轧制H型钢及其制造方法与流程

(关联申请的相互参照)

本申请基于2016年8月29日向日本申请的日本特愿2016-166535号主张优先权，将其内容援引于此。

本发明涉及对钢坯进行热轧而制造的轧制h型钢及其制造方法。

背景技术：

h型钢一直以来被广泛用作建筑/土木/海洋结构物等的坯料，以各种截面的形式被使用。尤其是以通过生产率高的连铸得到的矩形截面的板坯作为钢坯料并通过热轧制造的h型钢的制造成本低，被应用于很多领域中。以往，由板坯制造的h型钢是通过图1的(a)所示的轧边法制造的。轧边法是如下轧制方法：首先，在板坯端部上设置用于将钢材引导至轧辊的孔型中央的槽，然后沿板坯的宽度方向进行轧制，使板坯端部沿板坯的厚度方向延伸，从而形成翼缘部。铸造板坯时形成的中心偏析部上富集有以mn为代表的合金元素。通过轧边法进行轧制，中心偏析部有时会在腹板与翼缘交错的部分、即被称为“圆角部”的部分聚集，对韧性产生不良影响。

鉴于这样的问题，提出了一种对热轧前的钢坯实施热处理的方法，其提出为了消除宏观偏析(中心偏析部的聚集)，通过在高温下加热一定时间使mn等扩散是有效的(例如，参见专利文献1)。另外，提出了一种在对钢坯进行粗轧后且实施中间轧制之前进行再加热的方法，其提出为了促进扩散，通过轧制施加应变后，在高温下保持是有效的(例如，参见专利文献2和3)。

另外，除热处理以外，还提出了其他消除宏观偏析的方法(例如，参见专利文献4和5)。专利文献4公开了一种连铸中在完全凝固前进行压下的方法。而专利文献5公开了一种将粗轧机的板坯宽度的轧边孔型形成为孔型底平的箱型孔型的方法，该方法被称为楔形法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2012-180584号公报

专利文献2：日本特开平6-122921号公报

专利文献3：日本特开平6-122922号公报

专利文献4：日本特开平5-305395号公报

专利文献5：日本特开平7-88502号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

如上所述，一直以来，为了抑制由宏观偏析引起的轧制h型钢的圆角部的韧性降低，提出了各种各样的对策。但是，所有的对策都存在会损害作为现有技术的轧边法的生产率的问题。

因此，本发明的目的在于，基于这样的实际情况，提供一种不会损害作为现有技术的轧边法的生产率、减轻了圆角部的宏观偏析的轧制h型钢及其制造方法。

用于解决问题的方案

本发明的特征在于具有如下工序：通过形成有用于对被轧制材的宽度方向垂直地形成切口的突起部的造形用孔型形成切口，以此为起点逐渐进行弯折。通过这样的工序，由板坯形成翼缘时，中心偏析部被分散至整个翼缘，能够不损害生产率地抑制圆角部中的中心偏析部的聚集。

本发明的主旨如下。

[1]一种轧制h型钢，其特征在于，以质量％计具有如下化学组成：

c：0.01～0.25％、

si：0.05％～0.50％、

mn：0.40～2.50％、

p：0.050％以下、

s：0.050％以下、

n：0.020％以下、

cu：0.70％以下、

ni：0.70％以下、

cr：0.50％以下、

v：0.12％以下、

mo：0.30％以下、

nb：0.08％以下、

ti：0.05％以下、

al：0.07％以下、

rem：0.010％以下、

ca：0.0050％以下、

余量为fe和不可避免的杂质，

所述轧制h型钢的翼缘的最脆化部中的mn浓度的前5％的平均值为以下位置的mn浓度的1.6倍以下，所述位置为：在翼缘宽度方向上距翼缘宽度方向的端面的距离为翼缘宽度的1/6的位置、且是在翼缘厚度方向上距翼缘的位于与腹板相反侧的表面的距离为翼缘厚度的1/4的位置；所述轧制h型钢的中心偏析部中的mn浓度的前5％的平均值为以下位置的mn浓度的1.1倍以上且1.6倍以下，所述位置为：在翼缘宽度方向上距翼缘宽度方向的端面的距离为翼缘宽度的1/6的位置、且是在翼缘厚度方向上距翼缘的位于与腹板相反侧的表面的距离为翼缘厚度的1/4的位置，所述中心偏析部分散在自翼缘宽度的中心朝向翼缘宽度方向的一个端面或两个端面15mm以上、且厚度方向上翼缘表层2mm以内的区域中。

[2]一种轧制h型钢的制造方法，其是将矩形截面的钢坯加热至1100～1350℃并依次进行粗轧工序、中间轧制工序、精轧工序来制造[1]所述的轧制h型钢的制造方法，其特征在于，用于进行前述粗轧工序的轧机上设置有用于对被轧制材进行造形的3个以上的多个孔型，前述多个孔型的至少一者为切口形成用孔型，前述切口形成用孔型设在形成有用于对被轧制材的宽度方向垂直地形成切口的突起部的上下一对的轧辊上，前述切口形成用孔型的后段上设有用于将利用该切口形成用孔型形成的分割部位逐渐弯折的造形用孔型。

[3]根据[2]所述的轧制h型钢的制造方法，其特征在于，形成于前述切口形成用孔型上的突起部的顶端角度为40°以下。

[4]根据[2]或[3]所述的轧制h型钢的制造方法，其特征在于，通过前述突起部形成的切口的长度h、前述矩形截面的钢坯的厚度t与通过精轧工序形成的轧制h型钢的翼缘的宽度f满足下述的式(1)。

h≥0.5f-0.5t···(1)

发明的效果

根据本发明，能够通过简单的工序得到圆角部的韧性优异的h型钢，而无需进行预加热、轧制后的再加热或温度保持等特别的热处理。因此，本发明能够不损害经济性地进一步提高以轧制h型钢作为构件的钢结构物的可靠性等，本发明对产业的贡献非常显著。

附图说明

图1是针对“轧边法”与“劈分法”的比较的示意性说明图。

图2是示出偏析度与夏比转变温度差δvtrs的关系的图。

图3是示出进行机械试验和金相组织的观察的位置的示意性说明图。

图4是示出本发明的实施方式涉及的h型钢的制造工序的示意性说明图。

图5是示出用于粗轧的轧辊与被轧制材的形状的示意性说明图。

具体实施方式

以下，参照附图对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，在本说明书和附图中，对实质上具有相同的功能构成的构成要素标注相同的附图标记，从而省略重复说明。

本发明人等发现通过在形成翼缘部时形成切口并弯曲翼缘部来进行制造，能够使偏析分散在整个翼缘中，改善圆角部处的偏析的聚集。首先，对本发现进行简单说明。

需要说明的是，本说明书中，将本实施方式涉及的弯曲翼缘部进行轧制造形的h型钢的制造方法称为“劈分法”。

首先，参照图1对上述“劈分法”的概要进行简单说明。图1是针对作为h型钢的现有的制造方法中的粗轧法的1种的所谓的“轧边法”与作为本实施方式涉及的h型钢的制造方法中的粗轧法的所谓的“劈分法”进行比较的示意性说明图。

如图1的(a)所示，轧边法为如下方法：在由板坯制造h型钢时的粗轧时，在板坯端部设置用于将该板坯引导至孔型中央的槽，通过安装于粗轧机的孔型轧辊进行热轧的方法。将通过加热炉加热的板坯沿宽度方向轧制，使板坯端部沿板坯的厚度方向延伸，从而形成翼缘部。为了对这样形成有翼缘部的被轧制材进一步精密地调整产品的形状、尺寸等，实施通过中间轧机的中间轧制、通过精轧机的精轧等，从而制造最终的h型钢产品。

另一方面，如图1的(b)所示，劈分法中，在由板坯制造h型钢时的粗轧时，通过切口形成用孔型在板坯端面上设置与上述轧边法相比深度更深的槽(切口)。然后，使用形成有用于扩大该槽的突起部的造形用孔型的孔型轧辊，对形成的槽进行轧制造形，使得作为分割部位的板坯端部劈分开。通过例如多次改变角度进行这样的劈分轧制造形而形成翼缘部的方法即为劈分法。对这样形成有翼缘部的被轧制材进一步实施中间轧制、精轧等，从而制造最终的h型钢产品。

本发明人等在对图1所示的轧边法与劈分法进行比较时，着眼于在板坯中存在的主要是mn浓度高的部位、即中心偏析部，发现通过轧边法的粗轧与通过劈分法的粗轧中，板坯的中心偏析部的聚集或分散的状态存在很大的差异。

即，如图1的(a)所示，可知轧边法中通过孔型轧辊将板坯沿宽度方向轧制时，中心偏析部会在圆角部聚集。而如图1的(b)所示，劈分法中，由于其采用的是基本上不将板坯沿宽度方向轧制、而是劈分翼缘部这样的方法，因此，会以中心偏析部分散于整个翼缘部、而不聚集于圆角部的方式进行轧制。尤其是发现：通过使切口用的孔型的突起部顶端角度为40°以下的锐角，能够抑制中心偏析部的聚集。

并且，本发明人等发现：通过劈分法，在显示h型钢的平均机械性质的f/6处，vtrs(夏比转变温度)为0℃以下，如图2所示，通过中心偏析部，能够将与韧性恶化最严重的最脆化部的vtrs的差控制在40℃以内。推测这是因为抑制了由存在于主要是mn浓度高的中心偏析部中的mns、作为硬质相的岛状马氏体(ma)、上贝氏体所引起的脆化。

以下，对基于上述发现的本实施方式涉及的轧制h型钢及其制造方法进行详细说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要无特别说明，关于成分的“％”均表示“质量％”。

首先，对h型钢的成分组成(化学组成)进行说明。

(c：0.01～0.25％)

c会促进圆角部中的ma生成，降低韧性。但是，由于c能够廉价地提高强度，且在制钢的工序中完全去除c会导致成本的增加，因此c量设为0.01％以上。另一方面，c量若超过0.25％，则在圆角部的中心偏析部聚集的位置处ma会增加，韧性会降低，因此，将c量限制为0.25％以下。c量优选设为0.20％以下，更优选设为不足0.17％。

(si：0.05％以上且0.50％以下)

si为脱氧元素，虽然也有助于强度的提高，但是与c同样是会生成ma的元素。si量若超过0.50％，则硬质相的生成会导致母材和焊接热影响部的韧性降低，因此，将si量限制为0.50％以下。si量优选设为0.30％以下，更优选设为0.20％以下，进一步优选设为0.10％以下。但是，若不含si，则脱氧的工序成本会增加，因此含有0.05％以上的si。

(mn：0.40～2.50％)

通过轧边法制造的h型钢的板坯的中心偏析部聚集于圆角部。mn尤其容易聚集于中心偏析部，局部的mn的浓度上升会促进属于脆化相的ma的形成、属于粗大的组织的上贝氏体的增加、mns的增加、淬透性的上升引起的硬度的增大。其结果，韧性会显著降低。尤其是若含有超过2.50％的mn，则圆角部中会由于夹杂物的增加等而损害母材和焊接热影响部的韧性。因此，将mn量限制为2.50％以下。mn量优选设为2.00％以下，更优选设为1.80％以下。另一方面，由于mn是对结晶粒径的微细化有效的元素，因此使其含有0.40％以上。

(p：0.050％以下)

p是凝固偏析引起的焊接裂纹、韧性降低的原因所在，因此应尽量减少。优选将p量限制为0.050％以下，进一步优选为0.010％以下。另外，对于下限，由于若将其去除至不足0.001％，则制钢成本会大幅增加，因此可以为0.001％以上。

(s：0.050％以下)

s会在由凝固偏析形成的中心偏析部形成mns，不仅会引起焊接裂纹、韧性降低，还会导致氢脆裂纹等，因此应尽量减少。优选将s量限制为0.050％以下，进一步优选0.010％以下。另外，对于其下限，由于若将其去除至不足0.001％，则制钢成本会大幅增加，因此可以为0.001％以上。

进而，出于提高强度和韧性的目的，也可以含有cu、ni、cr、v、mo、nb、ti、al、n中的1种或2种以上作为任意添加元素。需要说明的是，由于任意添加元素并不是必须添加的，因此各任意添加元素的含量的下限值为0％。

(cu：0.70％以下)

cu是有助于提高强度的元素。但是，cu量若超过0.70％，则强度会过度提高，韧性会降低，因此将cu量限制为0.70％以下。cu量优选设为0.50％以下，更优选设为0.30％以下、进一步优选设为0.10％以下。cu量的下限优选为0.01％。

(ni：0.70％以下)

ni是对于提高强度和韧性极其有效的元素。但是，ni是昂贵的元素，为了抑制合金成本的上升，将ni量限制为0.70％以下，优选设为0.50％以下，更优选设为0.30％以下，进一步优选设为0.10％以下。ni量优选设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上。

(cr：0.50％以下)

cr也是有助于提高强度的元素。但是，若添加超过0.50％的cr，则有时会生成碳化物，损害韧性，因此将cr量限制为0.50％以下，优选设为0.30％以下。cr量的下限优选设为0.01％。

(v：0.12％以下)

v是形成氮化物(vn)的元素，为了提高母材的强度，可以含有0.01％以上。v量优选设为0.02％以上，更优选设为0.03％以上。另一方面，由于v是昂贵的元素，因此将v量的上限限制为0.12％，优选限制为0.08％。

(mo：0.30％以下)

mo是提高淬透性、有助于提高强度的元素。但是，若添加超过0.30％的mo，则有时会促进mo碳化物(mo2c)的析出、圆角部中的ma的生成、尤其是使焊接热影响部的韧性劣化，因此将mo量限制为0.30％以下，优选设为0.15％以下。mo量的下限优选为0.01％。

(nb：0.08％以下)

nb是使铁素体微细化、提高韧性的元素。但是，若添加超过0.08％，则会过度抑制铁素体相变，促进ma的生成，因此将nb量限制为0.08％以下，优选设为0.05％以下，进一步优选设为0.03％以下。

(ti：0.05％以下)

ti是形成tin的元素，ti量若超过0.05％，则tin会粗大化，成为脆性破坏的起点，因此将ti量限制为0.05％以下。ti量优选设为0.03％以下，更优选设为0.02％以下。ti量的下限可以为0％，但是由于微细的tin有助于组织的微细化，因此也可以含有0.005％以上。

(al：0.07％以下)

al虽然为脱氧元素，但al量若超过0.07％，则夹杂物会导致母材和焊接热影响部的韧性降低，因此将al量限制为0.07％以下。al量优选设为0.05％以下，更优选设为0.04％以下，进一步优选设为0.03％以下。对al量的下限没有限定，可以为0％，但al是有用的脱氧元素，也可以含有0.01％以上。

(n：0.020％以下)

n是降低母材和焊接热影响部的韧性的元素。n量若超过0.020％，则固溶n、粗大的析出物的形成会损伤低温韧性，因此将n量限制为0.020％以下。n量优选设为0.010％以下、更优选设为0.007％以下。另一方面，若将n量降低至不足0.002％，则制钢成本会增加，因此n量也可以为0.002％以上。从成本的角度出发，n量也可以为0.003％以上。

进而，出于控制夹杂物的形态的目的，也可以含有rem、ca中的1种或2种作为任意添加元素。

(rem：0.010％以下、ca：0.0050％以下)

rem和ca是脱氧元素，也有助于控制硫化物的形态，因此可以添加。但是，由于rem、ca的氧化物在钢水中容易上浮，因此将钢中含有的rem量限制为0.010％以下、将ca量限制为0.0050％以下。rem量和ca量的下限优选分别设为0.0005％。

接下来，对本发明涉及的轧制h型钢的金相组织和特性进行说明。图3是示出进行了机械试验和金相组织的观察的位置的示意性说明图。以下，主要说明在图3所示的位置中对金相组织、特性进行验证的结果。

如图3所示，关于翼缘中在翼缘宽度方向上距翼缘宽度方向的端面的距离为1/6的位置、且在翼缘厚度方向上距翼缘的位于与腹板相反侧的表面(即，外侧面)的距离为1/4的位置，其位于热轧时温度容易降低的翼缘端部与温度不易降低的翼缘中央部的中间。另外，中心偏析部在该部位不会被观察到。因此，认为该位置会根据温度分布显示出h型钢的平均的化学成分和机械特性。

需要说明的是，本说明书中，使用翼缘宽度f与翼缘厚度t将该位置表示为“f/6-t/4”。

本实施方式涉及的h型钢抑制了翼缘内的材质偏差。因此，在图3所示的h型钢的f/2-3t/4附近的最脆化部和f/6-t/4的各个位置分别切取试样片进行h型钢的金相组织的观察和机械特性(强度和夏比冲击吸收功(charpyabsorbedenergy))的测定。

根据翼缘粗轧时的状况不同，最脆化部的位置相对于图的左右方向、即翼缘宽度方向并不是一定的。因此，在通过硝酸乙醇腐蚀液使中心偏析部聚集的部分显现的基础上，将表示在翼缘厚度方向上距翼缘的位于与腹板相反侧的表面的距离为3/4的位置(3t/4)的直线与前述中心偏析部聚集的部分相交的部分确定为最脆化部的位置。从确定了位置的最脆化部切取试样片，实施对金相组织的观察和机械特性的测定。

通过光学显微镜、扫描电子显微镜(sem)和电子探针显微分析仪(epma)进行本发明的轧制h型钢的金相组织的评价。通过光学显微镜，确定以图3所示的最脆化部为中心的10mm×10mm的视场。在确定的视场中，在电解研磨后加速电压20kv、光束形状为长度20μm的带状、步距(step)20μm的条件下，对确定的最脆化部的位置中的mn浓度进行测定。在视场内的500点×500点中，求出为前5％以上的值的12500点的平均值(将其称为“前5％平均值”)，作为最脆化部中的mn浓度(cmn-max)。

另一方面，将从f/6-t/4的位置切取样品并根据jisg0404(2014年版)对该样品的化学成分进行分析而求出的mn浓度的值作为f/6-t/4的位置处的mn浓度(cmn)。进而，将(cmn-max)除以(cmn)得到的值(cmn-max)/(cmn)作为偏析度进行评价。

本发明涉及的轧制h型钢的强度的目标值是基于欧洲地区采用的钢材标准en10225设定的。理想的是，使用从f/6-t/4的位置切取的试样片在常温下测定的屈服点(yp)或0.2％屈服强度为325mpa以上、拉伸强度(ts)为450mpa以上。将韧性的目标值设为δvtrs≤40℃。

图2是示出h型钢中的偏析度与夏比转变温度差δvtrs的关系的图。参照图3，图2中的偏析度是指上述最脆化部和f/6-t/4的位置的mn的浓度比。

如图2所示，在通过以往的轧边法制造的轧制h型钢的情况下，其偏析度超过1.6，并且最脆化部与f/6-t/4的位置的夏比转变温度差δvtrs超过40℃。在该状态下，最脆化部处mn会较多地偏析，由此导致形成mns、属于硬质相的岛状马氏体(ma)、上贝氏体等，变得无法抑制脆化。

另一方面，关于通过劈分法制造的轧制h型钢，其最脆化部与f/6-t/4的位置的夏比转变温度差δvtrs为40℃以下。即，在偏析度为1.6以下的状态下，中心偏析部的聚集得到抑制，能够得到与以往产品相比翼缘中的截面内的均一性优异的轧制h型钢。

需要说明的是，在一般的温度条件下使用的钢结构建筑物受到地震力等时，为了使构件的h型钢满足规定的机械特性而不发生脆性破坏，理想的是f/6-t/4的位置的vtrs为0℃以下。

如上所述，在本发明涉及的轧制h型钢中，图2所示的偏析度优选为1.6以下。进而，由于偏析度越低，中心偏析部的聚集越会得到抑制，脆化特性越好，因此更优选为1.5以下。另外，偏析度在数值特性上不会低于1.0，优选为例如1.0以上或1.1以上。

接下来，对本实施方式涉及的h型钢的制造方法进行说明。本实施方式中，在图4所示的工序中，对生产率优异的矩形的钢坯进行加热，实施由粗轧工序、中间轧制工序、精轧工序构成的热轧，通过水冷装置进行加速冷却，制造h型钢。热轧中，通过图1的(b)所示的劈分法进行粗轧。

在制钢工序(图4中的加热炉的上游侧)中，调整钢水的化学成分后进行铸造，得到矩形的钢坯(也称为所谓的“板坯”)。从生产率的角度出发，铸造优选为连铸。另外，从生产率的角度出发，钢坯的厚度优选设为200mm以上，考虑到偏析的降低、热轧中的加热温度的均匀性等，优选为350mm以下。

接下来，使用加热炉加热钢坯，进行热轧。接下来，使用粗轧机进行利用图1的(b)所示的劈分法的粗轧。然后，使用中间万能轧机(中间轧机)和水冷装置进行中间轧制。接下来，使用精轧机进行精轧，从而完成热轧。此时，也可以在必要的时间点对h型钢进行水冷。以下，对各工序中的条件等进行说明。

(钢坯的加热温度：1100～1350℃)

钢坯的加热温度设为1100～1350℃。加热温度低时，变形阻力会变高，因此，为了确保热轧中的造形性，将其设为1100℃以上。另一方面，钢坯的加热温度若超过1350℃，则有时作为坯料的钢坯的表面的氧化物会熔融而对加热炉内部造成损伤。为了充分固溶nb等形成析出物的元素，优选将钢坯的加热温度的下限设为1150℃以上。尤其是，当产品的板厚薄时，累积压下率会变大，因此优选将钢坯的加热温度设为1200℃以上。为了使组织微细，优选将钢坯的加热温度的上限设为1300℃以下。

(粗轧工序中的切口长度h的限定)

在利用劈分法的粗轧中，也可以对切口长度h进行设定，使得矩形截面的钢坯的厚度t、通过精轧工序形成的轧制h型钢的翼缘的宽度f、与图5中的基于规定的孔型顶端角度(孔型内周的突起部顶端角度)的孔型的切口长度h满足下述式(1)。

h≥0.5f-0.5t···(1)

如上述式(1)所示，将切口长度h的下限设为相对于矩形截面的钢坯的厚度t与通过精轧工序形成的轧制h型钢的翼缘的宽度f为0.5f-0.5t以上。这是为了直到粗轧后的翼缘宽度与产品的翼缘宽度相同为止进行利用劈分法的轧制造形，由此抑制基于中心偏析部容易聚集的钝角的孔型的压下量。对于切口长度h的上限没有特别限定，但若超过0.8f-0.5t，则中间轧制时会需要过大的轧边轧制，生产率会下降，因此优选为0.8f-0.5t以下。

(切口时的孔型中的突起部顶端角度)

对于图1的(b)、图5所示的孔型顶端角度(孔型内周的突起部顶端角度)，只要设为对用于形成切口而言足够锐角的角度即可，例如可以将其上限设为40°。这是由于孔型顶端角度若超过40°，则板坯的中心偏析部不会分散于翼缘中，而会与图1的(a)所示的轧边轧制同样地聚集于圆角部。通过使孔型顶端角度为40°以下，如图1的(b)的劈分法所示的那样，基于切口形成用孔型的轧制时，中心偏析部在翼缘内不会聚集而是分散的，能够抑制圆角部中的韧性的降低。

对于孔型顶端角度的下限没有特别限定，但若低于25°，则轧制时轧辊可能发生折损，因此优选为25°以上。

需要说明的是，此时，板坯的中心偏析部也可以不是如图1的(b)所示的那样分散在i形态下的左右翼缘中，而是分散在左右任一者的翼缘中。

根据图1的(b)所示的劈分法，在制造例如翼缘宽度为150mm以上的轧制h型钢时，中心偏析部会被分散至翼缘部中，残留在翼缘中的以下区域：自翼缘宽度的中心附近朝向翼缘宽度方向的一个端面或两个端面15mm以上、且厚度方向上翼缘表层(在翼缘厚度方向上距位于与腹板相反侧的翼缘面)2mm以内的区域中。根据图1的(b)所示的劈分法制造轧制h型钢时，被分散至翼缘部的中心偏析部会在该区域中的规定的长度范围内残留。分散于该表层附近的中心偏析部在前述的通过硝酸乙醇腐蚀液的确定时可能出现。

将分散于表层附近的中心偏析部中的mn的前5％平均浓度设为(cmn-surface)，该位置中的偏析度(cmn-surface)/(cmn)为1.1以上且1.6以下是理想的。劈分法与轧边法相比，翼缘表层的偏析度呈变高的趋势。偏析度若为1.1以上，则具有能够通过目视确认表面的裂纹，检查容易的优势，另外，基于表面的裂纹，还可以对多个制造的产品分别以个体的形式进行追踪。另一方面，该偏析度若超过1.6，则翼缘表面易出现大量裂纹，因此，偏析度优选为1.1以上且1.6以下。需要说明的是，(cmn-surface)中的前5％平均浓度的求出方法与上述(cmn-max)中的前5％平均浓度的求出方法一致。即，仅样品的切取位置不同，数值的求出方法基本相同。

(中间轧制工序)

在热轧的中间轧制工序中，可以进行基于中间万能轧机的控制轧制。控制轧制是对轧制温度和压下率进行控制的制造方法。在热轧的中间轧制中，优选实施1道次以上的道次间水冷轧制加工。道次间水冷轧制加工中，通过在轧制道次间进行水冷来赋予翼缘的表层部与内部温度差，进行轧制。道次间水冷轧制加工是例如通过轧制道次间的水冷，将翼缘表面温度水冷至700℃以下后，在回热过程中进行轧制的制造方法。

进行道次间水冷轧制加工时，优选使用设置在中间万能轧机的前后的水冷装置进行轧制道次间的水冷，优选重复进行基于水冷装置的翼缘外侧面的喷雾冷却和反向轧制。道次间水冷轧制加工中，在即使压下率低的情况下，也能够将加工应变导入至板厚的内部。另外，通过利用水冷将轧制温度在短时间内降低，还能够提高生产率。

另外，也可以在作为中间轧制工序和精轧工序的热轧结束后，直接通过设置在精轧机的出口侧的水冷装置，对翼缘的内表面和外表面实施加速冷却。由此，翼缘的内外表面的冷却速度变得均匀，可以提高材质和形状精度。对于粗轧工序后的腹板的上表面，其上表面侧通过喷射在翼缘的内表面的冷却水被冷却。为了抑制腹板的翘曲，也可以从腹板的下表面进行冷却。

在通过以上说明的本实施方式的h型钢的制造方法制造得到的轧制h型钢中，可以使在轧制造形前的板坯内存在的中心偏析部不在圆角部聚集，而是分散，从而完成轧制造形。具体而言，在轧制造形后的翼缘中，可以制造δvtrs为40℃以下的轧制h型钢，其偏析度为1.6以下(参见图2)。

这样的轧制h型钢可以避免在翼缘的圆角部处中心偏析部聚集而对韧性、脆化特性产生不良影响。即，能够实现韧性、脆化特性优异的h型钢产品的制造。另外，分散于翼缘中的中心偏析部虽然会残留在翼缘中的、自翼缘宽度的中心朝向翼缘宽度方向的一个端面或两个端面15mm以上且在翼缘厚度方向上距位于与腹板相反侧的表面的距离为2mm以内的区域中，但推测由于没有聚集，因此基本上不会对韧性、脆化特性产生影响。进而，以往为了对翼缘的内部状态进行调查而寻求了各种检查/实验等，但在本实施方式的h型钢产品中，可以通过目视对位于与腹板相反侧的翼缘表面进行调查。

以上，对本发明的实施方式的一个例子进行了说明，但本发明并不限定于图示的方式。在权利要求书所记载的构思的范畴内可以采用各种变更例或修正例，应当认为这些方案也显然落入了本发明的保护范围之内。

实施例

作为本发明的实施例，从满足上述实施方式所说明的成分组成和制造条件而制造的轧制h型钢中切取样品，对该样品进行化学分析。另一方面，作为比较例，从不满足上述实施方式所说明的成分组成和制造条件的任一者的轧制h型钢中切取样品，进行同样的化学分析。以下，对详细的实施例、比较例的比较进行说明。

(实施例)

首先，作为实施例的no.1～13、28，熔炼具有表1所示的成分组成(单位：质量％)的钢，通过连铸制造厚度为250～300mm的钢坯。钢的熔炼在转炉中进行，进行一次脱氧，添加合金调整成分，并根据需要进行真空脱气处理。然后，在表2所示的制造条件下对得到的钢坯进行热轧。热轧中，进行粗轧后，使用中间万能轧机与设置在其前后的水冷装置，根据需要实施翼缘外侧面的喷雾冷却与反向轧制以及轧制后的水冷。

[表1]

[表2]

然后，从最脆化部和f/6-t/4的各个位置(参见图3)上，以轧制方向作为长度方向切取试验片，测定机械特性。作为机械特性，测定屈服点(yp)、拉伸强度(ts)、vtrs。拉伸试验按照jisz2241(2011年版)进行，夏比冲击试验按照jisz2242(2005年版)进行。另外，从最脆化部和f/6-t/4的各个位置上切取样品，针对中心偏析部聚集的10mm(长度方向)×10mm(翼缘厚度方向)的正方形内的区域，分别通过epma测定和计算(cmn-max)、并根据jisg0404(2014年版)记载的方法测定和计算(cmn)。

另外，自翼缘宽度的中心朝向翼缘宽度方向的至少一个端面15mm以上且表层2mm以内的区域中残留有中心偏析，作为表层部的mn浓度，对不含有与翼缘厚度方向平行的中心偏析、且厚度方向上翼缘表层下10mm的区域(参见图3)，通过epma测定和计算了(cmn-surface)。

测定/计算结果示于下述的表3中。

[表3]

其中，作为应制造的h型钢的各特性的目标值，常温下的屈服点(yp)或0.2％屈服强度为335mpa以上，拉伸强度(ts)为450mpa以上，δvtrs为40℃以下。

如表3所示，实施例的no.1～13、28的常温的强度在目标范围内，并且δvtrs满足作为目标值的40℃以下。另外，mn的偏析度均为1.6以下。mn的偏析度理想的是1.5以下，更理想的是1.4以下。

(比较例)

对于作为比较例的no.14～27，熔炼具有表4所示的成分组成的钢，按照与上述实施例同样的方法制造厚度为250～300mm的钢坯。然后，在表5所示的制造条件下对得到的钢坯进行热轧。

其中，下述的表4和表5中带有下划线的部分是不满足上述实施方式中说明的本发明的成分组成和制造条件的部分。

[表4]

[表5]

然后，从最脆化部和f/6-t/4位置(参见图3)上，以轧制方向作为长度方向切取试验片，与上述实施例同样地测定机械特性。作为机械特性，测定屈服点(yp)、拉伸强度(ts)、vtrs。另外，从最脆化部、表层部和f/6-t/4的各个位置上切取样品，与上述实施例同样地分别通过epma测定和计算(cmn-max)和(cmn-surface)，并根据jisg0404(2014年版)所记载的方法测定和计算(cmn)。

测定/计算结果示于下述的表6中。需要说明的是，下述的表6中带有下划线的部分是不满足应制造的h型钢的各个特性的目标值的数值。

[表6]

如表6所示，no.14、16、18由于c、mn、si量少而强度不足。no.15的c量多，no.17的si量多，由于硬质相的增加和粗大化导致f/6-t/4处的vtrs为0℃以上，最脆化部处的韧性也降低。no.19的mn量多，f/6-t/4处的vtrs为0℃以上，最脆化部处的中心偏析度恶化，由于mns、ma导致韧性恶化。no.20的p量多，no.21的s量多，韧性降低。no.22由于粗轧的孔型顶端角度超过40°，板坯中心偏析部未分散而发生了聚集，因此最脆化部的韧性降低。no.23、24由于切口的长度不足，板坯中心偏析部未分散而发生了聚集，因此最脆化部的韧性降低。no.25的nb量多，no.26的mo量多，no.27的rem量多，最脆化部的韧性降低。

产业上的可利用性

本发明适用于对钢坯进行热轧而制造的轧制h型钢及其制造方法。