(57)【要約】【要  約】【課  題】  耐震性に優れた低降伏比熱間圧延製Ｈ形鋼およびその製造方法を提案する。【解決手段】  好ましくは、mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：0.6〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.1％以下を含む組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度を（Ａr３変態点−100℃）以上とする圧延によりＨ形鋼とし、ついで、フランジ外面またはフランジ内面を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、20〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、200℃以上の温度まで復熱させる。これにより、フランジ内外面の一方の表層が硬質層、他方の表層が軟質層を有し、前記軟質層側のフェライトの平均粒径が５〜40μｍで、かつフランジ板厚方向の平均値で、硬質相を体積率で20〜80％含む組織とすることができ、80％以下の低降伏比を維持したままで、ＴＳ490MPa以上の高強度を有し、耐震性に優れた圧延Ｈ形鋼となる。  【選択図】  図２      
2005264208.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱間圧延により製造された圧延Ｈ形鋼であって、該圧延Ｈ形鋼のフランジ内外面の一方の表層が体積率で50％以上のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを含む硬質層を、他方の表層が体積率で50％以上のフェライトを含む軟質層を有し、前記軟質層側のフェライトの平均粒径が５〜40μｍで、かつフランジ板厚方向の平均値で、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを体積率で20〜80％含む組織を有することを特徴とする耐震性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼。
【請求項２】
前記組織に加えて、mass％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、                  Si：0.6％以下、
Mn：0.6〜1.6％、                    Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、                   Al：0.1％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項２に記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：３％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２または３に記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、
Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２ないし４のいずれかに記載の低降伏比圧延Ｈ形鋼。
【請求項６】
mass％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、                  Si：0.6％以下、
Mn：0.6〜1.6％、                    Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、                   Al：0.1％以下
を含む組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度を（Ａr３変態点−100℃）以上とする孔型圧延およびユニバーサル圧延により所定形状のＨ形鋼にする熱間圧延工程を行い、ついで、フランジ外面またはフランジ内面を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却面の表面温度で20〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、該表面温度で200℃以上の温度まで復熱させる冷却復熱処理を施すことを特徴とする耐震性に優れた低降伏比圧延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、建築構造物に多用されている熱間圧延製Ｈ形鋼およびその製造方法に係り、とくに、低降伏比化と耐震性の向上に関する。なお、本発明が対象とする圧延Ｈ形鋼は、引張強さが490MPa〜750MPaの高強度低降伏比圧延Ｈ形鋼で、内法一定であるJISサイズの圧延Ｈ形鋼のほかに、外法一定の圧延Ｈ形鋼やウェブ薄肉圧延Ｈ形鋼をも含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年の巨大地震による建築構造物の重大被害の発生に鑑み、構造物の更なる安全性向上、耐震性向上が要求されている。
【０００３】
構造部材を塑性化して地震エネルギーを吸収させ、構造物の耐震性を向上させるという観点からは、降伏比の低い鋼材が求められている。また、例えば建築構造物の梁材に適用する鋼材の降伏強さのばらつきが大きい場合には、柱材を必要以上に厚肉化（あるいは高強度化）する必要があり安全性や経済性の観点から不利になる。このため、構造物としての安全性や経済性を高めるという観点から、降伏強さのばらつき範囲を小さくした鋼材が要求されている。
【０００４】
このような状況から、1998年に、降伏強さ（ＹＳ）の範囲が120MPa以下とＹＳのばらつき範囲が狭く、さらに降伏比（ＹＲ）が80％以下とＹＲが低い、狭ＹＳ、低ＹＲの建築構造用鋼材が、JIS規格として制定された。
【０００５】
一方、脆性的な破壊が生じるような場合には、上記したような鋼材の弾性能・塑性能を十分発揮することなく建築構造物が倒壊する恐れがある。このため、母材靭性はもちろん溶接部靭性にも優れた鋼材が要求されている。近年の柱−梁の構造物を想定した載荷試験研究から、梁端溶接部も含めて、靭性は70Ｊ以上必要であることが明らかになっている。
【０００６】
圧延Ｈ形鋼は、主として溶接構造物の構造材料、とくに建築構造物の梁材として多用されている。そのため、圧延Ｈ形鋼においても、ＹＳのばらつき範囲が狭いこと（狭ＹＳ）、ＹＲが低いこと（低ＹＲ）、および溶接熱影響部（HAZ）も含めた靭性が優れていることが要求されている。
【０００７】
一般的に、HAZについては、酸化物、窒化物あるいは硫化物（あるいはこれらの複合系）などの微細介在物を利用してHAZの結晶粒の微細化を図るとともに、低炭素当量化し、合金元素を選択して添加することによりHAZの靭性向上が図られている。
【０００８】
また、鋼材の強度については、従来から知られている、固溶強化型元素による固溶強化、析出強化型元素の添加による析出強化、硬質相の分散による分散強化などの手法による強化や、制御圧延や制御冷却あるいは焼入れ−焼戻し処理等による、結晶粒微細化、変態などの組織制御による強化、などの強化方法を適宜組合わせて、強度増加が図られてきた。
【０００９】
しかし、多様な形状を圧延ままで製造するＨ形鋼では、熱応力差に起因したフランジ反り、ウエブ波、ねじれ等の変形に対する配慮も必要なため、このような従来技術を組合わせただけでは、上記した要求特性を満足する圧延Ｈ形鋼を製造することは容易ではない。
【００１０】
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、形鋼の降伏点範囲を保証した耐震性能に優れた降伏点制御圧延形鋼が提案されている。特許文献１に記載された技術は、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Alを適正範囲に調整し、Ｓ、Ca、Mg、REMの関係式であるΔＳ量を−0.005〜0.010％範囲内になるようにCa、Mg、REMを添加した溶鋼を鋳造し、凝固温度から900℃間を徐冷して、Al系複酸化物、MnS、Al系複酸化物とMnSとの複合酸化物の総数を20個／mm２以下分散させた鋳片とし、該鋳片を加熱し900℃以下で20％以上圧下する熱間圧延で圧延形鋼とするものである。これにより、80％以下の低降伏比と、狭ＹＰで耐ラメラティア性を有する建築用形鋼となるとしている。
【００１１】
また、特許文献２には、フランジ水冷と制御圧延を利用した、低炭素当量圧延形鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術は、低炭素当量組成の鋼片を1100〜1300℃に加熱し圧延を開始して、中間圧延工程のリバース圧延のパス間でフランジを表層部の温度で750℃以下まで水冷し、かつ複熱過程でフランジ表層部の温度が低温γ〜α／γ二相共存温度域で圧延する工程を１回以上繰返し、フランジの圧延平均温度が950℃以下で総圧下量で20％以上圧下し、圧延終了後フランジ厚みに応じた冷却速度で冷却し圧延形鋼を得るというものである。
【００１２】
また、特許文献３には、フランジ内外面およびウェブ上下面の冷却復熱と熱間圧延とを組合わせた、板厚が40mmを超えるＨ形鋼の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術は、フランジ内外面およびウェブ上下面の表層部をＭs点直上まで冷却し直ちに粗圧延する工程を２回以上繰返し、その後被圧延材の表層部をＭs点直上まで冷却し復熱する工程を１回以上実施し、表層温度を750℃以上として仕上圧延を施し、仕上圧延後にさらにＭs点直上まで冷却し復熱する工程を１回以上繰り返すというものである。これにより、制御圧延等の複雑な工程を必要とせずに、高強度、高靭性化が可能であるとしている。
【特許文献１】特許第2965813号公報
【特許文献２】特許第2837056号公報
【特許文献３】特許第3241444号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら、上記した従来技術はいずれも、鋼材の板厚方向を均一な組織に制御するという考え方を基本としたものであり、その結果、複雑な鋳造工程を必要とし鋳片の生産能率が低下すること、また圧延中水冷によりフェライト変態が促進されるため高強度が得にくいこと、また必要以上に合金添加を伴い溶接熱影響部（HAZ）靭性を低下させること、あるいは熱処理工程が必要になることによるリードタイムの増大などの問題が依然として残されたままとなっていた。
【００１４】
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、引張強さが490MPa〜750MPaの高強度で、かつ耐震性に優れた低降伏比熱間圧延製Ｈ形鋼およびその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、新しい強度制御法について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、板厚方向の組織変化を利用することにより、比較的生産性を損なうことなく、降伏比を80％以下に低く維持したまま、Ｈ形鋼の強度制御が可能であることを見出した。
【００１６】
まず、本発明者らの行なった基礎的実験について説明する。
【００１７】
表１に示す組成の鋼素材ａ〜ｃ（板厚：90mm）を用いて、図１に示すようなＨ形鋼圧延を模擬した熱間圧延実験を行い、板厚：12〜36mmの鋼板とした。鋼素材の圧延加熱温度は1250℃、圧延仕上温度は900℃とした。なお、熱間圧延終了後の冷却は、放冷、表裏面から水冷、あるいは片面より水冷、の３種とした。なお、冷却停止温度は700〜300℃の範囲に変化した。板厚平均での冷却速度は７〜40℃／ｓであった。
【００１８】
【表１】
2005264208.tif 000003
【００１９】
得られた鋼板から、JIS Z 2201に規定される１号引張試験片を圧延方向を引張方向として採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳを求めた。得られた結果を図２に、降伏強さＹＳと引張強さＴＳの関係で示す。
【００２０】
片面を水冷した片面冷却材（□印）は、両面を水冷した両面冷却材（△印）に比べ降伏強さＹＳが低下しており、降伏比ＹＲが放冷材（○印）と同程度の70％程度となっている。このことから、片面水冷により、80％以下の低降伏比を維持したままで高強度化を達成できるということを知見した。
【００２１】
つぎに、引張強さと降伏強さの制御因子について検討した。
【００２２】
片面を水冷した片面冷却材の圧延方向断面（Ｌ方向断面）について、光学顕微鏡（倍率：200倍）により５視野以上、組織を観察し、画像解析装置を用いて板厚方向の組織分布を求めた。水冷側表層には、硬質相であるベイナイト、マルテンサイトを主体とする硬質層が形成されている。組織中のベイナイトおよびマルテンサイト量、すなわち硬質相分率を、板厚方向各位置（表面、1/4t、1/2t、3/4t、裏面）で面積率で測定し、体積率に換算し、得られた各位置の量（体積率）を平均して該鋼板板厚方向の平均硬質相分率（体積％）とした。得られた板厚方向の平均硬質相分率と、引張強さとの関係を図３に示す。図３から、板厚方向の平均硬質相分率が20体積％以上で、おおむね引張強さＴＳ：490MPa以上の高強度を得ることができる。なお、平均硬質相分率が80体積％を超えると、引張強さは上昇するが同時に降伏強さ（耐力）も上昇し、降伏比が高くなり、さらに伸びも低下する。このことから、高強度で80％以下の低降伏比を維持するためには、板厚方向の平均硬質相分率は体積率で20〜80％とすることが良いという知見を得た。
【００２３】
つぎに、片面を水冷した片面冷却材の、非水冷側の表層組織を顕微鏡観察した。非水冷側表層には、軟質相であるフェライトを主体とする軟質層が形成されている。この軟質層側の表面から１〜５mm深さについてフェライト粒の粒径を測定し、降伏強さＹＳとの関係で整理し、図４に示す。なお、フェライト粒径は、倍率：200倍で５視野以上観察し、各視野での平均粒径を画像解析装置を用いて円相当直径として求め、各視野の平均値をその鋼板の軟質層の平均フェライト粒径とした。図４から、軟質層側のフェライトの平均粒径を５μｍ以上とすることで、ＹＳ：325MPa以上540MPa以下の高強度を得ることができることを知見した。フェライトの平均粒径を40μｍ以下とすることでＹＳ：325MPa以上５μm以上とすることでＹＳ：540MPa以下が得られる。
【００２４】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）熱間圧延により製造された圧延Ｈ形鋼であって、該圧延Ｈ形鋼のフランジ内外面の一方の表層が体積率で50％以上のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを含む硬質層を、他方の表層が体積率で50％以上のフェライトを含む軟質層を有し、前記軟質層側のフェライトの平均粒径が５〜40μｍで、かつフランジ板厚方向の平均値で、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを体積率で20〜80％含む組織を有することを特徴とする耐震性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（２）（１）において、前記組織に加えて、mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、                  Si：0.6％以下、Mn：0.6〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、                   Al：0.1％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（４）（２）または（３）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：３％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（５）（２）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼。
（６）mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：0.6〜1.6％、                    Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.1％以下を含む組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度を（Ａr３変態点−100℃）以上とする孔型圧延およびユニバーサル圧延により所定形状のＨ形鋼にする熱間圧延工程を行い、ついで、フランジ外面またはフランジ内面を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却面の表面温度で20〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、該表面温度で200℃以上の温度まで復熱させる冷却復熱処理を施すことを特徴とする耐震性に優れた低降伏比圧延Ｈ形鋼の製造方法。
（７）（６）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼の製造方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：３％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼の製造方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする低降伏比圧延Ｈ形鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、比較的安価な成分系を用いても、高強度でかつ80％以下の低降伏比を有する耐震性に優れた熱間圧延製Ｈ形鋼を容易に製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、構造物の信頼性が格段に向上するという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
まず本発明圧延Ｈ形鋼の組織限定理由について説明する。
【００２７】
本発明の圧延Ｈ形鋼は、フランジ内外面の一方の表層が硬質層を、他方の表層が軟質層を有する組織を有する。なお、ここでいう「硬質層」とは、硬質相であるベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを、硬質層全体に対する体積率で50％以上含む層をいうものとする。なお、硬質層には、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト以外に硬質層全体に対する体積率で50％以下のフェライト相、パーライト相を含んでも何ら問題はない。また、「軟質層」とは、軟質相であるフェライトを軟質層全体に対する体積率で50％以上含む層をいうものとする。なお、軟質層には、フェライト以外に、パーライト相、ベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相を軟質層全体に対する体積率で50％以下含んでも何ら問題ない。
【００２８】
フランジの一方の表層を硬質層とし、他方の表層を軟質層とすることにより、図２に示したように、降伏比を80％以下に維持したまま、引張強さ：490MPa以上の高強度を容易に確保できる。
【００２９】
そして、本発明の圧延Ｈ形鋼は、フランジが、フランジ板厚方向の平均値で、硬質相であるベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを体積率で20〜80％含む組織を有する。フランジ板厚方向のベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの平均分率（平均硬質相分率）が、体積率で20％未満では、引張強さが490MPa未満と低くなり、高強度化を達成できなくなる。一方、平均硬質相分率が体積率で80％を超えると、降伏比が80％を超えて高くなり、低降伏比を確保できなくなる。
【００３０】
また、本発明の圧延Ｈ形鋼では、軟質層側に形成されるフェライトを、平均で５〜40μｍの粒径を有するフェライトとする。フェライトの平均粒径が５μｍ未満では、80％以下の低降伏比および延性を確保することが難しくなる。一方、フェライトの平均粒径が40μｍを超えると、ＹＳが低下するうえ靭性も劣化する。なお、フェライトの平均粒径の測定は、軟質層内のフェライトについて行なうものとする。
【００３１】
本発明の圧延Ｈ形鋼は、前記組織に加えて、mass％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：0.6〜1.6％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Al：0.1％以下を含み、あるいはさらにCu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／またはCr：３％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／またはTi：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
【００３２】
次に、組成の限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、mass％は単に％で記す。
【００３３】
Ｃ：0.01〜0.20％
Ｃは、圧延Ｈ形鋼の強度を増加させる元素であり、所定値以上の強度を確保するために本発明では0.01％以上含有することが好ましい。一方、0.20％を超える含有は、溶接部を硬化させ、特に仮付け溶接部など小入熱溶接部で溶接割れを生じる懸念がある。このため、Ｃは0.01〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Si：0.6％以下
Siは、安価でかつ、鋼中に固溶して強度を上昇させるとともに、溶製段階で脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.05％以上含有させることが望ましい。一方、0.6％を超える含有は、靭性を低下させる。このために、Siは0.6％以下に限定することが好ましい。
【００３５】
Mn：0.6〜1.6％
Mnは、Siと同様に、圧延Ｈ形鋼の強度向上に有効に作用する元素であり、本発明では0.6％以上含有させることが好ましい。一方、1.6％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.6〜1.6％の範囲に限定することが好ましい。
【００３６】
Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下
Ｐ、Ｓは、鋼中に不可避的不純物として存在し、靭性や耐焼戻し脆性などに対して悪影響を及ぼすため、極力低減することが望ましい。しかし、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下であれば、それらの悪影響は小さい。このため、Ｐは0.030％以下、Ｓは0.030％以下に限定することが好ましい。
【００３７】
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上含有させることが好ましい。一方、0.1％を超える含有は、鋼の清浄性を低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、Siなどの他元素にて脱酸処理を行う場合には、無添加でもよく、この場合には不可避的不純物として、0.005％未満の含有となる。
【００３８】
上記した基本組成に加えて、必要に応じ、さらにCu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Cr：３％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、選択して含有してもよい。なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
【００３９】
Cu：１％以下、Ni：３％以下のうちから選ばれた１種または２種
Cu、Niは、固溶強化元素であり、焼入れ性を向上させることなくＨ形鋼の強度を上昇させることが可能であり、とくに薄肉フランジＨ形鋼の高強度化に有効であり、必要に応じ選択して含有できる。含有する場合には、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上含有することが好ましいが、１％を超えるCuの含有は、圧延時の表面割れを助長し、顕著なCu析出脆化も生じる。また、Niは高価な元素であり、３％以下の含有に限定することが好ましい。
【００４０】
Cr：３％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.3％以下、Nb：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Mo、Ｖ、Nb、Ｂはいずれも、主として変態強化元素であり、とくに薄肉フランジＨ形鋼の場合には、軟質フェライト相の形成を阻害し、また、加速冷却による冷却速度が小さくなる主として厚肉フランジＨ形鋼の場合には、焼入れ性を向上し、Ｈ形鋼の高強度化に寄与するため、Ｈ形鋼の強度増加を目的として必要に応じ選択して含有できる。なお、Mo、Ｖ、Nbの場合には、一部が冷却後の復熱過程で析出することで特に降伏強さの増加に寄与する。しかし、Crを３％、Moを１％、Ｖを0.3％、Nbを0.1％、Ｂを0.01％超える含有は、靭性、溶接性、HAZ靭性を劣化させるため、それぞれ上限とした。
【００４１】
Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Ca、Mg、Zr、Hf、REMはいずれも、溶接熱影響部のオーステナイト粒径を微細化させる有効な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。一方、それぞれ0.1％を超える過剰な含有は、清浄度を低下し、靭性や延性を低下させる。このため、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下、REM：0.1％以下に限定することが好ましい。なお、Ti、Ca、Mg、Zr、Hf、REMは、いずれも強い脱酸元素でもあり、SiやAlに代えて脱酸剤として添加することもできる。
【００４２】
つぎに、本発明の圧延Ｈ形鋼の好ましい製造方法について説明する。
【００４３】
まず、上記した組成の鋼素材を、1000〜1350℃に再加熱したのち、熱間圧延終了温度が（Ａr３変態点−100℃）以上の温度とする孔型圧延およびユニバーサル圧延により所定形状のＨ形鋼にする熱間圧延工程を施す。
なお、鋼素材の製造方法は、本発明ではとくに限定しない。通常の溶製方法、鋳造方法がいずれも好適に適用できるが、鋳造方法は連続鋳造法とすることが経済的に有利となる。
【００４４】
鋼素材は、一旦、変形抵抗の低い均一なオーステナイトに変態させるために1000℃以上に再加熱することが好ましい。一方、鋼素材を、1350℃を超えて再加熱すると、酸化が著しくなり、表面疵やスケールロスが増大する危険性が高くなる。このため、鋼素材の再加熱温度は1000〜1350℃の範囲とすることが好ましい。
【００４５】
加熱された鋼素材は孔型圧延およびユニバーサル圧延により、所定寸法形状のＨ形鋼とされる。孔型圧延およびユニバーサル圧延は、熱間圧延終了温度を（Ａr３変態点−100）℃以上の温度とすることが好ましい。熱間圧延終了温度が（Ａr３変態点−100）℃未満では、生成するフェライト中に加工歪が導入され、引張強さの増加以上に降伏強さの増加が著しくなり、降伏比が上昇する。このため、熱間圧延終了温度は、（Ａr３変態点−100）℃以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、（Ａr３変態点−30）℃〜950℃の範囲である。なお、Ａr３変態点は、次（１）式
Ａr３＝910−273Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−９Mo−５Cu−1620Nb  ………（１）
を用いて計算するものとする。なお、熱間圧延終了温度は、鋼板表面温度とする。
【００４６】
ついで、熱間圧延工程を終了したＨ形鋼に、熱間圧延終了後、直ちにあるいは所望の温度まで空冷したのち、ついで、冷却復熱処理を施す。
【００４７】
冷却復熱処理は、フランジ外面またはフランジ内面を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、該冷却面の表面温度で20〜650℃の範囲の冷却停止温度まで冷却したのち冷却を停止し、該表面温度で200℃以上の温度まで復熱させる処理とすることが好ましい。
【００４８】
本発明では、フランジ内外面の内の一方から冷却するのが望ましく、その際、フランジ板内の平均冷却速度で５℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。冷却は硬化層深さを得る観点から水冷とすることが好ましい。冷却速度が、５℃／ｓ未満では、フランジの冷却面に硬質層を形成することができなくなる。なお、好ましくは８℃／ｓ以上である。冷却速度は伝熱計算により求めるフランジ板内の平均冷却速度である。
【００４９】
冷却停止温度は、冷却面の表面温度で20〜650℃の範囲の温度とすることが好ましい。
冷却停止温度が、650℃を超えて高くなると、所望のフランジ板厚方向の平均硬質相分率が確保できず、所望の引張強さを確保できなくなる。一方、冷却停止温度の下限は水温の20℃に限定したが、表面硬さ低減のために復熱による焼戻し効果を考慮して、200℃以上とすることが望ましい。なお、さらに好ましくは250℃以上である。
【００５０】
冷却に際しては、冷却停止後、冷却面の表面温度で、200℃以上の温度まで復熱させる冷却とすることが好ましい。復熱温度を200℃以上とするためには、冷却時に250℃以上とすることが好ましい。復熱温度が200℃未満では、冷却面が過度に硬化し、穴あけなどの加工性、延性が低下する。なお、好ましくは、350℃以上である。
【００５１】
また、フランジ内外面のうち、上記した冷却を施さない他の面（非冷却面）は、表層に軟質層を形成させるため、放冷のまま、あるいは冷却速度：１℃／ｓ以下の緩冷とすることが好ましい。
【実施例】
【００５２】
表２に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でＨ形素材となるビームブランク状鋳片（鋼素材）とした。ついで、これら鋼素材を表３に示す加熱温度に再加熱したのち、表３に示す条件の熱間圧延工程を施してＨ形鋼とし、ついでフランジ内外面に表３に示す条件で冷却復熱処理を施した。なお、一部のＨ形鋼では、フランジ外面および内面に冷却復熱処理を施し、比較例とした。また、一部のＨ形鋼では、フランジ内外面に冷却復熱処理を施さず、放冷のままとした。
【００５３】
【表２】
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【００５４】
【表３】
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【００５５】
かくして得られたＨ形鋼より、JIS Z 2201に規定される１号引張試験片をフランジ幅の１／４の部分より引張方向を圧延方向として採取した。また、JIS Z 2202に規定されるＶノッチ試験片をフランジ幅の１／４の部分で、板厚１／４ｔ部より採取した。なお、引張試験は室温で、シャルピー衝撃試験は０℃で実施した。また、ビッカース硬さ計を用いて、荷重10kgの条件でフランジの水冷面側表層部（表面から１mm）の硬さを測定した。
【００５６】
さらに、フランジの板厚方向断面（Ｌ方向断面）について、光学顕微鏡を用いて組織を調査した。観察位置は、表面（外面）、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔおよび裏面（内面）とし、各位置で５視野以上観察し、各位置での硬質相であるベイナイトおよびマルテンサイト（焼戻し）の組織分率を画像解析装置により算出し、各位置での硬質相分率とし、さらに各位置での硬質相分率を平均して、フランジ板厚方向の平均硬質相分率とした。なお、組織観察から、フランジの表層について、硬質層、軟質層の有無を確認し、硬質層、軟質層の組織分率を同様に求めた。
【００５７】
また、軟質層については、表面から１〜５mmの領域を光学顕微鏡で組織を５視野以上観察し、フェライト粒径を画像解析装置を用いて、円相当直径として測定した。
【００５８】
また、フランジ部から再現熱サイクル試験片を採取し、入熱35kJ/cm相当の再現熱サイクル（ピーク温度：1400℃、800〜500℃の冷却時間：70ｓ、溶接パス間温度：350℃）を付与したのち、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ標準サイズ）を採取し、０℃で試験し、吸収エネルギーを求め、HAZ靭性を評価した。
【００５９】
得られた結果を表４に示す。
【００６０】
【表４】
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【００６１】
本発明例はいずれも、引張強さ：490MPa以上の高強度を有し、しかも80％以下の低降伏比を有し、しかも母材靭性に優れた高強度低降伏比圧延Ｈ形鋼となっている。また、本発明例はいずれも、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70Ｊ以上とHAZ靭性にも優れた圧延Ｈ形鋼となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度が低いか、あるいは降伏比が高く、延性や靭性が低い。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】基礎的実験における加熱、圧延、冷却条件を模式的に示す説明図である。
【図２】降伏強さＹＳと引張強さＴＳの関係を示すグラフである。
【図３】引張強さＴＳにおよぼす板厚方向の平均硬質相分率の影響を示すグラフである。
【図４】降伏強さＹＳと軟質層フェライトの平均粒径との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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