JP2018044224A - 圧延ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】エッジング法に対して生産性を損なうことなく、フィレット部のマクロ偏析が軽減された圧延Ｈ形鋼及びその製造方法を提供する。【解決手段】式（１）で定義するＰＣＭが０．２９以下であり、所定の化学組成を有する圧延Ｈ形鋼であって、フランジにおける最脆化部でのＭｎ濃度の上位５％平均値が、フランジ幅方向の端面からフランジ幅方向に１／６の位置、且つ、ウェブと反対側に位置するフランジの面からフランジ厚方向に１／４の位置におけるＭｎ濃度の１．６倍以下である。ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）【選択図】図２

Description

本発明は、鋼片を熱間圧延して製造される圧延Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。

Ｈ形鋼は、従来から建築・土木、海洋構造物、橋梁などの素材として幅広く用いられており、さまざまな断面の物が使用されている。特に、大型の鋼構造物や橋梁等ではＨ形鋼が梁として多用されている。このような鋼構造物に用いられるＨ形鋼の性能として特に重視される物の一つに、溶接部の健全性がある。溶接後の継手部分には残留応力が生じ、介在物や硬質相の境界に水素が集積することで亀裂が発生する。このような亀裂は低温割れと呼ばれ、地震や台風などにより継手部に応力が生じた際に破壊の起点となり、重大な災害を引き起こす可能性がある。

従来、スラブから製造されるＨ形鋼は図１（ａ）に示すエッジング法により製造されてきた。エッジング法はまずスラブ端部に鋼材をロールの孔型中央に誘導するための溝をつけ、スラブの幅方向に圧延し、スラブ端部をスラブの厚み方向に伸長させることでフランジ部を形成する圧延方法である。スラブを鋳造した際に形成される中心偏析部にはＭｎを始めとした合金元素が濃化している。エッジング法で圧延することによって中心偏析部が、ウェブとフランジとが交錯する部分、いわゆる「フィレット部」と呼ばれる部分においてさらに凝集し、介在物、硬質相が局所的に増加することで靱性が低下し、低温割れが発生しやすくなる。

このような問題点に鑑み、マクロ偏析（中心偏析部の凝集）を解消するには、高温で一定時間加熱することによってＭｎ等を拡散させることが有効であり、熱間圧延前の鋼片に熱処理を施す方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。また、拡散を促進させるためには圧延によって歪を加えた後、高温に保持することが有効であり、鋼片を粗圧延した後、中間圧延の前に再加熱する方法が提案されている（例えば、特許文献２及び３参照）。

また、熱処理以外にもマクロ偏析を解消する方法が提案されている（例えば、特許文献４及び５、参照）。特許文献４は、連続鋳造で完全に凝固する前に圧下を加える方法である。一方、特許文献５は、粗圧延機のスラブ幅のエッジング孔型を、孔型底がフラットなボックス孔型に形成する方法であり、ウェッジ法と称されている。

特開２０１２−１８０５８４号公報 特開平６−１２２９２１号公報 特開平６−１２２９２２号公報 特開平５−３０５３９５号公報 特開平７−８８５０２号公報

上述のように、従来から、マクロ偏析に起因する圧延Ｈ形鋼のフィレット部の低温割れを抑制するために、様々な対策が提案されている。しかし、いずれの対策も従来技術であるエッジング法に対して生産性を損なう点が問題となる。

そこで本発明の目的は、このような実情に鑑み、エッジング法に対して生産性を損なうことなく、フィレット部のマクロ偏析が軽減された圧延Ｈ形鋼及びその製造方法を提供することにある。

本発明は、被圧延材の幅方向に対し、鉛直に割り込みを入れる突起部が形成された造形用孔型によって割り込みを形成し、これを起点にして順次折り曲げる工程を有することを特徴とする。このような工程によれば、スラブからフランジを形成する際に中心偏析部がフランジ全体に分散され、生産性を損なうことなく、フィレット部での中心偏析部の凝集を軽減し、その結果、低温割れを抑制することができる。
本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１９％、
Ｓｉ：０．０５％〜０．５０％、
Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、
Ｐ：０．００１０％〜０．０２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０２００％、
Ｈ：０．０００２％以下、
を含み、
さらに選択的に、
Ｃｕ：０．７０％以下、
Ｎｉ：０．７０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．１２％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
の１種又は２種以上を含有し、
式（１）で定義するＰＣＭが０．２９以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である化学組成を有する圧延Ｈ形鋼であって、フランジにおける最脆化部でのＭｎ濃度の上位５％平均値が、フランジ幅方向の端面からフランジ幅方向に１／６の位置、且つ、ウェブと反対側に位置するフランジの面からフランジ厚方向に１／４の位置におけるＭｎ濃度の１．６倍以下であることを特徴とする、圧延Ｈ形鋼。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
但し、式（１）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは元素記号の質量分率（ｍａｓｓ％）を示す。
［２］［１］に記載された圧延Ｈ形鋼の化学組成におけるＦｅの一部に代えて、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
の一方又は両方を含有することを特徴とする、圧延Ｈ形鋼。
［３］質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１９％、
Ｓｉ：０．０５％〜０．５０％、
Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、
Ｐ：０．００１０％〜０．０２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０２００％、
Ｈ：０．０００２％以下、
を含み、
さらに選択的に、
Ｃｕ：０．７０％以下、
Ｎｉ：０．７０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．１２％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
の１種又は２種以上を含有し、
式（１）で定義するＰＣＭが０．２９以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である化学組成を有する矩形断面の鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、順に粗圧延工程、中間圧延工程、仕上圧延工程を行う、圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、前記粗圧延工程を行う圧延機には、被圧延材を造形する３以上の複数の孔型が刻設され、前記複数の孔型の少なくとも一つは、被圧延材の幅方向に対し鉛直に割り込みを入れる突起部が形成された上下一対のロールに刻設される割り込み形成用孔型であり、前記割り込み形成用孔型の後段において、当該割り込み形成用孔型によって形成された分割部位を順次折り曲げる造形用孔型が設けられることを特徴とする、圧延Ｈ形鋼の製造方法。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
但し、式（１）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは元素記号の質量分率（ｍａｓｓ％）を示す。
［４］［３］に記載された圧延Ｈ形鋼の製造方法の化学組成におけるＦｅの一部に代えて、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
の一方又は両方を含有することを特徴とする、圧延Ｈ形鋼の製造方法。
［５］前記割り込み形成用孔型に形成される突起部の先端角度は４０°以下であることを特徴とする、［３］又は［４］に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法。
［６］前記突起部によって形成された割り込みの長さＬと、前記矩形断面の鋼片の厚さＴと、仕上圧延工程によって形成された圧延Ｈ形鋼のフランジの幅Ｆとが、以下の式（２）を満たすことを特徴とする、［３］〜［５］のいずれか一項に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法。
Ｌ≧０．５Ｆ−０．５Ｔ ・・・（２）

本発明によれば、予備加熱や圧延後の再加熱または温度保持等の特別な熱処理を施すことなく、単純な工程でフィレット部の溶接性に優れたＨ形鋼を得ることが可能になる。したがって、経済性を損なうことなく、圧延Ｈ形鋼を部材とする鋼構造物の信頼性をさらに向上させる事が可能になる等、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

「エッジング法」と、「スプリット法」との比較についての概略説明図である。 偏析度と低温割れの発生有無およびシャルピー遷移温度差ΔｖＴｒｓの相関を示す図である。 機械試験及び金属組織の観察を行った位置を示す概略説明図である。 ｙ型溶接割れ試験に関する説明図である。 本発明の実施の形態に係るＨ形鋼の製造工程を示す概略説明図である。 本実施の形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造において、粗圧延工程に用いるロールに刻設される孔型形状の概略と、圧延造形の概略を示す説明図である。

以下、本発明の実施の形態について図面を参照して説明する。なお、本明細書および図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

本発明者らは、フランジ部を形成する際に割り込みを入れ、フランジ部を曲げて製造することで、偏析がフランジ全体で分散され、フィレット部における偏析の凝集が改善されるという知見を得た。先ず、本知見について簡単に説明する。なお、本実施の形態に係るフランジ部を曲げて圧延造形を行うようなＨ形鋼の製造方法を本明細書では「スプリット法」と呼称する。

先ず、上記「スプリット法」の概要について図１を参照して簡単に説明する。図１は、Ｈ形鋼の従来の製造方法における粗圧延法の１つであるいわゆる「エッジング法」と、本実施の形態に係るＨ形鋼の製造方法における粗圧延法であるいわゆる「スプリット法」との比較についての概略説明図である。

図１（ａ）に示すように、エッジング法は、スラブからＨ形鋼を製造する際の粗圧延時に、スラブ端部に当該スラブを孔型中央に誘導するための溝を付与し、粗圧延機に取り付けられた孔型ロールによって熱間圧延を行う方法である。加熱炉で加熱されたスラブを幅方向に圧延し、スラブ端部をスラブの厚み方向に伸長させることでフランジ部が形成される。このようにフランジ部が形成された被圧延材に対し、更に製品の形状や寸法を精密に整えるために、中間圧延機による中間圧延や仕上圧延機による仕上圧延等が行われ、最終的なＨ形鋼製品が製造される。

一方、図１（ｂ）に示すように、スプリット法では、スラブからＨ形鋼を製造する際の粗圧延時に、スラブ端面に上記エッジング法に比べて深さの深い溝（割り込み）を割り込み形成用孔型によって付与する。そして、付与された溝に対して、当該溝を拡げるための突起部が形成された造形用孔型の孔型ロールを用いて分割部位とされたスラブ端部を割り広げるような圧延造形が行われる。このような割り広げ圧延造形を例えば複数回角度を変えて行うことでフランジ部を形成する方法がスプリット法である。このようにフランジ部が形成された被圧延材に対し、更に中間圧延や仕上圧延等が行われ、最終的なＨ形鋼製品が製造される。

本発明者らは、図１に示すエッジング法とスプリット法を比較するに際し、スラブに存在する主にＭｎ濃度の高い部位である中心偏析部に着目し、エッジング法による粗圧延と、スプリット法による粗圧延では、スラブの中心偏析部の凝集あるいは分散の状態に大きな差異があることを見出した。
即ち、図１（ａ）に示すように、エッジング法では孔型ロールによってスラブを幅方向に圧延する際に、中心偏析部がフィレット部に凝集することが分かっている。一方、図１（ｂ）に示すように、スプリット法ではスラブを幅方向にほとんど圧延せず、フランジ部を割り広げるといった方法を採るため、中心偏析部がフランジ部全体で分散され、フィレット部に凝集することなく粗圧延が行われることが分かっている。特に、割り込み用の孔型の突起部先端角度を４０°以下の鋭角とすることで、中心偏析部の凝集を抑制させることが可能であることが分かってきている。

そして、本発明者らは、スプリット法によって製造される圧延Ｈ形鋼の性質として、上述の通り中心偏析部の凝集が抑制されるために、フィレット部での低温割れを抑制させることが可能である事を知見した。これは、主にＭｎ濃度の高い中心偏析部に存在するＭｎＳや硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベイナイトの生成を抑制したためである。

以下、上記のような知見に伴う、本実施の形態に係る圧延Ｈ形鋼及びその製造方法について詳細に説明する。

まず、Ｈ形鋼の成分組成（化学組成）について説明する。

（Ｃ：０．０１〜０．１９％）
Ｃは、フィレット部でのＭＡ生成を促進し、溶接性および靭性を低下させる。しかし、Ｃは安価に強度を向上させる事が可能であり、製鋼の工程上Ｃを完全に除去することはコストの増加につながることから、Ｃ量を０．０１％以上とする。一方、Ｃ量が０．１９％を超えるとフィレット部の中心偏析部が凝集した位置においてＭＡが増加し、溶接性および靱性が低下するため、Ｃ量を０．１９％以下に制限する。好ましくはＣ量を０．１７％以下、より好ましくは０．１５％未満とする。

（Ｓｉ：０．０５〜０．５０％以下）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するが、Ｃと同様、ＭＡを生成させる元素である。Ｓｉ量が０．５０％を超えると、硬質相の生成によって低温割れが発生するため、Ｓｉ量を０．５０％以下に制限する。Ｓｉ量は、０．３０％以下が好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下とする。しかし、Ｓｉを含有させないと脱酸の工程上コストが増加することから、Ｓｉを０．０５％以上含有させる。

（Ｍｎ：０．４０〜１．８０％）
エッジング法により製造されたＨ形鋼はスラブの中心偏析部がフィレット部に凝集する。Ｍｎは特に中心偏析部に凝集しやすく、局所的にＭｎの濃度が上昇することで脆化相であるＭＡの形成、硬質なベイナイトの増加、ＭｎＳの増加が促進される。この結果、これらの界面がＨのトラップサイトとなり、低温割れが発生しやすくなる。特に、１．８０％を超えるＭｎを含有させると、フィレット部において、介在物の増加等によって溶接割れが生じる。このため、Ｍｎ量を１．８０％以下に制限する。Ｍｎ量は好ましくは１．７０％以下、より好ましくは１．５０％以下とする。一方、Ｍｎは結晶粒径の微細化に効果的な元素であるため、０．４０％以上を含有させる。

（Ｐ：０．００１０〜０．０２００％以下）
Ｐ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量は０．０２００％以下に制限し、更には０．０１５０％以下に制限してもよく、より好ましくは０．０１００％以下に制限してもよい。なお下限については、０．００１０％未満まで除去すると製鋼コストが大きく上昇するため、０．００１０％以上とする。

（Ｓ：０．００１０〜０．０２００％以下）
Ｓは、凝固偏析により形成された中心偏析部においてＭｎＳを形成し、溶接割れ、靱性低下だけではなく水素割れ等の原因となるので、極力低減すべきである。Ｓ量は０．０２００％以下に制限し、更には０．０１５０％以下に制限してもよく、より好ましくは０．０１００％以下に制限してもよい。なお下限については、０．００１０％未満まで除去すると製鋼コストが大きく上昇するため、０．００１０％以上とする。

（Ｈ：０．０００２０％以下）
ＨはＭＡ、硬質相、介在物等の界面をトラップサイトとして、室温において低温割れの原因となるので、極力低減すべきである。Ｈ量は０．０００２０％以下に制限し、更には０．０００１５％以下に制限してもよく、より好ましくは０．０００１０％以下に制限してもよい。なお下限については、０．００００２％未満まで除去すると製鋼コストが大きく上昇するため、０．００００２％以上であってもよい。

（ＰＣＭ：０．２９以下）
ＰＣＭ（％）は低温割れの感受性を示す指標（いわゆる溶接割れ感受性組成）として一般的に用いられており、以下の式（１）で示される値である。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
ここで、上記式（１）の各符号（元素記号）は、Ｈ形鋼の成分組成（化学組成）において含有される各成分の質量分率（質量％、ｍａｓｓ％）を示している。また、各元素記号で示す成分のうち、含有されないものについては０％として計算される。
溶接部には一般に冷却に伴い引張応力が発生する。この時ＰＣＭが大きいと溶接部の硬さが上昇し、塑性変形による引張応力の緩和がなされない。その結果、引張応力の増大により低温割れが発生しやすくなることから、極力低減することが望ましい。圧延Ｈ形鋼におけるＰＣＭは低温割れの発生が実用上殆ど問題にならなくなる０．２９以下に制限すべきであり、更には０．２７以下に制限することが好ましく、更には０．２５以下とすることがより好ましい。なお下限については、いずれの元素も強度の向上に寄与する元素であるので、０．１５以上であってもよい。

更に、強度及び靱性等の向上を目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、ＮおよびＢのうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｕ：０．７０％以下）
Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、Ｃｕ量が０．７０％を超えると強度が過剰に上昇し、靭性が低下するため、Ｃｕ量を０．７０％以下に制限する。Ｃｕ量は好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。Ｃｕ量の下限は０．０１％が好ましく、より好ましくは０．１０％である。

（Ｎｉ：０．７０％以下）
Ｎｉは、強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素である。しかし、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、Ｎｉ量を０．７０％以下に制限し、好ましくは０．５０％以下とする。Ｎｉ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．２０％以上とする。

（Ｃｒ：０．５０％以下）
Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．５０％を超えてＣｒを添加すると炭化物を生成し、溶接性を損なうことがあるため、Ｃｒ量を０．５０％以下に制限し、好ましくは０．３０％以下とする。Ｃｒ量の下限は０．０１％とする。

（Ｖ：０．１２％以下）
Ｖは、窒化物（ＶＮ）を形成する元素であり、母材の強度を高めるために０．０１％以上を含有させてもよい。好ましくはＶ量を０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｖは高価な元素であるため、Ｖ量の上限は０．１２％に制限し、好ましくは、０．０８％に制限する。

（Ｍｏ：０．３０％以下）
Ｍｏは、焼入れ性を高め、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、フィレット部におけるＭＡの生成を促進し、低温割れを生じさせるため、Ｍｏ量を０．３０％以下に制限し、好ましくは０．１０％以下とする。Ｍｏ量の下限は０．０１％が好ましい。

（Ｎｂ：０．０８％以下）
Ｎｂはフェライトを微細化させ、靭性を向上させる元素である。しかし、０．０８％を超えて添加するとフェライト変態を過剰に抑制し、ＭＡの生成を促進するため、Ｎｂ量を０．０８％以下に制限し、好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下とする。

（Ｔｉ：０．０５％以下）
Ｔｉは、ＴｉＮを形成する元素であり、Ｔｉ量が０．０５％を超えるとＴｉＮが粗大化し、脆性破壊の起点となるため、Ｔｉ量を０．０５％以下に制限する。好ましくはＴｉ量を０．０２％以下とする。Ｔｉ量の下限は０％でもよいが、微細なＴｉＮは組織の微細化に寄与するため、０．００５％以上を含有させてもよい。

（Ａｌ：０．０７％以下）
Ａｌは、脱酸元素であるが、Ａｌ量が０．０７％を超えると、介在物によって母材及び溶接熱影響部の靭性が低下するため、Ａｌ量を０．０７％以下に制限する。Ａｌ量は、０．０５％以下が好ましく、より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下とする。Ａｌ量の下限は規定せず、０％でもよいが、Ａｌは有用な脱酸元素であり、０．０１％以上を含有させても良い。

（Ｎ：０．０２０％以下）
Ｎは、母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させる元素である。Ｎ量が０．０２０％を超えると、固溶Ｎや粗大な析出物の形成によって靭性を損なうため、Ｎ量を０．０２０％以下に制限する。Ｎ量は好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００７０％以下とする。一方、Ｎ量を０．００２０％未満に低減しようとすると製鋼コストが高くなるため、Ｎ量は０．００２０％以上であってもよい。コストの観点からＮ量は０．００３０％以上であってもよい。

（Ｂ：０．００３０％以下）
Ｂは焼入れ性を高める元素で、溶接熱影響部の靱性を低下させる元素である。Ｂ量が０．００３０％を超えると、硬質なマルテンサイトや脆化相の生成により靱性を損なうため、Ｂ量を０．００３０％以下に制限する。Ｂ量は好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。一方、Ｂ量を０．０００２％未満に低減しようとするとスクラップを使用することができずに製鋼コストを悪化させる場合があるため、Ｂ量は０．０００２％以上であってもよい。コストの観点からＢ量は０．０００５％以上であってもよい。

更に、介在物の形態の制御を目的として、化学組成におけるＦｅの一部に代えて、ＲＥＭ、Ｃａのうちの１種又は２種を含有させてもよい。

（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量を０．０１０％以下、Ｃａ量を０．００５０％以下に制限する。ＲＥＭ量及びＣａ量の下限は、それぞれ０．０００５％としても良い。

次に、本発明に係る圧延Ｈ形鋼の金属組織及び特性について説明する。図３は、機械試験及び金属組織の観察を行った位置を示す概略説明図である。以下では、主に図３に示した位置において、金属組織や特性について検証を行った結果について説明する。

図３に示す通り、フランジにおけるフランジ幅方向の端面からフランジ幅方向に１／６の位置、且つ、ウェブと反対側に位置するフランジの面（即ち、外側面）からフランジ厚方向に１／４の位置は、熱間圧延時に温度が低下し易いフランジ端部と、温度が低下し難いフランジ中央部との中間である。また、中心偏析部がこの部位で観察されることはない。従って、当該位置は、温度分布からＨ形鋼の平均的な化学成分および機械特性を示すと考えられる。
なお、本明細書では、当該位置を、フランジ幅Ｆとフランジ厚ｔとを用いて「１／６Ｆ−１／４ｔ」と表記する。

本実施の形態に係るＨ形鋼は、フィレット部における中心偏析の凝集および低温割れを抑制している。このため、Ｈ形鋼の金属組織の観察及び機械特性（強度及びシャルピー吸収エネルギー）の測定は、図３に示すＨ形鋼の１／２Ｆ−３／４ｔ付近にある最脆化部および、１／６Ｆ−１／４ｔの各位置からそれぞれ試験片を採取して行う。

最脆化部の位置は、フランジ粗圧延時の状況により図の左右方向、すなわちフランジ幅方向に対して一定ではない。そこで、中心偏析部が凝集している部分をナイタール腐食液により現出させたうえで、ウェブと反対側に位置するフランジの面からフランジ厚方向に３／４の位置（３／４ｔ）を示す直線と、前記中心偏析部が凝集している部分が交わる部分を最脆化部の位置と定めた。位置が特定された最脆化部から試験片を採取し、ｙ型溶接割れ試験、金属組織の観察及び機械特性の測定を実施した。

図４は、ＪＩＳＺ３１５８に基づくｙ型溶接割れ試験に関する説明図であり、（ａ）はＨ形鋼における試験片の作成位置を示す概略説明図、（ｂ）は試験片の概略平面図である。なお、図４中の各数値の単位はｍｍである。
図４（ａ）に示すように、試験片の作成位置は、実構造物での溶接および最脆化部を評価する事を目的として、Ｈ形鋼のフランジ外側面とした。本実施の形態に係るＨ形鋼では、スプリット法を採用しているために、その中心偏析部はｙ型溶接割れ試験片の中心に存在している。また、ｙ型溶接割れ試験の条件として最も厳しい条件下で評価を行い、低温割れの判定を行う予熱および雰囲気温度は０℃とし、溶接入熱は２０ｋＪ／ｃｍとした。

本発明の圧延Ｈ形鋼の金属組織の評価は、光学顕微鏡、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）および電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によって行う。光学顕微鏡によって、図３に示した最脆化部が中心となる１０ｍｍ×１０ｍｍの視野を同定する。同定した視野において、電解研磨後に加速電圧２０ｋＶ、ビーム形状を長さ２０μｍの帯状、ステップ２０μｍの条件で、定められた最脆化部の位置におけるＭｎ濃度を測定した。視野内における５００点×５００点のうち、上位５％以上の値となる１２５００点の平均値（これを「上位５％平均値」と呼称する）を求め、最脆化部でのＭｎ濃度(ＣＭｎ−ｍａｘ) とした。
一方、１／６Ｆ−１／４ｔの位置よりサンプルを採取し、ＪＩＳ Ｇ０４０４に従い、当該サンプルの化学成分を分析して求めたＭｎ濃度の値を１／６Ｆ−１／４ｔの位置におけるＭｎ濃度(ＣＭｎ)とした。更に、(ＣＭｎ−ｍａｘ)を(ＣＭｎ)で除した値(ＣＭｎ−ｍａｘ)／（ＣＭｎ)を偏析度として評価した。

本発明に係る圧延Ｈ形鋼の強度の目標値は、欧州圏で採用されている鋼材規格ＥＮ１０２２５に基づいて設定した。１／６Ｆ−１／４ｔの位置から採取された試験片を用いて、常温で測定された降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３２５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０ＭＰａ以上であることが望ましい。靭性の目標値をΔｖＴｒｓ≦４０℃とする。

図２は、Ｈ形鋼おける偏析度と低温割れおよび延性脆性遷移温度差（シャルピー遷移温度差）ΔｖＴｒｓの相関を示す図である。図２における偏析度とは、図３を参照して上述した最脆化部と１／６Ｆ−１／４ｔの位置でのＭｎの濃度比である。
図２に示すように、従来のエッジング法で製造された圧延Ｈ形鋼の場合は、偏析度が１．６を超えており、いずれも低温割れが発生していた。また、偏析度が１．６を超える水準では最脆化部と、１／６Ｆ−１／４ｔの位置との延性脆性遷移温度差ΔｖＴｒｓが４０℃を超えている。この状態では最脆化部にＭｎが多く偏析することによってＭｎＳ、硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベイナイト等が形成され、低温割れが抑制できなくなる。
一方、最脆化部と、１／６Ｆ−１／４ｔの位置との延性脆性遷移温度差ΔｖＴｒｓが４０℃以下である、即ち、偏析度が１．６以下となった状態では、中心偏析部の凝集が抑制され、従来品よりもフランジにおける断面内の均一性に優れた圧延Ｈ形鋼が得られる。
なお、一般的な温度条件で使用される鋼構造建築物が地震力等を受けるとき、部材のＨ形鋼が脆性破壊することなく所定の機械的特性を満たすためには、低温割れが生じない事が必要であり、（ＣＭｎ）の位置のｖＴｒｓが０℃以下であることが望ましい。

以上の通り、本発明に係る圧延Ｈ形鋼では、図２に示す偏析度が１．６以下であることが好ましい。更には、偏析度が低いほど、中心偏析部の凝集が抑制されることから、１．５以下であることがより好ましい。また、偏析度は、数値の特性上１．０を下回ることは無く、例えば１．０以上あるいは１．１以上であることが好ましい。

次に、本実施の形態に係るＨ形鋼の製造方法について説明する。本実施の形態では、図５に示す工程で、生産性に優れる矩形の鋼片を加熱し、粗圧延工程、中間圧延工程、仕上圧延工程、からなる熱間圧延を行い、水冷装置によって加速冷却を行い、Ｈ形鋼を製造する。熱間圧延のうち、粗圧延は、図１（ｂ）に示したスプリット法により行う。

製鋼工程（図５中の加熱炉の上流側）では、溶鋼の化学成分の調整を行う。特にＨは硬質相や介在物表面をトラップサイトとして低温割れを引き起こすため、ＲＨ真空脱ガス法等により鋼中のＨを低減する。続いて合金添加により化学成分を調整した後、鋳造し、矩形の鋼片（いわゆる「スラブ」とも呼称される）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、加熱炉を用いて鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。続いて、粗圧延機を用いて図１（ｂ）に示したスプリット法による粗圧延を行う。その後、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）と水冷装置とを用いて中間圧延を行う。続いて、仕上圧延機を用いて仕上げ圧延を行って熱間圧延を終了する。このとき、必要に応じたタイミングでＨ形鋼を水冷してもよい。以下、各工程における条件等について説明する。

（鋼片の加熱温度：１１００〜１３５０℃）
鋼片の加熱温度は、１１００〜１３５０℃とする。加熱温度が低いと変形抵抗が高くなるので、熱間圧延における造形性を確保するために１１００℃以上とする。一方、鋼片の加熱温度が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。Ｎｂなど、析出物を形成する元素を十分に固溶させるためには、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、製品の板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるため、鋼片の加熱温度を１２００℃以上にすることが好ましい。組織を微細にするためには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが好ましい。

（粗圧延工程における割り込み長さＬの規定）
図６は本実施の形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造において、粗圧延工程に用いるロールに刻設される孔型形状の概略と、圧延造形の概略を示す説明図である。
スプリット法による粗圧延では、矩形断面の鋼片の厚さＴと、仕上圧延工程によって形成された圧延Ｈ形鋼のフランジの幅Ｆとが、図６における所定の孔型先端角度（孔型内周の突起部先端角度）の孔型による割り込み長さＬと下記式（２）を満足するように割り込み長さＬを設定してもよい。
Ｌ≧０．５Ｆ−０．５Ｔ ・・・（２）

上記式（２）の通り、割り込み長さＬの下限は矩形断面の鋼片の厚さＴと、仕上圧延工程によって形成された圧延Ｈ形鋼のフランジの幅Ｆに対して０．５Ｆ−０．５Ｔ以上とする。これは、粗圧延後のフランジ幅が製品のフランジ幅と同等になるまでスプリット法による圧延造形を行うことにより、中心偏析部が凝集しやすい鈍角な孔型での圧下量を抑制するためである。割り込み長さＬの上限は特に設けないが、０．８Ｆ−０．５Ｔを超えると中間圧延時に過大なエッジング圧延が必要となり、生産性が落ちるため、０．８Ｆ−０．５Ｔ以下が望ましい。

（割り込み時の孔型における突起部先端角度）
図１（ｂ）、図６に示した孔型先端角度（孔型内周の突起部先端角度）については、割り込みを形成させるのに十分鋭角な角度とすれば良く、例えばその上限は４０°に設定しても良い。これは、孔型先端角度が４０°を超えるとスラブの中心偏析部がフランジで分散されず、図１（ａ）に示すエッジング圧延同様にフィレット部に凝集するためである。孔型先端角度を４０°以下とすることで図１（ｂ）のスプリット法で示すように割り込み形成用孔型での圧延時に中心偏析部がフランジ内で凝集せずに分散し、フィレット部における低温割れの発生を抑制することが可能となる。
孔型先端角度の下限は特に設けないが、２５°を下回ると圧延時にロールが折損する可能性があるため、２５°以上が好ましい。
なお、この際、スラブの中心偏析部は図１（ｂ）に示すようにＩ姿勢での左右フランジに分かれるのではなく、左右どちらかのフランジに分散されてもよい。

図１（ｂ）に示すスプリット法により圧延Ｈ形鋼を製造する場合、中心偏析部は、フランジ部において分散され、フランジにおける、フランジ幅の中心付近からフランジ幅方向の両端面に向かって１５ｍｍ以上、且つ、厚み方向でフランジ表層（ウェブと反対側に位置するフランジ面からフランジ厚方向に）２ｍｍ以内の領域に残存している。この表層付近に分散される中心偏析部は、前述のナイタール腐食液による同定で現出可能である。
表層付近に分散される中心偏析部でのＭｎの上位５％平均濃度を（ＣＭｎ−ｓｕｒｆａｃｅ）とし、この位置における偏析度（ＣＭｎ−ｓｕｒｆａｃｅ）／（ＣＭｎ）は、１．１以上１．６以下であることが望ましい。スプリット法ではエッジング法に比べて、フランジ表層の偏析度が高くなる傾向にある。偏析度が１．１以上であると、表面のクラックを目視で確認でき検査が容易になるメリットがある。しかし、当該偏析度が１．６を超えると、フランジ表面に多数のクラックが入り易くなるため、偏析度は１．１以上１．６以下であることが望ましい。なお、（ＣＭｎ−ｓｕｒｆａｃｅ）における上位５％平均濃度の求め方は、上記（ＣＭｎ−ｍａｘ）における上位５％平均濃度の求め方に準ずるものとする。即ち、サンプルの採取位置が異なるだけで、数値の求め方は基本的に同じである。

（中間圧延工程）
熱間圧延の中間圧延工程では、中間ユニバーサル圧延機による制御圧延を行ってもよい。制御圧延は、圧延温度及び圧下率を制御する製造方法である。熱間圧延の中間圧延では、パス間水冷圧延加工を１パス以上施すことが好ましい。パス間水冷圧延加工では、圧延パス間で水冷を行うことにより、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、圧延する。パス間水冷圧延加工は、例えば、圧延パス間における水冷により、７００℃以下にフランジ表面温度を水冷した後、復熱過程で圧延する製造方法である。

パス間水冷圧延加工を行う場合、中間ユニバーサル圧延機の前後に設けた水冷装置を用いて、圧延パス間の水冷を行うことが好ましく、水冷装置によるフランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延とを繰り返し行うことが好ましい。パス間水冷圧延加工では、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、生産性も向上する。

なお、中間圧延工程及び仕上圧延工程としての熱間圧延の終了後は、そのまま、仕上圧延機の出側に設けた水冷装置によって、フランジの内面及び外面に加速冷却を施してもよい。フランジの内外面の冷却速度が均一になり、材質及び形状精度を向上させることができる。ウェブの上面はフランジの内面に噴射した冷却水によって、上面側が冷却される。ウェブの反りを抑制するため、ウェブの下面から冷却してもよい。

以上説明した本実施の形態に係るＨ形鋼の製造方法によって製造される圧延Ｈ形鋼においては、圧延造形前のスラブ内に存在する中心偏析部をフィレット部において凝集させることなく分散させて圧延造形を完了させることができる。具体的には、圧延造形後のフランジにおいて、フィレット部における低温割れの発生が抑制できる圧延Ｈ形鋼が製造され、その偏析度は１．６以下となる（図２参照）。

このような圧延Ｈ形鋼では、フランジのフィレット部に中心偏析部が凝集して低温割れが発生する、又は、靭性が著しく低下するといった事が回避される。即ち、鋼構造物としての信頼性に優れたＨ形鋼製品の製造が実現される。また、フランジにおいて分散された中心偏析部は、フランジにおける、フランジ幅の中心からフランジ幅方向の両端面に向かって１５ｍｍ以上、且つ、ウェブと反対側に位置する面からフランジ厚方向に２ｍｍ以内の領域に残存するが、凝集していないために、靱性や脆化特性への影響はほとんどないものと推定される。更には、従来はフランジの内部状態を調べるために種々の検査・実験等が求められたが、本実施の形態に係るＨ形鋼製品では、ウェブと反対側に位置するフランジ面を目視により調べることができる。

以上、本発明の実施の形態の一例を説明したが、本発明は図示の形態に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

（実施例）
先ず、実施例のＮｏ．１〜１３として、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２５０〜３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、脱ガス処理を行い、合金を添加して成分を調整した。そして、得られた鋼片を表２に示す製造条件で熱間圧延を行った。熱間圧延では、粗圧延に続いて、中間ユニバーサル圧延機と、その前後に設けた水冷装置とを用いて、必要に応じてフランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延および圧延後の水冷を行った。

そして、上記実施の形態において図４を参照して説明した試験片を作成し、予熱０℃、入熱２０ｋＪ／ｃｍの条件でｙ形溶接割れ試験を行った。試験の詳細はＪＩＳ Ｚ ３１５８に従った。また、最脆化部及び１／６Ｆ−１／４ｔの各位置（上記実施の形態の図３参照）から、圧延方向を長さ方向とする試験片を採取し、機械特性を測定した。機械特性としては、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、ｖＴｒｓを測定した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行った。また、最脆化部と１／６Ｆ−１／４ｔの各位置から試料を採取し、中心偏析部が凝集している１０ｍｍ（長手方向）×１０ｍｍ（フランジ厚方向）の正方形内の領域について、ＥＰＭＡにより（ＣＭｎ−ｍａｘ）と、（ＣＭｎ）を測定及び算出した。
測定・算出結果を以下の表３に示す。

なお、製造すべきＨ形鋼の各特性の目標値は、フィレット部において低温割れが生じず、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０ＭＰａ以上、ΔｖＴｒｓが４０℃以下である。

表３に示すように、実施例のＮｏ．１〜１３は、低温割れが生じておらず、常温の強度が目標範囲であり、かつ、ΔｖＴｒｓが目標値の４０℃以下を満足している。また、Ｍｎの偏析度はいずれも１．６以下であった。Ｍｎの偏析度は望ましくは１．５以下であり、さらに望ましくは１．４以下である。

（比較例）
比較例のＮｏ．１４〜２６として、表４に示す成分組成を有する鋼を溶製し、上記実施例と同様の方法で厚みが２５０〜３００ｍｍの鋼片を製造した。そして、得られた鋼片を表５に示す製造条件で熱間圧延を行った。
なお、以下の表４及び表５において下線を付した箇所は、上記実施の形態で説明した本発明に係る成分組成及び製造条件を満たさない箇所である。

そして、最脆化部及び１／６Ｆ−１／４ｔ位置（図３参照）から、上記実施例と同様に、ｙ形溶接割れ試験片及び機械特性を測定した。機械特性として、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、ｖＴｒｓを測定した。また、最脆化部と１／６Ｆ−１／４ｔの各位置から試料を採取し、上記実施例と同様に、ＥＰＭＡにより（ＣＭｎ−ｍａｘ）と、（ＣＭｎ）を測定及び算出した。
測定・算出結果を以下の表６に示す。なお、以下の表６において下線を付した箇所は、製造すべきＨ形鋼の各特性の目標値から外れた値である。

表６に示すように、Ｎｏ．１４、１６、１８はＣ、Ｍｎ、Ｓｉ量が少ないため強度が不足している。Ｎｏ．１５、１７、１９、２０、２１、２５、２６、はそれぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｓ量、Ｈ量、ＰＣＭが多く、低温割れが発生している。Ｎｏ．２２は粗圧延の孔型先端角度が４０°を超えており、スラブ中心偏析部が分散せずに凝集したため、低温割れが発生している。Ｎｏ．２３、２４は割り込みの長さＬが不足しており、スラブ中心偏析部が分散せずに凝集したため、低温割れが発生している。

本発明は、鋼片を熱間圧延して製造される圧延Ｈ形鋼及びその製造方法に適用できる。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．１９％、
   Ｓｉ：０．０５％〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、
   Ｐ：０．００１０％〜０．０２００％、
   Ｓ：０．００１０％〜０．０２００％、
   Ｈ：０．０００２％以下、
   を含み、
   さらに選択的に、
   Ｃｕ：０．７０％以下、
   Ｎｉ：０．７０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｖ：０．１２％以下、
   Ｍｏ：０．３０％以下、
   Ｎｂ：０．０８％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下、
   Ａｌ：０．０７％以下、
   Ｎ：０．０２０％以下、
   Ｂ：０．００３０％以下、
   の１種又は２種以上を含有し、
   式（１）で定義するＰＣＭが０．２９以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である化学組成を有する圧延Ｈ形鋼であって、
   フランジにおける最脆化部でのＭｎ濃度の上位５％平均値が、フランジ幅方向の端面からフランジ幅方向に１／６の位置、且つ、ウェブと反対側に位置するフランジの面からフランジ厚方向に１／４の位置におけるＭｎ濃度の１．６倍以下であることを特徴とする、圧延Ｈ形鋼。
   ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
   但し、式（１）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは元素記号の質量分率（ｍａｓｓ％）を示す。
2. 請求項１に記載された圧延Ｈ形鋼の化学組成におけるＦｅの一部に代えて、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０１０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   の一方又は両方を含有することを特徴とする、圧延Ｈ形鋼。
3. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．１９％、
   Ｓｉ：０．０５％〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、
   Ｐ：０．００１０％〜０．０２００％、
   Ｓ：０．００１０％〜０．０２００％、
   Ｈ：０．０００２％以下、
   を含み、
   さらに選択的に、
   Ｃｕ：０．７０％以下、
   Ｎｉ：０．７０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｖ：０．１２％以下、
   Ｍｏ：０．３０％以下、
   Ｎｂ：０．０８％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下、
   Ａｌ：０．０７％以下、
   Ｎ：０．０２０％以下、
   Ｂ：０．００３０％以下、
   の１種又は２種以上を含有し、
   式（１）で定義するＰＣＭが０．２９以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である化学組成を有する矩形断面の鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、順に粗圧延工程、中間圧延工程、仕上圧延工程を行う、圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、
   前記粗圧延工程を行う圧延機には、被圧延材を造形する３以上の複数の孔型が刻設され、前記複数の孔型の少なくとも一つは、被圧延材の幅方向に対し鉛直に割り込みを入れる突起部が形成された上下一対のロールに刻設される割り込み形成用孔型であり、前記割り込み形成用孔型の後段において、当該割り込み形成用孔型によって形成された分割部位を順次折り曲げる造形用孔型が設けられることを特徴とする、圧延Ｈ形鋼の製造方法。
   ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
   但し、式（１）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは元素記号の質量分率（ｍａｓｓ％）を示す。
4. 請求項３に記載された圧延Ｈ形鋼の製造方法の化学組成におけるＦｅの一部に代えて、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０１０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   の一方又は両方を含有することを特徴とする、圧延Ｈ形鋼の製造方法。
5. 前記割り込み形成用孔型に形成される突起部の先端角度は４０°以下であることを特徴とする、請求項３又は４に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法。
6. 前記突起部によって形成された割り込みの長さＬと、前記矩形断面の鋼片の厚さＴと、仕上圧延工程によって形成された圧延Ｈ形鋼のフランジの幅Ｆとが、以下の式（２）を満たすことを特徴とする、請求項３〜５のいずれか一項に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法。
   Ｌ≧０．５Ｆ−０．５Ｔ ・・・（２）