JPWO2014080818A1 - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

このＨ形鋼は、特定の成分組成を有し、円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜５０００個／ｍｍ２含有し、前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり、前記フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり、前記フランジの、強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり、前記フランジの、靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である。 このＨ形鋼は、円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜５０００個／ｍｍ２含有し、前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが、５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり；前記フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり；前記フランジの、強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり；前記フランジの、靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である。

Description

本発明は、建築構造物の構造部材などに用いられる、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。
本願は、２０１２年１１月２６日に、日本に出願された特願２０１２−２５７８９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
建築構造物、特に、超高層化された建築物には、肉厚が１００ｍｍ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。一般に鉄鋼材料において、強度が増すほど、もしくは製品の厚さが増大するほど、靭性は低下する傾向にある。そのため、高強度で厚い鋼材の靭性の確保は困難である。
また、Ｈ形鋼は、鋼板等に比べて形状が特異である。Ｈ形鋼は、ユニバーサル圧延で製造することが好ましいが、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形鋼の製造においては、ウェブ、フランジ、フィレットの各部位において、圧延中の温度履歴、圧下率、加速冷却時の冷却速度に大きな差が生じる。その結果、極厚Ｈ形鋼の断面内では、位置によって強度、延性、靭性に大きな差が生じる。
特に、連続鋳造によって得られた鋳片を熱間圧延し、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、結晶粒の微細化によって靭性を確保することが困難である。これは、極厚Ｈ形鋼の圧延は、通常の厚鋼板の圧延に比べて時間が掛かり、圧延終了時の内部の温度が表層の温度よりも非常に高くなりやすいためである。
従来、Ｈ形鋼の靭性向上に関して、例えば特許文献１には、Ｔｉ系酸化物を鋼中に分散させて、粒内フェライトを生成させることによって、結晶粒を微細化する方法が提案されている。更に、例えば特許文献２〜４には、Ｔｉ酸化物及びＴｉＮの微細分散に加え、温度制御圧延及び加速冷却によって高強度で靭性に優れた圧延形鋼を製造する方法が提案されている。
また、例えば特許文献５〜７には、酸化物を分散させ、分散した酸化物のピニング効果により組織を微細化して、靭性を向上させる方法が提案されている。特許文献５はＭｇを含む微細な酸化物を利用して極厚Ｈ形鋼の靭性を向上させる技術であり、特許文献６及び７はＴｉ酸化物を利用して極厚Ｈ形鋼の靭性を向上させる技術である。
日本国特開平５−２６３１８２号公報 日本国特開平１０−１４７８３５号公報 日本国特開２０００−５４０６０号公報 日本国特開２００１−３１３６号公報 日本国特開２０００−３２８１７４号公報 国際公開２０１０−０１３３５８号パンフレット 国際公開２０１１−０６５４７９号パンフレット
鋼材の表面近傍の強度を確保するためには、表面近傍が変態開始温度（Ａｒ３点）に到達する前に圧延を終了し、次いで水冷を開始することによって、ベイナイトなどの低温変態組織を生成させることが必要である。しかし、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼を製造する場合、圧延過程において表面と内部との温度差が大きくなる傾向にある。本発明者らは、計算機シミュレーションによる検討の結果、例えば、フランジ厚１２５ｍｍのＨ形鋼を製造する場合、表面と内部との温度差が２００℃以上に達することを明らかにした。
したがって、極厚Ｈ形鋼では、鋼材表面がフェライト変態開始温度（Ａｒ３点）に到達する前に圧延を終了すると、鋼材内部の温度は１１００℃以上になる場合があり、オーステナイト粒の粗大化を招くことが懸念される。そのため、極厚Ｈ形鋼の内部から試料を採取すると、靭性が著しく低いことがある。
更に、熱間圧延後に水冷を行う場合、鋼材内部の冷却速度を高めることは難しい。そのため、鋼材内部において、組織を微細化することは困難である。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明のＨ形鋼は、鋼板を溶接して形成されるビルドアップＨ形鋼ではなく、熱間圧延、特にユニバーサル圧延によって成形され、焼入れ、焼戻しなどの調質処理を必要としない、非調質の圧延Ｈ形鋼である。
なお、本発明において、高強度とは、引張強度で５５０ＭＰａ以上を示す。
Ｈ形鋼の靭性を高めるには、オーステナイト粒を微細化するとともに、合金元素を含有させることによって焼入性を高めて粒界フェライトの生成を抑制し、ベイナイト主体の組織とすることが望ましい。本発明者らは、極厚Ｈ形鋼の靭性を確保するため、熱間圧延においてオーステナイト粒径の微細化するのに必要な酸化物粒子の種類、サイズ及び密度と、水冷時に組織を微細化させるために必要な化学組成とについて詳細に検討を行った。
その結果、鋼中にＡｌ及びＣａを含む酸化物を生成させて、これら酸化物のピニング効果によりオーステナイトの粒径を２００μｍ以下とすれば、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の靭性を大幅に向上できることがわかった。更に、オーステナイト粒径の低減に加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｉ等の成分を適正に制御することで、高強度極厚Ｈ形鋼の靭性が更に向上することを見出し、本発明を完成した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）すなわち、本発明の一態様に係るＨ形鋼は、フランジと、ウェブとを備え；化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式（ａ）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％であり；円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜５０００個／ｍｍ２含有し、前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが、５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり；前記フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり；前記フランジの、前記フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ、前記フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置である強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり；前記フランジの、前記フランジの前記長さ方向で前記表面から１／２の位置、かつ、前記フランジの前記厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（ａ）
ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
（２）上記（１）に記載のＨ形鋼は、前記化学組成において、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のＨ形鋼は、前記強度評価位置における、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、さらに、前記介在物粒子が、Ｔｉを含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、ユニバーサル圧延によって製造されてもよい。
（６）本発明の一態様に係るＨ形鋼の製造方法は、脱酸処理を行う前の溶鋼の酸素量を９０ｐｐｍ以下に調整し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に前記溶鋼に添加した後、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式（ａ）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％となるように前記溶鋼の成分組成を調整する精錬工程と；前記精錬工程で得られた前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；前記鋳造工程で得られた前記鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱する加熱工程と；加熱された前記鋼片に、圧延終了温度が表面温度で８００℃以上となるように熱間圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；前記Ｈ形鋼を、水冷停止後に前記Ｈ形鋼の表面温度が１００〜７００℃の温度範囲内に復熱するように水冷する水冷工程と；を有する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（ａ）
ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
（７）上記（６）に記載のＨ形鋼の製造方法では、前記化学組成において、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、であってもよい。
本発明の上記態様によれば、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍであり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは１００Ｊ以上という、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。本発明のＨ形鋼（靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼）は、多量の合金の含有を必要とせず、また、製鋼負荷の大きい極低炭素化を行わずに、製造することが可能である。そのため、製造コスト低減、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。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性を向上させることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
本実施形態に係るＨ形鋼において、試験片を採取した位置を説明する図である。 本実施形態に係るＨ形鋼の製造装置の一例を示す図である。
本発明者らは、脱酸時にＴｉ、Ａｌ及びＣａを添加して、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含む酸化物を鋼中に微細に分散させることと、炭素当量Ｃｅｑを適正な範囲とすることとが、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼においても、良好な靭性を確保するために有効であることを見出した。
更に、このような成分組成の鋼を熱間圧延した後、水冷による加速冷却を施して極厚Ｈ形鋼を製造すると、オーステナイト粒界から変態するフェライトの生成が抑制されることによって、極厚Ｈ形鋼の金属組織におけるベイナイトの面積分率が８０％以上となり、その結果、靭性を損なうことなく、十分な強度も確保できることを見出した。
以下、本発明の一実施形態に係るＨ形鋼（以下本実施形態に係るＨ形鋼という場合がある。）及びその製造方法について説明する。まず、本実施形態に係るＨ形鋼の成分範囲の限定理由について述べる。ここで、成分元素についての「％」は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１６％
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、その効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０５％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．０８％である。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると炭化物が生成し、靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１６％とする。より靭性を向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．１３％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であるとマルテンサイト−オーステナイト混合物（以下、ＭＡと呼称）の生成を助長する。このＭＡは、靭性を劣化させるため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。より靭性を向上させるためには、Ｓｉ含有量の上限は０．３０％が好ましく、０．２０％がより好ましい。
Ｍｎ：０．８０〜２．００％
Ｍｎは、焼入性を高めてベイナイトを生成させるとともに、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制することにより、強度及び靭性の向上に寄与する。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．８０％とする。強度を高めるには、Ｍｎ量の下限を１．１０％にすることが好ましく、１．２０％にすることが更に好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、鋼材の靭性、割れ性などを損なうため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましい上限は１．６０％である。
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｎｉは、鋼材の強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とする。より靭性を高めるためにはＮｉ含有量の下限は、０．１０％であることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とする。好ましくはＮｉ含有量の上限を０．３０％とする。
Ｖ：０．０１〜０．２０％
Ｖは、焼入性の向上に寄与し、更には炭窒化物を生成し、組織の微細化及び析出強化にも寄与する元素である。これらの効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０１％とする。好ましいＶ含有量の下限は、０．０５％である。しかし、Ｖを過剰に含有すると、析出物の粗大化に起因して鋼材の靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。好ましくは、Ｖ含有量の上限を０．０８％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する酸化物粒子を形成するために重要な元素である。その効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とする。好ましくは、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ａｌ含有量が過剰となると、粗大な酸化物が生成する。従って、Ａｌ含有量の上限を０．１００％とする。好ましくはＡｌ量の上限を０．０６０％とし、より好ましくは０．０４０％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ａｌと同様に、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する酸化物粒子を形成するために必要な元素である。その効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、鋼中に粗大なＴｉＮが生成し、靭性が損なわれる。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とする。また、ＴｉＣの析出を抑制し、析出強化による靭性の低下を抑制するためには、Ｔｉ量の上限を０．０２０％にすることが好ましい。
Ｎ：０．００１０〜０．０２００％
Ｎは、ＴｉＮやＶＮを形成する重要な元素であり、組織の細粒化や析出強化に寄与する元素である。これらの効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、鋼材の靭性が低下するとともに、鋳造時の表面割れや、製造された鋼材において歪時効等の材質不良の原因となる。従って、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とする。好ましくは、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％
Ｏは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａと酸化物を形成する元素であり、本実施形態において、ピニング効果によるオーステナイトの細粒化を図るために必要な元素である。その効果を得るため、Ｏ含有量の下限を０．０００１％とする。好ましくは、Ｏ量の下限を０．０００５％とする。しかし、Ｏ含有量が過剰であると、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含有量の上限を０．０１００％とする。好ましくはＯ含有量の上限を０．００５０％とする。
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％
Ｃａは、Ｔｉ、Ａｌとともに複合酸化物を形成する元素であり、本実施形態において、ピニング効果によるオーステナイトの細粒化に必要な元素である。その効果を得るために、Ｃａ含有量の下限を０．０００３％とする。Ｃａ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましく、０．００１０％とすることがより好ましい。しかし、Ｃａ含有量が過剰であると酸化物粒子が粗大化し、靭性が低下する。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．００４０％とする。好ましくは、Ｃａ量の上限を０．００３０％とする。
本実施形態に係るＨ形鋼は、上述の元素を含有することを基本とするが、不純物として、特性を損なわない範囲であれば上記以外の元素を含んでも構わない。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料や、製造環境から混入するものを指す。
例えば、Ｐ、Ｓは不純物であり、鋼中に不可避的に含まれる。本実施形態においてはこれらの含有量を特に限定しないが、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、低減することが好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下に制限することが好ましく、０．０１％以下に制限することが更に好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０２％以下に制限することが好ましい。
更に、焼入性を高めるために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂの１種又は２種以上を以下に示す範囲で含有させてもよい。なお、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂは、任意元素であり、必ずしも含有させる必要がない。そのため、これらの元素の下限は、いずれも０％である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼入性を向上させて強度上昇に寄与する元素である。焼入性の向上効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えるとＭＡの生成が助長されたり、Ｃｒ炭化物が粗大化したりして、靭性が低下することがある。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％に制限することが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量の上限を０．３０％とする。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、焼入性を向上と、析出強化とによって鋼材の強化に寄与する元素である。これらの効果を得る為にはＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が過剰であると、ＭＡの生成が助長されたり、強度が過剰となって、低温靭性が低下することがある。したがって、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量の上限を０．３０％とし、更に好ましくは０．２０％とする。
Ｍｏ：０．２０％以下
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることが更に好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えると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、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限は０．２０％とすることが好ましい。靭性の低下を防ぐにはＭｏ含有量の上限を０．１０％とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｍｏと同様、焼入性を高める元素である。そ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く、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることが更に好ましい。ただし、Ｎｂ含有量が過剰であると、靭性が低下することがあるため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。より好ましいＮｂ含有量の上限は０．０３％である。
本実施形態では、各元素を上述の範囲に制御した上で、焼入性を高めてベイナイトを生成させるために、下記式（１）で示す炭素当量Ｃｅｑを０．３５〜０．５０％とする。Ｃｅｑが０．３５％未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、強度及び靭性が低下する。そのため、Ｃｅｑの下限を０．３５％とする。Ｃｅｑの下限は、好ましくは０．３８％であり、より好ましくは０．４０％である。一方、Ｃｅｑが０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎて、靭性が低下する。そのため、Ｃｅｑの上限を０．５０％とする。Ｃｅｑの上限は、好ましくは０．４５％であり、より好ましくは、０．４３％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）で求められる。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼中の各元素の単位質量％での含有量であり、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）
次に、本実施形態に係るＨ形鋼のミクロ組織（金属組織）について説明する。一般に、極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低くなり、また、水冷時の冷速が大きいため、オーステナイト粒が微細になる。一方、内部は、圧延仕上温度が高くなり、また、水冷時の冷速が小さいため、オーステナイト粒が粗大になる。
本実施形態においては、平均的な組織が得られると考えられる部位において強度の評価に使用する試料を採取し、強度の評価とともに、ミクロ組織の観察、及びベイナイトの面積率の測定を行う（強度評価位置）。図１に示すように、強度評価位置７は、フランジの長さ方向で表面（Ｈ形鋼の端面）からフランジ長さの１／６の位置、フランジの厚さ方向で表面からフランジの板厚の１／４の位置である。各組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができる。ミクロ組織における面積率は、２００倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真を用いて、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、３００の測定点で組織を判別することによって、各組織の粒の数の割合として算出する。
ベイナイトは、強度の上昇及び組織の微細化に寄与する。強度を確保するためには、強度評価位置において、鋼材組織（金属組織）がベイナイトを面積分率で８０％以上含むことが必要である。なお、残部は、フェライト、パーライト、ＭＡの１種又は２種以上である。ベイナイト面積分率の増加は強度の向上に寄与するため、ベイナイト面積分率の上限は特に規定せず、１００％でも良い。ベイナイト面積分率の上限は９７％以下が好ましい。
また、本実施形態に係るＨ形鋼では、板厚中心付近において、圧延仕上温度が高いのでオーステナイト粒が粗大となり、更に、水冷時の冷速が小さいために粒界フェライトが粗大化しやすい。したがって、本実施形態では、靭性が最も低下する部位から試料を採取して靭性を評価し、同じ部位でミクロ組織を観察し、オーステナイトの粒径の評価を行う（靭性評価位置）。図１に示すように、靭性評価位置８は、フランジの長さ方向で表面からフランジ長さの１／２の位置、かつ、厚さ方向で表面からフランジ板厚の３／４の位置である。冷却後のオーステナイト粒径（旧オーステナイト粒径）は、１０００μｍ×１０００μｍ以上の視野について光学顕微鏡写真またはＥＢＳＰ像を撮影し、その中に含まれる旧オーステナイトの数をカウントし（境界は０．５個とカウント）、旧オーステナイト粒径１個あたりの面積を算出した上で、同面積の円の直径に換算する方法で測定できる。
本発明者らは、靭性評価位置におけるミクロ組織を観察し旧オーステナイトの粒径の評価を行った。その結果、靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を平均で２００μｍ以下に制御する必要があることを知見した。そして、Ａｌ−Ｃａ系酸化物（ただし、Ａｌ、Ｃａの添加によってＴｉがすべて還元されなければ、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ系酸化物となる場合がある。）を所定のサイズ及び所定の個数密度で鋼中に微細分散させれば、高温で熱間圧延を終了しても、平均旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下にできることを見出した。旧オーステナイト粒径は小さい方が好ましいが、製造上の観点から、１００μｍ未満とすることは好ましくない。
なお、Ｈ形鋼の製造を、連続鋳造スラブを用いて行う場合、靭性を評価する部位はスラブの中心に相当する。従って、靭性の低下を更に抑制するために、スラブの中心偏析を軽減することが好ましい。中心偏析は、連続鋳造時の軽圧下や均質化熱処理などによって、軽減することができる。
本実施形態においては、少なくともＡｌ及びＣａを含む酸化物を、圧延前の鋼片に微細に分散させておくことが必要である。本発明者らの検討によれば、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌ、Ｃａを含む酸化物粒子が１００個／ｍｍ２以上存在すると、ピニング効果及び圧延による再結晶の効果によって、オーステナイト粒径を２００μｍ以下にすることが可能になることが分かった。一方、酸化物粒子が５０００個／ｍｍ２を超えると、破壊の発生や亀裂の伝播が促進されて靭性を損なうことがある。好ましくは、酸化物粒子の個数密度は、３０００個／ｍｍ２以下である。酸化物粒子の個数密度は、製造したＨ形鋼から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて観察して算出した。酸化物の組成は、電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）を用いて行った。
本発明者らは、上述したＡｌ、Ｃａを含む酸化物粒子が、Ｃａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上である組成である場合にオーステナイト粒径の微細化に寄与するという知見を得た。本実施形態の製造方法でＨ形鋼を製造した場合、Ｏを除いたＣａおよびＡｌの含有量の上限は通常９５％となる。Ａｌの含有量は９０％以下が好ましく、８５％以下がより好ましい。Ｃａの含有量は９０％以下が好ましく、８５％以下がより好ましい。また、Ｏを除いたＣａとＡｌとの合計量は９９％以下が好ましい。
本実施形態では、鋼片が、最高温度１３５０℃、最長時間５時間で加熱されることを想定している。本発明者らは、酸化物が上述の組成であれば、このような条件で鋼片を加熱しても、上記の酸化物の析出密度の低下は起こらず、オーステナイト粒のピニング効果は失われないことを確認している。また、このような酸化物粒子のサイズが２．０μｍ以下であれば、極厚Ｈ形鋼の脆性破壊の起点にならないことも確認している。
本実施形態に係るＨ形鋼のフランジの板厚は、１００〜１５０ｍｍとする。これは、例えば、高層建築構造物に用いられるＨ形鋼に、板厚が１００ｍｍ以上の強度部材が求められているためである。一方で、フランジの板厚が１５０ｍｍを超えると十分な冷却速度が得られず、靭性の確保が難しいため、その上限を１５０ｍｍとする。Ｈ形鋼のウェブの板厚は特に規定しないが、５０〜１５０ｍｍであることが好ましい。
フランジとウェブとの板厚比（フランジ厚／ウェブ厚）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、０．５〜２．０とすることが好ましい。フランジとウェブとの板厚比が２．０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、フランジとウェブとの板厚比が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。
機械特性の目標値は、常温の降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上である。以下に示す本実施形態に係るＨ形鋼の好ましい製造方法によりＨ形鋼を製造した場合には、通常、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５２０ＭＰａ以下、引張強度が７４０ＭＰａ以下となる。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上である。強度が高すぎると靭性を損なうことがあるため、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５００ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下が好ましい。２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上が好ましい。
次に、本実施形態に係るＨ形鋼の好ましい製造方法について説明する。
酸化物の組成、個数及び大きさを所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱酸方法が重要になる。本実施形態では、脱酸方法として、溶鋼中の酸素量（溶鋼酸素量）を９０ｐｐｍ以下に調整した上でＴｉを添加して脱酸した後、Ａｌを添加する。次いで、Ｃａを添加する。上述の溶鋼酸素量が９０ｐｐｍを超えると２．０μｍを超える粗大な介在物が多数生成するようになり、靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ添加前の溶鋼酸素量は９０ｐｐｍ以下とする。Ｃａ添加後、Ａｌ含有量が所定の成分値に対して不足していれば、不足分のＡｌを添加し、最終成分が所定の成分値になるように調整する（精錬工程）。Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの添加順が上述の順番でない場合、酸化物のサイズが粗大化し個数が減少するため、好ましくない。
製鋼工程で、溶鋼の化学組成を調整した後、鋳造し、鋼片を得る（鋳造工程）。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形鋼に近い形状のビームブランクでも構わない。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。一方で、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、鋼片を加熱する（加熱工程）。そして加熱された鋼片に対して、熱間圧延を行う（熱間圧延工程）。鋼片の加熱温度は、１１００℃未満であると熱間圧延時の変形抵抗が高くなる。そのため、加熱温度の下限を１１００℃とする。Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を含有する場合、これらの炭化物、窒化物を十分に固溶させるため、加熱温度の下限を１１５０℃とすることが好ましい。一方、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可能性がある。そのため、加熱温度の上限は１３５０℃とする。
本発明では、酸化物粒子によるピニング効果によってオーステナイト粒径の上限が決まるため、熱間圧延の条件を詳細には規定しなくてもよい。ただし、強度を確保するため、仕上圧延完了温度は、鋼材表面温度で８００℃以上とする。
なお、熱間圧延においては、生産性を考慮し、いわゆるユニバーサル圧延を行うことが望ましい。
仕上圧延では、圧延温度と圧下率とを制御して圧延を行うことが好ましい。熱間圧延によって、靭性を向上させるためには、圧延温度の低温化が望ましい。これは、圧延温度を低温化すると、圧延時の再結晶の効果によって、オーステナイト粒径がより微細になり、靭性が向上する可能性があるためである。一方で、強度を確保するには、焼入性を高めることが望ましい。焼入性を高めるためには、圧延温度を高温化して、オーステナイト粒を大きくすることが好ましい。すなわち、靭性の確保には圧延温度の低温化が望ましく、強度の確保には圧延温度の高温化が望ましい。そのため、焼入性が高い鋼は低温で圧延し、焼入性が低い鋼は高温で圧延するなど、鋼の化学組成に応じて、適宜、制御することが好ましい。
なお、一次圧延を行って得られた鋼片を５００℃以下に冷却した後、その鋼片を再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、二次圧延を行う製造するプロセス、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。
圧延温度を下げる場合には、仕上圧延のうち、１パス以上をパス間水冷圧延とすることも有効である。パス間水冷圧延は、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却した後、復熱過程で圧延する方法である。パス間水冷圧延は、圧延パス間の水冷により、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、圧延する方法である。パス間水冷圧延では、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。
仕上圧延後、高い強度を得るために、フランジやウェブなどを水冷する（水冷工程）。水冷は、スプレーによる水の吹き付け、水槽での浸漬水冷によって行うことができる。本実施形態においては、フランジの長さ方向で表面（Ｈ形鋼の端面）からフランジ長さの１／６の位置、かつフランジの厚さ方向で表面からフランジ板厚の１／４の位置（強度評価位置）において８００℃から５００℃の冷却速度が２．２℃／秒以上となるように水冷を行うことが好ましい。２．２℃／秒未満の冷却速度では、必要な焼入れ組織が得られない場合がある。
水冷にあたっては、水冷停止後に表面温度で１００〜７００℃の温度まで復熱するような条件で水冷を停止することが必要である。これは、復熱温度が１００℃より低いと自己焼き戻しが不足し靭性が低下すること、また復熱温度が７００℃より高いと板厚中心部に焼きが入らず、旧オーステナイト粒界から生成するフェライトの粗大化によって靭性が低下したり、板厚表面近傍でも焼戻し温度が高すぎて強度が低下することがあるためである。より靭性を向上させるためには、復熱温度は３００℃以上が好ましい。
なお、水冷条件を、水冷停止温度ではなく、復熱温度で制御する理由は、極厚Ｈ形鋼は表面と内部との冷却速度の乖離が大きく、表面温度では内部の温度が管理できないためである。表面温度は冷却開始後の短い時間で２００℃以下まで冷却されるが、内部の冷却速度は表面に比べて小さいため、表面温度が２００℃以下であっても、内部は十分に冷却されていない場合がある。これに対し、本発明者らは、水冷時間によって内部の温度を制御し、復熱温度で内部の温度を管理することが有効であることを見出した。予め、冷却速度及び冷却時間と復熱温度との関係を測定しておけば、冷却時間及び冷却速度によって極厚Ｈ形鋼の復熱温度を制御することができる。
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、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。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。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。
Figure 2014080818
Figure 2014080818
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Ｈ形鋼の製造工程を図２に示す。熱間圧延（粗圧延、中間圧延、仕上圧延）は、ユニバーサル圧延装置列で行った。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）１の前後面に設けた水冷装置２ａを用い、フランジ外側面のスプレー冷却しながら、リバース圧延を行った。制御圧延後の水冷は、仕上ユニバーサル圧延機（仕上圧延機）３で仕上圧延を行った後、仕上圧延機３の後面に設置した冷却装置（水冷装置）２ｂにより、フランジ外側面を水冷して行った。
脱酸処理を行う前（Ｔｉを添加する前）の溶鋼中の酸素量（ｐｐｍ）、Ｔｉ、Ｃａ、Ａｌを添加する順序、熱間圧延の条件（製造条件）を表２に示す。なお、表２中の冷却速度は、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置での値である。ただし、この冷却速度は、直接測定したものではなく、別途実施した同サイズの鋼材をオフラインで加熱して加速冷却する実験を行った際に、該当部位に熱電対を取り付けて加速冷却の冷却速度を測定した結果及び計算機シミュレーションによる予測を基に、水冷の開始温度と停止温度、及び適用時間から算出した値である。
図１に示す強度評価位置７から、引張試験及びベイナイト分率の測定に用いる試料を採取した。この試料を用いて、降伏強度及び引張強度を評価するとともに、ベイナイト分率を測定した。また、図１に示す靭性評価位置８から、シャルピー試験及びオーステナイト粒径の測定に用いる試料を採取した。この試料を用いて、靭性を評価するとともに、オーステナイト粒径を測定した。ｔ１はウェブの板厚、ｔ２はフランジの板厚、Ｆはフランジの長さ、Ｈは高さである。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、ＹＳとＴＳとを求めた。なお、ＹＳは、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％耐力とした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、試験温度２１℃で行った。また、光学顕微鏡又はＥＢＳＰで金属組織の観察を行い、オーステナイト粒径とベイナイトの面積分率とを測定した。また、残部組織の種類を特定した。更に、抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡及びＥＤＳにより、酸化物粒子の個数密度及び組成を求めた。表３に示す酸化物組成は、酸素を除く、Ｃａ、Ａｌの割合であり、残部はＴｉである。なお、抽出レプリカの採取位置は図１に示す靭性評価位置８と同じ位置である。
機械試験結果及び組織観察結果を表３に示す。表３のＹＳは、常温の降伏点、又は０．２％耐力である。機械特性の目標値は、常温の降伏強度又は０．２％耐力（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上である。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ２１）の目標値は、１００Ｊ以上である。
表３に示すように、本発明例である製造Ｎｏ．１〜５、７、１０〜１４、１６及び１８〜２４は、ベイナイト分率、オーステナイト粒径、酸化物組成、酸化物密度が、望ましい範囲であった。その結果、ＹＳ及びＴＳが、それぞれ、目標の下限値である４５０ＭＰａ及び５５０ＭＰａ以上を満足していた。更に、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上であり、目標値を十分に満たしていた。
なお、表２、３に示したように、製造Ｎｏ．７及び製造Ｎｏ．１５は復熱温度が３００℃未満と低く、自己焼戻し効果が小さい。そのため、シャルピー吸収エネルギーが、１００Ｊ以上ではあるものの、他の鋼に比べて比較的低い値となった。
一方、表３の製造Ｎｏ．６、８、９、１５、１７、２５〜４２は、化学組成、製造方法、ベイナイト分率、オーステナイト粒径又は酸化物密度のいずれかが本発明の範囲外であり、ＹＳ、ＴＳ又は靭性のいずれかが上記の目標値を満たさなかった。
製造Ｎｏ．８は脱酸剤の添加順序を変えた例である。Ａｌを最後に添加した製造Ｎｏ．８では、酸化物組成中のＡｌの割合が低下した。
製造Ｎｏ．１７は、脱酸前の溶鋼酸素量が高かった例である。製造Ｎｏ．１７はオーステナイト粒径及び酸化物密度が本発明の範囲外となっていた。
製造Ｎｏ．３３は脱酸材としてＣａを添加しなかった例であり、酸化物組成にＣａが含有されなかった例である。
本発明のＨ形鋼は、多量の合金の含有を必要とせず、また、製鋼負荷の大きい極低炭素化を行わずに、製造することが可能である。そのため、製造コスト低減、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、本発明のＨ形鋼は、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼である。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性を向上させることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
１ 中間圧延機
２ａ 中間圧延機前後面の水冷装置
２ｂ 仕上圧延機後面冷却装置
３ 仕上圧延機
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ
７ 強度評価位置
８ 靭性評価位置
Ｆ フランジ長さ全長
Ｈ 高さ
ｔ１ ウェブの板厚
ｔ２ フランジの板厚
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、さらに、前記酸化物粒子が、Ｔｉを含有してもよい。

Claims (7)

  1. フランジと、ウェブとを備え；
    化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．１６％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
    Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
    Ｖ：０．０１〜０．２０％、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、
    Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、
    Ｃｒ：０〜０．５０％、
    Ｃｕ：０〜０．５０％、
    Ｍｏ：０〜０．２０％、
    Ｎｂ：０〜０．０５％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％であり；
    円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜５０００個／ｍｍ２含有し、
    前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、
    前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが、５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり；
    前記フランジの板厚が１００〜１５０ｍｍであり；
    前記フランジの、前記フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ、前記フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置である強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり；
    前記フランジの、前記フランジの前記長さ方向で前記表面から１／２の位置、かつ、前記フランジの前記厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である；
    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、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
  2. 前記化学組成において、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
    であることを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  3. 前記強度評価位置における、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のＨ形鋼。
  4. さらに、前記介在物粒子が、Ｔｉを含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のＨ形鋼。
  5. ユニバーサル圧延によって製造されたことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のＨ形鋼。
  6. 脱酸処理を行う前の溶鋼の酸素量を９０ｐｐｍ以下に調整し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に前記溶鋼に添加した後、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％となるように前記溶鋼の成分組成を調整する精錬工程と；
    前記精錬工程で得られた前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；
    前記鋳造工程で得られた前記鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱する加熱工程と；
    加熱された前記鋼片に、圧延終了温度が表面温度で８００℃以上となるように熱間圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；
    前記Ｈ形鋼を、水冷停止後に前記Ｈ形鋼の表面温度が１００〜７００℃の温度範囲内に復熱するように水冷する水冷工程と；
    を有することを特徴とするＨ形鋼の製造方法。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（１）
    ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
  7. 前記化学組成において、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
    であることを特徴とする請求項６に記載のＨ形鋼の製造方法。
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