(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ、ミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下であることを特徴とする引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％にさらに、
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％のうち何れか１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ、ミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下であることを特徴とする引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、圧延後、
１）鋼材平均温度を（１）式で表すＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速
冷却し、その後、Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓｅｃの範囲
内の冷却速度で徐冷却を行い、その後、放冷、徐冷却または加速冷却を行うこと、
２）鋼材平均温度をＭｓ点温度以下まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速冷却し、そ
の後、２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行い、再度冷却すること、
をそれぞれ単独もしくは組合わせた方法により冷却することを特徴とする、鋼材のミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下で、引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３（％Ｃ）−３０．４（％Ｍｎ）−１７．７（％Ｎｉ）
−１２．１（％Ｃｒ）−７．５（％Ｍｏ）−５４（％Ｃｕ）・・・・（１）
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％にさらに、
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％のうち何れか１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、圧延後、
１）鋼材平均温度を（１）式で表すＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速
冷却し、その後、Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓｅｃの範囲
内の冷却速度で徐冷却を行い、その後、放冷、徐冷却または加速冷却を行うこと、
２）鋼材平均温度をＭｓ点温度以下まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速冷却し、そ
の後、２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行い、再度冷却すること、
をそれぞれ単独もしくは組合わせた方法により冷却することを特徴とする、鋼材のミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下で、引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３（％Ｃ）−３０．４（％Ｍｎ）−１７．７（％Ｎｉ）
−１２．１（％Ｃｒ）−７．５（％Ｍｏ）−５４（％Ｃｕ）・・・・（１）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築物の構造用部材として用いられる靱性の優れた高張力圧延形鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築物の高層化、安全基準の厳格化などから、建築物の柱用に用いられる鋼材、例えば板厚の大きなサイズのＨ形鋼（以下極厚Ｈ形鋼という。）には、一層の高強度化、高靱性化、低降伏比化が求められている。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。しかし、前述のような熱処理の付加はエネルギーコストの増加や生産効率の低下など大幅なコスト上昇を招き経済性に問題があった。この問題を解決するために、高性能の材質特性が得られるような新しい合金設計に基づく鋼材と、これを製造するための新しい製造方法の開発は必要となってきている。
【０００３】
一般に、フランジを有する形鋼、例えばＨ形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上からの圧延条件（圧延温度、圧下率など）の制限およびその形状の特異性からウエブ、フランジ、フィレットの各部位で圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じる。その結果、部位間に強度、延性、靱性のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ  Ｇ３１０６）等の基準に満たない部位が生じる。特に、極厚Ｈ形鋼を連続鋳造鋳片を素材として圧延製造する場合には、連続鋳造設備での製造可能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必要な十分な鋳片断面積が得られないため、その圧延は低圧下比圧延となる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るために高温圧延を指向するので板厚の厚いフランジ部は高温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。その結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度、靱性が低下する。
【０００４】
圧延プロセスでの組織微細化法として、ＴＭＣＰ(Thermo-Mechanical-ControlProcess ）があるが、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼板でのＴＭＣＰのような低温・大圧下圧延の適用は困難である。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報に開示された技術が提案されている。しかし、これらの方法を５９０Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材の製造に適用した場合には、高濃度の固溶Ｎを含有することから、生成するベイナイト組織内に高炭素島状マルテンサイト（以降Ｍ＊と称する）を生成し、靱性が著しく低下して規格値をクリアーすることは困難であるという問題があった。また、特開平１０−１４７８３５号公報においては、低炭素化−低窒素化とＮｂ，Ｖ，Ｍｏの微量添加および、Ｔｉ酸化物およびＴｉＮの微細分散による組織微細化に加え、加速冷却型制御圧延による高強度圧延形鋼の製造法が提案されているが、低Ｃ化とＴＭＣＰの採用による製造コストの上昇や製造工程の複雑化を招いている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前述した問題を解決するためには、圧延形鋼においてＭ＊生成量の少ない低炭素ベイナイトを生成させ組織を微細化する必要がある。それには圧延加熱時のγ粒径を細粒化するために製鋼過程において、鋳片中に予めＴｉ−Ｏを微細晶出させ、これを核にＴｉＮを微細析出させ、加えて、低炭素化するために、微量で高強度が得られるマイクロアロイの微量添加した鋳片を製造する必要がある。また、Ｈ形鋼のフランジとウエブの結合部のフィレット部は連続鋳造鋳片の中心偏析帯と一致し、この偏析帯内のＭｎＳは圧延により著しく延伸する。ここでの高濃度の元素偏析帯と延伸ＭｎＳは板厚方向の絞り値・靱性を著しく低下させ、さらに溶接時にラメラティア割れを生じさせる場合もあり、この有害な作用を持つＭｎＳの生成を阻止することも大きな課題である。このように、従来の技術では目的の信頼性の高い高強度・高靱性の圧延形鋼をオンラインで製造し安価に提供することは困難である。
【０００６】
本発明は、従来の焼準処理などの熱処理を施すことなく、低コストで高張力圧延形鋼の製造を可能とし、建造物の構造部材に用いる高強度で靱性の優れた５９０Ｎ／ｍｍ2 級圧延形鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、靱性劣化の主要因であるＭ＊の含有量の少ないベイナイト＋フェライト＋パーライト組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳片を用い形鋼形状に圧延し、圧延後の冷却速度、温度履歴を制御することにより含有しているＭ＊を低減することにより、焼準処理などの熱処理を施すことなく、低コストで高張力圧延形鋼の製造を可能としたものであり、その要旨は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下であることを特徴とする引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
（２）質量％で、Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％にさらに、
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％のうち何れか１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下であることを特徴とする引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
（３）質量％で、Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、圧延後、
１）鋼材平均温度を（１）式で表すＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速    冷却し、その後、Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓｅｃの範囲
内の冷却速度で徐冷却を行い、その後、放冷、徐冷却または加速冷却を行うこと、
２）鋼材平均温度をＭｓ点温度以下まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速冷却し、そ
の後、２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行い、再度冷却すること、
をそれぞれ単独もしくは組合わせた方法により冷却することを特徴とする、鋼材のミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下で、引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３（％Ｃ）−３０．４（％Ｍｎ）−１７．７（％Ｎｉ）
−１２．１（％Ｃｒ）−７．５（％Ｍｏ）−５４（％Ｃｕ）・・・・（１）
（４）質量％で、Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：≦０．０１０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００７％、
Ａｌ：≦０．０５％にさらに、
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％のうち何れか１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、圧延後、
１）鋼材平均温度を（１）式で表すＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速
冷却し、その後、Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓｅｃの範囲
内の冷却速度で徐冷却を行い、その後、放冷、徐冷却または加速冷却を行うこと、
２）鋼材平均温度をＭｓ点温度以下まで０．１〜５℃／ｓｅｃの範囲内で加速冷却し、そ
の後、２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行い、再度冷却すること、
をそれぞれ単独もしくは組合わせた方法により冷却することを特徴とする、鋼材のミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下で、引張強度：５９０Ｎ／ｍｍ2以上、降伏強度または０．２％耐力：４４０Ｎ／ｍｍ2以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー：４７Ｊ以上の機械的特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３（％Ｃ）−３０．４（％Ｍｎ）−１７．７（％Ｎｉ）
−１２．１（％Ｃｒ）−７．５（％Ｍｏ）−５４（％Ｃｕ）・・・・（１）
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
鋼の高強度化は、(1)フェライト結晶粒の微細化、(2)合金元素による固溶体強化、硬化相による分散強化、(3)微細析出物による析出強化等によって達成される。また、高靱性化は、(4)結晶粒の微細化、(5)母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃの低減、(6)破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテンサイト（Ｍ＊）および粗大な酸化物、析出物の低減と微小化等により達成できる。
【０００９】
一般的には、高強度化により靱性は低下し、高強度化と高靱性化は相反する対策が必要である。特に本発明が目的とする５９０Ｎ／ｍｍ2 級の強度を確保するためには、硬化相であるベイナイト組織の活用が必須となるが、そのベイナイト中には、破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテンサイト（Ｍ＊）が多く含有されている。
【００１０】
本発明者らは、種々の合金元素が靱性劣化の主要因であるＭ＊生成に及ぼす影響を詳細に調査し、５９０Ｎ／ｍｍ2 級の強度を有し、かつ、Ｍ＊生成量を低減した成分系を見出した。また、圧延後の温度履歴を制御することにより、生成したＭ＊を分解させ、靱性を飛躍的に向上させる方法を見出した。すなわち、圧延後の冷却速度が大きい程、炭素の拡散が抑制されＭ＊は微細となること、また、マルテンサイト変態後かつ炭素拡散温度域で温度保持することにより、生成したＭ＊も分解することを見出した。
【００１１】
本発明の特徴は、５９０Ｎ／ｍｍ2 級鋼で靱性劣化の主要因であるＭ＊の含有量が少ないベイナイト＋フェライト＋パーライト組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳片を用い形鋼形状に圧延し、圧延後の冷却速度、温度履歴を制御することにより含有しているＭ＊を低減し、焼準処理などの熱処理を施すことなく、低コストで高張力圧延形鋼の製造を可能としたものである。
【００１２】
以下に本発明鋼の成分範囲と制御条件の限定理由について述べる。なお、％は質量％を意味する。
まず、Ｃは鋼を強化するために添加するもので、０．０１％未満では構造用鋼としての必要な強度がえられず、また、０．１０％を超える添加では、Ｍ＊生成量が増大し母材靱性が劣化、また、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下限を０．０１％、上限を０．１０％とした。
【００１３】
次に、Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに必要であるが、０．３５％を超えると母材およびＨＡＺの硬化組織中に高炭素島状マルテンサイトを生成し、母材および溶接継手部靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では溶鋼の予備脱酸が十分にできないためＳｉ含有量を０．０５〜０．３５％の範囲に限定した。
【００１４】
Ｍｎは母材の強度確保には１．０％以上の添加が必要であるが、母材および溶接部の靱性、割れ性などに対する許容濃度から上限を２．０％とした。
Ｃｕはα温度域での保持および緩冷却によりα相中の転位上にＣｕ相を析出し、その析出硬化により母材の常温強度を増加させる。ただし、このα中でのＣｕ相の析出は０．３％未満ではα中でのＣｕの固溶限内であり、析出が生じないためＣｕ析出による強化は得られない。また１．２％超ではその析出強化は飽和するのでＣｕ０．３〜１．２％に限定した。
【００１５】
ＴｉはＴｉＮを析出し、固溶Ｎを低減することによりＭ＊の生成を制御する。また、微細析出したＴｉＮはγ相の微細化にも寄与する。これらのＴｉの作用により組織を微細化し強度・靱性を向上させる。従って、０．００５％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、これらの効果を発現し得ないためＴｉ量の下限値を０．００５％とした。しかし、０．０３％を超えると過剰なＴｉはＴｉＣを析出し、その析出硬化により母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させるため０．０３％以下に制限した。
【００１６】
Ｎｂは焼入性を上昇させ強度を増加させる目的で添加している。この効果の発現には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上が必要である。しかし０．１０％超では、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和するので０．１０％以下に制限した。
Ｎはα中に固溶し、強度を上昇させるが、上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靱性を劣化させるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要があり上限を０．０１０％とした。
【００１７】
Ｏ（酸素）はＴｉ−Ｏの生成に不可欠であり、それには０．００１％以上の含有が必要であるが、０．００７％を超えて含有すると、生成するＴｉ−Ｏ粒子は粗大化し、靱性を低下させるため、Ｏ含有量を０．００１〜０．００７％に限定した。Ａｌは強力な脱酸元素であり、鋼の清浄化のために添加するが、０．０５％を超えるとＭ＊生成量が増加し靱性を劣化させるので、上限を０．０５％とした。なお、酸化物を組織微細化に活用するためにはＡｌを０．００７％以下にすることが必須である。
【００１８】
不可避不純物として含有するＰ，Ｓについては、それらの量を特に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、靱性低下の原因となるので、極力低減すべきでありＰ，Ｓ量はそれぞれ０．００２％未満に制限することが望ましい。
更に、本発明による形鋼の鋼種によっては、以上の元素に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ，ＭｇおよびＣａのうちの少なくとも１種を含有することができる。
【００１９】
Ｎｉは母材の強靱性を高める極めて有効な元素である。この効果の発現にはＮｉ含有量は０．１％以上が必要である。しかし、２．０％を超える添加は合金コストを増加させ経済的でないので上限を２．０％とした。
Ｖは微量添加により圧延組織を微細化でき、バナジン炭窒化物の析出により強化することから低合金化でき溶接特性を向上できる。この効果の発現には、Ｖ含有量は０．０１％以上が必要である。しかしながら、Ｖの過剰な添加は溶接部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、含有量の上限をＶ：０．１０％とした。
【００２０】
Ｂは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加に寄与するので、０．０００１％以上添加する。しかし、０．００３％超のＢを含有すると上部ベイナイト組織中にＭ＊を多量に生成し靱性を著しく低下させることが判明したので、上限を０．００３％とした。Ｃｒは焼入性の向上により、母材の強化に有効である。この効果の発現にはＣｒ含有量は０．１％以上が必要である。しかし１．０％を超える過剰の添加は、靱性および硬化性の観点から有害となるため、上限を１．０％とした。
【００２１】
Ｍｏは母材強度の確保に有効な元素である。この効果の発現には、Ｍｏ含有量は０．０５％以上が必要である。しかし０．４０％超では、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ2 Ｃ）を析出し固溶Ｍｏとしての焼入性向上効果が飽和するので０．４０％以下に制限した。
Ｍｇ添加に使用するＭｇ合金はＳｉ−Ｍｇ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇである。Ｍｇ合金を用いた理由は合金化によりＭｇ含有濃度を低減し、溶鋼への添加時の脱酸反応を抑制し、添加時の安全性の確保とＭｇの歩留を向上させるためである。Ｍｇを０．０００１〜０．００５％に限定するのは、Ｍｇも強力な脱酸元素であり、晶出したＭｇ酸化物は溶鋼中で容易に浮上分離されるため０．００５％を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため上限を０．００５％とした。また、０．０００１％未満では目的のＭｇ系酸化物の分散密度が不足するため下限を０．０００１％とした。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯと表記しているが、電子顕微鏡解析などによると、この酸化物はＴｉ、微量のＡｌおよび不純物として含まれているＣａなどとの複合酸化物を形成している。
【００２２】
Ｃａを０．０００１〜０．００３％に限定する理由は、Ｃａが強力な脱酸元素であり、晶出するＣａ酸化物は溶鋼中で容易に浮上しスラグとして分離されるため、０．００３％を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため、上限を０．００３％とした。また０．０００１％未満では目的のＣａ分散密度が不足するため下限を０．０００１％とした。
【００２３】
本発明の圧延形鋼は、５９０Ｎ／ｍｍ2 （６０kgf/mm2 ）級の引張強さと靱性とを同時に確保するために、ミクロ組織がベイナイト、フェライト、パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、前記高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下であるミクロ組織を有することが必要である。
ミクロ組織中の高炭素島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下としたのは、高炭素島状マルテンサイト面積率が当該上限値を超える場合、靱性が劣化するため当該上限値以下の濃度範囲に限定した。
【００２４】
上記のミクロ組織は、本発明の方法によって実現できる。すなわち、上記の化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定したのは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため１１００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ，Ｎｂなどの元素を十分に固溶させる必要があるため再加熱温度の下限を１１００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃とした。
【００２５】
次に、上述のように加熱された鋼片を、圧延し圧延後に、
(1)  鋼材平均温度をＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓの範囲内で加速冷却し、その後Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓの範囲内の冷却速度で徐冷却を行い、その後放冷または徐冷却または加速冷却を行うこと
(2)  鋼材平均温度をＭｓ点温度以下まで０．１〜５℃／ｓの範囲内で加速冷却し、その後２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行い、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせて製造する。
このような製造方法を実施する理由は、まず、(1)において、圧延後から鋼材平均温度をＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓの範囲内で加熱冷却するのは、０．１℃／ｓ未満であると炭素の拡散量が多く、粗大なＭ＊が多量に生成し、靱性を低下させるからであり、５℃／ｓ超の冷却速度を得るためには、強力な加速冷却装置を必要とし、経済的に困難であるからである。
【００２６】
また、その後、Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓの範囲内の冷却速度で徐冷却する理由は、０．１℃／ｓ超の冷却速度では、徐冷却によるＭ＊分解効果が得られず、０．００１℃／ｓ未満の冷却速度では、鋼材温度低下に長時間を要し、生産効率を落とすからである。好ましくは、０．０１〜０．１℃／ｓである。
【００２７】
次に、(2)において、圧延後から鋼材平均温度をＭｓ点温度以下までの０．１〜５℃／ｓの範囲内で加速冷却するのは、０．１℃／ｓ未満であると炭素の拡散量が多く、粗大なＭ＊が多量に生成し、靱性を低下させるからであり、５℃／ｓ超の冷却速度を得るためには、強力な加速冷却装置を必要とし、経済的に困難であるからである。
【００２８】
また、その後、２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行う理由は、２５０℃未満の温度域ではＣの拡散速度が遅く、Ｍ＊の分解の分解に長時間を要すためであり、５００℃超の温度域まで上げるには、加熱コストが大きくなるためである。
【００３０】
【実施例】
試作鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、場合によりＴｉおよびＭｇを順次添加し、連続鋳造により２５０〜３００mmの厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。該鋳片を１３００℃で加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、図１に示す、ユニバーサル圧延機列でＨ形鋼に圧延した。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後に水冷装置５ａを設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延の繰り返しにより必要に応じ行い、圧延後の加速冷却は、仕上げユニバーサル圧延機の後面に設置した冷却装置５ｂでフランジ外側面を必要に応じスプレー冷却した。また、冷却床では、鋼材を密着させる方法や鋼材のを鉄板で覆う等の方法により、冷却速度をコントロールした。また、必要に応じ、熱処理炉を用い、一定時間の温度保持を行った。
【００３１】
機械特性は図２に示す、フランジ２の板厚ｔ２の中心部（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から、採集した試験片を用い求めた。なお、これらの箇所についての特性を求めたのは、フランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な機械特性を示し、フランジ１／２Ｆ部はその特性が最も低下するので、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特性を代表できると判断したためである。
【００３２】
表１に、本発明鋼および比較鋼の化学成分値を示した。
表２には、表１に示す本発明鋼および比較鋼の製造方法、それらのＨ形鋼の機械試験特性値、Ｍ＊の面積率を示す。なお、圧延加熱温度を１３００℃に揃えたのは、一般的に加熱温度の低下によりγ粒は細粒化し、機械試験特性を向上させることは周知であり、高温加熱条件では機械特性の最低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度での機械試験特性を代表できると判断したためである。また、圧延後の冷却条件については、以下の(1)〜(3)の条件で実施した。
【００３３】
(1)  鋼材平均温度をＭｓ点温度まで０．１〜５℃／ｓの範囲内で加速冷却し、その後Ｍｓ点温度から２５０℃まで０．００１〜０．１℃／ｓの範囲内の冷却速度で徐冷却を行い、その後放冷または徐冷却または加速冷却を実施。
(2)  鋼材平均温度をＭｓ点温度以下まで０．１〜５℃／ｓの範囲内で加速冷却し、その後２５０〜５００℃で１５分〜５時間の温度保持を行い、再度冷却を実施。
【００３４】
(3)  圧延後放冷。
また、図３にはミクロ組織を、図４にはＭ＊分布を示す。図４においては、白い部分がＭ＊である。いずれの図においても（ａ）は比較鋼Ｎｏ．８のものであり、（ｂ）は本発明鋼Ｎｏ．３のものである。
表２に示したように、本発明により製造された圧延形鋼はいずれも引張強度５９０Ｎ／ｍｍ2 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０Ｎ／ｍｍ2 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上の機械的性質を示した。
【００３５】
一方、比較鋼については全てＭ＊面積率が大きくなり、シャルピー衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上の規格をクリアできていない。
【００３６】
【表１】
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【００３７】
【表２】
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【００３８】
【発明の効果】
本発明による合金設計された鋳片と圧延後の温度制御を適用した圧延形鋼は機械試験特性の最も保証しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部においても十分な強度および、優れた靱性を有し大型鋼構造物の信頼性の向上、安全性の確保、経済性等の産業上の効果は極めて顕著なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明法を実施する装置配置例の略図である。
【図２】図２は、Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を示す図である。
【図３】本発明鋼および比較鋼のミクロ組織を示す図である。
【図４】本発明鋼および比較鋼のＭ＊分布を示す図である。
【符号の説明】
１…Ｈ形鋼
２…フランジ
３…ウェブ
４…中間圧延機
５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置
５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置
６…仕上げ圧延機
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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