JP2023079163A - Ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 Ｈ形鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】 本発明のＨ形鋼は、特定の成分組成と、かつ（１）式に従うＣｅｑが０．４４％以下を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成と、フランジ幅１／６位置のフランジ内側表面からフランジ厚の１／２位置までの平均フェライト粒径が６～３０μｍ、かつフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下のミクロ組織とを有し、引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上、かつ降伏比が８０％以下である。Ceq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14・・・(1)【選択図】なし
Description
本発明は、建築構造物に多用されている熱間圧延製Ｈ形鋼に関し、特に耐震性の向上を目的とするＨ形鋼とその製造方法に関するものである。
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および耐震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、構造物の耐震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の降伏強度のばらつきが大きい場合には、梁材を必要以上に厚肉化する必要があり、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狭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、降伏強度の範囲が１２０ＭＰａ以下とばらつき範囲が狭く、さらに降伏比が８０％以下となる、狭降伏強度および低降伏比を有する建築構造用鋼材が、ＪＩＳ規格として制定された。圧延Ｈ形鋼（熱間圧延製Ｈ形鋼）は、主として溶接構造物の構造材料、特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、降伏強度のばらつき範囲が狭いこと、かつ降伏比が低いことが要求されている。
さらに、鉄骨建築構造物は、近年、高層化および大スパン化、並びに複合様式化の傾向にあり、曲げ耐力や曲げ剛性等の断面性能向上の観点から、狭降伏強度および低降伏比ばかりでなく、高強度であることも強く望まれている。
これらの要求を満足するため、例えば特許文献１～３に記載の技術がある。特許文献１には、フランジ内外面の冷却を最適化し、フランジ板厚方向の平均値で体積率２０～８０％のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトからなる硬質層と同５０％以上のフェライトからなる軟質層とを生成することで、高強度かつ８０％以下の低降伏比を有する耐震性を改善した熱間圧延製Ｈ形鋼が開示されている。
また、特許文献２には、ウェブをＡｒ３以下の温度で累積圧下量２０～８０％、フランジをＡｒ３以上の温度で圧延してから仕上げ圧延で成形し、その後フランジ外面側から水冷することで、高強度と形状の良好性とを両立したウェブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造技術が開示されている。
また、特許文献３には、ＶとＴｉを複合添加し、かつ、ＶとＮの比を適正に制御し、９００℃以下での累積圧下率を１０％以上とする熱間圧延を施すことで、空冷ままでも高強度かつ低温靭性を改善した低温用Ｈ形鋼が開示されている。
しかしながら、上述した特許文献１、２に記載のＨ形鋼は、仕上げ圧延後の加速冷却を最大限活用して高強度と低降伏比の両立を図っているが、冷却のばらつきが生じた際に所望の特性を安定的に得ることが難しいという問題があった。
また、空冷での製造を特徴とする特許文献３に記載の低温用Ｈ形鋼については、Ｖ、Ｔｉ、Ｎからなる析出物のサイズや量によっては、引張強さが低下あるいは降伏比が８０％を超えてしまうなどの問題が依然として残されたままとなっていた。
本発明は、上述した問題を有利に解決すべくなされたものであり、引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、および０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上を確保しつつ、さらに安定的に降伏比が８０％以下を達成し得る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。
本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｔｉ、ＡｌおよびＮの含有量を変化させたＨ形鋼を作製し、引張強さ、降伏強度および降伏比を鋭意調査した。その結果、上記Ｈ形鋼の成分を適正範囲に制御し、かつＶとＮの量に応じた熱間圧延での中間冷却並びに仕上げ圧延を施すことによって、析出強化に寄与する微細なＶＮ量およびフェライト細粒化に寄与する比較的粗大なＶＮ量の制御が可能となり、高強度かつ低降伏比のＨ形鋼が幅広い冷却範囲で安定的に得られることを見出した。
本発明は上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次の通りである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．１３～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．６０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｖ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、および
Ｎ：０．００２０～０．０１００％
を含有し、かつ以下の（１）式に従うＣｅｑが０．４４％以下を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フランジ幅１／６位置における、フランジの内側表面からフランジ厚の１／２位置までの平均フェライト粒径が６～３０μｍ、かつフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下であるミクロ組織と、
を有し、
引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上、かつ降伏比が８０％以下であることを特徴とする、Ｈ形鋼。
Ceq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示し、含まれない元素は含有量を０とする。
［２］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．１０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下
の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載のＨ形鋼。
［３］ ［１］または［２］に記載のＨ形鋼の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３５０℃に加熱した後、熱間圧延を施してＨ形鋼を成形するに際し、
前記熱間圧延では、仕上げ圧延前に、フランジの外側表面を以下の（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで少なくとも１回以上冷却し、次いで、復熱中、かつ、（Ｔ＋１３０）℃以下の温度で仕上げ圧延を行い、次いで、前記フランジの外側表面を、平均冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする、Ｈ形鋼の製造方法。
T[℃]＝-8700/｛log（Ｖ・Ｎ）－3.63｝－423 ・・・（２）
ここで、（２）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示す。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．１３～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．６０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｖ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、および
Ｎ：０．００２０～０．０１００％
を含有し、かつ以下の（１）式に従うＣｅｑが０．４４％以下を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フランジ幅１／６位置における、フランジの内側表面からフランジ厚の１／２位置までの平均フェライト粒径が６～３０μｍ、かつフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下であるミクロ組織と、
を有し、
引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上、かつ降伏比が８０％以下であることを特徴とする、Ｈ形鋼。
Ceq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示し、含まれない元素は含有量を０とする。
［２］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
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Ｃａ：０．１０％以下、
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の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載のＨ形鋼。
［３］ ［１］または［２］に記載のＨ形鋼の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３５０℃に加熱した後、熱間圧延を施してＨ形鋼を成形するに際し、
前記熱間圧延では、仕上げ圧延前に、フランジの外側表面を以下の（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで少なくとも１回以上冷却し、次いで、復熱中、かつ、（Ｔ＋１３０）℃以下の温度で仕上げ圧延を行い、次いで、前記フランジの外側表面を、平均冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする、Ｈ形鋼の製造方法。
T[℃]＝-8700/｛log（Ｖ・Ｎ）－3.63｝－423 ・・・（２）
ここで、（２）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示す。
なお、本発明における「高強度」とは、後述する実施例に記載の方法で測定する、引張強さが５２０ＭＰａ以上であり、降伏強度が３５５ＭＰａ以上であり、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上であることを指す。
また、本発明における「低降伏比」とは、後述する実施例に記載の方法で求める、降伏比が８０％以下であることを指す。
また、本発明における「低降伏比」とは、後述する実施例に記載の方法で求める、降伏比が８０％以下であることを指す。
本発明によれば、比較的安価な成分系を用いても、高強度かつ低降伏比のＨ形鋼を安定的に製造することができ、産業上有益な効果がもたらされる。また、本発明によれば、安全性向上および耐震性向上が可能であり、構造物の信頼性が格段に向上するという効果もある。
以下、本発明について具体的に説明する。なお、本発明は、この実施形態に限定されない。
まず、本発明におけるＨ形鋼の成分組成を、上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
Ｃ：０．１３～０．２０％
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素であり、このような効果を得るためには、少なくとも０．１３％のＣが含有されていることを必要とする。しかし、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、母材靭性を低下させるばかりか、溶接性を低下させる。そのため、本発明ではＣ含有量を０．１３～０．２０％とする。なお、Ｃ含有量は、０．１４％以上とすることが好ましく、また０．１９％以下とすることが好ましい。
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素であり、このような効果を得るためには、少なくとも０．１３％のＣが含有されていることを必要とする。しかし、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、母材靭性を低下させるばかりか、溶接性を低下させる。そのため、本発明ではＣ含有量を０．１３～０．２０％とする。なお、Ｃ含有量は、０．１４％以上とすることが好ましく、また０．１９％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．６０％
Ｓｉは、母材強度の確保および脱酸剤として、０．０５％以上で含有される必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると靭性の低下に加え、Ｓｉの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。そのため、本発明ではＳｉ含有量を０．０５～０．６０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とすることが好ましく、また０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、母材強度の確保および脱酸剤として、０．０５％以上で含有される必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると靭性の低下に加え、Ｓｉの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。そのため、本発明ではＳｉ含有量を０．０５～０．６０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とすることが好ましく、また０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．８０～１．８０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、母材強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、高強度化には重要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、その含有効果は小さく、一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明ではＭｎ含有量を０．８０～１．８０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、１．２０％以上とすることが好ましく、また１．６０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、母材強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、高強度化には重要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、その含有効果は小さく、一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明ではＭｎ含有量を０．８０～１．８０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、１．２０％以上とすることが好ましく、また１．６０％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、その含有量が０．０２５％を超えると、母材の延性および靭性が劣化する。そのため、本発明では鋼中のＰ含有量を０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、その含有量が０．０２５％を超えると、母材の延性および靭性が劣化する。そのため、本発明では鋼中のＰ含有量を０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、鋼中に含有されると主にＡ系介在物の形態で鋼材中に存在する。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、この介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、母材の靭性を大きく低下させる。そのため、本発明では鋼中のＳ含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。なお、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｓは、鋼中に含有されると主にＡ系介在物の形態で鋼材中に存在する。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、この介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、母材の靭性を大きく低下させる。そのため、本発明では鋼中のＳ含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。なお、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０１０～０．１００％
Ｖは、熱間圧延中または熱間圧延後の冷却中にＶＮとしてオーステナイトに析出してフェライト変態核となり、結晶粒を微細化する効果を有する重要な元素である。また、Ｖは、析出強化により母材強度を高める役割も有しており、高い引張強さ、高い降伏強度並びに優れた靭性を確保するために不可欠な元素である。上記効果を得るためにはＶ含有量を０．０１０％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、ミクロ組織の微細化が顕著となり、低降伏比の確保が困難となるばかりでなく、析出脆化を助長し、母材靭性も大きく損なうため好ましくない。そのため、本発明ではＶ含有量を０．０１０～０．１００％とする。なお、Ｖ含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましく、また０．０７０％以下とすることが好ましい。
Ｖは、熱間圧延中または熱間圧延後の冷却中にＶＮとしてオーステナイトに析出してフェライト変態核となり、結晶粒を微細化する効果を有する重要な元素である。また、Ｖは、析出強化により母材強度を高める役割も有しており、高い引張強さ、高い降伏強度並びに優れた靭性を確保するために不可欠な元素である。上記効果を得るためにはＶ含有量を０．０１０％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、ミクロ組織の微細化が顕著となり、低降伏比の確保が困難となるばかりでなく、析出脆化を助長し、母材靭性も大きく損なうため好ましくない。そのため、本発明ではＶ含有量を０．０１０～０．１００％とする。なお、Ｖ含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましく、また０．０７０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮを形成してオーステナイト粒を微細化し、さらに、ＴｉＮを核とした粒内フェライト変態の促進によってミクロ組織を微細化し、靭性向上にも有効な元素である。上記効果を得るためにはＴｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＮが発生し母材の靭性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明では、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０３０％とする。なお、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましく、また０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮを形成してオーステナイト粒を微細化し、さらに、ＴｉＮを核とした粒内フェライト変態の促進によってミクロ組織を微細化し、靭性向上にも有効な元素である。上記効果を得るためにはＴｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＮが発生し母材の靭性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明では、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０３０％とする。なお、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましく、また０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは、脱酸剤として鋼に添加され、その効果は、０．０８０％を超えると飽和することから、Ａｌ含有量の上限を０．０８０％とした。Ａｌ含有量の下限については特に特定しないが、脱酸効果を十分に得るためには０．００３％以上とすることが望ましい。なお、Ａｌ含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましく、また０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として鋼に添加され、その効果は、０．０８０％を超えると飽和することから、Ａｌ含有量の上限を０．０８０％とした。Ａｌ含有量の下限については特に特定しないが、脱酸効果を十分に得るためには０．００３％以上とすることが望ましい。なお、Ａｌ含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましく、また０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００２０～０．０１００％
Ｎは、鋼中でＶと結合し、ＶＮとして母材強度を向上させる有用な元素であり、０．００２０％以上のＮの含有を必要とする。しかし、Ｎ含有量が、０．０１００％を超えると形成される炭窒化物が粗大化して母材靭性を大きく損なうので好ましくない。そのため、本発明では、Ｎ含有量を０．００２０～０．０１００％とする。なお、Ｎ含有量は、０．００２５％以上とすることが好ましく、また０．００７０％以下とすることが好ましい。
Ｎは、鋼中でＶと結合し、ＶＮとして母材強度を向上させる有用な元素であり、０．００２０％以上のＮの含有を必要とする。しかし、Ｎ含有量が、０．０１００％を超えると形成される炭窒化物が粗大化して母材靭性を大きく損なうので好ましくない。そのため、本発明では、Ｎ含有量を０．００２０～０．０１００％とする。なお、Ｎ含有量は、０．００２５％以上とすることが好ましく、また０．００７０％以下とすることが好ましい。
さらに本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分であり、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｖ等から算出されるＣｅｑの値、すなわち下記の（１）式の関係で算出されるＣｅｑの値が所定の範囲を満足することが重要である。
そこで、本発明者らは、母材靭性や溶接性について調査し、以下の知見を得た。
Ｃｅｑを高くすることにより、母材強度を高めることが可能である。しかし、Ｃｅｑが高すぎると、母材のミクロ組織中に上部ベイナイトが多量に生じることに加え、溶接時に母材の熱影響部に生成するマルテンサイトの量も増加する。その結果、母材靱性や溶接部靱性の低下を招くため、下記の（１）式で算出されるＣｅｑの上限を０．４４％とする。より好ましくは０．４３％以下である。なお、下記の（１）式で算出されるＣｅｑの下限は特に規定しないが、母材強度確保の観点からは、Ｃｅｑを０．３４％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．３８％以上である。
Ceq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示し、含まれない元素については含有量を０とする。
Ｃｅｑを高くすることにより、母材強度を高めることが可能である。しかし、Ｃｅｑが高すぎると、母材のミクロ組織中に上部ベイナイトが多量に生じることに加え、溶接時に母材の熱影響部に生成するマルテンサイトの量も増加する。その結果、母材靱性や溶接部靱性の低下を招くため、下記の（１）式で算出されるＣｅｑの上限を０．４４％とする。より好ましくは０．４３％以下である。なお、下記の（１）式で算出されるＣｅｑの下限は特に規定しないが、母材強度確保の観点からは、Ｃｅｑを０．３４％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．３８％以上である。
Ceq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示し、含まれない元素については含有量を０とする。
本発明のＨ形鋼の成分組成は、以上に説明した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
上記した成分が基本の成分であり、この基本成分で本発明のＨ形鋼は本発明で目的とする特性が得られる。本発明では、母材の強度や延性、靱性、溶接部特性の更なる向上を目的として、上記した基本成分に加えて、必要に応じて、下記の任意元素を含有することができる。以下のＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの各成分は、必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下およびＲＥＭ：０．１０％以下の中から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。したがって、必要に応じてＣｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。したがって、必要に応じてＣｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると、Ｃｕ割れを生じやすくなる。したがって、必要に応じてＣｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｃｕは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると、Ｃｕ割れを生じやすくなる。したがって、必要に応じてＣｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Ｃｕと複合添加することによりＣｕ割れを抑制することができるため、成分組成がＣｕを含有する場合にはＮｉも含有することが望ましい。ただし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、靭性が低下する傾向がある。したがって、必要に応じてＮｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｎｉは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Ｃｕと複合添加することによりＣｕ割れを抑制することができるため、成分組成がＣｕを含有する場合にはＮｉも含有することが望ましい。ただし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、靭性が低下する傾向がある。したがって、必要に応じてＮｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、固溶強化によってさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると、鋼中に上部ベイナイトが多量に生成するようになり、靭性が低下する傾向がある。したがって、必要に応じてＭｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏは、固溶強化によってさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると、鋼中に上部ベイナイトが多量に生成するようになり、靭性が低下する傾向がある。したがって、必要に応じてＭｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、また、より好ましくは０．５％以下である。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで引張強さや降伏強度の向上を図ることができる元素である。ただし、その含有量が０．１０％を超えると、析出強化が過剰となり、低降伏比の確保が困難となるばかりでなく、析出脆化を助長し、母材靭性も大きく損なうため好ましくない。したがって、必要に応じてＮｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで引張強さや降伏強度の向上を図ることができる元素である。ただし、その含有量が０．１０％を超えると、析出強化が過剰となり、低降伏比の確保が困難となるばかりでなく、析出脆化を助長し、母材靭性も大きく損なうため好ましくない。したがって、必要に応じてＮｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、鋼中で粒界に偏析し粒界強度を向上させる効果を有する元素である。また、粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉＮとの複合析出物を形成し、ミクロ組織を微細化することで靭性向上にも有効な元素である。一方、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な炭窒化物の粒界析出により靭性が低下する。したがって、必要に応じてＢを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。また、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｂは、鋼中で粒界に偏析し粒界強度を向上させる効果を有する元素である。また、粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉＮとの複合析出物を形成し、ミクロ組織を微細化することで靭性向上にも有効な元素である。一方、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な炭窒化物の粒界析出により靭性が低下する。したがって、必要に応じてＢを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。また、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｃａ：０．１０％以下
Ｃａは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＣａによる介在物の形態制御効果により、母材の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Ｃａ含有量が０．１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、必要に応じてＣａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｃａは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＣａによる介在物の形態制御効果により、母材の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Ｃａ含有量が０．１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、必要に応じてＣａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｍｇ：０．１０％以下
Ｍｇは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて粒状化する作用を有する。そして、このＭｇによる介在物の形態制御効果により、母材の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Ｍｇ含有量が０．１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、必要に応じてＭｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｍｇは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて粒状化する作用を有する。そして、このＭｇによる介在物の形態制御効果により、母材の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Ｍｇ含有量が０．１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、必要に応じてＭｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、より好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭ：０．１０％以下
ＲＥＭ(希土類金属)は、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＲＥＭによる介在物の形態制御効果により、母材の靭性、延性の向上を図ることができる。但し、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、必要に応じてＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、より好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭ(希土類金属)は、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＲＥＭによる介在物の形態制御効果により、母材の靭性、延性の向上を図ることができる。但し、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、必要に応じてＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、より好ましくは０．００５０％以下である。
続いて、本発明のＨ形鋼のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明のＨ形鋼は、フランジ幅１／６位置における、フランジの内側表面からフランジ厚の１／２位置までの平均フェライト粒径が６～３０μｍ、かつフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下のミクロ組織を有する。
ここで、「フランジ幅１／６位置」とは、図１に示すように、ウェブ１の両端に配置された１対のフランジ２を有するＨ形鋼１０における、符号３（３ａ）で示す位置を指す。すなわち、フランジ２の一端から中央方向へフランジ幅の１／６だけ離間した位置である。また、「フランジの内側表面」とは、ウェブ１と接する側のフランジ表面４を指す。なお、Ｈ形鋼はその断面形状が上下左右で線対称となるので、図１に示す符号３ａの対称位置となる他の３か所（符号３ｂ、３ｃ、３ｄ）の位置もフランジ幅１／６位置とすることができる。
本発明で目的とする引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーが７０Ｊ以上、かつ降伏比が８０％以下を達成するためには、上記フランジ幅１／６位置における、フランジの内側表面からフランジの厚み中央まで（すなわち、フランジ厚をｔとするとき、１／２ｔ位置まで）の領域における平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値を所定の範囲に制御することが重要である。なお、フランジの最表面には、スケールや脱炭層が不可避的に存在するため、上記「フランジの内側表面」とは、内側表面から１ｍｍ離れた位置を指す。
すなわち、フランジ厚の上記領域における平均フェライト粒径が３０μｍを超えると、き裂伝播の障壁となる結晶粒界の数が相対的に減少するため、母材靭性が劣化する。一方、フランジ厚の上記領域における平均フェライト粒径が６μｍ未満の場合、引張強さに対する降伏強度の増加が顕著となる結果、降伏比が８０％を超えて高くなり、所望の降伏比が確保できなくなるうえ引張強さも低下する。このような理由から、フランジ厚の上記領域における平均フェライト粒径は、６～３０μｍとする。好ましくは８μｍ以上とし、また好ましくは２６μｍ以下とする。
また、上記平均フェライト粒径が６～３０μｍの範囲を満足する場合であっても、フェライト粒径の最大値が７０μｍを超えると、安定して所望の母材靭性を確保することが困難となる。このような理由から、フランジ厚の上記領域におけるフェライト粒径の最大値は、７０μｍ以下とする。好ましくは６０μｍ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。
本発明は、上述の成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３５０℃に加熱した後、熱間圧延を施してＨ形鋼を成形する製造方法である。熱間圧延では、仕上げ圧延前に、フランジの外側表面を後述の（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで少なくとも１回以上冷却し、次いで、復熱中、かつ、（Ｔ＋１３０）℃以下の温度で仕上げ圧延を行い、次いで、フランジの外側表面を平均冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ以上で冷却する。ここで「復熱中」とは、フランジの外側表面の冷却（中間冷却）が終了した時点から、フランジの外側表面温度がフランジ内部からの熱伝導によって、時間の経過とともに上昇している間をいう。
なお、本発明では、鋼素材(スラブまたはビームブランク)の溶製法については特に制限はなく、例えば鋼の溶製は、転炉や真空脱ガス処理等を経る製錬プロセスで行えばよく、また、鋼素材の製造も、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等を適用できる。
なお、本発明では、鋼素材(スラブまたはビームブランク)の溶製法については特に制限はなく、例えば鋼の溶製は、転炉や真空脱ガス処理等を経る製錬プロセスで行えばよく、また、鋼素材の製造も、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等を適用できる。
加熱温度：１１００～１３５０℃
Ｈ形鋼の製造では、熱間圧延にて形状制御することが重要であり、変形抵抗が小さい高温域で加工するために、鋼素材を１１００℃以上に加熱する必要がある。さらに、ＶＮを十分に固溶させるためには、鋼素材を１２００℃以上で加熱することが好ましい。一方で、加熱温度が高すぎると、ＴｉＮが固溶し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる結果、組織が粗大になって靱性低下を招く。このため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下とする。好ましくは、１３００℃以下である。
Ｈ形鋼の製造では、熱間圧延にて形状制御することが重要であり、変形抵抗が小さい高温域で加工するために、鋼素材を１１００℃以上に加熱する必要がある。さらに、ＶＮを十分に固溶させるためには、鋼素材を１２００℃以上で加熱することが好ましい。一方で、加熱温度が高すぎると、ＴｉＮが固溶し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる結果、組織が粗大になって靱性低下を招く。このため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下とする。好ましくは、１３００℃以下である。
熱間圧延
本発明の熱間圧延では、仕上げ圧延前に、フランジの外側表面を、下記（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで少なくとも１回以上冷却後、復熱中に仕上げ圧延を実施する。その後、フランジの外側表面を所定の平均冷却速度で冷却する。
T[℃]＝-8700/｛log（Ｖ・Ｎ）－3.63｝－423 ・・・（２）
ここで、（２）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示す。
なお、（２）式に示す「ｌｏｇ」は常用対数である。
本発明の熱間圧延では、仕上げ圧延前に、フランジの外側表面を、下記（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで少なくとも１回以上冷却後、復熱中に仕上げ圧延を実施する。その後、フランジの外側表面を所定の平均冷却速度で冷却する。
T[℃]＝-8700/｛log（Ｖ・Ｎ）－3.63｝－423 ・・・（２）
ここで、（２）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示す。
なお、（２）式に示す「ｌｏｇ」は常用対数である。
フランジの外側表面の冷却温度：Ｔ℃以下
本発明のＨ形鋼は、上記平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値を満たすことを目的として、仕上げ圧延前までに少なくとも１回以上、（２）式の温度以下（Ｔ℃以下）にフランジ外側表面を冷却する（中間冷却工程）。
本発明のＨ形鋼は、上記平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値を満たすことを目的として、仕上げ圧延前までに少なくとも１回以上、（２）式の温度以下（Ｔ℃以下）にフランジ外側表面を冷却する（中間冷却工程）。
この工程での冷却（中間冷却）は、冷媒に水を用いた１流体冷却（水冷却）や、冷媒に水と空気の両方を用いた２流体冷却で行うことが好ましい。水冷却の場合には、例えばスプレー冷却やパイプラミナー冷却、スリットラミナー冷却によりフランジ外側表面を冷却することができる。２流体冷却では、例えば水に高圧空気を混合するミスト冷却ノズルを用いたミスト冷却でフランジ外側表面を冷却することができる。この中間冷却での温度は、フランジ外側表面の温度を放射温度計で測定することができる。ここで「フランジ外側表面」とは、図１に示すＨ形鋼１０における、ウェブ２と接していない側のフランジ表面５を指す。
上記の「下記（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで」とは、フランジ外側表面の温度が、上述した水冷やミスト冷却により、１回でもＴ℃以下になることを指す。
この中間冷却により、オーステナイト粒界上へのＶＮ析出を促進し、その後の復熱工程で適度にオストワルド成長させることで、仕上げ圧延後の冷却中に臨界核サイズを超えたＶＮからのフェライト生成が効果的に生じるようになる。また、仕上げ圧延前に上記中間冷却を適用することで、フランジ厚み方向に温度勾配が付与される。これにより、復熱中に行う仕上げ圧延の際にフランジの板厚内部まで歪みが導入され、その結果、ＶＮが歪み誘起析出することによっても、仕上げ圧延後のフェライト生成が促進される。
なお、本発明において、仕上げ圧延前に上記中間冷却が行われない場合、フランジ厚み方向の温度勾配が小さくなり、その結果、仕上げ圧延を行っても十分なＶＮの歪み誘起析出量が得られない場合がある。これにより、ＶＮによる細粒化効果が低下し、上記平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下のミクロ組織を得られない場合がある。これに対し、復熱中に仕上げ圧延することによって、安定して所望の平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下のミクロ組織を得ることができる。
以上のような理由から、仕上げ圧延前に行われる、中間冷却工程でのフランジ外側表面の冷却温度はＴ℃以下とする。より好ましくは（Ｔ－５０）℃以下とする。フランジ外側表面の冷却温度の下限は特に規定しない。母材靭性の低下を招く上部ベイナイトやマルテンサイトの過度な生成を防止する観点から、該冷却温度は３００℃以上とすることが好ましい。
また、上記の中間冷却工程での冷却の回数は、好ましくは２回以上とする。この回数の上限は特に規定しない。中間冷却によるＶＮを活用したフェライト生成の促進効果が飽和することに加え、過度な製造コストの増加を抑制する観点から、冷却の回数は４回以下とすることが好ましい。なお、中間冷却工程を２回以上行う場合にも、２回目以降の冷却温度は上記（２）式の温度以下（Ｔ℃以下）とする。例えば、冷却の回数を２回とする場合、上記冷却温度Ｔ℃以下になる１度目の冷却（中間冷却）を行い、続いて、フランジ幅１／６位置を代表位置として、この位置のフランジ外側表面の温度をＴ℃以上に復熱させた後、上記水冷やミスト冷却により、当該箇所を再度Ｔ℃以下に冷却する。
仕上げ圧延温度：（Ｔ＋１３０）℃以下
中間冷却後の復熱中に行う仕上げ圧延では、その温度を（Ｔ＋１３０）℃以下に制御することで、ＶＮの歪み誘起析出が促進される結果、安定して所望の平均フェライト粒径を得ることができる。なお、好ましくは（Ｔ＋１００）℃以下である。上記仕上げ温度の下限は特に規定しないが、フェライト中への過度な加工ひずみの導入による母材靭性の低下を防止する観点から、６００℃以上とすることが好ましく、６２５℃以上とすることがより好ましく、６５０℃以上とすることがさらに好ましい。
中間冷却後の復熱中に行う仕上げ圧延では、その温度を（Ｔ＋１３０）℃以下に制御することで、ＶＮの歪み誘起析出が促進される結果、安定して所望の平均フェライト粒径を得ることができる。なお、好ましくは（Ｔ＋１００）℃以下である。上記仕上げ温度の下限は特に規定しないが、フェライト中への過度な加工ひずみの導入による母材靭性の低下を防止する観点から、６００℃以上とすることが好ましく、６２５℃以上とすることがより好ましく、６５０℃以上とすることがさらに好ましい。
フランジの外側表面の平均冷却速度：０．１０℃／ｓｅｃ以上
仕上げ圧延後の冷却では、フランジの外側表面の平均冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃに満たないと、軟質なフェライトの相分率が増加する。その結果、本発明で目的とする引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上の機械的特性を確保することが難しい。そのため、上記平均冷却速度は０．１０℃／ｓｅｃ以上とする。なお、好ましくは５℃／ｓｅｃ以上である。上記平均冷却速度の上限は特に規定しない。母材靭性の低下を招く上部ベイナイトやマルテンサイトの過度な生成を防止する観点から、フランジの外側表面の平均冷却速度は、４５．０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましく、４０℃／ｓｅｃ以下とすることがより好ましく、３０℃／ｓｅｃ以下とすることがさらに好ましい。
仕上げ圧延後の冷却では、フランジの外側表面の平均冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃに満たないと、軟質なフェライトの相分率が増加する。その結果、本発明で目的とする引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上の機械的特性を確保することが難しい。そのため、上記平均冷却速度は０．１０℃／ｓｅｃ以上とする。なお、好ましくは５℃／ｓｅｃ以上である。上記平均冷却速度の上限は特に規定しない。母材靭性の低下を招く上部ベイナイトやマルテンサイトの過度な生成を防止する観点から、フランジの外側表面の平均冷却速度は、４５．０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましく、４０℃／ｓｅｃ以下とすることがより好ましく、３０℃／ｓｅｃ以下とすることがさらに好ましい。
なお、仕上げ圧延後の平均冷却速度(℃／ｓｅｃ)は、実施例に記載するように、フランジ外側表面の温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間(秒)あたりに換算することで算出する。ここで冷却開始とは、各種冷媒でフランジ外面の冷却を開始したタイミングを指し、冷却停止は前記冷却を終了したタイミングに対応する。なお、仕上げ圧延後の冷却が空冷となる場合は、圧延終了直後を冷却開始点とし、フランジ外側表面温度が５５０℃に到達するまでの時間から平均冷却速度を算出した。
以上に説明した成分組成の調整、熱間圧延を行うことにより、熱間圧延製Ｈ形鋼における、引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上、かつ降伏比が８０％以下という優れた機械的性能を得ることができる。なお、本発明で対象とするＨ形鋼は、そのサイズやウェブ、フランジ厚が特に限定されることはなく、高強度化と形状の両立が困難とされる、ウェブの肉厚がフランジの肉厚よりも相対的に薄い、ウェブ薄肉Ｈ形鋼にも適用することができる。
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す種々の成分組成に調整した鋼素材を、表２に示す条件に従って熱間圧延し、フランジ厚が種々に異なるＨ形鋼を製造した。Ｈ形鋼のフランジ厚の寸法を、表２に示した。
なお、仕上げ圧延後の平均冷却速度は、フランジ外側表面の温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間(秒)あたりに換算することで、平均冷却速度(℃／ｓｅｃ)を算出した。また、仕上げ圧延前の中間冷却工程での温度（表２に示す「中間水冷温度」）は、中間冷却直後のフランジ外側表面温度を、放射温度計で測定した値である。また、表１中の「－」は、意図的に元素を添加しないことを表しており、元素を含有しない（０％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。
得られたＨ形鋼について、平均フェライト粒径の評価、引張試験および靭性試験を実施した。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。
＜フェライト粒径＞
得られたＨ形鋼から、フランジ幅１／６位置における（図１を参照）、内側表面から１ｍｍ位置、１／８ｔ位置（ｔはフランジ厚）、１／４ｔ位置、３／８ｔ位置および１／２ｔ位置の５箇所よりミクロ組織観察用試料を切り出し、圧延方向およびフランジ厚方向に平行な面を観察面とした。これらの観察面を研磨し、エッチング後に、光学顕微鏡により、倍率２００倍でミクロ組織観察を行った。各位置で２視野（０．１２ｍｍ２／１視野、５箇所を２視野ずつで計１．２０ｍｍ２）観察し、画像解析により円相当径を測定することで、平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値を求めた。
得られたＨ形鋼から、フランジ幅１／６位置における（図１を参照）、内側表面から１ｍｍ位置、１／８ｔ位置（ｔはフランジ厚）、１／４ｔ位置、３／８ｔ位置および１／２ｔ位置の５箇所よりミクロ組織観察用試料を切り出し、圧延方向およびフランジ厚方向に平行な面を観察面とした。これらの観察面を研磨し、エッチング後に、光学顕微鏡により、倍率２００倍でミクロ組織観察を行った。各位置で２視野（０．１２ｍｍ２／１視野、５箇所を２視野ずつで計１．２０ｍｍ２）観察し、画像解析により円相当径を測定することで、平均フェライト粒径およびフェライト粒径の最大値を求めた。
＜引張試験＞
得られたＨ形鋼における、フランジ幅１／６位置より、引張方向をＨ形鋼の長さ方向とするＪＩＳ Ｚ２２０１に規定されたＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた引張試験を行って引張強さおよび降伏強度を求めた。
得られたＨ形鋼における、フランジ幅１／６位置より、引張方向をＨ形鋼の長さ方向とするＪＩＳ Ｚ２２０１に規定されたＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた引張試験を行って引張強さおよび降伏強度を求めた。
＜靭性試験＞
得られたＨ形鋼における、フランジ幅１／６位置のフランジ内側表面から１／４ｔ位置（ｔはフランジ厚）より、ＪＩＳ Ｚ２２０２に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行い、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。
得られたＨ形鋼における、フランジ幅１／６位置のフランジ内側表面から１／４ｔ位置（ｔはフランジ厚）より、ＪＩＳ Ｚ２２０２に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行い、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。
表２に上記調査の結果をそれぞれ示した。
表２に示すように、本発明の成分組成を満足する適合鋼を用い、本発明範囲の製造方法（加熱温度、仕上げ圧延前の中間冷却および仕上げ圧延後のフランジ外側表面の平均冷却速度）で作製したＨ形鋼の試験結果（表２中の試験Ｎｏ．１～２０)は、いずれも所望の特性（引張強さ：５２０ＭＰａ以上、降伏強度：３５５ＭＰａ以上、降伏比８０％以下、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０：７０Ｊ以上）を満足していた。
一方、Ｈ形鋼の成分組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは本発明範囲の製造方法を適用しなかった比較例（表２中の試験Ｎｏ．２１～４０)は、引張強さ、降伏強度、降伏比および靭性のいずれかの値が要求特性を満足していなかった。
１ ウェブ
２ フランジ
３ フランジ幅１／６位置
４ フランジの内側表面
５ フランジの外側表面
１０ Ｈ形鋼
２ フランジ
３ フランジ幅１／６位置
４ フランジの内側表面
５ フランジの外側表面
１０ Ｈ形鋼
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．１３～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．６０％、
Ｍｎ：０．８０～１．８０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｖ：０．０１０～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、および
Ｎ：０．００２０～０．０１００％
を含有し、かつ以下の（１）式に従うＣｅｑが０．４４％以下を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フランジ幅１／６位置における、フランジの内側表面からフランジ厚の１／２位置までの平均フェライト粒径が６～３０μｍ、かつフェライト粒径の最大値が７０μｍ以下であるミクロ組織と、
を有し、
引張強さが５２０ＭＰａ以上、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０が７０Ｊ以上、かつ降伏比が８０％以下であることを特徴とする、Ｈ形鋼。
Ceq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示し、含まれない元素は含有量を０とする。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．１０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下
の中から選ばれる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１に記載のＨ形鋼。 - 請求項１または２に記載のＨ形鋼の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３５０℃に加熱した後、熱間圧延を施してＨ形鋼を成形するに際し、
前記熱間圧延では、仕上げ圧延前に、フランジの外側表面を以下の（２）式で算出されるＴ℃以下の温度まで少なくとも１回以上冷却し、次いで、復熱中、かつ、（Ｔ＋１３０）℃以下の温度で仕上げ圧延を行い、次いで、前記フランジの外側表面を、平均冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする、Ｈ形鋼の製造方法。
T[℃]＝-8700/｛log（Ｖ・Ｎ）－3.63｝－423 ・・・（２）
ここで、（２）式中の元素表示は各元素の含有量（質量％）を示す。
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