JP2018066042A - 熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】降伏点440~540MPa、引張強さ590~740MPa、降伏比80%以下を有し、母材およびHAZの0℃でのシャルピー吸収エネルギ47J以上、HAZの小入熱溶接の溶接継手の-40℃でのCTOD値0.50以上、大入熱溶接の溶接継手の10℃でのCTOD値0.15以上を有するTMCP型590MPa級H形鋼を提供する。
【解決手段】C:0.041~0.06%、Si:0.03~0.6%、Mn:0.3~1.6%、P:0.03%以下、S:0.001~0.01%、Cu:0.1~0.5%、Ni:0.1~1.5%、Cr:0.11~1.0%、Mo:0~0.29%、V:0.005~0.100%、Nb:0.005~0.070%、Ti:0.005~0.030%、B:0~0.0005%、Al:0.003%以下、N:0.0080%以下、O:0.0005~0.0050%を含有し、Ti酸化物の周囲にMnSが存在する複合介在物を含む熱加工制御型590MPa級H形鋼である。複合介在物の断面におけるMnSの面積率10%以上90%未満、複合介在物の界面におけるMnSの割合10%以上、粒径0.5~5.0μmの複合介在物の個数密度10~100個/mm²である。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼に関し、詳しくは、建築、土木および海洋構造物等の分野で使用され、熱加工制御（Thermo Mechanical Control Process、以下「ＴＭＣＰ」と略記する）技術の適用によって、母材について、降伏点：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の引張強度特性を有するとともに、母材および溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という）について、いずれも、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、かつ大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性を有するＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼に関する。

近年、建築物の高層化や海洋構造物を始めとする各種構造物の大型化に伴って、従来よりも性能に優れたＨ形鋼が要求されている。すなわち、従来よりも高強度のＨ形鋼や、従来よりも高強度かつ断面内における機械的性質の変化が小さく、溶接性も優れたＨ形鋼に対する産業界からの要望が高まっている。

こうした要望に対して、特許文献１には、特定の化学組成からなる鋼片に特定の条件で加熱、熱間圧延および冷却を行うことにより、冷却ままで板厚方向の機械的性質の差が少ない肉厚４０ｍｍ以上の厚肉Ｈ形鋼を製造する方法が開示されている。

特許文献２には、特定の化学組成からなる鋼素材に特定の条件で加熱、熱間圧延および冷却を行うことにより、圧延後の冷却速度の制約のなく、フランジ厚み方向およびロット間などでの材質ばらつきが少なく、しかも溶接性に優れた高強度高靱性のＨ形鋼を製造する方法が開示されている。

一方、特許文献３には、ＴＭＣＰ技術により製造される、降伏強度：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強度：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の特性を有するとともに、母材およびＨＡＺについて、０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上の衝撃特性を有する５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼が開示されている。

特開平６−１４５７８６号公報 特開平１０−７２６２０号公報 特開２００６−３２２０１９号公報

特許文献１により開示された技術は、肉厚（１／４）ｔ〜表面における硬さの上昇を制御することが肉厚方向の硬さ分布の均一化には重要であり、そのためには（１／４）ｔ部の温度履歴を制御することが有効であるとの知見に基づく。この技術は、降伏点：２９５〜４１５ＭＰａ、引張強さ：４９０〜６１０ＭＰａ、降伏比：８０％以下という引張強度特性を要求される４９０ＭＰａ級のＨ形鋼やこれを下回る強度レベルのＨ形鋼の製造に有効である。しかし、この技術により、より大きな引張強度特性を要求される５９０ＭＰａ級のＨ形鋼を製造することはできない。

特許文献２により開示された技術によれば、５９０ＭＰａ級のＨ形鋼を製造することは可能である。しかし、所望の特性を確保するためにＣ含有量を０．００１〜０．０４０質量％という極端に低くする必要があり、溶接時に母材の希釈によって溶接金属の特性を確保することが難しくなる。したがって、特殊な専用の溶接ワイヤを用いる必要があり、コストが嵩む。

特許文献３により開示された技術によれば、５９０ＭＰａ級のＨ形鋼を確かに製造することができる。しかし、特許文献３では、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上の衝撃特性が開示されるに留まる。このため、特許文献３により開示された技術によってより低温においてＨＡＺにおける高い衝撃特性（靭性）を得られるか否かは不明である。

本発明の目的は、特殊な専用の溶接ワイヤを必要とせずにＴＭＣＰ型の５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼を提供することである。なお、「５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼」とは、機械的性質として、母材について、降伏点：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の引張強度特性を有するとともに、母材およびＨＡＺについて、いずれも、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性を有するＨ形鋼を意味する。

本発明の他の目的は、特殊な専用の溶接ワイヤを必要とせず、上述の機械的性質を有することに加えて、断面内における機械的性質の変化が小さく、しかも、溶接性にも優れたＴＭＣＰ型の５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼を提供することである。

具体的には、「断面内における機械的性質の変化が小さい」とは、フランジ幅１／４の部位における厚さ方向でのビッカース硬さの最大値Ｈｖｍａｘおよび最小値Ｈｖｍｉｎを用いて「ΔＨｖ＝Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ」として規定されるΔＨｖの値が５０Ｈｖ以下であることをいう。ΔＨｖが５０Ｈｖ以下であれば、本発明が対象とするＨ形鋼の断面内において、規定サイズの試験片の採取が困難な板の最表層位置も含めて、降伏点：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の引張強度特性と、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性とを得られる。

さらに、「溶接性に優れる」とは、溶接割れが起こり難いことに加えて、溶接欠陥も生じ難いことを意味する。

本発明者らは、特殊な専用の溶接ワイヤを必要とせず、しかも、上記の機械的性質を備える５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼を得るために、種々の検討を行った。その結果、以下に列記の知見ａ〜ｇを得た。

（ａ）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、ＴｉおよびＡｌの含有量を厳密に制御するとともに、不純物としてのＰ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を厳密に制御した鋼にＴＭＣＰ技術を適用することによって、Ｈ形鋼に所望の機械的性質、つまり、４４０〜５４０ＭＰａの降伏点、５９０〜７４０ＭＰａの引張強さ、８０％以下の降伏比という母材における引張強度特性と、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上という母材およびＨＡＺにおける衝撃特性と、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上というＨＡＺにおける衝撃特性とを、特殊な専用の溶接ワイヤを用いなくても、安定して得られる。

（ｂ）母材の良好な衝撃特性と、溶接部、なかでもＨＡＺの衝撃特性とを確保するためには、Ｎｂの炭窒化物を分散させることが有効である。そして、不純物としてのＯの含有量を厳密に制御することによって、Ｎｂの炭窒化物の分散が促進される。

特にＨＡＺの低温での衝撃特性を確保するためには、鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを複合する複合介在物を分散させることが有効である。すなわち、低温ＨＡＺ靱性を確保するには、結晶粒を微細化させることにより破壊単位を減少させることが有効である。

結晶粒を微細化させる手法として、従来、旧オーステナイト粒界成長をＴｉＮなどにより抑制するピン留め効果を活用する手法１、および、旧オーステナイト粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒の微細化を図る手法２が知られている。本発明者らは手法２に着目した。

溶接時に旧オーステナイト粒内で粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライトの生成核となる介在物の制御が必要である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の組成および個数制御が困難であるため、粒内フェライトの生成核となる介在物を制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムを鋭意検討した結果、以下に列記の事項（ｉ）〜（ｉｖ）を知見した。
（ｉ）溶接冷却時に、介在物の周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度の勾配により、Ｍｎがマトリックスから介在物の内部へと拡散する駆動力が生じる。
（ｉｉ）ＭｎがＴｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔へ吸収される。
（ｉｉｉ）介在物の周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。
（ｉｖ）フェライトが冷却時に介在物から優先的に成長する。

これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライトの生成核となる介在物のＭｎＳの複合量が、粒内フェライトの成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物の周囲により大きなＭｎ濃度の勾配を形成してＭｎの拡散の駆動力を増加させ、Ｍｎ欠乏層を形成し易くなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物の周囲にＭｎ濃度の勾配が形成され難くなり、Ｍｎ欠乏層が形成され難くなる。

以上のメカニズムに基づき、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができる。

さらに、本発明者らは、上記結晶粒の微細化効果を得るためには、以下の条件Ａ〜Ｃを満たす必要があることを知見した。
（Ａ）鋼中の介在物が、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳを複合する複合介在物であり、任意の断面で現出させた複合介在物のうち、断面積のＭｎＳが占める割合が１０％以上かつ９０％未満、介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
（Ｂ）複合介在物の粒径が０．５〜５μｍである。
（Ｃ）複合介在物が面分散密度で１０〜１００個／ｍｍ^２の密度を有する。

（ｃ）いわゆる「音響異方性」を劣化させずに所望の機械的性質を得るためには、主たる組織をベイナイト組織とすることが好ましく、そのためには、圧延中のオーステナイト組織の再結晶を抑制する元素である上述のＮｂ、Ｔｉに加えてＭｏやＢなどの含有量も制御することが好ましい。

なお、「音響異方性」とは、圧延方向と圧延直角方向とで材料内部の不健全部からの反射音波の伝播速度（すなわち、音速）が異なる性質をいう。音響異方性は、建築構造物における溶接部の健全性を保証するためにＪＩＳ Ｚ ３０６０（２００２）等で規定される斜角法超音波探傷試験（以下、「斜角ＵＳＴ」という）により測定される。「音響異方性」が大きいと、斜角ＵＳＴにおける不健全部の位置および大きさを適正に判断できず、溶接部の合否判定の信頼性を損ね、溶接欠陥部の補修作業に支障をきたす。

（ｄ）母材に所望の引張強度特性を一層安定して具備させるとともに、溶接割れを安定して防止するためには、上述した各元素の含有量の制御に加えて、下記（１）式で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍを制御することが好ましい。
Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B・・・・（１）

（ｅ）鋼中の介在物の分散状態を適正化し、また、ＴＭＣＰ技術を適用することによって、所望の機械的性質をＨ形鋼に安定して具備させるためには、製鋼段階でＡｒガスにより溶鋼表面のスラグと溶鋼との反応を調整し、かつ特定の範囲の鋳込み速度で鋼塊を製造すればよい。

（ｆ）製鋼段階でＡｒガスにより溶鋼表面のスラグおよび溶鋼の反応を調整し、かつ特定の鋳込み速度で鋳込んだ鋼塊、あるいはこの鋼塊から作製した鋼片に対し、加熱温度、累積圧下率、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度および冷却速度を特定の条件としたＴＭＣＰ技術を適用することによって、Ｈ形鋼に所望の機械的性質を極めて安定して具備させることができる。

（ｇ）本発明が対象とする圧延Ｈ形鋼の断面内において、上述のΔＨｖの値が５０Ｈｖ以下であれば、規定サイズの試験片の採取が困難な板の最表層位置を含めて、本発明が対象とするＨ形鋼の断面内において、降伏点：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の引張強度特性と、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性を確実に得られる。

本発明は、これらの知見ａ〜ｇに基づいて完成したものであり、以下に列記の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０６％、Ｓｉ：０．０３〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１１〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．２９％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０〜０．０００５％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有し、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
該複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２であること
を特徴とする熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。

（２）質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０６％、Ｓｉ：０．０３〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１１〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．２９％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０〜０．０００５％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、下記（１）式で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５〜０．２１０％である化学組成を有し、
組織に占めるベイナイトの割合が７０〜１００％で、しかも、下記（２）式で表されるΔＨｖの値が５０Ｈｖ以下、下記（３）式で表されるＶＲの値が０．９８〜１．０２であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
該複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２であること
を特徴とする熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。
Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B・・・・（１）
ΔHv=Hvmax-Hvmin ・・・・（２）
VR=VL/VC ・・・・（３）
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量であり、（２）式におけるＨｖｍａｘおよびＨｖｍｉｎは、それぞれ、フランジ幅１／４の部位における厚さ方向でのビッカース硬さの最大値および最小値であり、（３）式におけるＶＬおよびＶＣは、それぞれ、フランジ幅１／４の部位における圧延方向の音速およびフランジ幅方向の音速である。

（３）Ｍｏ：０．０４〜０．２９％を含有する、１または２項に記載の熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。

（４）Ｂ：０．０００１〜０．０００５％を含有する、１〜３項のいずれかに記載の熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。

以下、上記（１），（２）の熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明１」、「本発明２」という。また、本発明１，２を総称して「本発明」ともいう。

なお、本発明における「熱加工制御型」（「ＴＭＣＰ型」）とは、低温域での圧下やオンラインでの冷却を活用することにより、通常よりも少ない合金元素量で所定の機械的性質を得て、溶接性にも優れることを意味する。

本発明に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、降伏点：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の引張強度特性を有するとともに、母材およびＨＡＺについて、いずれも、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性を有し、しかも、特殊な専用の溶接ワイヤを必要としないので、高層建築物や海洋構造物を始めとする各種の大型構造物に用いることができる。このＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、後述する製造方法によって容易に製造することができる。

本発明を説明する。以降の説明では、化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。

Ａ．化学組成
（Ａ−１）Ｃ：０．０４１〜０．０６％
Ｃは、母材および溶接部の強度を高める作用を奏する。しかし、Ｃ含有量が０．０４１％未満ではこの作用が奏されないばかりか、溶接時に母材の希釈によって溶接金属の特性を確保することが難しくなる。一方、Ｃ含有量が０．０６％を超えると、母材および溶接部の靱性が低下し、また、溶接割れが発生し易くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．０４１〜０．０６％である。

Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０４６％であり、より好ましくは０．０４７％である。一方、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０５９％であり、より好ましくは０．０４９％である。

（Ａ−２）Ｓｉ：０．０３〜０．６％
Ｓｉは、母材および溶接部の強度を確保する作用を奏する。しかし、Ｓｉ含有量が０．０３％未満ではこの作用が奏されず、一方、Ｓｉ含有量が０．６％を超えると、溶接割れの発生が増加し、また、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．６％である。

Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２２％であり、より好ましくは０．２５％である。一方、Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、より好ましくは０．３６％である。

（Ａ−３）Ｍｎ：０．３〜１．６％
Ｍｎは、母材および溶接部の強度および靱性を確保するとともに、ＨＡＺにおいて粒界における粗大なフェライトの成長を抑制する作用を奏する。しかし、Ｍｎ含有量が０．３％未満ではこの作用が十分に奏されない。一方、Ｍｎ含有量が１．６％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎて溶接性が低下し、また、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜１．６％である。

Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．０９％であり、より好ましくは１．１５％である。一方、Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．３９％であり、より好ましくは１．３８％である。

（Ａ−４）Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在し、粒界に偏析して靱性を低下させ、さらに、溶接時に高温割れを生じさせる。特に、Ｐ含有量が０．０３％を超えると、靱性の低下と溶接時の高温割れの発生が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下である。

Ｐは、その含有量が少ないほど好ましい不純物であるため、Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、Ｐ含有量の著しい低減には製鋼コストの上昇を伴うため、Ｐ含有量は実質的には０．００１％以上である。

（Ａ−５）Ｓ：０．００１〜０．０１％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させる。このため、Ｓ含有量は０．００１％以上である。一方、Ｓは、多量に含有すると溶接割れの起点となるＭｎＳ単体の析出物を生成する。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下である。

ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．００２％であり、より好ましくは０．００３％である。一方、Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００８％であり、より好ましくは０．００７％である。

（Ａ−６）Ｃｕ：０．１〜０．５％
Ｃｕは、強度および耐食性を高める作用を奏する。しかし、Ｃｕ含有量が０．１％未満ではこの作用が奏されない。一方、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると熱間加工時の表面割れが起こり易くなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．１〜０．５％である。

Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．２５％であり、より好ましくは０．２７％である。一方、Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、より好ましくは０．３９％である。

（Ａ−７）Ｎｉ：０．１〜１．５％
Ｎｉは、母材の靱性を高める作用を奏する。Ｎｉ含有量が０．１％以上であると、母材の靱性が確実に向上するとともに、焼入れ性も向上する。しかし、Ｎｉ含有量が１．５％を超えると、鋼塊を鋳込む際に、なかでも、連続鋳造を行う際に、表面疵が発生し易くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．１〜１．５％である。

Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．４４％であり、より好ましくは０．５３％である。一方、Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは１．００％であり、より好ましくは０．８９％である。

本発明では、強度および耐食性の確保のために、Ｃｕ含有量が０．１〜０．５％と高い。特にＣｕ含有量が０．２％以上である場合には、圧延時の表面割れを防止するために、Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／２以上とすることが好ましい。

（Ａ−８）Ｃｒ：０．１１〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高める作用を奏する。この作用を確実に奏するために、Ｃｒ含有量は０．１１％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１１〜１．０％である。

Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２８％であり、より好ましくは０．３３％である。一方、Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．５４％であり、より好ましくは０．４８％である。

（Ａ−９）Ｍｏ：０〜０．２９％
Ｍｏは、必要に応じて含有する任意元素であり、強度を高める作用を奏する。しかし、Ｍｏ含有量が０．２９％を超えると、溶接性が低下したり、音響異方性が大きくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２９％である。

上記作用を確実に奏するためには、Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．０４％であり、より好ましくは０．０６％である。一方、Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．１５％であり、より好ましくは０．１３％である。

（Ａ−１０）Ｖ：０．００５〜０．１００％
Ｖは、強度を高める作用を奏する。しかし、Ｖ含有量が０．００５％未満ではこの作用が十分に奏されない。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、靱性および溶接性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．００５〜０．１００％である。

上記作用を確実に奏するためには、Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０２８％であり、より好ましくは０．０３９％である。一方、Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０８５％であり、より好ましくは０．０７４％である。

（Ａ−１１）Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％
Ｎｂは、強度および靱性を向上させる作用を奏する。しかし、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではこの作用が奏されない。一方、Ｎｂ含有量が０．０７０％を超えると、母材における強度および靱性の向上効果が飽和するばかりか、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が著しく低下し、さらには、音響異方性も極めて大きくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０７０％である。

上記作用を確実に奏するためには、Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０２８％であり、より好ましくは０．０３３％である。一方、Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０６０％であり、より好ましくは０．０５４％である。

（Ａ−１２）Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる介在物を生成する作用を奏する。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５％未満であるとこの作用が奏されない。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％超であると、母材および溶接部それぞれの靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３０％である。

Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．００７％であり、より好ましくは０．０１２％である。一方、Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２０％であり、好ましくは０．０１５％である。

（Ａ−１３）Ｂ：０〜０．０００５％
Ｂは、必要に応じて含有する任意元素であり、焼入れ性を向上させて強度を高める作用を奏する。しかし、Ｂ含有量が０．０００５％を超えると、母材の靱性が低下し、溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が低下し、さらには、音響異方性が大きくなる。したがって、Ｂ含有量を０〜０．０００５％である。

上記作用を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％である。一方、Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．０００４％である。

（Ａ−１４）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素であり、Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は０．００３％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、好ましくは０．００２２％以下である。

（Ａ−１５）Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは、多量に存在すると溶接部靱性、なかでもＨＡＺ靱性が低下する。特に、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、溶接部靱性のみならず母材靱性も低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。Ｎは不純物であるため、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、Ｎ含有量の著しい低減には製鋼コストの上昇を伴うため、Ｎ含有量は実質的には０．０００７％以上である。

（Ａ−１６）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ（酸素）は、フェライト生成核となる酸化物の生成に有効である。一方、Ｏは、多量に存在すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性を確保できない。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５〜０．００５０％である。

Ｏ含有量の下限は、好ましくは０．００１６％であり、より好ましくは０．００２０％である。一方、Ｏ含有量の上限は、好ましくは０．００３５％であり、より好ましくは０．００３２％である。

（Ａ−１７）溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ：０．１５０〜０．２１０％
（１）式により表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５０％以上であると、母材に所望の引張強度特性、つまり、４４０〜５４０ＭＰａの降伏点、５９０〜７４０ＭＰａの引張強さおよび８０％以下の降伏比という引張強度特性を安定して得られる。一方、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２１０％を超えると、溶接割れが発生し易くなる。このため、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍは、安定かつ確実に溶接割れの発生を防止するために、０．２１０％以下である。

溶接割れ感受性組成Ｐｃｍの下限は、好ましくは０．１５２％であり、より好ましくは０．１５４％である。一方、Ｐｃｍの値の上限は、好ましくは０．２０２％であり、より好ましくは０．１９４％である。

（Ａ−１８）残部
上記の理由から、本発明１に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、上述した範囲のＣからＯまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。また、本発明２に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、上述した範囲のＣからＯまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、（１）式により表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５０〜０．２１０％である化学組成を有する。

不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるものが例示される。

Ｂ．介在物
（Ｂ−１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。このため、粒内フェライトの生成が困難になる。

一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難になる。このため、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率は１０％以上９０％未満である。

複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率の下限は、好ましくは３５％であり、より好ましくは３６％である。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率の上限は、好ましくは８４％であり、より好ましくは８１％である。

（Ｂ−２）複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収するためには、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難になる。このため、複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は１０％以上である。

複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合の下限は、好ましくは２３％であり、より好ましくは２５％である。一方、複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合の上限は、好ましくは８６％であり、より好ましくは８２％である。

（Ｂ−３）複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難になる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点になる。このため、複合介在物の粒径は０．５〜５．０μｍである。

本発明は、下記（Ｂ−４）に示すように、粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度を規定するものであるが、粒径０．５μｍ未満の複合介在物および粒径５．０μｍ超の複合介在物の存在を否定するものではない。粒径０．５μｍ未満の複合介在物が鋼中に存在していても溶接継手の特性に影響を与えるものではないので何ら支障はない。また、粒径が５．０μｍ超の複合介在物が存在している場合には上述のように破壊の起点となりえるが、粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２であれば、５．０μｍ超の複合介在物が数多く偏在していることはない。この場合、５．０μｍ超の複合介在物が存在していたとしても、多くて１個／ｍｍ^２以下である。

（Ｂ−４）複合介在物の個数密度：１０〜１００個／ｍｍ^２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は１０個／ｍｍ^２以上である。一方、複合介在物が過剰に多いと、破壊の起点になり易い。そのため、複合介在物の個数密度は１００個／ｍｍ^２以下である。

複合介在物の個数密度の下限は、好ましくは１５個／ｍｍ^２であり、より好ましくは１６個／ｍｍ^２である。一方、複合介在物の個数密度の上限は、好ましくは８０個／ｍｍ^２であり、より好ましくは３５個／ｍｍ^２である。

以上のような複合介在物の形態を有することにより、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、かつ大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性を得られる。

このように、本発明に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２である。

Ｃ．ミクロ組織
主たる組織をベイナイト組織とすることによって、音響異方性を劣化させることなく、所望の機械的性質を得られる。特に、組織に占めるベイナイトの割合を７０％以上とすることによって、音響異方性を小さく、しかも、所望の機械的性質、つまり、４４０〜５４０ＭＰａの降伏点、５９０〜７４０ＭＰａの引張強さ、８０％以下の降伏比という母材の引張強度特性と、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という母材および溶接部の衝撃特性とを安定して備えるＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼を得られる。なお、組織に占めるベイナイトの割合は１００％、換言すれば、ベイナイトの単相組織であってもよい。

上記の理由から、本発明２に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、組織に占めるベイナイトの割合が７０〜１００％である。ベイナイトの割合は、好ましくは８６％以上であり、より好ましくは８７％以上である。一方、ベイナイトの割合は、好ましくは９８％以下であり、好ましくは９７％以下である。

ある相が組織に占める体積割合は面積割合に等しいことが知られる。このため、上記の組織に占めるベイナイトの割合には、光学顕微鏡など通常のミクロ組織観察手段によって測定した面積割合を用いればよい。

なお、良好な、母材の衝撃特性および溶接部、なかでもＨＡＺの衝撃特性を確保するためには、Ｎｂの炭窒化物を分散させることが有効であり、特に、厚さが２００ｎｍの薄膜試料の透過型電子顕微鏡による写真において、長辺の長さが１０〜４００ｎｍの寸法のＮｂの炭窒化物の分布密度が１０^５〜１０^７個／ｍｍ^２の範囲にある場合に上記の効果が大きい。

Ｄ．フランジ幅１／４の部位における厚さ方向でのビッカース硬さ
前記（２）式で表されるΔＨｖの値が５０Ｈｖ以下である場合、機械的性質の変化が小さいＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼を得られる。

なお、厚さ方向のビッカース硬さをフランジ幅１／４の部位で測定する理由は、ＪＩＳ Ｇ ３１３６（２００５）に規定された「建築構造用圧延鋼材」におけるＨ形鋼の試験片採取位置に準拠したからである。

上記の理由から、本発明２に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、フランジ幅１／４の部位における厚さ方向でのビッカース硬さの最大値および最小値の差である（２）式によって表されるΔＨｖの値が５０Ｈｖ以下である。

ビッカース硬さは、試験力を９８．０７Ｎとして圧延方向に垂直な断面上で、鋼の表面（圧延ロールと接触する面）からフランジ、ウェブの厚さ方向へ１ｍｍピッチで測定した場合の値を意味する。フランジ幅、ウェブ高さ方向のピッチは５０ｍｍ以下とする。

Ｅ．フランジ幅１／４の部位における音響異方性
本発明に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼では、部位の違いによる音響異方性のばらつきも小さいため、代表位置として、フランジ幅１／４の部位における音響異方性を規定する。

建築構造物における溶接部の健全性を保証するために、ＪＩＳ Ｚ ３０６０（２００２）等で規定された斜角ＵＳＴによって溶接欠陥の有無が調査されるが、素材に音響異方性が存在すると、溶接欠陥の診断が困難になる。

しかし、本発明に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼では、通常の方法で圧延されたものであっても、その圧延形態から、フランジ幅１／４の部位における（３）式で表される比ＶＲの値が０．９８〜１．０２を満たしており、全領域に亘る音響異方性が小さいため、建築構造物における溶接部の健全性を保証できる。

したがって、本発明２に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、フランジ幅１／４の部位における圧延方向の音速ＶＬとフランジ幅方向の音速ＶＣとの比である（３）式で表されるＶＲの値が０．９８〜１．０２である。

比ＶＲの値は、好ましくは１．０００以上であり、より好ましくは１．００１以上である。比ＶＲの値は、好ましくは１．００３以下であり、より好ましくは１．００２以下である。

Ｆ．製造方法
本発明１，２に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、例えば、以下に例示する製造方法によって製造することができる。

（Ｆ−１）鋼の鋳込み
鋼中介在物の制御のため、ＲＨ真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼の表面のスラグおよび溶鋼を反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御する。Ａｒガスの流量：１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間：５〜１５ｍｉｎで調節することが例示される。

その後、ＲＨ真空脱ガス処理により各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造により厚さ３００ｍｍのスラブを鋳造する。このとき、０．５〜１ｍ／ｍｉｎの鋳込み速度で鋳込むことによって、表面および内部の性状の良好な鋼塊が得られ、また、適正な介在物の分散状態を得られる。

そして、上記鋳込み速度で鋳込んだ鋼塊あるいはこの鋼塊から作製した鋼片を素材とし、それにＴＭＣＰ技術を適用することによって、本発明に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼に所望の機械的性質を安定して与えることができる。

すなわち、４４０〜５４０ＭＰａの降伏点、５９０〜７４０ＭＰａの引張強さ、８０％以下の降伏比という母材における引張強度特性と、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という母材およびＨＡＺの衝撃特性と、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値が０．５０以上、かつ大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値が０．１５以上というＨＡＺの衝撃特性とを安定して有するＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼を得られる。

このため、ＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼の製造方法は、ＴＭＣＰ技術を適用する素材として、Ａ項で述べた化学組成を有する鋼塊あるいはこの鋼塊から作製した鋼片を用いる。

Ｇ．ＴＭＣＰ条件
Ｆ項で述べたように鋳込んだ鋼塊あるいはこの鋼塊から作製した鋼片は、加熱炉に装入されて所定の温度に加熱され、加熱炉から抽出された後に、孔型圧延を行うブレークダウン圧延機を用いる粗圧延と、エッジャー圧延機および粗ユニバーサル圧延機を用いる中間圧延と、仕上ユニバーサル圧延機を用いる仕上圧延を行われ、次いで、制御冷却を行われる。

熱間圧延に際して、鋼塊または鋼片は、１０００〜１３５０℃の温度域に加熱することが好ましい。上記の加熱温度条件とすることにより、Ｎｂ、Ｖなどが基地に固溶するために最終製品の強度の増大を図ることができ、また、結晶粒の粗大化が防止されるために良好な靱性を確保できる。

加熱後は、ブレークダウン圧延機、エッジャー圧延機、粗ユニバーサル圧延機および仕上ユニバーサル圧延機による熱間圧延工程を経て、所定の形状および寸法に圧延して制御冷却を行う。

熱間圧延は、フランジ幅１／４の部位における９５０℃以下の温度域における真歪での累積圧下率が０．３以上となり、かつ熱間圧延終了温度が８５０〜７００℃の温度域の温度となるように行うことが好ましい。また、制御冷却は、冷却開始温度が８５０〜７００℃、冷却停止温度が６５０〜２００℃、冷却速度が０．５〜１５℃／ｓｅｃとなるように行うことが好ましい。

上記の条件で熱間圧延および制御冷却を行うことにより、製品である圧延Ｈ形鋼に所望の機械的性質、つまり、４４０〜５４０ＭＰａの降伏点、５９０〜７４０ＭＰａの引張強さ、８０％以下の降伏比という母材の引張強度特性と、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上という母材およびＨＡＺの衝撃特性と、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値が０．５０以上、かつ大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値が０．１５以上というＨＡＺの衝撃特性とを安定して確保できる。

このため、ＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼の製造方法は、Ｆ項で述べたように、鋳込んだ鋼塊あるいはこの鋼塊から作製した鋼片を１０００〜１３５０℃の温度域の温度に加熱した後、フランジ幅１／４の部位におけるオーステナイト域での累積圧下率が５０％以上、９５０℃以下の温度域における真歪での累積圧下率が０．３以上、熱間圧延終了温度が８５０〜７００℃の温度域の温度となるように熱間圧延を行った後、冷却開始温度が８５０〜７００℃、冷却停止温度が６５０〜２００℃、冷却速度が０．５〜１５℃／ｓｅｃとなるように制御冷却する。

実施例により本発明をさらに具体的に説明する。

表１に示す化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を有するＮｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８の鋼を転炉で溶製した。

鋼の溶製に際し、Ｎｏ．１〜３３，鋼Ｎｏ．ｘ１〜ｘ１３の鋼については、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍに制御し、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５〜１５ｍｉｎで調節し、溶製を行った。

一方、Ｎｏ．ｘ１４〜ｘ１８の鋼については、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを３５〜４０ｐｐｍに調整した上、Ａｒガスの流量を１００Ｌ／ｍｉｎ以下または吹き込み時間を１５ｍｉｎ以上に調節し、溶製を行った。

Ｎｏ．１〜３３，ｘ１４〜ｘ１８の鋼は、化学組成が本発明の範囲内にある鋼であり、Ｎｏ．ｘ１〜ｘ１３の鋼は化学組成が本発明の範囲外にある鋼である。なお、表１には（１）式で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍを併記した。

Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８の鋼は、溶製後、表２に示す鋳込み速度で厚さ２５０ｍｍのスラブに連続鋳造した。

このスラブを圧延開始前に表２に示すスラブ加熱温度に加熱した。なお、スラブ全体が略均一に加熱されているため、表２では、加熱炉から抽出した際のスラブ側面中央での表面温度の測定値を「スラブ加熱温度」とした。

加熱炉から抽出したスラブに、表２に示す条件で、ブレークダウン圧延機を用いる粗圧延と、エッジャー圧延機および粗ユニバーサル圧延機を用いる中間圧延と、仕上ユニバーサル圧延機を用いる仕上圧延を行い、次いで、水冷により制御冷却を行った。水冷開始温度、水冷パス回数、水冷停止温度および冷却速度を表２に示す。

熱間圧延時の温度には、フランジ幅１／４の部位におけるフランジ外表面温度の長手方向平均値を用いた。冷却速度は、水冷開始時の温度、水冷開始から水冷終了後に復熱を完了するまでの時間および復熱を完了した時の温度から計算した。

上記の制御冷却後、大気中放冷して表３に示す２０〜８０ｍｍのフランジ厚さを有するＮｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼を製造した。表３には、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ厚さに対する各部の寸法を示す。

このようにして得たＮｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼の組織、介在物の形態、音響異方性、機械的性質および溶接性を調査した。

組織調査として、先ず、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ幅１／４の部位の厚さ方向１／４の位置から採取した試験片を、圧延方向とフランジ幅方向を含む面で鏡面研磨した後、ナイタルにより腐食し、光学顕微鏡の倍率５００倍で１００μｍ×１００μｍの正方形の１０視野を観察し、観察によって得られた像を画像解析することによって、ベイナイトが組織に占める割合を測定した。

複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率およびＭｎＳの割合は、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物分析用の試験片を用いて算出した。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳの面積率、および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。ＭｎＳの面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。

さらに、複合介在物の粒径および個数密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、円相当径を求めるとともに、円相当径を当該複合介在物の粒径として、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、算出した。

音響異方性は、ＪＩＳ Ｚ ３０６０（２００２）「鋼溶接部の超音波探傷試験方法」にしたがって、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ幅１／４の部位における圧延方向の音速ＶＬおよびフランジ幅方向の音速ＶＣの比ＶＲを求めることにより、調査した。

機械的性質は、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のビッカース硬さ、引張強度特性および衝撃特性を求めるとともに、溶接部の衝撃特性を求めた。

すなわち、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ幅１／４の部位において、試験力を９８．０７Ｎとして厚さ方向へ垂直な断面上で、表面（圧延ロールと接触する面）からフランジ，ウェブの厚さ方向へ１ｍｍピッチでフランジ幅、ウェブ高さ方向のピッチ５０ｍｍでビッカース硬さを測定し、（２）式で表されるΔＨｖを求めた。

また、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼からＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に規定された引張試験片を採取し、室温で引張試験を行って降伏点（ＹＰ、０．２％耐力）と引張強さ（ＴＳ）を測定し、降伏比（ＹＲ）を求めた。

フランジ厚さが６０，８０ｍｍのＨ形鋼ではフランジ幅１／４の部位から圧延方向と平行に採取した４号試験片を用い、フランジ厚さが２０ｍｍのＨ形鋼では１Ａ号試験片（全厚試験片）を用いた。

母材の衝撃特性は、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ幅１／４の部位の厚さ方向１／４の位置およびフィレット位置から、いずれも、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ試験片を採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーにより評価した。

ＨＡＺの衝撃特性は、シャルピー衝撃試験とＣＴＯＤ試験により評価した。

シャルピー衝撃試験によるＨＡＺの衝撃特性は、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ部と５９０ＭＰａ級用の溶接ワイヤを用いて、ＣＯ_２ガスシールドのＭＡＧ溶接を行うことにより調査した。

継手形状は４５゜レ型開先の平継手とし、入熱が３０ｋＪ／ｃｍで最大パス間温度が２５０℃、および入熱が５０ｋＪ／ｃｍで最大パス間温度が５５０℃の各条件で多パス溶接を行った。上記の各条件で溶接した後、レ型開先の垂直側の表面下１０ｍｍでボンド部から母材側に１ｍｍの部位にノッチ先端が位置するＶノッチ試験片を採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行って吸収エネルギーにより、ＨＡＺの衝撃特性を評価した。

ＣＴＯＤ試験によるＨＡＺの衝撃特性は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、全厚の３点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から採取し、−４０℃で行うことにより調査した。

溶接継手部はＢＳ７４４８規格に準拠し、Ｋ開先加工した鋼板突き合わせ部に１０．０ｋＪ／ｃｍのＦＣＡＷ溶接(Flux Cored Arc Welding)を行って得た（小入熱溶接）。このようにして得られた継手について、ＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチがＶ型開先のストレート部側の溶接線となるように加工を行って得た試験片に、−４０℃でＣＴＯＤ試験を行った。

また、大入熱溶接に対する対応性を確認するために、同じ鋼について、２０°Ｖ開先加工した後に突き合わせ、入熱量３５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接(EGW)により溶接継手を作製した。作製した溶接継手について、ＡＳＴＭ Ｅ１２９０に準じたＣＴＯＤ試験を行った。ＣＴＯＤ試験片は疲労ノッチが溶接線となるよう加工し、試験温度−１０℃で限界ＣＴＯＤ値を測定した。

溶接性は、Ｎｏ．１〜３３，ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼のフランジ部を切断して作成した鋼板を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１５８（１９９３）の規定に準拠した斜めｙ型溶接割れ試験を行い、割れ発生の有無により、溶接割れ感受性を評価した。

溶接割れ試験は、いずれも、５９０ＭＰａ級用の極低水素タイプの外径が４．０ｍｍの溶接ワイヤを用い、ＳｉＯ_２：３０％、ＣａＯ：１５％、ＭｇＯ：１５％およびＡｌ_２Ｏ_３：４０％からなるフラックスを用いるサブマージ溶接により、平均入熱を５０ｋＪ／ｃｍとして、温度２５℃、湿度６０％の雰囲気で試験片初期温度２５℃により、行った。

表４に、上記の各試験結果を示す。なお、表４の「０℃での吸収エネルギー」欄において、母材については、フランジ幅１／４の部位の厚さ方向１／４の位置からＶノッチ試験片を採取した場合、フィレット位置からＶノッチ試験片を採取した場合を、それぞれ、「ｖＥ０（Ｂ１）」、「ｖＥ０（Ｂ２）」と表記した。

また、ＨＡＺについては、溶接条件が、入熱が３０ｋＪ／ｃｍで最大パス間温度が２５０℃の場合、入熱が５０ｋＪ／ｃｍで最大パス間温度が５５０℃の場合を、それぞれ、「ｖＥ０（Ｗ１）」、「ｖＥ０（Ｗ２）」と表記した。表１，４における下線は、本発明の範囲外であること、または試験結果が芳しくないことを示す。

表４におけるＮｏ．１〜３３のＨ形鋼は、本発明が規定する条件を全て満足する本発明例であり、Ｎｏ．ｘ１〜ｘ１８のＨ形鋼は、本発明が規定する条件を満足しない比較例である。

表４に示すように、本発明例であるＮｏ．１〜３３のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、降伏点が４８４〜５２９ＭＰａ、引張強さが６２１〜７１４ＭＰａ、降伏比が８０％以下の引張強度特性を有するとともに、母材およびＨＡＺについて、いずれも、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上の衝撃特性と、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値が０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値が０．１５以上の衝撃特性を有し、さらに、溶接割れも発生せず、５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼に要求される機械的性質を十分に満たすことがわかる。

これに対し、比較例であるＮｏ．ｘ１〜ｘ１８のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼に要求される機械的性質の少なくとも一つの特性が劣る。

Ｎｏ．ｘ１のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、島状マルテンサイトＭＡが増加し、母材および溶接部の靱性が低下し、また、溶接割れが発生した。

Ｎｏ．ｘ２のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、島状マルテンサイトＭＡが増加し、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ３のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、焼き入れ性が向上し過ぎ、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ４のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度が上がり過ぎ、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ５のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、母材および溶接部の靱性が低下し、また、製造コストが増加した。

Ｎｏ．ｘ６のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、母材および溶接部の靱性が低下し、また、溶接割れが発生した。

Ｎｏ．ｘ７のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｖ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ８のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、母材および溶接部の靱性が低下し、さらに、比ＶＲが１．０２５と大きくなり音響異方性が大きくなった。

Ｎｏ．ｘ９のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、複合介在物の個数密度が本発明の範囲の上限を上回り、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１０のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制されて複合介在物の個数密度が本発明の範囲の下限を下回り、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１１のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、粗大なＴｉＮが基点となって、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１２のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、複合介在物の個数密度が本発明の範囲の上限を上回り、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１３のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、Ｐｃｍの値が本発明の範囲の上限を超え、溶接性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１４のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、複合介在物の個数密度が本発明の範囲の下限を下回るため、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１５のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、複合介在物の個数密度が本発明の範囲の上限を上回るため、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１６のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、ＭｎＳの面積率が本発明の範囲の上限を上回るため、母材および溶接部の靱性が低下した。

Ｎｏ．ｘ１７のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、ＭｎＳの面積率が本発明の範囲の下限を下回るため、母材および溶接部の靱性が低下した。

さらに、Ｎｏ．ｘ１８のＴＭＣＰ型Ｈ形鋼は、ＭｎＳの周長割合が本発明の範囲の下限を下回るため、母材および溶接部の靱性が低下した。

本発明に係るＴＭＣＰ型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼は、降伏点：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下の引張強度特性を有するとともに、母材およびＨＡＺについて、いずれも、Ｖノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４７Ｊ以上の衝撃特性、ＨＡＺについて、小入熱溶接をしたときの溶接継手の−４０℃でのＣＴＯＤ値：０．５０以上、大入熱溶接をしたときの溶接継手の１０℃でのＣＴＯＤ値：０．１５以上の衝撃特性を有し、しかも、特殊な専用の溶接ワイヤを必要としないため、高層建築物や海洋構造物を始めとする各種の大型構造物に好適に用いることができる。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０６％、Ｓｉ：０．０３〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１１〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．２９％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０〜０．０００５％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有し、
   鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
   該複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
   前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
   粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２である、熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。
2. 質量％で、Ｃ：０．０４１〜０．０６％、Ｓｉ：０．０３〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１１〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．２９％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０〜０．０００５％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、下記（１）式で表される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．１５〜０．２１０％である化学組成を有し、
   組織に占めるベイナイトの割合が７０〜１００％で、しかも、下記（２）式で表されるΔＨｖの値が５０Ｈｖ以下、下記（３）式で表されるＶＲの値が０．９８〜１．０２であり、
   鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
   該複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
   前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
   粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２である、熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。
   Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B・・・・（１）
   ΔHv=Hvmax-Hvmin ・・・・（２）
   VR=VL/VC ・・・・（３）
   ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量であり、（２）式におけるＨｖｍａｘおよびＨｖｍｉｎは、それぞれ、フランジ幅１／４の部位における厚さ方向でのビッカース硬さの最大値および最小値であり、（３）式におけるＶＬおよびＶＣは、それぞれ、フランジ幅１／４の部位における圧延方向の音速およびフランジ幅方向の音速である。
3. Ｍｏ：０．０４〜０．２９％を含有する、請求項１または２に記載の熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。
4. Ｂ：０．０００１〜０．０００５％を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼。