JP6421907B1

JP6421907B1 - 圧延ｈ形鋼及びその製造方法

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Publication number: JP6421907B1
Application number: JP2018543179A
Authority: JP
Inventors: 市川　和利; 和利市川; 栄利伊藤; 和章光安
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-03-23
Filing date: 2018-03-23
Publication date: 2018-11-14
Anticipated expiration: 2038-03-23
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Abstract

この圧延Ｈ形鋼は、所定の化学組成を有し、フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、前記フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織と、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔｆ深さにおける金属組織とが、面積率で９５％以上のフェライトおよびパーライトと、５％以下の残部組織とからなり、前記フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔｆ深さのビッカース硬さとの差が５０Ｈｖ以下であり、降伏強度：３８５〜５０５Ｎ／ｍｍ２、引張強さ：５５０〜６７０Ｎ／ｍｍ２、降伏比：０．８０以下、伸び：１６．０％以上、０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギー：７０Ｊ以上、であり、寸法が、せい：７００〜１０００ｍｍ、フランジ幅：２００〜４００ｍｍ、フランジ厚：２２〜４０ｍｍ、ウエブ厚：１６ｍｍ以上、である。

Description

本発明は、熱間圧延によって圧延後、水冷をせずに製造される圧延Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。

近年、建築物などの構造部材に使用されるＨ形鋼は、軽量化だけでなく、構造部材の統合や接合部の削減などによる施工効率の向上を目的として、高強度化が要求されている。高強度が要求されるＨ形鋼には、従来、鋼板を溶接して製造された溶接Ｈ形鋼が適用されていた。しかし、溶接Ｈ形鋼の場合、工期や検査費用などのコストがかかるという問題がある。

また、Ｈ形鋼には、高強度に加えて、耐震性などの観点から降伏比の低下が求められる。降伏比（ＹｉｅｌｄＲａｔｉｏ「ＹＲ」）は、降伏強度を引張強さで除した割合である。例えば、建築物の層間崩壊を防止するために、ＹＲを０．８以下に低減した鋼材が広く用いられている。しかし、一般に、鋼材の強度が高くなると、ＹＲも大きくなる傾向がある。

鋼材の強度を高め、ＹＲを低下させるには、例えば、鋼材の金属組織を軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトやベイナイトとからなる複相組織とすることが有効である。このような複相組織を得るために、熱間圧延後、加速冷却を行い、高強度化と低降伏比化とを両立させた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法が提案されている（例えば、特許文献１、特許文献２）。しかし、これらの方法では、加速冷却を行うので、水冷装置の性能や設備導入のコストが問題になる場合がある。

また、特許文献８には、降伏比が低く、低温靭性に優れる圧延Ｈ形鋼の製造方法が開示されている。特許文献９には、外面側がベイナイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織の硬質層で、内面側がフェライトを主体とする金属組織の軟質層で形成したフランジと、加工フェライト及びパーライトの混合金属組織からなるウエブとからなり、降伏比が８０％以下のウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼が開示されている。
しかしながら、特許文献８、９では、圧延後に水冷を行って製造されているので、上述したように、大きな設備導入コストが必要であるとともに、フランジの外面と板厚中心とで、硬度の差が大きくなる。この場合、応力集中が生じやすく、地震等の外力を受けた場合のエネルギー吸収能が低くなることが懸念される。そのため、特に日本国内で使用する場合には、構造設計において耐震性能を高める必要が生じるので設計の自由度が小さくなる。また、フランジの外面側の硬度が過剰になって、ボルト穴の穿孔が困難になるなど、利用加工上の課題もある。

このような課題に対し、熱間圧延後、空冷して製造される、高強度かつ低ＹＲの圧延Ｈ形鋼が提案されている（例えば、特許文献３〜特許文献５）。特許文献３では、熱間圧延での再結晶を促進することで、降伏強度を過剰に高めることなく、高強度の圧延Ｈ形鋼が得られると開示されている。特許文献４及び特許文献５では、ＶＮを析出させて、フェライトを微細化することが開示されている。

しかしながら、圧延Ｈ形鋼は、溶接される場合があり、溶接部の靭性を確保する必要がある。特許文献３に記載の圧延Ｈ形鋼の場合、溶接性を確保するために炭素当量（Ｃｅｑ）を制限している。溶接部は、熱影響によって結晶粒径が粗大化し、靭性が低下する場合がある。特許文献３では、熱間圧延によって組織の細粒化を図っているが、ピンニングやフェライトの生成核となる粒子を形成する合金元素が多くは含まれないため、溶接熱影響部の靭性の低下が懸念される。

特許文献４及び特許文献５に記載の圧延Ｈ形鋼は、Ｎの含有量を高めて、ＶＮを生成させている。そのため、溶接熱影響部や溶接金属との界面では、結晶粒径の粗大化が抑制され、良好な靭性が得られている。しかしながら、圧延Ｈ形鋼に多量のＮが含まれていると、溶接金属のＮ量が増加し、溶接金属が脆化したり、溶接後に割れが生じたりするなど、溶接性を損なう場合がある。

また、本発明者らはフェライトの粒径及び、フェライトとパーライトとの硬さ比を制御することにより得られる、ａｓ−ｒｏｌｌ（圧延のまま）でも高強度、低ＹＲかつ溶接性にも優れた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法について提案している（例えば、特許文献６）。
しかしながら、せいやフランジ幅の大きなＨ形鋼では、圧延造形工程中の温度低下が著しく、圧延後の冷却工程での冷却速度も高くなる。そのため、特許文献６の方法を、せいやフランジ幅の大きなＨ形鋼に適用しても、降伏強度（ＹＲ）を十分に低くできるものではなかった。

特許文献７には、熱間圧延後、空冷して製造され、溶接性、靱性が良好であり、高強度と低降伏比とを両立させた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献７では、圧延Ｈ形鋼において要求される降伏強度、引張強さ、降伏比などの材質を適正に得るために極めて重要なＨ形鋼の寸法が不明である。

日本国特開平１１−１７２３２８号公報日本国特開２００２−３６３６４２号公報日本国特開平３−１９１０２０号公報日本国特開平１０−６０５７６号公報日本国特開平１１−２５６２６７号公報日本国特開２０１６−１１７９４５号公報日本国特開２０１６−１１７９３２号公報日本国特開２００６―２４９４７５号公報日本国特開２００６−１４４０８７号公報

本発明は、このような実情に鑑みてなされた。本発明は、高強度と低降伏比とを両立させ、伸びに優れるととともに、溶接部における靭性にも優れた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法を提供することを課題とする。

本発明は、Ｖの窒化物ではなく、Ｖの炭化物による析出強化を最大限に利用して高強度化を図り、Ｃ及びＭｎによるパーライトの硬化とフェライトの過剰な微細化の抑制とによって、低降伏比化を図った圧延Ｈ形鋼である。本発明の圧延Ｈ形鋼は、引張強さ（ＴＳ）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、降伏比（ＹＲ）が０．８０以下である。

また、本発明の圧延Ｈ形鋼は、高温で熱間圧延を行った後、加速冷却を施すことなく空冷して、組織をフェライト・パーライトに変態させてフランジ外面と内部との硬度差を調整し、更に徐冷することによってＶＣの析出を促進させる製造方法によって得られる。
本発明の要旨は以下の通りである。

［１］本発明の一態様に係る圧延Ｈ形鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜１．８０％、Ｖ：０．０６〜０．２０％、Ｎ：０．００１０〜０．００４０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％未満、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．００３０％未満、ＲＥＭ：０〜０．０１０％、を含有し、Ｎｂ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０６％以下およびＯ：０．００３５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、フランジの幅をＦとし、前記フランジの厚みをｔ_ｆとしたとき、前記フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、前記フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織と、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織とが、面積率で９５％以上のフェライトおよびパーライトと、５％以下の残部組織とからなり、前記フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差が５０Ｈｖ以下であり、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／４）ｔ_ｆかつ前記フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、降伏強度：３８５〜５０５Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ：５５０〜６７０Ｎ／ｍｍ^２、降伏比：０．８０以下、伸び：１６．０％以上、０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギー：７０Ｊ以上、であり、寸法が、せい：７００〜１０００ｍｍ、フランジ幅：２００〜４００ｍｍ、フランジ厚：２２〜４０ｍｍ、ウエブ厚：１６ｍｍ以上である。

［２］［１］に記載の圧延Ｈ形鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％およびＣｒ：０．０１〜０．０５％の１種又は２種以上を含有してもよい。

［３］［１］又は［２］に記載の圧延Ｈ形鋼は、質量％で、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％を含有してもよい。

［４］［１］〜［３］のいずれか一項に記載の圧延Ｈ形鋼は、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００３０％未満を含有してもよい。

［５］本発明の別の態様に係る圧延Ｈ形鋼の製造方法は、［１］〜［４］の何れか１項に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、［１］〜［４］の何れか１項に記載の成分からなる溶鋼を鋳造して、鋼片長さが７．０ｍ以下の鋼片とし、前記鋼片を１２００〜１３５０℃に加熱し、仕上温度８５０℃以上で熱間圧延してＨ形鋼とし、前記Ｈ形鋼を空冷する。

本発明の上記態様によれば、大規模な設備投資が必要となる加速冷却装置を用いずに製造されたＨ形鋼であって、ＴＳ≧５５０Ｎ／ｍｍ^２かつＹＲ≦０．８０という高強度かつ低降伏比であって、かつ伸びに優れるとともに、溶接部における靭性にも優れる圧延Ｈ形鋼を得ることができる。
このような圧延Ｈ形鋼を用いれば、例えば、圧延Ｈ形鋼を建築物に使用する場合、使用鋼材の削減、溶接や検査などの施工コストの低減、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。また、この圧延Ｈ形鋼によれば、フランジ外面の表層部とフランジ板厚中心部の硬度差が少ないので、応力集中に伴う地震時の耐脆性破壊特性が向上するとともに、過剰な外面硬度によってボルト穴穿孔が困難となることを回避できる。

本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造装置の一例を示す図である。組織観察を行う位置および機械特性の測定位置を説明する図である。

本発明者らは、Ｖ炭化物による析出強化、圧延Ｈ形鋼の寸法、圧延Ｈ形鋼の金属組織、熱間圧延後のフランジの厚み方向の硬さ分布に着目し、低降伏比かつ高強度で、安全性と加工性とに優れた圧延Ｈ形鋼及びその製造方法について検討した。

従来、フェライトとパーライトとからなる組織を有する鋼において、降伏強度は、比較的軟質なフェライトの結晶粒径及び硬さが支配因子であるとされている。また、引張強さは、フェライト・パーライトの強度及び分率などが支配因子であるとされている。析出強化によって高強度化を図る場合、析出物は降伏強度を上昇させ、結晶粒径を微細にすることによって、降伏比（ＹＲ）を上昇させる傾向がある。フェライト・パーライトとは、フェライトとパーライトとが混合した組織のことをいう。

地震時の安全性を考慮すると降伏比は低く抑えることが好ましい。一般に引張強さを上昇させると降伏強度も上昇し、降伏比（＝降伏強度／引張強さ）も上昇する。したがって、従来、高強度化と降伏比抑制との両立は困難であった。

本発明者らは、Ｎｂ含有量を抑制し、かつ、粒内変態の核となるＶＮの生成を抑制するためにＴｉを添加することによって、フェライト粒径の過剰な微細化を防止し、フェライト硬さの上昇を抑制できることを見出した。

また、本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量の最適化とフェライト・パーライト変態後の徐冷とによってＶＣの析出を促進させ、引張強さに大きく寄与するパーライト硬さを上昇させることによって、降伏強度の上昇に比べて引張強さが顕著に上昇し、降伏比（ＹＲ）が低下することを見出した。

また、本発明者らは、圧延Ｈ形鋼の寸法を規定することで、熱間圧延の仕上げ温度を十分に高温とすることができ、その結果、降伏点を上昇させるフェライト粒径の細粒化を抑制できることを知見した。また、フェライト・パーライト変態後に徐冷させることで、降伏比を抑制できることを知見した。

フェライト・パーライトに変態させた後の徐冷の目的は、ＶＣの析出の促進である。ＶＣの析出を促進させるためには、６５０〜５５０℃の温度域に保持される時間を十分に確保することが重要である。これは、５５０℃未満の温度域では、ＶＣの析出する速度が極めて遅くなるためである。また、本発明者らは、ＶＣの析出を促進させるには、Ｖ含有量に応じて６５０〜５５０℃の温度域での保持時間を制御する必要があることを見出した。

また、本発明者らは、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さの金属組織と、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さ（フランジの厚み方向外側の面からフランジの厚みｔ_ｆの１／２の深さの位置）の金属組織とが、いずれも面積率で９５％以上のフェライトおよびパーライトを含むことにより、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差を５０Ｈｖ以下にできることを知見した。
硬さの差が小さければ、ボルト穴穿孔が容易であるとともに、地震等の外力が加わった際に応力集中が起こりにくいので安全性にも優れた圧延Ｈ形鋼となる。上記ｔ_ｆは、フランジの厚みを示す。

以下、本発明の一実施形態に係る圧延Ｈ形鋼について説明する。
まず、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の成分組成（鋼組成）について説明する。各元素の含有量の「％」は断りがない限り「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．１０〜０．２５％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素である。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼では、硬質相であるパーライトの生成及びＶＣの析出促進によって引張強さを高める。そのため、Ｃ含有量を０．１０％以上とする。好ましくはＣ含有量を０．１７％以上、より好ましくは０．１９％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると、溶接熱影響部の硬度が上昇し、靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．２５％以下とする。好ましくはＣ含有量を０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下とする。

（Ｓｉ：０．０５〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、また、強度の上昇にも寄与する元素である。引張強さを上昇させるために、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼では、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする。好ましくはＳｉ含有量を０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部に島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。溶接熱影響部の靭性の低下を抑制するためには、Ｓｉ含有量を０．４５％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましい。

（Ｍｎ：０．７０〜１．８０％）
Ｍｎは、高強度化に寄与する元素であり、特に、パーライトの硬化に寄与する元素である。引張強さを上昇させるために、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼では、Ｍｎ含有量を０．７０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上、より好ましくは１．００％以上、更に好ましくは１．２０％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、母材及び溶接熱影響部の靭性、割れ性などが損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量を１．８０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．４０％以下、より好ましくは１．３０％以下とする。

（Ｖ：０．０６〜０．２０％）
Ｖは、炭化物を生成する元素であり、析出強化によりフェライト・パーライトの強度を上昇させる重要な元素である。特に、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼において、Ｖは降伏強度の過剰な上昇を抑制し、かつ引張強さの上昇に顕著に寄与する。そのため、Ｖ含有量を０．０６％以上とする。好ましくは、Ｖ含有量を０．１０％以上とする。
一方、Ｖは高価な元素であり、０．２０％を超えてＶを含有させると、合金コストが上昇する。そのため、Ｖ含有量を０．２０％以下とする。
また、後述するように、フェライト粒径の微細化及びＶＣ析出量の減少に寄与するＶＮの生成を抑制するため、Ｎ含有量を制限し、Ｔｉを含有させることが必要である。

（Ｎ：０．００１０〜０．００４０％）
Ｎは、窒化物を形成する元素である。ＶＮの生成によるフェライト粒径の微細化及びＶＣ析出量の減少を抑制するため、Ｎ含有量を０．００４０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。Ｎ含有量は少ないほど好ましいが、０．００１０％未満とすることは困難である。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とし、好ましくは、０．００２０％以上とする。

（Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％）
Ｔｉは、ＶＮよりも高温で析出するＴｉＮを生成する元素である。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼では、ＶＮの生成を防止するために、Ｎと親和力の強いＴｉを含有させる。ＶＮの生成を防止するためには、Ｎ含有量に対して十分な量のＴｉを含有させる必要がある。上述したように、Ｎ含有量が０．００１０％以上であるので、Ｔｉ含有量の下限を０．００３％以上とする必要がある。
一方、Ｔｉを過剰に含有させると粗大なＴｉＮが生成し、靭性が低下する。このため、Ｔｉ含有量を０．０１５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１０％以下とする。

（Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％未満）
Ｃａは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００３％未満であると、伸びが低下したり、靭性が劣化したりする。そのため、Ｃａ含有量を０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、Ｃａが粗大な介在物として延性破壊の起点となって、伸びを低下させたり、脆性き裂の起点となって、靭性を劣化させたりする。そのため、Ｃａ含有量を０．００２０％未満とする。Ｃａ含有量は好ましくは０．００１５％未満とする。

（Ｎｂ：０．０１０％以下）
Ｎｂは、析出強化やフェライト粒径の微細化によって降伏強度を上昇させ、降伏比（ＹＲ）を大きく上昇させる元素である。このため、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼では、Ｎｂ含有量を０．０１０％以下に制限する。好ましくはＮｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｎｂは含有しなくてもよく、Ｎｂ含有量の下限は０％である。
一方、Ｎｂは強度及び靭性を高める元素である。この効果を得るためにＮｂを含有する場合、その含有量は０．００２％以上であることが好ましく、０．００３％以上であることがより好ましい。

（Ａｌ：０．０６％以下）
０．０６％を超えてＡｌを含有させると、粗大な介在物の形成によって靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を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は含有しなくてもよく、Ａｌ含有量の下限は０％である。
一方、Ａｌは脱酸元素であり、この効果を得るため、０．０１％以上含有させてもよい。

（Ｏ：０．００３５％以下）
Ｏは、不純物である。酸化物の生成を抑制して靭性を確保するため、Ｏ含有量を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。
一方、Ｏ含有量は０％でもよいが、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。そのため、Ｏ含有量の下限は０．０００５％としてもよい。

更に、本発明の圧延Ｈ形鋼は、引張強さの上昇や、介在物の形態制御のため、上述した元素に加えて、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．０５％以下の１種又は２種以上を選択的に含有させてもよく、含有させなくてもよい。含有させなくてもよいので、それぞれの元素含有量の下限は０％である。

（Ｃｕ：０〜０．３０％）
Ｃｕは、強度の上昇に寄与する元素である。この効果を得る場合、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が０．３０％を超えると、強度が過剰に上昇し、低温靭性が低下する場合がある。このため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を０．３０％以下とする。より好ましくは、Ｃｕ含有量を０．２０％以下とする。

（Ｎｉ：０〜０．２０％）
Ｎｉは、強度及び靭性を高めるために有効な元素である。この効果を得る場合、０．０１％以上を含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。
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、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を０．２０％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．１５％以下とすることが好ましい。

（Ｍｏ：０〜０．３０％）
Ｍｏは、強度の上昇に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上が好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ_２Ｃ）が析出し、溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。このため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．３０％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．２５％以下が好ましい。

（Ｃｒ：０〜０．０５％）
Ｃｒも強度の上昇に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が０．０５％を超えると、炭化物が生成し、靭性が損なわれる場合がある。このため、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量を０．０５％以下に制限する。Ｃｒ含有量は、好ましくは、０．０３％以下である。

更に、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼は、上述した元素に加えて、ＲＥＭ：０．０１０％以下、及びまたはＭｇ：０．０１０％以下を含有させてもよく、含有させなくてもよい。含有させなくてもよいので、ＲＥＭ含有量、Ｍｇ含有量の下限は０％である。

（ＲＥＭ：０〜０．０１０％）
ＲＥＭは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得る場合、ＲＥＭは、０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、ＲＥＭの酸化物は、溶鋼中で容易に浮上するので、含有させる場合でも、鋼中のＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とする。
なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。これらの元素を単独で含有させても良く、混合物であっても良い。

（Ｍｇ：０〜０．００３０％未満）
Ｍｇは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｍｇ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が過剰になると、Ｍｇが粗大な介在物として延性破壊の起点となって、伸びを低下させたり、脆性き裂の起点となって、靭性を劣化させたりする。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量を０．００３０％未満とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下である。

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、靭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０．０２０％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、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の金属組織および機械特性について説明する。
本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼は、熱間圧延後、空冷して製造される。そのため、金属組織は、後述するようにフェライト・パーライトとなる。フェライト・パーライト以外に、マルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ＡｕｓｔｅｎｉｔｅＣｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡ）が生成することがあるが、面積率で５％以下である。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の金属組織は、フェライト・パーライトと、面積率で５％以下の残部組織（ＭＡ）とからなり、フェライト・パーライトの面積率は９５％以上である。フェライト・パーライトとは、フェライトおよびパーライトが混合した組織のことをいう。

（フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織及び、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織：面積率で９５％以上のフェライトおよびパーライトと、５％以下の残部組織）
図２に示すように、フランジの幅をＦとし、フランジの厚みをｔ_ｆとした場合、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼では、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆ離れた位置において、フランジの厚み方向外側の面５ａから、フランジの厚み方向（図２でいうと紙面左方向）に１００μｍの深さにおける金属組織及び、フランジの厚み方向外側の面５ａから、フランジの厚み方向に（１／２）ｔ_ｆの深さにおける位置（すなわちフランジの厚みの中心部）における金属組織が、面積率で合計９５％以上のフェライトおよびパーライトと、５％以下の残部組織とを有する。
フランジの厚み方向外側の面５ａから、フランジの厚み方向に１００μｍの深さにおける金属組織（以下、フランジ外面部組織という場合がある）と、フランジの厚み方向外側の面５ａからフランジの厚み方向に（１／２）ｔ_ｆの深さにおける位置における金属組織（以下、フランジ中心部組織という場合がある）との硬度差を小さくし、かつ、ボルト穴の穿孔性を確保するためには、ボルト穴の穿孔性に劣る硬度の高いマルテンサイトとベイナイトとの生成を抑制する必要がある。具体的には、フランジ外面部組織と、フランジ中心部組織とを、いずれも、面積率で９５％以上のフェライトおよびパーライトと、５％以下の残部組織とからなる組織にすることが必要である。上記位置におけるいずれかの組織がフェライトおよびパーライトの面積率が９５％未満となると、フランジ外面と内部との硬度差が大きくなり、表層の硬度が上昇し、ボルト穴の穿孔性が低下する。また、硬度差により応力集中を生じて、耐脆性破壊特性が低下する。
上記ｔ_ｆはフランジの厚みであり、フランジの厚み方向外側の面５ａとは、図２に示すように、フランジの厚み方向の一方の面であって、ウエブとは接しない方の面である。
本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼における残部組織とは、マルテンサイトとオーステナイトとの混成物（ＭＡ）である。

本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼において、金属組織の観察は、光学顕微鏡を用いて、５００μｍ（圧延方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域（観察視野）にて行われる。図２を参照して、金属組織の観察位置について説明する。図２では、フランジの幅をＦとし、フランジの厚みをｔ_ｆと記載している。
フランジ外面部組織は、図２に示す圧延Ｈ形鋼５の、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆかつ、フランジの厚み方向外側の面５ａから１００μｍ深さの位置における金属組織を観察する。また、フランジ中心部組織は、図２に示す圧延Ｈ形鋼５の、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆかつ、フランジの厚み方向外側の面５ａから（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織を観察する。それぞれの観察位置において、上述した観察視野の、各組織の面積率を画像解析により測定する。各組織の同定は、一般的な方法で可能であるが、例えば、レペラ腐食液によって現出した白色相をＭＡと判断し、ＭＡの面積率を測定する。その後、ナイタル腐食液により現出した組織のうち、白色相をフェライト、また黒色相をパーライト組織であると判断し、その面積率をフェライト及びパーライトの面積率とする。

（フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差：５０Ｈｖ以下）
フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差が大きいと、表層の硬度が上昇し、ボルト穴の穿孔性が低下する。また、硬度差により応力集中を生じて、地震時の脆性破壊の原因にもなる。そのため、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さとフランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差は５０Ｈｖ以下とする。

ビッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準じて、荷重（試験力）を２０ｋｇｆとして行う。それぞれの位置の硬さは、各５点について試験を行い、平均した値を用いる。
すなわち、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置における、フランジの厚み方向外側の面５ａから１００μｍ深さにおけるビッカース硬さを５点測定し、その平均値を、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さとする。また、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置における、フランジの厚み方向外側の面５ａから（１／２）ｔ_ｆ深さの位置のビッカース硬さを５点測定し、その平均値を、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとする。

次に、フランジの機械特性について以下に説明する。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼において規定する引張特性は、室温で機械試験を行うことで得られる機械特性である。本明細書において室温とは例えば２０℃を示す。

（降伏点（降伏強度）：３８５〜５０５Ｎ／ｍｍ^２）
降伏点が過大であると降伏比の上昇を招き、後述するように、耐震設計等を行う際、設計の自由度が小さくなる場合がある。そのため、降伏強度を５０５Ｎ／ｍｍ^２以下とする。一方、特に大スパンの構造物を設計する上で、降伏強度は３８５Ｎ／ｍｍ^２以上は必要である。そのため、降伏強度を３８５Ｎ／ｍｍ^２以上とする。

（引張強さ：５５０〜６７０Ｎ／ｍｍ^２）
大スパンの構造物を最終破断させずに使用するためには、引張強さは５５０Ｎ／ｍｍ^２以上は必要である。そのため、引張強さを５５０Ｎ／ｍｍ^２以上とする。ただし、引張強さが高すぎると溶接部の遅れ割れが生じやすくなる。そのため、引張強さを６７０Ｎ／ｍｍ^２以下とする。

（降伏比：０．８０以下）
地震時に梁の端部における塑性変形を許容し、地震の入力エネルギーを消費することで建築構造物の崩壊を防ぐために、降伏比を低くして、塑性変形能を確保することが必要である。したがって、一定の塑性変形能を確保するため、降伏比を０．８０以下とする。

（伸び：１６．０％以上）
地震時に梁の端部における塑性変形を許容し、地震の入力エネルギーを消費することで建築構造物の崩壊を防ぐために、伸びを指標とするような塑性変形能を確保することが必要である。したがって、伸びを１６．０％以上とする。

（０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギー：７０Ｊ以上）
地震時の構造物の脆性破壊を防止するためには、０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギーが十分に高いことが必要である。そのため、０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギーを７０Ｊ以上とする。溶接によって組み立てられた構造物においては、溶接熱影響部（溶接部）においても、０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギーが十分に高いことが必要である。そのため、溶接部における０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギーも同様に７０Ｊ以上とする。

次に、上述したフランジの機械特性を測定する試験片の採取位置について、図２を参照しつつ説明する。図２では、フランジの幅をＦとし、フランジの厚みをｔ_ｆと記載している。
本実施形態では、図２のフランジの厚み方向外側の面５ａから（１／４）ｔ_ｆかつフランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置６を中心軸とし、圧延方向を長手方向とする試験片を採取して、機械試験（引張試験、シャルピー衝撃試験）を行う。引張試験片はＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に記載の４号試験片、シャルピー衝撃試験片は、ＪＩＳＺ２２４２（２００５）に記載のノッチ形状がＶノッチの試験片である。シャルピー衝撃試験片のＶノッチ（切欠き）の長さ方向はフランジ厚方向に平行とする。

フランジの機械特性はフランジ幅方向、厚み方向で変動する。図２のフランジの厚み方向外側の面５ａから（１／４）ｔ_ｆかつフランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置６における機械特性を評価するのは、（１／６）Ｆの位置６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との中間近くであり、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ことから、上記位置６が圧延Ｈ形鋼の平均的な組織及び材質を示すと判断したためである。

次に、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の寸法について説明する。
本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の寸法は、製造条件の制約に影響し、機械特性にも影響を与える。すなわち、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の寸法は、構造物の設計における要求において容易に変更できるものではなく、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼を得るために、制御すべき重要な要件である。

（せい：７００〜１０００ｍｍ）
大きなせい（Ｈ形鋼の高さ）の圧延Ｈ形鋼を製造するためには圧延パス数を増大させる必要がある。この場合、圧延時間が長くなるので、圧延中に素材の温度が低下し、圧延を高温で完了することができなくなる。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造においては、十分に高温で圧延し、降伏比を上昇させるフェライト粒径の細粒化を抑制することが必要である。また、せいが大きすぎると、圧延後の空冷中において、対面するフランジの輻射熱による徐冷の効果が得られなくなる。そのため、せいを１０００ｍｍ以下とする。
大スパン構造に適用する圧延Ｈ形鋼として、せいは７００ｍｍ以上必要である。そのため、せいを７００ｍｍ以上とする。

（フランジ幅：２００〜４００ｍｍ）
大きなフランジ幅の圧延Ｈ形鋼を製造するためには圧延パス数を増大させる必要がある。この場合、圧延時間が長くなるので、圧延中に素材の温度が低下し、圧延を高温で完了することができなくなる。また、フランジ幅が大きいと空冷時の冷却効率が高くなり、フェライトが細粒化し、降伏比が上昇する。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造においては、十分に高温で圧延し、降伏比を上昇させるフェライト粒径の細粒化を抑制することが必要である。そのため、フランジ幅は４００ｍｍ以下とする。
大スパン構造に適用する圧延Ｈ形鋼として、フランジ幅は２００ｍｍ以上必要である。そのため、フランジ幅は２００ｍｍ以上とする。

（フランジ厚：２２〜４０ｍｍ）
小さなフランジ厚の圧延Ｈ形鋼を製造するためには圧延パス数を増大させる必要がある。この場合、圧延時間が長くなるので、圧延中に素材の温度が低下し、圧延を高温で完了することができなくなる。また、フランジ厚を小さくしようとすると多くの圧下パスが作用し、フェライトが細粒化する。さらに、小さなフランジ厚では、空冷時の冷却効率が高くなり、冷却速度が上昇することで、フェライトが細粒化し、降伏比が上昇する。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造においては、十分に高温で圧延し、降伏比を上昇させるフェライト粒径の細粒化を抑制することが必要である。そのため、フランジ厚は２２ｍｍ以上とする。
フランジ厚が４０ｍｍを超えると、圧下量が不足することによる組織の粗大化により、靭性が劣化する。そのため、フランジ厚を４０ｍｍ以下とする。

（ウエブ厚：１６ｍｍ以上）
小さなウエブ厚の圧延Ｈ形鋼を製造するためには圧延パス数を増大させる必要がある。この場合、圧延時間が長くなるので、圧延中に素材の温度が低下し、圧延を高温で完了することができなくなる。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造においては、十分に高温で圧延し、フランジの降伏比を上昇させるフェライト粒径の細粒化を抑制することが必要である。そのため、ウエブ厚は１６ｍｍ以上とする。
上限は特に設けないが、一般に、ウエブ厚が２２ｍｍまでの圧延Ｈ形鋼が多用される。

以上説明した本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼は、大規模な設備投資が必要となる加速冷却装置を用いずに製造された圧延Ｈ形鋼であって、ＴＳ≧５５０Ｎ／ｍｍ^２かつＹＲ≦０．８０という、高強度かつ低降伏比で、伸びに優れるとともに、溶接性にも優れた圧延Ｈ形鋼となる。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼を用いれば、例えば、圧延Ｈ形鋼を建築物に使用する場合、使用鋼材の削減、溶接や検査などの施工コスト低減、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。また、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼によれば、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける位置と、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さの位置との硬度差が少ないので、応力集中に伴う地震時の脆性破壊や過剰な外面硬度によるボルト穴穿孔の困難を回避することができる。

次に、本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造方法について説明する。
本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼は、溶鋼を鋳造して鋼片を製造し、鋼片を加熱した後に熱間圧延を行ってＨ形鋼とし、熱間圧延後のＨ形鋼を水冷せずに空冷することによって得られる。

製鋼工程では、上述の化学組成となるように、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。

（鋼片の長さ：７．０ｍ以下）
鋼片の長さは長いほうが生産性や歩留まりが良いので、一般的には生産設備や運送上の能力が許す限り長いほうが望ましいと考えられている。しかしながら、鋼片が長いと、素材が圧延ロールを通過する時間、すなわち圧延時間が長くなり、それに伴い圧延中の温度低下が大きくなる。
本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の製造方法においては、鋼片を十分に高温で圧延し、降伏比を上昇させる原因となるフェライト粒径の細粒化を抑制することが必要である。そのため、鋼片の長さは７．０ｍ以下とする。
鋼片の長さが短すぎると、加熱炉からの抽出の作業性や圧延までの搬送性、さらには歩留まりや生産性なども悪化するので、好ましくは５．０ｍ以上とする。

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い。一方、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、鋼片の厚みは３５０ｍｍ以下が好ましい。

鋼片の幅は１２００〜２０００ｍｍが好ましい。１２００ｍｍを下回ると、造形のための圧延パス数が増加して、圧延中の温度低下が大きくなる。この場合、フェライトが細粒化して、降伏比が上昇しやすくなる。また、幅が２０００ｍｍを超えても、表面積が拡大することにより、温度低下が著しくなる場合がある。

次に、鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。本実施形態では、図１に示すように、加熱炉１を用いて鋼片を加熱する。続いて、粗圧延機２を用いて粗圧延を行う。粗圧延は、中間圧延機３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とに応じて行う。その後、中間圧延機３（中間ユニバーサル圧延機）を用いて中間圧延を行う。続いて、仕上圧延機４を用いて仕上げ圧延を行って熱間圧延を終了し、熱間圧延終了後は空冷する。仕上温度が確保できるのであれば、中間圧延機３の前後にパス間の水冷装置を設け、中間圧延機３と、その前後のパス間の水冷装置により、フランジ外面側のスプレー冷却とリバース圧延とを行ってもよい。

（加熱温度：１２００〜１３５０℃）
加熱炉１における鋼片の加熱温度が１２００℃未満であると、下記に説明するような高温で圧延を終了させることが困難になる。また、Ｖなど、析出物を形成する元素を十分に固溶させることが困難になる。そのため、鋼片の加熱温度は１２００℃以上とする。
一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、表面の酸化促進に起因して歩留まりが低下する。また、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。そのため、加熱温度を１３５０℃以下とする。

（熱間圧延の仕上温度：８５０℃以上）
熱間圧延は、常法で行えばよいが、仕上圧延機４における熱間圧延の仕上温度は、フェライト粒径の過剰な微細化を抑制するために、フランジ外面表面の（１／６）Ｆの位置において８５０℃以上とする。鋼片の厚みと製品の厚みに応じて、熱間圧延の前に粗圧延を行っても良い。

熱間圧延後の冷却は、水冷装置を用いず、空冷する。ＶＣは、フェライト及びパーライト変態がほぼ完了する６５０℃から５５０℃までの温度域で主に析出する。そのため、ＶＣを析出させるため、フランジ外面表面の（１／６）Ｆの位置において、少なくとも６５０〜５５０℃の温度域について、例えば平均冷却速度が約３℃／ｓ以下となる徐冷を行う。本実施形態に係る圧延Ｈ形鋼の寸法によれば、空冷することによって冷却速度が３℃／ｓ以下程度になる。
好ましくは、ＶＣを確実に析出させるため、２００℃以下まで空冷を行うことが好ましい。圧延後に空冷を行うことによって組織がベイナイト、マルテンサイトを含まず、フェライト、パーライト、少量のＭＡとなる。
ＶＣを析出させる適切な徐冷を行うためには、せい：７００〜１０００ｍｍ、フランジ幅：２００〜４００ｍｍ、フランジ厚：２２〜４０ｍｍであることが必要である。

以上説明した方法により製造した圧延Ｈ形鋼は、大規模な設備投資が必要となる加速冷却装置を用いずに製造された圧延Ｈ形鋼であって、ＴＳ≧５５０Ｎ／ｍｍ^２かつＹＲ≦０．８０という、高強度かつ低降伏比で、伸びに優れるとともに、溶接性にも優れる。

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、幅が１２８０〜１８００ｍｍ、厚みが２４０〜３００ｍｍとなるように鋳造し、表２、表３に示す長さに切断して、鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金元素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、表２、表３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、その前後に設けたパス間の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、表３に示す仕上温度で仕上げ圧延を行って、熱間圧延を終了し、表２、表３に示す冷却条件で冷却し、圧延Ｈ形鋼を製造した。表２、３において、水冷なしとは、空冷で冷却を行ったことを意味する。
表１に示した成分は、真空脱ガス処理後の溶鋼から採取した試料の化学分析値である。製品成分はこの溶鋼の成分と実質的に同じである。いずれも、Ｐ含有量は０．０２０％以下、Ｓ含有量は、０．００２％以下であった。

図２に示すように、圧延Ｈ形鋼の幅方向断面における、フランジの厚み方向外側の面５ａから（１／４）ｔ_ｆかつフランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置６から、圧延方向を長さ方向とするＪＩＳＺ２２４１（２０１１）４号丸棒試験片を採取し、機械特性（降伏強度（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比、伸びを評価した。また。同じ位置から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し母材の衝撃値（靭性））を測定した。この箇所の特性を求めたのは、図２に示す圧延Ｈ形鋼５において、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置が、圧延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。

降伏強度（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸びは、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことにより求めた。
また、母材の衝撃値（靭性）は、ＪＩＳＺ２２４２（２００５）に準拠して０℃でシャルピー衝撃試験を行うことにより求めた。シャルピー衝撃試験片のノッチ（切欠き）の長さ方向はフランジ厚方向に平行とした。
溶接部の衝撃値（靭性）は、得られた圧延Ｈ形鋼のフランジ部を切り出し、端面にレ型開先（Ｓｉｎｇｌｅ−Ｂｅｖｅｌ−Ｇｒｏｏｖｅ）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。開先の垂直部側のボンド部がシャルピー衝撃試験片ノッチとなるように、それぞれの試験片を採取し、母材衝撃値と同様にして、溶接部の衝撃値（靭性）を評価した。

機械特性の目標値は、降伏強度（ＹＰ）が３８５〜５０５Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ（ＴＳ）が５５０〜６７０Ｎ／ｍｍ^２、降伏比が０．８０以下、伸びが１６．０％以上、母材および溶接部の０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上とした。

更に、ＪＩＳＺ３１５８（２０１６）に準拠したｙ形溶接割れ試験方法によって溶接性を評価した（以下、ｙ割れ試験と記載する場合がある）。
以上により得られた機械特性の結果を表４および表５に示す。

また、フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織と、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織の観察を行った。金属組織の観察は、光学顕微鏡を用いて、５００μｍ（圧延方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域にて行い、組織の判定を行った。
フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織（フランジ外面部組織）は、図２に示す圧延Ｈ形鋼５の、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆかつ、フランジの厚み方向外側の面５ａから１００μｍ深さの位置における金属組織を観察した。また、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織（フランジ中心部組織）は、図２に示す圧延Ｈ形鋼５の、フランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆかつ、フランジの厚み方向外側の面５ａから（１／２）ｔ_ｆ深さの位置における金属組織を観察した。
上記視野において、レペラ腐食液により、同様の倍率、視野でＭＡを白色相として現出し、画像処理によりＭＡの面積率を測定した。また、同様の観察視野において、ナイタル腐食液により現出した２００倍の光学顕微鏡組織から、ＭＡ以外の組織がフェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれであるか、判定した。

組織観察の結果を表４および表５に示す。なお、上記観察位置の金属組織観察において、ＭＡの面積率が５％以下であり、その他の組織がフェライト及びパーライトであった場合を本発明範囲内であるとして合格と判定し、表４および表５では、「フェライト＋パーライト」と記載している。

更に、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）のビッカース硬さ試験に準拠し、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおけるビッカース硬さとの差を求めた。フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さは、図２のフランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆの位置におけるフランジの厚み方向外側の面の荷重ビッカース硬さを５点測定し、その平均値を求めた。荷重は２０ｋｇｆとした。
また、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおけるビッカース硬さは、図２のフランジの幅方向外側の面５ｂから（１／６）Ｆかつ、フランジの厚み方向（１／２）ｔ_ｆ深さにおけるビッカース硬さを測定した。以上の方法により求めたフランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差が５０Ｈｖ以下の場合を、本発明範囲内であるとして合格と判定した。
ビッカース硬さ試験の結果を表４および表５に示す。

表４に示すように、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．３９は、常温（２０℃）の降伏強度及び引張強さが高く、降伏比が０．８０以下であり、伸びが１６．０％以上であり、金属組織が面積率で９５％以上のフェライトとパーライトを含み、かつｙ割れ試験での割れがなく、０℃でのＶノッチシャルピー吸収エネルギーも、母材、溶接部ともに目標を十分に満足している。
本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．３９における残部組織は、５％以下のマルテンサイトとオーステナイトとの混成物（ＭＡ）であった。

一方、表５に示すＮｏ．４０〜Ｎｏ．７０は比較例である。実施例はすべて圧延後に空冷で冷却を行っているが、比較例Ｎｏ．５３、Ｎｏ．６８ではフランジ外面水冷を適用した。
Ｎｏ．４０はＣ含有量が不足しているために、降伏強度および引張強さが不足した。また、降伏比も過大である。Ｎｏ．４１はＣ含有量が過剰で、降伏強度および引張強さが過大となり、母材および溶接熱影響部の靭性が不足しているとともに、ｙ割れ試験での割れも発生した。
Ｎｏ．４２はＳｉ含有量が不足しているために、降伏強度および引張強さが不足した。Ｎｏ．４３はＳｉ含有量が過大で、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．４４はＭｎ含有量が不足しているために、降伏強度および引張強さが不足した。Ｎｏ．４５はＭｎ含有量が過大で、降伏強度および引張強さが過大であり、母材および溶接部の靭性が不足した。

Ｎｏ．４６はＶ含有量が不足しているために、引張強さが不足した。Ｎｏ．４７はＶ含有量が過剰なために、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．４８はＮｂ含有量が過剰なために、降伏比が過大であるとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．４９はＡｌ含有量が過剰なために、伸びが不足しているとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．５０はＴｉ含有量が過剰なために、伸びが不足しているとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。

Ｎｏ．５１はＯ含有量が過剰なために、引張強さおよび伸びが不足しているとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．５２はＮおよびＣａ含有量が過剰なために、伸びが不足しているとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．５３は圧延後のフランジ外面水冷を適用したために、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織がマルテンサイトであり、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織がベイナイトであった。また、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差が過大であった。

Ｎｏ．５４では、せいが小さすぎて、大スパン構造に適用するＨ形鋼には適さないとともに、対面するフランジの輻射熱の影響により、圧延後の冷却が緩慢になって、降伏強度および引張強さが不足した。
Ｎｏ．５５ではせいが大きすぎて、仕上温度が低すぎた。また、フランジの輻射熱による徐冷の効果が得られず、降伏比が過大であった。
Ｎｏ．５６ではフランジ幅が小さすぎて、大スパン構造に適用するＨ形鋼には適さないとともに、圧延による効果も十分に活用できないために、引張強さが不足した。
Ｎｏ．５７ではフランジ幅が過大であり、仕上温度が低いため、降伏比が過大であった。
Ｎｏ．５８ではフランジ厚が過小で、降伏比が過大であった。
Ｎｏ．５９ではフランジ厚が過大であり、引張強さが不足した。

Ｎｏ．６０ではウエブ厚を小さくするために圧延パス数が増大して、仕上温度が低くなり、降伏比が過大となった。
Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６６、Ｎｏ．６９では鋼片長さが過大で、圧延時間が長くなったため、仕上温度が低くなり、降伏比が過大となった。
Ｎｏ．６２では加熱温度が低すぎた結果、仕上温度も低くなり、降伏比が過大となった。
Ｎｏ．６３では、仕上温度が低すぎて、降伏比が過大となった。
Ｎｏ．６４ではＣａ含有量が不足し、伸びが不足しているとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．６５ではＣａ含有量が過剰で、伸びが不足しているとともに、母材および溶接部の靭性が不足した。
Ｎｏ．６７ではＮ含有量が過剰で、降伏比が過大となった。
Ｎｏ．６８は圧延後のフランジ外面水冷を適用したために、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織がマルテンサイトであり、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織がベイナイトであった。また、フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差が過大であった。
Ｎｏ．７０では、鋼片長さが過大であり、仕上圧延温度が低めであり、特にここではフランジ幅が過大であったので、圧延後の冷却速度が高く、強度が高めになって、延性が低下し、伸びが目標を下回った。

本発明によれば、大規模な設備投資が必要となる加速冷却装置を用いずに製造されたＨ形鋼であって、ＴＳ≧５５０Ｎ／ｍｍ^２かつＹＲ≦０．８０という高強度かつ低降伏比であって、かつ伸びに優れるとともに、溶接性にも優れる圧延Ｈ形鋼を得ることができる。このような圧延Ｈ形鋼を用いれば、例えば、圧延Ｈ形鋼を建築物に使用する場合、使用鋼材の削減、溶接や検査などの施工コストの低減、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。また、この圧延Ｈ形鋼によれば、フランジ外面とフランジ板厚中心の硬度差が少ないので、応力集中に伴う地震時の脆性破壊や過剰な外面硬度によってボルト穴穿孔が困難となることを回避できる。

１加熱炉
２粗圧延機
３中間圧延機
４仕上圧延機
５圧延Ｈ形鋼
５ａフランジの厚み方向外側の面
５ｂフランジの幅方向外側の面
６機械特性の測定位置
Ｆフランジの幅
ｔ_ｆフランジの厚み
Ｈせい
ｔ_ｗウエブの厚み

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．８０％、
Ｖ：０．０６〜０．２０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００２０％未満、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｎｉ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｃｒ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．００３０％未満、
ＲＥＭ：０〜０．０１０％、
を含有し、
Ｎｂ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、および
Ｏ：０．００３５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、
フランジの幅をＦとし、前記フランジの厚みをｔ_ｆとしたとき、
前記フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、
前記フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおける金属組織と、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さにおける金属組織とが、面積率で９５％以上のフェライトおよびパーライトと、５％以下の残部組織とからなり、
前記フランジの厚み方向外側の面から１００μｍ深さにおけるビッカース硬さと、前記フランジの厚み方向外側の面から（１／２）ｔ_ｆ深さのビッカース硬さとの差が５０Ｈｖ以下であり、
前記フランジの厚み方向外側の面から（１／４）ｔ_ｆかつ前記フランジの幅方向外側の面から（１／６）Ｆの位置において、
降伏強度：３８５〜５０５Ｎ／ｍｍ^２、
引張強さ：５５０〜６７０Ｎ／ｍｍ^２、
降伏比：０．８０以下、
伸び：１６．０％以上、
０℃のＶノッチシャルピー吸収エネルギー：７０Ｊ以上、
であり、
寸法が、
せい：７００〜１０００ｍｍ、
フランジ幅：２００〜４００ｍｍ、
フランジ厚：２２〜４０ｍｍ、
ウエブ厚：１６ｍｍ以上、
であることを特徴とする圧延Ｈ形鋼。
質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％および
Ｃｒ：０．０１〜０．０５％
の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に記載の圧延Ｈ形鋼。
質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の圧延Ｈ形鋼。
質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００３０％未満
を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の圧延Ｈ形鋼。
請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、
請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の成分からなる溶鋼を鋳造して、鋼片長さが７．０ｍ以下の鋼片とし、
前記鋼片を１２００〜１３５０℃に加熱し、仕上温度８５０℃以上で熱間圧延してＨ形鋼とし、
前記Ｈ形鋼を空冷する
ことを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。