JP6645107B2 - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、建築物等の鋼構造物に好適な、Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。

建築物等の柱や梁等の鋼構造物の部材には、火災に曝された際、利用者が避難できるように、一定時間、高温で、建築物等の倒壊を防止するために必要とされる強度を発揮する耐火性能が求められる。一般に、鋼材は高温に曝されると強度が低下する。そのため、従来は、鋼材を耐火被覆で覆い、火災時の鋼材の温度上昇を抑制する手法が採られてきた。しかし、近年では、耐火被覆を簡略化又は削減することが可能な、６００℃における強度（高温強度）が高い鋼材（以下、耐火鋼材とする場合がある）が使用されるようになっている。

従来の耐火鋼材は、高温強度を上昇させるＭｏを積極的に添加したものであった。しかし、Ｍｏは価格が変動し易く、高騰した際にはコストが増加するため、必ずしもＭｏの添加に頼らない合金設計に基づく、耐火厚鋼板が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。特許文献１の耐火厚鋼板は、高い転位密度を有するベイナイト及びマルテンサイトにＶ炭窒化物を析出させて、高温強度を向上させた耐火厚鋼板である。

ところで、現在では、高温強度の高いＨ形鋼（以下、耐火Ｈ形鋼とする場合がある）、特に建築用の耐火Ｈ形鋼の需要が高まっている。従来の耐火Ｈ形鋼は、合金元素を添加し、析出強化や固溶強化によって高温強度を向上させたものである。一方、耐火性能は不明であるが、靱性を確保するために加速冷却を適用し、ベイナイト主体の鋼材組織としたＨ形鋼が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。また、耐火Ｈ形鋼では、加速冷却によって生成する擬ポリゴナルフェライトを利用する技術が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。

特開２００７−２１１２７８号公報 国際公開第２０１４−１４２０６０号公報 国際公開第２０１４−０８０８１８号公報 特開２０１３−２２４４６０号公報

近年、建築物など溶接構造物の大型化に伴い、鋼材の厚みが増加し、また、溶接の効率を高めるために、大入熱溶接が採用されることが多くなっている。大入熱溶接では、溶接時の熱影響部（以下、ＨＡＺという場合がある）の温度が上昇し、冷却速度が低下するため、旧オーステナイト（γ）粒径の粗大化や、ＨＡＺの旧γ粒界への炭化物などの析出が促進される。特に、高温強度を高めるために、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂなどを多量に添加した場合、溶接ＨＡＺに炭窒化物が生じて、ＨＡＺの再熱脆化が起きる場合がある。

特許文献４のように、擬ポリゴナルフェライトを利用した耐火Ｈ形鋼では、ある程度の高温強度を確保できるものの、更なる特性の向上が求められている。本発明は、このような実情に鑑み、合金元素を多量に添加することなく鋼材の高温強度を向上させたＨ形鋼及びその製造方法の提供を課題とするものである。

本発明者らは、従来、高温強度を確保するために積極的に用いられたＭｏ、Ｂを多量に添加せず、大入熱溶接ＨＡＺの再熱脆化を防ぎ、靭性を確保し、かつ高温強度を確保するための化学成分と製造条件について、検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの含有量及び熱間圧延後の加速冷却条件を最適化することにより、耐火性能を満足する、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトを主体とする鋼材組織を有する耐火鋼材が安定的に得られることを見出した。この耐火鋼材は、室温での引張強さが４９０〜６１０ＭＰａで、６００℃での降伏強度が２１７ＭＰａ以上という、優れた耐火性能を発揮した。更に、大入熱溶接ＨＡＺの再熱脆化の抑制には、Ｔｉの添加及びＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの含有量の制限が有効であるという知見を得た。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、本発明のある観点によれば、Ｈ形鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１００％、Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４６質量％以下であり、前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織は、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上である、Ｈ形鋼が提供される。

前記Ｈ形鋼は、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。

前記Ｈ形鋼は、質量％で、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｙ：０．０５０％以下、Ｌａ：０．０５０％以下、のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。

前記Ｈ形鋼は、フランジの厚さが８０ｍｍ以下であり、前記フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、前記フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３２５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、６００℃での０．２％耐力が２１７ＭＰａ以上であってもよい。

また、上記課題を解決するために、本発明の別の観点によれば、Ｈ形鋼の製造方法であって、１０００〜１３５０℃の鋼片を８００℃以上で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、前記鋼片を３００℃以下に加速冷却する加速冷却工程を含み、前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１００％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４６質量％以下であり、前記Ｈ形鋼は、Ｈ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織は、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上であるＨ形鋼の製造方法が提供される。

また、上記課題を解決するために、本発明の別の観点によれば、Ｈ形鋼の製造方法であって、１０００〜１３５０℃の鋼片を８００℃以上で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、前記鋼片を３００〜６００℃に加速冷却する加速冷却工程を含み、前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１００％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４６質量％以下であり、前記Ｈ形鋼は、Ｈ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織は、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上であるＨ形鋼の製造方法が提供される。

前記Ｈ形鋼の製造方法は、前記鋼片を３００〜６００℃に加速冷却する加速冷却工程後、前記鋼片をそのまま放冷する放冷工程を含んでもよい。

これらのＨ形鋼の製造方法では、前記加速冷却工程後、前記鋼片を４００〜６５０℃の温度範囲で保持して焼戻し熱処理する焼戻し熱処理工程を含んでもよい。

前記鋼片は、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。

前記鋼片は、質量％で、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｙ：０．０５０％以下、Ｌａ：０．０５０％以下、のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。

本発明のＨ形鋼は、室温での引張強度が４９０〜６１０ＭＰａであり、６００℃における降伏強度が２１７ＭＰａ以上であり、溶接ＨＡＺの６００℃引張試験における破断絞り値が５０％以上であって、耐再熱脆化性に優れる。更に、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接によるＨＡＺにおいても靭性が確保される。

光学顕微鏡で観察した擬ポリゴナルフェライトの一例を示す図である。 光学顕微鏡で観察したポリゴナルフェライトの一例を示す図である。 光学顕微鏡で観察したベイナイトの一例を示す図である。 実施例における熱間圧延工程の製造ラインを示す図である。 実施例において製造したＨ形鋼の断面図である。

以下、本発明を実施するための形態について説明する。従来から、熱間圧延後の加速冷却は、鋼材の室温での引張強度を上昇させるために採用されている。一方、加速冷却は、鋼板の形状不良や残留応力を生じさせる。そのため、製造工程の負荷を低減させる観点から、室温での引張強度が４９０〜６１０ＭＰａ程度の鋼材を製造する際には、加速冷却は避けられる傾向にあった。しかし、本発明者らの検討の結果、加速冷却を行って製造した、室温強度が４９０〜６１０ＭＰａの鋼材は、加速冷却を適用しない鋼材に比べて、室温強度が同程度であっても、高い高温強度が得られることがわかった。

加速冷却を適用して製造された鋼材と、加速冷却を適用せずに製造された鋼材とを比較すると、転位密度に差があった。すなわち、加速冷却の有無による高温強度の変化は、転位強化量の違いが原因であることが、本発明者らの検討により明らかとなった。そして、室温強度を過剰に高めることなく、優れた高温強度が要求されるＨ形鋼を製造する場合は、加速冷却の適用が好ましいという結論に至った。

更に、本発明者らは、加速冷却の適用の有無により鋼材組織にどのような変化が生じるか、検討を行った。その結果、加速冷却を適用し、高い高温強度が得られる鋼材は、金属組織が、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上、かつ、ベイナイトの面積率が２０％以上になっているという知見を得た。一方、加速冷却を適用しても、Ｃの含有量が不足している場合や、加速冷却の停止温度が高い場合は、ポリゴナルフェライトが生成し、高い高温強度が得られないこともわかった。

このようにして、０．０５質量％以上のＣを含有する鋼に加速冷却を適用すると、析出強化や固溶強化に寄与する合金元素を添加しなくても、転位密度が高いベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトが主体の金属組織となり、転位強化によって高温強度を確保することができるという知見が得られた。

光学顕微鏡で観察した擬ポリゴナルフェライトの一例を図１に、ポリゴナルフェライトの一例を図２に、ベイナイトの一例を図３に、それぞれ示す。図１及び図２に示したように、擬ポリゴナルフェライトの結晶粒の形状は、ポリゴナルフェライトに比べて角張っている。本発明者らは種々の鋼材をＸ線回折法で解析し、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの回折ピークは半価幅が大きく、転位密度が高いことを確認した。

更に、本発明者らは、鋼材に添加した合金元素が溶接ＨＡＺの再熱脆化に与える影響について、実験と解析を通じて詳細に検討した。具体的には、種々の鋼材から試験片を採取し、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱履歴を付与した後、６００℃での延性を評価した。

入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱履歴とは、鋼材を、室温から１４００℃まで２０℃／ｓで加熱し、１４００℃で２秒保持した後、冷却する際に、８００℃から５００℃までの冷却速度を３℃／秒とする熱履歴である。その後、室温から６００℃まで６０分間で昇温し、６００℃で３０分保持した後に、６００℃に保持したまま、応力増加率を１ＭＰａ／ｓとして引張試験を実施し、試験片が破断した後、試験片破断部の絞り値を測定した。絞り値をＨＡＺの再熱脆化の指標とし、絞り値が５０％以上である場合を良好とした。

その結果、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＢを含有することにより、再熱脆化は助長され、また、Ｔｉを含有することにより、再熱脆化は顕著に改善することがわかった。Ｔｉが再熱脆化の抑制に有効であるのは、ＴｉがＣ及びＮを旧オーステナイト粒界以外の場所で固定する効果を有することにより、粒界の脆化である再熱脆化を防ぐことができるためであると考えられる。更に、０．０５質量％以上のＣを含有させた場合、大入熱溶接ＨＡＺの再熱脆化を劣化させる強化元素、特に、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＢの含有量の制限が、必要になることが明らかとなった。

以下、本発明の実施の形態について、より詳細に説明する。

本発明のＨ形鋼が有する鋼組成は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１００％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下に、本発明のＨ形鋼が有する鋼組成の成分について、説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」は、全て質量％で表す。

（Ｃ：０．０５〜０．１５％）
Ｃは、鋼材の焼入れ性向上に有効な元素であり、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、Ｃの含有量を０．０５％以上とする。焼入れ性を高めて高温強度を上昇させるためには、Ｃの含有量を０．０７％以上にすることが好ましい。一方、０．１５％を超えてＣを含有すると、大入熱溶接の際のＨＡＺにおいて、多くのマルテンサイト−オーステナイト混合組織（以下、ＭＡ相と称することがある）や、炭化物が生成し、ＨＡＺの靭性を低下させる場合や、溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著になる場合がある。したがって、Ｃの含有量の上限を０．１５％とする。

（Ｓｉ：０．０１〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、焼入れ性の向上にも寄与する元素であり、含有量は０．０１％以上とする。Ｈ形鋼の強度を高めるには、Ｓｉの含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉの含有量が過剰である場合、大入熱溶接の際のＨＡＺのＭＡの生成を促進させ、ＨＡＺの靱性を低下させる場合がある。そのため、Ｓｉの含有量の上限を０．５０％にすることが必要である。ＨＡＺの靭性を高めるには、Ｓｉの含有量の上限を０．３０％にすることが好ましい。

（Ｍｎ：０．５０〜１．６０％）
Ｍｎは、焼入性の向上に有効であり、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、Ｍｎの含有量を０．５０％以上とする。Ｈ形鋼の高温強度を高めるためには、Ｍｎの含有量を０．７０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎは、粒界に偏析し溶接ＨＡＺの再熱脆化を助長する傾向がある。これを考慮して、Ｍｎの含有量は、上限を１．６０％とする。

（Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％）
Ｔｉは、炭化物及び窒化物を析出し、また、粒界での他元素の炭化物及び窒化物の生成を抑制することにより、溶接ＨＡＺの再熱脆化の抑制に寄与する元素である。また、Ｔｉの窒化物は溶接時のＨＡＺにおいてオーステナイト粒の成長をピニングによって抑制し、溶接ＨＡＺの靭性向上に寄与する。これを考慮して、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上とする。Ｔｉの含有量の好ましい下限は、０．００８％である。一方、Ｔｉの含有量が、０．０３０％を超えると、粗大な窒化物の形成により、溶接ＨＡＺの靭性が低下する。これを考慮して、Ｔｉの含有量は、上限を０．０３０％に制限する。

（Ａｌ：０．０１〜０．１００％）
Ａｌは、鋼材の脱酸に必要な元素であるため、含有量の下限値は０．０１％である。Ａｌの含有量の好ましい下限は、０．０２％であり、更に好ましくは、０．０３％である。一方、Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物クラスターを形成し、鋼材の靱性を損なう場合がある。これを考慮して、Ａｌの含有量の上限値を０．１００％とする。Ａｌの含有量の好ましい上限は、０．０５０％である。

（Ｎ：０．００１０〜０．００５０％）
Ｎは、各種合金元素と窒化物を形成して、高温強度向上に寄与する。また、Ｔｉと窒化物を形成して、溶接時のＨＡＺにおいてピニング効果により、オーステナイト粒の細粒化をもたらし、溶接ＨＡＺの靭性向上に寄与する。そこで、Ｎの含有量は、０．００１０％以上とする。Ｎの含有量の好ましい下限は、０．００２０％である。しかし、Ｎの含有量が過剰になると、ＨＡＺの粒界に析出する窒化物が粗大化し、ＨＡＺの再熱脆化が顕著になる場合がある。そのため、Ｎの含有量の上限を０．００５０％に制限する。Ｎの含有量の好ましい上限は、０．００４０％である。

本発明のＨ形鋼は、上記元素を含有し、更に、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｏの各々の元素について、以下のとおり制限する。

（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは不純物であり、母材及び溶接ＨＡＺの靭性を低下させる場合がある。そこで、Ｐの含有量の上限を０．０３０％に制限する。Ｐの含有量の好ましい上限は、０．０２０％である。Ｐの含有量の下限は規定しないが、製鋼工程でのコストの上昇を抑制するため、０．００１％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０．０２０％以下）
Ｓは不純物であり、粗大なＭｎＳが生成すると、母材及び溶接ＨＡＺの靭性を低下させる場合がある。そこで、Ｓの含有量の上限を０．０２０％に制限する。Ｓの含有量の好ましい上限は、０．０１０％である。Ｓの含有量の下限は規定しないが、製鋼工程でのコストの上昇を抑制するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。

（Ｍｏ：０．０５％以下）
Ｍｏは、従来、析出強化によって高温強度を高めるために添加されていた元素である。しかし、Ｍｏの含有量が０．０５％を超えると、溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著になる場合がある。そのため、Ｍｏの含有量を０．０５％以下に制限する。Ｍｏの含有量の下限は規定せず、０％でもよい。

（Ｎｂ：０．００５％以下）
Ｎｂは、従来、固溶強化によって高温強度を高めるために添加されていた元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．００５％を超えると、溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著になる場合がある。そのため、Ｎｂの含有量を０．００５％以下に制限する。Ｎｂの含有量の下限は規定せず、０％でもよい。

（Ｖ：０．０１％以下）
Ｖは、従来、析出強化によって高温強度を高めるために添加されていた元素である。しかし、Ｖの含有量が０．０１％を超えると、溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著になる場合がある。そのため、Ｖの含有量を０．０１％以下に制限する。Ｖの含有量の下限は規定せず、０％でもよい。

（Ｂ：０．０００３％以下）
Ｂは、微量の添加で焼入れ性の向上に寄与し、転位密度が高い金属組織の生成を促進させ、高温強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｂは溶接ＨＡＺの再熱脆化を助長する場合があることから、意図的に添加せず、上限を不純物レベルの０．０００３％に制限する。Ｂの含有量の下限は規定せず、０％でもよい。

（Ｏ：０．０１０％以下）
Ｏは不純物であり、他元素と結合し粗大な酸化物が生成すると、母材及び溶接ＨＡＺの靭性を低下させる場合がある。そのため、Ｏの含有量の上限を０．０１０％に制限する。Ｏの含有量の好ましい上限は、０．００５０％であり、更に好ましくは０．００３０％である。Ｏの含有量の下限は規定しないが、製鋼工程での脱酸コストの上昇を抑制するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。

本発明においては、上記元素に加え、更に、以下に説明するような元素の１種又は２種以上を選択的に含有することができる。

（Ｃｒ：０．５０％以下）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて室温強度及び高温強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｃｒは、微細なＣｒ炭化物を形成し、溶接ＨＡＺの粒界における炭化物の生成を抑制し、溶接ＨＡＺの再熱脆化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、溶接ＨＡＺにＭＡが増加して靭性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒの含有量の上限を０．５０％とする。より好ましくは、Ｃｒの含有量を０．４０％以下とし、更に好ましくは０．３０％以下とする。

（Ｗ：０．５０％以下）
Ｗは、焼入れ性を向上させることにより、室温強度及び高温強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｗの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると、溶接ＨＡＺにＭＡが増加して、靭性が低下する場合がある。そのため、Ｗの含有量を上限を０．５０％とする。より好ましくは、Ｗの含有量を０．４０％以下とし、更に好ましくは０．３０％以下とする。

（Ｃｕ：０．５０％以下）
Ｃｕは、焼入れ性を向上させることにより、室温強度及び高温強度の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕの含有量を０．１０％以上と添加する。一方、Ｃｕは、溶接ＨＡＺの再熱脆化を助長する元素でもある。そのため、Ｃｕの含有量の上限を０．５０％にすることが好ましい。より好ましいＣｕの含有量の上限は、０．３０％である。

（Ｎｉ：０．５０％以下）
Ｎｉは、焼入れ性を向上させることにより、室温強度及び高温強度の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉの含有量を０．１０％以上とする。一方、Ｎｉの含有量が０．５％を超えると、溶接ＨＡＺのＭＡの生成を助長して靭性を低下させる場合がある。そこで、Ｎｉの含有量の上限を０．５０％とする。より好ましいＮｉの含有量の上限は、０．３５％であり、更に好ましい上限は０．２０％である。

（Ｚｒ：０．０１０％以下）
Ｚｒは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。このような効果を得るためには、Ｚｒの含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｒの含有量が０．０１０％を超えると、粒界に偏析して溶接ＨＡＺの再熱脆化を助長する場合がある。そのため、Ｚｒの含有量の上限を０．０１０％とする。より好ましいＺｒ量の上限は、０．００５％である。

（Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下）
Ｍｇ及びＣａは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｇ及びＣａの含有量を、それぞれ、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ及びＣａは、それぞれ、０．００５％を超えて含有しても、効果が飽和する。そこで、Ｍｇ及びＣａの含有量は、上限をそれぞれ０．００５％とする。

（Ｙ ：０．０５０％以下、Ｌａ：０．０５０％以下）
Ｙ及びＬａは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を低減する効果がある。この効果を得るためには、Ｙ及びＬａの含有量を、それぞれ、０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｙ及びＬａは、それぞれ、０．０５０％を超えて含有しても、効果が飽和する。そこで、Ｙ及びＬａの含有量は、上限をそれぞれ０．０５０％とする。

その他、本発明のＨ形鋼は、製造工程において、上記以外の元素がスクラップなどの原料や耐火材などに起因して不可避的不純物として混入することがあるが、Ｈ形鋼の特性に影響しない程度の含有量であれば、許容される。

本発明では、溶接性やＨＡＺの特性の向上のために、下記式（１）で求められる炭素当量Ｃ_eqを０．４６質量％以下とする。Ｃ_eqが０．４６質量％より大きいと、ＨＡＺの硬化やＭＡの増加によってＨＡＺの靱性が低下するといった不具合が生じる場合がある。一方、Ｃ_eqの下限値は特に規定しないが、焼入れ性を確保し、室温強度及び高温強度を確保する観点から、好ましくは、Ｃ_eqを０．２４質量％以上とする。より好ましくは、Ｃ_eqを０．３０質量％以上とする。

炭素当量Ｃ_eqは、焼入性の指標であって、公知の式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、鋼中の各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。

本発明のＨ形鋼は、フランジの厚みが８０ｍｍ以下であることが好ましい。フランジの厚みが８０ｍｍよりも厚いと、冷却速度が小さくなり、加速冷却の効果が不十分になる場合があることにより、室温強度や高温強度が不足するといった不具合が生じる場合がある。室温強度や高温強度の確保という観点からは、好ましくは、フランジの厚みを６０ｍｍ以下とする。一方、フランジの厚みの下限値は特に規定しないが、冷却後のＨ形鋼のフランジの形状の平坦性の確保の観点から、好ましくは１２ｍｍ以上とする。より好ましくは、フランジの厚みを１５ｍｍ以上とする。

本発明においては、上述したような元素による鋼組成の限定により、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３２５ＭＰａ以上、及び室温での引張強度が４９０〜６１０ＭＰａの範囲であり、火災に曝された場合であっても、６００℃の温度において高い降伏強度を有し、同時に、溶接継手の溶接熱影響部における再熱脆化が抑制され、母材及び溶接継手の低温靭性に優れた耐火Ｈ形鋼が得られる。

次に、本発明のＨ形鋼の金属組織について説明する。本発明では、機械特性をＨ形鋼の断面の部位で平均的な数値となる位置、すなわち、Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置で評価する。そこで、鋼材組織についても、同じ位置で評価する。

一般に、鋼材の高温強度は、鋼材中に存在する転位による転位強化と、転位運動の障害となる析出物及び結晶粒界によって発現すると考えられている。鋼材の温度が５５０℃を超え、転位の上昇運動による転位の合一消滅が起こるようになると、急激に高温強度が減少する場合がある。このため、高い高温強度を確保するためには、鋼材が火災に曝される前の時点、即ち室温において、充分に余裕のある量の転位を有していること、更には、転位の運動の障害となる組織、具体的には析出物や結晶粒界を多数含むことが効果的である。

ただし、本発明では、溶接のＨＡＺの再熱割れを抑制するために、合金の添加に厳しい制約がある。したがって、強化に寄与する合金の含有量が制限されるため、加速冷却により導入される転位による強化を主体として高温強度を確保する。このため、本発明のＨ形鋼の鋼材組織すなわち金属組織は、光学顕微鏡で観察した際に、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上となるものとする。ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトは、ポリゴナルフェライトに比べて、室温強度が同程度の場合でも、高温強度は高い。したがって、ベイナイトの面積率が２０％未満、又は、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％未満であると、例えば、高温強度に劣るポリゴナルフェライトの面積率が多くなり、高温強度が低下する場合がある。

ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの残部は、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトのうち、１種又は２種以上である。これらの面積率を１０％未満に抑制すれば、Ｈ形鋼の室温強度及び高温強度には、ほとんど影響を及ぼさない。

次に、本発明の鋼材の機械的特性について説明する。本発明のＨ形鋼は、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３２５ＭＰａ以上、及び室温における引張強度が４９０〜６１０ＭＰａであり、かつ、６００℃の温度における降伏応力が２１７ＭＰａ以上である。更に、本発明のＨ形鋼は耐再熱脆化性にも優れる。これにより、建築用途において、建築設計上の各種要求の確保、及び、火災における充分な安全裕度を有する、耐火性を満足するＨ形鋼が実現できる。

本発明のＨ形鋼の耐再熱脆化性は、Ｈ形鋼から採取した試験片に入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱履歴を付与した上で、６００℃の温度における引張試験を行い、その破断絞り値を測定して、その値により評価する。本発明のＨ形鋼は、６００℃の温度における破断絞り値が５０％以上となり、火災時の想定温度である６００℃に再熱される際に、溶接継手のＨＡＺが充分な変形能を有するＨ形鋼である。

次に、本発明のＨ形鋼の製造方法について説明する。
本発明のＨ形鋼は、１０００〜１３５０℃の鋼片を８００℃以上で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、前記鋼片を加速冷却する加速冷却工程を含む。以下、各工程について説明する。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程は、粗圧延、中間圧延及び仕上圧延を行う工程である。各圧延において、粗圧延ではブレークダウン圧延機、中間圧延ではユニバーサル圧延機及びエッジング圧延機、仕上圧延ではユニバーサル圧延機等を用いることができる。鋼片の温度は、合金元素の固溶を促進するために、１０００℃以上とする。炭化物や窒化物の再固溶を促進するためには、鋼片の温度が１１００℃以上であることが好ましい。一方、鋼片の温度が１３５０℃を超えると、スケールの生成量が増加するといった問題や、スケールが溶解するといった問題が生じる場合がある。そこで、鋼片の温度の上限を１３５０℃とする。好ましくは、鋼片の温度を、１３００℃以下とする。

熱間圧延は、８００℃以上で行う。熱間圧延を８００℃以上で終了すれば、高温で加速冷却を開始することができるため、その結果、転位密度が高いベイナイト、擬ポリゴナルフェライトを生成させることができる。加速冷却によるベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの生成を容易にするためには、熱間圧延の終了温度を８３０℃以上とするべく、８３０℃以上で熱間圧延することが好ましい。熱間圧延の終了温度の上限は、母材靭性を確保する観点から、１０００℃とする。

前記熱間圧延工程によって、フランジの厚みを８０ｍｍ以下とすることができる。フランジの厚みが８０ｍｍより厚いと、冷却速度が小さくなり、加速冷却の効果が不十分になるため、室温強度と高温強度が不足するといった不具合が生じる場合がある。好ましくは、フランジの厚みを６０ｍｍ以下とする。一方、フランジの厚みの下限は特に規定しないが、加速冷却後のＨ形鋼のフランジの形状の平坦性を確保するという観点から、好ましくは１２ｍｍ以上とする。より好ましくは、フランジの厚みを１５ｍｍ以上とする。

（加速冷却工程）
加速冷却工程は、熱間圧延工程後の鋼片を加速冷却する工程である。加速冷却では、加速冷却装置等、種々の冷却制御手段を用いて、空冷よりも速い冷却速度で冷却する。加速冷却によって導入される転位密度によって、Ｈ形鋼の高温強度が確保されるので、省合金化によってコストを削減し、更には溶接ＨＡＺの再熱脆化も防止することができる。鋼片の温度がより高温であれば、加速冷却効果は大きくなることから、熱間圧延工程後、直ちに加速冷却することが好ましい。加速冷却の停止温度が高すぎるとベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの生成量が減少する。したがって、本発明では、加速冷却の停止温度を６００℃以下とする。加速冷却の停止温度は５５０℃以下が好ましく、５００℃以下がより好ましく、室温まで加速冷却を行ってもよい。すなわち、加速冷却工程により、鋼片を３００℃以下に加速冷却することができる。また、鋼片を３００〜６００℃に加速冷却することができる。

加速冷却工程の終了後は、Ｈ形鋼は常温まで冷却される。例えば、空冷やミスト冷却等により冷却を制御することや、加速冷却工程後のＨ形鋼をそのまま放冷することができる。例えば、前記鋼片を３００〜６００℃に加速冷却する加速冷却工程後、そのまま放冷する放冷工程を設けることが出来る。

（焼戻し熱処理工程）
本発明では、加速冷却工程後に、焼戻し熱処理工程を行ってもよい。この焼戻し熱処理により、室温強度を大きく低下させ、かつ高温強度は大きく低下させないという効果を得ることが出来る。この効果により、室温強度に比して高い高温強度を確保するＨ形鋼となり、耐火性能を十分に得ることが出来る。焼戻し熱処理の温度範囲は、室温強度の低下を目的として４００℃以上とし、かつ高温強度の低下を抑制するために上限を６５０℃とする。より好ましくは、上限を６００℃とする。

熱間圧延工程は、上記以外の工程を含むことができる。例えば、鋼片の温度を１０００〜１３５０℃とするために、熱間圧延の前に、加熱炉等により鋼片を加熱する加熱工程を設けることができる。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合は、この限りではない。また、本発明のＨ形鋼の製造方法では、熱間圧延工程のみならず、他の工程を含むことができる。例えば、熱間圧延工程後にＨ形鋼を切断して長手方向の長さを調製する鋸断工程や、冷却後のＨ形鋼の歪みや変形等を矯正する矯正工程等を設けることができる。

また、鋼片は、通常の手順により準備される。例えば、高炉や転炉を経た鋼に対し、製鋼工程で溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造して得ることができる。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よい。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、熱間圧延工程前に鋼片を加熱する場合における加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下の厚みであることが好ましい。

本発明のＨ形鋼の製造方法において、鋼片は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１００％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｏ：０．０１０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有する。鋼組成については、本発明に係るＨ形鋼において説明したとおりである。前記鋼片は、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、のうち、１種又は２種以上を含有することができる。更に、質量％で、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｙ：０．０５０％以下、Ｌａ：０．０５０％以下、のうち、１種又は２種以上を含有することができる。

また、本発明のＨ形鋼の製造方法において、鋼片は、炭素当量Ｃ_eqが０．４６質量％以下である。炭素当量については、本発明に係るＨ形鋼において説明したとおりである。

以下、実施例に基づき、本発明を詳細に説明する。

製鋼工程により鋼を溶製し、溶鋼の脱酸及び脱硫を行い、成分組成を調整して、連続鋳造によって表１に示す成分組成及び炭素当量Ｃ_eqを有する鋼片を製造した。表１に示した成分は、製造後のＨ形鋼から採取した試料を化学分析して求めた。

図４は、実施例における熱間圧延工程の製造ラインを示す図である。熱間圧延は、加熱炉２、粗圧延機３ａ、中間圧延機３ｂ、仕上圧延機３ｃ及び水冷装置４ａ、４ｂを備えるユニバーサル圧延装置列の製造ライン１で行った。熱間圧延をパス間水冷圧延とし、、圧延パス間の水冷には、中間圧延機（中間ユニバーサル圧延機）３ｂの前後面に設けた水冷装置４ａ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。制御圧延後の水冷は、仕上圧延機（仕上ユニバーサル圧延機）３ｃで仕上圧延を終了後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）４ｂにより行った。

熱間圧延工程後、鋼片の温度が低下しないよう、直ちに加速冷却工程を行った。加速冷却は、図４中の４ｂのオンラインでの水冷装置を使用し、具体的には、フランジ及びウェブをスプレー冷却で水冷することにより処理した。

加速冷却工程後、加速冷却を停止した温度から室温まで、放冷した（放冷工程）。

加速冷却工程後又は放冷工程後、一部の鋼片について焼戻し工程により焼戻し処理を行った。具体的には、オフラインに設置されたガス燃焼炉に鋼片を挿入し、炉の温度を制御して鋼片を所定の温度に加熱した。

表２に、使用した鋼片の種類、製造されたＨ形鋼のフランジの板厚、加熱炉２により加熱した鋼片の加熱温度、圧延仕上温度、加速冷却の停止温度、焼戻し熱処理の温度、をそれぞれ示す。仕上圧延温度は、仕上圧延後のＨ形鋼の表面温度である。

図５は、実施例において製造したＨ形鋼の、長手方向と垂直なＨ形の断面図である。Ｈ形鋼１０は、フランジ１１、ウェブ１２を備える。Ｆは、断面におけるフランジの長さであり、ＨはＨ形鋼の高さを示す。また、ｔ１は断面におけるウェブの厚みであり、ｔ２は断面におけるフランジの厚みである。ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの分率は、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置である評価部位１３からサンプルを採取し、光学顕微鏡による観察で判別して算出した。光学顕微鏡により倍率２００倍で撮影した組織写真を用いて、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、４００の測定点でベイナイト又は擬ポリゴナルフェライトであるか否かを判別し、ベイナイト又は擬ポリゴナルフェライトであるとカウントした測定点の数の割合として分率を算出した。

次に、評価部位１３から引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、応力−歪曲線上に上降伏点が現れる場合は上降伏点を室温のＹＳ（降伏強度）とし、現れない場合には０．２％耐力を室温のＹＳとした。室温ＹＳの目標は３２５ＭＰａ以上であり、室温ＴＳ（引張強度）の目標は４９０〜６１０ＭＰａである。

また、評価部位１３から引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して６００℃の温度下にて高温引張試験を実施した。測定された０．２％耐力を６００℃ＹＳとした。６００℃ＹＳの目標値は２１７ＭＰａ以上である。

母材の靭性を評価するためのシャルピー試験として、評価部位１３から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、０℃でシャルピー衝撃試験を行った。この際、吸収エネルギーの目標値は建築構造物の耐震性を考慮して１００Ｊとした。

溶接ＨＡＺ靭性を評価するため、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱履歴を施し、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取して、シャルピー試験を実施し、０℃での吸収エネルギーを測定した。熱履歴は、室温から１４００℃まで２０℃／秒で加熱した後、１４００℃で２秒保持した後、その後冷却する際に、８００℃から５００℃の範囲を３℃／秒で冷却する条件である。吸収エネルギーの目標値は母材と同じく１００Ｊとした。

更に、溶接ＨＡＺの６００℃引張絞り値は、上記溶接ＨＡＺ靭性と同じ熱履歴を施した後、引張試験片を採取し、室温から６００℃の温度まで６０分間で昇温し、６００℃で３０分保持した後に、６００℃に保持したまま応力増加率を１ＭＰａ／ｓとして引張試験を実施し、試験片破断部の絞り値を測定して評価した。溶接ＨＡＺの耐再熱脆化の指標である絞りの目標値は５０％以上とした。

表３に、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの面積分率、室温ＹＳ、室温ＴＳ、６００℃ＹＳ、母材の靭性（０℃におけるシャルピー試験の吸収エネルギー）、溶接ＨＡＺの靭性、及び再熱脆化の度合を測定するための溶接ＨＡＺの６００℃引張試験の破断絞り値の結果について、それぞれ示す。

表２及び表３中の製造Ｎｏ．１〜５、７〜１２及び１４〜１９のＨ形鋼は、本発明の範囲内の実施例である。これらのＨ形鋼は、鋼成分組成、圧延条件、加速冷却条件などが本発明の範囲内にあり、鋼材組織はベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトが面積率で９０％以上である。そして、室温ＹＳ、室温ＴＳ、６００℃ＹＳ、母材靭性、溶接ＨＡＺ靭性、及び溶接ＨＡＺの６００℃引張絞り値についても、全て目標を満足する結果となった。

製造Ｎｏ．６及び１３のＨ形鋼は、製造条件が本発明の範囲外となる比較例である。製造Ｎｏ．６のＨ形鋼は、圧延仕上温度が低すぎる例であり、焼入れ性が不足しベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの生成量が不充分であった。結果として、引張特性に劣るものとなった。製造Ｎｏ．１３は、冷却停止温度が高すぎる例であり、結果として鋼材組織に焼きが入らず、引張特性に劣るものとなった。

製造Ｎｏ．２０〜３９のＨ形鋼は、鋼成分組成を本発明の範囲外とした比較例である。製造Ｎｏ．２０のＨ形鋼はＣの含有量が過剰であり、結果として溶接ＨＡＺ靭性が低下し、また溶接ＨＡＺの再熱脆化が生じた。製造Ｎｏ．２１のＨ形鋼はＣの含有量が不足しており、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの生成が不充分であった。結果として引張特性に劣るものとなった。製造Ｎｏ．２２のＨ形鋼はＳｉの含有量が多く、溶接ＨＡＺに脆化相を生じ、結果として溶接ＨＡＺの靭性が低下した。製造Ｎｏ．２３のＨ形鋼はＳｉの含有量が不足しており、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの生成が不充分であった。結果として引張特性に劣るものとなった。製造Ｎｏ．２４のＨ形鋼はＭｎの含有量が過剰であり、結果として再熱脆化が顕著になった。製造Ｎｏ．２５はＭｎの含有量が少なく、擬ポリゴナルフェライトの生成が不充分であった。結果として引張特性に劣るものとなった。

製造Ｎｏ．２６のＨ形鋼は、Ｔｉの含有量が過剰であり、結果として溶接ＨＡＺの靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２７のＨ形鋼は、Ｔｉの含有量が不足しており、結果として溶接ＨＡＺの再熱脆化とＨＡＺ靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２８のＨ形鋼はＡｌの含有量が過剰であり、Ａｌ酸化物が粗大化して母材と溶接ＨＡＺの靭性が低下した。製造Ｎｏ．２９のＨ形鋼はＡｌの含有量が不足しており、鋼中の固溶酸素量が増大して母材と溶接ＨＡＺの靭性が低下した。製造Ｎｏ．３０のＨ形鋼は、Ｐの含有量が過剰であり、母材とＨＡＺの靭性が低下した。製造Ｎｏ．３１のＨ形鋼は、Ｓの含有量が過剰であり、鋼中に粗大なＭｎＳが多数生成し、母材と溶接ＨＡＺの靭性が低下した。製造Ｎｏ．３２のＨ形鋼は、Ｎの含有量が過剰であり、溶接ＨＡＺでの旧オーステナイト粒界での窒化物の析出量が多くなり、結果として再熱脆化が顕著となった。製造Ｎｏ．３３のＨ形鋼は、Ｎの含有量が不足しており、ＴｉＮの析出量が不足し、溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の細粒化効果が不足して、溶接ＨＡＺの靭性が低下した。製造Ｎｏ．３４のＨ形鋼は、Ｏの含有量が過剰であり、ＡｌやＴｉの酸化物が粗大化して母材とＨＡＺの靭性が低下した。Ｎｏ．３５のＨ形鋼は、Ｎｂの含有量が過剰であり、結果として溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著となった。製造Ｎｏ．３６のＨ形鋼はＶの含有量が過剰であり、結果として溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著となった。製造Ｎｏ．３７のＨ形鋼はＭｏの含有量が過剰であり、結果として溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著となった。製造Ｎｏ．３８のＨ形鋼はＢの含有量が過剰であり、溶接ＨＡＺの再熱脆化が顕著となった。製造Ｎｏ．３９のＨ形鋼は、Ｃｅｑが高すぎるため、結果として室温ＴＳが過剰に高くなり、また、溶接ＨＡＺ靭性が低下した。

本発明によれば、建築設計における要求確保及び火災における充分な安全裕度を得ることができる、建築用途に好適な耐火Ｈ形鋼及びその製造方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

１ 製造ライン
２ 加熱炉
３ａ 粗圧延機
３ｂ 中間圧延機
３ｃ 仕上圧延機
４ａ 中間圧延機前後面の水冷装置
４ｂ 仕上圧延機後面の水冷装置
１０ Ｈ形鋼
１１ フランジ
１２ ウェブ
１３ 評価部位
Ｆ 断面におけるフランジの長さ
Ｈ Ｈ形鋼の高さ
ｔ_１ 断面におけるウェブの厚み
ｔ_２ 断面におけるフランジの厚み

Claims (10)

1. Ｈ形鋼であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１００％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％
   を含有し、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０２０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以下、
   Ｖ ：０．０１％以下、
   Ｂ ：０．０００３％以下、
   Ｏ ：０．０１０％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、
   下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４６質量％以下であり、
   前記Ｈ形鋼のＨ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織は、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上である、Ｈ形鋼。
   Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・式（１）
   （式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０である。）
2. 前記Ｈ形鋼は、質量％で、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｗ ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．５０％以下、
   のうち、１種又は２種以上を含有する請求項１に記載のＨ形鋼。
3. 前記Ｈ形鋼は、質量％で、
   Ｚｒ：０．０１０％以下、
   Ｍｇ：０．００５％以下、
   Ｃａ：０．００５％以下、
   Ｙ ：０．０５０％以下、
   Ｌａ：０．０５０％以下、
   のうち、１種又は２種以上を含有する請求項１又は２に記載のＨ形鋼。
4. フランジの厚さが８０ｍｍ以下であり、
   前記フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、前記フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、室温での降伏強度又は０．２％耐力が３２５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、６００℃での０．２％耐力が２１７ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれか１項に記載のＨ形鋼。
5. Ｈ形鋼の製造方法であって、
   １０００〜１３５０℃の鋼片を８００℃以上で熱間圧延する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後、前記鋼片を３００℃以下に加速冷却する加速冷却工程を含み、
   前記鋼片は、質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１００％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％
   を含有し、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０２０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以下、
   Ｖ ：０．０１％以下、
   Ｂ ：０．０００３％以下、
   Ｏ ：０．０１０％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、
   下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４６質量％以下であり、前記Ｈ形鋼は、Ｈ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織は、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上であるＨ形鋼の製造方法。
   Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・式（１）
   （式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０である。）
6. Ｈ形鋼の製造方法であって、
   １０００〜１３５０℃の鋼片を８００℃以上で熱間圧延する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後、前記鋼片を３００〜６００℃に加速冷却する加速冷却工程を含み、
   前記鋼片は、質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１００％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％
   を含有し、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０２０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以下、
   Ｖ ：０．０１％以下、
   Ｂ ：０．０００３％以下、
   Ｏ ：０．０１０％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、
   下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４６質量％以下であり、前記Ｈ形鋼は、Ｈ形の断面において、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置であって、フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置における、金属組織は、ベイナイトの面積率が２０％以上であり、かつ、ベイナイト及び擬ポリゴナルフェライトの合計の面積率が９０％以上であるＨ形鋼の製造方法。
   Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・式（１）
   （式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０である。）
7. 前記加速冷却工程後、前記鋼片をそのまま放冷する放冷工程を含む、請求項６に記載のＨ形鋼の製造方法。
8. 前記加速冷却工程後、前記鋼片を４００〜６５０℃の温度範囲で保持して焼戻し熱処理する焼戻し熱処理工程を含む、請求項５〜７のいずれか１項に記載のＨ形鋼の製造方法。
9. 前記鋼片は、質量％で、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｗ ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．５０％以下、
   のうち、１種又は２種以上を含有する請求項５〜８のいずれか１項に記載のＨ形鋼の製造方法。
10. 前記鋼片は、質量％で、
    Ｚｒ：０．０１０％以下、
    Ｍｇ：０．００５％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｙ ：０．０５０％以下、
    Ｌａ：０．０５０％以下、
    のうち、１種又は２種以上を含有する請求項５〜９のいずれか１項に記載のＨ形鋼の製造方法。