JP2004269905A - フィレット部の靭性の高い高パス間温度多層盛り溶接用ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高いパス間温度で多層盛り溶接を行なっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が確保でき、同時にウェブ部とフランジ部の付け根にあたるフィレット部の靭性も確保できるフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼を提供する。
【解決手段】高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼は、質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下、Ｔｉ／Ｎ：２〜４である鋼組成を有し、パス間温度７２０℃での多層盛り連続溶接における最終パス部の再現ＨＡＺ靭性が７０Ｊ以上、かつ、フィレット部の０℃におけるＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上である。ここにＣｅｑ（炭素当量）とは、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（ｍａｓｓ％）
をいう。
【選択図】 図１
【解決手段】高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼は、質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下、Ｔｉ／Ｎ：２〜４である鋼組成を有し、パス間温度７２０℃での多層盛り連続溶接における最終パス部の再現ＨＡＺ靭性が７０Ｊ以上、かつ、フィレット部の０℃におけるＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上である。ここにＣｅｑ（炭素当量）とは、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（ｍａｓｓ％）
をいう。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、炭酸ガス溶接、ＥＧＷ、ＳＡＷの多層盛り溶接が行われる圧延Ｈ形鋼に係り、特に、高いパス間温度で多層盛り溶接可能であるとともに、耐脆性破壊特性と溶接施工能率の観点からフィレット部の靭性が高い圧延Ｈ形鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
圧延Ｈ形鋼（以下単に「Ｈ形鋼」という）は社会基盤の整備に欠かせない鋼材であり、主としてＪＩＳ ＳＮ４００ＭＰａ級およびＪＩＳ ＳＮ４９０ＭＰａ級のＨ形鋼が、建築構造用の素材として柱材や梁材として利用されている。このＪＩＳのＳＮ規格では、建築構造部材の耐震性の観点から、降伏点および降伏比の上限が定められており、また、溶接性の観点から炭素当量の上限が定められている。
【０００３】
このようなＨ形鋼を用いて建築、橋梁などの構造物を組み立てるに当たっては、炭酸ガス溶接、エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）等の各種溶接方法による多層盛り溶接が行われる。この多層盛り溶接ではパス間温度が高くなり易く、それにより継ぎ手性能が低下し易い。そのため、鋼材の多層盛り溶接に当たっては、使用鋼材のグレード、板厚、溶接法に応じて溶接時の予熱温度、溶接材料などを最適に選ぶとともにパス間温度の上限を定め、これにしたがって厳しい作業管理基準のもとで溶着金属およびＨＡＺの強度、靭性等を確保している。一般にパス間温度は３５０℃以下であることが要求される。
【０００４】
特に、Ｈ形鋼からなる建築構造物の柱―梁の溶接施工では、炭酸ガスアーク溶接による柱通しダイアフラム形式の多層盛り梁端溶接が多用されるが、その構造上、パス間温度が高くなりやすく、上記作業管理基準の定めるパス間温度が３５０℃を越えることがしばしば起こる。このため、溶接作業を中断し、しかる後パス間温度の低下を待って溶接を再開しなければならず、溶接作業効率の低下を招いている。
【０００５】
したがって、このような溶接作業効率の低下を招かない高パス間温度で多層盛り溶接のできるＨ形鋼の提供が望まれている。特に、梁端接合部や柱−柱接合部に多層盛り溶接を往復連続溶接として適用した場合には通常の炭酸ガスアーク溶接による場合に比べて施工工数が１／３以下まで軽減されるといわれているが、往復連続溶接を行うことにより、パス間温度は５００℃以上まで上昇し、中でも梁下フランジ部では、溶接長がウェブ部の存在によりフランジ長の約半分となるため、場合によっては７００℃以上までパス間温度が高温化するという問題があり、上記の高パス間温度で多層盛り溶接のできるＨ形鋼の提供の要求は一層強まっている。
【０００６】
一方、構造物の梁材としてＨ形鋼が適用される場合、そのＨ形鋼には、裏当て金を通すためにフランジ部とウェブ部の交錯するフィレット部近傍にスカラップと称する切り欠け部を設けることが一般に行われている。その結果、地震時にこのスカラップからの脆性破壊の可能性が指摘されており、前記の溶接熱影響部とともにスカラツプに隣接するＨ形鋼のフィレット部の高靭性化が強く求められている。
【０００７】
上記の技術的要求に関連して、多層盛り溶接におけるパス間温度を高温化できるようにするため、溶接材料に関する研究が進められており、たとえば、特許文献１、特許文献２および特許文献３などにその技術が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１０−２３０３８７号公報
【特許文献２】
特開平１−２３９８９２号公報
【特許文献３】
特開２０００−２８８７４３号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの技術は発明の対象が性能のよい溶接金属を得ることに向けられており、溶接継手を構成するもう一方のメンバーである母材側（すなわちＨ形鋼）の改良に着目されていない。いいかえれば、高パス間溶接によって、母材側のＨ形鋼についてもその溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性について依然として課題が残っていたのである。具体的には、梁端溶接部のＣＯ２多層盛り溶接部や極厚Ｈ形鋼を柱材へ用いた場合の現場における５０パスを超えるような柱−柱溶接部については、高パス間温度を許容することによる施工能率向上は極めて大きくなるが、現状では、その溶融線近傍のＨＡＺ靭性が十分に得られないという問題がある。
【００１０】
さらに、梁端溶接部に適用されるＨ形鋼には、先に述べた地震時に建築構造物がスカラップから脆性破壊する危険に対処できるようにする必要があり、溶接熱影響部とともにスカラツプに隣接するＨ形鋼のフィレット部の高靭性化、具体的にはフィレット部でのシャルピー吸収エネルギー値をｖＥ０＞７０Ｊとすることが求められている。
【００１１】
この発明は、上記問題点を有利に解決するもので、高いパス間温度で多層盛り溶接を行なっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が確保でき、同時にウェブ部とフランジ部の付け根にあたるフィレット部の靭性も確保できるフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、フィレット部の靭性不足の原因について検討し、フィレット部では再加熱温度時のオーステナイト粒が圧延による再結晶化することなしにそのまま維持され、粗大なオーステナイト粒から、最終ミクロ組織が粗大なフェライト＋パーライト、あるいは粗大なフェライト＋上部ベイナイトとして形成され、フランジやウェブと比較して靭性が不十分となることを知った。また、高パス間温度で多層盛り溶接を行った場合のＨＡＺの靭性低下は、溶融線近傍に加熱された部分のオーステナイトが粗大化し、ＨＡＺのミクロ組織が粗大化すること、ミクロ組織が上部ベイナイト化し島状マルテンサイト（ＭＡ）を増加させるためであることを知った。そして、これらフィレット部の靭性不足及び高パス間溶接時のＨＡＺ靭性低下の原因には、粗大オーステナイトの生成という共通点があり、したがって上記問題を解決するためには、第１に熱間圧延の際のオーステナイト粒を微細化させること、第２にフェライトの形成を促進すること、第３に鋼組成を調整してフィレット部やＨＡＺ部に形成される第２相組織の量を制御することが重要であることを確認し、そのような条件が達成できる成分系及び処理条件について鋭意研究を行い、以下に示す成分系及び処理条件が好適であるとの結論に至った。
【００１３】
本発明に係る高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼は、質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下、Ｔｉ／Ｎ：２〜４である鋼組成を有し、パス間温度７２０℃での多層盛り連続溶接における最終パス部の再現ＨＡＺ靭性が７０Ｊ以上であり、かつ、フィレット部については０℃におけるＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上である、という特性を有する。ここにＣｅｑ（炭素当量）とは、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（ｍａｓｓ％）
をいう。
【００１４】
上記鋼組成には、さらに、Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下の１種または２種以上を含有させることができる。また、Ｃｕ：０．７％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上含有させることができる。
【００１５】
上記に記載の高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼は、上記に記載の鋼組成を有する素材を、１０００〜１３５０℃に再加熱後、ユニバーサル圧延によりＨ形鋼に成形することによって製造するのが有利である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
Ｈ形鋼はユニバーサル圧延機を用いて成形されるが、その際、左右のフランジ部は水平ロールと垂直ロールにより、ウェブ部は垂直ロールにより圧下を受け組織の細粒化が行なわれて必要な靭性が与えられる。しかし、フィレット部には圧延による圧下効果がほとんど期待できず、しかも圧延後の冷却速度がフランジ部やウェブ部に比べて小さいという特徴がある。そのため、フィレット部では再加熱温度時にオーステナイト粒が圧延による再結晶化することなしにそのまま維持され、粗大なオーステナイト粒から、最終ミクロ組織として粗大なフェライト＋パーライト、あるいは粗大なフェライト＋上部ベイナイトが形成され、靭性が低下する。本発明者は、上記原因によるフィレット部の靭性不足に及ぼす素材化学組成の影響を明らかにするための次のテストを行なった。
【００１７】
質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼より板厚２０ｍｍのブロックを切りだし、これを１３００℃に１ｈ加熱した後、そのまま（圧延しないで）、８００〜５００℃間の冷却速度を０．４℃／ｓとして冷却した。このブロックについて組織調査を行なうとともに、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片により０℃におけるＶノッチシャルピー試験を行なった。この試験結果は熱間圧延効果が小さいフィレット部の組織及び靭性の推定値を与えるものである。
【００１８】
図１は上記テストで得られたフィレット部相当の靭性（シャルピー試験値、ｖＥ０）を、素材スラブ組成の炭素当量との関係で整理したグラフである。図中▲１▼の曲線は、鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないもの（不可避的不純物として含有するものは除く）であり、▲２▼の曲線はＴｉ：０．０１０〜０．０１８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０３５〜０．０６５ｍａｓｓ％を含有するものである。なお図中▲印はＣｅｑ：０．０３９％、Ｔｉ：０．０１５％、Ｎ：０．００４６％、Ｎｂ：０．０１２％を含有する鋼素材についてのものである。
【００１９】
図１から分かるように、鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないものは、靭性は低いが、Ｔｉ及びＮを適性量含有するものは全体に靭性高く、特に炭素当量が０．４２ｍａｓｓ％以下のときには１００Ｊ以上の高い靭性が得られることが分かる。
【００２０】
組織観察の結果、鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないものは、１３００℃の加熱により平均オーステナイト粒径が約５００μｍ程度まで粗大化すること、そのため冷却過程で粗大なフェライト＋パーライト組織あるいは上部ベイナイト組織が生成し、上記の靭性低下の原因になっていることが分かった。一方、ＴｉとＮを適正量含有する鋼では、１３００℃の加熱後であっても平均オーステナイト粒径が１００μｍ程度と微細化であり、そのため冷却後の組織は、主として緻密なフェライト＋パーライト組織となり、Ｃｅｑ（炭素当量）を０．４２ｍａｓｓ％以下に制限すれば上部ベイナイト等の中間変態組織の発生も少なく、１００Ｊ以上の高い靭性が得られるようになることが分かった。しかしながら、ＴｉとＮを適正量含有する鋼であっても、Ｎｂを０．０１２ｍａｓｓ％含有させたもの（▲印）はフィレット部の靭性の推定値が低い。このことについては後述する。
【００２１】
上述のように鋼組成に適正量のＴｉ及びＮを含有させ、かつＣｅｑ（炭素当量）を０．４２ｍａｓｓ％以下に制限すれば圧下のほとんど掛からないフィレット部においても７０Ｊを超える十分な靭性を確保することができる。しかしながら、Ｈ形鋼は建築用素材として用いられるとき、上記のフィレット部の靭性値をクリアすることが必要な上、高パス間温度での多層盛り溶接を行なっても十分な靭性を有することが要求される。
【００２２】
図２は、前記実験１と同様の組成を有する素材からＨ形鋼を圧延し、そのフランジ部から試験切り出した試験片について、パス間温度５５０℃で最終ビードを行った場合に相当する溶接熱履歴を与え、その靭性を調べた結果である。図中の符号により示される成分系は、図１の場合と同様である。図２から鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないものは再現ＨＡＺ靭性は低いが、Ｔｉ及びＮを適性量含有するものは全体に再現ＨＡＺ靭性高く、特に炭素当量が０．４２ｍａｓｓ％以下のときには７０Ｊ以上の高い靭性が得られることが分かる。
【００２３】
このようにＴｉ、Ｎを適正量含有し、Ｃｅｑ（炭素当量）が０．４２ｍａｓｓ％以下である場合には、Ｈ形鋼をフィレット部の靭性が高く、かつ高パス間温度での多層盛り溶接を行なっても十分な靭性を有するものとすることができる。本発明は、この知見を利用し、さらに以下の化学組成上の条件を満たすことによって必要な機械的・組織的条件を具備したＨ形鋼とするものである。以下、本発明に係るＨ形鋼の化学組成について具体的に説明する。
【００２４】
Ｃ：０．０７〜０．１８％以下（ｍａｓｓ％、以下同様）
Ｃは構造用鋼として必要な強度を得るための有効な元素であり、最低０．０７％以上の含有させる必要がある。しかし、０．１５％を超えて含有させると、ミクロ組織中に第２相の分率が増加し、特にＣｒ、Ｍｏ等を合金した場合に、第２相が上部ベイナイトとなり、その中に多量のＭＡ（島状マルテンサイト）が生成して高パス間温度での多層盛り溶接時にＨＡＺ靭性を低下させる。そのためＣ含有量ので上限は０．１８％とした。
【００２５】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％以下
Ｓｉは、鋼中に固溶し強度向上に有効であるが、その効果を得るためには０．０５％以上が必要である。しかし、０．６０％を超えると、ＭＡを増加させ、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、０．０５〜０．６％の範囲とした。
【００２６】
Ｍｎ：０．６〜１．６％以下
Ｍｎも強度上昇に有効な元素であるが、０．６％未満ではその効果は小さく、１．６％を超えると焼入れ性を高め、溶接性を低下させるので０．６〜１．６％の範囲とした。
【００２７】
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下
Ｐは焼入れ性の上昇により強度を向上させるが、連続鋳造等の凝固段階で最終凝固部に偏析し、母材の靭性を低下させるとともに多層盛り溶接により繰返し熱履歴を受けた部分の靭性を低下させるので、上限を０．０２０％とする。一方、ＳはＭｎＳを形成してＨ形鋼の延性と靭性を低下させるので、その量は低い方が望ましいが、０．０２０％以下であれば実用上問題がないのでその上限を０．０２０％とした。
【００２８】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは脱酸剤として添加される元素であるが、その量が０．００５％未満では効果が小さく、逆に０．１％を超えて添加してもその効果が飽和するばかりか、かえって非金属介在物量の増加原因になるので、その含有量を０．００５〜０．１％の範囲とした。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮを形成し、そのオーステナイト粒の微細化機能とフェライトの核生能によりフィレット部の組織の微細化、および高パス間温度多層盛り溶接時のＨＡＺ組織の微細化に有効である。その効果は０．００５％以上で現れるが、０．０３０％を超えでは飽和する。したがって０．００５〜０．０３０％の範囲で含有させる。
【００３０】
Ｎ：０．００３０〜０．０７０％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは上述したようにオーステナイト粒の微細化に有効であるとともに、フェライトの核生成能も有しているおり、フィレット部の高靭性化および高パス間温度多層盛り溶接時にＨＡＺ部の組織微細化に有効である。しかしながら、Ｎ量が０．００３０％未満ではその効果が小さく、一方、０．００７０％を超えて添加してもその効果は飽和するので０．００３０〜０．００７０％の範囲とした。
【００３１】
Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０
Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、Ｎが化学量論的に過剰であり、Ｔｉと結合しないフリーのＮが鋼中に残留して歪時効脆化や降伏点（ＹＰ）の上昇をもたらし、建築物の耐震性能の低下を招く。一方、４．０を超えると、ＴｉＮが粗大化して鋼組織単位体積当たりのＴｉＮの存在個数が減少し、ＴｉＮの機能が十分発揮されなくなる。そのため上限を４．０、下限を２．０とした。
【００３２】
Ｎｂ：０．００３％以下
Ｎｂが０．００３％以上存在すると、ＴｉＮによるフィレット部の高靭性化および高パス間温度多層盛り溶接部の組織微細化の効果が激減する（図１，２の▲印参照）ので、Ｎｂは０．００３％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下
Ｃｅｑ（炭素当量）が０．４２％を超えると、ＴｉＮを適正量鋼中に存在させた場合においても、フィレット部の靭性が向上せず（図１参照）、また高パス間温度多層盛り溶接時の溶融線近傍の靭性（再現ＨＡＺ靭性）が低下するので（図２参照）、Ｃｅｑ（炭素当量）は０．４２％以下とした。
【００３４】
Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下の１種または２種以上
これらの元素は、脱酸剤として添加するものであり、上記の範囲で単独又は複合して含有させることができる。なお、Ｃａは（Ｍｎ，Ｃａ）（Ｏ，Ｓ）を形成してＭｎＳを粒状化し、鋼材の靭性を向上させるととに、フェライト変態の生成核としても作用してフィレット部の靭性向上、高パス間温度多層盛り溶接時のＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。また、ＲＥＭはＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）を形成してオーステナイトの微細化をもたらし、それによりフィレット部の靭性向上、高パス間温度多層盛り溶接時のＨＡＺ靭性の向上に寄与する。
【００３５】
Ｃｕ：０．７％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上
これらの元素は母材の強度を向上させる元素であり、特に厚肉フランジのＨ形鋼においてその強度確保のために上記範囲で単独又は複合して含有させることができる。しかしながら、これらの過剰の含有は、Ｃｕについては冷却時にＣｕが析出して靭性を低下させるため、Ｎｉについては高価でありその効果が飽和するために、ＣｒおよびＭｏについては溶接性を低下させ、上部ベイナイト変態を促進させてＭＡ（島状マルテンサイト）を増加させるために、ＶについてはＶＮあるいはＶＣとして析出してフィレット部の靭性を低下させるために、また、Ｂについては上部ベイナイト変態を促進させ低温割れを促進させるためにかえって不利益を招く。そのため、これら元素の含有量は上記範囲に限定される。
【００３６】
本発明に係るＨ形鋼は、常法にしたがい、所定の化学組成に調整させた溶鋼をスラブあるいはビームブランク状に連続鋳造法により凝固させた素材を、再加熱した後に、ブレークダウン圧延および粗ユニバーサル圧延および仕上ユニバーサル圧延により、所定の形状に熱間圧延することにより製造する。仕上ユニバーサル圧延終了後、圧延されたＨ形鋼は、空冷または加速冷却する。加速冷却はフランジ部及び／又はウェブ部を水冷することにより行うことができる。
【００３７】
上記圧延工程において、スラブ加熱温度は１２００〜１３５０℃の範囲とするのがよい。加熱温度が１２００℃よりも低いと、ユニバーサル圧延前のブレークダウン圧延機による孔型圧延の際の圧延負荷が大きくなって圧延パス数が増加する。それにより、ウェブ部の圧延温度が低下してウェブ部の圧延組織が極度に微細化し、場合によっては一部フェライト域で圧延されるようになり、ウェブ部の降伏点（あるいは耐力）が著しく上昇する。これは建築物の耐震性能低下の原因になる。一方、１３５０℃を超えての加熱は、スケールロスを助長させる。
【００３８】
また、粗ユニバーサル圧延の終了温度はＡｒ３温度以上とする必要がある。粗ユニバーサル圧延時の圧延仕上温度が、Ａｒ３点以下となると、降伏点（あるいは耐力）が急激に上昇するためである。特に、フランジ部と比べて薄肉となっているウェブ部は圧延中の抜熱が大きく、低温となりやすいのでその圧延終了温度には十分に留意しＡｒ３以上が維持されるようにすることが重要である。
【００３９】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼素材を溶製し、表２に示す条件でＨ形鋼に圧延した。製造されたＨ形鋼のフランジ部及びウェブ部の機械的性質（降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）及び靭性（ｖＥ０）及びフィレット部の靭性（ｖＥ０）を調査した。併せて、製造されたＨ形鋼のフランジ部から熱サイクル試験片を採取して入熱４０ｋＪ／ｃｍ、溶接長さ１００ｍｍの条件でＣＯ２多層盛り溶接を連続溶接した際の最終溶接部の溶融線近傍の熱履歴（パス間温度は７２０℃相当）に相当する再現熱サイクル試験を行い、その再現ＨＡＺ靭性を評価した。結果は表３にまとめて示す。
【００４０】
表３から分かるように、本発明によるＨ形鋼は、フィレット部の靭性（ｖＥ０）が１００Ｊ以上と優れており、かつウェブ部とフランジ部の強度差も小さい。これに対し、比較例の場合はフィレット部の靭性が５０Ｊ程度であった。また、パス間温度７２０℃を想定した多層盛り連続溶接における最終パス部の再現ＨＡＺ靭性は、本発明例では７０Ｊ以上と良好であったが、比較例では３０Ｊ程度であった。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】
本発明により、フィレット部の靭性が７０Ｊ以上と高く、かつ７００℃以上の高パス間温度で多層盛り溶接を行なっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が７０Ｊ以上を確保できる高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼を提供することができる。それにより、建築構造物の建設能率を向上することができ、併せて梁端溶接部や柱一柱溶接部の高靭化により構造物の信頼性向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ、Ｎ及びＣｅｑ（炭素当量）を変化させた組成を有する素材のフィレット部相当のシャルピー試験値を、素材スラブ組成の炭素当量の関係で整理したグラフである。
【図２】Ｔｉ、Ｎ及びＣｅｑ（炭素当量）を変化させた組成を有する素材からＨ形鋼を圧延し、そのフランジ部から試験切り出した試験片についての再現ＨＡＺ試験結果である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、炭酸ガス溶接、ＥＧＷ、ＳＡＷの多層盛り溶接が行われる圧延Ｈ形鋼に係り、特に、高いパス間温度で多層盛り溶接可能であるとともに、耐脆性破壊特性と溶接施工能率の観点からフィレット部の靭性が高い圧延Ｈ形鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
圧延Ｈ形鋼（以下単に「Ｈ形鋼」という）は社会基盤の整備に欠かせない鋼材であり、主としてＪＩＳ ＳＮ４００ＭＰａ級およびＪＩＳ ＳＮ４９０ＭＰａ級のＨ形鋼が、建築構造用の素材として柱材や梁材として利用されている。このＪＩＳのＳＮ規格では、建築構造部材の耐震性の観点から、降伏点および降伏比の上限が定められており、また、溶接性の観点から炭素当量の上限が定められている。
【０００３】
このようなＨ形鋼を用いて建築、橋梁などの構造物を組み立てるに当たっては、炭酸ガス溶接、エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）等の各種溶接方法による多層盛り溶接が行われる。この多層盛り溶接ではパス間温度が高くなり易く、それにより継ぎ手性能が低下し易い。そのため、鋼材の多層盛り溶接に当たっては、使用鋼材のグレード、板厚、溶接法に応じて溶接時の予熱温度、溶接材料などを最適に選ぶとともにパス間温度の上限を定め、これにしたがって厳しい作業管理基準のもとで溶着金属およびＨＡＺの強度、靭性等を確保している。一般にパス間温度は３５０℃以下であることが要求される。
【０００４】
特に、Ｈ形鋼からなる建築構造物の柱―梁の溶接施工では、炭酸ガスアーク溶接による柱通しダイアフラム形式の多層盛り梁端溶接が多用されるが、その構造上、パス間温度が高くなりやすく、上記作業管理基準の定めるパス間温度が３５０℃を越えることがしばしば起こる。このため、溶接作業を中断し、しかる後パス間温度の低下を待って溶接を再開しなければならず、溶接作業効率の低下を招いている。
【０００５】
したがって、このような溶接作業効率の低下を招かない高パス間温度で多層盛り溶接のできるＨ形鋼の提供が望まれている。特に、梁端接合部や柱−柱接合部に多層盛り溶接を往復連続溶接として適用した場合には通常の炭酸ガスアーク溶接による場合に比べて施工工数が１／３以下まで軽減されるといわれているが、往復連続溶接を行うことにより、パス間温度は５００℃以上まで上昇し、中でも梁下フランジ部では、溶接長がウェブ部の存在によりフランジ長の約半分となるため、場合によっては７００℃以上までパス間温度が高温化するという問題があり、上記の高パス間温度で多層盛り溶接のできるＨ形鋼の提供の要求は一層強まっている。
【０００６】
一方、構造物の梁材としてＨ形鋼が適用される場合、そのＨ形鋼には、裏当て金を通すためにフランジ部とウェブ部の交錯するフィレット部近傍にスカラップと称する切り欠け部を設けることが一般に行われている。その結果、地震時にこのスカラップからの脆性破壊の可能性が指摘されており、前記の溶接熱影響部とともにスカラツプに隣接するＨ形鋼のフィレット部の高靭性化が強く求められている。
【０００７】
上記の技術的要求に関連して、多層盛り溶接におけるパス間温度を高温化できるようにするため、溶接材料に関する研究が進められており、たとえば、特許文献１、特許文献２および特許文献３などにその技術が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１０−２３０３８７号公報
【特許文献２】
特開平１−２３９８９２号公報
【特許文献３】
特開２０００−２８８７４３号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの技術は発明の対象が性能のよい溶接金属を得ることに向けられており、溶接継手を構成するもう一方のメンバーである母材側（すなわちＨ形鋼）の改良に着目されていない。いいかえれば、高パス間溶接によって、母材側のＨ形鋼についてもその溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性について依然として課題が残っていたのである。具体的には、梁端溶接部のＣＯ２多層盛り溶接部や極厚Ｈ形鋼を柱材へ用いた場合の現場における５０パスを超えるような柱−柱溶接部については、高パス間温度を許容することによる施工能率向上は極めて大きくなるが、現状では、その溶融線近傍のＨＡＺ靭性が十分に得られないという問題がある。
【００１０】
さらに、梁端溶接部に適用されるＨ形鋼には、先に述べた地震時に建築構造物がスカラップから脆性破壊する危険に対処できるようにする必要があり、溶接熱影響部とともにスカラツプに隣接するＨ形鋼のフィレット部の高靭性化、具体的にはフィレット部でのシャルピー吸収エネルギー値をｖＥ０＞７０Ｊとすることが求められている。
【００１１】
この発明は、上記問題点を有利に解決するもので、高いパス間温度で多層盛り溶接を行なっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が確保でき、同時にウェブ部とフランジ部の付け根にあたるフィレット部の靭性も確保できるフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、フィレット部の靭性不足の原因について検討し、フィレット部では再加熱温度時のオーステナイト粒が圧延による再結晶化することなしにそのまま維持され、粗大なオーステナイト粒から、最終ミクロ組織が粗大なフェライト＋パーライト、あるいは粗大なフェライト＋上部ベイナイトとして形成され、フランジやウェブと比較して靭性が不十分となることを知った。また、高パス間温度で多層盛り溶接を行った場合のＨＡＺの靭性低下は、溶融線近傍に加熱された部分のオーステナイトが粗大化し、ＨＡＺのミクロ組織が粗大化すること、ミクロ組織が上部ベイナイト化し島状マルテンサイト（ＭＡ）を増加させるためであることを知った。そして、これらフィレット部の靭性不足及び高パス間溶接時のＨＡＺ靭性低下の原因には、粗大オーステナイトの生成という共通点があり、したがって上記問題を解決するためには、第１に熱間圧延の際のオーステナイト粒を微細化させること、第２にフェライトの形成を促進すること、第３に鋼組成を調整してフィレット部やＨＡＺ部に形成される第２相組織の量を制御することが重要であることを確認し、そのような条件が達成できる成分系及び処理条件について鋭意研究を行い、以下に示す成分系及び処理条件が好適であるとの結論に至った。
【００１３】
本発明に係る高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼は、質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下、Ｔｉ／Ｎ：２〜４である鋼組成を有し、パス間温度７２０℃での多層盛り連続溶接における最終パス部の再現ＨＡＺ靭性が７０Ｊ以上であり、かつ、フィレット部については０℃におけるＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上である、という特性を有する。ここにＣｅｑ（炭素当量）とは、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（ｍａｓｓ％）
をいう。
【００１４】
上記鋼組成には、さらに、Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下の１種または２種以上を含有させることができる。また、Ｃｕ：０．７％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上含有させることができる。
【００１５】
上記に記載の高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼は、上記に記載の鋼組成を有する素材を、１０００〜１３５０℃に再加熱後、ユニバーサル圧延によりＨ形鋼に成形することによって製造するのが有利である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
Ｈ形鋼はユニバーサル圧延機を用いて成形されるが、その際、左右のフランジ部は水平ロールと垂直ロールにより、ウェブ部は垂直ロールにより圧下を受け組織の細粒化が行なわれて必要な靭性が与えられる。しかし、フィレット部には圧延による圧下効果がほとんど期待できず、しかも圧延後の冷却速度がフランジ部やウェブ部に比べて小さいという特徴がある。そのため、フィレット部では再加熱温度時にオーステナイト粒が圧延による再結晶化することなしにそのまま維持され、粗大なオーステナイト粒から、最終ミクロ組織として粗大なフェライト＋パーライト、あるいは粗大なフェライト＋上部ベイナイトが形成され、靭性が低下する。本発明者は、上記原因によるフィレット部の靭性不足に及ぼす素材化学組成の影響を明らかにするための次のテストを行なった。
【００１７】
質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼より板厚２０ｍｍのブロックを切りだし、これを１３００℃に１ｈ加熱した後、そのまま（圧延しないで）、８００〜５００℃間の冷却速度を０．４℃／ｓとして冷却した。このブロックについて組織調査を行なうとともに、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片により０℃におけるＶノッチシャルピー試験を行なった。この試験結果は熱間圧延効果が小さいフィレット部の組織及び靭性の推定値を与えるものである。
【００１８】
図１は上記テストで得られたフィレット部相当の靭性（シャルピー試験値、ｖＥ０）を、素材スラブ組成の炭素当量との関係で整理したグラフである。図中▲１▼の曲線は、鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないもの（不可避的不純物として含有するものは除く）であり、▲２▼の曲線はＴｉ：０．０１０〜０．０１８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０３５〜０．０６５ｍａｓｓ％を含有するものである。なお図中▲印はＣｅｑ：０．０３９％、Ｔｉ：０．０１５％、Ｎ：０．００４６％、Ｎｂ：０．０１２％を含有する鋼素材についてのものである。
【００１９】
図１から分かるように、鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないものは、靭性は低いが、Ｔｉ及びＮを適性量含有するものは全体に靭性高く、特に炭素当量が０．４２ｍａｓｓ％以下のときには１００Ｊ以上の高い靭性が得られることが分かる。
【００２０】
組織観察の結果、鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないものは、１３００℃の加熱により平均オーステナイト粒径が約５００μｍ程度まで粗大化すること、そのため冷却過程で粗大なフェライト＋パーライト組織あるいは上部ベイナイト組織が生成し、上記の靭性低下の原因になっていることが分かった。一方、ＴｉとＮを適正量含有する鋼では、１３００℃の加熱後であっても平均オーステナイト粒径が１００μｍ程度と微細化であり、そのため冷却後の組織は、主として緻密なフェライト＋パーライト組織となり、Ｃｅｑ（炭素当量）を０．４２ｍａｓｓ％以下に制限すれば上部ベイナイト等の中間変態組織の発生も少なく、１００Ｊ以上の高い靭性が得られるようになることが分かった。しかしながら、ＴｉとＮを適正量含有する鋼であっても、Ｎｂを０．０１２ｍａｓｓ％含有させたもの（▲印）はフィレット部の靭性の推定値が低い。このことについては後述する。
【００２１】
上述のように鋼組成に適正量のＴｉ及びＮを含有させ、かつＣｅｑ（炭素当量）を０．４２ｍａｓｓ％以下に制限すれば圧下のほとんど掛からないフィレット部においても７０Ｊを超える十分な靭性を確保することができる。しかしながら、Ｈ形鋼は建築用素材として用いられるとき、上記のフィレット部の靭性値をクリアすることが必要な上、高パス間温度での多層盛り溶接を行なっても十分な靭性を有することが要求される。
【００２２】
図２は、前記実験１と同様の組成を有する素材からＨ形鋼を圧延し、そのフランジ部から試験切り出した試験片について、パス間温度５５０℃で最終ビードを行った場合に相当する溶接熱履歴を与え、その靭性を調べた結果である。図中の符号により示される成分系は、図１の場合と同様である。図２から鋼成分としてＴｉ及びＮを含有しないものは再現ＨＡＺ靭性は低いが、Ｔｉ及びＮを適性量含有するものは全体に再現ＨＡＺ靭性高く、特に炭素当量が０．４２ｍａｓｓ％以下のときには７０Ｊ以上の高い靭性が得られることが分かる。
【００２３】
このようにＴｉ、Ｎを適正量含有し、Ｃｅｑ（炭素当量）が０．４２ｍａｓｓ％以下である場合には、Ｈ形鋼をフィレット部の靭性が高く、かつ高パス間温度での多層盛り溶接を行なっても十分な靭性を有するものとすることができる。本発明は、この知見を利用し、さらに以下の化学組成上の条件を満たすことによって必要な機械的・組織的条件を具備したＨ形鋼とするものである。以下、本発明に係るＨ形鋼の化学組成について具体的に説明する。
【００２４】
Ｃ：０．０７〜０．１８％以下（ｍａｓｓ％、以下同様）
Ｃは構造用鋼として必要な強度を得るための有効な元素であり、最低０．０７％以上の含有させる必要がある。しかし、０．１５％を超えて含有させると、ミクロ組織中に第２相の分率が増加し、特にＣｒ、Ｍｏ等を合金した場合に、第２相が上部ベイナイトとなり、その中に多量のＭＡ（島状マルテンサイト）が生成して高パス間温度での多層盛り溶接時にＨＡＺ靭性を低下させる。そのためＣ含有量ので上限は０．１８％とした。
【００２５】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％以下
Ｓｉは、鋼中に固溶し強度向上に有効であるが、その効果を得るためには０．０５％以上が必要である。しかし、０．６０％を超えると、ＭＡを増加させ、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、０．０５〜０．６％の範囲とした。
【００２６】
Ｍｎ：０．６〜１．６％以下
Ｍｎも強度上昇に有効な元素であるが、０．６％未満ではその効果は小さく、１．６％を超えると焼入れ性を高め、溶接性を低下させるので０．６〜１．６％の範囲とした。
【００２７】
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下
Ｐは焼入れ性の上昇により強度を向上させるが、連続鋳造等の凝固段階で最終凝固部に偏析し、母材の靭性を低下させるとともに多層盛り溶接により繰返し熱履歴を受けた部分の靭性を低下させるので、上限を０．０２０％とする。一方、ＳはＭｎＳを形成してＨ形鋼の延性と靭性を低下させるので、その量は低い方が望ましいが、０．０２０％以下であれば実用上問題がないのでその上限を０．０２０％とした。
【００２８】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは脱酸剤として添加される元素であるが、その量が０．００５％未満では効果が小さく、逆に０．１％を超えて添加してもその効果が飽和するばかりか、かえって非金属介在物量の増加原因になるので、その含有量を０．００５〜０．１％の範囲とした。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮを形成し、そのオーステナイト粒の微細化機能とフェライトの核生能によりフィレット部の組織の微細化、および高パス間温度多層盛り溶接時のＨＡＺ組織の微細化に有効である。その効果は０．００５％以上で現れるが、０．０３０％を超えでは飽和する。したがって０．００５〜０．０３０％の範囲で含有させる。
【００３０】
Ｎ：０．００３０〜０．０７０％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは上述したようにオーステナイト粒の微細化に有効であるとともに、フェライトの核生成能も有しているおり、フィレット部の高靭性化および高パス間温度多層盛り溶接時にＨＡＺ部の組織微細化に有効である。しかしながら、Ｎ量が０．００３０％未満ではその効果が小さく、一方、０．００７０％を超えて添加してもその効果は飽和するので０．００３０〜０．００７０％の範囲とした。
【００３１】
Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０
Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、Ｎが化学量論的に過剰であり、Ｔｉと結合しないフリーのＮが鋼中に残留して歪時効脆化や降伏点（ＹＰ）の上昇をもたらし、建築物の耐震性能の低下を招く。一方、４．０を超えると、ＴｉＮが粗大化して鋼組織単位体積当たりのＴｉＮの存在個数が減少し、ＴｉＮの機能が十分発揮されなくなる。そのため上限を４．０、下限を２．０とした。
【００３２】
Ｎｂ：０．００３％以下
Ｎｂが０．００３％以上存在すると、ＴｉＮによるフィレット部の高靭性化および高パス間温度多層盛り溶接部の組織微細化の効果が激減する（図１，２の▲印参照）ので、Ｎｂは０．００３％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下
Ｃｅｑ（炭素当量）が０．４２％を超えると、ＴｉＮを適正量鋼中に存在させた場合においても、フィレット部の靭性が向上せず（図１参照）、また高パス間温度多層盛り溶接時の溶融線近傍の靭性（再現ＨＡＺ靭性）が低下するので（図２参照）、Ｃｅｑ（炭素当量）は０．４２％以下とした。
【００３４】
Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下の１種または２種以上
これらの元素は、脱酸剤として添加するものであり、上記の範囲で単独又は複合して含有させることができる。なお、Ｃａは（Ｍｎ，Ｃａ）（Ｏ，Ｓ）を形成してＭｎＳを粒状化し、鋼材の靭性を向上させるととに、フェライト変態の生成核としても作用してフィレット部の靭性向上、高パス間温度多層盛り溶接時のＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。また、ＲＥＭはＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）を形成してオーステナイトの微細化をもたらし、それによりフィレット部の靭性向上、高パス間温度多層盛り溶接時のＨＡＺ靭性の向上に寄与する。
【００３５】
Ｃｕ：０．７％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上
これらの元素は母材の強度を向上させる元素であり、特に厚肉フランジのＨ形鋼においてその強度確保のために上記範囲で単独又は複合して含有させることができる。しかしながら、これらの過剰の含有は、Ｃｕについては冷却時にＣｕが析出して靭性を低下させるため、Ｎｉについては高価でありその効果が飽和するために、ＣｒおよびＭｏについては溶接性を低下させ、上部ベイナイト変態を促進させてＭＡ（島状マルテンサイト）を増加させるために、ＶについてはＶＮあるいはＶＣとして析出してフィレット部の靭性を低下させるために、また、Ｂについては上部ベイナイト変態を促進させ低温割れを促進させるためにかえって不利益を招く。そのため、これら元素の含有量は上記範囲に限定される。
【００３６】
本発明に係るＨ形鋼は、常法にしたがい、所定の化学組成に調整させた溶鋼をスラブあるいはビームブランク状に連続鋳造法により凝固させた素材を、再加熱した後に、ブレークダウン圧延および粗ユニバーサル圧延および仕上ユニバーサル圧延により、所定の形状に熱間圧延することにより製造する。仕上ユニバーサル圧延終了後、圧延されたＨ形鋼は、空冷または加速冷却する。加速冷却はフランジ部及び／又はウェブ部を水冷することにより行うことができる。
【００３７】
上記圧延工程において、スラブ加熱温度は１２００〜１３５０℃の範囲とするのがよい。加熱温度が１２００℃よりも低いと、ユニバーサル圧延前のブレークダウン圧延機による孔型圧延の際の圧延負荷が大きくなって圧延パス数が増加する。それにより、ウェブ部の圧延温度が低下してウェブ部の圧延組織が極度に微細化し、場合によっては一部フェライト域で圧延されるようになり、ウェブ部の降伏点（あるいは耐力）が著しく上昇する。これは建築物の耐震性能低下の原因になる。一方、１３５０℃を超えての加熱は、スケールロスを助長させる。
【００３８】
また、粗ユニバーサル圧延の終了温度はＡｒ３温度以上とする必要がある。粗ユニバーサル圧延時の圧延仕上温度が、Ａｒ３点以下となると、降伏点（あるいは耐力）が急激に上昇するためである。特に、フランジ部と比べて薄肉となっているウェブ部は圧延中の抜熱が大きく、低温となりやすいのでその圧延終了温度には十分に留意しＡｒ３以上が維持されるようにすることが重要である。
【００３９】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼素材を溶製し、表２に示す条件でＨ形鋼に圧延した。製造されたＨ形鋼のフランジ部及びウェブ部の機械的性質（降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）及び靭性（ｖＥ０）及びフィレット部の靭性（ｖＥ０）を調査した。併せて、製造されたＨ形鋼のフランジ部から熱サイクル試験片を採取して入熱４０ｋＪ／ｃｍ、溶接長さ１００ｍｍの条件でＣＯ２多層盛り溶接を連続溶接した際の最終溶接部の溶融線近傍の熱履歴（パス間温度は７２０℃相当）に相当する再現熱サイクル試験を行い、その再現ＨＡＺ靭性を評価した。結果は表３にまとめて示す。
【００４０】
表３から分かるように、本発明によるＨ形鋼は、フィレット部の靭性（ｖＥ０）が１００Ｊ以上と優れており、かつウェブ部とフランジ部の強度差も小さい。これに対し、比較例の場合はフィレット部の靭性が５０Ｊ程度であった。また、パス間温度７２０℃を想定した多層盛り連続溶接における最終パス部の再現ＨＡＺ靭性は、本発明例では７０Ｊ以上と良好であったが、比較例では３０Ｊ程度であった。
【００４１】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明により、フィレット部の靭性が７０Ｊ以上と高く、かつ７００℃以上の高パス間温度で多層盛り溶接を行なっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が７０Ｊ以上を確保できる高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼を提供することができる。それにより、建築構造物の建設能率を向上することができ、併せて梁端溶接部や柱一柱溶接部の高靭化により構造物の信頼性向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ、Ｎ及びＣｅｑ（炭素当量）を変化させた組成を有する素材のフィレット部相当のシャルピー試験値を、素材スラブ組成の炭素当量の関係で整理したグラフである。
【図２】Ｔｉ、Ｎ及びＣｅｑ（炭素当量）を変化させた組成を有する素材からＨ形鋼を圧延し、そのフランジ部から試験切り出した試験片についての再現ＨＡＺ試験結果である。
Claims (5)
- 質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０７０％残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、Ｃｅｑ（炭素当量）：０．４２％以下、Ｔｉ／Ｎ：２〜４である鋼組成を有し、パス間温度７２０℃での多層盛り連続溶接における最終パス部のＨＡＺ靭性が７０Ｊ以上であり、かつ、フィレット部については０℃におけるＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることを特徴とするフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼。ここにＣｅｑ（炭素当量）とは、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（ｍａｓｓ％）
をいう。 - 鋼組成が、さらに、Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下の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１記載のフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼。
- 鋼組成が、さらに、Ｃｕ：０．７％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上含有することを特徴とする請求項１又は２記載のフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼。
- 鋼組成において、Ｎｂ含有量が０．００３％以下に制限されていることを特徴とする請求項１又は２記載のフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼。
- 請求項１、２、３及び４のいずれかに記載の鋼組成を有する素材を、１０００〜１３５０℃に再加熱後、ユニバーサル圧延によりＨ形鋼に成形することを特徴とするフィレット部の靭性が高い高パス間温度多層盛り溶接用Ｈ形鋼の製造方法。
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