JPWO2015159793A1 - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
このＨ形鋼は、所定の化学成分を有し、円相当径で０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物を、合計で１００〜５０００個／ｍｍ２含み、フランジの厚みが１００〜１５０ｍｍであり；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部位において、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ旧オーステナイト粒径が平均７０μｍ以上であり、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、かつ前記前記フランジの厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価部位において、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均２００μｍ以下である。
Description
本発明は、建築建造物の構造部材などに好適な、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼に関する。
本願は、２０１４年０４月１５日に、日本に出願された特願２０１４−０８４０１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１４年０４月１５日に、日本に出願された特願２０１４−０８４０１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、高層ビルなど建築物の巨大化に伴い、使用される鋼材の厚手化が進展している。特に、超高層化された建築物には、フランジの厚みが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、鉄鋼材料は、強度が増すほど、または、製品の厚さが増大するほど、靭性が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、形状が特異である。そのため、Ｈ形鋼は、ユニバーサル圧延で製造することが好ましい。しかしながら、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で、圧延中の温度履歴、圧下率、加速冷却時の冷却速度等に大きな差が生じる。その結果、圧延によって製造された極厚Ｈ形鋼は、その断面内において、強度、延性、靭性に大きな差が生じる。
更に、連続鋳造によって得られた鋼片を熱間圧延し、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、特にフランジの厚みの中央部やフィレットなど、鋼材表面から遠い部位においては結晶粒の微細化によって靭性を向上させ、所望の靭性を確保することが困難になる。なぜなら、極厚Ｈ形鋼の圧延では、通常の厚鋼板の圧延に比べて時間が掛かり、その結果、圧延終了時のＨ形鋼内部の温度が表面の温度よりも大幅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及び２には、Ｔｉ系酸化物を鋼中に分散させ、このＴｉ酸化物によって粒内フェライトの生成を促進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。また、特許文献３には、Ｔｉ酸化物をフェライト生成核として鋼中に分散させてフェライト粒を細粒化するとともに、温度制御圧延及び加速冷却を行うことによって、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。
特許文献４には、Ｍｇ系複合酸化物およびＴｉＮの微細分散による組織微細化と、加速冷却型制御圧延による微細ベイナイト組織化とにより、旧オーステナイト粒径を４０μｍ以下した高強度で靭性に優れた圧延形鋼を提供する方法が開示されている。また、特許文献５には、１μｍ以上のサイズのＭｇ系酸化物２０個／ｍｍ２以上鋼中に分散させて、粒内フェライトの生成を促進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、特許文献６には、鋳片内に３μｍ以下のＭｇ含有酸化物を２０個／ｍｍ２以上含むことでＭｇ系酸化物を鋼中に分散させること、かつこの鋼に温度制御圧延及び加速冷却を行うことによって、Ｍｇ含有酸化物を旧オーステナイト粒内におけるフェライト変態核として作用し、高強度で靭性に優れた圧延形鋼が製造できることが開示されている。
しかしながら、特許文献１の鋼材は、組織中のベイナイト分率が４０％以下でありフェライトを多く含む。そのため、靭性の確保には有利であると考えられるが、その分強度を確保するのにＮｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖなどの多量の合金元素の添加を必要としており、コストの点で著しく不利である。特許文献２では、加速冷却後に再加熱しない実施例の冷却速度が１℃／秒以下と小さく、強度を確保するためにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ等の合金を多く添加する必要がある。そのため、コストの面で不利である。特許文献３では、冷却速度が遅くても組織をベイナイト化できるように設計された成分では、Ｔｉ酸化物からの粒内フェライト生成は起きないので、そのような成分系の鋼材には適用できない。特許文献４では、旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下の場合、加速冷却を適用しても冷却速度が１０℃／ｓ未満となるような極厚Ｈ形鋼では焼入れ性が不足して充分な強度が得られないと考えられる。また、特許文献４には圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行う技術も示されている。これは鋼材の表層部と内部に温度差を与え、軽圧下条件下においても、より高温の鋼材内部への圧下浸透を高め、オーステナイト粒内でのベイナイト生成核となる加工転位を導入し、その生成核を増加させる事を狙っていると考えられる。しかしながら、フランジ板厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼では、板厚中心部のオーステナイト粒の微細化の効果は無いと考えられる。
特許文献５では、１μｍ以上の粗大な酸化物を多数含むので、この酸化物が脆性破壊の起点となり、靭性値にばらつきが出るという問題がある。特許文献６に関しては、特許文献３と同様に、冷却速度が遅くても組織をベイナイト化できるように設計された成分では、Ｍｇ含有酸化物からの粒内フェライト生成は起きないので、そのような成分系の鋼材には適用できない。
特許文献５では、１μｍ以上の粗大な酸化物を多数含むので、この酸化物が脆性破壊の起点となり、靭性値にばらつきが出るという問題がある。特許文献６に関しては、特許文献３と同様に、冷却速度が遅くても組織をベイナイト化できるように設計された成分では、Ｍｇ含有酸化物からの粒内フェライト生成は起きないので、そのような成分系の鋼材には適用できない。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、フランジの厚みが１００ｍｍ以上である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。
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、熱間圧延によって成形され、焼戻し処理を必要としない、非調質の圧延Ｈ形鋼である。
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、熱間圧延によって成形され、焼戻し処理を必要としない、非調質の圧延Ｈ形鋼である。
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、圧延後に水冷を実施して、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、圧延時における極厚Ｈ形鋼の表面と内部との温度差について、計算機シミュレーションによって検討を行った。その結果、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℃にも達することを明らかにした。このような場合、例えば鋼材表面がフェライト変態開始温度（Ａｒ３点）に近い温度で圧延を終了しても、鋼材内部の圧延終了温度は１０００℃以上となる。そのため、鋼材の内部では表面に比べてオーステナイト粒が粗大化し、靭性が低下する傾向にある。
鋼材内部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するためには圧延温度の低下が有効である。しかし、圧延温度を大きく下げると、圧延時の造形性を著しく損なうだけでなく、表面に近い部位での温度が下がりすぎる。表面近傍の温度が下がりすぎると、オーステナイト粒が過剰に小さくなり、その結果、焼入性が低下して強度が低下するという問題が生じる。
このように、鋼材表面に近い部位での強度確保と鋼材内部での靭性確保との両立は、一般的に行われる圧延温度の制御によるオーステナイト粒径の制御という手法のみでは達成が困難である。
このように、鋼材表面に近い部位での強度確保と鋼材内部での靭性確保との両立は、一般的に行われる圧延温度の制御によるオーステナイト粒径の制御という手法のみでは達成が困難である。
上述の通り、Ｈ形鋼の靭性を高めるには、オーステナイト粒の微細化が好ましい。一方で、オーステナイト粒径の過剰な細粒化は、高強度化には好ましくない。
本発明者らは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｔｉ等の化学成分やＣｅｑを適正に制御した上で、Ｍｇを含有する酸化物を鋼材中に微細に分散させて、かつその鋼材に対して仕上温度を高くして熱間圧延を行うことによってオーステナイト粒径を制御した場合に、強度及び靭性に優れた極厚Ｈ形鋼が得られることを新たに見出した。
具体的には、Ｍｇを含有する酸化物を鋼材中に微細に分散させた上で、制御圧延を行うことによって、強度を評価する部位でのオーステナイト粒径を７０μｍ以上とし、靭性を評価する部位でのオーステナイト粒径を平均２００μｍ以下とし、その後の冷却を制御すれば、極厚Ｈ形鋼において、強度及び靭性の両方を確保できることを明らかにした。本発明者らは、上記の組織を有する極厚Ｈ形鋼において、５５０ＭＰａ以上の強度を有して、かつ、試験温度が２１℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上という高い靭性を示すことを明らかにした。
上記のＭｇを含有する酸化物は、ＴｉＮ析出物に内包される場合がある。
本発明者らは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｔｉ等の化学成分やＣｅｑを適正に制御した上で、Ｍｇを含有する酸化物を鋼材中に微細に分散させて、かつその鋼材に対して仕上温度を高くして熱間圧延を行うことによってオーステナイト粒径を制御した場合に、強度及び靭性に優れた極厚Ｈ形鋼が得られることを新たに見出した。
具体的には、Ｍｇを含有する酸化物を鋼材中に微細に分散させた上で、制御圧延を行うことによって、強度を評価する部位でのオーステナイト粒径を７０μｍ以上とし、靭性を評価する部位でのオーステナイト粒径を平均２００μｍ以下とし、その後の冷却を制御すれば、極厚Ｈ形鋼において、強度及び靭性の両方を確保できることを明らかにした。本発明者らは、上記の組織を有する極厚Ｈ形鋼において、５５０ＭＰａ以上の強度を有して、かつ、試験温度が２１℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上という高い靭性を示すことを明らかにした。
上記のＭｇを含有する酸化物は、ＴｉＮ析出物に内包される場合がある。
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Ｈ形鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜２．００％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．０１０％、Ｂ：０〜０．００２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり；下記式ａによって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．５０％であり；円相当径で０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物を、合計で１００〜５０００個／ｍｍ２含み；フランジの厚みが１００〜１５０ｍｍであり；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部位において、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ旧オーステナイト粒径が平均７０μｍ以上であり；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厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価部位において鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均２００μｍ以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（ａ）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量であり、含有されない場合は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（ａ）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量であり、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、前記化学成分が、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％のうち、１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のＨ形鋼は、前記強度評価部位における、常温での、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上であり、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、前記靭性評価部位における試験温度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）本発明の別の態様に係るＨ形鋼の製造方法は、溶鋼中の酸素濃度が０．００２０〜０．０１００％になるように脱酸した後、Ｔｉ、Ａｌ及びＭｇを順に添加し、更に、前記溶鋼の化学成分を、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜２．００％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．０１０％、Ｂ：０〜０．００２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記式ｂによって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．５０％となるように調整する精錬工程と；前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；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を、圧延終了時の表面温度が８５０℃以上となるように圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；前記熱間圧延工程後の前記Ｈ形鋼を、水冷する冷却工程と；を有し、前記冷却工程では、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の位置において８００℃から６００℃までの範囲の冷却速度が２．２℃／ｓ以上となるように、かつ、水冷停止後に表面温度が３００〜７００℃の温度範囲内に復熱するように、水冷条件を制御する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・式ｂ
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量で、含有されない場合は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・式ｂ
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量で、含有されない場合は０とする。
（５）上記（４）に記載のＨ形鋼の製造方法では、前記化学成分が、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％のうち、１種以上を含有してもよい。
本発明の上記態様によれば、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍである、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。この高強度極厚Ｈ形鋼は、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（靭性）が、１００Ｊ以上という、高強度と優れた靭性とを兼ね備える。
また、本発明の上記態様の高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や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、製造コストの低減及び工期の短縮による、大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、本発明は、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。
また、本発明の上記態様の高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や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、製造コストの低減及び工期の短縮による、大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、本発明は、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。
以下、本発明の実施形態に係るＨ形鋼（本実施形態に係るＨ形鋼と言う場合がある）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（化学成分）の限定理由について述べる。ここで、各元素についての「％」は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１６％
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０５％とする。好ましいＣ含有量の下限は、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含有量の上限を０．１６％とする。靭性をより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。
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０５％とする。好ましいＣ含有量の下限は、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含有量の上限を０．１６％とする。靭性をより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、鋼の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。好ましくは、０．１０％である。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（ＭＡという場合がある。）の生成が助長され、靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。靭性をより向上させる場合、Ｓｉ含有量の上限は０．４０％とすることが好ましく、０．３０％とすることがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸元素であり、鋼の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。好ましくは、０．１０％である。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（ＭＡという場合がある。）の生成が助長され、靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。靭性をより向上させる場合、Ｓｉ含有量の上限は０．４０％とすることが好ましく、０．３０％とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．７０〜２．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めてベイナイトの生成を促進するとともに、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制して、強度の向上に寄与する。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．７０％とする。強度をさらに高めるには、Ｍｎ含有量の下限を１．００％にすることが好ましく、１．３０％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、ＭＡの生成が助長され、靭性が損なわれる。そのため、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。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めてベイナイトの生成を促進するとともに、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制して、強度の向上に寄与する。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．７０％とする。強度をさらに高めるには、Ｍｎ含有量の下限を１．００％にすることが好ましく、１．３０％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、ＭＡの生成が助長され、靭性が損なわれる。そのため、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。
Ｖ：０．０１〜０．２０％
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上に寄与する。また、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、組織の微細化及び析出強化にも寄与する。これらの効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０１％とする。好ましくは、Ｖ含有量の下限は０．０４％である。一方、Ｖ含有量が過剰になると、析出物の粗大化に起因して靭性が損なわれる。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。好ましくは、Ｖ含有量の上限は０．０８％である。
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上に寄与する。また、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、組織の微細化及び析出強化にも寄与する。これらの効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０１％とする。好ましくは、Ｖ含有量の下限は０．０４％である。一方、Ｖ含有量が過剰になると、析出物の粗大化に起因して靭性が損なわれる。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。好ましくは、Ｖ含有量の上限は０．０８％である。
Ａｌ：０．０００１〜０．１０％
Ａｌは脱酸元素である。脱酸を目的として、Ａｌ含有量の下限を０．０００１％とする。一方、ＡｌはＭｇ含有酸化物の中にも含有される場合があり、鋼中のＡｌ含有量が過剰であると、Ｍｇ含有酸化物が粗大化する。Ｍｇ含有酸化物が粗大化すると鋼材の脆性破壊の起点となるので、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．１０％とする。好ましくは、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％とし、より好ましくは０．０２０％とする。
Ａｌは脱酸元素である。脱酸を目的として、Ａｌ含有量の下限を０．０００１％とする。一方、ＡｌはＭｇ含有酸化物の中にも含有される場合があり、鋼中のＡｌ含有量が過剰であると、Ｍｇ含有酸化物が粗大化する。Ｍｇ含有酸化物が粗大化すると鋼材の脆性破壊の起点となるので、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．１０％とする。好ましくは、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％とし、より好ましくは０．０２０％とする。
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成する元素である。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、及び、Ｍｇ含有酸化物の周囲に析出してピニング効果を向上させる効果を有する。そのため、Ｔｉは有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００３％とする。
また、鋼がＴｉとともにＢを含有する場合には、Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＮを固定することができる。ＮがＴｉＮとして固定されると、鋼中のＢが固溶Ｂとなるので、鋼の焼入れ性が高まる。そのため、鋼がＢを含有する場合には、固溶Ｂ量の確保のため、Ｔｉ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ量が０．０３０％を超えると、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。好ましくは、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％とする。
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成する元素である。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、及び、Ｍｇ含有酸化物の周囲に析出してピニング効果を向上させる効果を有する。そのため、Ｔｉは有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００３％とする。
また、鋼がＴｉとともにＢを含有する場合には、Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＮを固定することができる。ＮがＴｉＮとして固定されると、鋼中のＢが固溶Ｂとなるので、鋼の焼入れ性が高まる。そのため、鋼がＢを含有する場合には、固溶Ｂ量の確保のため、Ｔｉ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ量が０．０３０％を超えると、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。好ましくは、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％とする。
Ｎ：０．００１０〜０．０２００％
Ｎは、ＴｉやＶと結合して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。この効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％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。
Ｎは、ＴｉやＶと結合して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。この効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％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、Ｍｇを含む酸化物を形成し、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り、本実施形態に係るＨ形鋼において特に重要な元素である。上記効果を得るため、Ｏ含有量の下限を０．０００１％とする必要がある。好ましいＯ含有量の下限は０．０００５％である。一方、Ｏ含有量が過剰になると、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。
Ｏは、Ｍｇを含む酸化物を形成し、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り、本実施形態に係るＨ形鋼において特に重要な元素である。上記効果を得るため、Ｏ含有量の下限を０．０００１％とする必要がある。好ましいＯ含有量の下限は０．０００５％である。一方、Ｏ含有量が過剰になると、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。
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％
Ｍｇは、酸化物を形成し、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り、本実施形態に係るＨ形鋼において特に重要な元素である。上記効果を得るため、Ｍｇ含有量の下限を０．０００３％とする必要がある。好ましいＭｇ含有量の下限は０．０００５％であり、より好ましいＭｇ含有量の下限は０．００１０％である。一方、Ｍｇ含有量が過剰になると、酸化物粒子の粗大化によって靭性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量の上限を０．００４０％とする。
Ｍｇは、酸化物を形成し、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り、本実施形態に係るＨ形鋼において特に重要な元素である。上記効果を得るため、Ｍｇ含有量の下限を０．０００３％とする必要がある。好ましいＭｇ含有量の下限は０．０００５％であり、より好ましいＭｇ含有量の下限は０．００１０％である。一方、Ｍｇ含有量が過剰になると、酸化物粒子の粗大化によって靭性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量の上限を０．００４０％とする。
Ｐ、Ｓは不純物であり、含有量を特に限定しなくてもよい。しかしながら、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、その含有量は低い方が好ましい。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より好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０２％以下に制限することが好ましい。
本実施形態に係るＨ形鋼は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、更に、強度や靭性を高めるために、Ｆｅの一部に代えて、以下に示す範囲で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａから選択される１種又は２種以上を含有させてもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分を意味する。
ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分を意味する。
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
Ｎｉは、鋼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。強度を向上させるためにはＮｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、靭性を高めるためにはＮｉ含有量を、０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超となると、合金コストが著しく上昇する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましいＮｉ含有量の上限は０．３０％である。
Ｎｉは、鋼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。強度を向上させるためにはＮｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、靭性を高めるためにはＮｉ含有量を、０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超となると、合金コストが著しく上昇する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましいＮｉ含有量の上限は０．３０％である。
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、強度の向上に寄与する。焼入れ性の向上のためには、Ｃｒ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％以上である。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含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましいＣｒ量の上限は０．３０％である。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、強度の向上に寄与する。焼入れ性の向上のためには、Ｃｒ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％以上である。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含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましいＣｒ量の上限は０．３０％である。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させることによって及び／又は析出強化によって、鋼材の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、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％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、ＭＡの生成が助長されたり、強度が過剰になったりして、靭性が低下することがある。そのため、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。より好ましいＣｕ含有量の上限は０．３０％であり、更に好ましい上限は、０．２０％である。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させることによって及び／又は析出強化によって、鋼材の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、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％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、ＭＡの生成が助長されたり、強度が過剰になったりして、靭性が低下することがある。そのため、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。より好ましいＣｕ含有量の上限は０．３０％であり、更に好ましい上限は、０．２０％である。
Ｍｏ：０．００１〜０．３０％
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。特に、ＭｏとともにＢを含有させた場合には、焼入れ性に関するＢとＭｏとの相乗効果は顕著である。この効果を得る場合、Ｍｏ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、０．０１％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％超となると、ＭＡの生成が助長され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含有量の上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。特に、ＭｏとともにＢを含有させた場合には、焼入れ性に関するＢとＭｏとの相乗効果は顕著である。この効果を得る場合、Ｍｏ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、０．０１％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％超となると、ＭＡの生成が助長され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含有量の上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％
Ｎｂは、Ｍｏと同様、焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。強度向上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、０．００３％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、Ｎｂ炭化物が形成され、靭性が低下することがある。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限を０．０１０％とすることが好ましい。より、好ましいＮｂ含有量の上限は、０．００７％である。
Ｎｂは、Ｍｏと同様、焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。強度向上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、０．００３％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、Ｎｂ炭化物が形成され、靭性が低下することがある。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限を０．０１０％とすることが好ましい。より、好ましいＮｂ含有量の上限は、０．００７％である。
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは、微量で鋼の焼入性を大きく高める元素であり、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制し、強度を向上させるのに有効である。この効果を得る場合、Ｂ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０．０００３％以上であり、更に好ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、ＭＡの生成が助長され、靭性が低下することがある。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を０．００２０％とすることが好ましく、０．００１５％とすることがより好ましい。
Ｂは、微量で鋼の焼入性を大きく高める元素であり、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制し、強度を向上させるのに有効である。この効果を得る場合、Ｂ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０．０００３％以上であり、更に好ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、ＭＡの生成が助長され、靭性が低下することがある。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を０．００２０％とすることが好ましく、０．００１５％とすることがより好ましい。
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
Ｃａは、Ｍｇ含有酸化物に含まれると、Ｍｇ含有酸化物の熱的安定性を高め、Ｍｇ含有酸化物の微細化と個数密度の増加とをもたらす効果を有する。この効果を得る場合、Ｃａ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％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が粗大化し脆性破壊の起点となり靭性が低下することがある。そのため、Ｃａを含有させる場合でも、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％とすることが好ましく、０．００３０％とすることがより好ましい。
Ｃａは、Ｍｇ含有酸化物に含まれると、Ｍｇ含有酸化物の熱的安定性を高め、Ｍｇ含有酸化物の微細化と個数密度の増加とをもたらす効果を有する。この効果を得る場合、Ｃａ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％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が粗大化し脆性破壊の起点となり靭性が低下することがある。そのため、Ｃａを含有させる場合でも、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％とすることが好ましく、０．００３０％とすることがより好ましい。
Ｃｅｑ：０．３０〜０．５０％
本実施形態に係るＨ形鋼では、上述の各化学成分の規定に加え、焼入れ性を高めて、ベイナイトを生成させるために、下記式（１）で求められる炭素当量Ｃｅｑを０．３０〜０．５０％とする必要がある。Ｃｅｑが０．３０％未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、強度が低下する。そのため、Ｃｅｑの下限を０．３０％とする。好ましいＣｅｑの下限は０．３５％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０．５０％とする。好ましいＣｅｑの上限は、０．４５％であり、より好ましいＣｅｑの上限は、０．４３％である。
本実施形態に係るＨ形鋼では、上述の各化学成分の規定に加え、焼入れ性を高めて、ベイナイトを生成させるために、下記式（１）で求められる炭素当量Ｃｅｑを０．３０〜０．５０％とする必要がある。Ｃｅｑが０．３０％未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、強度が低下する。そのため、Ｃｅｑの下限を０．３０％とする。好ましいＣｅｑの下限は０．３５％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０．５０％とする。好ましいＣｅｑの上限は、０．４５％であり、より好ましいＣｅｑの上限は、０．４３％である。
Ｃｅｑは、焼入れ性の指標となる炭素当量であって、次式（１）で求める。ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼中の各元素の質量％での含有量で、含有されない元素は０として計算する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・式（１）
次に、本実施形態に係るＨ形鋼のミクロ組織について説明する。
本実施形態に係るＨ形鋼は、鋼中に、円相当径で０．００５〜０．５μｍのＭｇを含有する酸化物（Ｍｇ含有酸化物）が合計で１００〜５０００個／ｍｍ２含まれる。また、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置かつ厚さ方向で表面から１／４の位置において、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ旧オーステナイト粒径が平均７０μｍ以上である。さらに、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、かつ厚さ方向で表面から３／４の位置において、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均２００μｍ以下である。
フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ厚さ方向で表面から１／４の位置におけるベイナイト分率と、オーステナイト粒径とを規定した理由について説明する。
本実施形態に係るＨ形鋼において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置かつ厚さ方向で表面から１／４の位置は、平均的な組織が得られると考えられる部位である。そのため、この部位を強度評価部位と定義し、この部位から試料を採取し、ミクロ組織の観察、及びベイナイトの分率の測定を行うことで、Ｈ形鋼の強度を評価することができる。図１に示すように、強度評価部位７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の位置である。
本実施形態に係るＨ形鋼において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置かつ厚さ方向で表面から１／４の位置は、平均的な組織が得られると考えられる部位である。そのため、この部位を強度評価部位と定義し、この部位から試料を採取し、ミクロ組織の観察、及びベイナイトの分率の測定を行うことで、Ｈ形鋼の強度を評価することができる。図１に示すように、強度評価部位７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の位置である。
強度を確保するためには、強度評価部位７において、オーステナイト粒径（旧オーステナイト粒径）を平均７０μｍ以上とし、鋼材組織がベイナイトを分率（面積率）で８０％以上含むことが必要である。
オーステナイト粒径が平均７０μｍ未満であると、焼入れ性が低下し、ベイナイトの分率が低下する。ベイナイト分率が８０％未満では十分な強度が得られない。組織の残部は、フェライト、パーライト、ＭＡの１種又は２種以上である。ベイナイト分率の増加は強度の向上に寄与するため、ベイナイト分率の上限は特に規定せず、１００％でも良い。
オーステナイト粒径が平均７０μｍ未満であると、焼入れ性が低下し、ベイナイトの分率が低下する。ベイナイト分率が８０％未満では十分な強度が得られない。組織の残部は、フェライト、パーライト、ＭＡの１種又は２種以上である。ベイナイト分率の増加は強度の向上に寄与するため、ベイナイト分率の上限は特に規定せず、１００％でも良い。
鋼材のミクロ組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができる。例えば、ミクロ組織における各組織の分率（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、４００の測定点で組織を判別し、各組織の粒の数の割合として算出することができる。
次に、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、かつ厚さ方向で表面から３／４の位置における、旧オーステナイト粒径を規定した理由について説明する。
上述の通り、フランジの厚みの中央部やフィレットなどの表面から遠い位置では、圧延仕上温度が高いためオーステナイト粒が粗大になりやすい。すなわち、極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低くなるため、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、オーステナイト粒が粗大になる。
本実施形態に係るＨ形鋼においては、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、かつ厚さ方向で表面から３／４の位置が、靭性が最も低下する部位であると考えられる。そのため、この部位を靭性評価部位と定義して、この部位で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うとともに、同じ部位から試料を採取して靭性を評価する。図１に示すように、靭性評価部位８は、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、かつ厚さ方向で表面から３／４の位置である。
本実施形態に係るＨ形鋼においては、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、かつ厚さ方向で表面から３／４の位置が、靭性が最も低下する部位であると考えられる。そのため、この部位を靭性評価部位と定義して、この部位で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うとともに、同じ部位から試料を採取して靭性を評価する。図１に示すように、靭性評価部位８は、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、かつ厚さ方向で表面から３／４の位置である。
本発明者らは、靭性評価部位８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ところ、靭性を確保するためには、旧オーステナイト粒径を平均２００μｍ以下に制御する必要があることを知見した。靭性評価部位８における旧オーステナイト粒径の下限を限定する必要はないが、靭性評価部位の平均旧オーステナイト粒径を強度評価部位の平均旧オーステナイト粒径より小さくすることは困難であるため、その下限を７０μｍとしてもよい。
上記の強度評価部位及び靭性評価部位における平均旧オーステナイト粒径は、５０倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真、又は、７０倍で測定した電子線後方散乱回折パターン（ＥＢＳＰ）観察像を用いて測定する。具体的には、平均旧オーステナイト粒径は、１ｍｍ×１ｍｍ以上の視野の光学顕微鏡写真またはＥＢＳＰ観察像を用いて視野内の旧オーステナイト粒の個数を数え、視野面積をこの個数で割って１個当たりの旧オーステナイト粒の面積を算出し、同面積の円の直径に換算することにより測定する。視野の境界にかかっている旧オーステナイト粒は１／２個と数える。
次に、本実施形態に係るＨ形鋼中に存在する、Ｍｇを含む酸化物（Ｍｇ含有酸化物）のサイズ及び分散状態について説明する。
本実施形態において、Ｍｇ含有酸化物とは、Ｍｇを主に含有する酸化物であり、ＴｉＮ析出物に内包されるものを含む。Ｍｇ含有酸化物がＴｉＮ析出物に内包されるとは、Ｍｇを含む酸化物の周囲にＴｉＮが析出物した状態をいう。すなわち、Ｍｇ含有酸化物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察すると、単独で観察される場合と、Ｍｇ含有酸化物の周囲にＴｉＮ析出物が観察される場合とがある。また、本実施形態におけるＭｇ含有酸化物は、Ａｌを含んでいてもよい。
本実施形態において、Ｍｇ含有酸化物とは、Ｍｇを主に含有する酸化物であり、ＴｉＮ析出物に内包されるものを含む。Ｍｇ含有酸化物がＴｉＮ析出物に内包されるとは、Ｍｇを含む酸化物の周囲にＴｉＮが析出物した状態をいう。すなわち、Ｍｇ含有酸化物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察すると、単独で観察される場合と、Ｍｇ含有酸化物の周囲にＴｉＮ析出物が観察される場合とがある。また、本実施形態におけるＭｇ含有酸化物は、Ａｌを含んでいてもよい。
上述したように、強度評価部位における旧オーステナイト粒径は、焼入れ性を確保するために大きい方が好ましく、靭性評価部位における旧オーステナイト粒径は、靭性を向上させるために小さい方が好ましい。しかしながら、強度評価部位に比べて圧延仕上温度が高くなる靭性評価部位のオーステナイト粒径の方が粗大化し易いため、強度評価部位における旧オーステナイト粒径を大きくしつつ、靭性評価部位における旧オーステナイト粒径を小さくすることは困難である。すなわち、強度評価部位における強度確保と靭性評価部位における靭性確保とは、両立が難しい課題である。
本発明者らは、オーステナイト粒のピニング粒子を含まない鋼片を圧延して極厚Ｈ形鋼を製造した場合、強度評価部位及び靭性評価部位のオーステナイト粒径は、それぞれの圧延条件に応じた圧延再結晶の効果で決まることを明らかにした。また、強度評価部位の旧オーステナイト粒径を平均７０μｍ以上と大きくするためには、圧延仕上温度（熱間圧延終了時の温度）を表面温度で８５０℃以上と高くしなければならないが、この条件では靭性評価部位の旧オーステナイト粒径は平均３００μｍ以上に達し、靭性評価部位の靭性が不足するということを明らかにした。
本発明者らはこれを解決するために、Ｍｇ含有酸化物を鋼中に適度に分散させ、圧延条件を適正化することにより、強度評価部位の旧オーステナイト粒径を過剰に微細化することなく、靭性評価部位の旧オーステナイト粒径を小さくする方法を検討した。
具体的には、鋼片中にピニング粒子としてＭｇ含有酸化物を適度に分散させ、その鋼片を圧延温度を高くして圧延することで、強度評価部位の旧オーステナイト粒の粒径を平均７０μｍ以上とし、靭性評価部位の旧オーステナイト粒の粒径を平均２００μｍ以下とする方法を検討した。その結果、強度評価部位７では圧延再結晶による細粒化効果がピニングの効果よりも強く、ほぼ圧延再結晶の効果でオーステナイト粒径が決まるが、一方、靭性評価部位８では圧延再結晶の効果よりも、ピニングによる細粒化効果の方が強くなり、ピニングの効果でオーステナイト粒径が決まることを実験及び解析によって明らかにした。
強度評価部位７で強度を確保するためには旧オーステナイト粒を平均７０μｍ以上とすることが必要である。旧オーステナイト粒径は、大きい方が焼入れ性が高くなり強度が増すので、上限を規定する必要はない。しかしながら、強度評価部位の旧オーステナイト粒径は、靭性評価部位の旧オーステナイト粒径よりも小さくなると考えられる。そのため、強度評価部位の旧オーステナイト粒径の上限を平均２００μｍとしてもよく、平均１５０μｍとしてもよい。
強度評価部位７で強度を確保するためには旧オーステナイト粒を平均７０μｍ以上とすることが必要である。旧オーステナイト粒径は、大きい方が焼入れ性が高くなり強度が増すので、上限を規定する必要はない。しかしながら、強度評価部位の旧オーステナイト粒径は、靭性評価部位の旧オーステナイト粒径よりも小さくなると考えられる。そのため、強度評価部位の旧オーステナイト粒径の上限を平均２００μｍとしてもよく、平均１５０μｍとしてもよい。
靭性評価部位８で靭性を確保するためには旧オーステナイト粒の粒径を平均２００μｍ以下にする必要がある。本発明者らは、適切な範囲のピニング効果を実現するために、Ｍｇ含有酸化物のサイズ及び個数密度の影響について検討した。その結果、Ｍｇを含む酸化物のサイズが円相当径で０．００５〜０．５μｍであり、かつ合計で１００個／ｍｍ２以上、５０００個／ｍｍ２以下存在することが必要であることを、実験により見出した。個数密度が１００個／ｍｍ２未満であると、靭性評価部位で充分なピニング効果が得られない。一方、個数密度が５０００個／ｍｍ２を超えるとピニングの効果が強すぎて靭性評価部位だけでなく強度評価部位が必要以上に細粒化されて強度が低下する場合がある。
また、Ｍｇ含有酸化物のサイズは小さくても影響はないが、円相当径で０．００５μｍ未満より小さくなると透過型電子顕微鏡で観察し難くなるため、本実施形態に係るＨ形鋼で規定するＭｇ含有酸化物の円相当径の下限を０．００５μｍとした。一方、円相当径で０．５μｍを超えるサイズのＭｇ含有酸化物の数は少なく、影響が小さいと考えられるため、上限を０．５μｍとした。しかしながら、０．５μｍを超える酸化物は脆性破壊の起点となる。また、０．５μｍを超える酸化物が多くなると、ピニングに有効な０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物を所定の個数確保できなくなる。そのため、０．５μｍを超える酸化物の個数は、５０個／ｍｍ２以下であることが好ましい。
また、Ｍｇ含有酸化物のサイズは小さくても影響はないが、円相当径で０．００５μｍ未満より小さくなると透過型電子顕微鏡で観察し難くなるため、本実施形態に係るＨ形鋼で規定するＭｇ含有酸化物の円相当径の下限を０．００５μｍとした。一方、円相当径で０．５μｍを超えるサイズのＭｇ含有酸化物の数は少なく、影響が小さいと考えられるため、上限を０．５μｍとした。しかしながら、０．５μｍを超える酸化物は脆性破壊の起点となる。また、０．５μｍを超える酸化物が多くなると、ピニングに有効な０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物を所定の個数確保できなくなる。そのため、０．５μｍを超える酸化物の個数は、５０個／ｍｍ２以下であることが好ましい。
Ｍｇ含有酸化物は鋼中に均一に分散しているが、本実施形態に係るＨ形鋼では靭性評価部位での個数密度が特に重要である。そのため、本実施形態では、Ｍｇ含有酸化物粒子の個数密度は、製造したＨ形鋼の靭性評価部位の位置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）を用いて同定した。
次に、本実施形態に係るＨ形鋼の形状と機械的特性とについて述べる。
本実施形態に係るＨ形鋼のフランジの厚みは、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、フランジの厚みが１００ｍｍ以上の強度部材が求められているためである。しかしながら、フランジの厚みが１５０ｍｍを超えると十分な冷却速度が得られず、強度と靭性とを同時に確保することが難しいので、上限を１５０ｍｍとする。Ｈ形鋼のウェブの厚み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厚みの比（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。フランジ厚／ウェブ厚が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、フランジ厚／ウェブ厚が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。
本実施形態に係るＨ形鋼は、その機械特性として、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。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ので、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５５０ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下が好ましい。
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。
Ｍｇ含有酸化物の組成、個数およ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。本実施形態に係るＨ形鋼の製造方法では、脱酸方法として、転炉出鋼後、一次脱酸によって溶存酸素濃度を０．００２０〜０．０１００％の範囲内に調整する。その後、Ｔｉ、Ａｌ及びＭｇを、この順（Ｔｉ→Ａｌ→Ｍｇの順番）に添加する。また、その後、溶鋼の化学成分が上述した範囲となるように調整する（精錬工程）。
Ｔｉを添加する前の溶存酸素濃度が０．００２０％未満では、Ｍｇが酸化物ではなく硫化物（ＭｇＳ）を形成しやすくなり、所定の円相当径を有するＭｇ含有酸化物が十分に得られない。また、溶存酸素濃度が、０．０１００％を超えるとＭｇ含有酸化物が過剰に粗大になったり鋼中に固溶酸素が多量に残ることにより、靭性が著しく低下する。
また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇをこの順で添加しないと、所望のサイズ、個数密度のＭｇ含有酸化物が得られない。例えばＴｉ、Ａｌ、Ｍｇの内、Ｍｇを最初に添加した場合にはＭｇが強く酸素と結び付いて粗大化してしまい、その後にＴｉとＡｌとを添加しても微細な酸化物が得られない。従って、脱酸力の弱い順番であるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇの順に溶鋼中にこれら元素を添加する必要がある。この順番で添加すると、溶鋼中で酸素原子がＴｉ、Ａｌ、Ｍｇと分離・結合を繰り返す事で酸化物の粗大化が抑制され、最終的にＭｇを含む微細な酸化物が得られる。
また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇを順に添加する際、Ａｌ、Ｍｇは、前の元素を添加してから、１分以上経過してから添加する。その理由としては、溶鋼中にＴｉ、Ａｌ、Ｍｇが均一に分散するための時間を確保するためである。
Ｔｉを添加する前の溶存酸素濃度が０．００２０％未満では、Ｍｇが酸化物ではなく硫化物（ＭｇＳ）を形成しやすくなり、所定の円相当径を有するＭｇ含有酸化物が十分に得られない。また、溶存酸素濃度が、０．０１００％を超えるとＭｇ含有酸化物が過剰に粗大になったり鋼中に固溶酸素が多量に残ることにより、靭性が著しく低下する。
また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇをこの順で添加しないと、所望のサイズ、個数密度のＭｇ含有酸化物が得られない。例えばＴｉ、Ａｌ、Ｍｇの内、Ｍｇを最初に添加した場合にはＭｇが強く酸素と結び付いて粗大化してしまい、その後にＴｉとＡｌとを添加しても微細な酸化物が得られない。従って、脱酸力の弱い順番であるＴｉ、Ａｌ、Ｍｇの順に溶鋼中にこれら元素を添加する必要がある。この順番で添加すると、溶鋼中で酸素原子がＴｉ、Ａｌ、Ｍｇと分離・結合を繰り返す事で酸化物の粗大化が抑制され、最終的にＭｇを含む微細な酸化物が得られる。
また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇを順に添加する際、Ａｌ、Ｍｇは、前の元素を添加してから、１分以上経過してから添加する。その理由としては、溶鋼中にＴｉ、Ａｌ、Ｍｇが均一に分散するための時間を確保するためである。
次に、溶鋼を鋳造し、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。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。
Ｈ形鋼の製造を連続鋳造スラブから行う場合、靭性評価部位はスラブの中心偏析の位置に相当しており、靭性の低下を更に抑制するために、中心偏析を軽減する処理を行うことが好ましい。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。
次に、鋼片を加熱し（加熱工程）、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℃未満であると仕上圧延時の変形抵抗が高くなるので、１１００℃以上とする。Ｎｂ、Ｔｉ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、加熱温度は、１１５０℃以上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、鋼片の加熱温度の上限は１３５０℃とする。
上述したように本実施形態に係るＨ形鋼では、靭性評価部位８のオーステナイト粒径は、主に酸化物粒子によるピニング効果によって決まるが、強度評価部位のオーステナイト粒径は主に圧延温度によって決まる。そのため、強度評価部位での強度を確保するために圧延温度は高い方が好ましい。
焼入れ性の向上を通じた強度確保のためには、強度評価部位でのオーステナイト粒径を平均７０μｍ以上にする事が必要であり、オーステナイト粒径を平均７０μｍ以上にするために、圧延仕上温度は、鋼材表面で８５０℃以上とする。
焼入れ性の向上を通じた強度確保のためには、強度評価部位でのオーステナイト粒径を平均７０μｍ以上にする事が必要であり、オーステナイト粒径を平均７０μｍ以上にするために、圧延仕上温度は、鋼材表面で８５０℃以上とする。
熱間圧延工程は、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、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、２度目の加熱温度を低めにすることができる。
熱間圧延工程後、高強度を得るために、フランジやウェブなどを水冷する（冷却工程）。水冷は、スプレーによる水の吹き付けや、水槽での浸漬水冷によって行うことができる。
水冷による加速冷却を施すと、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、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の位置におけるベイナイトの分率が８０％以上となり、強度を確保できる。
冷却工程においては、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ厚さ方向で表面から１／４の位置（強度評価部位）において８００℃から６００℃までの冷却速度が２．２℃／ｓ以上となるように水冷を行う必要がある。強度評価部位での冷却速度が２．２℃／ｓ未満の場合、必要な焼入れ組織が得られない。強度を確保するためには、冷却速度大きい方が好ましく、上限は特に限定する必要がない。しかしながら、極厚材での水冷による通常の冷却速度は２０℃／ｓが上限であるので、上限を２０℃／ｓとしてもよい。
水冷による加速冷却を施すと、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、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の位置におけるベイナイトの分率が８０％以上となり、強度を確保できる。
冷却工程においては、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ厚さ方向で表面から１／４の位置（強度評価部位）において８００℃から６００℃までの冷却速度が２．２℃／ｓ以上となるように水冷を行う必要がある。強度評価部位での冷却速度が２．２℃／ｓ未満の場合、必要な焼入れ組織が得られない。強度を確保するためには、冷却速度大きい方が好ましく、上限は特に限定する必要がない。しかしながら、極厚材での水冷による通常の冷却速度は２０℃／ｓが上限であるので、上限を２０℃／ｓとしてもよい。
また、水冷にあたっては、水冷停止後に表面温度が３００〜７００℃の温度範囲まで復熱するように水冷条件を制御することが必要である。復熱温度が３００℃より低いと自己焼き戻しが不足し、靭性が低下する。一方、複熱温度が７００℃より高いと、強度評価部位７や鋼材全体の表面近傍でも焼戻し温度が高すぎて強度が低下したりすることがある。
極厚Ｈ形鋼では表面と内部との冷却速度の乖離が大きく、表面温度では制御が困難である。即ち、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、内部の冷却速度は小さく、表面温度が低下したあとも、内部の温度は水冷時間に応じて低下する。そのため、表面温度では内部の温度を評価することはできない。したがって、本実施形態では、水冷時間や水冷開始温度によって内部の温度を制御し管理する。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、強度評価部位７及び靭性評価部位８での冷却速度や復熱温度を制御することができる。
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、成分を調整した後、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。Ｍｇを添加する際には、表１に示すように、一次脱酸によって溶存酸素濃度を調整した後、Ｔｉ、Ａｌ及びＭｇを、添加した。表１の添加順において、例えば、Ｔｉ→Ａｌ→Ｍｇは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇをこの順に添加したことを示し、それぞれの添加においては、前の元素の添加から１分以上経過していることを示している。一方、Ｔｉ→Ａｌ＋Ｍｇは、Ｔｉ添加後、ＡｌとＭｇとを略同時（添加間隔が１分未満）に添加したことを示している。
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。
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。
Ｈ形鋼の製造工程を図２に示す。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、仕上ユニバーサル圧延機（仕上圧延機）２ｃで仕上圧延を行った後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）３ｂにより水冷した。
ここで、熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）２ｂの前後面に設けた水冷装置３ａを用い、リバース圧延を行いながら、フランジ外側面をスプレー冷却により水冷することによって、圧延パス間の水冷を行った。
ここで、熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）２ｂの前後面に設けた水冷装置３ａを用い、リバース圧延を行いながら、フランジ外側面をスプレー冷却により水冷することによって、圧延パス間の水冷を行った。
製造の際の、鋼片の加熱温度、熱間圧延及び加速冷却などの製造条件を表２に示す。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、かつ厚さ方向で表面から１／４の位置の冷却速度であるが、直接測定したものではなく、別途実施した同サイズのオフライン加熱による測定時に該当部位に熱電対を取り付けて測定した結果、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、停止温度、及び水冷適用時間から算出した。
製造したＨ形鋼について、図１に示す強度評価部位７から、引張試験用試験片、及び旧オーステナイト粒径、組織分率の測定に用いる試料を採取した。この引張試験用試験片を用いて、降伏強度及び引張強度を評価し、測定用試料を用いて、旧オーステナイト粒径とベイナイト分率とを測定した。
また、図１に示す靭性評価部位８から、シャルピー試験用試験片及び組織観察用の試料を採取した。このシャルピー試験用試験片を用いて、靭性を評価し、測定用試料を用いて、旧オーステナイト粒径を測定した。図１においてｔ１はウェブの厚み、ｔ２はフランジの厚み、Ｆはフランジの長さ、Ｈは高さである。
また、図１に示す靭性評価部位８から、シャルピー試験用試験片及び組織観察用の試料を採取した。このシャルピー試験用試験片を用いて、靭性を評価し、測定用試料を用いて、旧オーステナイト粒径を測定した。図１においてｔ１はウェブの厚み、ｔ２はフランジの厚み、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、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に準拠し、試験温度２１℃で行った。
また、旧オーステナイト粒径、組織の分率は、光学顕微鏡又はＥＢＳＰでミクロ組織の観察を行って測定した。ミクロ組織における各組織の分率（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、４００の測定点で組織を判別し、各組織の粒の数の割合として算出した。平均旧オーステナイト粒径は、１ｍｍ×１ｍｍ以上の視野の光学顕微鏡写真またはＥＢＳＰ観察像を用いて視野内の旧オーステナイト粒の個数を数え、視野面積をこの個数で割って１個当たりの旧オーステナイト粒の面積を算出し、同面積の円の直径に換算することにより測定した。視野の境界にかかっている旧オーステナイト粒は１／２個とした。
更に、靭性評価部位８から抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡及びＥＤＳにより酸化物及び析出物の組成を確認し、円相当径が０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物の個数密度を求めた。Ｍｇ含有酸化物には、Ｍｇ含有酸化物を内包するＴｉＮ析出物も含まれている。
また、旧オーステナイト粒径、組織の分率は、光学顕微鏡又はＥＢＳＰでミクロ組織の観察を行って測定した。ミクロ組織における各組織の分率（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、４００の測定点で組織を判別し、各組織の粒の数の割合として算出した。平均旧オーステナイト粒径は、１ｍｍ×１ｍｍ以上の視野の光学顕微鏡写真またはＥＢＳＰ観察像を用いて視野内の旧オーステナイト粒の個数を数え、視野面積をこの個数で割って１個当たりの旧オーステナイト粒の面積を算出し、同面積の円の直径に換算することにより測定した。視野の境界にかかっている旧オーステナイト粒は１／２個とした。
更に、靭性評価部位８から抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡及びＥＤＳにより酸化物及び析出物の組成を確認し、円相当径が０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物の個数密度を求めた。Ｍｇ含有酸化物には、Ｍｇ含有酸化物を内包するＴｉＮ析出物も含まれている。
Ｍｇ含有酸化物の個数密度、強度評価部位の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）とベイナイト分率、靭性評価部位の２１℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ２１）及び旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）を、表３に示す。機械特性の目標値は、室温の降伏強度又は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）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、１０〜１５、及び２０〜２５は、ＹＳ及びＴＳが、それぞれ、目標である４５０ＭＰａ以上及び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、目標を十分に満たしていた。一方、表３の製造Ｎｏ．６〜９、１６〜１９、２６〜３７は、化学成分、製造方法、強度評価部位のベイナイト分率、強度評価部位のオーステナイト粒径、靭性評価部位のオーステナイト粒径、Ｍｇ含有酸化物の密度のいずれか１つ以上が本発明の範囲外である。そのため、ＹＳ、ＴＳ又は２１℃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。
本発明によれば、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍである、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。この高強度極厚Ｈ形鋼は、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、優れた靭性と高強度とを兼ね備える。また、本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や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、製造コストの低減及び工期の短縮による、大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、本発明は、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 加熱炉
２ａ 粗圧延機
２ｂ 中間圧延機
２ｃ 仕上圧延機
３ａ 中間圧延機前後面の水冷装置
３ｂ 仕上圧延機後面の水冷装置
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ
７ 強度評価部位
８ 靭性評価部位
Ｆ フランジ長さ全長
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
３ａ 中間圧延機前後面の水冷装置
３ｂ 仕上圧延機後面の水冷装置
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ
７ 強度評価部位
８ 靭性評価部位
Ｆ フランジ長さ全長
Ｈ 高さ
ｔ１ ウェブの厚み
ｔ２ フランジの厚み
Claims (5)
- 化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．７０〜２．００％、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ａｌ：０．０００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｎｂ：０〜０．０１０％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり；
下記式１によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．５０％であり；
円相当径で０．００５〜０．５μｍのＭｇ含有酸化物を、合計で１００〜５０００個／ｍｍ２含み；
フランジの厚みが１００〜１５０ｍｍであり；
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部位において、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ旧オーステナイト粒径が平均７０μｍ以上であり；
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厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価部位において、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均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、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量であり、含有されない場合は０とする。 - 前記化学成分が、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
のうち、１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。 - 前記強度評価部位における、常温での、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上であり、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり；
前記靭性評価部位における試験温度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。 - 溶鋼中の酸素濃度が０．００２０〜０．０１００％になるように脱酸した後、Ｔｉ、Ａｌ及びＭｇを順に添加し、更に、前記溶鋼の化学成分を、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜２．００％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．０００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．０１０％、Ｂ：０〜０．００２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記式２によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３０〜０．５０％となるように調整する精錬工程と；
前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；
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を、圧延終了時の表面温度が８５０℃以上となるように圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；
前記熱間圧延工程後の前記Ｈ形鋼を、水冷する冷却工程と；
を有し、
前記冷却工程では、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の位置において８００℃から６００℃までの範囲の冷却速度が２．２℃／ｓ以上となるように、かつ、水冷停止後に表面温度が３００〜７００℃の温度範囲内に復熱するように、水冷条件を制御する
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２
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量で、含有されない場合は０とする。 - 前記化学成分が、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
のうち、１種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載のＨ形鋼の製造方法。
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