(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｂ：０〜０．００２０％
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Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％であり；
フランジの板厚が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、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いて、鋼材組織中のベイナイト面積分率が８０％以上であり；
前記強度評価位置において、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上６８０ＭＰａ以下であり；
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、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いて、前記鋼材組織中の平均オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み；
前記（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが、質量％で２０〜８０％のＭｎと、質量％で２０〜８０％のＭｇと、残部とからなり、前記残部の内、ＳとＯとの合計質量に対するＳの割合が、質量％で５０〜１００％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、含有されていない元素は含有量０とする。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
【請求項３】
請求項１に記載のＨ形鋼の製造方法であって、
溶鋼中に、Ｍｎ、Ｍｇ及びＡｌを添加して（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成させるとともに、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％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式２によって求められるＣｅｑが０．３５〜０．５０％となるように前記溶鋼の前記化学組成を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に対して、粗圧延機を用いて粗圧延を行い、前記鋼片をＨ形鋼とする粗圧延工程と；
前記Ｈ形鋼に対して、中間圧延機を用いてリバース圧延を行う中間圧延工程と；
前記Ｈ形鋼に対して、仕上圧延機を用いて、圧延終了温度が表面温度で８００℃以上となるように仕上圧延を行う仕上圧延工程と；
前記Ｈ形鋼を水冷する冷却工程と；
前記Ｈ形鋼を、表面温度が３００〜７００℃の温度範囲内になるように復熱させる復熱工程と；
を有し、
前記精錬工程では、前記Ｍｇを添加する際の前記溶鋼中のＯ濃度が５０ｐｐｍ以下であり、
前記中間圧延工程の前記リバース圧延が制御圧延である
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、含有されていない元素は含有量０とする。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載のＨ形鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築建造物の構造部材などに好適な、靱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、２０１３年０３月１４日に、日本に出願された特願２０１３−０５１９５４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
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。【０００３】
また、Ｈ形鋼は、鋼板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、フィレット等の各部位で、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形鋼の断面内では、位置によって強度及び靱性に大きな差が生じる。【０００４】
特に、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、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、特にフィレット部など鋼材の内部では、圧延終了時の温度が表層の温度よりも高くなりやすいためである。【０００５】
また、連続鋳造によって得られた鋼片の板厚中心部には、合金元素が偏析する。圧延後のＨ形鋼のフィレット部は、鋼片の中心偏析の位置に相当する。そのため、フィレット部ではマルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下ＭＡという。）やアルミナ等の介在物が多数生成し、靭性が低下する。【０００６】
従来、Ｈ形鋼の靱性向上に関して、例えば特許文献１〜３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。更に、例えば特許文献４には、Ｔｉ系酸化物及びＴｉＮを鋼中に分散させて、オーステナイト粒径を微細化させることによって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。【０００７】
また、例えば特許文献５〜７には、酸化物を分散させてピンニングにより組織を微細化し、靱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形鋼の靱性を向上させる技術である。また、特許文献８及び９ではＭｇやＭｎの硫化物をピンニング粒子として用いて厚鋼板の靭性を向上させる方法が提案されている。【０００８】
しかしながら、特許文献１〜４の技術はＴｉＮを用いる技術である。ＴｉＮは製造の際に高温に加熱すると固溶してしまうので、オーステナイト粒径の微細化に寄与せず靭性が向上しない。また、特許文献５〜７の技術は高温でも安定な酸化物を用いる技術である。しかし、フランジ・ウェブ・フィレット等の部位毎でピンニング効果に差をつけることはできず、靭性が低くなるフィレット（靭性評価部位）で選択的にピンニング効果を高めることはできない。
特許文献８及び９の技術は、厚鋼板の大入熱溶接熱影響部靭性を向上させる技術である。圧延時と溶接時とでは熱履歴が大きく異なるため、特許文献８及び９の技術は、圧延ままのＨ形鋼の靭性を向上させるのに直接寄与するものではない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】日本国特開平５−２６３１８２号公報
【特許文献２】日本国特開平１０−１４７８３５号公報
【特許文献３】日本国特開２０００−５４０６０号公報
【特許文献４】日本国特開２００１−３１３６号公報
【特許文献５】日本国特開２０００−３２８１７４号公報
【特許文献６】国際公開２０１０−０１３３５８号パンフレット
【特許文献７】国際公開２０１１−０６５４７９号パンフレット
【特許文献８】日本国特開２００２−３９８６号公報
【特許文献９】日本国特開２００２−３０９３３８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
鋼材の強度を向上させるためには、鋼材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有効である。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℃にも達することを明らかにした。【００１１】
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、鋼材内部の圧延終了温度は１１００℃以上である場合があり、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、例えば、図１に示す靱性評価部位８のように、極厚Ｈ形鋼の表面から離れた内部で試料を採取すると、靭性が著しく低いことがある。【００１２】
極厚Ｈ形鋼を連続鋳造スラブから製造する場合には、スラブの中心偏析が図１の１／２Ｆ線上（図１の中央を縦方向に）に分布する。そのため、図１に示す靱性評価部位８で靭性を評価すると、偏析に起因してＭＡ及び介在物（ＭｎＳ等）が多量に生成し、更に靭性が劣化することを、本発明者らは明らかにした。【００１３】
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、焼入れや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。本発明において高強度とは、引張強度で５５０ＭＰａ以上を言う。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
鋼材の靱性を高めるには、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れ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。【００１５】
本発明者らは、特に極厚Ｈ形鋼の靱性を確保するため、高温でも熱的に安定な粒子を鋼材中に分散させ、その粒子による粒界のピンニング効果により、加熱及び圧延時のオーステナイト粒を微細化することを考えた。具体的には、熱間圧延工程において、オーステナイト粒径を微細化するのに必要な粒子の種類、サイズ（粒子径）及び密度、並びに望ましい鋼材の化学組成について詳細に検討を重ねた。【００１６】
その結果、本発明者らはＭｇ及びＭｎを含む微細な硫化物である（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを鋼中に分散させることで、極厚Ｈ形鋼の熱間圧延工程においてオーステナイト粒が微細化し、靭性が向上するという知見を得た。更に本発明者らは、Ｍｇ及びＭｎを含む硫化物の生成量は、鋼材中のＳ含有量に著しく影響を受けることを見出した。即ち、Ｓ含有量が多い程、Ｍｇ及びＭｎを含む硫化物がより多く生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒がより微細化することを明らかにした。【００１７】
製造前のスラブ（鋼片）の状態で中心偏析であった部位では、偏析によってＳが濃化しており、非偏析部に比べてＭｇ及びＭｎを含む硫化物が生成しやすい。その結果、Ｍｇ及びＭｎを含む硫化物を適切に生成させることができれば、偏析部は非偏析部に比べてオーステナイト粒がより微細化し、合金元素の濃化による靭性低下を最小限に留めることができる。なお、オーステナイト粒が微細化すると焼入れ性が低下するが、本発明では、偏析部以外の部位（非偏析部）ではＭｇ及びＭｎを含む硫化物によるオーステナイト粒の微細化の効果が小さい。そのため、偏析部以外の部位では十分な焼入れ性を確保し、強度を上昇させることができる。即ち、偏析部に相当する、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置においては、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓによるピンニング効果を利用し、旧オーステナイト粒の平均粒径を１５０μｍ以下とすることにより、靱性を確保することができる。一方、非偏析部に相当する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の位置においては、旧オーステナイト粒の過度な細粒化が抑制され、ベイナイト面積分率を８０％以上として、強度を確保できる。
本発明者らは、上記の知見を見出して本発明を完成した。【００１８】
本発明の要旨は以下の通りである。【００１９】
（１）本発明の一態様に係るＨ形鋼は、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％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００２０％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Ｃｅｑが０．３５〜０．５０％であり；フランジの板厚が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、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いて、鋼材組織中のベイナイト面積分率が８０％以上であり；前記強度評価位置において、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上６８０ＭＰａ以下であり；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、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いて、前記鋼材組織中の平均オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み；前記（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが、質量％で２０〜８０％のＭｎと、質量％で２０〜８０％のＭｇと、残部とからなり、前記残部の内、ＳとＯとの合計質量に対するＳの割合が、質量％で５０〜１００％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、含有されていない元素は含有量０とする。【００２０】
（２）上記（１）に記載のＨ形鋼では、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。【００２１】
（３）本発明の別の態様に係るＨ形鋼の製造方法は、上記（１）に記載のＨ形鋼の製造方法であって、溶鋼中に、Ｍｎ、Ｍｇ及びＡｌを添加して（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成させるとともに、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％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式ｂによって求められるＣｅｑが０．３５〜０．５０％となるように前記溶鋼の前記化学組成を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に対して、粗圧延機を用いて粗圧延を行い、前記鋼片をＨ形鋼とする粗圧延工程と；前記Ｈ形鋼に対して、中間圧延機を用いてリバース圧延を行う中間圧延工程と；前記Ｈ形鋼に対して、仕上圧延機を用いて、圧延終了温度が表面温度で８００℃以上となるように仕上圧延を行う仕上圧延工程と；前記Ｈ形鋼を水冷する冷却工程と；前記Ｈ形鋼を、表面温度が３００〜７００℃の温度範囲内になるように復熱させる復熱工程と；を有し、前記精錬工程では、前記Ｍｇを添加する際の前記溶鋼中のＯ濃度が５０ｐｐｍ以下であり、前記中間圧延工程の前記リバース圧延が制御圧延である。
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、含有されていない元素は含有量０とする。
【００２２】
（４）上記（３）に記載のＨ形鋼の製造方法では、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００２３】
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以上という、高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。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。従って、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。すなわち、本発明の上記態様によれば、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。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】Ｈ形鋼の断面形状を説明する図である。
【図２】本実施形態に係るＨ形鋼の製造工程の一例を示す図である。
【図３】本実施形態に係るＨ形鋼の製造工程のうち、加熱工程、熱間圧延工程、冷却工程に係る製造装置列の一例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
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。Ｈ形鋼のフランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置は、鋼片の偏析部に相当し、Ｓ含有量が他の部位よりも多い。本実施形態に係るＨ形鋼では、Ｍｇ及びＭｎの添加により、０．００５〜０．５μｍの粒子径を有する（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが、その鋼中に１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２の範囲で微細に分散している。そのため、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍの極厚Ｈ形鋼であっても、良好な靱性が得られる。
【００２６】
（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓの粒子数の測定は、鋼材から抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行えばよい。具体的には、ＴＥＭで、１００００μｍ２以上の領域を観察し、０．００５〜０．５μｍの粒子径（円相当径）を有する粒子の個数を測定し、その個数密度を算出すればよい。ただし、粒子数が多いため、個々の析出物が（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓであることを全ての粒子について確認するのは非常に困難である。そこで、本実施形態では、測定された粒子のうち、少なくとも５０個についてエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により成分分析を行い、析出粒子のうち、どれだけの割合が（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓであるかを算出する。そして、この割合と個数密度との積を取り（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓの個数密度を導出する。
【００２７】
（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓは、Ｍｎ、Ｍｇ、及びＳを含む析出物であるが、本実施形態では、ＥＤＸで分析を行い、その組成割合において、質量％で２０％≦Ｍｎ≦８０％、かつ２０％≦Ｍｇ≦８０％であり、Ｍｎ及びＭｇ以外の残部の内、ＳとＯとの合計量に対するＳの割合が質量％でＳ≧５０％である析出物を、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓであると定義した。（Ｍｇ，Ｍｎ）ＳにＯは必ずしも含有されないため、上記Ｓの割合の上限は、１００％である。
【００２８】
次に、本実施形態に係るＨ形鋼の成分範囲（化学組成）の限定理由について述べる。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。なお、以下に述べる化学成分は溶鋼の分析値であり、鋼材全体の平均値と見なせる。
【００２９】
（Ｃ：０．０５〜０．１６％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、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。靱性をより向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．１２％とすることが好ましい。
【００３０】
（Ｓｉ：０．０１〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限値を０．０１％とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、ＭＡの生成が助長され、靱性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。より靱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、より好ましくは０．２０％である。
【００３１】
（Ｍｎ：０．８０〜２．００％）
Ｍｎは、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓの生成に必要な元素であるのでＭｎ含有量の下限を０．８０％とする。Ｍｎは焼入れ性を高める元素でもあり、強度を向上させるために、Ｍｎ含有量の下限を１．００％とすることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが粗大化し、脆性破壊の発生起点となり靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。
【００３２】
（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。特に、靭性を高めるためにはＮｉ含有量の下限を、０．１０％とすることが好ましい。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。好ましいＮｉ含有量の上限は０．３０％である。
【００３３】
（Ｖ：０．０１〜０．２０％）
Ｖは、焼入れ性の向上に寄与し、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。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含有量が過剰になると、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０．２０％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。
【００３４】
（Ａｌ：０．００５〜０．１００％）
Ａｌは、溶鋼中でＭｇが酸化物として析出することを抑制して硫化物を形成させるために必要な元素であり、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とする。ただし、Ａｌ含有量が過剰となるとＡｌ酸化物の粗大化による靱性の低下をもたらす。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．１００％とする。好ましいＡｌ含有量の上限は０．０６０％、より好ましいＡｌ含有量の上限は０．０４０％である。
【００３５】
（Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％）
Ｔｉは強度向上と細粒化による靭性向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％とする。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靱性を損なうため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％とする。粗大なＴｉＣ析出物の生成による靭性の低下を抑制するために、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％にすることが好ましい。
【００３６】
（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含有量を０．００１０％とする。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、母材の靭性が低下するため、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とする。好ましいＮ含有量の上限は０．０１００％である。
【００３７】
（Ｓ：０．００２〜０．０２％）
Ｓは、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成させるために必要な元素である。（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを充分に析出させるために、Ｓ含有量の下限を０．００２％とする。より多量の（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを分布させるためには、Ｓ含有量の下限を０．００４％にすることが好ましい。一方で、Ｓ含有量が０．０２％を超えると粗大な（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが生成して靭性が低下するので、Ｓ含有量の上限を０．０２％とする。
【００３８】
（Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％）
Ｍｇは、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成させるために必要な元素であるので、Ｍｇ含有量の下限を０．０００５％とする。より多量の（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを得るためには、Ｍｇ含有量の下限を０．００１０％とすることが好ましい。一方で、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが粗大化するとともに、経済性を損なう。そのためＭｇ含有量の上限を０．００５％とする。
【００３９】
（Ｐ：０．０３％以下）
Ｐは不純物として含有され凝固偏析による溶接割れ、靱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さらに好ましい。
【００４０】
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。
更に、焼入れ性の向上によって、強度を高めるために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ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、Ｂ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。
【００４１】
（Ｃｒ：０．５０％以下）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて鋼材の強度の向上に寄与する元素である。焼入れ性の向上にはＣｒ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、Ｃｒ含有量の下限を０．１０％とすることがより好ましい。一方で、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えるとＭＡの生成が助長され、Ｃｒ炭化物が粗大化し、鋼材の靭性が低下することがある。そのため、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％に制限することが好ましい。より好ましいＣｒ量の上限は０．３０％である。
【００４２】
（Ｃｕ：０．５０％以下）
Ｃｕは、焼入れ性の向上と析出強化によって、鋼材の強度の向上に寄与する元素である。これらの効果を得る為にはＣｕ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。より好ましいＣｕ含有量の下限は０．１０％である。しかし、Ｃｕ含有量が過剰になるとＭＡの生成が助長され、靭性が低下することがある。したがって、Ｃｕの含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましいＣｕ量の上限は０．３０％であり、更に好ましいＣｕ含有量の上限は０．２０％である。
【００４３】
（Ｍｏ：０．２０％以下）
Ｍｏは、焼入れ性の向上によって鋼材の強度の向上に寄与する元素である。特に、同時にＢを含有する場合には、焼入れ性の向上に関するＢとＭｏとの相乗効果は顕著である。上記効果を得る場合、Ｍｏ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。より好ましいＭｏ含有量の下限は０．０１％であり、更に好ましいＭｏ含有量の下限は０．０３％である。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含有量の上限を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。
【００４４】
（Ｎｂ：０．０５％以下）
Ｎｂは、Ｍｏと同様に、焼入性を上昇させる元素であり、Ｂと組合せて含有させると、少量でも顕著な効果が得られる。このような効果を得るために、Ｎｂ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。より好ましいＮｂ含有量の下限は０．００５％であり、更に好ましいＮｂ含有量の下限は０．０１０％である。ただし、Ｎｂ含有量が過剰になると、靭性が低下することがあるため、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。
【００４５】
（Ｂ：０．００２０％以下）
Ｂは、微量の含有で焼入性を上昇させ、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制することによって、鋼材の強度及び靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｂの含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。より好ましいＢ含有量の下限は０．０００３％であり、更に好ましいＢ含有量の下限は、０．０００５％である。一方、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、多量のＭＡが生成し、靱性が著しく低下することがある。そのため、Ｂ含有量の上限を０．００２０％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｏは、不純物であり、本実施形態においては含有量を制限しない。ただし、鋼を溶製する際には、Ｍｇが酸化物を形成し、硫化物を形成しないという状態を避けるため、Ａｌの添加により、十分に脱酸することが重要である。
【００４７】
本実施形態では、焼入れ性を高め、ベイナイトを生成させるために、下記式（１）で示される炭素当量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、鋼材の強度及び靭性が低下する。好ましいＣｅｑの下限は０．３８％であり、より好ましいＣｅｑの下限は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。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。
【００４８】
炭素当量Ｃｅｑは、焼入れ性の指標であって、次式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量である。含有されていない元素についてはその含有量を０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・式（１）
【００４９】
上記の化学組成を有する鋼を、後述するように、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、フェライトの生成が抑制される。その結果、ベイナイトの面積分率が８０％以上となり、靱性を損なうことなく強度も確保できる。
【００５０】
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。
【００５１】
極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低く、水冷時の冷速が大きいため、鋼材組織（ミクロ組織）が微細になる。一方、内部は、表面近傍に比べ、圧延仕上温度が高く、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り、靭性が低くなる。
【００５２】
図１はＨ形鋼の断面形状を示す図である。Ｈ形鋼４はフランジ５とウェブ６とで構成される。図１において、フランジ全長をＦ、高さをＨ、ウェブ板厚をｔ１、フランジの板厚をｔ２で示し、そして、強度評価部位を７、靱性評価部位を８として示している。図１に示す強度評価部位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の位置であり、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である。この部位から強度の評価に使用する試料を採取し、ミクロ組織の観察及びベイナイトの面積分率の測定を行った。金属組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができる。ミクロ組織の面積分率は、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。
【００５３】
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、図１の強度評価部位７において、鋼材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、島状マルテンサイト（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規定せず、１００％でも良い。
【００５４】
また、本実施形態においては、フィレット部などの板厚中心部付近では、圧延仕上温度が高いためにオーステナイト粒が粗大となるとともに、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。更に、先に述べた様にスラブの中心偏析由来の偏析が存在する。そのため、特に図１に示す靱性評価部位８の位置において、靭性が最も低くなる。靱性評価部位８の位置は、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。この最も靭性が低下する部位から試料を採取して靱性を評価し、同じ部位でミクロ組織を観察し、介在物の同定及びオーステナイト粒の平均粒径（平均オーステナイト粒径）の評価を行う。オーステナイト粒径は、熱間圧延後の冷却による低温変態前の、いわゆる旧オーステナイト粒径であり、倍率５０倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真もしくは倍率７０倍で測定したＥＢＳＰ観察像を用いて測定した。
【００５５】
本発明者らは、偏析の存在下で靭性を高めるために、靱性評価部位８におけるオーステナイト粒径（旧オーステナイト粒径）を１５０μｍ以下に制御する必要があることを明らかにした。靭性向上のためにはオーステナイト粒径は小さいほど良い。しかし、オーステナイト粒径が細粒化すると焼入れ性が低下し、Ｈ形鋼の強度の低下が懸念される。そのため、オーステナイト粒径の下限を５０μｍとすることが好ましい。本発明者らは、特に偏析の存在する部位（偏析部）において細粒化を実現するために必要な、オーステナイト粒をピンニングする析出物の種類及び個数密度について詳細に検討した。
【００５６】
偏析部では、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕなど多くの元素が濃化することが明らかとなっているが、この内、本発明者らはＳの濃化に着目した。本発明者らは、Ｍｇ及びＭｎの複合硫化物である（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを利用した鋼材においては、鋼中のＳ含有量が増加すると（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓの析出量が増えるため、偏析部においてオーステナイト粒が確実に細粒化することを知見した。
【００５７】
本発明者らは、極厚Ｈ形鋼において通常最も靭性が劣位になると考えられる靭性評価部位において、この（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを利用することを検討した。その結果、靭性評価部位において、スラブの偏析に起因してＳが濃化するという特徴を利用して（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを増加させることで、オーステナイト粒を細粒化できることを見出した。
【００５８】
本発明者らは、鋼材組織が、０．００５〜０．５μｍの粒子径を有する（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含むことで、ピン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が１５０μｍ以下になり、靭性が向上することを見出した。鋼片の圧延に先立って行われる加熱では、溶接時よりも長時間高温で保持される。本実施形態では、圧延前の加熱条件として最高温度１３５０℃、最長５時間を想定している。本発明者らは、このような条件で鋼片を加熱しても、上記の（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓの析出密度の低下は起こらず、オーステナイト粒のピンニング効果は失われないことを確認している。また、このような硫化物粒子のサイズが０．５μｍ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。そのため、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓの粒子径の上限は０．５μｍとする。粒子径は小さくても、問題はない。しかしながら、抽出レプリカで測定されるため、０．００５μｍより小さいと観察に引っ掛かりがたいので、測定精度や定量性の観点で、個数をカウントするサイズは０．００５μｍ以上が好ましい。
なお、粒子の個数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２未満では十分にピンニング効果が得られない。一方、粒子の個数密度が１．０×１０７個／ｍｍ２超になるような場合、オーステナイト粒が過剰に微細化して焼入れ性が低下し強度が低下する可能性があるので、望ましくない。
【００５９】
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。下限を１００ｍｍとした理由は、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、靱性の確保が難しいため、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。
【００６０】
フランジとウェブとの板厚比（フランジ／ウェブで表される板厚比）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。
【００６１】
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。２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上である。強度が高すぎると靱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。
【００６２】
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。
【００６３】
本実施形態では、例えば、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼中の酸素濃度を０．０１％以下、及び溶鋼中のＳ濃度を０．０２％以下として、適量のＭｎ、Ｍｇ、及びＡｌを添加することにより、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを生成する（精錬工程：Ｓ１）。ただし、この時、Ｍｇが酸素（Ｏ）と結合して酸化物を形成し、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓを形成するためのＭｇが不足するのを防ぐため、Ｍｇを添加する際の溶鋼中の酸素濃度が５０ｐｐｍ以下である必要がある。そのため、溶鋼中の酸素濃度が５０ｐｐｍ未満で無い場合には、Ｍｇよりも先にＡｌを添加し、Ａｌ酸化物の形で溶鋼中の酸素を消費しておく必要がある。
また、この精錬工程では、化学組成が上述した好ましい範囲となるように調整する。
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：Ｓ２）。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。
【００６４】
次に、鋼片を加熱する（加熱工程：Ｓ３）。鋼片の加熱温度は、Ｔｉ、Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、下限を１１００℃とする。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ため、加熱温度の上限を１３５０℃とする。
【００６５】
加熱工程後、熱間圧延を行う（熱間圧延工程：Ｓ４）。熱間圧延は、粗圧延機を用いて粗圧延を行う粗圧延工程（Ｓ４１）と、中間圧延機を用いて中間圧延（リバース圧延）を行う中間圧延工程（Ｓ４２）と、仕上圧延機を用いて仕上圧延を行う仕上圧延工程（Ｓ４３）とからなる。なお、鋼片は粗圧延で略Ｈ形になり、中間圧延及び仕上圧延を経て所定の目標形状を有するＨ形鋼となる。
熱間圧延では、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。これは、圧延時の再結晶によって、オーステナイト粒径がより微細になる可能性があるためである。特に中間圧延工程では、リバース圧延を行い、このリバース圧延を、圧延温度や圧下率を制御する制御圧延とする。制御圧延として、例えば中間圧延機の前後面に設けられた水冷装置を用いてＨ形鋼を冷却しながら圧延することができる。
靭性を確保するには、オーステナイト粒を細粒化することが好ましい。一方で、強度を確保するには、焼入れ性を高めるために、オーステナイト粒を大きくすることが好ましい。したがって、靭性の確保には圧延温度の低温化が、強度の確保には圧延温度の高温化が望まれる。
【００６６】
ただし、本実施形態に係るＨ形鋼では、先に述べた様に偏析部のオーステナイト粒径が（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓにより非偏析部よりも微細化されるため、圧延温度は表面温度で８００℃以上が確保されていればよい。そのため、本実施形態に係るＨ形鋼の製造においては、表面温度８００℃以上で圧延を終了すればよい。圧延終了温度が８００℃未満の場合、強度評価部位のオーステナイト粒径が過剰に微細化し、焼入れ性が低下して強度が低下するため、望ましくない。（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓ析出物の熱的安定性は高く、圧延プロセスの変動によるピンニング効果の変化はほとんどないと考えられる。そのため、強度の確保の観点からは、焼入れ性が高い鋼は低温で圧延し、焼入れ性が低い鋼は高温で圧延することが好ましく、鋼の化学成分に応じて、適宜、制御することが好ましい。
【００６７】
なお、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に再加熱し、二次圧延を行って製造するプロセス、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ヒート目の圧延の際の加熱温度を低めにすることができる。
【００６８】
また、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。
【００６９】
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（冷却工程：Ｓ５）。水冷は、スプレーによる水の吹き付け、または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、図１の強度評価部位７の位置において８００℃から５００℃の冷却速度が２．２℃／ｓ以上となるように水冷を行うことが好ましい。２．２℃／ｓ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。冷却速度は速い方が好ましいので、特に上限を設ける必要はない。
【００７０】
冷却工程後は、水冷停止後に表面温度で３００〜７００℃の温度範囲になるように、復熱させる（復熱工程：Ｓ６）。上記温度範囲に復熱させるためには、水冷を行うにあたって、水冷停止後に表面温度で３００〜７００℃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有効である。復熱後の温度（復熱温度）が３００℃未満であると自己焼き戻しが不足し、強度が高くなり靭性が低下する。また復熱温度が７００℃を超えると板厚中心部に十分焼きが入らず、旧オーステナイト粒界から生成するフェライトが著しく粗大化することで靭性が低下したり、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。
【００７１】
なお、水冷条件は、水冷停止温度ではなく、上記の通り復熱温度が所定の温度範囲となるように制御することが好ましい。この理由は、極厚Ｈ形鋼の表面と内部とでは冷却速度の乖離が大きく、水冷時間が内部の温度に影響するためである。即ち、表面温度は冷却開始後の短い時間で２００℃以下まで冷却できるが、内部の冷却速度は小さいため、水冷時間によって内部の温度を制御し、復熱温度で熱履歴を管理する。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、冷却時間によって極厚Ｈ形鋼の復熱温度を制御することができる。
上述した製造工程のフローチャートの一例を図２に示す。
【実施例】
【００７２】
表１に示す化学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、合金の添加による成分の調整及び、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。得られた鋼片に対し、加熱、熱間圧延、冷却、復熱を行い、Ｈ形鋼を製造した。表１に示した成分は、溶鋼からサンプルを採取して測定した結果である。また、表１に示した成分の残部はＦｅ及び不純物である。【００７３】
【表１】
0005867651.tif 000002
【００７４】
Ｈ形鋼の製造を行う工程のうち、加熱工程、熱間圧延工程、冷却工程で用いられる製造装置列の例を図３に示す。
加熱炉１で加熱した鋼片を圧延する熱間圧延は、粗圧延機２ａで圧延した後、さらに中間ユニバーサル圧延機と仕上ユニバーサル圧延機とを含むユニバーサル圧延装置列で行った。中間圧延をリバース圧延とし、圧延パス間の水冷を行う場合には、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を用いた。本実施例では、フランジ外側面をスプレー冷却により冷却することでパス間水冷を行った。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）２ｃで仕上圧延の終了後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）３ｂにより、フランジ外側面を水冷して行った。【００７５】
製造条件を表２に示す。表２には、Ｍｇを添加する前の溶鋼に含まれる酸素量、及びＭｇ、Ａｌの添加順も示した。なお、表２中の冷却速度は、強度評価部位（図１中の７の位置）の冷却速度である。ただし、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、水冷の開始温度と停止温度、及び適用時間から算出した値である。【００７６】
【表２】
0005867651.tif 000003
【００７７】
図１に示す強度評価部位７から、引張試験及びベイナイト面積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し、ベイナイト面積分率を測定した。また、図１に示す靱性評価部位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し、オーステナイト粒径（旧オーステナイト粒径）、介在物の粒子径及び個数を測定した。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。【００７８】
引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１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、ＪＩＳＺ２２４２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面積分率を測定した。オーステナイト粒径の測定では、光学顕微鏡写真またはＥＢＳＰ画像を目視観察し、２ｍｍ四方の視野の全面に存在する（旧）オーステナイト粒の数を数えた（視野境界上にあるオーステナイト粒は０．５個と数える）。オーステナイト粒１個あたりの面積を算出し、円相当径に換算した。
ベイナイト面積分率の測定では、光学顕微鏡写真を縦横５０μｍピッチで２０本×２０本の直線を引き、その格子点の位置にベイナイトが存在するか否かを目視で判定し、ベイナイトと判定された格子点数を、格子点総数（４００）で割って、ベイナイト面積分率を求めた。また、残部組織の種類を特定した。残部組織は、フェライト、パーライト、ＭＡの１種以上を含む組織であった。【００７９】
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５５０〜６８０ＭＰａ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。【００８０】
【表３】
0005867651.tif 000004
【００８１】
表３の製造Ｎｏ．１〜６、製造Ｎｏ．１１〜１８、製造Ｎｏ．２３〜２５は、本発明例であり、強度及び靱性が目標値を満足している。一方、製造Ｎｏ．７及び１９は仕上温度が低く、製造Ｎｏ．９及び２１は復熱温度が高くなり、ベイナイトの生成が不十分で、強度が不足している。製造Ｎｏ．７及び１９は仕上温度が低く、製造Ｎｏ．９及び２１は復熱温度が高くなり、ベイナイトの生成が不十分で、強度が不足している。製造Ｎｏ．８及び２０は、復熱温度が低くなり、強度が高くなって靱性が低下している。また、製造Ｎｏ．１０及び２２は、製鋼工程で、Ｍｇを添加した後にＡｌを添加したため、Ｍｇ系硫化物が不足し、十分な靱性が得られていない。【００８２】
製造Ｎｏ．２６はＣ量が多く、製造Ｎｏ．２８はＳｉ量が多く、製造Ｎｏ．２９はＭｎ量が多く、靱性が低下している。これに対し、製造Ｎｏ．２７はＣ量が少なく、製造Ｎｏ．３５はＣｅｑが低いため、強度が不足している。また、製造Ｎｏ．３６はＣｅｑが高く、強度が上昇し、靱性が低下している。製造Ｎｏ．３１及び３２は、それぞれ、Ｔｉ量及びＮ量が過剰であり、析出物に起因して靱性が低下している。製造Ｎｏ．３０はＡｌ量が少なく、製造Ｎｏ．３３及び３４は、それぞれ、Ｓ量及びＭｇ量が少ないため、Ｍｇ系硫化物が不足し、靱性が得られていない。製造Ｎｏ．３７はＭｎ量が少ないため、強度及び靭性が不足している。製造Ｎｏ．３８はＳ量が多く、製造Ｎｏ．４０はＭｇ量が多いため、（Ｍｇ，Ｍｎ）Ｓが粗大化し靭性が低下している。製造Ｎｏ．３９はＡｌ量が多いため、Ａｌ酸化物やＡｌＮが粗大化し靭性が低下している。
【産業上の利用可能性】
【００８３】
本発明によれば、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以上という、高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。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。従って、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。すなわち、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。
【符号の説明】
【００８４】
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    仕上圧延機後面冷却装置
４    Ｈ形鋼
５    フランジ
６    ウェブ
７    強度評価部位
８    靱性評価部位
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
【図１】
0005867651.tif 000005
【図２】
0005867651.tif 000006
【図３】
0005867651.tif 000007