(57)【要約】【課題】パス間温度が３５０℃以上に達しても、十分なＨＡＺ靭性を有する高パス間温度溶接用鋼材、その製造方法及びそれを用いた溶接方法を提案する。【解決手段】転炉から出鋼された溶鋼にフェロマンガン又はシリコマンガンを添加して溶存酸素量が０．００３０〜０．０１２０％（質量比、以下同じ）となるように予備脱酸する段階、ＲＥＭを添加して溶存酸素量が０．００１０〜０．００５０％、かつＲＥＭの鋼中残存量が０．００１０〜０．０３％となるように調整する段階、及びＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００８０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含有する最終鋼組成に調整する段階を順次行なうことによって得た溶鋼を鋳造して鋼塊を得、該鋼塊を加熱後最終製品形状に熱間圧延した後、１℃／ｓ以上の速度で５００℃以下の温度まで冷却するとともに冷却停止後の復熱温度を１００℃以下とすることにより製造する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
転炉から出鋼された溶鋼にフェロマンガン又はシリコマンガンを添加して溶存酸素量が０．００３０〜０．０１２０％（質量比、以下同じ）となるように予備脱酸する段階、ＲＥＭを添加して溶存酸素量が０．００１０〜０．００５０％、かつＲＥＭの鋼中残存量が０．００１０〜０．０３％となるよう調整する段階、及びＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００８０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる最終鋼組成に調整する段階を順次行なうことによって得た溶鋼を鋳造して鋼塊を得、該鋼塊を加熱後最終製品形状に熱間圧延した後、１℃／ｓ以上の速度で５００℃以下の温度まで冷却するとともに冷却停止後の復熱温度を１００℃以下とすることを特徴とする高パス間温度多層盛り溶接鋼材の製造方法。
【請求項２】
予備脱酸に先立ち、Ａｌを添加して予備脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０％に調整することを特徴とする請求項１記載の高パス間温度多層盛り溶接鋼材の製造方法。
【請求項３】
最終鋼組成がさらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下及びＢ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた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記載の高パス間温度多層盛り溶接鋼材の製造方法。
【請求項４】
最終鋼組成がさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高パス間温度多層盛り溶接鋼材の製造方法。
【請求項５】
質量比で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００８０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有し、Ｍｎの硫化物、酸化物及び酸硫化物からなる微細粒子を１０６個／ｍ２以上の分布密度で晶出させてなることを特徴とする高パス間温度多層盛り溶接鋼材。
【請求項６】
鋼組成がさらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下及びＢ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上含有することを特徴とする請求項５記載の高パス間温度多層盛り溶接鋼材。
【請求項７】
鋼組成がさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項５又は６記載の高パス間温度多層盛り溶接鋼材。
【請求項８】
請求項５ないし７の何れかに記載の高パス間温度多層盛り溶接鋼材に対し、パス間温度が３５０℃以上の高パス間温度溶接を行うことを特徴とする高パス間温度多層盛り溶接方法。
【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、橋梁などに使用される鋼材、特に多層盛り溶接で高いパス間温度の溶接でも高いＨＡＺ靭性を有する高パス間温度多層盛り溶接用鋼材、その製造方法及びそれを使用して多層盛り溶接する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
この様な状況下、パス間温度が高くても必要な継ぎ手性能が確保されるような鋼材、溶接方法等が求められている。例えば、特開平１０−２３０３８７号公報、特開平１１−２３９８９２号公報、特開２０００−２８８７３４号公報では、溶接（溶着）金属に着目し溶接ワイヤの材質の改良により必要な継ぎ手性能を確保しようとする溶接方法が試みられている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、このような手段のみでは、パス間温度が３５０℃以上、極端には７００℃にも達するような高パス間温度で多層盛り溶接を行い十分な継ぎ手性能を持った鋼構造物を効率よく構築することができない。特に上記手段は、発明の対象が性能のよい溶接（溶着）金属を得ることに向けられており、溶接継ぎ手を構成するもう一方のメンバーである母材側ＨＡＺの改良に着目されていないという問題がある。そのため、上記提案にかかわらず、現状ではなお、溶接作業を中断してパス間温度の低下を待って溶接をしなければならないという制約を甘受しなければならないという問題がある。本発明は、かかる不具合を解消することを目的とし、パス間温度が３５０℃以上に達しても、十分なＨＡＺ靭性を有する高パス間温度溶接用鋼材、その製造方法及びそれを用いた溶接方法を提案するものである。なお、建築用鋼材としては、母材について高強度（ＴＳ：４９０ＭＰａ以上）、低降伏比（ＹＲ：８０％以下）が要求される。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ｈ形鋼などの多層盛り溶接では溶接金属部のみならず母材金属のＨＡＺ靭性の低下が問題であることに着目した。特に、高パス間温度での溶接では、▲１▼溶融線近傍のＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｓｅ  Ｇｒａｉｎ  ＨＡＺ）の幅拡大と、該ＣＧＨＡＺの上部ベーナイト化による脆化、▲２▼ＣＧＨＡＺが２層目以降の溶接により加熱されて生ずるＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ  ｒｅｈｅａｔｅｄ  Ｃｏａｓｅ  Ｇｒａｉｎ  ＨＡＺ）部に生ずる脆化を防止することが重要であることに着目した。そして、かかる観点から発明者は鋭意研究を行い、パス間温度が３５０℃を超えるような高パス間温度で多層盛り溶接を行っても必要な継ぎ手性能が確保できる溶接用鋼材、その様な鋼材に適した製造方法及びそれを使用して多層盛り溶接する方法の発明を完成した。
【０００７】
なお、上記において、ＣＧＨＡＺとは、母材金属が１１５０℃〜融点未満の温度域に加熱されてオーステナイト結晶粒が粗大化した粗粒域ＨＡＺをいう。特に融点近傍まで加熱されたＣＧＨＡＺは結晶粒の粗大化が著しく、靭性の低下が大きい。ＩＣＣＧＨＡＺとは、ＣＧＨＡＺが次のパスで７００〜９００℃に再加熱され多量の島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を生成した再加熱２相域ＨＡＺをいう。特にＣＧＨＡＺの粗粒化の程度が大きいほど多量の島状マルテンサイトを生成して靭性が著しく低下する。
【０００８】
具体的には、本発明の高パス間多層盛り溶接鋼材は、質量比で、Ｃ：０．０３〜０．１５％（質量比、以下同様）、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００８０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼組成を有し、Ｍｎの硫化物、酸化物及び酸硫化物からなる微細粒子を１０６個／ｍ２以上の分布密度で晶出させてなるものである。
【０００９】
上記高パス間多層盛り溶接鋼材は、鋼組成としてさらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下及びＢ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上含有することあるいはＣａ：０．０００５〜０．００５０％を含有することができる。
【００１０】
これらの高パス間多層盛り溶接鋼材は、転炉から出鋼された溶鋼にフェロマンガン又はシリコマンガンを添加して溶存酸素量が０．００３０〜０．０１２０％となるように予備脱酸する段階、ＲＥＭを添加して溶存酸素量が０．００１０〜０．００５０％、かつＲＥＭの鋼中残存量が０．００１０〜０．０３％となるように調整する段階、及びＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００８０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物、あるいはさらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下及びＢ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上含有するように、又はさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有するように最終鋼組成を調整する段階、を順次行なうことによって得た溶鋼を鋳造して鋼塊を得、該鋼塊を加熱後最終製品形状に熱間圧延した後、１℃／ｓ以上の速度で５００℃以下の温度まで冷却するとともに冷却停止後の復熱温度を１００℃以下とすることにより製造することができる。
【００１１】
上記の高パス間温度多層盛り溶接鋼材に対しては、パス間温度が３５０℃以上の高パス間温度溶接を行うことができ、これにより多層盛り溶接に当たってパス間温度が３５０℃以上に達しても、十分なＨＡＺ靱性を有する溶接継手を得ることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
（脱酸）
本発明では、鋼の凝固過程において生ずる樹枝状晶（デンドライト）を細かくし、かつその二次アーム間にＭｎの硫化物（ＭｎＳ）、酸化物（ＭｎＯ）、あるいは酸硫化物（オキシサルファイド、Ｍｎ（Ｏ，Ｓ））を極めて多数晶出させ、これを利用してＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺ靭性を向上させるものである。
【００１３】
そのため、本発明では溶鋼の凝固過程において樹枝状晶を極力微細に晶出させる手段をとる。具体的には、転炉から出鋼された溶鋼にフェロマンガン又はシリコマンガンを添加して溶存酸素量が０．００３０〜０．０１２０％（質量比、以下同じ）となるように予備脱酸する段階、ＲＥＭを添加して溶存酸素量が０．００１０〜０．００５０％、かつＲＥＭの鋼中残存量が０．００１０〜０．０３％となるように調整する段階を行う。
【００１４】
最初の予備脱酸をフェロマンガン又はシリコマンガンにより行うのは、適当量の酸素（Ｏ）鋼中に残存させた状態を作り、その酸素を後に添加されるＲＥＭと反応させて、微細なＲＥＭ酸化物、硫化物あるいは酸硫化物を生成させるためである。このような目的に適う溶存酸素量は０．００３０〜０．０１２０％である。
【００１５】
なお、この予備脱酸に先立ち、例えば転炉出鋼時に僅かのＡｌを添加してフェロマンガン又はシリコマンガンの使用量の節減を図り、予備脱酸の操業安定化を図ることもできる。この目的で使用するＡｌ添加量は、予備脱酸前の溶存酸素量を０．００８０〜０．０１７０％に調整することをが望ましい。また、Ａｌを添加量は、溶鋼中に残留するＡｌ量が０．００４％以下とすることが望ましい。Ａｌが０．００４質量％を超えて残留すると、所望量のＲＥＭ酸硫化物の形成が困難となる。
【００１６】
上記のように予備脱酸された溶鋼にＲＥＭを添加して微細なＲＥＭ酸化物、硫化物あるいは酸硫化物を生成させる。ＲＥＭを用いるのは生成される酸化物等が安定でかつ比較的密度が大きく溶鋼から浮上・逸脱せず、凝固の際に樹枝状晶形成の核となり、その微細化に寄与するからである。
【００１７】
その添加量は溶存酸素量が０．００１０〜０．００５０％、かつＲＥＭの鋼中残存量が０．００１０〜０．０３％となるようにする。過剰の添加は鋼中に残存する酸素量、硫黄量を極端に減少させて後に樹枝状晶の二次アーム間で起こるＭｎによる二次脱酸により生成するＭｎの硫化物、酸化物、酸硫化物の微細晶出を妨げることになり、添加不足はＲＥＭの酸化物等の生成量不足により樹枝状晶の微細化が十分行われないことになる。
【００１８】
このようにして予備脱酸及びＲＥＭ添加が行われた溶鋼には、次いで通常の合金添加が行われ、高パス間温度多層盛り溶接鋼材に必要な最終鋼組成に調整される。この最終鋼組成は鋼材の使用目的、使用位置等によって変動するが、一般に以下に示す組成範囲とすればよい。
【００１９】
（最終鋼組成）
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、鋼材として必要な強度（母材引張強さ：４９０ＭＰａ以上）を得るためには，少なくとも０．０３％以上が必要である。しかし、過剰に添加すると溶接部の靭性、耐溶接割れ性を低下させる。そのため、本発明では、上記の範囲に限定する。なお、溶接長さが４０ｍｍ未満の場合やアークストライクのような非定常溶接部の冷却速度が極めて速くなる場合には、ＨＡＺ部の硬化による靭性低下を防止するためにはＣの上限を０．１２％とするのが好ましい。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として作用する。適度な脱酸を行うために０．０５％以上の含有が必要である。しかし、０．５％を超える添加は、高パス間溶接時にＩＣＣＧＨＡＺ部で島状マルテンサイトが多量に形成される原因になり、その部分の靭性を低下させるので、上限を０．５０％、好ましくは０．４０％とする。
【００２１】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは脱酸材として作用するとともに、二次脱酸生成物として微細な酸化物、硫化物、酸硫化物の１種または２種以上が複合した粒子を形成してＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる作用を有する元素である。また固溶強化によって鋼の強度を増加させる作用も有する。このような効果を得るためには、本発明では０．５％以上の含有させる。しかしながら、２．０％を超えると溶接部の靭性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは０．５〜２．０％で、好ましくは、０．８〜０．６％の範囲で含有させる。
【００２２】
Ｐ：０．０３０％以下
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、鋼の靭性を劣化させるため、できるだけ低減することが好ましい。特に、０．０３％を超えるとＨＡＺ靭性劣化が著しくなる。しかしながら、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％程度は許容される。
【００２３】
Ｓ：０．０００５〜０．００８０％
本発明では、ＳはＲＥＭと結合してＲＥＭの硫化物（サルファイド）又はＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）として、凝固段階で固液界面に晶出し、デンドライトの一方向成長を抑制してデンドライトを等軸晶化するとともにデンドライト二次アームを微細化する作用がある。また、二次脱酸生成物としてＭｎと結合してＭｎの硫化物、酸硫化物として微細に晶出し、ＨＡＺオーステナイト粒粗大化を防止する機能を有する。したがって、本発明では最終鋼組成として０．０００５％のＳの残留を許容する。しかしながら、Ｓが０．００８０％を超えて残留するとＭｎＳが粗大となり靭性の劣化が顕著なる。このため、本発明ではＳの含有量を０．０００５〜０．００８０％に限定する。
【００２４】
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３％
ＲＥＭは上記したように、脱酸過程で溶鋼中にＳおよび／またはＯと結合してＲＥＭの硫化物（サルファイド）、酸化物（オキサイド）あるいは酸硫化物（オキシサルファイド）を形成し、その核生成作用によりデンドライトの一方向成長を抑制するとともにデンドライト二次アームを微細化するために添加されるものである。その意味で、最終鋼組成としては必ずしも必要ではなく、溶鋼の凝固過程において存在すればよい元素である。しかしながら、上記効果を生ずるためには結果として最終鋼組成中にある程度のＲＥＭが残留しなければならないことも事実であり、上記範囲内のＲＥＭが残留するように最終鋼組成を調整するのが好ましい。なお、好ましくは、０．００３〜０．０１５％とするのがよい。
【００２５】
本発明に係る高パス間温度多層盛り溶接鋼材の基本組成は、上記各元素を含有し、残部は不可避不純物を除き、鉄（Ｆｅ）からなり、それにより本発明の基本的な目的を達成することができる。しかしながら、下記の元素を適宜、単独であるいは複合して添加することができ、それにより鋼の使用条件、使用箇所等により適応することができる。
【００２６】
Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：０．７％以下及びＢ：０．０００３〜０．００２５％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｎｂは、母材の強度および靭性を向上させるとともに，継手部強度を増加させる作用を有する。このような効果は、０．００５％以上の添加で顕著となるが、０．０５％を超える添加は、特にＩＣＣＧＨＡＺ靭性の低下を招く。そのためＮｂは０．００５％以上０．０５％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００２７】
ＶもＮｂと同様に母材の強度および継手部強度を増加させる元素である。その効果は、０．０１０％以上で顕著となるが、０．２％を超えると靭性の低下を招く。そのため、Ｖは０．０１０％以上、０．２％以下の範囲とするのがよい。
【００２８】
Ｃｕは鋼の強度を増加させるために添加できる。その効果は０．０５％以上で顕著となるが、１．０％を超えると高パス間溶接の多層盛り溶接部に部分的にＣｕ析出脆化部を有するようになり、継手靭性の低下の原因となる。したがって、Ｃｕは０．０５％以上、１．０％以下の範囲で添加するのがよい。
【００２９】
Ｎｉは母材の高靭性を保ちつつ強度を増加させる元素である。その効果は、０．０５％以上で現れるが、１．５％を超えても効果が飽和するばかりか、経済的に不利になる。
【００３０】
Ｃｒ及びやＭｏはいずれも母材の高強度化に有効に作用する元素である。その効果は、Ｃｒの場合、０．１％以上、Ｍｏの場合、０．０５％以上で顕著となるが、過剰添加は靭性に悪影響を与える。そのためこれらの添加量は何れも０．７％以下とするのがよい。
【００３１】
Ｂは焼入れ性の向上を介して鋼の強度を増加させる作用を有するとともに、粗粒域ＨＡＺでＢＮを形成してフェライトの生成核として作用し、ＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺ靭性を向上させる元素である。また、固溶Ｎを低減して鋼の靭性を向上させる機能も有する。その効果は、０．０００３％以上で現われるが、０．００２５％を超えると焼入れ性が著しく増加するため母材の靭性を低下させる。そのため、Ｂは０．０００３〜０．００２５％の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
本発明に係る高パス間温度多層盛り溶接鋼材においては、さらにＣａを０．０００５％〜０．００５０％含有させることができる。それにより、ＣＧＨＡＺ組織のフェライト化を促進させ、組織改質によりＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺ靭性の向上を図ることができる。
【００３３】
本発明においては、Ａｌ及びＴｉを０．００４％以下に制限するのが好ましい。これらの元素は強脱酸元素であり、溶鋼中の酸素と結合して溶存酸素を低減する。それにより、ＲＥＭの酸硫化物（オキシサルファイド）の生成、あるいは二次脱酸生成物としてのＭｎの酸化物（オキサイド）、Ｍｎの酸硫化物（オキシサルフアイド）の生成が阻害され、デンドライトの形態制御や二次脱酸生成物の微細分散に悪影響を及ぼす。したがって、これら元素の残留量は極力低減し０．００４％以下とするのがよい。
【００３４】
（鋳造、圧延）
上記により最終鋼組成に調整された溶鋼は、例えば連続鋳造によって鋼塊（スラブ）とされ、次いで最終製品形状に熱延される。鋳造法は特に限定されないが、ＭｎＳなどの分散粒子の大きさおよび形態を所望の範囲、すなわち、Ｍｎの硫化物、酸化物及び酸硫化物からなる微細粒子を１０６個／ｍ２以上の分布密度で晶出するように制御するためには、冷却速度、ひいては凝固速度を制御できる連続鋳造法とすることが好ましい。
【００３５】
スラブは、ついで熱間圧延に供される。熱間圧延条件は厚板又はＨ形鋼に通常採用されている条件とすればよい。典型的には、スラブ加熱を１０００℃以上、１３５０℃以下とし、圧延終了温度を７５０〜１０００℃とすればよい。圧延終了温度が７５０℃未満では，母材のミクロ組織が微細化し，降伏比が８０％を超えて大きくなり，建築用鋼材として地震時の地震エネルギー吸収能力が低下する。一方、熱間圧延終了温度が１０００℃を超えると焼入れ性が上昇し、伸びが低下する。そのため，圧延終了温度は７５０℃〜１０００℃、好ましくは７８０〜９５０℃の範囲とするのがよい。
【００３６】
（熱処理）
上記の熱間圧延の終了後、最終製品形状にまで熱延された圧延材は、圧延終了後直ちに、又は圧延終了後Ａｒ３−５０℃の温度範囲まで放冷した後、１℃／ｓ以上の冷却速度の加速冷却に供される。冷却速度を１℃／ｓ以上とするのは、この速度未満では得られた鋼材の強度が低く、４９０ＭＰａ以上の引張強さを満足できないからである。なお、Ａｒ３（℃）は
Ａｒ３＝９１０−２７３％Ｃ＋２５％Ｓｉ−７４％Ｍｎ−５６％Ｎｉ−１６％Ｃｒ−９％Ｍｏ−５％Ｃｕ−１６２０％Ｎｂ
により求められるものである。また、冷却速度は、圧延鋼材の表面温度によって制御されるものである。
【００３７】
加速冷却は、熱延鋼材の温度が５００℃以下に達するまで継続するとともに冷却停止後の復熱温度（復熱量）が１００℃以下になるように行う。加速冷却の冷却停止温度を５００℃以下とするのは、それ以上の温度では得られた鋼材の強度が低く、本発明の目的とする４９０ＭＰａ以上の引張強さを満足できないからである。また、加速冷却の停止後の復熱温度を１００℃以下とするのは、復熱温度が１００℃を超えると復熱による焼もどし効果が顕著となって引張強さが低下するとともに降伏比を上昇させるからである。復熱温度をこのように小さく抑えるには加速冷却の終了後さらにスプレー冷却などの強制冷却を行うなどの復熱防止措置をとるのがよい。
【００３８】
（製品及びその用途）
上記一連の製造工程をとることにより、Ｍｎの硫化物、酸化物及び酸硫化物からなる晶出微細粒子を１０６個／ｍ２以上の分布密度で有し、かつ、所望の最終化学組成を持つ高パス間温度多層盛り溶接鋼材を製造することができる。本発明の鋼材は、３５０℃以上の高パス間温度多層盛り溶接を行う場合にも、後に実施例により示すように、再現熱サイクル試験によるＣＧＨＡＺあるいはＩＣＣＧＨＡＺ相当部におけるｖＥｏ値が１００Ｊ以上を示す。したがって、本発明にかかる高パス間温度多層盛り溶接用鋼材を用いればパス間温度が３５０℃以上の高パス間温度溶接を行うことができる。それにより、十分な靭性を有する継手を作業効率の低下なく得ることができる。
【００３９】
なお、上記において、３５０℃以上の高パス間温度多層盛り溶接とは、パス間温度が、従来作業管理基準とされたパス間温度の上限である３５０℃を溶接中に一度でも超える高パス間温度多層盛り溶接をいう。この溶接には、溶接長が短く連続で多層盛り溶接を行った場合に、７００℃前後までパス間温度が高くなる場合を含む。
【００４０】
【実施例】
本発明を適用して表１に示す最終鋼組成有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚鋼板又はＨ形鋼用のスラブとした。溶製に当たっては、転炉から出鋼された溶鋼にシリコマンガンを添加して溶存酸素量が０．００３０〜０．０１２０％となるように予備脱酸し、次いでＲＥＭを添加して溶存酸素量が０．００１０〜０．００５０％、かつＲＥＭの鋼中残存量が０．００１０〜０．０３％となるように調整した。なお、記号Ｆの場合にはシリコマンガンによる予備脱酸に先立ってＡｌを添加して鋼中Ｏ量を０．００８４％に調整した。ＲＥＭ添加前及び添加後の溶存Ｏ量は表１に併せて示されている。
【００４１】
【表１】
2004156124.tif 000002
【００４２】
得られたスラブに表２に示す条件の熱延及びそれに続く加速冷却を施して最終製品とした。製品形状は、Ａ−３及びＦ−１はＨ形鋼であり、他は厚板であり、Ｈ形鋼の場合にはフランジ部から製品特性調査のために試験片を切り出した。製品の特性値は表３（分散粒子の分布密度）、及び表４（機械的性質及びＨＡＺ特性）について示す。なお、ＣＧＨＡＺ特性は、製品から再現熱サイクル試験片を切出し、ＣＧＨＡＺに相当する１４００℃加熱後、８００〜５００℃間の冷却時間が４００ｓの単サイクルの熱サイクル試験付与させた後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定する４号シヤルピー衝撃試験片を採取し、０℃におけるシヤルピー衝撃特性を調べたものによる。この熱サイクルは、４０ｋＪ／ｃｍの入熱で往復連続多層盛りＣＯ２溶接した場合のＪＡＳＳ６で規定される位置の表面温度で７００℃のパス間温度に相当する最終ビードの接合部をシミュレーションしたものである。また、ＩＣＣＧＨＡＺ特性は、１４００℃加熱後、８００〜５００℃間の冷却時間が４００ｓの熱サイクル後に、８５０℃に再度加熱した後８００〜５００℃間の冷却時間が４００ｓとするダブル熱サイクルを付与させた後、０℃におけるシヤルピー衝撃特性を調べたものによる。
【００４３】
【表２】
2004156124.tif 000003
【００４４】
【表３】
2004156124.tif 000004
【００４５】
【表４】
2004156124.tif 000005
【００４６】
上記の結果から分かるように、本発明鋼にしたがって製造した鋼は、高強度（ＴＳ：４９０ＭＰａ以上）、低降伏比（ＹＲ：６０％以下）であり、溶接を高いパス間温度で行っても再現ＣＧＨＡＺおよび再現ＩＣＣＧＨＡＺの靭性は１００Ｊ以上である。したがって、これらの鋼により、パス間温度が３５０℃以上、極端には７００℃にも達するような高パス間温度で多層盛り溶接を行っても十分な継ぎ手性能を持った鋼構造物を効率よく構築することができる。なお、これらの鋼は低いパス間温度にて多層盛り溶接が行われた場合でも十分効果を発揮することはいうまでもない。
【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度、低降伏比で、高パス間温度多層盛り溶接において十分な靭性を確保することができる鋼を製造できる。これにより、パス間温度が３５０℃以下に下がるまで待って溶接しなければいけないという不都合が解消でき、鉄骨溶接施工作業の効率化を図ることができ、溶接施工工数の低減により建設施工期間の短縮することができる。