(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材料、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】高パス間温度多層盛り溶接用鋼材を、質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、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：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、上記Ｔｉ及びＮは２．０≦Ｔｉ／Ｎの関係式を満たすとともに、鋼中に析出したＴｉＮ粒子の平均粒径が１００ｎｍ以下、分布密度が１×１０６個／ｍｍ２以上とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、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：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、上記Ｔｉ及びＮは２．０≦Ｔｉ／Ｎの関係式を満たすとともに、鋼中に析出したＴｉＮ粒子の平均粒径が１００ｎｍ以下、分布密度が１×１０６個／ｍｍ２以上であることを特徴とする高パス間温度多層盛り溶接用鋼材。
【請求項２】
鋼組成はさらにＣａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下及びＲＥＭ：０．０３％以下のいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高パス間温度多層盛り溶接用鋼材。
【請求項３】
鋼組成はさらにＮｂ：０．０３０％以下、Ｖ：０．０８％以下の１種又は２種を含有し、かつ、上記Ｎｂ及びＶは３０Ｎｂ＋１０Ｖ≦０．８の関係式を満たす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用鋼材。
【請求項４】
鋼組成はさらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下及びＢ：０．００３０％以下の何れか１種又は２種以上含有し、かつ、上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢはＣｕ＋０．５Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋５Ｍｏ＋１００Ｂ≦１．５の関係式を満たす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用鋼材。
【請求項５】
請求項１ないし４記載のいずれかに記載の鋼組成からなる鋼素材を１０００〜１３００℃に再加熱して熱間圧延するに当たり、素材中心部温度が１０００℃以上、かつその温度での滞留時間が０．１〜１０ｈになるように再加熱し、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下量が５０％以上、仕上げ圧延温度を７５０〜１０００℃となるように熱間圧延を行った後、空気冷却することを特徴とする高パス間温度多層盛り溶接用鋼材の製造方法。
【請求項６】
オーステナイト再結晶温度域での累積圧下量が５０％以上の熱間圧延後、さらにオーステナイト再結晶温度域以下で累積圧下量が５０％以下の熱間圧延を行う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用鋼材の製造方法。
【請求項７】
仕上げ圧延後、０．５〜５０℃／ｓの冷却速度で７００℃以下まで加速冷却後、放冷あるいは７００℃以下の温度で焼き戻し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用鋼材の製造方法。
【請求項８】
請求項１ないし４のいずれかに記載の高パス間温度多層盛り溶接用鋼材に対し、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り、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。
【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の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、本発明の高パス間温度多層盛り溶接用鋼材は、質量比で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、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：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、上記Ｔｉ及びＮは２．０≦Ｔｉ／Ｎの関係式を満たすとともに、鋼中に析出したＴｉＮ粒子の平均粒径が１００ｎｍ以下、分布密度が１×１０６個／ｍｍ２以上となっているものである。
【０００９】
上記発明において、鋼組成はさらにＣａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下及びＲＥＭ：０．０３％以下のいずれか１種又は２種以上を含有すること、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｖ：０．０８％以下の１種又は２種を含有し、かつ、上記Ｎｂ及びＶは３０Ｎｂ＋１０Ｖ≦０．８の関係式を満たすこと、あるいはＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下及びＢ：０．００３０％以下の何れか１種又は２種以上含有し、かつ、上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢはＣｕ＋０．５Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋５Ｍｏ＋１００Ｂ≦１．５の関係式を満たすことが好ましい。
【００１０】
上記高パス間温度多層盛り溶接用鋼材を製造するには、上記いずれかの鋼組成を有する鋼素材を１０００〜１３００℃に再加熱して熱間圧延するに当たり、素材中心部温度が１０００℃以上、かつその温度での滞留時間が０．１〜１０ｈになるように再加熱し、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下量が５０％以上、仕上げ圧延温度を７５０〜１０００℃となるように熱間圧延を行った後、空気冷却することが望ましい。その際、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下量が５０％以上の熱間圧延後、さらにオーステナイト再結晶温度域以下で累積圧下量が５０％以下の熱間圧延を行うこととするのが厚さが２０ｍｍ以上の鋼材を製造するのに好適である。また、仕上げ圧延後、０．５〜５０℃／ｓの冷却速度で７００℃以下まで加速冷却後、放冷あるいは７００℃以下の温度で焼き戻しするのが板厚の大きい高強度鋼を製造するのに好適である。
【００１１】
上記の高パス間温度多層盛り溶接用鋼材に対しては、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、これによりパス間温度が３５０℃以上に達しても、十分なＨＡＺ靭性を有する溶接継ぎ手を得ることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の化学組成、組織、製造方法について詳細に説明する。
【００１３】
Ｃ：０．０７〜０．１５％、（化学組成は質量比で表す、以下同様）
Ｃは強度を確保するために最低０．０７％以上が必要であり、一方、０．１５％を超えると溶接低温割れ感受性を高めるために、０．０７〜０．１５％の範囲とする。
【００１４】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％
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、島状マルテンサイトを増加させＨＡＺ靭性を低下させる。したがって０．０５〜０．６％の範囲とする。
【００１５】
Ｍｎ：０．６〜１．６％
Ｍｎは、焼入れ性を高め強度向上に寄与するが、０．６％未満ではその効果が小さく、１．６％を超えると溶接性を低下させる。そのため０．６〜１．６％とする。
【００１６】
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下
Ｐは、不可避的不純物として鋼中に存在する元素であるが、高パス間溶接時に青熱脆性温度域以上に加熱される部分の靭性を低下させ、また、粒界割れを促進させる。そのため、その量は低い方が好ましい。０．０２０％以下とすれば上記の問題が回避できる。一方、Ｓは、母材の延性および靭性を低下させるのでその量は低い方が好ましいが、０．０２０％以下であれば実用上問題がないので、上限を０．０２０％とする。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成することにより特に溶接パス間温度が高い場合には、溶融線近傍のＣＧＨＡＺ靭性を向上させるので、有効な元素である。しかし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が小さく、０．０３０％を超えるとその効果が飽和するので０．００５〜０．０３％の範囲で含有させる。なお、Ｔｉは、ＴｉＮの形で析出しているＴｉ量が重要であり、ＴｉＮ析出量をＴｉ換算で０．００５％以上、好ましくは０．００８〜０．０３％以下とするのがよい。
【００１８】
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは上述したように、高パス間温度溶接を行う際、溶融線近傍のＣＧＨＡＺ靭性を向上させるので有効な元素である。しかし、Ｎが０．００３０％未満では、該ＣＧＨＡＺの靭性向上に対して不十分であり、０．００７０％を超えるとその効果は飽和する。したがってＮは０．００３０〜０．００７０％の範囲とする。
【００１９】
２．０≦Ｔｉ／Ｎ
上記のように本発明では、ＴｉＮにより溶融線近傍のＣＧＨＡＺ靭性を向上させる。そのため、Ｔｉ及びＮの含有量は上記の範囲内に制限されるが、さらに両者の関係について２．０≦Ｔｉ／Ｎとする必要がある。Ｔｉ含有量に見合った量のＮ含有量とし、さらにその析出粒径を十分微細にするためである。なお、上記Ｔｉ／Ｎ比は好ましくは２．５以上とするのがよい。
【００２０】
ＴｉＮ粒子の析出平均粒径１００ｎｍ以下、分布密度１×１０６個／ｍｍ２以上
ところでＣＧＨＡＺ領域では、ＴｉＮは析出粒径が小さいと溶接時の高熱で再固溶されやすく、逆に大きいとＴｉＮが粗大化する傾向があり、ともにＣＧＨＡＺの靭性を劣化させる原因となる。すなわち、ＴｉＮの析出粒径が小さく、ＴｉＮが再固溶するときには、固溶Ｎが存在し、固溶Ｎがその量に応じてＨＡＺ靭性を低下させ、また、歪時効により靭性を低下させる原因となり、一方、粗大ＴｉＮの存在は溶融線近傍のＣＧＨＡＺ靭性を低下させる。本発明では、このような観点から平均析出粒径及び分布密度を規定している。析出粒径は平均粒径で１００ｎｍ以下、分布密度を１×１０６個／ｍｍ２以上とする。
【００２１】
なお、上記平均粒径とは、鋼材から採取した試験片を電解腐食し、倍率２００００倍の走査型電子顕微鏡で１０視野分観察して撮影した分散粒子画像を画像解析装置にかけ、各視野ごとに平均粒子径を求めてその１０視野分を平均した値をいう。また、分布密度とは、各視野の１００ｎｍ以下の粒子数をカウントし積算し、１ｍｍ２当たりの粒子数に換算した値をいう。
【００２２】
鋼の基本組成を上記のようにすることによって、高パス間温度で多層盛り溶接する場合のＨＡＺ靭性の低下を効果的に阻止できる。しかし、本発明鋼の特性をさらに向上させるには、以下に示す諸元素を選択的に含有させることとするのがよい。
【００２３】
Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下及びＲＥＭ：０．０３％以下の１種又は２種以上
Ｃａは、Ｍｎ、０、Ｓと結合して、（Ｍｎ、Ｃａ）（０、Ｓ）を形成する。これにより脆性を促進するＭｎＳの発生を阻止し、また、ＣＧＨＡＺ部の粒内のアシキュラーフェライト化や板状粒界フェライトの粒状化を促進して靭性を一層向上させる。特に後に示す強度確保の観点から添加するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを添加した場合には、粗粒域（ＣＧＨＡＺ）の上部ベイナイト化を阻止する効果があり、それにより靭性の確保が期待できるが、多すぎると清浄性の観点から好ましくないので０．００５０％以下とする。Ａｌは製鋼時の脱酸剤として０．０６％以下鋼中に残留するように添加するのがよい。ＲＥＭは、ＲＥＭ（０、Ｓ）を形成してＣＧＨＡＺ幅を縮小する効果があり、ＣＧＨＡＺ靭性向上に一層効果がある。このような効果が期待できるのは０．０３％以下である。
【００２４】
Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｖ：０．０８％以下で１種又は２種、ただし、３０Ｎｂ＋１０Ｖ：０．８％以下
ＮｂやＶは、マイクロアロイとして母材の強度を向上し、また、ＨＡＺの軟化を抑制する元素である。しかし、高パス間温度の多層盛り溶接においては、ＩＣＣＧＨＡＺ部を中心にＮｂやＶの炭窒化物が析出してこの部分のＨＡＺ靭性を低下させので、Ｎｂは０．０３０％以下、Ｖは０．０８％以下とするとともに３０Ｎｂ＋１０Ｖを０．８％以下とする。
【００２５】
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下及びＢ：０．００３０％以下の１種または２種、ただし、Ｃｕ＋０．５Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋５Ｍｏ＋１００Ｂ：１．５％以下
これらの元素は、引張強さが４９０ＭＰａ以上で比較的厚肉の鋼材を製造する場合に強度向上の観点から１種又は２種以上を添加するのが好適である。しかし、これら元素を過剰に含有するときには、高パス間多層盛り溶接を行った場合に、溶融線近傍のＣＧＨＡＺが焼入れされて靭性が低下し、また、上部ベイナイトが形成されてＨＡＺ靭性が低下する。このため各元素の焼き入れ効果を考慮して、Ｃｕ＋０．５Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋５Ｍｏ＋１００Ｂを１．５％以下とした範囲内で、上記元素を選択添加するのが好ましい。なお、この場合さらに、Ｃａ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０６％以下及びＲＥＭ：０．０３％以下の１種または２種以上を添加すると、これら元素の効果が相乗的に現われる。
【００２６】
本発明に係る鋼材は以下のように熱間圧延して製造するのがよい。まず、熱間圧延に先立つ素材の加熱温度（いわゆるスラブ加熱温度）は１０００〜１３００℃とするが、その際、加熱条件を素材（スラブ）中心部温度が１０００℃以上、かつその温度での滞留時間が０．１〜１０ｈになるように再加熱する。
【００２７】
加熱温度を１０００℃以上とするのは熱間加工性を確保するためであるが、１３００℃以下とするのは、必要なＴｉＮ析出物量を確保し、かつ高温加熱によるＴｉＮが粗粒化を防止するためである。すなわち、加熱温度が１３００℃を超えると、ＴｉＮの一部が分解してＮが再固溶するとともにＴｉＮが粗粒化するため、高パス間温度での溶接ではＣＧＨＡＺが拡大して靭性を低下させる原因となる。したがって、熱間圧延のための素材加熱温度は１０００〜１３００℃とする。
【００２８】
しかしながら、素材加熱温度が１０００〜１３００℃であってもそれだけでは十分でない。鋼素材中心部の温度が１０００℃以上、かつその温度での滞留時間が０．１〜１０ｈになるように再加熱する必要がある。この温度で１０ｈを超えて保持すると、ＴｉＮがオストワルド成長し、微細なＴｉＮの存在密度が減少し、その結果、ＣＧＨＡＺの幅が拡大する。特に、形鋼圧延の場合には、一般に厚鋼板よりも高温で熱間圧延されるので、鋼素材中心部が１０００℃以上に晒される時間を５ｈ以下とすることが望ましい。なお、上記温度での滞留時間を０．１ｈ以上とするのは、必要なＴｉＮ析出物量を確保するためである。なお，鋼素材中心部の温度およびその温度での滞留時間は，炉内雰囲気温度履歴と鋼素材形状から伝熱模型によるシミュレーションによって得た値によればよい。
【００２９】
熱間圧延においては、オーステナイト再結晶温度域で累積圧下量が５０％以上となるようにするのが好ましい。オーステナイト粒の再結晶粒による微細化を図り、母材の靭性を確保するためである。この目的のためには、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下量を５０％以上とすることが必要である。圧延仕上げ温度は、７５０〜１０００℃、好ましくは８００〜１０００℃とする。圧延仕上げ温度が７５０℃を下回ると降伏比が７５％を超えてかえって靭性が低下するので適切でなく、一方、１０００℃を超えると、母材の靭性が低下するからである。
【００３０】
このようにオーステナイト再結晶温度域での累積圧下量が５０％以上確保できれば、本発明の目的に適う鋼とすることができるが、板厚やフランジ厚が２０ｍｍを超えるような場合には、オーステナイト再結晶粒の微細化が不十分となる場合がある。そのような場合には、上記オーステナイト再結晶温度域での熱間圧延後、さらに、オーステナイト再結晶温度域以下で累積圧下量が５０％以下の熱間圧延を行うこととするのがよい。この場合、累積圧下量が５０％を超えると降伏比が７５％を超え、地震エネルギー吸収能が低下するので５０％以下とする。
【００３１】
上記仕上げ圧延後の冷却は一般に、仕上げ圧延後、放冷して空気冷却すれば足りる。しかし、さらに板厚やフランジ厚が２０ｍｍより大になる場合や、ＳＮ４９０級やＳＮ５７０級（引張強さが、４９０又は５７０ＭＰａ）などの高張力鋼の場合には、必要に応じて加速冷却を行う。これは、例えば、仕上げ圧延後、降伏比が７５％を超えない範囲で、０．５〜５０℃／ｓの冷却速度で７００℃以下まで適当な冷媒（例えば水スプレー）を用いて加速冷却する。この加速冷却は、圧延後直ちに、例えば圧延後６０ｓ以内に行うのが圧延能率を阻害しない点で好ましい。なお、上記加速冷却を行った場合には、必要に応じて、表面硬さの低減や残留応力の軽減のため、７００℃以下の温度で焼もどしを行うことができる。しかしながら、この焼戻しは降伏比が７５％を超えない範囲で行うことが必要である。
【００３２】
本発明による鋼材は、３５０℃以上の高パス間温度多層盛り溶接を行う場合にも、そのＨＡＺ部の靭性が十分高い。例えば、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多層盛り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ぎ手を作業効率を低下させることなく得ることができる。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。
【００３３】
【実施例】
以下本発明を、厚鋼板及びＨ形鋼に適用した場合を例にとって具体的に示す。表１（基本成分）及び表２（付加成分）に示す化学組成を有する鋼を溶製し、表３に示す条件によって厚鋼板およびＨ形鋼を製造した。得られた製品の母材性能は溶接再現熱サイクル特性とともに表４に示されている。
【００３４】
【表１】
2004010976.tif 000002
【００３５】
【表２】
2004010976.tif 000003
【００３６】
【表３】
2004010976.tif 000004
【００３７】
得られた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を付与させた後、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２　４号シャルピー衝撃試験片を採取し，０℃におけるシャルピー衝撃特性を調べた。この熱サイクルは板厚３０ｍｍで溶接長さ１５０ｍｍの鋼板を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さサたものである。次に，ＩＣＣＧＨＡＺを調べる目的で，１４００℃加熱後，８００〜５００℃間の冷却時間が４００ｓの熱サイクルを付与後，８５０℃に再度加熱した後，８００〜５００℃間の冷却時間を４００ｓとするダブル熱サイクルを付与させた後，同様に０℃におけるシャルピー衝撃特性を調べた。この熱サイクルは最終ビードによって再熱きれたＨＡＺ部に相当している。その結果を表４にまとめて示す。
【００３８】
表４から判るように、本発明例に属する鋼では，高いパス間温度となっても再現ＣＧＨＡＺ靭性およびＩＣＣＧＨＡＺ靭性は，ｖＥｏが１００Ｊ以上であった。これに対して、比較例においては脆化部が存在し、ｖＥｏが７０Ｊ以下となっており、高いパス間温度で溶接した場合には、十分なＨＡＺ靭性を確保できないものであった。なお、本発明鋼は当然のことながら、従来の低いパス間温度にて多層盛り溶接が行われた場合についても十分な効果を有していることはいうまでもない。
【００３９】
【表４】
2004010976.tif 000005
【００４０】
このように、本発明にかかる鋼は、例えば７００℃のような極めて高い高パス間温度で多層盛り溶接を行っても十分に高いＨＡＺ靭性を確保することができるから、溶接を中断してパス間温度の低下を待って溶接を再開するという必要がない。
【００４１】
【発明の効果】
本発明によれば、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。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ならないという不都合がなくなり、鉄骨溶接施工作業の効率化を図ることでき、溶接施工工数の低減により建設施工期間の効果的な短縮等を図ることができる。