KR100559095B1 - 고강도 압연 ｈ 형 강의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 종래보다 저렴한 합금성분으로 생산성좋게 얻을 수 있는 고강도이며 고인성의 압연 H 형 강 및 그 제조방법이다. 합금성분으로 Nb : 0.03 ∼ 0.1 wt% 및 Ti : 0.005 ∼ 0.04 wt% 을 복합하여 첨가하는 것을 특징으로 한다. 또, 제조방법으로는 조(粗)유니버설 압연에 있어서, 압연온도 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 5 % 이상으로 하고 신속하게 리버스를 실행하며, 마무리 유니버설 압연에 있어서, 압연온도를 750 ℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 한다. 또한, 조유니버설 압연에 있어서, 압연온도 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 50 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Description

고강도 압연 Ｈ 형 강의 제조방법{METHOD OF MANUFACTURING HIGH STRENGTH ROLLED H-SHAPES}

도 1 은 인장강도 (TS) 와 C 량의 관계에 미치는 Nb 의 단독첨가, Ti 의 단독첨가 및 Nb-Ti 의 복합첨가 효과를 나타낸 도면이다.

도 2 는 인성 (vEo) 와 C 량의 관계에 미치는 Nb의 단독첨가, Ti 의 단독첨가 및 Nb-Ti 의 복합첨가 효과를 나타낸 도면이다.

본 발명은 제품 내 및 제품간의 재질 편차가 적고 고강도이며 고인성의 압연 H 형 강에 관한 것이다. 특히, 더 폭넓은 강도 레벨에 걸쳐 저렴하게 제조할 수 있는 고생산성이며 고강도의 압연 H 형 강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

H 형 강은 건축, 해양구조물, 선박, 저조, 토목 및 건설기계 등의 다양한 분야에서 사용될 수 있다. 종래부터 고강도화나 고인성화 등의 특성 개선을 도모해왔다. 최근에는 이들 특성이 두께방향에서 균일하고 또 강재간의 편차가 작은 것이 요구되고 있다.

건축물의 고층화가 진행됨에 따라 거대 지진시에는 건축물 변형에 따라 진동 에너지를 흡수하여 건축물 붕괴를 막는 설계가 채택되도록 된 것이 보고되고 있다 (예컨대,「철과 강, 제 74 년 (1988) 제 6 호, 제 11 ∼ 21 페이지」). 구체적으로는 지진 발생시에 건축물의 골조를 소정 형상으로 붕괴시키고 이 골조재의 소성화에 의해 건물 붕괴를 막는 것이다.

이러한 설계에 있어서는 지진발생시에 건축물의 골조가 설계자가 의도한 거동을 나타내는 것이 전제가 된다. 예컨대, 건축물 기둥이나 대들보 등 강재의 내력비를 설계자가 완전히 파악하고 있을 필요가 있다. 이 때문에 기둥이나 대들보에 사용되는 H 형 강 등의 강재가 균질인 것이 불가피하다. 즉, 강재 내 및 강재간의 강도 편차가 있으면 큰 문제가 된다.

그러나, 토목, 건축이나 선박 등에 사용되는 강재에는 고장력이며 고인성이 요구된다. 따라서, 이들 강재는 제어 압연 ∼ 제어 냉각법 - 이른바 TMCP 법 - 에 따라 제조되는 것이 통례이다.

그러나, TMCP 법에 따라 40 ㎜ 두께 정도의 강재를 제조한 경우에는 압연 후 냉각 처리에서 두께 방향 또는 각 강재 사이에서 냉각속도가 다르기 때문에 수득된 조직이 변화하는 경우가 있다. 즉, 수득된 강재의 두께 방향 또는 각 강재 사이에서 재질 편차가 발생하는 경우가 있다.

또, 담금질성을 증대시키기 위해서 용접성의 지표인 용접 균열 감수성 지수 (이하, P_㎝ 라고 함) 가 높아지는 것, 즉, 용접열 영향부 (이하, HAZ 라고 함) 의 인성이 열화되는 것도 문제가 되었다.

또한, 종래에는 570 Mpa 를 초과하는 고강도 강을 얻기 위해서는, 재가열 ∼ 담금질 ∼ 뜨임처리로 미세한 뜨임 마르텐사이트 조직으로 만드는 수법을 주로 적용하였다. 그러나, 재가열 ∼ 담금질 ∼ 뜨임 처리에 필요한 비용은 많다.

그래서, 재질 편차를 작게 하며 HAZ 인성 열화를 억제하는 강재 및 그 제조방법이 일본 공개특허공보 평8-144019 호, 동 평9-310117 호 및 동 평10-72620 호에 제안되어 있다. 이들 기술은 냉각속도 변화에 관계없이 강 조직을 베이나이트 주체로 하는 것을 특징으로 한다.

이들 기술은 재질 편차 발생이 냉각공정에서 각 부위의 냉각속도 변화에 의한 조직 변동에 기인한다는 지견에서 냉각속도 변화에 관계없이 조직 변동하지 않는 강 성분으로 함으로써 문제 해결을 도모한 것이다. 구체적으로는 극저 탄소 및 고 Mn 성분의 강에 적당량의 B 를 첨가함으로써 냉각공정에서 냉각속도에 의존하지 않고 베이나이트 주체의 조직을 얻어 재질 편차를 적게 한다. 또한, C 량을 저감함으로써 P_㎝ 를 작게 하여 용접성 향상을 도모한다.

또, 일본 공개특허공보 평8-144019 호, 동 평9-310117 호 및 동 평10-72620 호의 개시기술은 주로 플랜지 두께가 50 ㎜ 를 초과하는 것과 같이 매우 두꺼운 H 형 강이나 50 ㎜ 두께 이상의 두꺼운 강판에 관한 것으로, 압연 후 열처리를 전제로 한다. 비교적 얇은 사이즈의 H 형 강에 대해서도 이들 기술은 적용할 수 있으나, 생산성 및 경제성 향상을 고려한 경우, 고강도, 고인성을 얻기 위한 성분계나 제조방법에 관한 최적화의 여지는 남아 있었다. 왜냐하면 이러한 사이즈의 H 형 강에서는 압연에 의한 조직 미세화를 기대할 수 있기 때문이다.

최근에는 내진 구조재로서 이러한 사이즈의 H 형 강의 수요는 급격히 상승하 고 있다. 즉, 현재 상태에서는 이러한 사이즈의 H 형 강의 보다 한층 고강도화 및 고인성화가 제조 비용의 저감과 함께 강하게 요구되고 있다.

본 발명은 인장강도가 500 ∼ 700 MPa 의 폭넓은 강도 레벨에 걸친 고강도이고 또 고인성의 압연 H 형 강을 제안함과 동시에 종래보다 저렴한 합금성분으로 생산성좋게 얻을 수 있으며, 따라서 제조 비용을 한층 더 저감할 수 있는 고생산성 ·고강도 압연 H 형 강의 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

즉, 본 발명은 C : 0.014 ∼ 0.05 wt%, Si : 0.1 ∼ 1.0 wt%, Mn : 1.0 ∼ 1.8 wt%, P : 0.030 wt% 이하, S : 0.020 wt% 이하, Al : 0.1 wt% 이하, B : 0.0003 ∼ 0.0040 wt% 및 N : 0.006 wt% 이하를 포함하고, 또

Nb : 0.03 ∼ 0.1 wt% 및 Ti : 0.005 ∼ 0.04 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어진 것을 특징으로 하는 인장 강도가 500 ∼ 700 MPa 급의 고생산성 ·고강도 압연 H 형 강이다. 추가로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0100 wt% 을 함유하는 것, 플랜지 두께가 40 ㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 고생산성 ·고강도 압연 H 형 강이다.

또, 소재 강판을 재가열한 후 브레이크 다운 압연, 조유니버설 압연 이어서 마무리 유니버설 압연을 실시함으로써 H 형 강을 제조할 때에 이 소재가 상술한 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고, 재가열 온도를 1150 ∼ 1320 ℃ 로 하고, 조유니버설 압연에 있어서, 압연온도 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 5 % 이상으로 하고 신속하게 리버스를 실행하며, 마무리 유니버설 압연에 있어서, 압연온도를 750 ℃ 이상으로 하는 인장 강도가 500 ∼ 700 MPa 급의 고생산성 ·고강도 압연 H 형 강의 제조방법이다. 또한, 조유니버설 압연에 있어서 리버스시 정지시간을 패스간 합계로 120 초 이내로 하는 것, 조유니버설 압연에 있어서 압연온도 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 50 % 이하로 하는 것 또는 조유니버설 압연과 마무리 유니버설 압연의 사이 및 마무리 유니버설 압연 후 냉각을 공기중에서의 냉각으로 하는 압연 H 형 강의 제조방법이다.

바람직한 실시형태

발명자들은 지금까지 나타낸 요청에 유리하게 응하기 위해 H 형 강의 성분계 및 제조공정에 대해 면밀한 재검토를 하였다. 그 결과 이하 지견을 얻었다.

(1) 500 ∼ 700 MPa 의 폭넓은 강도 레벨을 달성하기 위해서는, 종래부터 알려져온 Cr, Ni, Mo, V, Ti, Nb 및 Cu 등의 강화 성분 중 Cr, Ni, Mo, V 및 Cu 첨가를 힘껏 억제하고 Ti 및 Nb 를 복합 함유시키는 것이 가장 효과적이다.

(2) (1) 의 성분계 소재의 압연 공정중 다음 (a)(b) 조건을 만족시킴으로써 강 조직이 베이나이트 주체의 고강도이고 더구나 충분히 우수한 인성의 강재를 얻을 수 있다.

(a) 조유니버설 압연시 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 5 % 이상으로 한다.

(b) 마무리 유니버설 압연온도를 750 ℃ 이상으로 한다.

(3) 상기 압연 공정에서 다음의 (c)(d) 조건을 만족시킴으로써 생산성의 향상을 한층 더 도모할 수 있다.

(c) 조유니버설 압연공정에서 패스간의 리버스를 신속하게 실행한다.

(d) 조유니버설 압연과 마무리 유니버설 압연의 사이 및 마무리 유니버설 압연 후에는 공기중에서 냉각한다.

본 발명은 (1) ∼ (3) 의 지견에 입각한 것이다.

이하, 본 발명에서 H 형 강의 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.

C : 0.014 ∼ 0.05 wt%

C 는 HAZ 의 입계 균열을 억제하기 위해 적어도 0.014 wt% 를 함유시키는 것으로 하였다. 그러나, 0.05 wt% 를 초과하면 모재 인성이 저하될 뿐아니라 용접 균열 감수성이 커져 용접성이 열화된다. 또한, 섬형상 (島狀) 마르텐사이트 생성에 의해 HAZ 인성도 열화된다. 따라서, C 는 0.014 ∼ 0.05 wt% 범위에서 함유시킨 것으로 하였다.

Si : 0.1 ∼ 1.0 wt%

Si 는 강 안으로 고용하여 강도를 향상시키는 유용한 원소이기 때문에, 본 발명에서는 0.1 wt% 이상을 첨가한다. 그러나, 1.0 wt% 를 초과하면 HAZ 인성이 열화된다. 따라서, Si 는 0.1 ∼ 1.0 wt% 범위에서 함유시킨 것으로 하였다.

Mn : 1.0 ∼ 1.8 wt%

Mn 은 저 C 강에서 베이나이트 조직을 안정적으로 얻는 데에 유효한 성분이기 때문에, 본 발명에서는 1.0 wt% 이상을 첨가한다. 그러나, 1.8 wt% 를 초 과하면 용접성 열화를 초래한다. 따라서, Mn 은 1.0 ∼ 1.8 wt% 범위에서 함유시킨 것으로 하였다.

P : 0.030 wt% 이하

P 는 γ입계로 편석하여 입계 강도를 저하시키기 때문에, 그 혼입은 힘껏 저감하는 것이 바람직하다. 특히, HAZ 인성을 확보한다는 점에서 허용 상한값을 0.030 wt% 로 정하였다.

S : 0.020 wt% 이하

S 는 Nb, Ti 첨가의 저 C 강에서 고온 연성을 저하시켜 연속 주조시 표면 균열 발생을 조장시킨다. 또한, MnS 를 형성하고 모재 인성도 저하시킨다. 따라서, 허용 상한값을 0.020 wt% 로 정하였다. 특히 바람직한 범위는 0.010 wt% 이하이다.

Al : 0.1 wt% 이하

Al 은 주로 탈산제로서 사용된다. 단, 0.1 wt% 를 초과하는 첨가는 탈산 효과가 포화될 뿐아니라 모재 및 HAZ 인성의 열화를 초래한다. 따라서, Al 은 0.1 wt% 이하로 한정하였다.

B : 0.0003 ∼ 0.0040 wt%

B 는 담금질성 향상에 따라 베이나이트 조직을 안정적으로 수득하는 데에 유효한 성분이다. 단, 0.0003 wt% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하다. 한편, 0.0040 wt% 를 초과하면 담금질성 향상 효과가 포화될 뿐아니라 모재 및 HAZ 인성이 열화된다. 따라서, B 는 0.0003 ∼ 0.0040 wt% 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.

N : 0.006 wt% 이하

N 이 너무 많으면 B 을 BN 으로 고정하기 때문에 충분한 양의 프리한 B 를 확보할 수 없다. 따라서, N 은 이런 면에서 0.006 wt% 이하로 억제하는 것으로 하였다.

또한, 본 발명에서는 강화 원소로는 주로 이하에 서술한 Nb 와 Ti 를 사용하는 것으로 하였다.

그 이유는 Nb 및 Ti 는 용접성에 악영향을 미치지 않고 효과적으로 강도 향상을 도모할 수 있기 때문이다. 또, Nb 및 Ti 는 다른 강도 개선 성분에 비하면 미량의 첨가량으로 강도 향상 효과가 있다. 즉, 성분 비용 면에서도 유리하다.

강도 및 인성에 미치는 Nb 및 Ti 의 복합첨가 효과를 실험으로 조사하였다. 실험방법은 다음과 같다. 0.5 wt% Si - 1.5 wt% Mn - 0.015 wt% P - 0.004 wt% S - 0.03 wt% Al - 0.0020 wt% B - 0.003 wt% N 을 기본 성분으로 하고, C, Nb, Ti, Ca 량을 바꾼 100 ㎏ 강괴를 용제하고 80 ㎜ 두께의 소재를 실험실적으로 제조하였다. 이 소재를 1250 ℃ 로 재가열하고 950 ℃ 이하에서 누적압하율이 20 % 조건에서 열간압연을 하여 25 ㎜ 두께로 한 후, 공기중에서 냉각하고 인장시험편 및 샤르피 시험편을 잘라냈다. 도 1 및 도 2 에 각각 인장 강도 (TS) 및 인성 (vEo) 에 미치는 Nb 및 Ti 의 복합첨가 효과를 Nb 의 단독첨가 및 Ti 의 단독첨가의 경우와 비교하여 나타낸다. 도 1 및 도 2 에서 Ｏ는 0.015 wt% Ti 의 단독첨가, ■는 0.06 wt% Nb 의 단독첨가, ●0.015 wt% Ti 와 0.06 wt% Nb 의 복합첨가, 그리고 ▲는 0.015 wt% Ti 와 0.06 wt% Nb 의 복합첨가에 추가로 0.003 wt% Ca 의 첨가의 각각의 경우를 나타낸다. 한편, C 가 0.01 wt% 미만에서는 HAZ 입계 균열이 발생하고, 0.05 wt% 초과에서는 모재 인성 저하, HAZ 경화성 증대 때문에 용접성은 저하되었다.

도 1 및 도 2 에 나타낸 바와 같이, Nb 및 Ti 를 복합첨가한 경우에는 Nb 의 단독첨가나 Ti 의 단독첨가의 경우에 비해 TS 및 vEo 모두 우수한 값을 나타내고 있다.

따라서, 본 발명에서는 강도 및 인성 개선 성분으로 Nb 및 Ti 를 이하 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.

Nb : 0.03 ∼ 0.1 wt%

Nb 는 변태 강화에 따른 강도 향상을 위해 유용한 원소이다. 단, 함유량이 0.03 wt% 미만에서는 그 첨가효과가 부족하다. 한편, 0.1 wt% 를 초과하면 모재 및 HAZ 인성이 열화된다. 따라서, Nb 는 0.03 ∼ 0.1 wt% 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.

Ti : 0.005 ∼ 0.04 wt%

Ti 는 강중 N 을 TiN 으로 고정하는 결과, BN 생성을 억제하는 작용이 있다. BN 생성이 억제된 결과, 프리한 B 가 증가하여 프리한 B 의 담금질성 향상 효과를 유효하게 발현시킬 수 있다. 또한, Ti 는 γ립을 미세화시키기 때문에, 모재의 인성 향상에도 유용하다. 그러나, 함유량이 0.005 wt% 미만에서는 그 첨가 효 과가 부족하다. 한편, 0.04 wt% 를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, Ti 는 0.005 ∼ 0.04 wt% 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.

또, 강 중 N 을 고정한다는 점에서는 Ti 는 N 의 3.4 배 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

또한, 강화 성분으로서 종래부터 알려진 기타 원소, Cr, Ni, Mo, V 및 Cu 는 합금 비용의 대폭적인 상승을 초래한다. 따라서, 무첨가로 하거나 또는 이들 원소 첨가량 상한을 이하 레벨로 제한하는 것으로 하였다.

Cr : 0.3 wt% 이하, Ni : 0.2 wt% 이하, Mo : 0.1 wt% 이하, V : 0.02 wt% 이하, Cu : 0.3 wt% 이하

이상 필수성분 이외에 연속 주조시 노즐 막힘 방지를 목적으로 Ca 를 첨가할 수 있다. 그러나, 첨가량이 0.0005 wt% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하다. 한편, 0.0100 wt% 를 초과하면 강의 청정도가 저하되고 인성 저하를 초래한다. 따라서, Ca 를 첨가하는 경우에는 그 범위를 0.0005 ∼ 0.0100 wt% 로 한정하였다.

상술한 바와 같이, 본 발명에서는 HAZ 의 입계 균열과 HAZ 인성의 관점에서 제한된 C 범위에 있어서 Mn, B, Nb, Ti 에서 담금질성을 확보하고 강 조직을 주로 베이나이트 조직으로 함으로써 고강도화를 달성할 수 있다. 또한, 그 결과, Cr, Ni, Mo, V 및 Cu 를 무첨가로 하거나 또는 필요 최소한으로 억제할 수 있어 합금 비용의 대폭적인 상승을 억제할 수 있다.

또, 상기 성분 조성 범위 안에서 성분 조정을 함으로써 500 ∼ 700 MPa 의 폭넓은 강도 레벨을 적절하게 달성할 수 있다. 예컨대, Nb 첨가량 조정으로 베 이나이트 변태 개시 온도를 변화시키며 그 결과 강도 레벨을 제어할 수 있다.

이어서, 본 발명의 제조방법에 대해 설명한다.

상기 적합한 성분으로 조정된 용강은 연속 주조법 또는 조괴 (造塊)- 분괴 (分塊)법으로 블룸이나 빔블랭크 등의 소재로 한 후, 대형 압연라인에서 열간압연에 사용된다. 열간 압연에서는 이 소재를 재가열 - 브레이크 다운 압연 - 조유니버설 압연하여 거의 최종 형상에 가까운 제품 형상으로 한다. 그 후, 마무리 유니버설 압연을 실시하여 형상을 정리하여 최종 형상으로 한다.

브레이크 다운 압연은 브레이크 다운 압연기로 리버스의 다(多)패스 압연을 실시하여 주조편이나 강편 등의 소재를 거칠게 성형하는 공정으로, 공형압연 (孔型壓延) 에 상당한다. 여기에서, 브레이크 다운 압연기는 통상 복수의 홈이 있는 홈이 부착된 롤을 압연 롤로 하고 중간 롤이나 백업 롤이 없는 2 Hi 압연기이다. 밀 하중이나 압연 토크를 고려하면 일반적으로 소재는 1250 ℃ 정도로 고온 재가열할 필요가 있다.

조유니버설 압연은 조유니버설 압연기로 리버스의 다패스 압연을 실시하여 거의 최종 형상에 가까운 사이즈까지 압연하는 공정이다. 여기에서 조유니버설 압연기는 수직 롤과 수평 롤로 구성된 압연기이다. 수직 롤에서는 플랜지부의 압연, 수평 롤에서는 웹 (web) 압연을 동시에 실행한다. H 형 강 압연에 있어서 가장 중요한 프로세스이고, 여기에서의 압연 제어에 의해 소재는 거의 결정된다.

마무리 유니버설 압연은 판 압연에서의 스킨패스 압연에 상당하고, 통상적으로는 1 패스만으로 제품 형상을 정리하는 공정이다. 마무리 유니버설 압연기는 조유니버설 압연기와 마찬가지로 수직 롤과 수평 롤로 구성된 압연기이다. 조유니버설 압연 후에는 플랜지가 밖으로 조금 휜 형상으로 되어 있어, 그것을 수직으로 정리하는 것이 주된 역할이다. 압하율은 1 패스당 5 % 정도이다.

상기 압연 공정에서 소재의 재가열 온도는 1150 ∼ 1320 ℃ 로 할 필요가 있다. 재가열 온도가 1150 ℃ 미만이면 변형 저항의 증대에 따라 가공성이 저하된다. 한편, 재가열 온도가 1320 ℃ 를 초과하면 스케일 손실의 증가, 가열 원단위의 상승을 초래한다. 또한, 초기 γ입자의 조대화에 따른 인성 저하가 염려된다. 따라서, 소재의 재가열 온도는 1150 ∼ 1320 ℃ 로 한다.

조유니버설 압연에서는 리버스 압연 후반에는 온도 하강에 의해 γ미재결정역이 되는 950 ℃ 까지 온도가 저하된다. 압연 온도는 플랜지의 1/4 폭부의 표면 온도로 한다. H 형 강의 재질 제어에서는 압연온도 영역을 고려하면 조유니버설 압연공정이 가장 중요하다. 950 ℃ 이하에서 누적압하량이 너무 작으면 조직의 미세화가 불충분해져 인성이 저하된다. 따라서, 950 ℃ 이하에서 누적압하량은 5 % 이상으로 한다. 또한 950 ℃ 이하에서 누적압하량은 950 ℃ 이하의 압연 패스가 되기 전의 롤 틈 (A), 최종 패스의 롤 틈 (B) 으로 하면 (A-B)/A×100 으로 산출할 수 있다.

950 ℃ 이하에서 누적압하량이 클 수록 모재 강도 및 인성은 상승하기 때문에 바람직하다. 그러나, 압연 사이즈에 따라 γ미재결정역이 되는 950 ℃ 이하가 될때까지 압연 대기하는 경우가 있다. 압연 대기 시간이 증대하면 생산성 저하를 초래한다. 또한, 통상적으로는 대기 장소에 지열수단이 없어 장시간 압연 대기를 하면 웹과 플랜지의 두께 차이에 기인하여 이들 온도 차이가 확대된다. 통상적으로는 웹이 얇아서 웹이 저온이 된다. 웹과 플랜지의 온도차이가 확대되면, 웹(web)파가 발생되기 쉬워져 제품 생산율면에서 불리하다. 따라서, 생산성 향상이라는 관점에서는 조유니버설 압연시에 압연 대기를 하지 않고 신속하게 리버스하는 것이 필요하다. 바람직하게는 조유니버설 압연에서 리버스시 압연재의 정지시간은 패스간 합계로 120 초 이내로 한다. 그렇게 하기 위해서는 조유니버설 압연에 있어서 950 ℃ 이하에서 누적압하량은 50 % 이하로 하기는 것이 바람직하다.

마무리 유니버설 압연은 750 ℃ 이상의 압연 온도에서 실행한다. 750 ℃ 미만에서는 표면 흔적 발생 등의 표면 품질 저하 및 직각도 불량 등 형상 품질 저하를 초래한다.

또, 조유니버설 압연과 마무리 유니버설 압연 사이 및 마무리 유니버설 압연후의 냉각은 대기 방랭 처리하는 것이 바람직하다. 웹과 플랜지의 온도차이의 확대를 방지하는 수단으로 조유니버설 압연과 마무리 유니버설 압연 사이에서 또는 마무리 유니버설 압연후에 플랜지 수냉을 실행해도 된다. 그러나, 이 수단을 실행하면 H 형 강의 좌우 측면에서 온도 불균일 등이 잘 발생하게 된다. 그 결과, 압연 방향을 따라 굽힘이나 휨이 발생하여 통판 트러블이 발생하여 생산성을 열화시킨다. 요컨대, 플랜지 수냉을 하는 경우에는 냉각온도 제어에 각별한 주위가 필요하다. 따라서, 조압연과 마무리 압연 사이 및 마무리 압연후의 냉각은 공기중에서 냉각 처리하는 것이 유리하다.

한편, 상기 제조방법에 따라 얻은 H 형 강의 치수는 특별히 제한되지 않지만, 플랜지두께는 40 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.

요점은 플랜지두께가 40 ㎜ 를 초과하는 이른바 매우 두꺼운 강재나 매우 두꺼운 H 형 강의 경우에는 판두께 증가에 따른 압연시의 전체 압하량의 감소나 냉각속도의 저하에 따른 강도나 인성 저하를 보충할 필요가 생긴다. 예컨대, 종래 기술에서 볼 수 있는 상응하는 성분 설계나 압연, 냉각 수법을 고려할 필요가 생기기 때문이다.

실시예

표 1 에 나타낸 각종 성분 조성으로 조정한 강을 표 2 에 나타낸 조건에 따라 처리함으로써, 각종 H 형 강을 제조하였다. 또한, 시간당 압연 톤수, 압연 사이즈, 제품간 압연 간격 시간, 필요 압연 패스 회수 등을 종합적으로 고려하여 생산성의 대중소를 판단하였다.

이렇게 해서 얻은 각 H 형 강에 대해 플랜지폭의 1/4 및 플랜지두께의 1/4 부위에 의해 압연방향으로 평행하게 JIS 4 호 인장 시험편 및 JIS 4 호 충격 시험편을 채택하여 기계적 성질을 조사하였다.

이어서, HAZ 인성을 평가하기 위해, 플랜지폭의 1/4 부위에서 재현 열사이클 시험편을 채택하여 열사이클 처리를 하고서, 샤르피 시험편을 채택하여 0 ℃ 에서 샤르피 흡수 에너지를 측정하였다. 열사이클로는 (1) 1400 ℃ 로 가열한 후, 800

℃ 에서 500 ℃ 까지 300 s 로 냉각하는 처리 및 (2) (1) 에 이어서 Ar₁ 점 이하의 700 ℃ 로 재가열하는 처리를 각각 실행한다. (1) 은 500 kJ/㎝ 의 입열량으로 용접하였을 때 용접부 (이하 BOND 부라고 함) 에 가해지는 열사이클, (2) 는 500 kJ/㎝ 의 입열량으로 용접하였을 때 재가열 BOND 부에 가해지는 열사이클에 각각 상당한다.

얻은 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 에서 알 수 있듯이, 본 발명의 적합예의 H 형 강은 모두 생산성이 양호하고 TS 가 500 MPa 이상의 고강도이며 BOND 부나 재가열 BOND 부의 인성도 우수하다. 또한, 이 H 형 강에 대해 플랜지나 웹의 판두께 방향의 경도를 조사한 바, 경도 편차가 너무 작은 균일한 경도 분포를 갖고 있음을 확인할 수 있었다.

반면, C 량이 본 발명의 적정 범위를 이탈한 비교예 (강 (K, P)) 에서는 BOND 부 인성의 저하나 최고 경도가 높아진다. 즉, HAZ 인성이나 용접성에 문제가 남았다. 또, Ti 가 무첨가된 강 L, Nb 가 무첨가된 강 M 및 N 양이 높은 강 (N) 의 3 종류에 대해서는 강도가 낮거나 인성이 낮다는 문제가 발생하였다. 또한, Nb 가 상한값을 이탈한 강 (O) 에서는 모재 및 HAZ 인성이 저하되었다.

이렇게 해서 본 발명에 따르면 재질 편차 없이 종래보다 고강도 ·고인성이고 또 용접성이 우수한 압연 H 형 강을 매우 저렴하게 또한 고생산성 하에서 얻을 수 있다.

본 발명은 인장강도가 500 ∼ 700 MPa 의 폭넓은 강도 레벨에 걸친 고강도이 고 또 고인성의 압연 H 형 강임과 동시에 종래보다 저렴한 합금성분으로 생산성 좋게 얻을 수 있으며, 따라서 제조 비용을 한층 더 저감할 수 있는 고생산성 ·고강도 압연 H 형 강을 제조할 수 있게 되었다.

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4. 소재 강판을 재가열한 후 브레이크 다운 압연, 조 유니버설 압연(rough universal rolling) 이어서 마무리 유니버설 압연을 실시함으로써 H 형 강을 제조할 때에

   이 소재가

   C : 0.014 ∼ 0.05 wt%,

   Si : 0.1 ∼ 1.0 wt%,

   Mn : 1.0 ∼ 1.8 wt%,

   P : 0.030 wt% 이하,

   S : 0.020 wt% 이하,

   Al : 0.1 wt% 이하,

   B : 0.0003 ∼ 0.0040 wt% 및

   N : 0.006 wt% 이하

   를 포함하고, 또

   Nb : 0.03 ∼ 0.1 wt% 및

   Ti : 0.005 ∼ 0.04 wt%

   를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고,

   재가열 온도를 1150 ∼ 1320 ℃ 로 하고, 조유니버설 압연에 있어서, 압연온도 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 5 % 이상으로 하고 신속하게 리버스를 실행하며, 마무리 유니버설 압연에 있어서, 압연온도를 750 ℃ 이상으로 하는 인장 강도가 500 ∼ 700 MPa 급의 고강도 압연 H 형 강의 제조방법.
5. 제 4 항에 있어서, 조유니버설 압연에서 리버스시 압연재의 정지시간은 패스간 합계로 120 초 이내로 하는 압연 H 형 강의 제조방법.
6. 제 5 항에 있어서, 조유니버설 압연에서, 압연온도 950 ℃ 이하에서 누적압하율을 50 % 이하로 하는 압연 H 형 강의 제조방법.
7. 제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한항에 있어서, 조유니버설 압연과 마무리 유니버설 압연과의 사이 및 마무리 유니버설 압연 후 냉각을 공기중에서의 냉각으로 하는 압연 H 형 강의 제조방법.
8. 제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한항에 있어서, 소재 성분으로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0100 wt% 를 더 함유하는 압연 H 형 강의 제조방법.
9. 제 7 항에 있어서, 소재 성분으로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0100 wt% 를 더 함유하는 압연 H 형 강의 제조방법.

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