WO2018169020A1 - Ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents

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昌毅 溝口
市川　和利
宗理 原
駿介 山岸
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新日鐵住金株式会社
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    • E04C2003/0443—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects characterised by substantial shape of the cross-section
    • E04C2003/0452—H- or I-shaped

Definitions

  • the present disclosure relates to an H-section steel and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 a technique for obtaining a steel material with good toughness after securing strength by applying accelerated cooling for the production of H-section steel has been proposed.
  • Patent Document 2 a technique has been proposed in which accelerated cooling is applied to ensure a high strength of 590 MPa class and toughness at 0 ° C.
  • Patent Document 3 a technique for securing high strength and toughness at 0 ° C. by applying accelerated cooling has been proposed.
  • Patent Document 4 A technique for obtaining the above has been proposed (Patent Document 4).
  • Patent Document 5 A method has been proposed in which steel pieces to which Cu, Ni, Cr, Mo, and B are added are hot-rolled and then allowed to cool to ensure uniform mechanical properties.
  • Patent Document 6 A technology has been proposed in which a steel material having a predetermined chemical composition is heated, the flange and the web are rolled under specific conditions, the flange is accelerated and cooled at a cooling rate of 1 ° C / s or higher, and the web is allowed to cool.
  • Patent Document 7 A technique has been proposed in which a microstructure based on a 1 ⁇ 4 flange portion satisfies a specific condition in a cross section of an H-section steel manufactured from a steel piece having a chemical component having a specific carbon equivalent (Patent Document 7). ).
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-328070
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-32219
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-335735
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2016-141834
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-197103
  • Patent Document 6 Japanese Patent Application Publication No. 2006-249475
  • Patent Document 7 International Publication No. 2001-075182
  • H-section steel with a flange thickness of 25 mm or more (hereinafter sometimes referred to as extra-thick H-section steel) is desired.
  • shape of H-section steel is unique, and rolling conditions (temperature, rolling reduction) are limited in universal rolling. For this reason, particularly when producing an extremely thick H-shaped steel, the difference in mechanical properties in each part such as a web, a flange, and a fillet may be larger than that of a thick steel plate.
  • Patent Document 5 For such a problem, a technique disclosed in Patent Document 5 has been proposed.
  • the present disclosure has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide an H-section steel excellent in strength and low-temperature toughness, and a manufacturing method thereof.
  • Means for solving the above problems include the following aspects.
  • the carbon equivalent Ceq obtained by the following formula (1) is 0.300 to 0.480,
  • the flange thickness is 25-140mm, The widthwise length of the flange F, if the thickness
  • a method for producing the H-section steel according to (1) Heating the steel slab having the composition described in (1) to 1100 to 1350 ° C .; Rolling is started after the heating, and the cumulative rolling reduction A at a surface temperature of 900 ° C. or more and 1100 ° C. or less is more than 10% at a position of (1/6) F from the width direction end face of the flange in the width direction of the flange. Rolling, rolling at a cumulative reduction ratio B of less than 900 ° C. and 750 ° C. or more at 10% or more, finishing the rolling with a surface temperature of 750 ° C.
  • the flange width direction is (1/6) F from the end surface in the width direction of the flange and the thickness of the flange Accelerated cooling with an average cooling rate of 0.4 ° C./s or more, continuously or in between with air cooling at a position of (1/4) t 2 from the outer surface in the thickness direction of the flange.
  • An intermittent process The manufacturing method of the H-section steel which has this.
  • the accelerated cooling is accelerated cooling in the width direction of the flange until the recuperated temperature after cooling stop becomes 600 ° C. or less at a position of (1/6) F from the end surface in the width direction of the flange.
  • the accelerated cooling is accelerated cooling in the width direction of the flange until the recuperated temperature after cooling stop becomes 600 ° C. or less at a position of (1/6) F from the end surface in the width direction of the flange.
  • an H-section steel excellent in strength and low-temperature toughness, and a manufacturing method thereof are provided.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • a numerical range in which “exceeding” or “less than” is added to the numerical values described before and after “to” means a range not including these numerical values as the lower limit value or the upper limit value.
  • “%” indicating the content of a component (element) means “% by mass”.
  • the term “process” is not limited to an independent process, but is used in this term if the intended purpose of the process is achieved even when it cannot be clearly distinguished from other processes. included.
  • the H-section steel of the present disclosure has a component composition described later and has a carbon equivalent described later.
  • the thickness of the flange is 25 to 140 mm. Further, the widthwise length of the flange F, if the thickness and t 2, the width direction of the flange, the widthwise end face of the flange (1/6) a position of the F, and, in a thickness direction of the flange
  • the ferrite crystal grain size on the plane orthogonal to the width direction of the flange is 38 ⁇ m or less, with the position at (1/4) t 2 from the outer surface in the thickness direction of the flange as the center of the measurement position.
  • the area fraction of the martensite-austenite mixed structure (MA) in the steel structure in the plane perpendicular to the width direction of the flange centered on the measurement position is 1.2% or less.
  • the 0.2% proof stress is 385 MPa or more, and the tensile strength is 490 MPa or more.
  • the absorbed energy of the Charpy test at ⁇ 20 ° C. at the measurement position is 200 J or more.
  • the present inventors have examined the influence of the composition and the metal structure on the strength and toughness inside the flange of an extremely thick H-section steel (hereinafter sometimes referred to as a steel material). Obtained knowledge.
  • the inventors of the present invention are effective when Cu, Ni, Cr, Nb and V are contained. I found out that there was. Cu, Ni, Cr, and Nb achieve high strength through improved hardenability, and Nb and V increase the strength of steel through precipitation strengthening. Further, by containing Nb, through an increase in strain in the steel material due to rolling in the non-recrystallization temperature range, it contributes to refinement of the steel material structure after accelerated cooling and improves toughness.
  • the cumulative reduction ratio (cumulative reduction ratio A) exceeds 10% in a temperature range of 900 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower is performed, and in a temperature range of less than 900 ° C. and 750 ° C. or higher, the cumulative reduction ratio ( Hot rolling with a cumulative rolling reduction B) of 10% or more is performed.
  • the above-mentioned average crystal grain size can be realized by performing the hot rolling. This is because the austenite grains become finer in the temperature range of 900 ° C. or higher, so that the toughness can be improved by refining the steel structure after accelerated cooling.
  • miniaturization of the steel structure after accelerated cooling is realizable by providing many distortions in steel materials.
  • the present inventor has also revealed that it is preferable to set the cooling rate of accelerated cooling to 2.0 ° C./s or less on average.
  • the upper limit of the average cooling rate of accelerated cooling is not particularly limited. It is an example of preferable conditions that the cooling rate of accelerated cooling is 2.0 ° C./s or less on average.
  • this accelerated cooling is preferably performed for as long as possible. Specifically, it is preferable to carry out until the recuperation temperature after the stop of the accelerated cooling becomes 600 ° C. or less. Accelerated cooling may be performed continuously to the target temperature, or intermittent cooling may be performed by providing one or more times of air cooling during accelerated cooling.
  • the position in the width direction of the flange is (1/6) F from the end surface in the width direction of the flange.
  • it is effective to set the average cooling rate to 0.4 ° C./s or more at a position of (1/4) t 2 from the outer surface in the thickness direction of the flange in the thickness direction of the flange.
  • C (C: 0.040 to 0.100%) C is an element effective for strengthening steel, and in the H-section steel of the present disclosure, the lower limit value of the C content is 0.040%. A preferable lower limit of the C content is 0.050%. On the other hand, if the C content exceeds 0.100%, the amount of cementite and MA produced becomes excessive, leading to a decrease in toughness. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.100%. The upper limit with preferable C content is 0.080%.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.50% in the H-section steel of the present disclosure. In order to further increase the strength, it is preferable to set the lower limit of the Mn content to 1.00%. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.70%, the hardenability is excessively increased, and the formation of MA is promoted to impair toughness. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.70%. The upper limit with preferable Mn content is 1.60%.
  • Cu 0.01 to 0.50%
  • Cu improves hardenability and contributes to improvement of tensile strength.
  • the Cu content is set to 0.01% or more.
  • a preferable lower limit of the Cu content is 0.10%.
  • the upper limit of the Cu content is 0.50%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.30%.
  • Ni is an element that improves the hardenability by forming a solid solution in steel, and contributes to the improvement of tensile strength.
  • the Ni content is set to 0.01% or more.
  • a preferable lower limit of the Ni content is 0.10%.
  • the upper limit of the Ni content is 0.50%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.30%.
  • Cr 0.01 to 0.50%
  • Cr is an element that contributes to improvement of tensile strength by increasing hardenability.
  • the Cr content is set to 0.01% or more.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 0.05%.
  • the upper limit of the Cr content is 0.50%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 0.30%.
  • Nb suppresses recrystallization of austenite during hot rolling, contributes to finer ferrite and bainite by accumulating processing strain in the steel, and further contributes to strength improvement by precipitation strengthening To do.
  • the Nb content is set to 0.001% or more.
  • a preferable lower limit of the Nb content is 0.010%.
  • the upper limit of Nb content is 0.050%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.040%.
  • V forms carbonitrides and contributes to precipitation strengthening. Furthermore, V carbonitrides precipitated in the austenite grains act as ferrite and bainite transformation nuclei, and also have the effect of refining ferrite and bainite crystal grains. In order to obtain these effects, the V content is set to 0.010% or more. The minimum with preferable V content is 0.030%, and a more preferable minimum is 0.050%. However, when V is contained excessively, toughness may be impaired due to coarsening of precipitates. Therefore, the upper limit of V content is 0.120%. The upper limit with preferable V content is 0.100%.
  • Al acts as a deoxidizing element in the H-section steel of the present disclosure.
  • the Al content is set to 0.005% or more.
  • the upper limit of the Al content is set to 0.100%.
  • Ti is an element that forms TiN and fixes N in the steel.
  • the lower limit of the Ti content is set to 0.001%.
  • TiN has an effect of refining austenite by a pinning effect. Therefore, the preferable lower limit of the Ti content is 0.007%.
  • the upper limit of the Ti content is 0.025%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.020%.
  • B is an element that increases the hardenability and brings about an increase in strength of the steel material.
  • the lower limit of the B content is set to more than 0.0005%.
  • a preferable lower limit of the B content is 0.0006%.
  • the upper limit of the B content is set to 0.0020%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0015%.
  • N is an element that forms TiN and VN and contributes to the refinement of the structure and precipitation strengthening. Therefore, the lower limit of the N content may be 0.0001% and 0.0010% may be the lower limit. However, when the N content is excessive, the toughness of the base material is lowered, which causes a material defect due to surface cracking during casting and strain aging of the manufactured steel material. Therefore, the upper limit of N content is 0.0120%. Preferably, the preferable upper limit of N content is 0.0080%.
  • P, S, and O are impurities, and their content is not particularly limited. However, since P and S cause weld cracking due to solidification segregation and a decrease in toughness, the content of P and S is preferably reduced.
  • the upper limit of the P content is preferably limited to 0.03%.
  • the upper limit with more preferable P content is 0.01%.
  • limit the upper limit of S content is 0.02%.
  • the lower limit of P content and S content is not specifically limited, It may exceed 0%. For example, it may be 0.0001% or more from the viewpoints of dephosphorization cost reduction and desulfurization cost reduction.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.0050%.
  • a more preferable upper limit of the O content is 0.0030%.
  • the lower limit value of the O content is not particularly limited, but may be over 0% or 0.0001% or more.
  • Si may be contained.
  • Mo, W, Ca, Zr, Mg, and REM may be included. These elements may or may not be contained. Therefore, the lower limit of these elements is 0%.
  • Si is a deoxidizing element and contributes to the improvement of strength.
  • the upper limit of the Si content is 0.08%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.05%.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited.
  • the lower limit of the Si content may be greater than 0% or 0.01%.
  • Mo 0 to 0.20%
  • Mo is an element that improves the hardenability by dissolving in steel.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Mo content is 0.20%.
  • W is an element that improves the hardenability by dissolving in steel.
  • the W content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the upper limit of W content is 0.50%.
  • Ca is an element effective for controlling the form of sulfide, suppresses the formation of coarse MnS, and contributes to the improvement of toughness.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the upper limit of Ca content is 0.0050%.
  • the upper limit with more preferable Ca content is 0.0030%.
  • Zr 0 to 0.0050% Zr precipitates as carbides and nitrides and contributes to precipitation strengthening of steel.
  • the Zr content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the carbide and nitride of Zr may be coarsened and the toughness may be lowered. Therefore, the upper limit of the Zr content is 0.0050%.
  • Mg and REM rare earth elements; that is, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, etc. are used for the purpose of improving the base metal toughness and the welded HAZ toughness. It may contain at least one element selected from the group consisting of Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The lower limit of these elements is 0%. However, when these elements are contained excessively, the effect of improving the base metal toughness and the welded HAZ toughness cannot be obtained.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.0001%.
  • the upper limit of the Mg content is 0.0050% or less.
  • the upper limit with preferable Mg content is 0.0032%.
  • the minimum of REM content shall be 0.001%.
  • the upper limit of the REM content is 0.005% or less.
  • the upper limit with preferable REM content is 0.003%.
  • the balance consists of Fe and impurities.
  • the impurity refers to a component contained in the raw material or a component mixed in the manufacturing process and not intentionally contained in the steel.
  • the carbon equivalent Ceq obtained by the following formula (1) is specified in the range of 0.300 to 0.480 from the viewpoint of securing the tensile strength. If Ceq is less than 0.300, the hardenability becomes insufficient and the tensile strength becomes insufficient. Preferably, the lower limit of Ceq is set to 0.350. On the other hand, when Ceq exceeds 0.480, the hardenability increases excessively, the strength becomes excessive, and the toughness decreases. Preferably, the upper limit of Ceq is 0.450.
  • Ceq is an index of hardenability (carbon equivalent), and is obtained by the following formula (1).
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu represent the content (mass%) of each element in steel. Elements not contained are set to 0.
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu represent the content (% by mass) of each element. When it is not contained, 0 is set. That is, in Formula (1), when H-section steel contains the element of C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu, the content (mass%) of each element to contain is substituted. If there is an element not contained, 0 is substituted.
  • a portion including the measurement position 7 shown in FIG. 1 is taken as a test piece as a position where average toughness is obtained, and an average crystal grain size, an area fraction of MA, and toughness are obtained. To evaluate.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view orthogonal to the rolling direction of the H-section steel 4.
  • the H-shaped steel 4 is composed of a pair of plate-like flanges 5 facing each other, and a plate-like web 6 provided so as to be orthogonal to the flanges 5 and to connect the centers in the width direction of the opposed surfaces of the flanges 5. Is provided.
  • the X-axis direction is defined as the width direction of the flange 5
  • the Y-axis direction is defined as the thickness direction of the flange 5
  • the Z-axis direction is defined as the rolling direction (length direction of the flange 5).
  • the widthwise length of the flange 5 and F when the thickness of the flange 5 and t 2, the widthwise end face 5a of the flange 5 (1/6) position of F (in Figure 1, a F / 6 hereinafter), and the thickness direction outer surface 5b of the flange 5 (1/4) position of t 2 (in FIG. 1, a measurement position 7 to t 2/4 the drawing) .
  • the surface orthogonal to the width direction of the flange 5 centering on the measurement position 7 is a surface for measuring the average crystal grain size and the area fraction of MA.
  • the flange 5 along either one place of the measurement position 7 A cross section perpendicular to the width direction (X direction) is taken as a measurement surface. Then, the average crystal grain size is measured in a 1 mm square region centering on the measurement position 7 along the rolling direction of the section, and the MA area fraction is measured in a 500 ⁇ m square region.
  • the average crystal grain size is a cross section at a position 1 ⁇ 4 from the tip in the rolling direction (Z direction) of the H-section steel at any one of the four measurement positions 7 on the top, bottom, left, and right of the flange 5. Measure with.
  • the surface 5b on the outer side in the thickness direction of the flange 5 is one surface in the thickness direction of the flange 5 and is the surface not in contact with the web 6, and is an end surface indicated by reference numeral 5b shown in FIG. It is. Moreover, the width direction end surface 5a of the flange 5 is an end surface which the code
  • the crystal grain size in the steel material structure can be discriminated by observation by EBSD (electron beam backscatter diffraction method).
  • the crystal grain size is a circle-equivalent diameter.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction method
  • the average crystal grain size is calculated for all the metal structures included in the grain boundary (hereinafter simply referred to as the average crystal grain size).
  • the average crystal grain size is a weighted average calculated by weighting each crystal grain size by the area of the crystal grain.
  • the average crystal grain size in the steel structure is set to 38 ⁇ m or less.
  • the toughness decreases.
  • the condition of the average crystal grain size is an important factor for ensuring toughness at ⁇ 20 ° C. in a steel having a tensile strength of 490 MPa or more, which is a target for the H-shaped steel of the present disclosure. This has been clarified through experiments.
  • the lower limit of the average crystal grain size is not particularly limited.
  • the lower limit of the average crystal grain size may be 5 ⁇ m, for example, in terms of manufacturability.
  • the area fraction of MA in the steel structure can be measured by observing an observation sample collected from the steel with a repeller reagent, observing it with an optical microscope, and extracting the MA with known image analysis software. . Specifically, in a sample for observation corroded with a repeller reagent, a 500 ⁇ m square surface perpendicular to the width direction of the flange 5 with the steel measurement position 7 as the center is photographed with an optical microscope at 200 times. Then, for the photographed image, MA is extracted by image analysis software “Image-Pro”, and the area fraction of the MA is measured.
  • the area fraction of MA is a cross section at a position 1 ⁇ 4 from the tip in the rolling direction of the H-section steel (Z direction) at any one of the four measurement positions 7 on the top, bottom, left, and right of the flange 5. Measure with.
  • the area fraction of MA in the steel structure is set to 1.2% or less.
  • the area fraction of MA is an important factor for ensuring toughness at ⁇ 20 ° C. in a steel having a tensile strength of 490 MPa or more, which is a target for the H-shaped steel of the present disclosure. This has been clarified through experiments. It is preferable that the area fraction of MA is small in terms of suppressing toughness reduction.
  • the area fraction of MA is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • the area fraction of MA may be 0%.
  • the metal structure of the steel material is pearlite 0 to 10% and MA 0 to 1.2% in terms of securing toughness at the measurement position 7, and the remaining balance is ferrite (polygonal). Ferrite), bainite, and acicular ferrite.
  • the balance is preferably made of ferrite (polygonal ferrite) and at least one of bainite and acicular ferrite in terms of securing strength and low temperature toughness.
  • the area fraction of ferrite (polygonal ferrite) in the balance is not particularly limited, and may be, for example, 10 to 90%.
  • the test piece 9 at the time of evaluating toughness by the Charpy test can be exemplified by a rectangular parallelepiped sampled such that the measurement position 7 is the center of the cross section in the rolling direction and the longitudinal direction is parallel to the rolling direction.
  • the surface on which the notch is formed in the test piece 9 is one of the surfaces parallel to the end surface 5a in the width direction of the flange 5 (the surfaces 11 and 13 shown in FIG. 2).
  • the test piece 9 may be collected from any position in the rolling direction as long as the measurement position 7 is the center in the width direction of the test piece (the center in the X-axis direction shown in FIG. 2).
  • the notch direction is the width direction of the flange 5 (X-axis direction shown in FIG. 2).
  • test piece at the time of evaluating yield strength or 0.2% yield strength by a tensile test will be described.
  • a test piece for evaluating yield strength or 0.2% yield strength by a tensile test is shown in FIG. 1 from the width direction end face 5a of the flange 5 toward the width direction of the flange 5 (X-axis direction shown in FIG. 1).
  • the test piece was cut out with the (1/6) F position as the center in the width direction of the test piece.
  • a tensile test is performed.
  • the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction (Z-axis direction shown in FIG.
  • test piece 1 1), and from the entire thickness direction (the total thickness) of the thickness direction of the flange 5 (Y-axis direction shown in FIG. 1). Cut it out.
  • the thickness in the width direction of the test piece is in the range specified in JIS Z 2241 (2011). It should be noted that the test piece has any position in the rolling direction as long as the position of (1/6) F is the center in the width direction of the test piece from the end surface 5a of the flange 5 in the width direction of the flange 5. May be taken from
  • the thickness t 2 of the flange 5 of the H-section steel 4 of the present disclosure is 25 to 140 mm.
  • the reason why the lower limit of the thickness t 2 is set to 25 mm is that, for example, a strength member having a thickness t 2 of the flange 5 of 25 mm or more is required for the H-section steel 4 used in a high-rise building structure.
  • a preferable lower limit of the thickness t 2 of the flange 5 is 40 mm.
  • the reason why the upper limit of the thickness t 2 of the flange 5 is 140 mm is that when the thickness t 2 of the flange 5 exceeds 140 mm, the amount of hot working is insufficient and it is difficult to achieve both strength and toughness.
  • a preferable upper limit of the thickness t 2 of the flange 5 of the H-section steel 4 is 125 mm. Therefore, the thickness t 2 of the flange 5 may be 25 to 125 mm or 40 to 125 mm.
  • the thickness t 1 of the web 6 of the H-section steel 4 is not particularly limited, but is preferably 15 to 125 mm.
  • the ratio of the thickness of the flange 5 to the thickness of the web 6 (t 2 / t 1 ) is preferably set to 0.5 to 2.0 assuming that the H-section steel 4 is manufactured by hot rolling. . If the ratio of the thickness of the flange 5 to the thickness of the web 6 (t 2 / t 1 ) exceeds 2.0, the web 6 may be deformed into a wavy shape. On the other hand, when the ratio of the thickness of the flange 5 to the thickness of the web 6 (t 2 / t 1 ) is less than 0.5, the flange 5 may be deformed into a wavy shape.
  • the target value of the mechanical properties of the H-section steel 4 according to the H-section steel of the present disclosure is the yield strength or the 0.2% yield strength at room temperature in the test piece when evaluating the above-described yield strength or 0.2% yield strength. Is 385 MPa or more, and the tensile strength is 490 MPa or more.
  • the yield strength or 0.2% yield strength is a stress-strain curve, and indicates that the yield strength is obtained when the yield phenomenon appears, and the 0.2% yield strength is obtained when the yield phenomenon does not appear. That is, when the yield phenomenon appears, the yield strength is 385 MPa or more, and when the yield phenomenon does not appear, the 0.2% proof stress is 385 MPa or more.
  • the target value of Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. in the H-section steel 4 of the present disclosure is 200 J or more in the test piece 9 described above. If the strength is too high, the toughness may be impaired. Therefore, the yield strength at normal temperature or the 0.2% yield strength is preferably 530 MPa or less, and the tensile strength is preferably 690 MPa or less. In the present disclosure, normal temperature refers to a range of 20 ° C. ⁇ 5 ° C.
  • the preferable manufacturing method of the H-section steel 4 of this indication has the following processes. 1) A step of heating a steel slab having the above component composition (chemical composition) to 1100 to 1350 ° C. 2) Rolling is started after heating, and the cumulative rolling reduction A at a surface temperature of 900 ° C. to 1100 ° C. or less is more than 10% at a position of (1/6) F from the flange width direction end face in the width direction of the flange. Rolling, rolling at 750 ° C. to less than 900 ° C. with a cumulative rolling reduction B of 10% or more, and finishing the rolling with a surface temperature of 750 ° C.
  • the chemical composition of the molten steel is adjusted so as to have the above-described composition, and then cast to obtain a steel slab.
  • Casting is not particularly limited, and a beam blank having a shape close to the H-section steel 4 to be manufactured may be used. From the viewpoint of productivity, continuous casting is preferable.
  • the thickness of a steel piece shall be 200 mm or more from a viewpoint of productivity. In consideration of the reduction of segregation and the uniformity of the heating temperature before hot rolling, the thickness of the steel slab is preferably 350 mm or less.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel slab is 1100 ° C.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel slab is preferably 1150 ° C.
  • the upper limit of the heating temperature of the steel slab is 1350 ° C.
  • the hot rolling is started.
  • ferrite, bainite, and the like are refined by austenite grain refinement so that the average crystal grain size is 38 ⁇ m or less. Therefore, the reduction rate when performing hot rolling is such that the surface temperature is 900 ° C. to 1100 at a position of (1/6) F from the width direction end face 5a of the flange 5 in FIG.
  • the cumulative rolling reduction A at 10 ° C. is more than 10%
  • the cumulative rolling reduction B at 750 ° C. to less than 900 ° C. is 10% or more.
  • the hot rolling may be performed, for example, as shown in FIG.
  • finish rolling having a cumulative reduction ratio B is performed.
  • the cumulative rolling reductions A and B are the difference between the flange thickness before rolling and the flange thickness after rolling divided by the flange thickness before rolling.
  • the hardenability may be reduced.
  • ferrite transformation may start and YS or TS may decrease. Therefore, the lower limit of the rolling finishing temperature is 750 ° C. at the surface temperature.
  • the rolling step the rolling is completed by setting the surface temperature to 750 ° C. or more and the thickness of the flange 5 to 25 to 140 mm (may be 25 to 125 mm).
  • the upper limit of the rolling finishing temperature is preferably 850 ° C.
  • YS means yield strength or 0.2% proof stress.
  • TS is the tensile strength.
  • accelerated cooling is applied.
  • the cooling may be performed continuously or intermittently with air cooling interposed therebetween.
  • the average cooling rate at the measurement position 7 shown in FIG. 1 is set to 0.4 ° C./s or more.
  • the cooling rate is derived by calculation based on the shape of the steel material after rolling, the starting temperature of accelerated cooling, and the recuperated temperature after stopping accelerated cooling.
  • the target strength cannot be obtained at an average cooling rate of less than 0.4 ° C./s.
  • the average cooling rate is preferably 2.0 ° C./s or less.
  • setting the average cooling rate to 2.0 ° C./s or less is an example of a preferred embodiment, and the upper limit of the average cooling rate is not limited.
  • a process in which primary rolling and cooling to 500 ° C. or lower, followed by heating to 1100 to 1350 ° C. and secondary rolling may be adopted.
  • the hot rolling may be water cooling rolling between passes.
  • the water cooling between passes is aimed at the temperature fall in a temperature range higher than the temperature at which austenite undergoes phase transformation.
  • the H-section steel 4 produced by hot rolling under the above conditions is excellent in strength and low temperature toughness. Further, by containing Nb and V, ferrite, bainite and the like are refined, and the H-section steel 4 excellent in strength and low-temperature toughness is obtained. More specifically, in the H-section steel 4, the flange 5 has a thickness of 25 to 140 mm (may be 25 to 125 mm). In addition, the H-section steel 4 has a yield strength or 0.2% yield strength in the tensile test of 385 MPa or more, a tensile strength of 490 MPa or more, and a Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. in the test piece 9 of 200 J or more. Show.
  • the manufactured H-section steel 4 becomes a high-strength, extremely-thick H-section steel 4 having excellent low-temperature toughness.
  • the manufacturing method of the H-section steel 4 of this indication does not require an advanced steelmaking technique and accelerated cooling, and can aim at reduction of manufacturing load, shortening of a work period, etc. Accordingly, the industrial contribution is extremely significant, such as improving the reliability of large buildings without impairing the economy.
  • H-section steel of the present disclosure will be specifically described based on examples, the H-section steel of the present disclosure is not limited to the examples.
  • the manufacturing process of H-section steel 4 is shown in FIG.
  • the steel slab heated in the heating furnace 1 was carried out in a universal rolling device row including a rough rolling mill 2a, an intermediate rolling mill 2b, and a finishing rolling mill 2c. After completion of hot rolling, accelerated cooling was applied continuously or intermittently with air cooling interposed therebetween.
  • accelerated cooling was applied continuously or intermittently with air cooling interposed therebetween.
  • water cooling between the rolling passes is performed by using a water cooling device 3 provided before and after the intermediate universal rolling mill (intermediate rolling mill 2b), and spray cooling and reverse rolling of the flange outer surface. Went.
  • a specimen for microscopic observation was collected from the H-section steel 4 so as to include a surface perpendicular to the width direction of the flange 5 with the measurement position 7 shown in FIG. 1 as the center. did.
  • the surface was subjected to EBSD observation, and the average crystal grain size was measured.
  • the MA area fraction of the surface is measured using a specimen for microscopic observation taken from the H-section steel 4 so as to include a surface perpendicular to the width direction of the flange 5 with the measurement position 7 as the center. did.
  • a Charpy test was performed at ⁇ 20 ° C. using a Charpy test piece (see FIG.
  • the tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 (2011). Yield point was obtained when the yield behavior was exhibited, and 0.2% proof stress was obtained when the yield behavior was not exhibited.
  • the test piece for the tensile test was JIS1A, and the measurement temperature was 20 ° C. ⁇ 5 ° C.
  • the Charpy impact test was performed at ⁇ 20 ° C. according to JIS Z 2242 (2005).
  • the target values of mechanical properties are that yield strength at normal temperature or 0.2% yield strength (YS) is 385 MPa or more, and tensile strength (TS) is 490 MPa or more.
  • the target value of Charpy absorbed energy (vE -20 ) at -20 ° C is 200 J or more.
  • the notch shape of the Charpy test was V notch and the notch depth was 2 mm.
  • Table 3 to Table 6 show the absorbed energy (vE -20 ) of the Charpy test at.
  • the reduction rate when performing hot rolling in Table 3 and Table 5 is from the width direction end surface 5a of the flange 5 of FIG. 1 toward the width direction of the flange 5 (X-axis direction shown in FIG. 1). 1/6)
  • the average cooling rate at the measurement position 7 is calculated by computer simulation from the measured values of the flange thickness t 2 , the water cooling start temperature, and the recuperation temperature of the H-section steel 4.
  • manufacturing No. 5, 8, 14, 15, 18, and 19 (Tables 3 and 4), and 24-39 (Tables 5 and 6) are any one of chemical composition, Ceq, cumulative rolling reduction A, cumulative rolling reduction B, rolling finishing temperature, average cooling rate, average crystal grain size, and area fraction of MA.
  • Ceq cumulative rolling reduction A
  • cumulative rolling reduction B rolling finishing temperature
  • average cooling rate average crystal grain size
  • area fraction of MA one or more are outside the scope of the H-section steel of the present disclosure. Therefore, any one or more of YS, TS, and Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. did not satisfy the target value.
  • the metal structure of each example was 10% or less of pearlite and 1.2% of MA, and the rest other than these consisted of ferrite (polygonal ferrite) and at least one of bainite and acicular ferrite.

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Abstract

所定の化学組成を有し、フランジの厚みが２５～１４０ｍｍであり、フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、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であって、かつ、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７を中心とし、フランジの幅方向と直交する面における平均結晶粒径が３８μｍ以下、マルテンサイト－オーステナイト混合組織の面積分率が１．２％以下、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対して測定した、フランジの圧延方向の降伏強度または０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、測定位置７における－２０℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが２００Ｊ以上であるＨ形鋼。

Description

Ｈ形鋼およびその製造方法
　本開示は、Ｈ形鋼およびその製造方法に関する。
　近年、高層ビルなどの建築物は大型化、高層化等が進んでいる。そのため、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、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。
　このような問題に対し、Ｈ形鋼の製造に関して、加速冷却を適用することで強度を確保した上で、良好な靭性を確保した鋼材を得る技術が提案されている（特許文献１）。
　また、加速冷却を適用することで、５９０ＭＰａ級という高強度を確保し、０℃における靭性を確保する技術が提案されている（特許文献２）。
　同じく、加速冷却を適用することで、高い強度を確保し、０℃における靭性を確保する技術が提案されている（特許文献３）。
　また、Ｍｇを含有する酸化物を鋼中に微細分散させることで、旧γ粒径を微細化し、加速冷却を適用することで、高い強度を確保し、同時に２１℃での靭性を確保した鋼材を得る技術が提案されている（特許文献４）。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＢを添加した鋼片を熱間圧延した後、放冷して、均質な機械特性を確保する方法が提案されている（特許文献５）。
　所定の化学組成を有する鋼素材を加熱後、フランジ及びウェブを特定の条件で圧延後、フランジは冷却速度1℃/s以上で加速冷却後に復熱し、ウェブは放冷する技術が提案されている（特許文献６）。
　特定の炭素当量である化学成分を有する鋼片から製造するＨ形鋼の断面において、１／４フランジ部を基準とするミクロ組織が特定の条件を満足する技術が提案されている（特許文献７）。
　特許文献１：日本国特開２００３－３２８０７０号公報
　特許文献２：日本国特開２００６－３２２０１９号公報
　特許文献３：日本国特開平１１－３３５７３５号公報
　特許文献４：日本国特開２０１６－１４１８３４号公報
　特許文献５：日本国特開平８－１９７１０３号公報
　特許文献６：日本国特開２００６－２４９４７５号公報
　特許文献７：国際公開２００１－０７５１８２号
　厚手の鋼板を製造する際、熱間圧延後に加速冷却を適用すると、鋼板の内部の冷却速度が表面に比べて遅くなる。このため、鋼板の表面と内部とで、冷却中の温度履歴に大きな差が生じ、鋼板の部位によって強度、延性、及び靭性といった機械特性に差が生じることがある。
　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形鋼と称する場合がある。）の使用が望まれている。しかしながら、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、厚手の鋼板に比べて、ウェブ、フランジ、フィレット等の各部位での機械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、上記特許文献５に開示され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が、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、降伏強度が高い（具体的には、降伏強度又は０．２％耐力が、３８５ＭＰａ以上）鋼材の需要が高まっている。
　しかしながら、特許文献１～５には、強度および低温靭性に優れ、かつ極厚のＨ形鋼を得るための構成及び製造方法が記載されていないため、このような特性を有するＨ形鋼が得られなかった。また、特許文献６に開示されるＨ形鋼は、低温靭性が十分ではなかった。さらに、特許文献７に開示されるＨ形鋼は、主にフェライト相とパーライト相から形成されるため、靭性が安定しないことが判明している。
　本開示は、このような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、並びに、その製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
（１）
　質量％で、
Ｃ　：０．０４０～０．１００％、
Ｍｎ：０．５０～１．７０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、
Ｖ　：０．０１０～０．１２０％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、
Ｂ：０．０００５超～０．００２０％、
Ｎ　：０．０００１～０．０１２０％、
Ｓｉ：０～０．０８％、
Ｍｏ：０～０．２０％、
Ｗ　：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｚｒ：０～０．００５０％
Ｍｇ：０～０．００５０％
ＲＥＭ：０～０．００５％、並びに、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
　下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３００～０．４８０であり、
　フランジの厚みが２５～１４０ｍｍであり、
　フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、
　フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2である位置を測定位置の中心とし、フランジの幅方向と直交する面における平均結晶粒径が３８μｍ以下であり、
　前記測定位置を中心とし、フランジの幅方向と直交する面における鋼材組織中のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（ＭＡ）の面積分率が１．２％以下であり、
　フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向の全厚に対して測定した、フランジの圧延方向の降伏強度または０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上であり、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
　前記測定位置における－２０℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが２００Ｊ以上である、Ｈ形鋼。
　式（１）　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、及びＣｕは各元素の含有量（質量％）を表す。含有されない場合は０とする。
（２）
　（１）に記載のＨ形鋼を製造する方法であって、
　（１）に記載の成分組成を有する鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する工程と、
　前記加熱後に圧延を開始し、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置において、表面温度９００℃以上、１１００℃以下での累積圧下率Ａが１０％超で圧下し、９００℃未満、７５０℃以上での累積圧下率Ｂが１０％以上で圧延する圧延を行い、表面温度が７５０℃以上でフランジの厚みを２５～１４０ｍｍとして圧延を終了する工程と、
　前記圧延後、フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置において、平均冷却速度が０．４℃／ｓ以上である加速冷却を、連続的にまたは間に空冷を挟んで断続的に行う工程と、
を有するＨ形鋼の製造方法。
（３）
　前記加速冷却は、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置における、冷却停止後の復熱温度が６００℃以下となるまで加速冷却する、（２）に記載のＨ形鋼の製造方法。
　本開示によれば、強度および低温靭性に優れるＨ形鋼、並びに、その製造方法が提供される。
極厚Ｈ形鋼の試験片を採取する位置を説明する図である。 シャルピー試験により靭性を評価する際の試験片を示す斜視図である。 本開示の極厚Ｈ形鋼の製造装置の一例を示す図である。
　本開示において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また、「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
　本開示において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　本開示において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されるのであれば、本用語に含まれる。
　本開示のＨ形鋼は、後述の成分組成を有し、後述の炭素当量を有する。
　また、フランジの厚みが２５～１４０ｍｍである。
　さらに、フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2である位置を測定位置の中心とし、フランジの幅方向と直交する面におけるフェライト平均結晶粒径が３８μｍ以下である。
　前記測定位置を中心とし、フランジの幅方向と直交する面における鋼材組織中のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（ＭＡ）の面積分率が１．２％以下である。
　そして、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向の全厚に対して測定した、フランジの圧延方向の降伏強度または０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上であり、引張強度が４９０ＭＰａ以上である。
　前記測定位置における－２０℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが２００Ｊ以上である。
　まず、本開示のＨ形鋼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、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、現在では寒冷地等での使用を考慮して、より低温（－２０℃程度）での靭性が要求される場合がある。また、極厚Ｈ形鋼の重量低減を図るため、降伏強度の高い（具体的には、降伏強度又は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上）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及び靭性に及ぼす、成分組成及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。
　まず、焼入性の上昇による高強度の確保を狙って無差別に各種合金元素を含有させると、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）の増加により、低温靭性の低下をもたらす場合があることを知見した。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、１．２％以下とすることが重要である。そのためには、Ｓｉ含有量を低減することが効果的であることを知見した。具体的には、Ｓｉ含有量を０．０８％以下に低減することが有効であり、０．０５％以下に低減することがより好ましいことを知見した。
　また、本発明者らは、高い降伏強度または０．２％耐力、および－２０℃での良好な靭性を実現するためには、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＮｂおよびＶを含有させると効果的であることを知見した。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＮｂは、焼入れ性の向上を通じて高い強度を実現し、ＮｂおよびＶは析出強化を通じて鋼材の強度を上昇させる。また、Ｎｂを含有させることにより、未再結晶温度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。
　これらの合金元素の適切な選択により、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った。
　さらに、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ることも明らかにした。具体的には、熱間圧延を行うときに、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て、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）で測定される平均結晶粒径を、３８μｍ以下とすることが重要であることを明らかにした。
　そして、９００℃以上、１１００℃以下の温度域で、累積圧下率（累積圧下率Ａ）が１０％超の熱間圧延を行い、９００℃未満、７５０℃以上の温度域で、累積圧下率（累積圧下率Ｂ）が１０％以上の熱間圧延を行う。これら熱間圧延を行うことで、上記の平均結晶粒径を実現できることも明らかにした。これは、９００℃以上の温度域では、オーステナイト粒が細粒化するため、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ためである。また、９００℃未満の温度域では、鋼材中に歪を多く付与することで、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ためである。
　一般に、強力な加速冷却を行って極厚Ｈ形鋼を製造するほど、鋼材の断面内での冷却速度は位置によって大きく異なる。フランジ幅をＦ、フランジ厚さをｔ2とすると、鋼材の断面内（特に、フランジ幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジ厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置と、（１／２）ｔ2の位置との断面内）で、冷却速度の差が小さくなると、機械特性に大きな差が生じなくなる。そのために、加速冷却の冷却速度を平均で２．０℃／ｓ以下とすることが好ましいことも、本発明者は明らかにした。ただし、加速冷却の冷却速度の平均の上限は特に限定されるものではない。加速冷却の冷却速度を平均で２．０℃／ｓ以下とすることは好ましい条件の一例である。
　鋼材の強度確保のために、この加速冷却は、なるべく長時間行うことが好ましい。具体的には、加速冷却の停止後の復熱温度が６００℃以下になるまで行うことが好ましい。加速冷却は、連続的に目標温度まで行っても構わないし、加速冷却の最中に１回以上の空冷の時間を設けて間欠冷却としても構わない。ただし、鋼材の強度確保のために、フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置において、平均冷却速度を０．４℃／ｓ以上とすることが有効である。
　以上が本開示のＨ形鋼を創出するに至った経緯である。
　以下、本開示のＨ形鋼について説明する。
　まず、成分組成（化学組成）の限定理由について説明する。
（Ｃ：０．０４０～０．１００％）
　Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、本開示のＨ形鋼ではＣ含有量の下限値を０．０４０％とする。Ｃ含有量の好ましい下限値は、０．０５０％である。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、セメンタイト及びＭＡの生成量が過剰となり、靭性の低下を招く。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１００％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０８０％である。
（Ｍｎ：０．５０～１．７０％）
　Ｍｎは、強度の向上に寄与するため、本開示のＨ形鋼ではＭｎ含有量の下限を０．５０％とする。より強度を高めるには、Ｍｎ含有量の下限を１．００％にすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１．７０％を超えると、焼入性が過剰に上昇し、ＭＡの生成を助長して靭性を損なう。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．７０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．６０％である。
（Ｃｕ：０．０１～０．５０％）
　Ｃｕは、焼入性を向上させ、引張強度の向上に寄与する。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％である。しかし、Ｃｕ含有量が過剰になると、靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｃｕ含有量の上限は０．５０％とする。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
（Ｎｉ：０．０１～０．５０％）
　Ｎｉは、鋼中に固溶して焼入性を高める元素であり、引張強度の向上に寄与する。引張強度の向上のために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量の好ましい下限値は０．１０％である。しかし、Ｎｉ含有量が０．５０％超では焼入性を過剰に向上させ、ＭＡの生成を助長し靭性を低下させる。従って、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とする。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
（Ｃｒ：０．０１～０．５０％）
　Ｃｒは、焼入性を上昇させて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に、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％である。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、焼入性を過剰に向上させ、ＭＡの生成を助長し靭性を低下させる。従って、Ｃｒ含有量の上限を０．５０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
（Ｎｂ：０．００１～０．０５０％）
　Ｎｂは、熱間圧延を行うときに、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ことでフェライト及びベイナイトの細粒化に寄与し、さらに、析出強化により強度の向上に寄与する。これらの効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。ただし、Ｎｂを過度に含有すると、ＭＡの生成を助長し、著しい靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５０％とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。
（Ｖ：０．０１０～０．１２０％）
　Ｖは、炭窒化物を形成して析出強化に寄与する。さらに、オーステナイトの粒内に析出したＶの炭窒化物は、フェライト及びベイナイトの変態核として作用し、フェライト及びベイナイトの結晶粒を微細化する効果も有する。これらの効果を得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上とする。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、より好ましい下限は０．０５０％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靭性を損なうことがある。そのため、Ｖ含有量の上限を０．１２０％とする。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１００％である。
（Ａｌ：０．００５～０．１００％）
　Ａｌは、本開示のＨ形鋼では脱酸元素として作用する。脱酸の効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００５％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含有量の上限を０．１００％とする。
（Ｔｉ：０．００１～０．０２５％）
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成して、鋼中のＮを固定する元素である。この効果を得るため、本開示のＨ形鋼では、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％とする。また、ＴｉＮは、ピン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。そのため、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％である。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靭性を損なう。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．０２５％とする。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。
（Ｂ：０．０００５超～０．００２０％）
　Ｂは、焼入性を高めて鋼材の強度上昇をもたらす元素である。この効果を得るため、本開示のＨ形鋼では、Ｂ含有量の下限を０．０００５％超とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００６％である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、ＭＡの生成を助長し、靭性を低下させるため、Ｂ含有量の上限を０．００２０％とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１５％である。
（Ｎ：０．０００１～０．０１２０％）
　Ｎは、ＴｉＮ及びＶＮを形成し、組織の細粒化及び析出強化に寄与する元素である。そのため、Ｎ含有量の下限を０．０００１％とし、０．００１０％を下限としてもよい。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、母材の靭性が低下し、鋳造を行うときの表面割れ及び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０．０１２０％とする。好ましくは、Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８０％である。
（Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｏ（酸素）：０．００５％以下）
　Ｐ、Ｓ、及びＯは不純物であり、これらの含有量は特に限定されない。しかし、Ｐ及びＳは、凝固偏析による溶接割れ及び靭性低下の原因となるので、Ｐ及びＳの含有量は低減することが好ましい。Ｐ含有量の上限は０．０３％に制限することが好ましい。Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０１％である。また、Ｓ含有量の上限は、０．０２％に制限することが好ましい。なお、Ｐ含有量及びＳ含有量の下限値は特に限定されず、０％超でもよい。例えば、脱燐コスト低減および脱硫コスト低減の点から、それぞれ０．０００１％以上であってもよい。また、Ｏは過剰に含有させると、固溶Ｏ（固溶酸素）の影響及び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０．００５０％とすることが好ましい。Ｏ含有量のより好ましい上限は０．００３０％である。なお、Ｏ含有量の下限値は特に限定されないが、０％超でもよく、０．０００１％以上であってもよい。
　また、Ｓｉを含有していてもよい。さらに、強度及び靭性を高めるために、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、及びＲＥＭの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。
（Ｓｉ：０～０．０８％）
　Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する。本開示のＨ形鋼では、Ｓｉの含有量が大きいと、ＭＡの生成を助長して靭性の劣化をもたらすため、Ｓｉ含有量の上限を０．０８％とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．０５％である。Ｓｉ含有量は、ＭＡの生成を抑制する点で、少ないほど好ましい。Ｓｉを含有する場合、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されない。例えば、Ｓｉを含有する場合におけるＳｉ含有量の下限は０％超であってもよく、０．０１％であってもよい。
（Ｍｏ：０～０．２０％）
　Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入性を高める元素である。この効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、０．２０％超のＭｏを含有させると、ＭＡの生成を助長して靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｍｏ含有量の上限を０．２０％とする。
（Ｗ：０～０．５０％）
　Ｗは、鋼中に固溶して焼入性を高める元素である。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く、０．１０％以上とすることがより好ましい。しかし、０．５０％超のＷを含有させると、ＭＡの生成を助長して靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｗ含有量の上限を０．５０％とする。
（Ｃａ：０～０．００５０％）
　Ｃａは、硫化物の形態制御に有効な元素であり、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、０．００５０％を超えるＣａを含有させると、靭性が低下することがある。そのため、Ｃａ含有量の上限は０．００５０％とする。Ｃａ含有量のより好ましい上限は０．００３０％である。
（Ｚｒ：０～０．００５０％）
　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。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く、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、０．００５０％を超えるＺｒを含有させると、Ｚｒの炭化物および窒化物の粗大化を招き靭性が低下することがある。そのため、Ｚｒ含有量の上限は０．００５０％とする。
（Ｍｇ：０～０．００５０％、ＲＥＭ：０～０．００５％）
　その他、本開示のＨ形鋼では、母材靭性及び溶接ＨＡＺ靭性の向上を目的として、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素；即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。）の元素の１種または２種以上を含有していてもよい。これらの元素の下限値は０％である。ただし、これら元素を過剰に含有すると、母材靭性及び溶接ＨＡＺ靭性の向上効果が得られない。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量の下限は０．０００１％とすることがよい。Ｍｇ含有量の上限は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３２％である。また、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量の下限は０．００１％とすることがよい。ＲＥＭ含有量の上限は０．００５％以下である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００３％である。
（残部：Ｆｅ及び不純物）
　また、本開示のＨ形鋼の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　本開示のＨ形鋼では、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の範囲に規定する。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の下限を０．３５０とする。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の上限を０．４５０とする。
　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、及びＣｕは、鋼中の各元素の含有量（質量％）を表す。含有されない元素は０とする。
　式（１）　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、及びＣｕは各元素の含有量（質量％）を表す。含有されない場合は０とする。つまり、式（１）において、Ｈ形鋼が、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、及びＣｕの元素を含有する場合は、含有する各元素の含有量（質量％）を代入する。また、含有しない元素がある場合は、０を代入する。
　本開示の極厚Ｈ形鋼では、平均的な靭性が得られる位置として、図１に示す測定位置７を含む部分を試験片として採取し、平均結晶粒径、ＭＡの面積分率、及び靭性を評価する。
　ここで、図１における測定位置７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模式図である。
　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を備える。
　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（図１中、Ｆ／６と表記）であって、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（図１中、ｔ２／４と表記）を測定位置７とする。そして、測定位置７を中心とし、フランジ５の幅方向と直交する面が、平均結晶粒径及びＭＡの面積分率を測定する面である。Ｈ形鋼４のフランジ５の上下左右に存在する４か所の測定位置７（Ｆ／６とｔ２／４の交点）のうち、いずれか１か所の測定位置７に沿ったフランジ５の幅方向（Ｘ方向）と直交する断面を測定面とする。そして、当該断面の圧延方向に沿った測定位置７を中心線とした１ｍｍ四方の領域で平均結晶粒径を、５００μｍ四方の領域でＭＡの面積分率を、それぞれ測定する。ここで、平均結晶粒径は、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。なお、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。
　鋼材組織における結晶粒径は、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。結晶粒径は、ここでは円相当径である。ＥＢＳＤにより、測定位置７を中心とし、フランジ５の幅方向に直交する１ｍｍ四方の領域において、０．２μｍ間隔で金属組織の結晶方位を観察する。そして、傾角の差が５°以上を粒界として、この粒界に含む金属組織の全てについての平均結晶粒径を算出する（以降、単に平均結晶粒径と呼称する）。ここでいう平均結晶粒径とは、各結晶の粒径にその結晶粒の面積を乗じることで重み付けをして算出した加重平均である。
　測定位置７で靭性を確保するためには、鋼材組織中の平均結晶粒径を３８μｍ以下とする。平均結晶粒径が３８μｍを超えると、靭性が低下する。平均結晶粒径の条件は、本開示のＨ形鋼で対象となる引張強度４９０ＭＰａ以上の鋼において、－２０℃での靭性を確保するために重要な要素である。このことは、実験によって明らかにしたものである。なお、平均結晶粒径の下限は、特に限定されるものではない。平均結晶粒径の下限は、製造性の点で、例えば、５μｍであってもよい。
　鋼材組織における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、光学顕微鏡によって観察し、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５００μｍ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。なお、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。
　本開示のＨ形鋼において、測定位置７で靭性を確保するためには、鋼材組織中のＭＡの面積分率を１．２％以下とする。ＭＡの面積分率が１．２％を超えると、靭性が低下する。ＭＡの面積分率は、本開示のＨ形鋼で対象となる、引張強度４９０ＭＰａ以上の鋼において、－２０℃での靭性を確保するために重要な要素である。このことは、実験によって明らかにしたものである。靭性の低下を抑制する点で、ＭＡの面積分率は、小さいことが好ましい。ＭＡの面積分率は、１．０％以下が好ましく、０．８％以下がより好ましい。ＭＡの面積分率は、０％であってもよい。
　本開示のＨ形鋼において、鋼材の金属組織は、測定位置７における靭性を確保する点で、パーライト０～１０％、ＭＡ０～１．２％であり、これ以外の残部は、フェライト（ポリゴナルフェライト）、ベイナイト、アシキュラーフェライトのうちの少なくとも一つからなることがよい。強度および低温靭性を確保する点で、残部は、フェライト（ポリゴナルフェライト）、並びに、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの少なくとも一方からなることが好ましい。残部のうち、フェライト（ポリゴナルフェライト）を含む場合、残部におけるフェライト（ポリゴナルフェライト）の面積分率は、特に限定されず、例えば、１０～９０％であってもよい。
　図２に示すように、シャルピー試験により靭性を評価する際の試験片９は、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直方体を例示できる。また、試験片９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に示す面１１及び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（図２に示すＸ軸方向の中心）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。ノッチ方向はフランジ５の幅方向（図２に示すＸ軸方向）である。
　次に、引張試験により、降伏強度または０．２％耐力を評価する際の試験片について説明する。
　引張試験により、降伏強度または０．２％耐力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、フランジ５の幅方向（図１に示すＸ軸方向）に向かって、（１／６）Ｆの位置を、試験片の幅方向中心として切り出した試験片である。この試験片を用いて、引張試験を行う。試験片は、試験片の長手方向が圧延方向（図１に示すＺ軸方向）と平行であり、また、フランジ５の厚さ方向（図１に示すＹ軸方向）の全部（全厚）から切り出すようにすればよい。試験片の幅方向の厚さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に規定の範囲とする。なお、上記試験片は、フランジ５の幅方向端面５ａから、フランジ５の幅方向に向かって、（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。
　次に、本開示のＨ形鋼が対象とする極厚のＨ形鋼４の形状と機械的特性について述べる。
　本開示のＨ形鋼４のフランジ５の厚みｔ2は、２５～１４０ｍｍとする。厚みｔ2の下限を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。フランジ５の厚みｔ2の好ましい下限は４０ｍｍである。一方、フランジ５の厚みｔ2の上限を１４０ｍｍとしたのは、フランジ５の厚みｔ2が１４０ｍｍを超えると、熱間加工の加工量が不足し強度と靭性の両立が難しいためである。Ｈ形鋼４のフランジ５の厚みｔ2の好ましい上限は１２５ｍｍである。そのため、フランジ５の厚みｔ2は、２５～１２５ｍｍであってもよく、４０～１２５ｍｍであってもよい。Ｈ形鋼４のウェブ６の厚みｔ1は特に規定しないが、１５～１２５ｍｍ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。
　本開示のＨ形鋼に係るＨ形鋼４の機械特性の目標値は、上述した降伏強度または０．２％耐力を評価する際の試験片において、常温での降伏強度または０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上である。
　ここで、降伏強度または０．２％耐力とは、応力－歪曲線で、降伏現象が現れる場合は降伏強度を求め、降伏現象が現れない場合は０．２％耐力を求めることを示す。つまり、降伏現象が現れる場合は降伏強度が３８５ＭＰａ以上であり、降伏現象が現れない場合は０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上であることを意味する。
　また、本開示のＨ形鋼４における－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において、２００Ｊ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、常温での降伏強度または０．２％耐力は５３０ＭＰａ以下が好ましく、引張強度は６９０ＭＰａ以下が好ましい。なお、本開示において常温とは２０℃±５℃の範囲であることを指す。
　次に、本開示のＨ形鋼４の好ましい製造方法について説明する。
　本開示のＨ形鋼４の好ましい製造方法は、下記の工程を有する。
　１）前述の成分組成（化学組成）を有する鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する工程。
　２）加熱後に圧延を開始し、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置において、表面温度９００℃～１１００℃以下での累積圧下率Ａが１０％超で圧下し、７５０℃～９００℃未満での累積圧下率Ｂが１０％以上で圧延する圧延を行い、表面温度が７５０℃以上でフランジの厚みを２５～１４０ｍｍとして圧延を終了する工程。
　３）圧延後、フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置において、平均冷却速度が０．４℃／ｓ以上である加速冷却を、連続的にまたは間に空冷を挟んで断続的に行う工程。
　以下、各工程について、具体的に説明する。
　まず、鋼片を加熱する前の製鋼工程で、前述の成分組成となるように、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。鋳造は、特に限定されず、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。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。また、鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましい。偏析の低減、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、鋼片の厚みは、３５０ｍｍ以下とすることが好ましい。
　次に、得られた鋼片を加熱する。鋼片の加熱温度は、下限を１１００℃とする。鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると、仕上圧延を行うときの変形抵抗が高くなる。また、Ｎｂなど、炭化物及び窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度の下限は１１５０℃とすることが好ましい。一方、鋼片の加熱温度の上限は１３５０℃とする。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。
　次に、鋼片の加熱後に、圧延（熱間圧延）を開始する。本開示のＨ形鋼では、オーステナイト粒の細粒化により、フェライト、ベイナイト等を細粒化して、平均結晶粒径を３８μｍ以下とする。そのため、熱間圧延を行うときの圧下率は、図１のフランジ５の幅方向端面５ａから、フランジ５の幅方向に向かって、（１／６）Ｆの位置において、表面温度９００℃～１１００℃での累積圧下率Ａを１０％超とし、７５０℃～９００℃未満での累積圧下率Ｂを１０％以上とする。ここで、熱間圧延は、例えば、図３に示すように、累積圧下率Ａとなる中間圧延の後、累積圧下率Ｂとなる仕上圧延を行えばよい。ここでいう累積圧下率Ａ及びＢとは、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。なお、Ａｒ3点を下回る温度で圧延を行うと、焼入れ性が低下する場合がある。また、加速冷却が始まる前にフェライト変態が始まって、ＹＳまたはＴＳが低下する場合がある。そのため、圧延仕上温度の下限は表面温度で７５０℃とする。圧延工程は、表面温度が７５０℃以上でフランジ５の厚みを２５～１４０ｍｍ（２５～１２５ｍｍであってもよい）として圧延を終了する。圧延仕上温度の下限が７５０℃未満だと、十分な強度が得られない。圧延仕上温度の上限は、８５０℃が好ましい。なお、ここでいうＹＳとは降伏強度または０．２％耐力のことである。ＴＳは引張強度のことである。
　圧延（熱間圧延）の終了後は、加速冷却を適用する。加速冷却を適用するにあたっては、冷却を連続的に行ってもよく、または空冷を挟んで断続的に行ってもよい。その際、図１に示す測定位置７における平均冷却速度は、０．４℃／ｓ以上とする。冷却速度は、圧延後の鋼材の形状、加速冷却の開始温度、及び加速冷却停止後の復熱温度を基に、計算により導出する。０．４℃／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。２．０℃／ｓを超えると、鋼材の断面内（特にフランジ５の幅方向で、フランジ５の幅方向端面５ａから（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジ厚さ方向で、フランジ５の厚さ方向外側の面５ｂから（１／４）ｔ2の位置と、（１／２）ｔ2の位置との断面内）で冷却速度の差が大きくなり、機械特性に大きな差が生じる場合がある。そのため、平均冷却速度は２．０℃／ｓ以下とすることが好ましい。ここで、平均冷却速度を２．０℃／ｓ以下とすることは、好ましい態様の一例であって、平均冷却速度の上限は限定されるものではない。
　なお、加速冷却を適用する際、強度確保の観点から、加速冷却停止後のフランジ５の幅方向端面５ａから（１／６）Ｆの位置において、表面の復熱温度が６００℃以下になるまで加速冷却を行うことがより好ましい。
　また、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、二度目の加熱温度を低めにすることができる。熱間圧延をパス間水冷圧延としてもよい。なお、パス間水冷圧延は、オーステナイトが相変態する温度よりも、高い温度域においての温度低下を目的としてされるものである。
　以上の条件で熱間圧延が施され、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。また、ＮｂおよびＶを含有することにより、フェライト、ベイナイト等が細粒化され、強度および低温靭性に優れたＨ形鋼４となる。より具体的には、Ｈ形鋼４は、フランジ５の厚みが２５～１４０ｍｍ（２５～１２５ｍｍであってもよい）である。また、Ｈ形鋼４は、前述の引張試験における降伏強度または０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、及び前述の試験片９における－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上を示す。したがって、製造されたＨ形鋼４は、低温靭性に優れた高強度の極厚のＨ形鋼４となる。また、本開示のＨ形鋼４の製造方法は、高度な製鋼技術及び加速冷却を必要とせず、製造負荷低減、工期の短縮等を図ることができる。従って、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。
　以下、実施例に基づき本開示のＨ形鋼を具体的に説明するが、本開示のＨ形鋼は実施例に限定されない。
　表１及び表２に示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０～３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金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。このよう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。表１及び表２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化学分析して求めたものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１及び表２中、空欄は、元素を意図的に添加しないことを意味する。下線を付した数値は、本開示のＨ形鋼の範囲外であることを意味する。なお、Ｐ、Ｓ、及びＯ（酸素）の各元素の含有量は、それぞれ、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｏ：０．００５％以下であった。
　Ｈ形鋼４の製造工程を図３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、及び仕上圧延機２ｃを含むユニバーサル圧延装置列で行った。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った。
　製造したＨ形鋼４について、上述したように、図１に示す測定位置７を中心とし、フランジ５の幅方向に直交する面を含むように、Ｈ形鋼４から顕微鏡観察用試験片を採取した。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、平均結晶粒径を測定した。また、同じく測定位置７を中心とし、フランジ５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ＭＡの面積分率を測定した。さらに、同じく測定位置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。また、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、フランジ５の幅方向（図１に示すＸ軸方向）に向かって、（１／６）Ｆの位置を厚さ方向中心として、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５の圧延方向に引張試験を行った。
　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。引張試験の試験片は、ＪＩＳ１Ａ号とし、測定温度は、２０℃±５℃で行った。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠し、－２０℃で行った。
　機械特性の目標値は、常温での降伏強度または０．２％耐力（ＹＳ）が３８５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ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、２００Ｊ以上である。なお、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。
　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、ＭＡの面積分率、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３～表６に示す。なお、表３および表５における熱間圧延を行うときの圧下率は、図１のフランジ５の幅方向端面５ａから、フランジ５の幅方向（図１に示すＸ軸方向）に向かって、（１／６）Ｆの位置における圧下率である。なお、測定位置７の平均冷却速度は、Ｈ形鋼４のフランジ厚さｔ2、水冷開始温度、復熱温度の実測値から、計算機シミュレーションにより算出したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３～表６において、下線を付した数値は、本開示のＨ形鋼の範囲外であることを意味する。
　製造Ｎｏ．１～４、６～７、９～１３、及び１６～１７（表３及び表４）、並びに、製造Ｎｏ．２０～２３（表５及び表６）は、化学成分、炭素当量Ｃｅｑ、累積圧下率Ａ、累積圧下率Ｂ、圧延仕上温度、平均冷却速度、平均結晶粒径、及びＭＡの面積分率が、本開示のＨ形鋼の範囲内であった。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３８５ＭＰａおよび４９０ＭＰａ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、２００Ｊ以上であり、目標を満足していた。
　一方、製造Ｎｏ．５、８、１４、１５、１８、及び１９（表３及び表４）、並びに、Ｎｏ．２４～３９（表５及び表６）は、化学成分、Ｃｅｑ、累積圧下率Ａ、累積圧下率Ｂ、圧延仕上温度、平均冷却速度、平均結晶粒径、及びＭＡの面積分率のいずれか１つ以上が、本開示のＨ形鋼の範囲外である。そのため、ＹＳ、ＴＳ、及び－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーのうち、いずれか１つ以上が上記の目標値を満たさなかった。
　具体的には、表３及び表４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、ＹＳおよびＴＳが目標を満足しなかった。
　製造Ｎｏ．８は、加速冷却の際の図１の測定位置７での平均冷却速度が０．４℃／ｓ未満であったため、ＹＳおよびＴＳが目標を満足しなかった。
　製造Ｎｏ．１４およびＮｏ．１８は、９００℃～１１００℃での圧下率（累積圧下率Ａ）が不十分であった。そのため、平均結晶粒径が本開示のＨ形鋼の範囲外となり、－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およびＮｏ．１９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。そのため、平均結晶粒径が本開示のＨ形鋼の範囲外となり、－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。
　表５及び表６において、製造Ｎｏ．２４は、Ｃ含有量及びＭＡ面積分率が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．２６は、Ｓｉ含有量が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量及びＭＡ面積分率が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．２９は、Ｃｕ含有量が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３０は、Ｎｉ含有量及びＭＡ面積分率が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３１は、Ｃｒ含有量及びＭＡ面積分率が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３２は、Ｎｂ含有量及びＭＡ面積分率が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３３は、Ｖ含有量が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３４は、Ｔｉ含有量が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３６は、Ｂ含有量及びＭＡ面積分率が上限の範囲外だった。製造Ｎｏ．３７は、Ｎ含有量が上限外れだった。製造Ｎｏ．３９は、Ｃｅｑが上限の範囲外だった。そのため、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。
　表５及び表６において、製造Ｎｏ．２５は、Ｃ含有量が下限の範囲外であった。製造Ｎｏ．２８は、Ｍｎ含有量が下限の範囲外であった。製造Ｎｏ．３５はＢ含有量が下限の範囲外であった。製造Ｎｏ．３８は、Ｃｅｑが下限の範囲外であった。そのため、これらの試料は、ＹＳおよびＴＳが目標値に達しなかった。
　なお、各実施例の金属組織は、パーライト１０％以下、ＭＡ１．２％であり、これら以外の残部は、フェライト（ポリゴナルフェライト）と、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの少なくとも一方とからなっていた。
　なお、各図面に付した符号は以下のとおりである。
　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
　９　　試験片
　日本国特許出願２０１７－０４９８４４の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０４０～０．１００％、
    Ｍｎ：０．５０～１．７０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、
    Ｖ　：０．０１０～０．１２０％、
    Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、
    Ｂ　：０．０００５超～０．００２０％、
    Ｎ　：０．０００１～０．０１２０％、
    Ｓｉ：０～０．０８％、
    Ｍｏ：０～０．２０％、
    Ｗ　：０～０．５０％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｚｒ：０～０．００５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５０％
    ＲＥＭ：０～０．００５％、並びに、
    残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
    　下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３００～０．４８０であり、
    　フランジの厚みが２５～１４０ｍｍであり、
    　フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、
    　フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2である位置を測定位置の中心とし、フランジの幅方向と直交する面における平均結晶粒径が３８μｍ以下であり、
    　前記測定位置を中心とし、フランジの幅方向と直交する面における鋼材組織中のマルテンサイト－オーステナイト混合組織（ＭＡ）の面積分率が１．２％以下であり、
    　フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向の全厚に対して測定した、フランジの圧延方向の降伏強度または０．２％耐力が３８５ＭＰａ以上であり、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
    　前記測定位置における－２０℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが２００Ｊ以上である、Ｈ形鋼。
    　式（１）　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
    　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、及びＣｕは各元素の含有量（質量％）を表す。含有されない場合は０とする。
  2. 　請求項１に記載のＨ形鋼を製造する方法であって、
    　請求項１に記載の成分組成を有する鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する工程と、
    　前記加熱後に圧延を開始し、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置において、表面温度９００℃以上、１１００℃以下での累積圧下率Ａが１０％超で圧下し、９００℃未満、７５０℃以上での累積圧下率Ｂが１０％以上で圧延する圧延を行い、表面温度が７５０℃以上でフランジの厚みを２５～１４０ｍｍとして圧延を終了する工程と、
    　前記圧延後、フランジの幅方向長さをＦ、厚みをｔ2とすると、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置であって、かつ、フランジの厚さ方向で、フランジの厚さ方向外側の面から（１／４）ｔ2の位置において、平均冷却速度が０．４℃／ｓ以上である加速冷却を、連続的にまたは間に空冷を挟んで断続的に行う工程と、
    を有するＨ形鋼の製造方法。
  3. 　前記加速冷却は、フランジの幅方向で、フランジの幅方向端面から（１／６）Ｆの位置における、冷却停止後の復熱温度が６００℃以下となるまで加速冷却する請求項２に記載のＨ形鋼の製造方法。
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