"C:0.01~0.20mass、Si:0.01~1.0mass、Mn:0.5~2.0mass、P:0.030mass以下、S:0.030mass以下、Al:0.003~0.1massを含有し、Ca:0.0001~0.01massおよびREM:0.001~0.03massのうちから選ばれる1種または2種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、JISG3136で規定される炭素当最Ceqが0.36~0.46massであり、かつ、フィレット部のフェライト平均粒径が30μm以下、Mn偏析度が1.7以下である圧延H形鋼。上記成分組成に加えてさらに、Cu:0.01~1.0mass、Ni:0.01~1.0mass、Cr:0.05~1.0mass、Mo:0.01~1.0mass、V:0.001~0.2mass、Nb:0.001~0.03mass、Ti:0.001~0.020massおよびB:0.0001~0.003mass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に記載の圧延H形鋼。フィレット部に存在する1μm以上の介在物に占めるCaO,SおよびREMO,Sの個数比率が50以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の圧延H形鋼。請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼素材を1200~1350°Cの温度で1~50hr加熱後、Ar3変態点-100°C以下まで冷却する予備熱処理を施した後、1200~1350°Cに再加熱し、H形鋼に熱間圧延することによって、フィレット部のフェライト平均粒径を30μm以下、Mn偏析度を1.7以下とすることを特徴とする圧延H形鋼の製造方法。しかしながら、上記特許文献1~5に開示された技術を適用しても、高強度化を図るためには、比較的多量の合金元素の添加を必要とし、炭素当量も高めとせざるを得ない。そのため、フィレット部の靭性はまだ十分なレベルとはいえず、より一層の改善が求められているのが実情である。本発明は、従来技術が抱える上記問題点を解決するべく開発したものであり、その目的は、フィレットの靭性に優れるYP325MPa以上の圧延H形鋼を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。発明者らは、圧延H形鋼のフィレット部の靭性向上を図るべく、鋭意検討を重ねた。その結果、圧延H形鋼のフィレット部は、鋳造した鋼素材の最終凝固部に相当するため、合金元素を多量に添加した鋼では偏析が大きく、正偏析部では第二相が上部ベイナイトとなり、その内部に島状マルテンサイトが生成し易く、一方、偏析成分の少ない負偏析部では、主相のフェライトが粗大化し、靭性が大きく低下することを知見した。そこで、フェレット部における代表的な偏析元素であるMnの偏析度およびフェライト粒径に着目し、さらに検討を行った。その結果、鋼素材を熱間圧延する前に、予備熱処理を施し、フェレット部におけるMnの偏析度を軽減することで、上部ベイナイト組織の生成を抑制し、かつ、フェライト粒径を微細化でき、フィレット部の靭性を向上し得ることを見出した。さらに、発明者らは、フィレット部に存在する介在物中に、棒状のMnSが多く含まれる場合には、フィレット部のアッパーシェルフエネルギーが低下すること、そして、これを改善するには、CaやREMを添加して介在物の形態制御を行うことが有効であることを見出した。上記知見に基づき開発した本発明は、C:0.01~0.20mass、Si:0.01~1.0mass、Mn:0.5~2.0mass、P:0.030mass以下、S:0.030mass以下、Al:0.003~0.1massを含有し、Ca:0.0001~0.01massおよびREM:0.001~0.03massのうちから選ばれる1種または2種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、JISG3136で規定される炭素当最Ceqが0.36~0.46massであり、かつ、フィレット部のフェライト平均粒径が30μm以下、Mn偏析度が1.7以下である圧延H形鋼である。本発明の圧延H形鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Cu:0.01~1.0mass、Ni:0.01~1.0mass、Cr:0.05~1.0mass、Mo:0.01~1.0mass、V:0.001~0.2mass、Nb:0.001~0.03mass、Ti:0.001~0.020massおよびB:0.0001~0.003massの1種または2種以上を含有することを特徴とする。また、本発明の圧延H形鋼は、フィレット部に存在する1μm以上の介在物に占めるCaO,SおよびREMO,Sの個数比率が50以上であることを特徴とする。また、本発明は、上記の成分組成を有する鋼素材を1200~1350°Cの温度で1~50hr加熱後、Ar3変態点-100°C以下まで冷却する予備熱処理を施した後、1200~1350°Cに再加熱し、H形鋼に熱間圧延することによって、フィレット部のフェライト平均粒径を30μm以下、Mn偏析度を1.7以下とすることを特徴とする圧延H形鋼の製造方法を提案する。本発明によれば、鋼素材をH形鋼に熱間圧延する前に、所定の温度に加熱後、冷却する予備熱処理を施すことで、フィレット部の靭性に優れるYP325MPa以上の高強度圧延H形鋼を工業的に安定して提供することが可能となる。したがって、本発明によれば、溶接鋼構造物の安全性の向上に大きく寄与することができる。まず、本発明の圧延H形鋼の成分組成を限定する理由について説明する。C:0.01~0.20massCは、溶接構造用鋼としてのH形鋼の強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも0.01massの添加を必要とする。しかし、0.20massを超える添加は、溶接性を低下させるようになるので、上限は0.20massとする。好ましく0.03~0.18massの範囲である。Si:0.01~1.0massSiは、鋼の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには、0.01mass以上の添加が必要である。一方、1.0massを超える添加は、フィレット部や溶接熱影響部HAZの靭性を低下させることから、上限は1.0massとする。好ましくは0.05~0.6massの範囲である。Mn:0.5~2.0massMn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、溶接構造用鋼の高強度化には重要な元素である。しかし、0.5mass未満では、その添加効果は小さく、一方、2.0massを超える添加は、上部ベイナイト変態を促進させ、フィレット部の靭性を低下させるので好ましくない。よって、Mnは0.5~2.0massの範囲とする。好ましくは0.6~1.6massの範囲である。P:0.030mass以下Pは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、母材、特にフィレット部の靭性や、溶接部の靭性を大きく低下させる有害元素である。そのため、Pは低いほど好ましいが、0.030massまでの混入は許容することができる。よって、Pの上限は0.030massとする。好ましくは0.025mass以下である。S:0.030mass以下Sは、Pと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、脆化を助長する有害元素である。特に、Sは、MnとMnSを形成し、フィレット部のアッパーシェルフエネルギーを大きく低下させる。そのため、Sは少ないほど好ましいが、0.030mass以下であれば許容できる。よって、Sの上限は0.030massとする。好ましくは0.025mass以下である。Al:0.003~0.1massAlは、鋼の脱酸材として添加する元素であり、0.003mass以上の添加が必要である。しかし、0.1massを超えて添加しても脱酸効果は飽和する。よって、Alは0.003~0.1massの範囲とする。Ca:0.0001~0.01mass、REM:0.001~0.03massのうちから選ばれる1種または2種CaおよびREMは、硫化物系介在物MnSを、CaやREMのオキシサルファイド硫酸化物へ変質させて粒状化する形態制御効果があり、特にフィレット部の靭性、延性の向上に有効な元素である。その効果を発現させるためには、Caは0.0001mass以上、REMは0.001mass以上の添加を必要とする。一方、Caは0.01mass、REMは0.03massを超えると、鋼の清浄度が低下するようになる。よって、Caは0.0001~0.01mass、REMは0.001~0.03massの範囲とする。好ましくは、Caは0.0010~0.005mass、REMは0.003~0.02massの範囲である。炭素当量Ceq:0.36~0.46mass炭素当量Ceqは、母材、特にフィレット部やウェブの強度を確保するため、0.36mass以上であることを必要とする。しかし、0.46massを超えると、溶接性やHAZ部の靭性を低下させるので、上限は0.46massとする。好ましくは0.36~0.44massの範囲である。ここで、本発明では、上記炭素当量Ceqは、JISG3136建築構造用圧延鋼材に規定された下記式;炭素当量Ceq=CSi/24Mn/6Ni/40Cr/5Mo/4V/14ただし、上記式中、各元素記号はそれぞれの元素の含有量massである。を用いて計算することとする。本発明の圧延H形鋼は、上記必須とする成分組成に加えてさらに、Cu,Ni,Cr,Mo,V,Nb,TiおよびBのうちから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で添加することができる。Cu:0.01~1.0mass、Ni:0.01~1.0mass、Cr:0.05~1.0mass、Mo:0.01~1.0mass、V:0.001~0.2mass、Nb:0.001~0.03massCu,Ni,Cr,Mo,V,Nbは、いずれも熱間圧延後の冷却時におけるフェライト変態開始温度Ar3変態点を低下させ、フェライト粒の微細化に寄与する。また、強度を高める元素としても有効である。一方、過剰に添加すると、フィレット部の焼入性が上昇し過ぎるため、上部ベイナイトが形成され、靭性を低下させる。これらの効果を考慮して、Cu,Ni,Cr,Mo,V,およびNbは、上記範囲内において添加するのが好ましい。Ti:0.001~0.020massTiは、TiNを形成してオーステナイト粒を微細化し、ミクロ組織微細化による靭性向上に有効な元素である。この効果を得るためには、0.001mass以上添加するのが好ましい。一方、0.020massを超えて添加しても、TiNが粗大化して、オーステナイト粒の微細化効果が得られなくなるので、上限は0.020massとするのが好ましい。より好ましくは0.003~0.017massの範囲である。B:0.0001~0.003massBは、焼入れ性を高める効果があるため、厚肉のH形鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには0.0001mass以上添加するのが好ましい。しかし、0.003mass超える添加は、硼炭化物を形成して靭性を低下させるようになる。よって、Bは0.0001~0.003massの範囲で添加するのが好ましい。次に、本発明の圧延H形鋼のフィレット部の特性について説明する。フィレット部のMn偏析度:1.7以下、フェライト粒径:30μm以下前述したように、発明者らの調査の結果、フィレット部の靭性が低下する原因は、フェレット部は鋼素材の最終凝固部に相当し、偏析が大きいことに大きく関係している。すなわち、最終凝固部に相当するフィレット部には、正偏析部と負偏析部が混在しており、Mn等の合金元素が多量に存在する正偏析部は、上部ベイナイトに変態し易く、その内部には脆弱な島状マルテンサイトが生成されるため、靭性が低下すること、一方、負偏析部は、Mn等の合金元素量が低く、高温で優先的にフェライト変態を起こすため、フェライト粒が粗大化し、やはり靭性を低下させる。さらに、フィレット部に存在する硫化物系介在物MnSは、主に棒状のMnSとなり、これが多量に存在すると、アッパーシェルフエネルギーの低下を招く。そして、これらの効果が重複して、フィレット部の靭性低下を招いていることが明らかとなった。そこで、本発明では、フィレット部における偏析のレベルを表わす指標としてMn偏析度を規定し、その値を1.7以下に制限すると共に、フェライトの平均粒径を30μm以下に制限する。ここで、上記Mn偏析度とは、フランジ1/6B部の裏面から1/4t部におけるMnの平均濃度C0に対するフェレット部のMn最大濃度Cmaxの比Cmax/C0と定義する。Mnの偏析度が1.7を超えると、Mn等合金元素の濃度が高い正偏析部では、上部ベイナイト変態による島状マルテンサイトの生成が顕著となることに加えて、Mn等合金元素の濃度が低い負偏析部では、高温からフェライト変態を生じて粗大なフェライトが生成するため、フィレット部の靭性が大きく低下するためである。なお、Mn偏析度は、好ましくは1.55以下である。また、フィレット部のフェライトの平均粒径を30μm以下と規定する理由は、フェライトの平均粒径が30μmを超えると、靭性低下が顕著となり、0°Cにおけるシャルピー吸収エネルギーが100Jを下回るようになるからである。フェライトの平均粒径は、好ましくは25μm以下である。なお、本発明におけるフェライトの平均粒径とは、光学顕微鏡でミクロ組織を観察し、フェライト粒をトレースし、画像解析により求めた円相当径の平均粒径のことをいう。フィレット部に存在する1μm以上の介在物に占めるCaO,SおよびREMO,Sの個数比率が50以上また、本発明の圧延H形鋼は、フィレット部に存在する1μm以上の介在物に占めるCaO,SおよびREMO,Sの合計の個数比率が50以上であることが好ましい。発明者らの調査によれば、CaやREMを添加していない鋼素材を用いて製造した圧延H形鋼のフィレット部には、特に圧延方向に伸びた棒状のMnSが多量に存在するため、シャルピーアッパーシェルフエネルギーを低下させる。そこで、本発明では、鋼成分としてCa,REMを必須の成分として添加し、フィレット部に生成する介在物を、粒状のCaO,SあるいはREMO,Sに形態制御することで、シェルフエネルギーの低下を防止している。しかし、上記Ca,REMの添加効果をより確実に得るためは、フェレット部に存在する1μm以上の介在物に占める、粒状のCaO,SあるいはREMO,Sの合計の個数比率を50以上とするのが好ましい。ここで、上記介在物の大きさは、SEMあるいはEPMAにより観察された二次電子像により求めた寸法のことであり、棒状の場合には、長辺の大きさをいう。次に、本発明の圧延H形鋼の製造方法について説明する。本発明の圧延H形鋼の製造方法は、上記に説明した成分組成に適合する鋼を溶製し、鋼素材とした後、その鋼素材を所定の温度に加熱後、ブレークダウン圧延し、粗圧延し、中間圧延し、仕上圧延する熱間圧延を行ってH形鋼とする一連の工程からなる製造方法であるが、以下に説明するように、熱間圧延する前の鋼素材に予め熱処理を施し、最終凝固部の偏析を軽減するところに特徴がある。したがって、鋼の溶製は、転炉や真空脱ガス処理等を経る通常公知の製錬プロセスで行えばよく、また、鋼素材の製造も、連続鋳造法あるいは造塊-分塊圧延法等、通常公知の方法で製造すればよく、特に制限はない。予備熱処理:1200~1350°C×1~50hrで加熱後、Ar3変態点-100°C以下まで冷却上記に説明したように、本発明の圧延H形鋼の製造方法は、鋼素材をH形鋼に熱間圧延するに前に、予め所定の温度、時間で予備熱処理を施し、フィレット部の偏析を低減するとともに、フェライト粒径を微細化するところに特徴がある。上記偏析軽減効果を得るためには、1200~1350°Cの温度で1~50hr加熱する必要がある。加熱温度が1200°C未満、あるいは、加熱時間が1hr未満では、Mnの偏析軽減が不十分である。一方、1350°Cを超える加熱は、スケールロスの増大や、スケールに起因した表面疵を増大させる。また、加熱時間が50hrを超えると、その効果が飽和し、生産性を阻害するようになる。上記、熱処理を施した鋼素材は、その後、Ar3変態点-100°C以下の温度まで冷却する必要がある。この冷却は、粗大化しているオーステナイトを一旦冷却することで、フィレット部のミクロ組織の微細化を図るためである。すなわち、偏析軽減のための熱処理を施したとしても、Ar3変態点-100°Cを超える温度から、熱間圧延に必要な所定の温度に再加熱し、そのまま熱間圧延した場合には、フィレット部に粗大なオーステナイトがそのまま維持されるため、ミクロ組織が粗大化して、十分な靭性向上効果を得ることができない。これに対して、偏析軽減のための熱処理を施した後、Ar3変態点-100°C以下の温度まで冷却し、その後、熱間圧延に必要な所定の温度に再加熱した場合には、冷却時におけるオーステナイトからフェライトへの変態と、再加熱時のフェライトからオーステナイトへの変態が起こり、オーステナイトが微細化するので、フィレット部のミクロ組織、特に、フェライトの微細化を図ることができるからである。なお、上記熱処理後の冷却温度は、Ar3変態点-100°C以下であればよく、室温でも構わない。ここで、上記Ar3変態点の温度は、実測によりもとめてもよいが、鋼成分から下記式を用いて求めることができる。Ar3°C=910-273C25Si-74Mn-5Cu-56Ni-16Cr-9Mo-1620Nbただし、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。熱間圧延上記予備熱処理を施した鋼素材は、その後、改めて1200~1350°Cの温度に再加熱した後、H形鋼に熱間圧延する。再加熱温度が1200°C未満では、変形抵抗が高く、圧延負荷が大きくなる。一方、1350°Cを超える再加熱は、スケールロスの増大や、スケールに起因した表面疵を発生するおそれがあるので好ましくない。鋼素材を再加熱した後の熱間圧延は、従来技術と同様、ブレークダウン圧延し、粗圧延し、中間圧延し、仕上圧延する通常の熱間圧延を行えばよく、特に制限はない。また、熱間圧延後の、冷却も、空冷、水冷のいずれでも構わない。なお、この熱間圧延は、全ての工程を予備熱処理後、再加熱してから行う必要はなく、例えば、ブレークダウン圧延等の一部工程を、予備熱処理の冷却前に行っても構わない。また、本発明のH形鋼は、従来の圧延H形鋼と比較して熱間圧延後の強冷却による靭性劣化の影響を受け難いので、熱間圧延後のフランジ強冷却が必要となるフランジ厚がウェブ厚の2倍以上のH形鋼として好適である。表1に示したA~Iの化学成分組成を有する鋼を、転炉と真空脱ガス処理を経る通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法で鋼素材スラブまたはビームブランクとした後、その鋼素材を、表2に示す加熱温度、時間で熱処理し、冷却する予備熱処理を施した後、再加熱し、通常公知のブレークダウン圧延、粗圧延、中間圧延、仕上圧延する熱間圧延を施して、同じく表2に示した寸法のH形鋼を製造した。上記のようにして得た各圧延H形鋼について、下記の評価試験に供した。<引張試験>図1に示したフランジ1/6B部より、引張方向をH形鋼の長さ方向とするJISZ2201に規定されたJIS1A試験片を採取し、JISZ2241に準じて引張試験を行い、降伏応力YSまたは0.2耐力、引張強さTS、降伏比YRを測定した。<靭性試験>図1に示したフランジ1/6B部の裏面から1/4t部と、フィレット部から、JISZ2202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い、0°Cにおける吸収エネルギーを測定した。<Mn偏析度の測定>フィレット部から、小試験片を採取し、樹脂に埋め込み、バフ研磨した後、EPMAを用いて、加速電圧20kV、ビーム径4μm、ステップ4μmの条件で、調査対象面積1mm×1mm250ステップ×250ステップのMn面分析を行い、フランジ1/6B部の裏面から1/4t部におけるMn平均値に対するMnピーク値最大値の比で、Mn偏析度Cmax/C0を求めた。<フェライト粒径の測定>フィレット部から、小試験片を採取し、樹脂に埋め込み、バフ研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡を用いて200倍にてミクロ組織を観察し、フェライト粒を100個以上トレースして、画像解析処理して円相当径を算出し、その平均粒径を求めた。<介在物の特定>上記フェライト粒径の測定に用いた埋め込み研磨した試料を用いて、EPMAを用いて、1μm以上の大きさの介在物10個以上について成分分析し、主な介在物の特定と、1μm以上の大きさの介在物に占めるCaO,SおよびREMO,Sの比率を求めた。上記の測定結果を、表3に示した。表3から、本発明の成分組成を満たした鋼素材を、本発明に適合する条件で圧延して得た発明例のH形鋼は、いずれもYP325MPa以上の高強度を有し、しかも、母材およびフィレット部ともに、100J以上のシャルピー吸収エネルギーを有している。特に、1μm以上の大きさの介在物に占めるCaO,SおよびREMO,Sの比率が50以上である発明例のフィレット部の靭性は150J以上と優れている。これに対して、CaあるいはREMを添加しなかったH形鋼では、MnSの形態制御が不十分で、CaO,SおよびREMO,Sの比率が低いため、シャルピー吸収エネルギーが低い。また、熱間圧延前の鋼素材の熱処理温度が1200°C未満および保持時間が1hr未満のH形鋼No.2,4,8,9では、Mn偏析度の値が大きく、フィレット部に上部ベイナイトが形成されたため、フィレット部の靭性が低下している。また、熱間圧延前に1200~1350°Cの温度で1~50hrの熱処理を施しても、冷却温度がAr3変態点-100°Cより高いH形鋼No.3,6では、フィレット部のミクロ組織が粗く、フィレット部の靭性が低下している。また、Ceqが本発明の上限値を超えるH形鋼No.13は靭性が低下し、また、Ceqが本発明の下限値を下回るH形鋼No.15は、目標とする強度YP≧325MPaが得られていない。"