランジの板厚、Ｆはフランジの長さ、Ｈは高さである。
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、ＹＳとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、試験温度２１℃で行った。
結果を表３（表２の続き）に示す。本発明の機械的特性の目標は、常温の、降伏強度又は０．２％耐力（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上である。また、試験温度２１℃でシャルピー衝撃試験を行って得られた吸収エネルギー、すなわち、２１℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ２１）は、１００Ｊ以上である。
Figure 2015093321
表３の製造Ｎｏ．１〜７、製造Ｎｏ．１１〜１８、及び製造Ｎｏ．２２〜２３は、本発明例であり、強度及び靭性が目標値を満足している。一方、製造Ｎｏ．８及び１９は仕上温度が低く、強度が低下している。製造Ｎｏ．９及び２０は復熱温度が低くなり、ＭＡの分解が十分でなく、靭性が低下している。製造Ｎｏ．１０及び２１は復熱温度が高くなり、ベイナイトの生成が不十分で、強度が不足している。
製造Ｎｏ．２４（成分Ｎｏ．１８）はＣ含有量が多く、製造Ｎｏ．２６（成分Ｎｏ．２０）はＳｉ含有量が多く、製造Ｎｏ．２７（成分Ｎｏ．２１）はＭｎ含有量が多く、靭性が低下している。これに対し、製造Ｎｏ．２５（成分Ｎｏ．１９）はＣ量が少なく、製造Ｎｏ．３３（成分Ｎｏ．２７）は炭素当量Ｃｅｑが低いため、強度が不足している。また、製造Ｎｏ．３２（成分Ｎｏ．２６）は炭素当量Ｃｅｑが高く、強度が上昇し、靭性が低下している。
製造Ｎｏ．２８（成分Ｎｏ．２２）はＮｉ含有量が少なく、靭性が低下している。製造Ｎｏ．２９（成分Ｎｏ．２３）はＡｌ含有量が過剰であり、製造Ｎｏ．３１（成分Ｎｏ．２５）はＴｉ添加前の酸素量が不足しており、Ｔｉ酸化物の生成が少なく、靭性が低下している。製造Ｎｏ．３０（成分Ｎｏ．２４）はＴｉ含有量が過剰であり、靭性が低下している。製造Ｎｏ．３４（成分Ｎｏ．２８）はＮｂ含有量が過剰であり、靭性が低下している。
製造Ｎｏ．３５（成分Ｎｏ．２９）は、Ｂ含有量が過剰であり、強度が低下している。製造Ｎｏ．３６（成分Ｎｏ．３０）は、Ｔｉ添加前の酸素量が過剰であり、靱性が低下している。
本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や製鋼負荷の大きい極低炭素化を行わずに、製造することが可能である。そのため、製造コスト低減、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。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、産業上の貢献が極めて顕著である。
１ 加熱炉
２ａ 粗圧延機
２ｂ 中間圧延機
２ｃ 仕上圧延機
３ａ 中間圧延機前後面の水冷装置
３ｂ 仕上圧延機後面冷却装置
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウエブ
７ 強度評価部位
８ 靭性評価部位
Ｆ フランジ長さ全長
Ｈ 高さ
ｔ１ ウエブの板厚
ｔ２ フランジの板厚

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０５〜０．１６％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
    Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
    Ｖ ：０．０１〜０．２０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、
    Ｏ：０．０００５〜０．０１００％
    Ｃｒ：０〜０．５０％、
    Ｃｕ：０〜０．３０％、
    Ｍｏ：０〜０．３０％、
    Ｗ ：０〜０．５０％、
    を含有し、
    Ａｌ：０．００５％以下、
    Ｎｂ：０．０１０％以下、
    Ｂ：０．０００５％以下、
    に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり；
    下記式１によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％であり；
    粒径が０．０１〜３．０μｍであるＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上の密度で有し；
    フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり；
    前記フランジの長さ方向で表面から１／６、かつ、厚さ方向で表面から１／４の位置における、ベイナイト面積分率が８０％以上であり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上であり、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり；
    前記フランジの前記長さ方向で前記表面から１／２、かつ、前記厚さ方向で前記表面から３／４の位置における、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、オーステナイト粒径の平均が５０〜２００μｍである；
    ことを特徴とするＨ形鋼。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・（式１）
    ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量％で、含有されていない元素は含有量０％とする。
  2. 質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、
    Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、
    Ｗ ：０．０１〜０．５０％、
    のうち、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Ｈ形鋼。
  3. 請求項１又は２に記載のＨ形鋼の製造方法であって、
    溶鋼中の酸素濃度が０．０００５〜０．０１００％になるように脱酸した後、Ｔｉを添加し、更に、前記溶鋼の成分を、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｗ：０〜０．５０％を含有し、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式２によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％となるように調整する精錬工程と；
    前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；
    前記鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱する加熱工程と；
    加熱された前記鋼片を、表面温度が８００℃以上となるように熱間圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；
    前記熱間圧延工程後の前記Ｈ形鋼を水冷する冷却工程と；
    を有し、
    前記冷却工程では、表面温度が３００〜７００℃の温度範囲内に復熱するように水冷条件を制御する
    ことを特徴とするＨ形鋼の製造方法。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・（式２）
  4. 前記溶鋼の前記成分が、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載のＨ形鋼の製造方法。
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