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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022074057
(43)【公開日】2022-05-17
(54)【発明の名称】突起付きＨ形鋼およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220510BHJP
C21D 8/00 20060101ALI20220510BHJP
C22C 38/12 20060101ALI20220510BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20220510BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C21D8/00 B
C22C38/12
C22C38/58
【審査請求】未請求
【請求項の数】8
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021174991
(22)【出願日】2021-10-26
(31)【優先権主張番号】P 2020181793
(32)【優先日】2020-10-29
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100147485
【弁理士】
【氏名又は名称】杉村 憲司
(74)【代理人】
【識別番号】100165696
【弁理士】
【氏名又は名称】川原 敬祐
(72)【発明者】
【氏名】朝日 健太
(72)【発明者】
【氏名】安藤 佳祐
(72)【発明者】
【氏名】大坪 浩文
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA36
4K032AA40
4K032BA00
4K032CA03
4K032CB02
4K032CC03
4K032CC04
4K032CD01
4K032CD02
(57)【要約】 （修正有）
【課題】安定して引張強度を確保しつつ、靭性と突起成形性を向上し得る突起付きＨ形鋼を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.05～0.20質量％、Si：0.05～0.60質量％、Mn：1.20～1.70質量％、Ｖ：0.010～0.200質量％、Ｎ：0.0020～0.0200質量％Ｐ：0.035質量％以下およびＳ：0.035質量％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が10％以下、かつフェライトの平均粒径が30μm以下である、金属組織を有する、破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下であるものとする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：0.05～0.20質量％、Si：0.05～0.60質量％、Mn：1.20～1.70質量％、Ｖ：0.010～0.200質量％、Ｎ：0.0020～0.0200質量％Ｐ：0.035質量％以下およびＳ：0.035質量％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が10％以下、かつフェライトの平均粒径が30μm以下である、金属組織を有する、破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下であるものとする。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ：0.05～0.20質量％、
Si：0.05～0.60質量％、
Mn：1.20～1.70質量％、
Ｖ：0.010～0.200質量％、
Ｎ：0.0020～0.0200質量％
Ｐ：0.035質量％以下および
Ｓ：0.035質量％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が10％以下、かつフェライトの平均粒径が30μm以下である、金属組織を有し、破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下である突起付きＨ形鋼。
Si：0.05～0.60質量％、
Mn：1.20～1.70質量％、
Ｖ：0.010～0.200質量％、
Ｎ：0.0020～0.0200質量％
Ｐ：0.035質量％以下および
Ｓ：0.035質量％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が10％以下、かつフェライトの平均粒径が30μm以下である、金属組織を有し、破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下である突起付きＨ形鋼。
【請求項2】
前記成分組成は、さらに、Cr：1.0質量％以下、Cu：1.0質量％以下、Ni：1.0質量％以下、Mo：1.0質量％以下、Al：0.10質量％以下、Nb：0.10質量％以下、Ｂ：0.010質量％以下、Ca：0.10質量％以下、Mg：0.10質量％以下およびREM：0.10質量％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の突起付きＨ形鋼。
【請求項3】
前記突起は、高さが2.0mm以上である請求項１または２に記載の突起付きＨ形鋼。
【請求項4】
前記Ｈ形鋼のフランジの外面に突起を有し、該フランジの外面から１mm深さまでの表層における、破面遷移温度（vTrs）が－15℃以下である請求項１から３のいずれかに記載の突起付きＨ形鋼。
【請求項5】
請求項１または２のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して突起付きＨ形鋼の形状に成形する突起付きＨ形鋼の製造方法であって、
前記熱間圧延は、累積圧下率を70％以上とし、かつ1050℃以下の温度範囲にて仕上圧延を行って前記Ｈ形鋼のフランジの外面に突起を形成し、該仕上圧延の後に、冷却開始から500℃までの間を平均冷却速度：0.1～10℃／ｓの条件で冷却する、突起付きＨ形鋼の製造方法。
前記熱間圧延は、累積圧下率を70％以上とし、かつ1050℃以下の温度範囲にて仕上圧延を行って前記Ｈ形鋼のフランジの外面に突起を形成し、該仕上圧延の後に、冷却開始から500℃までの間を平均冷却速度：0.1～10℃／ｓの条件で冷却する、突起付きＨ形鋼の製造方法。
【請求項6】
前記仕上圧延を800℃以上で行う請求項５に記載の突起付きＨ形鋼の製造方法。
【請求項7】
前記冷却開始の温度が750℃以上である請求項５または６に記載の突起付きＨ形鋼の製造方法。
【請求項8】
前記仕上圧延の圧下率が７％以上である請求項５から７のいずれかに記載の突起付き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、突起付きＨ形鋼およびその製造方法に関し、橋脚等の大型構造物の補強材として用いられている鉄筋の代替を目的として、優れた引張強度、延びといった機械特性に加え、靭性と突起成形性に優れた、突起付きＨ形鋼およびその製造方法に関する。
【0002】
橋脚等の大型構造物では、補強材として鉄筋を用いた鉄筋コンクリートが幅広く使用されている。一般的に鉄筋コンクリート構造物の工事は、鉄筋を組み立てた後に型枠を設置し、型枠内にコンクリートを打設することにより行われる。ここで、強度的に鉄筋の過密配設が必要となる場合、コンクリートの充填性が低下し、施工品質が悪化するだけでなく、工事が長期化する点が大きな課題となっている。加えて、当該工事に従事する技能労働者の数は年々減少傾向にあり、現場作業の省力化ならびに工期短縮に寄与する構造用鋼の開発がより一層求められている。
【0003】
近年、鉄筋に比べて大きな断面剛性を有し、同一構造において必要な部材本数を減らすことが可能となる、突起付きのＨ形鋼に関して、様々な研究が行われている。この突起付きＨ形鋼は、一般的なＨ形鋼とは異なり、フランジ外面に突起が設けられており、鉄筋と同等以上の高いコンクリート付着性能を有することが知られている。鉄筋代替として大型構造物に使用される突起付きＨ形鋼に対しては、構造体としての性能を保証するため、引張強度、延びといった機械特性に加えて、靭性の保証が要求されている。特に、寒冷地や寒冷期などの０℃以下の環境での使用を考慮すると、今後更なる高靭性の突起付きＨ形鋼の開発が求められると予想される。
【0004】
さらに、突起付きＨ形鋼では、先述のように、フランジ外面の突起高さがコンクリート付着性能に大きな影響を与えるため、突起高さを確保する必要がある。そのために、フランジ部に突起のない一般的なＨ形鋼と異なり、熱間圧延は高温で仕上げる必要があり、高強度かつ高靭性とすることを難しくしている。
【0005】
これらの要求を満足するため、たとえば特許文献１には、鋼中のNb、ＶおよびNiの添加量を調整することにより、引張強度と靭性をバランスよく高めた突起付きＨ形鋼が開示されている。
【0006】
また、特許文献２には、突起付きＨ形鋼の靭性を向上することを目的として、フランジ厚に応じて最適な冷却停止温度を設定する共に、フランジ内外面の冷却水量を適宜調整する技術が開示されている。さらに、特許文献２には、突起付きＨ形鋼における突起の高さについて、コンクリート付着性能を担保するために必要な高さが調査されており、安定的な突起の成形方法について、仕上圧延温度を制御する方法が採用されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【特許文献1】特許4045977号
【特許文献2】特開2006－75883号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
しかしながら、上述した特許文献１および２に記載の突起付きＨ形鋼は、炭窒化物を形成するNbやＶを添加して高い引張強度と靭性の両立を図っているが、高温仕上げのため、金属組織が粗粒となることにより所定の引張強度や靭性を安定して得られないという問題があった。
【0009】
上記に加え、特許文献１および２に記載の突起付きＨ形鋼の製造方法では、突起成形性の担保のため仕上圧延温度を制御しているが、そうしてしまうと突起において所定の高さを安定して得られないという問題もあった。
【0010】
本発明は、特に上記の高温域にて仕上圧延を行う場合の問題を有利に解決すべくなされたものであり、従来の突起付きＨ形鋼に比べ、安定して同等以上の引張強度を確保しつつ、靭性を向上した突起付きＨ形鋼を、突起成形に優れる製造方法と共に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明者らは、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、ＶおよびＮの含有量並びに、累積圧下率を変化させて突起付きＨ形鋼を作製し、引張特性および靭性について調査した。その結果、上記の累積圧下率の適正化により、フェライト粒径が微細化されて強度が上昇することに加え、局所的な焼き入れ性の上昇に伴うベイナイトおよびマルテンサイトの生成が抑制されて優れた靭性が得られることが明らかとなった。
【0012】
また、上述の調査に加えて、仕上圧延の圧下率を変化させて突起付きＨ形鋼を作製し、突起高さについても調査した。その結果、仕上圧延を適正化することにより、所望の突起高さを安定して得られることも明らかになった。さらに、仕上圧延によってフランジ外面へ突起を形成する際に、適正な条件での仕上圧延を行うことによって、フランジ外面の突起を形成した表層部分において、より良好な靭性を与えられることも判明した。
【0013】
本発明の、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次の通りである。
１．Ｃ：0.05～0.20質量％、
Si：0.05～0.60質量％、
Mn：1.20～1.70質量％、
Ｖ：0.010～0.200質量％、
Ｎ：0.0020～0.0200質量％
Ｐ：0.035質量％以下および
Ｓ：0.035質量％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が10％以下、かつフェライトの平均粒径が30μm以下である、金属組織を有し、破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下である突起付きＨ形鋼。
１．Ｃ：0.05～0.20質量％、
Si：0.05～0.60質量％、
Mn：1.20～1.70質量％、
Ｖ：0.010～0.200質量％、
Ｎ：0.0020～0.0200質量％
Ｐ：0.035質量％以下および
Ｓ：0.035質量％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が10％以下、かつフェライトの平均粒径が30μm以下である、金属組織を有し、破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下である突起付きＨ形鋼。
【0014】
２．前記成分組成は、さらに、Cr：1.0質量％以下、Cu：1.0質量％以下、Ni：1.0質量％以下、Mo：1.0質量％以下、Al：0.10質量％以下、Nb：0.10質量％以下、Ｂ：0.010質量％以下、Ca：0.10質量％以下、Mg：0.10質量％以下およびREM：0.10質量％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の突起付きＨ形鋼。
【0015】
３．前記突起は、高さが2.0mm以上である前記１または２に記載の突起付きＨ形鋼。
【0016】
４．前記Ｈ形鋼のフランジの外面に突起を有し、該フランジの外面から１mm深さまでの表層における、破面遷移温度（vTrs）が－15℃以下である前記１から３のいずれかに記載の突起付きＨ形鋼。
【0017】
５．前記１または２のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して突起付きＨ形鋼の形状に成形する突起付きＨ形鋼の製造方法であって、
前記熱間圧延は、累積圧下率を70％以上とし、かつ1050℃以下の温度範囲にて仕上圧延を行って前記Ｈ形鋼のフランジの外面に突起を形成し、該仕上圧延の後に、冷却開始から500℃までの間を平均冷却速度：0.1～10℃／ｓの条件で冷却する、突起付きＨ形鋼の製造方法。
前記熱間圧延は、累積圧下率を70％以上とし、かつ1050℃以下の温度範囲にて仕上圧延を行って前記Ｈ形鋼のフランジの外面に突起を形成し、該仕上圧延の後に、冷却開始から500℃までの間を平均冷却速度：0.1～10℃／ｓの条件で冷却する、突起付きＨ形鋼の製造方法。
【0018】
６．前記仕上圧延を800℃以上で行う前記５に記載の突起付きＨ形鋼の製造方法。
【0019】
７．前記冷却開始の温度が750℃以上である前記５または６に記載の突起付きＨ形鋼の製造方法。
【0020】
８．前記仕上圧延の圧下率が７％以上である前記５から７のいずれかに記載の突起付きＨ形鋼の製造方法。
【発明の効果】
【0021】
本発明によれば、優れた靭性およびコンクリート密着性を有する高強度の突起付きＨ形鋼を提供することができる。従って、本発明の突起付きＨ形鋼は、大型構造物の急速施工実現やコンクリート施工品の品質向上に寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。また、本発明の製造方法によれば、上記の突起付きＨ形鋼を安定して製造することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【0022】
【図1】突起付きＨ形鋼を示す図であり、（ａ）はウェブの対向方向から見た側面図を、（ｂ）はフランジ外面の対向方向から見た平面図を、それぞれ示す。
【図2】突起付きＨ形鋼の断面図を示す。
【図3】突起付きＨ形鋼における突起高さとコンクリートとの付着性能の指標である平均付着応力の関係を示した図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【0023】
本発明の突起付きＨ形鋼について詳しく説明する。まず、突起付きＨ形鋼の一実施形態を図１に示す。図１に示すように、突起付きＨ形鋼１は、一般的なＨ形鋼と同様に、１対のフランジ２をウェブ３にて連結してなる。そして、突起付きＨ形鋼は、前記フランジ２の外面に突起４を有している。この突起４は、コンクリート付着性能を付与するために設けられるものである。この目的で突起４が設けられた突起付きＨ形鋼１において、突起４が設けられる箇所は、図１（ａ）に示すように、フランジ２の外面であるのが一般的である。図示例では、フランジ２の外面全体に、図１（ａ）に四角で囲った部分の拡大図である、同図（ｂ）に示す断面形状にてフランジ２の幅方向に延びる突条としての突起４がフランジ２の長手方向に配列して形成されている。
【0024】
なお、突起の形状や寸法、個数などは突起付きＨ形鋼に要求される仕様に応じて任意に設定できる。従って、図示例に限定されないが、例えば突起４の高さｈは、コンクリート付着性能を考慮すると2.0mm以上とすることが好ましい。すなわち、図３に、突起高さとコンクリートの平均付着応力との関係を示すように、コンクリート付着性能を考慮すると突起高さを2.0mm以上とすることが有利である。ここで、図３に結果を示す実験は、コンクリート中からの鋼材の引き抜き試験により、鋼材とコンクリートの相対変位に対して生じる機械的抵抗を測定したものである。
【0025】
以上の通り、突起高さｈが2.0mm未満となると、フランジ部に突起のない一般的なＨ形鋼と比較して優れたコンクリート付着性能を得られない、おそれがあるため、突起高さｈは2.0mm以上であることが好ましい。
一方、突起高さｈの上限は特に定める必要はないが、仕上げ圧延において突起を形成する溝付きロールの耐荷重の上昇を抑える観点からは、3.5mm以下とすることが好ましい。
一方、突起高さｈの上限は特に定める必要はないが、仕上げ圧延において突起を形成する溝付きロールの耐荷重の上昇を抑える観点からは、3.5mm以下とすることが好ましい。
【0026】
次に、本発明の突起付きＨ形鋼を具体的に説明する。まず、本発明において、鋼組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
【0027】
Ｃ：0.05～0.20％
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも0.05％含有されていることを必要とする。しかし、Ｃ含有量が0.20％を超えると、母材靭性を低下させるばかりか、溶接性を低下させる。そのため、本発明ではＣ含有量を0.05～0.20％とする。なお、Ｃ含有量は0.10％以上とすることが好ましい。また、Ｃ含有量は0.15％以下とすることが好ましい。
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも0.05％含有されていることを必要とする。しかし、Ｃ含有量が0.20％を超えると、母材靭性を低下させるばかりか、溶接性を低下させる。そのため、本発明ではＣ含有量を0.05～0.20％とする。なお、Ｃ含有量は0.10％以上とすることが好ましい。また、Ｃ含有量は0.15％以下とすることが好ましい。
【0028】
Si：0.05～0.60％
Siは、母材強度の確保および脱酸剤として0.05％以上で含有される必要があるが、Si含有量が0.60％を超えると靭性の低下に加え、Siの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。そのため、本発明ではSi含有量を0.05～0.60％とする。なお、Si含有量は0.20％以上とすることが好ましい。また、Si含有量は0.40％以下とすることが好ましい。
Siは、母材強度の確保および脱酸剤として0.05％以上で含有される必要があるが、Si含有量が0.60％を超えると靭性の低下に加え、Siの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。そのため、本発明ではSi含有量を0.05～0.60％とする。なお、Si含有量は0.20％以上とすることが好ましい。また、Si含有量は0.40％以下とすることが好ましい。
【0029】
Mn：1.20～1.70％
Mnは、Siと同様、鋼の強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、高強度化には重要な元素である。しかし、Mn含有量が1.20％未満では、その添加効果は小さく、一方、1.70％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明ではMn含有量を1.20～1.70％とする。なお、Mn含有量は1.40％以上とすることが好ましい。また、Mn含有量は1.60％以下とすることが好ましい。
Mnは、Siと同様、鋼の強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、高強度化には重要な元素である。しかし、Mn含有量が1.20％未満では、その添加効果は小さく、一方、1.70％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明ではMn含有量を1.20～1.70％とする。なお、Mn含有量は1.40％以上とすることが好ましい。また、Mn含有量は1.60％以下とすることが好ましい。
【0030】
Ｐ：0.035％以下
Ｐは、その含有量が0.035％を超えると、鋼の延性が劣化する。そのため、本発明では鋼中のＰ量を0.035％以下とする。好ましくは0.020％以下である。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、0％であってよい。しかし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は0.005％以上とすることが好ましい。
Ｐは、その含有量が0.035％を超えると、鋼の延性が劣化する。そのため、本発明では鋼中のＰ量を0.035％以下とする。好ましくは0.020％以下である。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、0％であってよい。しかし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は0.005％以上とすることが好ましい。
【0031】
Ｓ：0.035％以下
Ｓは、鋼中に含有されると主にＡ系介在物の形態で鋼材中に存在する。Ｓ含有量が0.035％を超えると、この介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、鋼の靭性を大きく低下させる。そのため、本発明では鋼中のＳ含有量を0.035％以下とする。好ましくは0.020％以下である。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０質量％であってよい。なお、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は0.002％以上とすることが好ましい。
Ｓは、鋼中に含有されると主にＡ系介在物の形態で鋼材中に存在する。Ｓ含有量が0.035％を超えると、この介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、鋼の靭性を大きく低下させる。そのため、本発明では鋼中のＳ含有量を0.035％以下とする。好ましくは0.020％以下である。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０質量％であってよい。なお、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は0.002％以上とすることが好ましい。
【0032】
Ｖ：0.010～0.200％
Ｖは、圧延中または圧延後の冷却中にVNとしてオーステナイトに析出してフェライト変態核となり、結晶粒を微細化する効果を有する重要な元素である。また、Ｖは、析出強化により母材強度を高める役割も有しており、引張強度と靭性を確保するために不可欠な元素である。前記効果を得るためにはＶ含有量を0.010％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が0.200％を超えると、析出脆化を助長し、母材靭性を大きく損なうので好ましくない。そのため、本発明ではＶ含有量を0.010～0.200％とする。なお、Ｖ含有量は0.050％以上とすることが好ましい。また、Ｖ含有量は0.100％以下とすることが好ましい。
Ｖは、圧延中または圧延後の冷却中にVNとしてオーステナイトに析出してフェライト変態核となり、結晶粒を微細化する効果を有する重要な元素である。また、Ｖは、析出強化により母材強度を高める役割も有しており、引張強度と靭性を確保するために不可欠な元素である。前記効果を得るためにはＶ含有量を0.010％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が0.200％を超えると、析出脆化を助長し、母材靭性を大きく損なうので好ましくない。そのため、本発明ではＶ含有量を0.010～0.200％とする。なお、Ｖ含有量は0.050％以上とすることが好ましい。また、Ｖ含有量は0.100％以下とすることが好ましい。
【0033】
Ｎ：0.0020～0.0200％
Ｎは、鋼中でＶと結合し、VNとして母材強度を向上させる有用な元素であり、0.0020％以上の含有を必要とする。しかし、Ｎ含有量が、0.0200％を超えると、形成するVNが粗大化して母材靭性を大きく損なうので好ましくない。そのため、本発明ではＮ含有量を0.0020～0.0200％とする。なお、Ｎ含有量は0.0040％以上とすることが好ましい。また、Ｎ含有量は0.0120％以下とすることが好ましい。
Ｎは、鋼中でＶと結合し、VNとして母材強度を向上させる有用な元素であり、0.0020％以上の含有を必要とする。しかし、Ｎ含有量が、0.0200％を超えると、形成するVNが粗大化して母材靭性を大きく損なうので好ましくない。そのため、本発明ではＮ含有量を0.0020～0.0200％とする。なお、Ｎ含有量は0.0040％以上とすることが好ましい。また、Ｎ含有量は0.0120％以下とすることが好ましい。
【0034】
本発明で用いられる突起付きＨ形鋼の鋼組成は、以上説明した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
さらに、本発明の突起付きＨ形鋼では、以上説明した成分の他に、強度や延性、靱性、溶接部特性の向上を目的として、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Al：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ｂ：0.010％以下、Ca：0.10％以下、Mg：0.10％以下およびREM：0.10％以下の中から選ばれる１種または２種以上を任意に含有していてもよい。
以下、上記元素の含有量を特定した理由を説明する。
さらに、本発明の突起付きＨ形鋼では、以上説明した成分の他に、強度や延性、靱性、溶接部特性の向上を目的として、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Al：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ｂ：0.010％以下、Ca：0.10％以下、Mg：0.10％以下およびREM：0.10％以下の中から選ばれる１種または２種以上を任意に含有していてもよい。
以下、上記元素の含有量を特定した理由を説明する。
【0035】
Cr：1.0％以下
Crは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。したがって、鋼の成分組成がCrを含有する場合は、Cr含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
Crは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性を低下させるので好ましくない。したがって、鋼の成分組成がCrを含有する場合は、Cr含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
【0036】
Cu：1.0％以下
Cuは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0％を超えると、Cu割れを生じやすくなる。したがって、鋼の成分組成がCuを含有する場合は、Cu含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
Cuは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0％を超えると、Cu割れを生じやすくなる。したがって、鋼の成分組成がCuを含有する場合は、Cu含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
【0037】
Ni：1.0％以下
Niは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制することができるため、鋼組成がCuを含有する場合にはNiも含有することが望ましい。ただし、Ni含有量が1.0％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がNiを含有する場合は、Ni量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
Niは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制することができるため、鋼組成がCuを含有する場合にはNiも含有することが望ましい。ただし、Ni含有量が1.0％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がNiを含有する場合は、Ni量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
【0038】
Mo：1.0％以下
Moは、固溶強化によってさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0％を超えると、鋼中に上部ベイナイトが多量に生成するようになり、靭性が低下する傾向がある。したがって、成分組成がMoを含有する場合は、Mo含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
Moは、固溶強化によってさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0％を超えると、鋼中に上部ベイナイトが多量に生成するようになり、靭性が低下する傾向がある。したがって、成分組成がMoを含有する場合は、Mo含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.005％以上であり、0.5％以下である。
【0039】
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として添加することができる元素である。しかし、Al含有量が0.10％を超えると、Alの有する高い酸素との結合力のため、鋼中に酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、鋼の延性が低下する。したがって、鋼組成がAlを含有する場合は、Al量は0.10％以下とすることが好ましい。一方、Al含有量の下限は特に限定されないが、脱酸のためには0.001％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.001％以上であり、0.03％以下である。
Alは、脱酸剤として添加することができる元素である。しかし、Al含有量が0.10％を超えると、Alの有する高い酸素との結合力のため、鋼中に酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、鋼の延性が低下する。したがって、鋼組成がAlを含有する場合は、Al量は0.10％以下とすることが好ましい。一方、Al含有量の下限は特に限定されないが、脱酸のためには0.001％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.001％以上であり、0.03％以下である。
【0040】
Nb：0.10％以下
Nbは、鋼中で炭窒化物として析出することで、鋼の引張強度や降伏点を向上させる効果を有する元素である。ただし、その含有量が0.10％を超えると、析出脆化を助長することに加え、上部ベイナイト変態を促進させるため、鋼の靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がNbを含有する場合は、Nb含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.01％以上であり、0.05％以下である。
Nbは、鋼中で炭窒化物として析出することで、鋼の引張強度や降伏点を向上させる効果を有する元素である。ただし、その含有量が0.10％を超えると、析出脆化を助長することに加え、上部ベイナイト変態を促進させるため、鋼の靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がNbを含有する場合は、Nb含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.01％以上であり、0.05％以下である。
【0041】
Ｂ：0.010％以下
Ｂは、鋼中で粒界に偏析し粒界強度を向上させる効果を有する元素である。また、粒内フェライトの核生成サイトとなるTiNとの複合析出物を形成し、ミクロ組織を微細化することで靭性向上にも有効な元素である。一方、その含有量が0.010％を超えると、粗大な炭窒化物の粒界析出により靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＢを含有する場合は、Ｂ含有量は0.010％以下とする。より好ましくは0.001％以上であり、0.003％以下である。
Ｂは、鋼中で粒界に偏析し粒界強度を向上させる効果を有する元素である。また、粒内フェライトの核生成サイトとなるTiNとの複合析出物を形成し、ミクロ組織を微細化することで靭性向上にも有効な元素である。一方、その含有量が0.010％を超えると、粗大な炭窒化物の粒界析出により靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＢを含有する場合は、Ｂ含有量は0.010％以下とする。より好ましくは0.001％以上であり、0.003％以下である。
【0042】
Ca：0.10％以下
Caは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このCaによる介在物の形態制御効果により、鋼の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Ca含有量が0.10％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がCaを含有する場合は、Ca含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.0010％以上であり、0.0050％以下である。
Caは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このCaによる介在物の形態制御効果により、鋼の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Ca含有量が0.10％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がCaを含有する場合は、Ca含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.0010％以上であり、0.0050％以下である。
【0043】
Mg：0.10％以下
Mgは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このMgによる介在物の形態制御効果により、鋼の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Mg含有量が0.10％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がMgを含有する場合は、Mg含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.0010％以上であり、0.0050％以下である。
Mgは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このMgによる介在物の形態制御効果により、鋼の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、Mg含有量が0.10％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がMgを含有する場合は、Mg含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.0010％以上であり、0.0050％以下である。
【0044】
REM：0.10％以下
REM(希土類金属)は、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このREMによる介在物の形態制御効果により、鋼の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、REM含有量が0.10％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がREMを含有する場合は、REM含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.0010％以上であり、0.0050％以下である。
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
REM(希土類金属)は、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このREMによる介在物の形態制御効果により、鋼の靭性、延性の向上を図ることが出できる。但し、REM含有量が0.10％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がREMを含有する場合は、REM含有量は0.10％以下とする。より好ましくは0.0010％以上であり、0.0050％以下である。
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【0045】
次に、突起付きＨ形鋼の金属組織について説明する。該金属組織としては、フェライトの平均粒径とベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が以下の条件を満たすことが肝要である。
【0046】
［ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は10％以下］
突起付きＨ形鋼の金属組織は、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が10％以下とする。すなわち、ベイナイトおよびマルテンサイトは脆性的な組織であり、合計の面積率が10％を超えると靭性の確保が困難になることから、合計面積率で10％以下とする。なお、下限は特に制限せずに０％でもよい。
突起付きＨ形鋼の金属組織は、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が10％以下とする。すなわち、ベイナイトおよびマルテンサイトは脆性的な組織であり、合計の面積率が10％を超えると靭性の確保が困難になることから、合計面積率で10％以下とする。なお、下限は特に制限せずに０％でもよい。
【0047】
突起付きＨ形鋼の金属組織は、フェライト及びパーライトを主相とする組織であり、具体的には、フェライト及びパーライトの合計面積率が90％以上である。上限は特に制限せず100％でもよい。なお、パーライトは靭性を損ねる要因となるため、パーライトの面積率は25％以下であることが望ましい。
【0048】
［フェライトの平均粒径は30μｍ以下］
突起付きＨ形鋼の金属組織において、フェライトの平均粒径が30μｍ以下であることも重要である。すなわち、フェライトの平均粒径が30μｍより大きいと、脆性破壊への抵抗が低下するため靭性の確保が困難になることから、平均粒径を30μｍ以下とする。より優れた靭性を得るためには、フェライトの平均粒径を20μｍ以下とすることが望ましい。なお、フェライトの平均粒径は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
突起付きＨ形鋼の金属組織において、フェライトの平均粒径が30μｍ以下であることも重要である。すなわち、フェライトの平均粒径が30μｍより大きいと、脆性破壊への抵抗が低下するため靭性の確保が困難になることから、平均粒径を30μｍ以下とする。より優れた靭性を得るためには、フェライトの平均粒径を20μｍ以下とすることが望ましい。なお、フェライトの平均粒径は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
【0049】
［破面遷移温度（vTrs）：－５℃以下］
JISＺ2242に準じたシャルピー衝撃試験を－80～40℃の温度範囲で行った際の、延性破面率50％の破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下である必要がある。すなわち、寒冷地や寒冷期などの０℃以下の環境での使用において、脆性破壊の抑制を実現するには前記vTrsを－５℃以下とする。
JISＺ2242に準じたシャルピー衝撃試験を－80～40℃の温度範囲で行った際の、延性破面率50％の破面遷移温度（vTrs）が－５℃以下である必要がある。すなわち、寒冷地や寒冷期などの０℃以下の環境での使用において、脆性破壊の抑制を実現するには前記vTrsを－５℃以下とする。
【0050】
特に、突起を形成したフランジ外面は、突起を介してコンクリートと強固に結合するために、靭性により優れていることが好ましい。具体的には、フランジの外面（突起を除く突起間の平坦面：図１参照）から１mm深さまでの表層における、破面遷移温度（vTrs）が－15℃以下であることが好ましい。すなわち、フランジの外面から１mm深さまでの表層における、vTrsが－15℃以下であれば、寒冷地や寒冷期などの０℃以下の環境での使用において、特に応力集中しやすい突起部の脆性破壊の抑制が実現するには前記vTrsを－15℃以下とすることが好ましい。
【0051】
次に、本発明の突起付きＨ形鋼の製造方法について説明する。
すなわち、上記した成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して突起付きＨ形鋼の形状に成形する。該鋼素材、例えばスラブ、ブルームまたはビームブランクの溶製法および鋳造法については特に制限はなく、従来公知の方法いずれもが適合する。次いで、熱間圧延の仕上圧延において、突起を形成させる部分（フランジ外面）を圧下するロールとして、形成させる突起に対応した溝をロール表面に形成したものを用いることにより、突起を形成することができる。
すなわち、上記した成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して突起付きＨ形鋼の形状に成形する。該鋼素材、例えばスラブ、ブルームまたはビームブランクの溶製法および鋳造法については特に制限はなく、従来公知の方法いずれもが適合する。次いで、熱間圧延の仕上圧延において、突起を形成させる部分（フランジ外面）を圧下するロールとして、形成させる突起に対応した溝をロール表面に形成したものを用いることにより、突起を形成することができる。
【0052】
前記熱間圧延では、累積圧下率を70％以上とし、1050℃以下の温度範囲にて好ましくは圧下率が７％以上の仕上圧延により前記フランジ外面に突起を形成し、該仕上圧延の後に、冷却開始から500℃までの間を平均冷却速度：0.1～10℃／ｓの条件で冷却する、ことが肝要である。
【0053】
[熱間圧延の累積圧下率：70％以上]
発明者らは、上記範囲の鋼成分を有する種々の突起付きＨ形鋼を用いて、熱間圧延における累積圧下率を変えて、得られた突起付きＨ形鋼の強度および靭性を評価した。その結果、優れた靭性を得るためには、累積圧下率を適正に制御することが重要であるという知見を得た。本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分であり、累積圧下率が70％以上であることを必要とする。なぜなら、粗大な結晶粒を圧延することで再結晶微細化し混粒組織を抑制し硬質相の生成を抑制することで高い靭性を得ることができるためである。また、累積圧下率は大きいほど結晶粒が微細化され靭性が向上するため、80％以上であることがより好ましい。
発明者らは、上記範囲の鋼成分を有する種々の突起付きＨ形鋼を用いて、熱間圧延における累積圧下率を変えて、得られた突起付きＨ形鋼の強度および靭性を評価した。その結果、優れた靭性を得るためには、累積圧下率を適正に制御することが重要であるという知見を得た。本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分であり、累積圧下率が70％以上であることを必要とする。なぜなら、粗大な結晶粒を圧延することで再結晶微細化し混粒組織を抑制し硬質相の生成を抑制することで高い靭性を得ることができるためである。また、累積圧下率は大きいほど結晶粒が微細化され靭性が向上するため、80％以上であることがより好ましい。
【0054】
なお、本発明における累積圧下率は、次の（１）式で定義される。
ＲＳ＝100 ×（ＳＳ―Ｓｆ）/Ｓｓ ・・・（１）
ここで、ＲＳは累積圧下率（％）であり、ＳＳは鋳造後の鋼素材の厚さ方向の断面積(mm２)、Ｓｆは仕上圧延後の２つのフランジ部の厚さ方向の断面積の合計(mm２)である。鋳造後の鋼素材に制限はなくスラブ、ブルーム、ビームブランクを含む。
ＲＳ＝100 ×（ＳＳ―Ｓｆ）/Ｓｓ ・・・（１）
ここで、ＲＳは累積圧下率（％）であり、ＳＳは鋳造後の鋼素材の厚さ方向の断面積(mm２)、Ｓｆは仕上圧延後の２つのフランジ部の厚さ方向の断面積の合計(mm２)である。鋳造後の鋼素材に制限はなくスラブ、ブルーム、ビームブランクを含む。
【0055】
[仕上圧延の温度範囲：1050℃以下]
熱間圧延時に突起を形成する成形を行う仕上圧延では、上述の仕上圧延温度は高いほど好ましいが、仕上圧延温度が1050℃より高い場合は、フェライト粒径が粗大となり強度と靭性が低下しがちになるため、仕上圧延温度は1050℃以下とする。一方、熱間圧延時に突起を形成する成形を行う仕上圧延において、十分な高さ、例えば突起高さを2.0mm以上は確保したい場合などには、仕上圧延温度を800℃以上とすることが好ましい。仕上圧延温度が 800℃に満たないと、十分な突起高さの突起を安定して形成することが難しくなる、おそれがある。
熱間圧延時に突起を形成する成形を行う仕上圧延では、上述の仕上圧延温度は高いほど好ましいが、仕上圧延温度が1050℃より高い場合は、フェライト粒径が粗大となり強度と靭性が低下しがちになるため、仕上圧延温度は1050℃以下とする。一方、熱間圧延時に突起を形成する成形を行う仕上圧延において、十分な高さ、例えば突起高さを2.0mm以上は確保したい場合などには、仕上圧延温度を800℃以上とすることが好ましい。仕上圧延温度が 800℃に満たないと、十分な突起高さの突起を安定して形成することが難しくなる、おそれがある。
【0056】
[仕上圧延の好適圧下率：７％以上]
さらに発明者らは、仕上げ圧延温度を上記範囲内とした突起付きＨ形鋼を用いて仕上圧下率を変えて、突起高さの評価を行った。その結果、安定的に例えば2.0mm以上の突起高さを付与するには、仕上圧下率を適正に制御することが有利であるという知見を得た。本発明では、仕上げ圧延を上記の範囲とすることに加えて、仕上圧下率は７％以上とすることが安定的に例えば2.0mm以上の突起高さを付与するに当たり好ましい。一方、上限については、15％より大きいと製品の形状制御が困難になることから、15％以下が好ましい。
さらに発明者らは、仕上げ圧延温度を上記範囲内とした突起付きＨ形鋼を用いて仕上圧下率を変えて、突起高さの評価を行った。その結果、安定的に例えば2.0mm以上の突起高さを付与するには、仕上圧下率を適正に制御することが有利であるという知見を得た。本発明では、仕上げ圧延を上記の範囲とすることに加えて、仕上圧下率は７％以上とすることが安定的に例えば2.0mm以上の突起高さを付与するに当たり好ましい。一方、上限については、15％より大きいと製品の形状制御が困難になることから、15％以下が好ましい。
【0057】
本発明における仕上圧延の圧下率は、次の（２）式で定義される。
ＲＦ＝100 ×（ｔＰ―ｔＵ）／ｔＰ ・・・（２）
ここで、ＲＦは仕上圧下率（％）であり、ｔＰは仕上げ圧延直前のＨ形状の断面における厚さ方向のフランジ部の厚み(mm)およびｔＵは仕上圧延直後のＨ形状の断面における厚さ方向のフランジ部の厚み(mm)である。なお、仕上圧下率の算出に際して、図１に示す突起４の高さｈを除いたフランジ部の厚みを仕上圧延直後のフランジ部の厚みとする。
ＲＦ＝100 ×（ｔＰ―ｔＵ）／ｔＰ ・・・（２）
ここで、ＲＦは仕上圧下率（％）であり、ｔＰは仕上げ圧延直前のＨ形状の断面における厚さ方向のフランジ部の厚み(mm)およびｔＵは仕上圧延直後のＨ形状の断面における厚さ方向のフランジ部の厚み(mm)である。なお、仕上圧下率の算出に際して、図１に示す突起４の高さｈを除いたフランジ部の厚みを仕上圧延直後のフランジ部の厚みとする。
【0058】
また、フランジの外面から１mm深さまでの表層における、破面遷移温度（vTrs）を－15℃以下とするには、仕上げ圧延において、形成させる突起に対応した溝を表面に形成したロールで圧下することにより、フランジ表層に応力集中を強いることが有利に適合する。この応力集中を生じることによって、突起のない一般的なロールで圧下するよりも組織が微細化する結果、フランジ表層部の高靭性が確保される。具体的には、仕上げ圧下率をフランジ表層の高靭性の観点から７％以上とすることが好ましい。より好ましくは、10％以上である。
【0059】
上記の仕上圧延の後は、以下の条件を満足する冷却を行う必要がある。
［冷却開始から500℃までの平均冷却速度：0.1～10℃/ｓ］
冷却開始から500℃までの平均冷却速度が0.1℃/ｓに満たないと、所定の引張特性および靭性を確保することが難しいため、冷却速度は0.1℃/ｓ以上とする。一方、前記冷却速度が10℃/ｓを超えて大きくなると、ベイナイトあるいはマルテンサイトの生成により、靭性の低下が生じるため、冷却開始から500℃までの平均冷却速度は0.1～10℃/ｓの範囲とする。
［冷却開始から500℃までの平均冷却速度：0.1～10℃/ｓ］
冷却開始から500℃までの平均冷却速度が0.1℃/ｓに満たないと、所定の引張特性および靭性を確保することが難しいため、冷却速度は0.1℃/ｓ以上とする。一方、前記冷却速度が10℃/ｓを超えて大きくなると、ベイナイトあるいはマルテンサイトの生成により、靭性の低下が生じるため、冷却開始から500℃までの平均冷却速度は0.1～10℃/ｓの範囲とする。
【0060】
［冷却開始時の好適フランジ温度：750 ℃以上］
本発明では、仕上圧延直後に鋼材の冷却を開始することによって生産能率の低下を防止する。具体的には、冷却開始時のフランジ温度は750℃以上とすることが好ましい。さらに、冷却開始時のフランジ温度がAr３温度未満になると、十分な強度を得難くなるため、冷却開始時のフランジ温度をAr３温度以上とすることが好ましい。ちなみに、上限は上記した仕上圧延の温度範囲によって制限される。なお、Ar３変態温度は、例えば以下の（３）式により鋼成分との関係で簡易的に示される。
Ar３＝910－310×[％Ｃ]＋25×([％Si]＋２×[％Al])－80×[Mneq] ・・・（３）
ここで、[Mneq]は、次の（４）式で算出される値である。
[Mneq]＝[％Mn]＋[％Cr]＋[％Cu]＋[％Mo]＋[％Ni]／２＋10×([％Nb]－0.02)・・・（４）
上記（３）式、（４）式において、［％Ｍ］は鋼中の元素Ｍの含有量（質量％）を意味する。ここで、上記（３）式および（４）式でAr３を計算するにあたり、積極的に含有させていない元素Ｍの含有量については、不可避的不純物として含有されている元素Ｍの含有量（分析値）を用いて算出するものとする。
本発明では、仕上圧延直後に鋼材の冷却を開始することによって生産能率の低下を防止する。具体的には、冷却開始時のフランジ温度は750℃以上とすることが好ましい。さらに、冷却開始時のフランジ温度がAr３温度未満になると、十分な強度を得難くなるため、冷却開始時のフランジ温度をAr３温度以上とすることが好ましい。ちなみに、上限は上記した仕上圧延の温度範囲によって制限される。なお、Ar３変態温度は、例えば以下の（３）式により鋼成分との関係で簡易的に示される。
Ar３＝910－310×[％Ｃ]＋25×([％Si]＋２×[％Al])－80×[Mneq] ・・・（３）
ここで、[Mneq]は、次の（４）式で算出される値である。
[Mneq]＝[％Mn]＋[％Cr]＋[％Cu]＋[％Mo]＋[％Ni]／２＋10×([％Nb]－0.02)・・・（４）
上記（３）式、（４）式において、［％Ｍ］は鋼中の元素Ｍの含有量（質量％）を意味する。ここで、上記（３）式および（４）式でAr３を計算するにあたり、積極的に含有させていない元素Ｍの含有量については、不可避的不純物として含有されている元素Ｍの含有量（分析値）を用いて算出するものとする。
【0061】
上記したような成分調整、圧延および冷却を行うことにより、突起付きＨ形鋼において、延性破面率50％の破面遷移温度 vTrsが－５℃以下の優れた機械的性能を有し、さらには好適値として、引張強さTSが490MPa以上、降伏強度が355MPa以上、そして０℃における衝撃吸収エネルギーvE0が27J以上という、優れた機械的性能を得ることができる。
なお、本発明で対象とする突起付きＨ形鋼は、そのフランジ厚が特に限定されることはなく、フランジに突起を形成させる場合に、突起高さの形成効率が低下するとされる、フランジ厚が16mm以上の厚肉のＨ形鋼にも適用することができる。
なお、本発明で対象とする突起付きＨ形鋼は、そのフランジ厚が特に限定されることはなく、フランジに突起を形成させる場合に、突起高さの形成効率が低下するとされる、フランジ厚が16mm以上の厚肉のＨ形鋼にも適用することができる。
【実施例0062】
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【0063】
表１に示す成分組成の鋼素材として、連続鋳造機にて断面積を種々に変化させた長さ8000mmのビームブランクを用意し、該ビームブランクを1250℃で２時間加熱後、表２に示す条件で熱間圧延ならびに冷却を行って、図２に示す断面形状、すなわち、ウェブ３とウェブ３の両端に配置された１対のフランジ２を有する形状の突起付きＨ形鋼１を製造した。具体的には、断面寸法（ウェブ高さ×フランジ幅×ウェブ厚×フランジ厚）は、350×333×35×40mmの突起付きＨ形鋼を製造した。仕上圧延においては、フランジ外面を圧下する圧延ロールとして、フランジ外面に形成させる突起形状に対応した溝を設けたものを用い、フランジ外面に、図１に示すような、フランジ２の幅方向に延在する突起４を形成した。突起の形成に際して、全て同じ溝深さであるロールを使用した。なお、仕上圧延後の冷却速度は、フランジ外面表面の温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間（秒）あたりに換算することで、冷却速度（℃/ｓ）を算出した。
【0064】
【表1】
【0065】
【表2】
【0066】
得られた突起付きＨ形鋼について、突起付きＨ形鋼のミクロ組織の観察、突起高さ評価、引張試験および靭性試験を実施した。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。
【0067】
＜ミクロ組織の観察＞
突起付きＨ形鋼の金属組織の評価について、図２に示したフランジ1/6Ｂ部５の裏面から1/4ｔ部（ｔはフランジ厚）の位置から試験片を採取し、ミクロ組織の観察に供した。ここで、採取した試験片は、観察に先立って表面を研磨し、ナイタールで腐食した。光学顕微鏡を用いてフランジ部の厚み方向を100倍の断面観察により組織の種類を同定し、800μｍ×600μｍの視野において画像解析によりフェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトをそれぞれ白と黒と灰の３階調に変換する処理を行って区別し、各組織の面積率を得た。フェライトの平均粒径は、同じく分水嶺アルゴリズムによる画像解析により、上記視野中のフェライトの各結晶粒の面積を算出し、各結晶粒の円相当径をフェライトの粒径とし、上記視野内での平均値を求めた。
突起付きＨ形鋼の金属組織の評価について、図２に示したフランジ1/6Ｂ部５の裏面から1/4ｔ部（ｔはフランジ厚）の位置から試験片を採取し、ミクロ組織の観察に供した。ここで、採取した試験片は、観察に先立って表面を研磨し、ナイタールで腐食した。光学顕微鏡を用いてフランジ部の厚み方向を100倍の断面観察により組織の種類を同定し、800μｍ×600μｍの視野において画像解析によりフェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトをそれぞれ白と黒と灰の３階調に変換する処理を行って区別し、各組織の面積率を得た。フェライトの平均粒径は、同じく分水嶺アルゴリズムによる画像解析により、上記視野中のフェライトの各結晶粒の面積を算出し、各結晶粒の円相当径をフェライトの粒径とし、上記視野内での平均値を求めた。
【0068】
＜突起高さ評価＞
得られた突起付きＨ形鋼について、図１に示したフランジ外面の突起高さｈを測定した。かかる値の測定は、仕上圧延後の突起付きＨ形鋼の圧延方向における先端部、中央部および尾端部の３箇所について行い、その平均値を採用した。なお、突起高さの要求性能下限値を2.0mmに設定し、この値以上を突起高さｈの好適範囲とした。また、突起高さｈがこの値以上となる突起付きＨ形鋼が得られた製造条件は、突起形成のし易さの観点からも特に好ましい条件と評価できる。
得られた突起付きＨ形鋼について、図１に示したフランジ外面の突起高さｈを測定した。かかる値の測定は、仕上圧延後の突起付きＨ形鋼の圧延方向における先端部、中央部および尾端部の３箇所について行い、その平均値を採用した。なお、突起高さの要求性能下限値を2.0mmに設定し、この値以上を突起高さｈの好適範囲とした。また、突起高さｈがこの値以上となる突起付きＨ形鋼が得られた製造条件は、突起形成のし易さの観点からも特に好ましい条件と評価できる。
【0069】
＜引張試験＞
図２に示したフランジ1/6Ｂ部５より、引張方向がＨ形鋼のフランジ長手方向となるようにJIS Ｚ2201に規定されたJIS １Ａ試験片を採取し、JIS Ｚ2241に準じて引張試験を行い、降伏強度(YSまたは0.2％耐力）および引張強さTSを測定した。
図２に示したフランジ1/6Ｂ部５より、引張方向がＨ形鋼のフランジ長手方向となるようにJIS Ｚ2201に規定されたJIS １Ａ試験片を採取し、JIS Ｚ2241に準じて引張試験を行い、降伏強度(YSまたは0.2％耐力）および引張強さTSを測定した。
【0070】
＜靭性試験＞
図２に示したフランジ1/6Ｂ部５のフランジ裏面から1/4ｔ（ｔはフランジ厚）の位置を中心として、JIS Ｚ2202に規定された２mmＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、JISＺ2242に準じてシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験は、－80～40℃の温度範囲で行い、０℃における吸収エネルギーおよび延性破面率50％の破面遷移温度 vTrsを求めた。
図２に示したフランジ1/6Ｂ部５のフランジ裏面から1/4ｔ（ｔはフランジ厚）の位置を中心として、JIS Ｚ2202に規定された２mmＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、JISＺ2242に準じてシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験は、－80～40℃の温度範囲で行い、０℃における吸収エネルギーおよび延性破面率50％の破面遷移温度 vTrsを求めた。
【0071】
図２に示したフランジ1/6Ｂ部５に対応するフランジ外面部分において、該外面からフランジ厚み方向に１mmの位置にノッチがくるように、JIS Ｚ2202に規定された２mmＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、JISＺ2242に準じてシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験は、－80～40℃の温度範囲で行い、延性破面率50％の破面遷移温度 vTrsを求めた。表面１mm位置におけるvTrsの目標は－15℃以下とする。
【0072】
表２に上記調査の結果を併せて示す。本発明の鋼組成を満足する適合鋼を用い、本発明に従う突起付きＨ形鋼の試験結果（表２中のNo.１～22）は、いずれも所望の特性(突起高さ：2.0mm以上、引張強さTS：490MPa以上、降伏強度：355MPa以上、０℃における衝撃吸収エネルギーvE0：27J以上、延性破面率50％の破面遷移温度 vTrs：－５℃以下を満足していた。なお、No．23は、仕上圧延の圧下率が好適下限未満であったために突起高さが好適値である２mmに僅かに届かなかったが、他の特性は十分に満足していた。同様に、No．24は、仕上圧延温度が好適下限未満であったために突起高さが好適値である２mmに僅かに届かなかったが、他の特性は十分に満足していた。また、No．25は、冷却開始温度が好適下限未満であったために引張強さおよび降伏強度が好適範囲に届かなかったが、他の特性は十分に満足していた。
【0073】
一方、Ｈ形鋼の鋼組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは、本発明範囲の製造方法を適用しなかった比較例（表２中のNo．26～41）は、引張強さ、降伏強度および靭性のいずれかの値が要求特性を満足していない。また、No．42は、突起のない一般的はＨ形鋼であり、上述したようにコンクリート付着性能に劣り、フランジ外面部分の靭性が発明例と比較して低くなっていた。
【符号の説明】
【0074】
１：突起付きＨ形鋼
２：フランジ
３：ウェブ
４：突起
５：フランジ1/6Ｂ部（試験片採取位置）
２：フランジ
３：ウェブ
４：突起
５：フランジ1/6Ｂ部（試験片採取位置）
【図1】
【図2】
【図3】