JP7440757B2 - Ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ｈ形鋼およびその製造方法に関する。
近年、高層ビルなど建築物の大型化や高層化が進んでおり、構造上の主要な強度部材として、厚手の鋼材が利用されている。しかしながら、一般に、鉄鋼材料は、製品の厚さが増大するほど、強度の確保が難しくなり、さらに靭性の確保も難しくなる傾向にある。
また、大型の建築物には、フランジの厚みが２５ｍｍ以上のＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼という。）の使用が望まれているが、Ｈ形鋼は形状が特異であり、ユニバーサル圧延では圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、ウェブ、フランジ、フィレット等の各部位での機械的特性の差が大きくなることがある。
このような問題に対し、例えば特許文献１には、フランジ厚が４０～１５０ｍｍである高強度Ｈ形鋼に関し、ＭｇとＳとを主体とした析出物を鋼中に微細に分散させる事で旧γ粒径を微細化し、更にＣを０．０５％未満として、かつＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｂ等の合金元素を含有させる事で、加速冷却を使用せずに高い降伏強度と良好な靭性とを両立する技術が提案されている。
また、大型の建築物には、フランジの厚みが２５ｍｍ以上のＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼という。）の使用が望まれているが、Ｈ形鋼は形状が特異であり、ユニバーサル圧延では圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、ウェブ、フランジ、フィレット等の各部位での機械的特性の差が大きくなることがある。
このような問題に対し、例えば特許文献１には、フランジ厚が４０～１５０ｍｍである高強度Ｈ形鋼に関し、ＭｇとＳとを主体とした析出物を鋼中に微細に分散させる事で旧γ粒径を微細化し、更にＣを０．０５％未満として、かつＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｂ等の合金元素を含有させる事で、加速冷却を使用せずに高い降伏強度と良好な靭性とを両立する技術が提案されている。
従来、フランジの厚みが２５ｍｍ以上である極厚Ｈ形鋼には、室温か、せいぜい０℃での靭性が要求されていた。しかしながら、近年、寒冷地等での使用を考慮して、より低温での靭性が要求される場合がある。また、鋼材の重量低減を図るため、降伏強度の高い、具体的には、降伏強度もしくは０．２％耐力が、４５０ＭＰａ以上の鋼材の需要が高まっている。
しかしながら、発明者らの検討の結果、特許文献１の技術では、２１℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーについては確保できるものの、ＭＡ（マルテンサイト－オーステナイト）の生成により０℃未満の低温での靭性が必ずしも安定しないという問題があった。また、強度確保のために添加すべき合金によるコスト上昇が大きい事も問題であった。
しかしながら、発明者らの検討の結果、特許文献１の技術では、２１℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーについては確保できるものの、ＭＡ（マルテンサイト－オーステナイト）の生成により０℃未満の低温での靭性が必ずしも安定しないという問題があった。また、強度確保のために添加すべき合金によるコスト上昇が大きい事も問題であった。
本発明は、上述した実情に鑑みてなされたものであり、強度および低温靭性に優れるＨ形鋼およびＨ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５０～０．１５０％、Ｓｉ：０．０６％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．０００１～０．００８０％、Ｓ：０．００１０～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３００～０．４８０であり、フランジの厚みが２５～８０ｍｍであり、前記フランジの、幅方向の長さをＦ、厚みをｔ2とすると、前記フランジの前記幅方向の、前記フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置で、かつ、前記フランジの厚さ方向で、前記フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置である測定位置を含み、前記フランジの前記幅方向と直交する面において、前記測定位置を中心とする１ｍｍ四方の領域において、金属組織が、面積分率で５０～１００％のベイナイトと、０～１．５％のマルテンサイト－オーステナイト混合組織と、０～５０．０％のフェライトと、０～５．０％のパーライトと、を有し、前記金属組織における平均結晶粒径が３８．０μｍ以下であり、前記金属組織における旧オーステナイト粒径の平均が９０μｍ以下であり、前記金属組織が、円相当粒子径が０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５～１．０×１０７個／ｍｍ２含む、Ｈ形鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、質量％での各元素の含有量であり、含有されない場合は０とする。
［２］前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１２０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、からなる群から選択される１種または２種以上を含有する［１］に記載のＨ形鋼。
［３］上記［１］または［２］に記載のＨ形鋼の製造方法であって、鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記鋼片を熱間圧延してフランジの厚みが２５～８０ｍｍであるＨ形鋼を得る熱間圧延工程と、前記Ｈ形鋼を冷却する冷却工程と、を有し、前記熱間圧延工程では、前記フランジの、幅方向の長さをＦとすると、前記フランジの前記幅方向で前記フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置において、表面温度が９００℃以上、１１００℃以下の温度範囲における累積圧下率Ａが１０％超、かつ、７５０℃以上、９００℃未満での累積圧下率Ｂが１０％以上となるように前記熱間圧延を行い、前記表面温度が７５０℃以上で圧延を終了し、前記冷却工程では、冷却停止後の前記Ｈ形鋼の表面における復熱温度を５７０℃以下とする、Ｈ形鋼の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５０～０．１５０％、Ｓｉ：０．０６％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．０００１～０．００８０％、Ｓ：０．００１０～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３００～０．４８０であり、フランジの厚みが２５～８０ｍｍであり、前記フランジの、幅方向の長さをＦ、厚みをｔ2とすると、前記フランジの前記幅方向の、前記フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置で、かつ、前記フランジの厚さ方向で、前記フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置である測定位置を含み、前記フランジの前記幅方向と直交する面において、前記測定位置を中心とする１ｍｍ四方の領域において、金属組織が、面積分率で５０～１００％のベイナイトと、０～１．５％のマルテンサイト－オーステナイト混合組織と、０～５０．０％のフェライトと、０～５．０％のパーライトと、を有し、前記金属組織における平均結晶粒径が３８．０μｍ以下であり、前記金属組織における旧オーステナイト粒径の平均が９０μｍ以下であり、前記金属組織が、円相当粒子径が０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５～１．０×１０７個／ｍｍ２含む、Ｈ形鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、質量％での各元素の含有量であり、含有されない場合は０とする。
［２］前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１２０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、からなる群から選択される１種または２種以上を含有する［１］に記載のＨ形鋼。
［３］上記［１］または［２］に記載のＨ形鋼の製造方法であって、鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記鋼片を熱間圧延してフランジの厚みが２５～８０ｍｍであるＨ形鋼を得る熱間圧延工程と、前記Ｈ形鋼を冷却する冷却工程と、を有し、前記熱間圧延工程では、前記フランジの、幅方向の長さをＦとすると、前記フランジの前記幅方向で前記フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置において、表面温度が９００℃以上、１１００℃以下の温度範囲における累積圧下率Ａが１０％超、かつ、７５０℃以上、９００℃未満での累積圧下率Ｂが１０％以上となるように前記熱間圧延を行い、前記表面温度が７５０℃以上で圧延を終了し、前記冷却工程では、冷却停止後の前記Ｈ形鋼の表面における復熱温度を５７０℃以下とする、Ｈ形鋼の製造方法。
本発明によれば、フランジの幅方向でフランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置、フランジの厚さ方向は全厚における、フランジの圧延方向の降伏強度または０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、－２０℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、高強度かつ高靭性のＨ形鋼およびその製造方法を提供することができる。
まず、本発明を創出するに至った経緯について説明する。
上述したように、フランジの厚みが２５ｍｍ以上である極厚Ｈ形鋼には、従来、室温か、せいぜい０℃での靭性が要求されていたが、現在では寒冷地等での使用を考慮して、０℃未満、例えば－２０℃程度の、より低温での靭性が要求される場合がある。また、鋼材の重量低減を図るため、降伏強度の高い、具体的には、降伏強度もしくは０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上の、鋼材の需要が高まっている。
そこで、本発明者らは、極厚Ｈ形鋼（以下、鋼材と記載する場合がある）のフランジの内部における強度、靭性に及ぼす化学組成および金属組織の影響について検討を行い、以下の知見を得た。
上述したように、フランジの厚みが２５ｍｍ以上である極厚Ｈ形鋼には、従来、室温か、せいぜい０℃での靭性が要求されていたが、現在では寒冷地等での使用を考慮して、０℃未満、例えば－２０℃程度の、より低温での靭性が要求される場合がある。また、鋼材の重量低減を図るため、降伏強度の高い、具体的には、降伏強度もしくは０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上の、鋼材の需要が高まっている。
そこで、本発明者らは、極厚Ｈ形鋼（以下、鋼材と記載する場合がある）のフランジの内部における強度、靭性に及ぼす化学組成および金属組織の影響について検討を行い、以下の知見を得た。
（ａ）強度や靭性の向上には、オーステナイト粒の細粒化が有効であり、オーステナイトのピニングによる細粒化には（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物が重要な役割を果たす。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物は加熱中にオーステナイトの粗大化を防止するだけではなく、熱間圧延中にもピニング効果を発揮しオーステナイトの粗大化を防止する作用を有する。ただし、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物が粗大であると、靭性の低下が著しくなるので、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物は微細であることが必要である。具体的には、円相当粒子径が０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物の個数密度がある範囲内にあればピニング効果を大きくすることができる。
（ｂ）焼入性の上昇による高強度化を狙って無差別に各種合金元素を添加すると、鋼材中のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（以下、ＭＡとも記載する）が増加して、低温靭性が低下する場合がある。低温靭性の低下を抑制するためには、ＭＡの生成量を鋼材中の面積分率で、１．５％以下とすることが必要である。また、ＭＡの生成量を小さくするためにはＳｉ含有量を低減することが必要である。さらに、Ｓｉ含有量が多いと、靭性がＨ形鋼製造時の水冷停止温度により大きく依存する。Ｓｉ含有量を低減すれば靭性の水冷停止温度の依存性を小さくすることができ、製造プロセスの自由度を上げることができる。そのため、Ｓｉ含有量の低減は、製造プロセスの観点からも好ましい。
（ｃ）Ｃｒは焼入性の向上を通じて強度を高くできるので、高い降伏強度または０．２％耐力を実現するために、Ｃｒを含有させることが有効である。
Ｃｒ以外でもＣｕ、Ｎｉ、ＭｏまたはＮｂを含有させることにより焼入性を向上させ鋼を高強度化することができる。また、ＮｂおよびＶを含有させることにより析出強化を通じて鋼材の強度を上昇させることができる。一方、Ｎｂ含有により未再結晶域での圧延による鋼材中の歪の増加を通じて、加速冷却後の鋼材組織の微細化に寄与し靭性を向上させることができる。そのため、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏまたはＮｂを適切に含有させることにより、より高い降伏強度または０．２％耐力および－２０℃での靭性を確保することが可能となる。
（ｄ）強度を確保するためには、鋼材の金属組織において、一定量のベイナイトを確保することが有効である。
（ｅ）上記の様な金属組織を安定的に実現するためには、合金元素の選択だけでは不十分であり、製造方法によりこれを補完する必要がある。具体的には、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶温度域と未再結晶温度域とで、それぞれ十分な圧延歪を加えることにより、旧オーステナイト粒径を小さくすることができる。９００℃以上の温度域（再結晶温度域）でも比較的低温の温度域では、新しい結晶方位のオーステナイトが形成されても高温度域であるほど急激には成長しない。このような温度域で圧延を行えば、オーステナイト粒を細粒化することができ、加速冷却後の鋼材組織の微細化による靭性向上を実現できる。また、９００℃未満の温度域（未再結晶温度域）では、オーステナイト粒は小さくならないものの粒が偏平になり、歪が多く付与される。偏平にすることにより粒界面積が大きくなるので、加速冷却の際に粒界フェライトが生成しやすくなり、靭性向上を実現できる。
また、金属組織において一定量のベイナイトを確保するためには、加速冷却を行うとともに、加速冷却を復熱による鋼材の温度が５７０℃超とならないように行うことが有効である。
以上の知見に基づいて本発明は創出された。
（ｂ）焼入性の上昇による高強度化を狙って無差別に各種合金元素を添加すると、鋼材中のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（以下、ＭＡとも記載する）が増加して、低温靭性が低下する場合がある。低温靭性の低下を抑制するためには、ＭＡの生成量を鋼材中の面積分率で、１．５％以下とすることが必要である。また、ＭＡの生成量を小さくするためにはＳｉ含有量を低減することが必要である。さらに、Ｓｉ含有量が多いと、靭性がＨ形鋼製造時の水冷停止温度により大きく依存する。Ｓｉ含有量を低減すれば靭性の水冷停止温度の依存性を小さくすることができ、製造プロセスの自由度を上げることができる。そのため、Ｓｉ含有量の低減は、製造プロセスの観点からも好ましい。
（ｃ）Ｃｒは焼入性の向上を通じて強度を高くできるので、高い降伏強度または０．２％耐力を実現するために、Ｃｒを含有させることが有効である。
Ｃｒ以外でもＣｕ、Ｎｉ、ＭｏまたはＮｂを含有させることにより焼入性を向上させ鋼を高強度化することができる。また、ＮｂおよびＶを含有させることにより析出強化を通じて鋼材の強度を上昇させることができる。一方、Ｎｂ含有により未再結晶域での圧延による鋼材中の歪の増加を通じて、加速冷却後の鋼材組織の微細化に寄与し靭性を向上させることができる。そのため、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏまたはＮｂを適切に含有させることにより、より高い降伏強度または０．２％耐力および－２０℃での靭性を確保することが可能となる。
（ｄ）強度を確保するためには、鋼材の金属組織において、一定量のベイナイトを確保することが有効である。
（ｅ）上記の様な金属組織を安定的に実現するためには、合金元素の選択だけでは不十分であり、製造方法によりこれを補完する必要がある。具体的には、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶温度域と未再結晶温度域とで、それぞれ十分な圧延歪を加えることにより、旧オーステナイト粒径を小さくすることができる。９００℃以上の温度域（再結晶温度域）でも比較的低温の温度域では、新しい結晶方位のオーステナイトが形成されても高温度域であるほど急激には成長しない。このような温度域で圧延を行えば、オーステナイト粒を細粒化することができ、加速冷却後の鋼材組織の微細化による靭性向上を実現できる。また、９００℃未満の温度域（未再結晶温度域）では、オーステナイト粒は小さくならないものの粒が偏平になり、歪が多く付与される。偏平にすることにより粒界面積が大きくなるので、加速冷却の際に粒界フェライトが生成しやすくなり、靭性向上を実現できる。
また、金属組織において一定量のベイナイトを確保するためには、加速冷却を行うとともに、加速冷却を復熱による鋼材の温度が５７０℃超とならないように行うことが有効である。
以上の知見に基づいて本発明は創出された。
以下、本発明の一実施形態に係るＨ形鋼（本実施形態に係るＨ形鋼）について説明する。
（化学組成について）
まず、化学組成（成分組成）の限定理由について説明する。ここで、「％」は質量％を意味する。
まず、化学組成（成分組成）の限定理由について説明する。ここで、「％」は質量％を意味する。
（Ｃ：０．０５０～０．１５０％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、本実施形態に係るＨ形鋼ではＣ含有量を０．０５０％以上とする。好ましいＣ含有量は、０．０７０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えるとセメンタイトやＭＡの生成量が過剰となり、靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、本実施形態に係るＨ形鋼ではＣ含有量を０．０５０％以上とする。好ましいＣ含有量は、０．０７０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えるとセメンタイトやＭＡの生成量が過剰となり、靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
（Ｓｉ：０．０６％以下）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素であるが、Ｓｉ含有量が大きいとのＭＡの生成が助長されて靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０６％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。また、Ｓｉ含有量を低減すると、Ｈ形鋼製造の際に、靭性の水冷停止依存性が小さくなる。そのため、Ｈ形鋼の製造に有利に働かせることができる点でもＳｉ含有量を少なくすることは好ましい。
一方、Ｓｉは、不純物として含まれる場合があり、排除しようとしてもコストが膨大になる場合がある。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上としてもよい。
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素であるが、Ｓｉ含有量が大きいとのＭＡの生成が助長されて靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０６％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。また、Ｓｉ含有量を低減すると、Ｈ形鋼製造の際に、靭性の水冷停止依存性が小さくなる。そのため、Ｈ形鋼の製造に有利に働かせることができる点でもＳｉ含有量を少なくすることは好ましい。
一方、Ｓｉは、不純物として含まれる場合があり、排除しようとしてもコストが膨大になる場合がある。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上としてもよい。
（Ｍｎ：１．００～２．００％）
Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。より強度を高めるには、Ｍｎ含有量を１．４０％以上にすることが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入性が過剰に上昇し、ＭＡの生成が助長され靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以下である。
Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。より強度を高めるには、Ｍｎ含有量を１．４０％以上にすることが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入性が過剰に上昇し、ＭＡの生成が助長され靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以下である。
（Ｃｒ：０．０１～１．００％）
Ｃｒは、焼入性を上昇させてＨ形鋼の引張強度の向上に寄与する元素である。引張強度の向上のため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、焼入性が過剰に向上し、ＭＡの生成が助長されて靭性が低下する。従って、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｒは、焼入性を上昇させてＨ形鋼の引張強度の向上に寄与する元素である。引張強度の向上のため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、焼入性が過剰に向上し、ＭＡの生成が助長されて靭性が低下する。従って、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。
（Ａｌ：０．００１～０．１００％）
Ａｌは、脱酸元素として必要な元素である。脱酸の効果を得るためＡｌ含有量を０．００１％以上とする。
一方、Ａｌを過剰に含有すると、Ａｌ酸化物が粗大化して脆性破壊の基点となり、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。
Ａｌは、脱酸元素として必要な元素である。脱酸の効果を得るためＡｌ含有量を０．００１％以上とする。
一方、Ａｌを過剰に含有すると、Ａｌ酸化物が粗大化して脆性破壊の基点となり、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。
（Ｔｉ：０．００１～０．０２５％）
Ｔｉは、ＴｉＮを形成して、鋼中のＮを固定することによって固溶Ｎ量を低下させ、低温靭性の向上に寄与する元素である。また、ＴｉＮは、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する効果を有する。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とする。この効果をより高めるには、Ｔｉ含有量を０．００７％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靭性が低下する。このため、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成して、鋼中のＮを固定することによって固溶Ｎ量を低下させ、低温靭性の向上に寄与する元素である。また、ＴｉＮは、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する効果を有する。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とする。この効果をより高めるには、Ｔｉ含有量を０．００７％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靭性が低下する。このため、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０２０％以下とすることが好ましい。
（Ｂ：０．０００３％以下）
ＢはＭＡの生成を助長し靭性を低下させる元素である。このため、Ｂは、不純物として含有されるとしても、その含有量を０．０００３％以下とする。
ＢはＭＡの生成を助長し靭性を低下させる元素である。このため、Ｂは、不純物として含有されるとしても、その含有量を０．０００３％以下とする。
（Ｎ：０．０００１～０．００８０％）
Ｎは、ＴｉＮやＶＮを形成し、組織の細粒化や析出強化に寄与する元素である。このため、Ｎ含有量を０．０００１％以上とする。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、母材の靭性が低下するとともに、鋳造時の表面割れや製造された鋼材の歪時効による材質不良の原因となる。そのため、Ｎ含有量を０．００８０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量を０．００５０％以下とする。
Ｎは、ＴｉＮやＶＮを形成し、組織の細粒化や析出強化に寄与する元素である。このため、Ｎ含有量を０．０００１％以上とする。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、母材の靭性が低下するとともに、鋳造時の表面割れや製造された鋼材の歪時効による材質不良の原因となる。そのため、Ｎ含有量を０．００８０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量を０．００５０％以下とする。
（Ｓ：０．００１０～０．０２００％）
Ｓは、Ｍｇと結合してＭｇＳを形成するとともに、ＭｎＳとも結合してＭｎＳを形成する元素である。そのため、Ｓは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物として鋼中に存在する。この（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓは強力なオーステナイトのピニング粒子となる。そのため、Ｓ含有量は０．００１０％以上とする。
一方、Ｓ含有量が多くなると（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。より好ましくは０．０１００％以下である。
Ｓは、Ｍｇと結合してＭｇＳを形成するとともに、ＭｎＳとも結合してＭｎＳを形成する元素である。そのため、Ｓは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物として鋼中に存在する。この（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓは強力なオーステナイトのピニング粒子となる。そのため、Ｓ含有量は０．００１０％以上とする。
一方、Ｓ含有量が多くなると（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。より好ましくは０．０１００％以下である。
（Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％）
Ｍｇは、上述のようにＳと結合して、ＭｇＳまたは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓとなり、強力なオーステナイトのピニング粒子として作用する元素である。このため、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。Ｍｇ含有量が０．０００５％未満であると、ピニングの効果が弱くなり、十分な靭性向上の効果を得ることができない。
一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％以上であると靭性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下とする。より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｍｇは、上述のようにＳと結合して、ＭｇＳまたは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓとなり、強力なオーステナイトのピニング粒子として作用する元素である。このため、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。Ｍｇ含有量が０．０００５％未満であると、ピニングの効果が弱くなり、十分な靭性向上の効果を得ることができない。
一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％以上であると靭性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下とする。より好ましくは０．００３０％以下である。
本実施形態に係るＨ形鋼の化学組成は、上記元素を含み、残部がＦｅおよび不純物であることを基本とするが、さらに、強度や靭性を高めるために、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒからなる群から選択される１種または２種以上を含有させてもよい。これらの元素は含有させてもよく、含有させなくてもよい。そのため、これらの元素の下限値は０％である。
（Ｃｕ：０．５０％以下）
Ｃｕは、焼入性を向上させ、引張強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。
一方で、Ｃｕ含有量が過剰になると、靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．３０％以下とする。
Ｃｕは、焼入性を向上させ、引張強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。
一方で、Ｃｕ含有量が過剰になると、靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．３０％以下とする。
（Ｎｉ：０．５０％以下）
Ｎｉは、鋼中に固溶して焼入性を高め、引張強度の向上に寄与する元素である。引張強度の向上には、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。
一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超になると焼入性が過剰に向上し、ＭＡの生成が助長されて靭性が低下する。従って、含有させる場合には、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．３０％以下とする。
Ｎｉは、鋼中に固溶して焼入性を高め、引張強度の向上に寄与する元素である。引張強度の向上には、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。
一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超になると焼入性が過剰に向上し、ＭＡの生成が助長されて靭性が低下する。従って、含有させる場合には、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．３０％以下とする。
（Ｍｏ：０．１００％以下）
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入性を高め、引張強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上が好ましい。より好ましくは０．０５０％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が０．１００％超になると、ＭＡの生成が助長されて靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合には、Ｍｏ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０８０％以下とする。
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入性を高め、引張強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上が好ましい。より好ましくは０．０５０％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が０．１００％超になると、ＭＡの生成が助長されて靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合には、Ｍｏ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０８０％以下とする。
（Ｎｂ：０．０５０％以下）
Ｎｂは、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、鋼材中に加工歪を蓄積させる事でフェライトやベイナイトの細粒化に寄与する元素である。また、Ｎｂは、析出強化により強度の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、ＭＡの生成が助長され、著しく靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｎｂは、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、鋼材中に加工歪を蓄積させる事でフェライトやベイナイトの細粒化に寄与する元素である。また、Ｎｂは、析出強化により強度の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、ＭＡの生成が助長され、著しく靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。
（Ｖ：０．１２０％以下）
Ｖは、炭窒化物を形成して析出強化に寄与する元素である。オーステナイトの粒内に析出したＶの炭窒化物は、フェライトやベイナイトの変態核として作用し、フェライトやベイナイトの結晶粒を微細化する効果も有する。このような効果を得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０３０％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
一方、Ｖ含有を過剰に含有すると、析出物の粗大化に起因して靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合、Ｖ含有量を０．１２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．１００％以下とする。
Ｖは、炭窒化物を形成して析出強化に寄与する元素である。オーステナイトの粒内に析出したＶの炭窒化物は、フェライトやベイナイトの変態核として作用し、フェライトやベイナイトの結晶粒を微細化する効果も有する。このような効果を得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０３０％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上である。
一方、Ｖ含有を過剰に含有すると、析出物の粗大化に起因して靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合、Ｖ含有量を０．１２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．１００％以下とする。
（Ｗ：０．５０％以下）
Ｗは、鋼中に固溶して焼入性を高め、引張強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。
一方、Ｗ含有量が０．５０％超になるとＭＡの生成が助長されて靭性が低下することがある。このため、含有させる場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｗは、鋼中に固溶して焼入性を高め、引張強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。
一方、Ｗ含有量が０．５０％超になるとＭＡの生成が助長されて靭性が低下することがある。このため、含有させる場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
（Ｚｒ：０．００５０％以下）
Ｚｒは、炭化物および窒化物として析出し、鋼の析出強化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上とする。
一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると、Ｚｒの炭化物および窒化物が粗大化し、靭性が低下することがある。このため、含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｚｒは、炭化物および窒化物として析出し、鋼の析出強化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上とする。
一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると、Ｚｒの炭化物および窒化物が粗大化し、靭性が低下することがある。このため、含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
本実施形態に係るＨ形鋼は、上述の通り、基本元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる、または基本元素と、任意元素の１種以上と、を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる。不純物としては、上述した以外に、Ｐ、Ｏが例示される。これらの元素については不純物として存在していたとしても、下記のように含有量の上限を規制することが好ましい。
（Ｐ：０．０３％以下）
（Ｏ：０．００５０％以下）
ＰおよびＯは不純物である。Ｐは、凝固偏析による溶接割れや靭性低下の原因となるので、低減することが好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下とすることが好ましく、０．０１％以下とすることがより好ましい。
Ｏが過剰に含有されると、固溶Ｏの影響や酸化物粒子の粗大化によって靭性が低下する。そのため、Ｏ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
（Ｏ：０．００５０％以下）
ＰおよびＯは不純物である。Ｐは、凝固偏析による溶接割れや靭性低下の原因となるので、低減することが好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下とすることが好ましく、０．０１％以下とすることがより好ましい。
Ｏが過剰に含有されると、固溶Ｏの影響や酸化物粒子の粗大化によって靭性が低下する。そのため、Ｏ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
（Ｃｅｑ：０．３００～０．４８０）
本実施形態に係るＨ形鋼では、所定の引張強度の確保の観点から、下記式（１）で求められる炭素当量Ｃｅｑを０．３００～０．４８０の範囲にする。
Ｃｅｑが０．３００未満であると焼入性が不十分になり、引張強度が不足する。好ましくは、Ｃｅｑは０．３５０以上である。
一方、Ｃｅｑが０．４８０を超えると、焼入性が過剰に上昇し、強度が過剰となって、靭性が低下する。好ましくは、Ｃｅｑは０．４５０以下である。
Ｃｅｑは、焼入性の指標（炭素当量）であって、公知の次式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、ＣｕはＨ形鋼中の各元素の含有量（質量％）で、含有されない元素は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・ 式（１）
本実施形態に係るＨ形鋼では、所定の引張強度の確保の観点から、下記式（１）で求められる炭素当量Ｃｅｑを０．３００～０．４８０の範囲にする。
Ｃｅｑが０．３００未満であると焼入性が不十分になり、引張強度が不足する。好ましくは、Ｃｅｑは０．３５０以上である。
一方、Ｃｅｑが０．４８０を超えると、焼入性が過剰に上昇し、強度が過剰となって、靭性が低下する。好ましくは、Ｃｅｑは０．４５０以下である。
Ｃｅｑは、焼入性の指標（炭素当量）であって、公知の次式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、ＣｕはＨ形鋼中の各元素の含有量（質量％）で、含有されない元素は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・ 式（１）
（Ｈ形鋼の形状）
図１を参照し、本実施形態に係るＨ形鋼の形状について説明する。図１は、Ｈ形鋼４の圧延方向と直交する断面の模式図である。本実施形態に係るＨ形鋼４は、互いに対向する一対の板状のフランジ５と、フランジ５と直交するようにかつフランジ５の対向面の幅方向中心を連結するように設けられた、板状のウェブ６とを備える。
本実施形態に係るＨ形鋼４において、フランジ５の厚みｔ2は、２５～８０ｍｍである。下限を２５ｍｍとしたのは、例えば、高層建築構造物に用いられるＨ形鋼４に、フランジ５の厚みｔ2が２５ｍｍ以上の強度部材が求められているためである。一方、フランジ５の厚みｔ2の上限を８０ｍｍとしたのは、フランジ５の厚みｔ2が８０ｍｍを超えると、熱間加工の加工量が不足し、かつ圧延後の冷却速度が小さくなるので、強度と靭性との両立が難しいためである。本実施形態に係るＨ形鋼４のウェブ６の厚みｔ1は特に規定しないが、１５～８０ｍｍであることが好ましい。
フランジ５の厚み／ウェブ６の厚みの比（ｔ2／ｔ1）に関しては、Ｈ形鋼４を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５～２．０とすることが好ましい。フランジ５の厚み／ウェブ６の厚みの比（ｔ2／ｔ1）が２．０を超えると、ウェブ６が波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ５の厚み／ウェブ６の厚みの比（ｔ2／ｔ1）が０．５未満の場合は、フランジ５が波打ち状の形状に変形することがある。
図１を参照し、本実施形態に係るＨ形鋼の形状について説明する。図１は、Ｈ形鋼４の圧延方向と直交する断面の模式図である。本実施形態に係るＨ形鋼４は、互いに対向する一対の板状のフランジ５と、フランジ５と直交するようにかつフランジ５の対向面の幅方向中心を連結するように設けられた、板状のウェブ６とを備える。
本実施形態に係るＨ形鋼４において、フランジ５の厚みｔ2は、２５～８０ｍｍである。下限を２５ｍｍとしたのは、例えば、高層建築構造物に用いられるＨ形鋼４に、フランジ５の厚みｔ2が２５ｍｍ以上の強度部材が求められているためである。一方、フランジ５の厚みｔ2の上限を８０ｍｍとしたのは、フランジ５の厚みｔ2が８０ｍｍを超えると、熱間加工の加工量が不足し、かつ圧延後の冷却速度が小さくなるので、強度と靭性との両立が難しいためである。本実施形態に係るＨ形鋼４のウェブ６の厚みｔ1は特に規定しないが、１５～８０ｍｍであることが好ましい。
フランジ５の厚み／ウェブ６の厚みの比（ｔ2／ｔ1）に関しては、Ｈ形鋼４を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５～２．０とすることが好ましい。フランジ５の厚み／ウェブ６の厚みの比（ｔ2／ｔ1）が２．０を超えると、ウェブ６が波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ５の厚み／ウェブ６の厚みの比（ｔ2／ｔ1）が０．５未満の場合は、フランジ５が波打ち状の形状に変形することがある。
（金属組織・介在物について）
本実施形態に係るＨ形鋼４は、平均的な靭性が得られる位置として、図１に示す評価位置７を含む部分を試験片として採取し、金属組織および介在物を評価する。
図１における評価位置７について説明する。
図１において、Ｘ軸方向をフランジ５の幅方向と定義し、Ｙ軸方向をフランジ５の厚さ方向と定義し、Ｚ軸方向を圧延方向（フランジ５の長さ方向）と定義する。
図１に示すように、フランジ５の幅方向長さをＦとし、フランジ５の厚みをｔ2としたとき、フランジ５の幅方向端面５ａから（１／６）Ｆの位置でかつフランジ５の厚さ方向外側の面５ｂから（１／４）ｔ2の位置である測定位置７を含む、フランジの幅方向と直交する面が、金属組織を観察する面（組織の分率、平均結晶粒径、旧オーステナイト粒径、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度等を測定する面）である。
本実施形態に係るＨ形鋼４は、平均的な靭性が得られる位置として、図１に示す評価位置７を含む部分を試験片として採取し、金属組織および介在物を評価する。
図１における評価位置７について説明する。
図１において、Ｘ軸方向をフランジ５の幅方向と定義し、Ｙ軸方向をフランジ５の厚さ方向と定義し、Ｚ軸方向を圧延方向（フランジ５の長さ方向）と定義する。
図１に示すように、フランジ５の幅方向長さをＦとし、フランジ５の厚みをｔ2としたとき、フランジ５の幅方向端面５ａから（１／６）Ｆの位置でかつフランジ５の厚さ方向外側の面５ｂから（１／４）ｔ2の位置である測定位置７を含む、フランジの幅方向と直交する面が、金属組織を観察する面（組織の分率、平均結晶粒径、旧オーステナイト粒径、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度等を測定する面）である。
フランジ５の厚さ方向外側の面５ｂとは、フランジ５の厚さ方向の一方の面であって、ウェブ６とは接しない方の面であり、図１に示す符号５ｂが示す端面である。また、フランジ５の幅方向端面５ａとは、図１に示す符号５ａが示す端面である。測定する面は、図１のＸ軸方向（幅方向）と直交する任意の断面を用いることができる。
（金属組織）
本実施形態に係るＨ形鋼では、金属組織が、面積分率で、５０～１００％のベイナイトと、０～１．５％のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（ＭＡ）とを含有し、残部が実質的にフェライトからなる、残部は、より詳細には０～５０．０％のフェライトおよび０～５．０％のパーライトからなる。また、金属組織における平均結晶粒径が３８．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径の平均が９０μｍ以下である必要がある。
平均結晶粒径が３８．０μｍを超えると、靭性が低下する。そのため、測定位置７で靭性を確保するためには、金属組織の平均結晶粒径を、３８．０μｍ以下とする。
平均結晶粒径が小さいほど靭性は低下するので平均結晶粒径の下限は定める必要はないが、本実施形態に係るＨ形鋼を製造した場合、後述する製造方法であれば、平均結晶粒径は小さくても８．０μｍ程度である。
平均結晶粒径の条件は、引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼において、－２０℃での靭性を確保するために必要なものであり、本発明者らが実験によって明らかにしたものである。
本実施形態に係るＨ形鋼では、金属組織が、面積分率で、５０～１００％のベイナイトと、０～１．５％のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（ＭＡ）とを含有し、残部が実質的にフェライトからなる、残部は、より詳細には０～５０．０％のフェライトおよび０～５．０％のパーライトからなる。また、金属組織における平均結晶粒径が３８．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径の平均が９０μｍ以下である必要がある。
平均結晶粒径が３８．０μｍを超えると、靭性が低下する。そのため、測定位置７で靭性を確保するためには、金属組織の平均結晶粒径を、３８．０μｍ以下とする。
平均結晶粒径が小さいほど靭性は低下するので平均結晶粒径の下限は定める必要はないが、本実施形態に係るＨ形鋼を製造した場合、後述する製造方法であれば、平均結晶粒径は小さくても８．０μｍ程度である。
平均結晶粒径の条件は、引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼において、－２０℃での靭性を確保するために必要なものであり、本発明者らが実験によって明らかにしたものである。
平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）による観察で判別することができる。ＥＢＳＤにより、測定位置７（上下左右の４か所の測定位置７のうち任意の１箇所）を中心とし、幅方向に直交する面の１ｍｍ四方（１ｍｍ×１ｍｍ）の領域において、０．２μｍ間隔で金属組織の結晶方位を観察する。傾角の差が５°以上ある場合を粒界として扱い、この粒界で囲まれた範囲を結晶粒とし、結晶粒の面積と同じ面積を有する円の直径を結晶粒径とする。観察領域における各結晶粒から、各結晶の粒径にその結晶粒の面積による重み付けをして加重平均によって算出した値を平均結晶粒径とする。金属組織中にＭＡが存在していても、本実施形態に係るＨ形鋼では、ＭＡの面積分率はごく小さいので、算出される平均結晶粒径は、ほぼフェライト、パーライトおよびベイナイトの平均結晶粒径となる。
また、所定の引張強度を確保するため、上述した範囲の金属組織におけるベイナイト分率を、面積分率で５０％以上とする。ベイナイト分率が５０％を下回ると、降伏強度や引張強度が不足する。ベイナイト分率が大きいほど降伏強度および引張強度は大きくなるので、ベイナイト分率の上限は定めない。ベイナイト分率は１００％であってもよい。
ベイナイトの面積分率は、上述の範囲のうち、５視野分の任意の２００μｍ四方（２００μｍ×２００μｍ）の金属組織を光学顕微鏡により、２００倍の倍率で拡大し、写真を撮影して求める。その際、各写真に１０μｍ間隔で縦横２０点ずつの４００点の格子点を設定し、格子点における金属組織がその形状からベイナイトと判定されるものの数を数えて、各写真における割合を求め、その平均値をベイナイトの面積分率とする。
また、本実施形態に係るＨ形鋼では、測定位置７で靭性を確保するために、金属組織中のＭＡの面積分率を１．５％以下とする。ＭＡの面積分率が１．５％を超えると、靭性が低下する。ＭＡの面積分率は、本実施形態で対象とする引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼において、－２０℃での靭性を確保するために必要なものである。ＭＡの面積分率は少ない方が好ましく０％でもよい。
金属組織におけるＭＡの面積分率は、鋼材から採取した観察用サンプルをレペラー試薬で腐食した上で観察し、測定位置７含み幅方向と直交する、１ｍｍ四方の面において、公知の画像解析ソフトによりＭＡを抽出することにより、測定することができる。具体的には、レペラー試薬で腐食した観察用サンプルにおいて、鋼材の測定位置７を中心とし、フランジ５の幅方向と直交する１ｍｍ四方の面を、光学顕微鏡により２００倍で撮影する。そして、撮影した画像について、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ」によりＭＡを抽出し、ＭＡの面積分率を測定する。ＭＡの面積分率は、フランジ５の上下左右の４か所の測定位置７のうち任意の１箇所について、Ｈ形鋼の圧延方向（Ｚ方向）で先端から１／４の位置における断面で測定を行う。
本実施形態に係るＨ形鋼において、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織は実質的にフェライトであり、５．０％以下のパーライトが含まれることがある。そのため、フェライトおよびパーライトの合算した面積分率は、１００％から、上記で求めたベイナイトの面積分率およびＭＡの面積分率を減ずることで得られる。フェライトとパーライトはナイタール腐食写真により、内部にセメンタイトを含まない白色の組織（フェライト）であるか、または黒色の組織（パーライト）であるによって判別することができる。ナイタール腐食写真から黒色の組織の割合を求め、その値をパーライトの面積分率とし、上記合算した面積分率からパーライトの面積分率を差し引いた面積分率をフェライトの面積分率とした。
パーライトが５．０％超であると、強度不足となる。そのため、パーライト面積率を５．０％以下とする。
パーライトが５．０％超であると、強度不足となる。そのため、パーライト面積率を５．０％以下とする。
また、本実施形態に係るＨ形鋼は、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を９０μｍ以下とする。
鋼材を加熱した時のオーステナイト粒径（冷却後のＨ形鋼に反映される旧オーステナイト粒径）が大きいと、旧オーステナイト粒界近傍のフェライトまたはベイナイト粒径が結果として大きくなり、強度および靭性を高くすることができない。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径を９０μｍ以下にする。旧オーステナイト粒径は再結晶温度域でも比較的低温の温度域で圧延を行うことで小さくすることができる、また、後述する（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓによっても加熱中のオーステナイト粒の粗大化を防止することができる。旧オーステナイト粒の平均粒径の下限は定めないが、通常小さくても旧オーステナイト粒の平均粒径は３０μｍ程度である。
鋼材を加熱した時のオーステナイト粒径（冷却後のＨ形鋼に反映される旧オーステナイト粒径）が大きいと、旧オーステナイト粒界近傍のフェライトまたはベイナイト粒径が結果として大きくなり、強度および靭性を高くすることができない。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径を９０μｍ以下にする。旧オーステナイト粒径は再結晶温度域でも比較的低温の温度域で圧延を行うことで小さくすることができる、また、後述する（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓによっても加熱中のオーステナイト粒の粗大化を防止することができる。旧オーステナイト粒の平均粒径の下限は定めないが、通常小さくても旧オーステナイト粒の平均粒径は３０μｍ程度である。
鋼材における旧オーステナイト粒の平均粒径は、鋼材から採取した観察用サンプルをナイタール試薬で腐食した上で、測定位置７を中心として幅方向と直交する１ｍｍ四方の面の拡大写真を撮影し、写し出された旧オーステナイト粒の数を数えることで測定することができる。より具体的には、拡大写真内に粒が全て納まっているオーステナイト粒には係数１を、四辺に存在するオーステナイト粒には係数０．５を、四隅に存在するオーステナイト粒には係数０．２５を掛けて旧オーステナイト粒の数を数え、写真の面積（１ｍｍ×１ｍｍ）から、１つ当たりの旧オーステナイト粒の面積を算出、これを粒径換算することで、旧オーステナイト粒の平均粒径を測定することができる。
（円相当粒子径０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ：１．０×１０５～１．０×１０７個／ｍｍ２）
本実施形態に係るＨ形鋼では、オーステナイトの細粒化を図るため、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを利用する。鋼中に（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓはピニング効果によって、スラブ加熱中にオーステナイト粒の粗大化を防止できるだけでなく、熱間圧延中、再結晶温度域にあってもオーステナイト粒の成長を遅くするので、粗大なオーステナイト粒が形成されなくなる。
鋼中には様々な介在物が存在するが、介在物とその円相当粒子径は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）により識別が可能である。例えば、測定位置７を中心としてレプリカ法により試料を作製し、画像データから介在物と円相当粒子径とを求めればよい。
一方、個々の析出物が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるか否かはＥＤＸによる成分分析を行うことにより確認することができる。ここで、本実施形態では、介在物に対してＥＤＸで分析を行った結果、質量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、かつ５％≦Ｍｇ≦４０％の範囲であり、ＭｎとＭｇの以外の残部の内、ＳとＯの割合が重量％でＳ≧９０％である時に、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであると判断する。個数密度の測定に際しては、少なくとも５０個以上の粒子についてＥＤＸにより成分分析を行い、析出粒子（介在物）の内どれだけの個数割合が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるかを算出し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い観察用サンプルから所定面積の介在物をカウントして除算して算出した介在物の個数密度との積を取り（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度を導出する。
本実施形態に係るＨ形鋼では、オーステナイトの細粒化を図るため、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを利用する。鋼中に（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓはピニング効果によって、スラブ加熱中にオーステナイト粒の粗大化を防止できるだけでなく、熱間圧延中、再結晶温度域にあってもオーステナイト粒の成長を遅くするので、粗大なオーステナイト粒が形成されなくなる。
鋼中には様々な介在物が存在するが、介在物とその円相当粒子径は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）により識別が可能である。例えば、測定位置７を中心としてレプリカ法により試料を作製し、画像データから介在物と円相当粒子径とを求めればよい。
一方、個々の析出物が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるか否かはＥＤＸによる成分分析を行うことにより確認することができる。ここで、本実施形態では、介在物に対してＥＤＸで分析を行った結果、質量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、かつ５％≦Ｍｇ≦４０％の範囲であり、ＭｎとＭｇの以外の残部の内、ＳとＯの割合が重量％でＳ≧９０％である時に、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであると判断する。個数密度の測定に際しては、少なくとも５０個以上の粒子についてＥＤＸにより成分分析を行い、析出粒子（介在物）の内どれだけの個数割合が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるかを算出し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い観察用サンプルから所定面積の介在物をカウントして除算して算出した介在物の個数密度との積を取り（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度を導出する。
ただし、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの円相当粒子径が０．００５μｍ未満である場合、上述のＴＥＭ観察で（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを確認できないか、十分なピニング効果を発揮できない。また、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの円相当粒子径が０．５μｍ超であると粗大になりすぎて靭性が低下する場合がある。そのため、個数密度を上記のように制御する対象を、円相当粒子径０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓとする。
円相当粒子径０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２未満である場合には（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが不足し十分なピニング効果を発揮できない。一方。１．０×１０７個／ｍｍ２超である場合には（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが過剰となり靭性が低下する。したがって、Ｈ形鋼中の測定位置における円相当粒子径０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５～１．０×１０７個／ｍｍ２とする。
この規定は、Ｈ形鋼中に０．５μｍ超の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが存在することを否定するものではなく、偶発的に０．５μｍ超の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが形成されることもある。このような場合、０．５μｍ超の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが１．０×１０３個／ｍｍ２以下であれば、Ｈ形鋼の強度および靭性を確保することができる。
円相当粒子径０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２未満である場合には（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが不足し十分なピニング効果を発揮できない。一方。１．０×１０７個／ｍｍ２超である場合には（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが過剰となり靭性が低下する。したがって、Ｈ形鋼中の測定位置における円相当粒子径０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５～１．０×１０７個／ｍｍ２とする。
この規定は、Ｈ形鋼中に０．５μｍ超の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが存在することを否定するものではなく、偶発的に０．５μｍ超の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが形成されることもある。このような場合、０．５μｍ超の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが１．０×１０３個／ｍｍ２以下であれば、Ｈ形鋼の強度および靭性を確保することができる。
（機械的特性）
本実施形態に係るＨ形鋼４は、常温でのＹＳ（降伏強度または０．２％耐力）が４５０ＭＰａ以上、ＴＳ（引張強度）が５５０ＭＰａ以上であることを目標とする。常温での降伏強度または０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であれば、鋼材の重量低減に寄与できる。強度が高すぎると靭性を損なうことがあるので、常温の降伏強度または０．２％耐力は５３０ＭＰａ以下、引張強度は６９０ＭＰａ以下が好ましい。
応力－歪曲線で降伏現象が現れる場合はＹＳとして降伏強度を求め、降伏現象が現れない場合はＹＳとして０．２％耐力を求める。
また、本実施形態に係るＨ形鋼４の－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの目標値は、上述した試験片９を用いた試験において、１００Ｊ以上である。ここで、常温とは２０±５℃のことを指す。
本実施形態に係るＨ形鋼４は、常温でのＹＳ（降伏強度または０．２％耐力）が４５０ＭＰａ以上、ＴＳ（引張強度）が５５０ＭＰａ以上であることを目標とする。常温での降伏強度または０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であれば、鋼材の重量低減に寄与できる。強度が高すぎると靭性を損なうことがあるので、常温の降伏強度または０．２％耐力は５３０ＭＰａ以下、引張強度は６９０ＭＰａ以下が好ましい。
応力－歪曲線で降伏現象が現れる場合はＹＳとして降伏強度を求め、降伏現象が現れない場合はＹＳとして０．２％耐力を求める。
また、本実施形態に係るＨ形鋼４の－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの目標値は、上述した試験片９を用いた試験において、１００Ｊ以上である。ここで、常温とは２０±５℃のことを指す。
引張試験により降伏強度または０．２％耐力、および引張強度を評価する際の試験片は、図１において、フランジ５の幅方向端面５ａから幅方向に（１／６）Ｆの位置を、試験片の幅方向中心とした試験片を切り出し、その試験片を用いて評価する。試験片は、試験片の長手方向が圧延方向と平行になり、また、フランジ５の厚さ方向全部（全厚）を切り出すようにすればよい。幅方向の厚さはＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定の範囲とする。上記試験片は、フランジ５の幅方向端面５ａから幅方向に（１／６）Ｆの位置が、試験片の幅方向中心であれば、圧延方向におけるどの位置から採取してもよい。
採取した試験片を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで、降伏強度または０．２％耐力、および引張強度を評価する。
採取した試験片を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで、降伏強度または０．２％耐力、および引張強度を評価する。
シャルピー試験により靭性を評価する際の試験片９は、図２に示すように、測定位置７を圧延方向の断面中心とし、長手方向が圧延方向と平行になるように採取した、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に記載の直方体を例示できる。また、試験片においてノッチを成形する面は、フランジ５の幅方向端面５ａと平行ないずれかの面（図２の面１１、１３）とする。また、試験片９は、測定位置７が試験片の幅方向中心であれば、圧延方向におけるどの位置から採取してもよい。ノッチ方向は幅方向（Ｘ方向）である。
採取した試験片を、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して所定の試験温度でシャルピー衝撃試験を行うことで、靭性（吸収エネルギー）を評価する。
採取した試験片を、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して所定の試験温度でシャルピー衝撃試験を行うことで、靭性（吸収エネルギー）を評価する。
（Ｈ形鋼の製造方法）
本実施形態に係るＨ形鋼は、製造方法によらず、上記の特徴を有していれば、その効果が得られる。しかしながら、以下に示す工程を含む製造方法によれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程、
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記鋼片を熱間圧延してフランジの厚みが２５～８０ｍｍであるＨ形鋼を得る熱間圧延工程、
（ＩＩＩ）前記Ｈ形鋼を冷却する冷却工程。
以下、各工程における好ましい条件を説明する。
本実施形態に係るＨ形鋼は、製造方法によらず、上記の特徴を有していれば、その効果が得られる。しかしながら、以下に示す工程を含む製造方法によれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程、
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記鋼片を熱間圧延してフランジの厚みが２５～８０ｍｍであるＨ形鋼を得る熱間圧延工程、
（ＩＩＩ）前記Ｈ形鋼を冷却する冷却工程。
以下、各工程における好ましい条件を説明する。
加熱工程に先立つ工程は特に限定されない。例えば製鋼工程で、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。
ただし、十分な個数密度の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを得る場合、溶鋼の化学成分を調整する際に、Ａｌを溶鋼中に大量に添加して脱酸し、その後、Ｍｇを含む合金元素を添加して成分を調整することが好ましい。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましいが、製造されるＨ形鋼４に近い形状のビームブランクでも構わない。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、熱間圧延を行う前の加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下が好ましい。
ただし、十分な個数密度の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを得る場合、溶鋼の化学成分を調整する際に、Ａｌを溶鋼中に大量に添加して脱酸し、その後、Ｍｇを含む合金元素を添加して成分を調整することが好ましい。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましいが、製造されるＨ形鋼４に近い形状のビームブランクでも構わない。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、熱間圧延を行う前の加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下が好ましい。
（加熱工程）
熱間圧延を行うため、鋼片を加熱する。鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると仕上圧延時の変形抵抗が高くなる。そのため、加熱温度を１１００℃以上とする。また、Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。
一方、鋼片の加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して製造に支障が出る。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。
熱間圧延を行うため、鋼片を加熱する。鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると仕上圧延時の変形抵抗が高くなる。そのため、加熱温度を１１００℃以上とする。また、Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。
一方、鋼片の加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して製造に支障が出る。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。
（熱間圧延工程）
加熱された鋼片を熱間圧延する。
本実施形態に係るＨ形鋼では、熱間圧延によって、オーステナイト粒を細粒化し、ひいてはＨ形鋼の平均結晶粒径を細粒化する。
平均結晶粒径を３８．０μｍ以下とするためには、図１のフランジ５の幅方向端面５ａから幅方向に（１／６）Ｆの位置において、表面（フランジ５の厚さ方向外側の面）の温度が９００℃以上、１１００℃以下である状態での累積圧下率Ａを１０％超とし、表面温度が７５０℃以上、９００℃未満である状態での累積圧下率Ｂを１０％以上とする事が必要である。
このように温度域により累積圧下率を分けるのはオーステナイトの再結晶温度域、未再結晶温度域の両方の領域で十分な圧延歪を加え、Ｈ形鋼の旧オーステナイト粒径を小さくするためである。すなわち、９００℃以上の温度域（再結晶温度域）でも比較的低温の温度域では、オーステナイトの粒成長がある程度抑えられ、そこに圧延を行えばオーステナイト粒を十分細粒化することができる。この結果、冷却後の組織も微細化し靭性向上が期待できる。また、９００℃未満の温度域（未再結晶温度域）では、オーステナイト粒は偏平し、歪が多く付与される。偏平することにより粒界面積が大きくなりかつ歪のエネルギーにより加速冷却の際に粒界フェライトが生成されれば、靭性向上を実現できる。
累積圧下率Ａ、Ｂとは、それぞれ、圧延前のフランジ厚さと圧延後のフランジ厚さの差を圧延前のフランジ厚さで割ったものである。
未再結晶域で圧延を行うことは、細粒化に有効であるが、Ａｒ3点を下回る温度で圧延を行うと、焼入れ性が低下したり、加速冷却が始まる前にフェライト変態が始まって、ＹＳおよび／またはＴＳが低下する場合がある。そのため、熱間圧延の仕上温度は表面温度で７５０℃以上とする。よって、表面温度が７５０℃以上で、フランジの厚みが２５～８０ｍｍとなるように圧延を終了する。仕上温度の下限が７５０℃未満だと、十分な強度が得られない。仕上温度は、８５０℃以下が好ましい。
加熱された鋼片を熱間圧延する。
本実施形態に係るＨ形鋼では、熱間圧延によって、オーステナイト粒を細粒化し、ひいてはＨ形鋼の平均結晶粒径を細粒化する。
平均結晶粒径を３８．０μｍ以下とするためには、図１のフランジ５の幅方向端面５ａから幅方向に（１／６）Ｆの位置において、表面（フランジ５の厚さ方向外側の面）の温度が９００℃以上、１１００℃以下である状態での累積圧下率Ａを１０％超とし、表面温度が７５０℃以上、９００℃未満である状態での累積圧下率Ｂを１０％以上とする事が必要である。
このように温度域により累積圧下率を分けるのはオーステナイトの再結晶温度域、未再結晶温度域の両方の領域で十分な圧延歪を加え、Ｈ形鋼の旧オーステナイト粒径を小さくするためである。すなわち、９００℃以上の温度域（再結晶温度域）でも比較的低温の温度域では、オーステナイトの粒成長がある程度抑えられ、そこに圧延を行えばオーステナイト粒を十分細粒化することができる。この結果、冷却後の組織も微細化し靭性向上が期待できる。また、９００℃未満の温度域（未再結晶温度域）では、オーステナイト粒は偏平し、歪が多く付与される。偏平することにより粒界面積が大きくなりかつ歪のエネルギーにより加速冷却の際に粒界フェライトが生成されれば、靭性向上を実現できる。
累積圧下率Ａ、Ｂとは、それぞれ、圧延前のフランジ厚さと圧延後のフランジ厚さの差を圧延前のフランジ厚さで割ったものである。
未再結晶域で圧延を行うことは、細粒化に有効であるが、Ａｒ3点を下回る温度で圧延を行うと、焼入れ性が低下したり、加速冷却が始まる前にフェライト変態が始まって、ＹＳおよび／またはＴＳが低下する場合がある。そのため、熱間圧延の仕上温度は表面温度で７５０℃以上とする。よって、表面温度が７５０℃以上で、フランジの厚みが２５～８０ｍｍとなるように圧延を終了する。仕上温度の下限が７５０℃未満だと、十分な強度が得られない。仕上温度は、８５０℃以下が好ましい。
（冷却工程）
熱間圧延の終了後は、加速冷却を行う。加速冷却を適用するにあたっては、水冷装置を用いて冷却を連続的にまたは断続的に空冷を挟んで適用してもよい。フランジ厚が２５～８０ｍｍである場合、加速冷却を行えば、図１の測定位置７における平均冷却速度は通常３．０℃／ｓ以上となる。測定位置７の冷却速度は、圧延後の鋼材の形状、加速冷却の開始温度、加速冷却停止後の復熱温度を基に、計算により導出できる。３．０℃／ｓ未満の平均冷却速度では目標とする強度が得られない。
また、加速冷却を適用する際、加速冷却停止後の表面の復熱温度（復熱による最高到達温度）が５７０℃を超えるとフェライトが多くなり、十分な面積分率のベイナイトを確保できず、十分な強度を確保できなくなる。このため、冷却停止後のＨ形鋼の表面における復熱温度は５７０℃を超えないようにする。
熱間圧延の終了後は、加速冷却を行う。加速冷却を適用するにあたっては、水冷装置を用いて冷却を連続的にまたは断続的に空冷を挟んで適用してもよい。フランジ厚が２５～８０ｍｍである場合、加速冷却を行えば、図１の測定位置７における平均冷却速度は通常３．０℃／ｓ以上となる。測定位置７の冷却速度は、圧延後の鋼材の形状、加速冷却の開始温度、加速冷却停止後の復熱温度を基に、計算により導出できる。３．０℃／ｓ未満の平均冷却速度では目標とする強度が得られない。
また、加速冷却を適用する際、加速冷却停止後の表面の復熱温度（復熱による最高到達温度）が５７０℃を超えるとフェライトが多くなり、十分な面積分率のベイナイトを確保できず、十分な強度を確保できなくなる。このため、冷却停止後のＨ形鋼の表面における復熱温度は５７０℃を超えないようにする。
本実施形態に係るＨ形鋼の製造工程の例を図３に示す。熱間圧延は、加熱炉１にて加熱された鋼片を、粗圧延機２ａ、中間圧延機２ｂ、仕上圧延機２ｃを含むユニバーサル圧延装置列で行い、熱間圧延の終了後、連続的、または空冷を挟んで断続的に加速冷却を適用する。熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合、圧延パス間の水冷には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機２ｂ）の前後に設けた水冷装置３を用い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を行う。
以上の条件で製造されたＨ形鋼４は、強度および低温靭性に優れたものとなる。より具体的には、フランジ５の厚みが２５～８０ｍｍであり、降伏強度または０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上を示す、低温靭性に優れた高強度の極厚のＨ形鋼４となる。
以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明するが、本発明は実施例に限定されない。
表１に示す成分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、Ａｌを溶鋼中に大量に添加して脱酸し、その後、Ｍｇを含む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。この様にして得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼４を製造した。
熱間圧延は、加熱炉１にて加熱された鋼片を、粗圧延機、中間圧延機、仕上圧延機を含むユニバーサル圧延装置列で行い、熱間圧延の終了後、連続的に水冷を行う加速冷却を適用した。熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合、圧延パス間の水冷には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）の前後に設けた水冷装置を用い、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。
表１に示した成分は、製造後の各Ｈ形鋼４から採取した試料を公知の方法で化学分析して求めた。表１において、残部はＦｅおよび不純物であった。不純物において、Ｐ含有量は０．０３％以下、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であった。
表１に示す成分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、Ａｌを溶鋼中に大量に添加して脱酸し、その後、Ｍｇを含む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。この様にして得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼４を製造した。
熱間圧延は、加熱炉１にて加熱された鋼片を、粗圧延機、中間圧延機、仕上圧延機を含むユニバーサル圧延装置列で行い、熱間圧延の終了後、連続的に水冷を行う加速冷却を適用した。熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合、圧延パス間の水冷には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）の前後に設けた水冷装置を用い、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。
表１に示した成分は、製造後の各Ｈ形鋼４から採取した試料を公知の方法で化学分析して求めた。表１において、残部はＦｅおよび不純物であった。不純物において、Ｐ含有量は０．０３％以下、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であった。
製造したＨ形鋼４について、上述した方法で、図１に示す測定位置７を含むフランジの幅方向に直交する面を含むようにＨ形鋼４から採取した顕微鏡観察用試験片を用いて、当該面のＥＢＳＤ観察を行い、撮影したＥＢＳＤ画像から平均結晶粒径を測定した。また、ナイタール腐食写真像からベイナイト、フェライト、パーライトの面積分率も算出した。さらに、同じく測定位置７含みフランジの幅方向に直交する面を含むようにＨ形鋼４から採取したレペラー腐食写真を用いて、当該面のＭＡの面積分率を測定した。
旧オーステナイト粒径も同じ測定位置７を含むフランジの幅方向に直交する面を含むように、Ｈ形鋼４から採取した鋼材をナイタール試薬で腐食して試験片を作製し、画像解析ソフトによって粒径を算出した。
（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度は、測定位置７を中心とした鋼片からレプリカ法により試料を作製し、析出粒子が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるか否かをＥＤＸで確認するとともに、析出粒子中の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの割合を算出し、全析出粒子の積から（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度を導出した。
旧オーステナイト粒径も同じ測定位置７を含むフランジの幅方向に直交する面を含むように、Ｈ形鋼４から採取した鋼材をナイタール試薬で腐食して試験片を作製し、画像解析ソフトによって粒径を算出した。
（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度は、測定位置７を中心とした鋼片からレプリカ法により試料を作製し、析出粒子が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるか否かをＥＤＸで確認するとともに、析出粒子中の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの割合を算出し、全析出粒子の積から（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度を導出した。
また、得られたＨ形鋼から、機械的特性を測定した。
機械的特性に関しては、上述したように、フランジ５の幅方向長さをＦとしたとき、フランジ５の幅方向端面５ａから、幅方向に（１／６）Ｆの位置を厚さ方向中心とした試験片をＨ形鋼４から切り出し、その試験片を用いてフランジの圧延方向に引張試験を行った。また、測定位置７を中心とし、長手方向が圧延方向と平行になるように採取したシャルピー試験片（図２参照）を用いて、－２０℃でシャルピー試験を行い、低温靭性を評価した。
ここで、引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して行い、降伏挙動を示す場合は降伏点、降伏挙動を示さない場合は０．２％耐力を求め、ＹＳとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠し、－２０℃で行った。シャルピー試験のノッチ形状はＶノッチ、ノッチ深さは２ｍｍとした。
機械的特性の目標値は、常温での降伏強度または０．２％耐力（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上である。また、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-20）の目標値は、１００Ｊ以上である。
機械的特性に関しては、上述したように、フランジ５の幅方向長さをＦとしたとき、フランジ５の幅方向端面５ａから、幅方向に（１／６）Ｆの位置を厚さ方向中心とした試験片をＨ形鋼４から切り出し、その試験片を用いてフランジの圧延方向に引張試験を行った。また、測定位置７を中心とし、長手方向が圧延方向と平行になるように採取したシャルピー試験片（図２参照）を用いて、－２０℃でシャルピー試験を行い、低温靭性を評価した。
ここで、引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して行い、降伏挙動を示す場合は降伏点、降伏挙動を示さない場合は０．２％耐力を求め、ＹＳとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠し、－２０℃で行った。シャルピー試験のノッチ形状はＶノッチ、ノッチ深さは２ｍｍとした。
機械的特性の目標値は、常温での降伏強度または０．２％耐力（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上である。また、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-20）の目標値は、１００Ｊ以上である。
製造の際の鋼片の加熱温度、熱間圧延などの製造条件、平均結晶粒径および旧オーステナイト粒径、ベイナイトおよびＭＡの面積分率、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度、降伏強度または０．２％耐力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および－２０℃におけるシャルピー試験の吸収エネルギー（ｖＥ－２０）を、表２－１、表２－２に示す。
表２－１、表２－２における熱間圧延時の圧下率は、図１のフランジ５の幅方向端面５ａから幅方向に（１／６）Ｆの位置における圧下率である。
表２－１、表２－２における熱間圧延時の圧下率は、図１のフランジ５の幅方向端面５ａから幅方向に（１／６）Ｆの位置における圧下率である。
表２－１、表２－２の製造Ｎｏ．１～４、７～９、１２～１４、１７～２１は、化学成分、Ｃｅｑ、累積圧下率Ａ、累積圧下率Ｂ、圧延仕上温度、復熱温度、平均結晶粒径、旧オーステナイト粒径、各組織の面積分率、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が本発明の範囲内であった。これらの試料はＹＳおよびＴＳが、それぞれ目標の下限値である４５０ＭＰａ以上および５５０ＭＰａ以上を満足していた。さらに、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上であり、目標を満足していた。
一方、表２－１、表２－２の製造Ｎｏ．５、６、１０、１１、１５、１６、２２～３６は、化学成分、Ｃｅｑ、累積圧下率Ａ、累積圧下率Ｂ、圧延仕上温度、復熱温度、平均結晶粒径、旧オーステナイト粒径、各組織の面積分率、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度のいずれか１つ以上が本発明の範囲外であった。そのため、ＹＳ、ＴＳまたは－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーの、いずれか１つ以上が上記の目標を満たさなかった。
具体的には、表２－１、表２－２において、製造Ｎｏ．５は、圧延仕上温度が７５０℃未満であったため、ベイナイトの面積分率が低かった。その結果、ＹＳおよびＴＳが目標を満足しなかった。
具体的には、表２－１、表２－２において、製造Ｎｏ．５は、圧延仕上温度が７５０℃未満であったため、ベイナイトの面積分率が低かった。その結果、ＹＳおよびＴＳが目標を満足しなかった。
製造Ｎｏ．６は、水冷後の復熱温度が５７０℃を超えていたため、ベイナイト面積分率が低かった。その結果、ＹＳおよびＴＳが目標を満足しなかった。
製造Ｎｏ．１０は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であったため、旧オーステナイト粒径および平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．１５は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．３６は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であったため、旧オーステナイト粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．１１およびＮｏ．１６は、９００℃未満～７５０℃以上での圧下率（累積圧下率Ｂ）が不十分であったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．２２はＣ含有量が本発明の上限を超えていた。製造Ｎｏ．２４はＳｉ含有量が過剰であり、ＭＡ面積分率が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２６はＣｒ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２７はＡｌ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２８はＴｉ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２９はＢ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．３０はＮ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．３１はＳ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．３４はＣｅｑが上限を超えていた。
その結果、これらの試料は－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．３２はＭｇ含有量が上限を超えており、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が過剰であった。製造Ｎｏ．３３はＭｇ含有量が下限を下回っており、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が少なかった。これらの試料は－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．２３はＣ含有量が、製造Ｎｏ．３５はＣｅｑが本発明範囲の下限を下回っており、ベイナイトの面積分率も低かった。その結果、ＹＳおよびＴＳが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．１０は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であったため、旧オーステナイト粒径および平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．１５は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．３６は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であったため、旧オーステナイト粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．１１およびＮｏ．１６は、９００℃未満～７５０℃以上での圧下率（累積圧下率Ｂ）が不十分であったため、平均結晶粒径が本発明の範囲外となった。その結果、－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．２２はＣ含有量が本発明の上限を超えていた。製造Ｎｏ．２４はＳｉ含有量が過剰であり、ＭＡ面積分率が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２６はＣｒ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２７はＡｌ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２８はＴｉ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．２９はＢ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．３０はＮ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．３１はＳ含有量が上限を超えていた。製造Ｎｏ．３４はＣｅｑが上限を超えていた。
その結果、これらの試料は－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．３２はＭｇ含有量が上限を超えており、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が過剰であった。製造Ｎｏ．３３はＭｇ含有量が下限を下回っており、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度が少なかった。これらの試料は－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが目標値に達しなかった。
製造Ｎｏ．２３はＣ含有量が、製造Ｎｏ．３５はＣｅｑが本発明範囲の下限を下回っており、ベイナイトの面積分率も低かった。その結果、ＹＳおよびＴＳが目標値に達しなかった。
１ 加熱炉
２ａ 粗圧延機
２ｂ 中間圧延機
２ｃ 仕上圧延機
３ 中間圧延機前後の水冷装置
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
５ａ フランジの幅方向端面
５ｂ フランジの厚さ方向外側の面
６ ウェブ
７ 靭性および鋼材組織の測定位置
Ｆ フランジの幅方向長さ
Ｈ 高さ
ｔ1 ウェブの厚み
ｔ2 フランジの厚み
２ａ 粗圧延機
２ｂ 中間圧延機
２ｃ 仕上圧延機
３ 中間圧延機前後の水冷装置
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
５ａ フランジの幅方向端面
５ｂ フランジの厚さ方向外側の面
６ ウェブ
７ 靭性および鋼材組織の測定位置
Ｆ フランジの幅方向長さ
Ｈ 高さ
ｔ1 ウェブの厚み
ｔ2 フランジの厚み
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５０～０．１５０％、
Ｓｉ：０．０６％以下、
Ｍｎ：１．００～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、
Ｂ ：０．０００３％以下、
Ｎ ：０．０００１～０．００８０％、
Ｓ ：０．００１０～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３００～０．４８０であり、
フランジの厚みが２５～８０ｍｍであり、
前記フランジの、幅方向の長さをＦ、厚みをｔ2とすると、
前記フランジの前記幅方向の、前記フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置で、かつ、前記フランジの厚さ方向で、前記フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置である測定位置を含み、前記フランジの前記幅方向と直交する面において、
前記測定位置を中心とする１ｍｍ四方の領域において、金属組織が、面積分率で、５０～１００％のベイナイトと、０～１．５％のマルテンサイト－オーステナイト混合組織と、０～５０．０％のフェライトと、０～５．０％のパーライトと、を有し、
前記金属組織における平均結晶粒径が３８．０μｍ以下であり、
前記金属組織における旧オーステナイト粒径の平均が９０μｍ以下であり、
前記金属組織が、円相当粒子径が０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５～１．０×１０７個／ｍｍ２含む
ことを特徴とする、Ｈ形鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、質量％での各元素の含有量であり、含有されない場合は０とする。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１２０％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、
からなる群から選択される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、
鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後の前記鋼片を熱間圧延してフランジの厚みが２５～８０ｍｍであるＨ形鋼を得る熱間圧延工程と、
前記Ｈ形鋼を冷却する冷却工程と、
を有し、
前記熱間圧延工程では、前記フランジの、幅方向の長さをＦとすると、前記フランジの前記幅方向で前記フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置において、表面温度が９００℃以上、１１００℃以下の温度範囲における累積圧下率Ａが１０％超、かつ、７５０℃以上、９００℃未満での累積圧下率Ｂが１０％以上となるように前記熱間圧延を行い、前記表面温度が７５０℃以上で圧延を終了し、
前記冷却工程では、冷却停止後の前記Ｈ形鋼の表面における復熱温度を５７０℃以下とする
ことを特徴とする、Ｈ形鋼の製造方法。
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