JP6354572B2 - 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、低温環境で使用される建造物の構造部材などに用いられる、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れたＨ形鋼及びその製造方法に関するものである。
近年の旺盛な世界的なエネルギー需要を背景に、寒冷地におけるエネルギー関連設備の構造物等の建造需要が急速に増加している。それらの設備には、例えば、ＦＰＳＯ（Floating Production，Storage and Offloading System：浮体式海洋石油・ガス生産貯蔵積出設備）、即ち洋上で、石油・ガスを生産し、製品を設備内のタンクに貯蔵し、直接、輸送タンカへの積出しを行う設備等がある。これらの構造物の建造に使用されるＨ形鋼には、優れた低温靭性が要求される。
従来から、Ｈ形鋼は建築構造物に使用されており、靭性や耐火性に優れたＨ形鋼が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。一般的な建築構造物では、０℃程度でのシャルピー吸収エネルギーが求められる。一方、寒冷地のエネルギー関連設備に使用されるＨ形鋼では、例えば、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが要求され、極地では−６０℃でのシャルピー吸収エネルギーが要求される。
−４０℃という低温での靱性を向上させるには、結晶粒の微細化が必要である。しかし、熱間圧延によって寸法精度が優れたＨ形鋼を得るには、圧延温度を高めることが好ましく、高温で熱間圧延を施した結果、結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。熱間圧延の終了後に加速冷却を施せば、細粒組織を得ることは可能ではある。しかし、設備の導入が必要になるため、空冷ままで靱性の向上を図ることが求められる。
また、Ｃ量を低減し、ＮｂとＢとを複合添加した成分系の場合、空冷ままで、靱性に優れる微細なベイナイト組織を得ることができる。しかし、Ｎｂ添加は、鋼の熱間変形抵抗を増大させるために圧延機の負荷を大きくし、生産性を阻害する可能性がある。したがって、Ｎｂを添加せず、空冷ままで、低温靱性に優れたＨ形鋼を製造することが必要になる。また、Ｎｉなどの高価な元素の添加量も制限しなければならない。
本発明は、このような実情に鑑み、生産性を阻害するＮｂを添加せず、高価な合金元素の添加を抑制し、空冷ままで、−４０℃、更には−６０℃における靭性に優れた、低温用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とＴｉとを複合添加し、ＶとＮとの比を適正に制御し、９００℃以下での圧下率を高めた熱間圧延を施すことにより、ＶＮ（Ｖ窒化物）をフェライト変態の核生成とし、組織の微細化を促進して、−４０℃における靱性、更には−６０℃における靱性を確保した、低温用Ｈ形鋼及びその製造方法である。本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｖ：０．０４〜０．０９％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｃｕ：０．０１〜０．６０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％、
を含有し、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｏ：０．００３５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ＶとＮとの含有量［質量％］の比Ｖ／Ｎが７．０〜２２．０であり、下記式（１）で求められるＣＥが０．４２以下であり、フランジの板厚が１２〜４０ｍｍであり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライトの面積率が７５％以上、フェライト粒径が１４μｍ以下であることを特徴とする低温用Ｈ形鋼。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］である。
［２］ 更に、質量％で
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする上記［１］に記載の低温用Ｈ形鋼。
［３］ 更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の低温用Ｈ形鋼。
［４］ Ｃ及びＭｎの含有量が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
であり、
ＶとＮとの含有量［質量％］の比Ｖ／Ｎが７．０〜１８．０であり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の低温用Ｈ形鋼。
［５］ 上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の低温用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、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を１０％以上として熱間圧延し、空冷することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
［６］ 上記［４］に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、上記［４］に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を２０％以上として熱間圧延し、空冷することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｖ：０．０４〜０．０９％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｃｕ：０．０１〜０．６０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％、
を含有し、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｏ：０．００３５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ＶとＮとの含有量［質量％］の比Ｖ／Ｎが７．０〜２２．０であり、下記式（１）で求められるＣＥが０．４２以下であり、フランジの板厚が１２〜４０ｍｍであり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライトの面積率が７５％以上、フェライト粒径が１４μｍ以下であることを特徴とする低温用Ｈ形鋼。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］である。
［２］ 更に、質量％で
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする上記［１］に記載の低温用Ｈ形鋼。
［３］ 更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の低温用Ｈ形鋼。
［４］ Ｃ及びＭｎの含有量が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
であり、
ＶとＮとの含有量［質量％］の比Ｖ／Ｎが７．０〜１８．０であり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の低温用Ｈ形鋼。
［５］ 上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の低温用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、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を１０％以上として熱間圧延し、空冷することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
［６］ 上記［４］に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、上記［４］に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を２０％以上として熱間圧延し、空冷することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
本発明によれば、−４０℃、更には−６０℃という低温における靭性に優れたＨ形鋼を、高価な元素を多量に添加せず、更に、Ｎｂ添加や加速冷却を行わずに製造することが可能になる。その結果、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。更には、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など、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明者らは、熱間圧延後、空冷する際に、Ｖ窒化物（ＶＮ）をフェライト変態の生成核として結晶粒径を微細化し、低温靭性を向上させる方法を検討した。その結果、特に、ＶとＮとの比率（Ｖ／Ｎ）を適正に制御し、更にＶとＴｉとを複合添加することにより、フェライト粒径が微細になり、−４０℃においても優れた靭性を発揮することを明らかにした。具体的には、ＶＮを適正に析出させるために、０．００５％以上のＴｉと０．０４％以上のＶとを同時に添加し、Ｖ、Ｎの含有量の比Ｖ／Ｎを７．０〜２２．０に規制する必要がある。
図１は、本発明者らの検討の結果の一例を示すものであり、種々の成分の鋼片を熱間圧延し、得られたＨ形鋼の低温靱性を、ＶとＮとの含有量の比（Ｖ／Ｎ）及びＴｉの有無で整理したものである。図１に示すように、Ｖ、Ｔｉを同時に添加したＨ形鋼の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）は、Ｖ／Ｎが７．０〜２２．０の範囲内で良好になる。一方、Ｔｉ量が０．００５％未満であると、Ｖ／Ｎが７．０〜２２．０の範囲内であっても、低温靱性が低下している。
更に、本発明者らは、低温靭性が良好な細粒のフェライト組織を得るためには、フランジの表面温度を制限して圧延することが極めて有効であることを見出した。本発明においては、熱間圧延で、フランジの表面温度が９００℃以下の範囲での累積圧下率を１０％以上とし、空冷することで、−４０℃において良好な靭性を発揮することを明らかにした。更に、本発明者らは、−６０℃において良好な靱性を得るには、Ｃ及びＭｎの含有量を、Ｃ：０．０６〜０．１０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％とし、Ｖ／Ｎを７．０〜１８．０とし、フランジの表面温度が９００℃以下の範囲での累積圧下率を２０％以上として熱間圧延すればよいという知見を得た。
以下、本発明について説明する。
まず、本発明のＨ形鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０６〜０．１２％
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、含有量の下限値を０．０６％以上とする。Ｃ含有量は、０．０８％以上であることが好ましい。一方、Ｃ量が０．１２％を超えるとＣＥが増加し、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃ量の上限を０．１２％以下とする。−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、Ｃ含有量は、０．１０％以下であることが好ましい。
まず、本発明のＨ形鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０６〜０．１２％
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、含有量の下限値を０．０６％以上とする。Ｃ含有量は、０．０８％以上であることが好ましい。一方、Ｃ量が０．１２％を超えるとＣＥが増加し、ＨＡＺ靱性が低下する。したがって、Ｃ量の上限を０．１２％以下とする。−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、Ｃ含有量は、０．１０％以下であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するため、本発明では、Ｓｉ量の下限を０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であることが好ましい。一方、Ｓｉ量が０．４０％を超えると、溶接部で島状マルテンサイトが生成し、靭性を低下させる。溶接熱影響部の靱性を向上させるためには、Ｓｉ含有量の上限を０．４０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するため、本発明では、Ｓｉ量の下限を０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であることが好ましい。一方、Ｓｉ量が０．４０％を超えると、溶接部で島状マルテンサイトが生成し、靭性を低下させる。溶接熱影響部の靱性を向上させるためには、Ｓｉ含有量の上限を０．４０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。
Ｍｎ：０．８０〜２．００％
Ｍｎは、強度を確保するため、０．８０％以上を添加する。Ｍｎ含有量は好ましくは、１．００％以上、より好ましくは１．２０％以上、更に好ましくは、１．３０％以上とする。一方、２．００％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量の上限を２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは、１．８０％以下とする。−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、より好ましくはＭｎ含有量を１．６０％以下とする。
Ｍｎは、強度を確保するため、０．８０％以上を添加する。Ｍｎ含有量は好ましくは、１．００％以上、より好ましくは１．２０％以上、更に好ましくは、１．３０％以上とする。一方、２．００％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量の上限を２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは、１．８０％以下とする。−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、より好ましくはＭｎ含有量を１．６０％以下とする。
Ｖ：０．０４〜０．０９％
Ｖは、フェライトの核生成サイトとして機能するＶＮを形成する元素である。本発明では、フェライトの結晶粒を微細化するために、Ｖ含有量を０．０４％以上とする。Ｖ含有量は好ましくは０．０５％以上とする。一方、０．０９％を超えてＶを添加すると、析出硬化によって靭性が低下するため、上限を０．０９％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは、０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下とする。
Ｖは、フェライトの核生成サイトとして機能するＶＮを形成する元素である。本発明では、フェライトの結晶粒を微細化するために、Ｖ含有量を０．０４％以上とする。Ｖ含有量は好ましくは０．０５％以上とする。一方、０．０９％を超えてＶを添加すると、析出硬化によって靭性が低下するため、上限を０．０９％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは、０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、本発明では重要な元素であり、Ｖによる結晶粒の微細化の効果を発現させるために、０．００５％以上を添加する。ＶとＴｉとを同時に添加することによって、結晶粒が微細化する理由は、必ずしも明らかではないが、ＴｉＮとＶＮとの複合析出により、微細なＶＮが析出し、核生成の頻度が増加するためであると考えられる。Ｔｉ含有量は好ましくは、０．００６％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、０．０２５％を超えてＴｉを添加すると、析出物の粗大化や、ＶＮの析出の減少により、低温靱性が低下するため、上限を０．０２５％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｔｉは、本発明では重要な元素であり、Ｖによる結晶粒の微細化の効果を発現させるために、０．００５％以上を添加する。ＶとＴｉとを同時に添加することによって、結晶粒が微細化する理由は、必ずしも明らかではないが、ＴｉＮとＶＮとの複合析出により、微細なＶＮが析出し、核生成の頻度が増加するためであると考えられる。Ｔｉ含有量は好ましくは、０．００６％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、０．０２５％を超えてＴｉを添加すると、析出物の粗大化や、ＶＮの析出の減少により、低温靱性が低下するため、上限を０．０２５％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｃｕ：０．０１〜０．６０％
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。Ｃｕ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。一方、０．６０％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ため、上限を０．６０％以下とする。Ｃｕ含有量は好ましく０．５０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。
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。Ｃｕ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。一方、０．６０％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ため、上限を０．６０％以下とする。Ｃｕ含有量は好ましく０．５０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
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。特に、靭性を高めるために、本発明では、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。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０.５０％以下とする。Ｎｉ含有量は好ましくは０．３０％以下とする。
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。特に、靭性を高めるために、本発明では、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。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０.５０％以下とする。Ｎｉ含有量は好ましくは０．３０％以下とする。
Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％
Ｎは、窒化物を形成する元素であり、ＶＮによる結晶粒の微細化を促進させるために、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００４０％以上とする。一方、Ｎ量が０．０１２０％を超えると、析出物が過剰に生成し、靭性を損なうため、Ｎ量の上限を０．０１２０％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００７０％以下とする。また、析出物を制御するためには、ＶとＮとの含有量の比（Ｖ／Ｎ）を一定の範囲内とすることが必要である。
Ｎは、窒化物を形成する元素であり、ＶＮによる結晶粒の微細化を促進させるために、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００４０％以上とする。一方、Ｎ量が０．０１２０％を超えると、析出物が過剰に生成し、靭性を損なうため、Ｎ量の上限を０．０１２０％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００７０％以下とする。また、析出物を制御するためには、ＶとＮとの含有量の比（Ｖ／Ｎ）を一定の範囲内とすることが必要である。
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。一方、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。
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。一方、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（酸素）：０．００３５％以下
Ｏは、不純物であり、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。
Ｏは、不純物であり、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。
Ｖ／Ｎ：７．０〜２２．０
ＶＮの析出量を確保して結晶粒を微細化するには、Ｖ含有量［質量％］とＮ含有量［質量％］との比、即ち、Ｖ／Ｎを適正な範囲とすることが必要である。Ｖ、Ｎの何れかが不足するとＶＮの析出量が減少し、微細化効果は得られない。また、Ｖ、Ｎの何れか一方を過剰に含有すると、靭性に悪影響を及ぼす。本発明では、結晶粒を微細化して、低温靱性を確保するため、Ｖ／Ｎを７．０〜２２．０の範囲内とする。好ましくは、Ｖ／Ｎを９．０以上とする。また、−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、Ｖ/Ｎの上限を１８．０以下にすることが好ましく、より好ましくはＶ／Ｎを１５．０以下とする。
ＶＮの析出量を確保して結晶粒を微細化するには、Ｖ含有量［質量％］とＮ含有量［質量％］との比、即ち、Ｖ／Ｎを適正な範囲とすることが必要である。Ｖ、Ｎの何れかが不足するとＶＮの析出量が減少し、微細化効果は得られない。また、Ｖ、Ｎの何れか一方を過剰に含有すると、靭性に悪影響を及ぼす。本発明では、結晶粒を微細化して、低温靱性を確保するため、Ｖ／Ｎを７．０〜２２．０の範囲内とする。好ましくは、Ｖ／Ｎを９．０以上とする。また、−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、Ｖ/Ｎの上限を１８．０以下にすることが好ましく、より好ましくはＶ／Ｎを１５．０以下とする。
ＣＥ：０．４２以下
ＣＥは、焼入れ性の指標であり、強度を確保するために高めることが好ましい。しかし、ＣＥが０．４２を超えると、特に溶接部の靱性が低下するため、０．４２以下とする。ＣＥは、下記式（１）で求めることができる。下記式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］であり、選択的に添加されるＣｒ、Ｍｏを含有しない場合は、これらの含有量を０としてＣＥを求める。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）
ＣＥは、焼入れ性の指標であり、強度を確保するために高めることが好ましい。しかし、ＣＥが０．４２を超えると、特に溶接部の靱性が低下するため、０．４２以下とする。ＣＥは、下記式（１）で求めることができる。下記式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］であり、選択的に添加されるＣｒ、Ｍｏを含有しない場合は、これらの含有量を０としてＣＥを求める。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）
更に、強度及び靱性の向上を目的として、Ｍｏ、Ｃｒのうちの１種又は２種を含有させてもよい。
Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．１０％を超えてＭｏを添加すると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し、特に溶接熱影響部の靱性を劣化させることがあるため、０．１０％以下に制限することが好ましい。Ｍｏ含有量の上限は、０．０５％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。
Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．１０％を超えてＭｏを添加すると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し、特に溶接熱影響部の靱性を劣化させることがあるため、０．１０％以下に制限することが好ましい。Ｍｏ含有量の上限は、０．０５％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：０．２０％以下
Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．２０％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ため、Ｃｒ含有量の上限を０．２０％以下に制限することが好ましい。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．１０％以下である。Ｃｒ含有量の下限は０．０１％以上が好ましい。
Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．２０％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ため、Ｃｒ含有量の上限を０．２０％以下に制限することが好ましい。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．１０％以下である。Ｃｒ含有量の下限は０．０１％以上が好ましい。
更に、介在物の形態の制御を目的として、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の上限は０．０１０％以下、Ｃａの上限は０．００５０％以下である。好ましくは、ＲＥＭ及びＣａの含有量の下限は、それぞれ０．０００５％以上とする。
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の上限は０．０１０％以下、Ｃａの上限は０．００５０％以下である。好ましくは、ＲＥＭ及びＣａの含有量の下限は、それぞれ０．０００５％以上とする。
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０．０２％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、本発明の低温用Ｈ形鋼の金属組織について説明する。
本発明のＨ形鋼の場合、フランジの特性が重要である。このため、Ｈ形鋼の金属組織の観察および機械特性（強度およびシャルピー衝撃吸収エネルギー）の測定は、図２に示すＨ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔｆ）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、試料片を採取して行う。図２の（１／４）ｔｆ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）ｔｆかつ（１／６）Ｆの位置が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。
本発明のＨ形鋼の場合、フランジの特性が重要である。このため、Ｈ形鋼の金属組織の観察および機械特性（強度およびシャルピー衝撃吸収エネルギー）の測定は、図２に示すＨ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔｆ）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、試料片を採取して行う。図２の（１／４）ｔｆ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）ｔｆかつ（１／６）Ｆの位置が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。
試料片の金属組織の評価は、以下に示す方法によって行う。すなわち、光学顕微鏡によってＨ形鋼の幅方向断面の図２に示す（１／４）ｔｆかつ（１／６）Ｆの位置を中心とする５００μｍ（長手方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域を観察し、フェライトとパーライトなどのフェライトの以外の金属組織（残部）とを判別し、フェライトの面積率及び結晶粒径を求める。
本発明の低温用Ｈ形鋼の金属組織は、面積率で７５％以上のフェライトを含み、残部はパーライトであることが好ましい。フェライトの面積率が７５％未満になると、低温靱性が低下する。フェライトの面積率は、−６０℃においても良好な靭性を発揮するために、８０％以上であることが好ましい。フェライトの面積率が高すぎると、強度の低下を招くため、フェライトの面積率は９５％以下であることが好ましい。更に、本発明では、−４０℃での靭性を確保するために、フェライト粒径を１４μｍ以下とする。フェライト粒径は１２μｍ以下であることが好ましい。フェライト粒径は、高温で圧延を行い圧延後は自然空冷するＡｓ−ｒｏｌｌの条件で生産すると、過剰に微細化することは工業的に困難であるため、８μｍ以上であることが好ましい。
また、本発明の低温用Ｈ形鋼の金属組織は、フェライト変態の生成核となる微細な析出物としてＶＮを含む。
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３４５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０〜６２０ＭＰａである。また、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の目標値は、６０Ｊ以上である。−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−６０）の目標値も６０Ｊ以上とする。更に低温靭性を合理的に保証するために、後述する方法によって測定する−１０℃におけるＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）の目標値を０．２５ｍｍ以上とする。
溶接熱影響部の−４０℃及び−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとＣＴＯＤ値の目標値は、母材と同等である。母材の−４０℃及び−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、１００Ｊ以上であることがより好ましい。また、母材のＣＴＯＤ値は、０．３０ｍｍ以上であることがより好ましい。
溶接熱影響部の−４０℃及び−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとＣＴＯＤ値の目標値は、母材と同等である。母材の−４０℃及び−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、１００Ｊ以上であることがより好ましい。また、母材のＣＴＯＤ値は、０．３０ｍｍ以上であることがより好ましい。
本発明のＨ形鋼のフランジの板厚は、１２〜４０ｍｍとする。これは、低温用構造物に用いられるＨ形鋼には、板厚が１２〜４０ｍｍのサイズのＨ形鋼が多用されるためである。低温用構造物に用いられるＨ形鋼のフランジの板厚は、１６ｍｍ以上であることが好ましい。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、もしくは析出物が粗大となり、破壊の起点になる可能性がある。フランジの板厚は、３２ｍｍ以下であることが好ましい。
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、８〜４０ｍｍ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Ｈ形鋼を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５〜２．５とすることが好ましい。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。
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。
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３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２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。
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。熱間圧延における造形性を確保するとともに、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を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、鋼片の加熱温度を１２００℃以上にすることが好ましい。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。組織の粗大化を抑制するためには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが好ましい。
熱間圧延の中間圧延では、制御圧延を行う。制御圧延は、圧延温度およ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。例えば、パス間水冷圧延加工は、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１の前後に設けた水冷装置２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２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。
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。
熱間圧延の仕上げ温度は特に制限せず、鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延を行うことから、生産性を阻害しないように、適宜、決定すればよい。Ｈ形鋼の形状精度等を考慮すれば、熱間圧延の仕上げ温度は、フェライト変態の開始温度である以下に示す式により算出されるＡｒ３以上とすることが好ましい。下記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］であり、選択的に添加されるＣｒ、Ｍｏを含有しない場合は、これらの含有量を０としてＡｒ３を求める。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６Ｃ＋２４．６Ｓｉ−６８．１Ｍｎ−３６．１Ｎｉ−２０．７Ｃｕ−２４．８Ｃｒ＋２９.６Ｍｏ
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６Ｃ＋２４．６Ｓｉ−６８．１Ｍｎ−３６．１Ｎｉ−２０．７Ｃｕ−２４．８Ｃｒ＋２９.６Ｍｏ
熱間圧延では、鋼片を加熱した後、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を１０％以上確保することが必要である。これは、熱間圧延で、加工再結晶を促進させ、オーステナイトを細粒化し、靭性と強度を向上させるためである。累積圧下率は１５％以上であることが好ましい。−６０℃において良好な靭性を発揮するために、累積圧下率を２０％以上とすることがより好ましい。累積圧下率は、増加するのに伴って低温での圧下量が増加して工業的に生産が困難になることから、５０％以下であることが好ましい。９００℃以下の累積圧下率は、９００℃でのフランジ厚をｔ９００、製品フランジ厚みをｔｆとし、（（ｔ９００／ｔｆ）−１）の式により求める。
熱間圧延後の冷却は、空冷する。したがって、水冷設備を用いる必要がなく、水冷設備の導入コストが不要である。
また、熱間圧延後、強度を調整するために熱処理を施すことができる。
また、熱間圧延後、強度を調整するために熱処理を施すことができる。
また、熱間圧延として、鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延（一次圧延）し、５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延（二次圧延）を行う製造プロセス、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。
なお、２ヒート圧延を行う場合、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率とは、再加熱後の９００℃以下における累積圧下率を意味する。
なお、２ヒート圧延を行う場合、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率とは、再加熱後の９００℃以下における累積圧下率を意味する。
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、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。得られた鋼片を表２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２に示す仕上げ温度で仕上げ圧延を行って、表２に示す累積圧下率での熱間圧延を終了し、空冷した。得られたＨ形鋼のフランジ厚を表２に示す。表１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２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（ｔｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔｆ）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、機械特性を測定した。
機械特性として、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）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−４０℃で行った。一部の試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を測定した。
機械特性として、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）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−４０℃で行った。一部の試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を測定した。
また、これらの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、図２に示す（１／４）ｔｆかつ（１／６）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ついて、光学顕微鏡で金属組織の観察を行って、フェライトの面積率を算出するとともにフェライトの結晶粒径を測定した。また、上記の領域の金属組織を観察して、フェライトの以外の金属組織（残部）がパーライトであることを確認した。
次に、Ｈ形鋼から以下に示すＣＴＯＤ試験片を作成し、Ｈ形鋼（母材）の−１０℃におけるＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）を測定した。ＣＴＯＤ試験片は、フランジ部分全厚を切り出して平滑試験片を作製し、元のウエブ表面の延長線上をノッチ位置として作製した。
また、以下の方法により試験片を採取して、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値およびシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を測定した。まず、Ｈ形鋼（母材）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。そして、開先の垂直部側のボンド部から２ｍｍの位置が、シャルピー衝撃試験片とＣＴＯＤ試験片のノッチとなるように、それぞれの試験片を採取した。そして、母材の試験片と同様にして、溶接熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）と−１０℃におけるＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）とを測定した。一部の試験片は、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を測定した。
結果を表２に示す。Ｈ形鋼の各特性の目標値は、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０〜６２０ＭＰａ、かつ、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が６０Ｊ以上であり、−１０℃におけるＣＴＯＤ値は０．２５ｍｍ以上である。溶接熱影響部の−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０）とＣＴＯＤ値の目標値は、母材と同じである。一部の試験片を用いて測定した、−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−６０）の目標値も６０Ｊ以上である。
表２に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜７は、常温の０．２％耐力（ＹＰ）が高く、引張強度（ＴＳ）目標値の範囲内であり、かつ、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー、並びに、−１０℃におけるＣＴＯＤ値も、母材、溶接熱影響部ともに目標を十分に満たしている。製造Ｎｏ．２、４、６は、Ｃ含有量が０．０６〜０．１０％、Ｍｎ含有量が０．８０〜１．６０％、Ｖ／Ｎが７．０〜１８．０であり、累積圧下率を２０％以上として熱間圧延を行った例である。これらは、フェライトの面積率が８０％以上であり、−６０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーも目標値を満足している。
一方、製造Ｎｏ．８はＶ含有量が少なく、製造Ｎｏ．９はＶ／Ｎが大きく、製造Ｎｏ．１２はＶ／Ｎが小さく、ＶＮが適切に析出しなかった例である。これらの例では、結晶粒径が微細化せず、低温靭性が劣化している。
製造Ｎｏ．１０はフランジ厚が大きく、製造Ｎｏ．１３は累積圧下率が不足しており、結晶粒が微細化しなかった例であり、低温靭性が劣化している。
製造Ｎｏ．１１はＣ含有量が多く、フェライト分率が７５％以下となったために靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．１４は、製造Ｎｏ．６とほぼ同成分、同圧延条件だが、Ｔｉ添加量が不足しており、結晶粒径が粗大化したために靭性が低下した例である。
Ｎｏ．１５はＣＥが大きく、靱性が低下した例である。Ｎｏ．１６はＣｕ含有量が多く、Ｎｏ．１７はＮ含有量が多く、靱性が低下した例である。
製造Ｎｏ．１０はフランジ厚が大きく、製造Ｎｏ．１３は累積圧下率が不足しており、結晶粒が微細化しなかった例であり、低温靭性が劣化している。
製造Ｎｏ．１１はＣ含有量が多く、フェライト分率が７５％以下となったために靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．１４は、製造Ｎｏ．６とほぼ同成分、同圧延条件だが、Ｔｉ添加量が不足しており、結晶粒径が粗大化したために靭性が低下した例である。
Ｎｏ．１５はＣＥが大きく、靱性が低下した例である。Ｎｏ．１６はＣｕ含有量が多く、Ｎｏ．１７はＮ含有量が多く、靱性が低下した例である。
１ 中間圧延機
２ 水冷装置
３ 仕上げ圧延機
２ 水冷装置
３ 仕上げ圧延機
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｖ：０．０４〜０．０９％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｃｕ：０．０１〜０．６０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％、
を含有し、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｏ：０．００３５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ＶとＮとの含有量［質量％］の比Ｖ／Ｎが７．０〜２２．０であり、下記式（１）で求められるＣＥが０．４２以下であり、フランジの板厚が１２〜４０ｍｍであり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライトの面積率が７５％以上、フェライト粒径が１４μｍ以下であることを特徴とする低温用Ｈ形鋼。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・ （１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］である。 - 更に、質量％で
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温用Ｈ形鋼。 - 更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低温用Ｈ形鋼。 - Ｃ及びＭｎの含有量が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
であり、
ＶとＮとの含有量［質量％］の比Ｖ／Ｎが７．０〜１８．０であり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライトの面積率が８０％以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の低温用Ｈ形鋼。 - 請求項１〜３の何れか１項に記載の低温用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、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を１０％以上として熱間圧延し、空冷することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
- 請求項４に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、請求項４に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、フランジの表面温度が９００℃以下での累積圧下率を２０％以上として熱間圧延し、空冷することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
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