KR101263924B1 - 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 ｈ형강과 그 제조 방법 - Google Patents

인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 ｈ형강과 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 C량 및 N량을 저감하고, 적정량의 Si, Mn, Nb, Ti, B, O를 함유 하며, C와 Nb의 함유량이, C-Nb/7.74≤0.004를 만족하고, 입경이 0.05 내지 10㎛의 Ti 함유 산화물의 밀도가 30 내지 300개/㎟이며, 입경 10㎛ 초과의 Ti 함유 산화물의 밀도가 10개/㎟ 이하인 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재로서, 예비 탈산 처리에 의하여 용존 산소를 0.005 내지 0.015 질량%로 조정한 후, Ti를 첨가하고, 또한 진공 탈가스 처리를 30분 이상 실시하여, 용제 후 연속 주조하여 얻은 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 두께가 40 내지 150 mm가 되도록 열간 압연하고, 냉각하여 제조된다.

Description

인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 Ｈ형강과 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH THICK STEEL PRODUCTS EXCELLENT IN TOUGHNESS AND WELDABILITY, HIGH-STRENGTH ULTRA-THICK H SHAPE STEEL AND PROCESSES FOR MANUFACTURING BOTH}
본 발명은 고층 빌딩의 기둥재, 거대 강 구조 시설의 구조 부재 등에 매우 적합한, 강도, 인성 및 용접성이 우수한 후강재 및 극후 H형강과 그 제조법에 관한 것이다.
고층 건축물, 옥내 스포츠 시설 등은 거대한 공간의 확보가 요구되는 강 구조 시설에서의 그 구조 부재로서, 고장력을 가진 후강재나 극후 H형강의 이용이 진행되고 있다. 강판이나 형강의 판 두께가 증가하면, 특히 판 두께 중앙부에서의 압하량을 확보하는 것이 곤란하게 되어, 재질의 불균일이 문제가 된다. 또한, 담금질성을 확보하기 위하여, 탄소당량(Ceq)을 높이면, 용접성이 저하된다.
이와 같은 문제에 대하여, 고강도를 가진 후강재의 용접성 및 인성을 개선하는 방법이, 예를 들면, 일본 공개 특허 공보 평9-310117호, 일본 공개 특허 공보 2000-199011호 및 일본 공개 특허 공보 2002-173734호 등에서 제안되어 있다.
일본 공개 특허 공보 평9-310117호 및 일본 공개 특허 공보 2000-199011호에 제안된 방법은 C량을 저감하고, 용접 균열 감수성 지표(Pcm)를 저하시켜, 금속 조직을 베이나이트 단상 조직 또는 그래뉼러 베이나이틱 페라이트로 하여 재질의 불균일도 개선한 것이다.
또한, 일본 공개 특허 공보 2002-173734호에 제안한 후강재는, Ceq 및 Pcm을 저하시킨 성분으로, 용도에 따른 강도와 인성을 얻기 위하여, 고용 Nb를 이용한 것이다.
또한, 강판뿐만 아니라, 극저 탄소의 베이나이트 조직에 의(擬)폴리고날 페라이트를 분산시킨 극후 H형강이, 예를 들면 일본 공개 특허 공보 평11-193440호에 제안되어 있다.
이 특허 문헌에 제안되어 있는 방법은, 열처리를 생략하고 제어 압연에 의하여, 강도 및 인성이 우수한 극후 H형강을 얻는 것이다.
두께가 40 mm 이상인 후강재, 특히, 극후 H형강에서는 열간 압연에서의 가공량을 확보하기가 어렵고, 또한 열간 압연 후의 냉속이 느려진다. 그 때문에, 강의 미세 구조를 세립화하는 것이 곤란하고, 인성을 확보하기가 어렵다.
또한, 강재의 두께가 증가하고, 강도를 높이면, 재질의 불균일이나 용접 열 영향부(HAZ)의 인성의 저하도 문제가 된다.
본 발명은 열간 압연 후에 열 처리를 하지 않고, 강도 및 인성, 그리고, 용접성도 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 H형강 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 고강도 후강재 및 고강도 극후 H형강은 소량의 첨가량에서도 충분히 담금질성을 높이는 효과를 발휘하는 Nb 및 B를 첨가하고, 미세한 산화물의 분산 및 조대 산화물의 생성을 제한함으로써, 인성을 향상시키고, HAZ의 인성의 저하도 억제한 것이다.
또한, 본 발명의 고강도 후강재 및 고강도 극후 H형강의 제조 방법은, 특히 산화물의 제어가 중요한 것이며, 강을 용제하는 제강 공정에 있어서, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소 농도를 적정한 범위 내로 제어하고, Ti를 첨가하고, 그 후 추가로 진공 탈가스 처리를 하는 것이다.
또한, 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 질량%로,
C: 0.005% 이상 0.030% 이하,
Si: 0.05% 이상 0.50% 이하,
Mn: 0.4% 이상 2.0% 이하,
Nb: 0.02% 이상 0.25% 이하,
Ti: 0.005% 이상 0.025% 이하,
B: 0.0003% 이상 0.0030% 이하,
O: 0.0005% 이상 0.0035% 이하를 함유하고,
P: 0.030% 이하,
S: 0.020% 이하,
N: 0.0008% 이상 0.0030% 이하
로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, C와 Nb의 함유량이
C-Nb/7.74≤0.02
를 만족하며, 입경이 0.05 내지 10㎛의 Ti 함유 산화물의 밀도가 30 내지 300개/㎟이며, 입경 10㎛ 초과의 Ti 함유 산화물의 밀도가 10개/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(2) 질량%로,
V: 0.1% 이하,
Mo: 0.1% 이하
중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(3) 질량%로,
Al: 0.025% 미만,
Mg: 0.005% 이하
중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(4) 질량%로,
Zr: 0.03% 이하,
Hf: 0.01% 이하
중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3)의 어느 하나에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(5) 질량%로,
Cr: 1.5% 이하,
Cu: 1.0% 이하,
Ni: 1.0% 이하
중 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4)의 어느 하나에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(6) 질량%로,
REM: 0.01% 이하,
Ca: 0.005% 이하
중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (5)의 어느 하나에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(7) 상기 Nb와 C의 질량% 농도 적(積)이 0.00015 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (6)의 어느 하나에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
(8) 상기 (1) 내지 (7)의 어느 하나에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재로 이루어지고, 플랜지 두께가 40 mm 이상인 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강.
(9) 상기 고강도 극후 H형강에 있어서, 항복 강도가 450 MPa 이상, 인장 강도가 550 MPa 이상, 0℃에 있어서 샤르피 흡수 에너지가 47J 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (8)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강.
(10) 상기 (1)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재를 제조하는 방법으로서, 상기 (1) 내지 (7)의 어느 하나에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강을 용제할 때, 예비 탈산 처리에 의하여, 용존 산소를 0.005 내지 0.015 질량%로 조정하고, 그 후, Ti를 첨가하고, 또한 진공 탈가스 처리를 30분 이상 실시하여 용제하고, 용제 후, 연속 주조하여 얻은 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 이어서 열간 압연하고, 상기 열간 압연이 1차 압연과 2차 압연으로 이루어지고, 1차 압연 후, 500℃ 이하로 냉각하고, 이어서 1100 내지 1350℃의 온도역으로 재가열하고, 그 후, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되는 2차 압연을 실시하고, 그 후, 냉각하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재의 제조 방법.
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(11) 상기 (8) 또는 (9)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강을 제조하는 방법으로서, 상기 (1) 내지 (7)의 어느 하나에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강을 용제할 때에, 예비 탈산 처리에 의하여 용존 산소를 0.005 내지 0.015 질량%로 조정하고, 그 후, Ti를 첨가하고, 또한 진공 탈가스 처리를 30분 이상 실시하여 용제하고, 용제 후 연속 주조하여 얻은 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 이어서, 플랜지 두께가 40 mm 이상이 되도록 열간 압연하고, 그 후, 냉각하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
(12) 상기 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 그 후, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되는 열간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (11)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
(13) 상기 열간 압연이 1차 압연과 2차 압연으로 이루어지고, 1차 압연 후, 500℃ 이하로 냉각하고, 이어서 1100 내지 1350℃의 온도역으로 재가열하고, 그 후, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되는 2차 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (11)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
(14) 상기 열간 압연 후, 800℃에서 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 0.1 내지 10℃/s가 되도록 냉각하는 것을 특징으로 하는 상기 (11)에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 후강재, 특히, 고강도 극후 H형강을, 압연 후에 조질 열처리를 실시하지 않고, 압연 후 그대로 냉각함으로써 제조하는 것이 가능하게 된다.
도 1은 C-Nb/7.74의 값과 상온에 있어서의 강재의 항복 강도와의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 강재의 HAZ 인성에 미치는 입경 10㎛ 초과의 조대 산화물 개수 밀도의 영향을 나타내는 도면이다.
도 3은 진공 탈가스 처리와 입경 10㎛ 초과의 조대 산화물 개수 밀도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 Ti 첨가 전의 용존 산소 농도와 Ti 함유 미세 산화물(입경 0.05 내지 10㎛)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 본 발명법을 실시하는 장치 배치예로서 형강 제조 프로세스의 개략을 나타내는 도면이다.
도 6은 H형강의 단면 형상 및 기계 시험편의 채취 위치를 나타내는 도면이다.
강재의 강도와 인성을 확보하려면 결정입자의 미세화가 극히 유효하다. 그러나, 탄질화물 등의 석출물을 이용하면, 강도는 석출 강화에 의하여 높아지지만, 인성이 저하된다.
특히, 강재의 두께가 증가하면, 열간 압연에서의 압하율을 확보하지 못하여, 결정립의 미세화는 곤란하게 된다. 또한, 강재의 두께가 증가하면, 강판이나 H형강의 판 두께의 중앙부에서는 열간 압연 후의 냉각 속도가 저하하고, 강도와 인성이 우수한 매시브 페라이트나 베이나이트의 생성이 저해된다.
또한 인성 및 용접성을 높이기 위하여, C량을 저감하면 강도가 저하하므로, 고용 강화나 담금질성의 향상을 꾀하기 위하여, 합금 원소를 첨가할 필요가 있다. 그러나, 고가의 Mo나 Ni 등의 합금 원소를 다량으로 첨가하면 제조 비용이 증가한다. 제조 비용의 증가를 억제하려면 소량의 첨가로 고강도화에 현저하게 기여하는 원소의 첨가가 필요하게 된다.
소량의 첨가로 담금질성을 향상시키는 원소로서, Nb와 B를 들 수 있다. B, Nb는 고온에서 오스테나이트의 입계(γ립계라고 함)에 편석하고, 입계로부터의 페라이트 핵 생성을 억제하여 담금질성을 높인다.
그 결과, 매시브 페라이트나 베이나이트로의 변태를 촉진하고, 강도를 확보하며, 또한 γ 입계로부터의 필름상의 페라이트의 생성이 억제된다. 필름상의 페라이트는 균열 전파의 경로가 되기 때문에, Nb 및 B의 첨가에 의하여, 필름상의 페라이트의 생성을 억제하면, 인성이 현저하게 향상된다.
이와 같은 B 및 Nb의 효과를 최대한으로 활용하려면 C 및 N의 양을 저감할 필요가 있다. 저C화에 의하여, Nb의 탄화물(NbC)이나, Nb의 탄붕화물(Fe23(CB)6)의 석출 및 성장이 억제된다. 이에 의하여, 고용 Nb, B를 확보할 수 있다. 또한, NbC가 미세하게 석출하기 때문에, 저C화는 석출 강화에 의한 강도 향상에도 유효하다.
한편, NbC가 과잉으로 석출하는 경우, NbC는 γ립계에 분포하고, 상대적으로 Nb의 입계 편석량이 감소하며, 담금질성이 저하된다. 또한, 저N화에 의하여, NbC보다 고온에서 석출하는 Nb의 질화물(NbN)의 생성을 억제할 수 있다. 또한, 저N화는 B의 질화물(BN)의 석출의 억제에도 유효하다.
또한, 강 중에, 미세한 Ti 함유 산화물을 분산시키면, 그 산화물이 용접 열 사이클에서의 최고 도달 온도에 있어서도 결정립을 핀 고정하고, HAZ의 입경의 조대화를 방지할 수 있다. 또한, 미세한 Ti 함유 산화물은 HAZ에 있어서, 입내 변태의 생성 핵으로서 작용하고, 생성한 입내 페라이트에 의하여, HAZ의 입경의 조대화가 더욱 억제된다.
HAZ의 입경이 조대화하면, 입계 면적이 감소하고, 입계에 편석하는 B 및 Nb의 입계 농도가 상승하며, 탄화물, 질화물 등의 입계 석출이 촉진된다. 그 결과, 그러한 침전물 및 그것을 핵으로 한 입계 페라이트의 생성에 의하여 입계 취화가 조장된다.
강 중에 미세한 Ti 함유 산화물을 분산시키려면, 강의 용제시에 예비 탈산 처리에 의하여 용강 중의 용존 산소 농도를 적정한 농도 범위로 조정한 후, Ti를 첨가하는 것이 필요하다. 이 처리에 의하여, 본 발명에 있어서 유리한 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti 함유 산화물의 밀도를 3O 내지 3OO개/㎟로 할 수 있다.
또한, 본 발명자들은 단지 Ti 함유 산화물을 분산시키는 것만으로는 불충분하고, 그 입경이 10㎛를 초과하는 것의 양을 충분히 억제하지 않으면 그 조대 입자가 충격 파괴의 기점이 되어, 모재 및 HAZ의 인성을 저하시키는 경우가 있는 것을 밝혀내었다. 입경이 10㎛를 초과하는 Ti를 함유하는 산화물의 양을 저감시키려면 Ti를 첨가시킨 후에, 진공 탈가스 처리를 실시할 필요가 있다.
본 발명자들은 이상의 지견과 고찰에 기초하여, 먼저, Nb량과 C량에 착안하여, 항복 강도와, C 및 Nb의 함유량과의 관계에 대하여 검토하였다.
구체적으로는, 질량%로, 0.005 내지 0.030%의 C, 0.05 내지 0.50%의 Si, 0.4 내지 2.0%의 Mn, 0.02 내지 0.25%의 Nb, 0.005 내지 0.025%의 Ti, 0.0008 내지 0.0030%의 N, 0.0003 내지 0.0030%의 B, 0.0005 내지 0.0035%의 O를 함유하고, P량을 0.030% 이하, S량을 0.020% 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, C량과 Nb량을 변화시킨 여러 가지 강을 용제하고, 열간 압연에 의하여, 판 두께 80 내지 125 mm의 강판을 제조하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 실험을 실시하였다.
도 1은 Nb의 고용량의 지표로서 C(질량%)-Nb(질량%)/7.74를 가로 축으로 하고, 세로 축을 상온에 있어서의 강재의 항복 강도(MPa)로 하며, 양자의 상관을 나타낸 것이다. 도 1에 의하면, C-Nb/7.74를 저하시키면, 항복 강도가 상승하는 것을 알 수 있다. 이는 필요한 항복 강도를 얻으려면 Nb 고용량을 확보하는 것이 필요하다는 것을 의미한다.
또한, 도 1로부터, C-Nb/7.74를 0.02 이하로 하면, 항복 강도가 350 MPa 이상이 되는 것을 알 수 있다. 또한, C-Nb/7.74를 0.01 이하, 또한 0.004 이하, 가장 좋기로는 0.002 이하로 하면, 안정적으로 항복 강도를 확보할 수 있는 것을 알 수 있다.
다음으로, 인성에 미치는 개재물의 영향에 대하여 검토를 하였다. 강중에 존재하는 산화물이 조대하면, 파괴의 기점이 되어, 인성이 저하하는 원인이 된다. 본 발명자들은 고강도를 가진 후 강재, 특히, 극후 H형강의 인성을 확보하려면, Ti를 첨가한 후에, 또한, 진공 탈가스 처리를 하여, 조대한 개재물을 감소시키는 것이 극히 유효한 것을 밝혀내었다.
따라서, 본 발명에 있어서는 조대한 개재물이 고밀도로 잔존하지 않도록, 예비 탈산 후, Ti를 첨가하고, 또한 탈가스 처리를 하고, 용강 중의 조대한 개재물을 제거하는 대책을 충분히 실시할 필요가 있다.
본 발명자들은 이상의 지견 및 고찰에 기초하여, 특히, 조대 개재물을 기점으로 한 파괴 메카니즘에 의한 인성 저하가 현저한 것에 주목하고, 인성 확보를 위하여 제거하여야 할 사이즈, 분포 수 밀도의 기준을 분명히 하며, 이 조대 개재물의 제거 방법에 대하여 검토를 하였다.
구체적으로는, 질량%로, 0.005 내지 0.030%의 C, 0.05 내지 0.50%의 Si, 0.4 내지 2.0%의 Mn, 0.02 내지 0.25%의 Nb, 0.005 내지 0.025%의 Ti, 0.0008 내지 0.0030%의 N, 0.0003 내지 0.0030%의 B, 0.0005 내지 0.0035%의 O를 함유하고, P량을 0.030% 이하, S량을 0.020% 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을, 예비 탈산 후, Ti를 첨가하고, 또한, 진공 탈 가스의 시간을 변화시켜 용제하고, 주조하여, 강 중의 Ti를 함유하는 산화물의 사이즈나 밀도를 변화시켰다.
강편을 열간 압연하여, 판 두께 80 내지 120 mm의 강판으로 하고, HAZ(용접 열 영향부)의 인성을 평가하기 위하여 소편을 채취하고, 승온 속도를 10℃/s로 하여 1400℃로 가열하고, 1s 유지한 후, 800℃로부터 500℃까지의 냉각 속도를 15℃/s로 하여 냉각하였다.
이들 HAZ의 열 이력을 모의(模擬)한 열 처리를 한 소편으로부터, V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242에 준거하여, 0℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 또한, 파면 및 금속 조직을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰하고, 인성에 영향을 미치는 산화물의 사이즈와 밀도에 대하여 검토하였다.
그 결과, 인성이 현저하게 저하한 시험편의 파면에는 10㎛ 초과의 개재물이 존재하는 것을 알 수 있었다. 또한, SEM에 부속되는 에너지 분산형 X선 장치(EDX)에 의하여, 10㎛ 초과의 개재물은 Ti를 함유하는 산화물인 것을 알 수 있었다. 또한, 금속 조직의 SEM 사진으로부터, 10㎛ 초과의 산화물의 밀도를 측정하였다.
도 2에, 10㎛ 초과의 산화물의 밀도와 인성과의 관계를 나타낸다. 도 2로부터, 10㎛ 초과의 산화물의 밀도를 10개/㎟ 이하, 좋기로는 7개/㎟ 미만으로 하면, O℃에 있어서의 샤르피 유전체 흡수 에너지를 안정적으로 50J 이상으로 할 수 있는 것을 알 수 있었다.
또한, 10㎛ 초과의 산화물의 밀도와 Ti를 첨가한 후의 진공 탈가스 시간과의 관계를 도 3에 나타낸다. 도 3으로부터, 10㎛ 초과의 산화물의 밀도를 10개/㎟ 이하로 하려면 진공 탈가스 시간을 30분 이상으로 할 필요가 있다는 것을 알게 되었다. 또한, 진공 탈가스 처리의 시간을 35 분 이상으로 하면, 입경 10㎛ 초과의 Ti 함유 산화물은 확실히 10개/㎟ 이하로 할 수 있고, 또한, 40분 이상으로 하면 7개/㎟ 미만까지 저감할 수 있다.
또한, 강재의 두께가 증가하면 용접의 입열량을 증가시킬 필요가 있다. 특히, HAZ(용접 열 영향부)에서는 1400℃로의 가열에 의하여 결정립의 지름이 조대화하고, 또한, 급랭에 의하여 경질 상(相)의 생성이 촉진되기 때문에, 인성의 저하가 현저하게 된다.
본 발명에서는 가열에 의한 입경의 조대화를 억제하기 위하여, 1400℃로 가열되어도 용체화하지 않는 미세한 Ti 함유 산화물을 분산시킨다. 미세한 Ti 함유 산화물은 피닝 효과를 발현하고, 용접 열 사이클에서의 최고 도달 온도에 있어서도, 결정립의 성장이 억제되어 HAZ의 입경의 조대화가 방지된다.
미세한 산화물은 HAZ뿐만이 아니라, 강재의 입경의 미세화에도 유효하다. 특히, 본 발명의 후강재나 극후 H형강에서는 소재인 강편으로부터 최종 제품을 제조할 때까지의 사이에, 열간 압연에서의 가공량을 확보하지 못하여, 열간 가공에 의한 재결정을 이용한 세립화는 어렵다.
따라서, 강편의 미세 구조의 세립화에도 유효한 미세한 산화물에 의한 결정립계의 피닝 효과는 극히 중요하다. 강중에 다수의 미세한 산화물을 분산시키려면, 강을 용제하는 제강 공정에 있어서, 적정한 탈산 처리, 탈가스 처리를 실시하고, Ti 첨가전의 용존 산소 농도를 조정할 필요가 있다.
이하에, 본 발명의 후강재 및 극후 H형강의 성분 조성을 한정하는 이유에 대하여 설명한다. 또한, 「%」는 「질량%」를 의미한다.
C는 강중에 고용하여 강도의 상승에 기여하는 원소이며, 함유량의 하한을 0.005%로 한다. 또한, 강도가 요구되는 경우에는 0.008% 이상의 C의 첨가가 좋다. 그러나, C를 과잉으로 첨가하면 용접성을 해치고, 또한, 0.030% 초과의 C를 함유하면, 베이나이트 상의 라스 간에 섬 형상의 마르텐사이트가 생성되어, 모재의 인성을 저하시킨다.
따라서, C량의 상한을 0.030%으로 할 필요가 있다. 또한, NbC의 생성을 억제하여, 고용 Nb량을 확보하려면 C량의 상한은 0.020%가 좋다.
Nb는 소량의 첨가로도 강도와 인성의 향상에 기여하기 때문에, 본 발명에서는 극히 중요한 원소이다. Nb는 강 중에 고용 Nb로서 존재하면, 특히, B와 함께 입계에 편석함으로써, 현저하게 담금질성을 상승시킨다. 상온 강도를 높이려면 0.02% 이상의 Nb를 첨가할 필요가 있고, 더 높은 강도가 요구되는 경우에는 0.03% 이상의 첨가가 좋다.
한편, 0.25% 초과의 Nb를 첨가하면, 합금 비용이 상승하고, 효과에 대하여 경제적으로 불리하기 때문에, 상한을 0.25%로 하였다. 또한, B 첨가에 의하여 강도가 향상될 것으로 전망되는 경우에는 경제성의 관점에서, Nb량을 0.10% 이하로 하는 것이 좋고, 0.08% 이하로 하는 것이 더 좋다.
또한, Nb는 강력한 탄화물 형성 원소이며, 과잉의 C를 NbC로서 고정하고, Fe23(CB)6의 형성에 의한 고용 B의 감소를 방지한다. 본 발명에서는 위에서 설명한 바와 같이, Nb의 첨가량은
C-Nb/7.74≤0.02%
를 만족할 필요가 있다. 좋기로는, 0.01% 이하, 더 좋기로는 0.O04%로 함으로써, 항복비 등의 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.
또한 고용 Nb량을 확보하고, 상온 강도를 향상시키려면, Nb와 C의 질량% 농도 적을 0.00015 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, Nb와 C의 질량% 농도 적은 Nb량[질량%]과 C량[질량%]의 적이다.
B는 고온에서 오스테나이트의 결정 입계에 편석하여, 냉각시의 페라이트 변태를 억제하기 때문에, 미량의 첨가로 담금질성을 상승시켜, 강도 상승에 현저하게 기여한다. 이 효과를 얻으려면 0.0003% 이상의 B를 첨가할 필요가 있다. 또한 Nb의 첨가량을 저감시켜도 γ 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하고, 필름상의 페라이트의 생성을 방지하여, 인성을 향상시키려면, 0.0008% 이상의 B량을 첨가하는 것이 좋다. 한편, 0.0030%를 초과하는 B를 첨가하면, BN를 생성하여 인성을 해친다. 적당한 담금질성을 확보하는 관점에서 첨가량의 상한은 좋기로는 0.0020%로 한다.
Ti는 산화물을 형성하여 모재 및 HAZ의 입경의 미세화에 기여하는 중요한 원소이다. 또한, Ti는 질화물을 형성하고 N를 고정하는 원소이기 때문에, BN의 생성을 억제하고, B에 의한 담금질성 향상 효과의 발현에도 기여한다. 특히, HAZ의 입경의 미세화에 유효한 Ti 함유 산화물을 생성시키려면, 0.005% 이상의 Ti를 첨가하는 것이 필요하다. TiN를 생성하여, BN의 석출을 억제하려면, Ti를 0.008% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
한편, 0.025% 초과의 Ti를 첨가하면, 그 후의 진공 탈가스를 충분히 실시하여도, 조대한 Ti 함유 산화물이 과잉으로 생성되어, 인성을 해친다. 조대한 Ti 함유 산화물을 더 줄이는 관점에서는 상한은 0.020%, 더 좋기로는 0.015%로 한다.
O는 본 발명에 있어서는 Ti와 미세한 산화물을 형성하고, 결정립의 성장을 억제하여, 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과는 강재에 포함되는 0량을 미량이라도 얻을 수 있고, 0량은 0.0005% 이상이면 좋다.
O량의 저감은 Ti 첨가 후의 진공 탈가스에 의하여 달성되지만, 제조 비용을 억제하려면 O 양을 0.00O8% 이상으로, 나아가 0.0015% 이상으로 하는 것이 좋다.
한편, 조대한 Ti 함유 산화물의 생성을 억제하려면, Ti의 첨가 후, 진공 탈가스 처리를 하고, 강 중의 O 농도를 0.0035% 이하로 할 필요가 있다. Ti 함유 산화물의 생성을 더 미세하게 하는 관점에서 0.0025% 이하가 좋고, 0.0020% 이하가 더 좋다.
또한, 입경이 0.05 내지 10㎛, 밀도가 30 내지 300개/㎟인 Ti 함유 산화물을 강 중에 존재시키려면, 강을 용제할 때의 Ti를 첨가하기 전의 용존 산소량이 중요하다. 도 4에, Ti 첨가 전의 용강 중의 용존 산소 농도와 용제 후의 강의 Ti 함유 미세 산화물(입경 0.05 내지 10㎛)의 개수와의 관계를 나타낸다.
도 4로부터 알 수 있는 바와 같이, Ti 첨가 전의 용존 산소 양이 0.005% 미만이면, Ti계 산화물의 입경이 작아지고, 밀도가 저하한다. 한편, Ti 첨가 전의 용존 산소 양이 0.015% 초과가 되면, Ti 함유 산화물의 입경이 10㎛를 넘어 조대화하여, 인성을 저해한다. 따라서, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소 양을 0.005 내지 0.015%의 범위로 하였다.
강을 용제할 때, Ti를 첨가하기 전에 Si 및 Mn를 탈산제로서 사용하여 탈산을 실시하면, 용존 산소 양을 0.005 내지 0.015%로 할 수 있다.
N은 강의 담금질성의 향상에 기여하는 Nb, B를 질화물, NbN, BN으로서 고정하는 원소이기 때문에, 함유량을 0.0045% 이하로 저감할 필요가 있다. N량은 낮을수록 인성이 향상되는 경향이 있기 때문에, 인성을 확보하려면 상한을 0.0030%로 하는 것이 좋다.
또한, N량을 0.0008% 미만으로 저하시키려면, 제조 비용을 필요로 하기 때문에, 하한을 0.0008%로 하는 것이 좋다. 또한, HAZ에 안정적으로 존재하는 TiN를 형성시키려면, Ti/N 농도비를 3.4 이상으로 하는 것이 좋다.
Si는 탈산 원소이고, 강도의 상승에도 기여하는 원소이다. 모재의 강도 확보, 용강의 예비 탈산을 하려면 0.05% 이상의 Si의 첨가가 필요하다. 그러나, Si량이 0.50%를 넘으면, 섬 형상의 마르텐사이트가 생성되어, 모재의 인성을 현저하게 저하시킨다.
또한, 내식성을 향상시키기 위하여 도금을 실시할 때, Si량이 0.40%를 넘으면, 용융 도금시에 얼룩이 발생하여, 표면 성상을 해치기 때문에, 0.40% 이하, 나아가 0.30% 이하로 하는 것이 좋다.
Mn은 담금질성을 상승시키는 원소로서, 금속 조직을 베이나이트나 매시브 페라이트로 하고, 모재의 강도와 인성을 확보하기 위하여, 0.4% 이상을 첨가할 필요가 있다. 한편, 2.0% 초과의 Mn를 첨가하면, 특히, 강편의 중심부에 편석하고, 편석부의 담금질성이 과도하게 상승하여 인성이 악화된다.
특히, 선택적으로 첨가되는 강화 원소의 양이 적은 경우에는 강도를 확보하기 위하여, 0.8% 이상의 Mn를 첨가하는 것이 좋다. 또한, 편석이 생기기 쉬운 판 두께 중앙부의 근방에 있어서도 충분한 인성을 확보하려면 Mn의 상한을 1.7%로 하는 것이 좋다.
P는 불순물로서, 특히, 용접성 및 인성의 저하를 억제하기 위하여, 상한을 0.030%로 한다.
S도 불순물로서, 용접성 및 인성의 저하를 억제하여, 열가공성을 확보하기 위하여, 상한을 0.020%로 한다.
또한, P, S는 모두 제조 비용의 관점에서 하한을 0.005%로 하는 것이 좋다.
다음으로, 선택적으로 첨가하는 성분에 대하여 설명한다.
V 및 Mo는 석출 강화 원소로서 알려져 있으나, 본 발명에서는 C 및 N의 함유량을 저감시키기 때문에, 석출 강화의 효과는 적고, 고용 강화에 기여한다.
V는 Ti, Nb와 마찬가지로, 탄화물 및 질화물을 생성하는 원소이지만, 본 발명에서는 전술한 바와 같이 고용 강화에 기여한다. 이 효과는 0.1%를 초과하는 V를 첨가하여도 포화하고, 경제성을 해치기 때문에, 상한을 0.1%로 하는 것이 좋다.
Mo는 탄화물을 생성하는 원소이지만, 본 발명에서는 전술한 바와 같이, 고용강화에 기여하고, 또한, 담금질성의 향상에도 기여한다. 그러나, Mo는 고가의 원소이며, 첨가량이 0.1%를 넘으면 경제성이 크게 손상되기 때문에, 상한을 0.1%로 하는 것이 좋다.
Al 및 Mg는 탈산 원소이며, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소 농도를 조정하기 위하여 첨가하여도 좋다.
Al은 강력한 탈산 원소이며, 또한, 질화물을 생성하는 원소이기도 하다. 본 발명에서는 Ti를 첨가하기 전의 용존 산소 농도를 제어하기 위하여 첨가하여도 좋다. 또한, AlN의 형성에 의하여, N을 고정하고, BN의 생성의 억제에도 기여한다.
그러나, 0.025% 이상의 Al의 첨가에 의하여, 섬 형상 마르텐사이트를 생성하고 인성을 해치는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.025% 미만으로 하는 것이 좋다. 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 생성에 따른 국소적인 인성의 저하를 방지하려면, Al량을 0.010% 미만으로 하는 것이 좋다.
Mg는 강력한 탈산 원소이며, 강 중에 미세하게 분산하는 Mg계 산화물을 생성한다. 고온에서 안정적으로 존재하는 Mg계 산화물은 용접 열 사이클의 최고 도달 온도에 있어서도 고용하지 않고, γ 입자를 피닝하는 기능을 가지기 때문에, 모재의 결정립경의 미세화뿐만이 아니라, HAZ의 조직의 미세화에도 기여하므로, 첨가하는 경우 0.0005% 이상의 첨가가 바람직하다.
그러나, 용강에 Mg를 첨가한 경우, Mg계 산화물은 제거되기 쉽고, Mg량을 0.005% 초과로 하면, Mg계 산화물이 조대화하기 때문에 0.005% 이하의 첨가로 한다.
Zr 및 Hf는 질화물을 형성하는 원소이고, 강 중의 N을 고정하고, NbN이나 BN의 생성을 억제하므로, 첨가하는 경우에는 모두 0.005% 이상의 첨가가 좋다.
Zr는 Ti보다 고온에서 안정적인 ZrN를 생성하여, 강 중의 고용 N의 저감에 기여하며, Ti를 단독으로 첨가하는 경우에 비하여, 현저하게 고용 B, 고용 Nb를 확보할 수 있다. 그러나, 0.03% 초과의 Zr를 첨가하면, 조대한 ZrN를 생성하고, 인성을 해치는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.03%로 하는 것이 좋다.
Hf는 Ti나 Zr과 마찬가지로, 질화물을 생성하는 원소이지만, 0.01%를 초과하는 Hf의 첨가에 의하여, HAZ의 인성이 저하하는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.01%로 하는 것이 좋다.
Cr, Cu, Ni는 담금질성을 향상시켜, 강도의 상승에 기여하는 원소이므로, 첨가하는 경우 0.01% 이상의 첨가가 바람직하지만, Cr, Cu는 과잉으로 첨가하면 강도가 상승하여 인성을 해치는 경우가 있기 때문에, Cr은 1.5%를, Cu는 1.0%를 상한으로 하는 것이 좋다. Ni는 인성의 향상에 기여하는 원소이기도 하지만, 10%를 넘어 첨가하여도 효과가 포화한다.
또한, Cu 및 Ni는 제조 비용의 관점에서, 합계량을 1.0% 이하로 하는 것이 좋다. 경제성의 관점에서, 더 바람직한 Cu량의 상한은 0.5% 이하이며, Ni량의 상한은 0.3% 이하이다.
REM 및 Ca는 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 첨가하는 경우 모두 0.0005% 이상의 첨가가 좋다.
REM(희토류 원소)는 고온에서 안정적인 산화물 및 황화물을 생성하는 원소이고, 용접 시에 고온으로 가열된 HAZ의 입성장을 억제하며, HAZ의 조직을 미세화하여 인성의 저하의 억제에 기여한다. 다만, 모든 희토류 원소의 합계 함유량으로, 0.01% 초과를 첨가하면 산화물이나 황화물의 체적분율이 높아지고, 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.01%로 하는 것이 좋다.
Ca는 CaS를 형성하고, 열간 압연으로 압연 방향으로 연신하는 MnS의 생성을 억제하는 효과를 발휘한다. 이에 의하여 인성이 향상되고, 특히, 판 두께 방향의 샤르피 충격 값의 개선에 기여한다. 다만, 0.005%를 초과하여 첨가하면, 산화물이나 황화물의 체적분율이 높아져, 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.005%로 하는 것이 좋다.
다음으로, Ti 함유 산화물에 대하여 설명한다. 본 발명에 있어서, Ti 함유 산화물의 입경 및 밀도의 제어는 모재 및 HAZ의 결정립의 미세화에 의한 인성의 향상을 위하여 극히 중요하다. 또한, Ti 함유 산화물은 질화물의 생성 핵으로서도 기능하고, TiN 등, 고온에서 생성되는 질화물에 의한 N의 고정을 촉진하여, NbN나 BN의 석출을 억제한다.
그 결과, Nb, B에 의한 담금질성의 향상 효과를 최대한으로 발휘시키는 것이 가능해지기 때문에, Ti 함유 산화물은 강도의 향상에도 간접적으로 기여한다.
본 발명에 있어서, Ti 함유 산화물이란, TiO, TiO2, Ti2O3 등의 Ti계 산화물 및 Ti계 산화물과 Ti계 산화물 이외의 산화물과의 복합 산화물, 그리고 Ti계 산화물이나 복합 산화물과 황화물과의 복합 개재물의 총칭이다. Ti 이외의 산화물은 SiO2 등의 Si계 산화물, Al2O3 등의 Al계 산화물, 기타, Mg계 산화물, Ca계 산화물 등을 들 수 있다.
또한, Ti계 산화물과 Si계 산화물, Al계 산화물, Mg계 산화물, Ca계 산화물등과의 복합 산화물이나, Ti계 산화물을 생성 핵으로서 석출하는 MnS 등의 황화물을 동반하는 복합 개재물은 1 개체로서 취급하기로 한다.
Ti 함유 산화물은 금속 조직을 SEM에 의하여 관찰하고, EDX에 의하여 산화물에 함유되는 원소를 동정함으로써, 입경 및 밀도를 측정할 수 있다. 또한, X선 마이크로 애널라이저(EPMA)에 의하여, Ti와 O를 함유하는 개재물을 검출하고, 화상 분석이나 조직 사진과의 조합(照合)을 실시함으로써, Ti 함유 산화물의 입경 및 밀도를 측정하여도 된다.
0.5mm×0.5 mm의 범위, 또는 그 이상의 시야로, 그리고 50 입자 정도의 입자의 평균 입경 및 입자 수 밀도를 구한다. 또한, Ti 함유 산화물의 입경은 조직 사진에 있어서의 최대의 지름이다.
입경이 0.05㎛ 이상, 10㎛ 이하인 Ti 함유 산화물은, 위에서 설명한 바와 같이, 결정립계를 피닝하여 입성장을 지연시키고, 모재 및 HAZ의 결정립의 미세화에 기여한다. Ti 함유 산화물의 입경이 0.05㎛ 미만이면 피닝 효과는 얻을 수 없지만, 특히, 인성을 저하시키는 원인은 되지 않는다.
한편, Ti 함유 산화물의 입경이 10㎛를 넘으면, 위에서 설명한 바와 같이, 파괴의 기점이 되고, 밀도가 10개/㎟를 넘으면, 모재 및 HAZ의 인성이 저하된다.
따라서, HAZ의 인성을 향상시키려면, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti 함유 산화물의 밀도를, 30개/㎟ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti 함유 산화물의 밀도가 3OO개/㎟를 넘으면, 균열의 진전의 경로가 되므로, 인성이 저하된다.
강재의 두께는 40 mm 미만이면, 열간 압연에 의한 강재의 재질 제어를 비교 적 용이하게 실시할 수 있다. 따라서, 본 발명은 두께가 40mm 이상인 강재에 유리하게 적용된다.
그러나, 두께가 150 mm를 초과하는 후강재는 본 발명을 적용하여도 인성의 확보가 곤란한 경우가 있다.
또한, H형강의 경우에는 플랜지 두께가 40 mm 이상이 되는 경우를 극후 H형강으로 하여, 본 발명을 특히 유리하게 적용할 수 있다. 이것은 슬라브 또는 빔 플랭크 형상의 소재로부터 극후 H형강을 제조할 때에, 플랜지뿐만 아니라, 필렛부(플랜지와 웹이 결합된 부위)의 가공량이 한정되기 위하여, 후강재를 제조하는 경우보다 강도, 인성을 확보하기 어렵기 때문이다. 또한, H형강의 경우에도, 플랜지 두께가 150 mm를 초과하는 경우에는, 본 발명을 적용하여도 인성의 확보가 곤란한 경우가 있다.
극후 H형강을 구조 부재로서 사용할 때의 기계 특성의 목표값은 상온의 항복점 또는 0.2% 내력이 450 MPa 이상, 인장 강도가 550 MPa 이상(ASTM 규격 그레이드 65 상당)이다. 또한, 좋기로는, 상온의 항복점 또는 0.2% 내력이 345 MPa 이상, 인장 강도가 450 MPa 이상(ASTM 그레이드 50 상당)이다.
또한, 0℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지는 모재부에서 47 J 이상, HAZ부에서 47 J 이상이다.
다음으로, 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명에서는 미세한 Ti 함유 산화물을 생성시키고, 조대한 Ti 함유 산화물의 생성을 억제하기 위하여, 강을 용제하는 제강 공정이 극히 중요하다. 특히, 탈산은 중요하고, Ti 첨가 전의 용존 산소량을 적정한 범위로 제어하고, Ti의 첨가 후, 진공 탈가스 처리를 적정한 조건으로 실시하는 것이 필요하다.
먼저, 미세한 Ti 함유 산화물을 생성하려면 Ti 첨가 전의 용존 산소의 양을 제어하는 것이 중요하다. Ti 첨가 전의 용존 산소량은 Si, Mn 등의 탈산 원소나, 선택적으로 첨가하는 Al, Mg의 첨가량에 의하여 제어할 수 있다. Ti 첨가 전의 용존산소가, 질량%로 0.005% 미만이면, 입경이 10㎛ 이하인 Ti 함유 산화물의 생성량이 불충분하게 된다.
한편, Ti 첨가 전의 용존 산소가 0.015% 초과이면, 입경이 10㎛를 초과하는 조대한 Ti 함유 산화물이 증가하여, 후속되는 진공 탈가스 처리를 할 때에, 조대 산화물을 충분히 저감시키는 데 필요한 처리 시간이 길어진다. 그 때문에, 제조 비용이 증가할 뿐만 아니라, 입경이 10㎛ 이하인 Ti 함유 산화물의 밀도도 저하된다.
제강 공정에서, 위에서 설명한 바와 같이, 적정한 조건으로 Ti를 첨가하고, 용강의 화학 성분을 조정한 후, 진공 탈가스 처리를 한다. 위에서 설명한 바와 같이, 입경이 10㎛ 이하인 Ti 함유 산화물의 밀도를 10개/㎟ 이하로 하려면 진공 탈가스 처리 시간을 30분 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 효율 좋게, 조대한 Ti 함유 산화물을 감소시키려면, 진공 탈가스 처리의 진공도를 5 Torr 이하로 하는 것이 좋다.
또한, 인성을 향상시키려면 진공 탈가스 처리를 진공도 5 Torr 이하로 35분 이상 실시하는 것이 좋고, 40분 이상 실시하는 것이 더 좋다. 또한, 처리 시간의 상한은 제조 비용의 상승을 억제하기 위하여 60분 이하로 하는 것이 좋다.
강을 용제한 후, 주조하여 강편을 얻는다. 주조는 생산성의 관점에서, 연속 주조가 좋다. 또한, 강편의 두께는 생산성의 관점에서 200 mm 이상으로 하는 것이 좋고, 편석의 저감이나, 열간 압연에 있어서의 가열 온도의 균질성 등을 고려하면, 350 mm 이하가 좋다.
다음으로, 강편을 가열하고, 열간 압연을 실시한다. 강편의 가열 온도는 1100 내지 1350℃의 범위 내로 한다. 가열 온도가 1100℃ 미만이면, 변형 저항이 높아진다. 특히, H형강을 제조하는 경우의 가열 온도는 강판의 제조보다도 소성 변형을 용이하게 하기 때문에 1200℃ 이상으로 하는 것이 좋다.
한편, 가열 온도가 1350℃보다 고온인 경우에는, 소재인 강편의 표면 스케일이 액체화하여 노 내가 손상되므로 경제적인 이점이 적어진다. 그 때문에 열간 가공의 가열 온도의 상한은 1350℃로 한다.
열간 압연에서는 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되도록 압연하는 것이 좋다. 이것은 열간 압연으로 가공 재결정을 촉진시켜 오스테나이트를 세립화하고, 인성과 강도를 향상시키기 때문이다. 또한, 강편의 두께와 제품의 두께에 따라서, 열간 압연 전에 조압연을 실시하여도 좋다.
열간 압연 후, 냉각할 때에는, 800℃로부터 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1 내지 10℃/s로 하는 것이 좋다. 이 가속 냉각에 의하여, 오스테나이트가 경질이고 인성이 우수한 베이나이트나 베이나이틱 페라이트로 변태하여, 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다.
평균 냉각 속도는 0.1℃/s 이상으로 하면, 가속 냉각의 효과를 얻을 수 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 10℃/s를 넘으면, 베이나이트상이나 마르텐사이트상의 조직분율이 상승하고, 인성이 저하하는 경우가 있다.
800℃로부터 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 800℃로부터 500℃까지의 냉각에 필요한 시간에 의하여 구할 수 있다. 또한, 가속 냉각은 열간 압연 후, 후술하는 2 히트 압연의 경우에는 2차 압연의 종료 후, 8O0℃ 이상의 온도에서 개시하면 좋다. 한편, 가속 냉각의 정지 온도는 500℃ 이하이면 좋고, 특별히 규정되지는 않는다.
또한, 열간 압연은 일단, 도중까지 일차 압연하고, 500℃ 이하로 냉각한 후, 재차, 1100 내지 1350℃로 가열하고, 이차 압연을 실시하여 제조하는 프로세스, 즉 2 히트 압연을 채용하여도 좋다. 2 히트 압연에서는 열간 압연에서의 소성 변형량이 적고, 압연 공정에서의 온도의 저하도 작기 때문에, 가열 온도를 낮게 할 수 있다. 따라서, H 형강의 열간 압연에서는 2 히트 압연을 채용하는 것이 좋다.
<실시예>
표 1에 나타내는 성분 조성을 가진 강을 용제하고, 연속 주조에 의하여, 두께가 240 내지 300 mm인 강편을 제조하였다. 강의 용제는 전로 실시하고, 일차 탈산하여, 합금 첨가하고, 표 2에 나타내는 바와 같이, 용존 산소 농도를 조정하여, Ti 탈산 처리를 실시하고, 그 후, 다시 진공 탈가스 처리를 실시하였다.
Figure 712013000050391-pct00013
Figure 712013000050391-pct00014
얻은 강편을, 도 5에 개략을 나타내는 제조 프로세스에 의하여, 도 6에 나타내는 H형강(6)으로 하였다. 즉, 강편을 가열로(1)에서 가열하고, 조압연기(2)로 조압연을 실시한 후, 중간 압연기(3) 및 마무리 압연기(5)로 이루어지는 유니버설 압연 장치열로 열간 압연을 실시하고, 냉각함으로써 H형강을 제조하였다.
압연 패스 간의 수랭에는 중간 유니버설 압연기(3)의 전후에 설치한 수랭 장치(4a)를 사용하여, 플랜지 외측면의 스프레이 냉각과 리버스 압연을 반복하여 실시하였다. 열간 압연 후의 가속 냉각은 마무리 유니버설 압연기(5)로 압연 종료 후에, 후면에 설치한 냉각 장치(4b)에 의하여 플랜지(7)의 외측면을 수랭하여 실시하였다.
또한, 일부는 열간 압연 도중에 중단하여, 일단 냉각시킨 후, 재차 가열하여 나머지의 압연 및 필요에 따라서 수랭에 의한 냉각 제어를 실시하였다(이하, 이 공정을 2 히트 압연이라 칭한다).
기계 특성을 측정하기 위하여, 도 6에 나타내는 플랜지(7)의 판 두께 t2의 중심부(1/2t2)에서 플랜지 폭 전장(B)의 1/4(1/4B)로부터, 시험편을 채취하고, 여러 가지 기계 특성을 측정하였다. 또한, 이 부분들의 특성을 구한 것은 플랜지 1/4F부는 H형강의 평균적인 기계 특성을 나타낸다고 판단하였기 때문이다.
인장 시험은 JIS Z 2241에 준거하여 실시하고, 샤르피 충격 시험은 JIS Z 2242에 준거하여 0℃에서 실시하였다. 또한, HAZ의 인성은 용접 입열량을 약 40000 J/cm로 하여 용접을 실시하고, HAZ로부터 시험편을 채취하여 평가하였다.
제조 조건과 시험 결과를 표 3 내지 6에 나타낸다. 표 4 및 표 5는 각각, 열간 압연에서의 압하율, 압연 종료 후의 가속 냉각 조건을 변경시킨 경우의 기계특성을 나타내고, 표 6은 2 히트 압연의 유무를 비교하고, 기계 특성을 나타내었다.
기계 특성의 목표 값은 상온의 항복점 또는 0.2% 내력이 450 MPa 이상, 인장 강도가 550 MPa 이상(ASTM 그레이드 65 상당), 또는 상온의 항복점 또는 0.2% 내력이 345 MPa 이상, 인장 강도가 450MPa 이상(ASTM 규격 그레이드 50 상당), 그리고, 0℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 모재부에서 47J 이상, HAZ부에서 47J 이상이다.
표 3 내지 6에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 강 1 내지 4, 7 내지 17, 19, 30 내지 33, 36 내지 39는 상온의 항복점 또는 0.2% 내력이, 목표의 하한값인 450 MPa 또는 345 MPa를 만족하고, 인장 강도의 목표인 550 MPa 이상 또는 450 MPa 이상을 만족한다. 또한, 0℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지는 모재부에서 47J 이상, HAZ부에서 47J 이상이므로, 목표를 충분히 달성하였다.
한편, 비교예인 강 20 내지 29에 대하여는 밑줄로 나타내는 첨가 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 일탈하기 때문에, 필요 특성을 얻을 수 없다.
Figure 712013000050391-pct00015
Figure 112010040817612-pct00004
Figure 712013000050391-pct00016
Figure 112010040817612-pct00006
<산업상 이용 가능성>
본 발명에 의하면, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 후강재, 특히, 고강도 극후 H형강을, 압연 후에 조질 열처리를 하지 않고, 압연한 채로 제조하는 것이 가능하게 되고, 시공 비용의 저감, 공사 기간의 단축에 의한 대폭적인 비용 삭감을 꾀할 수 있다. 따라서, 본 발명은 대형 건조물의 신뢰성의 향상, 안전성의 확보, 경제성의 향상 등의 점에서, 산업상의 공헌이 극히 현저한 것이다.

Claims (17)

  1. 질량%로,
    C: 0.005% 이상 0.030% 이하,
    Si: 0.05% 이상 0.50% 이하,
    Mn: 0.4% 이상 2.0% 이하,
    Nb: 0.02% 이상 0.25% 이하,
    Ti: 0.005% 이상 0.025% 이하,
    B: 0.0003% 이상 0.0030% 이하,
    O: 0.0005% 이상 0.0035% 이하를 함유하고,
    P: 0.030% 이하,
    S: 0.020% 이하,
    N: 0.0008% 이상 0.0030% 이하
    로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, C와 Nb의 함유량이
    C-Nb/7.74≤0.02
    를 만족하고, 입경이 0.05 내지 10㎛의 Ti 함유 산화물의 밀도가 30 내지 300개/㎟이며, 입경 10㎛ 초과의 Ti 함유 산화물의 밀도가 10개/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  2. 제1항에 있어서, 질량%로,
    V: 0.1% 이하,
    Mo: 0.1% 이하
    중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  3. 제1항에 있어서, 질량%로,
    Al: 0.025% 미만,
    Mg: 0.005% 이하
    중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  4. 제1항에 있어서, 질량%로,
    Zr: 0.03% 이하,
    Hf: 0.01% 이하
    중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  5. 제1항에 있어서, 질량%로,
    Cr: 1.5% 이하,
    Cu: 1.0% 이하,
    Ni: 1.0% 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  6. 제1항에 있어서, 질량%로,
    REM: 0.01% 이하,
    Ca: 0.005% 이하
    중 하나 또는 양방을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  7. 제1항에 있어서, 상기 Nb와 C의 질량% 농도 적이 0.00015 이상인 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재.
  8. 제1항에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재로 이루어지고, 플랜지 두께가 40 mm 이상인 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강.
  9. 제8항에 있어서, 상기 고강도 극후 H형강에 있어서, 항복 강도가 450 MPa 이상, 인장 강도가 550 MPa 이상, 0℃에 있어서 샤르피 흡수 에너지가 47J 이상인 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강.
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 제1항에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재를 제조하는 방법으로서, 제1항 내지 제7항 중 어느 하나의 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강을 용제할 때, 예비 탈산 처리에 의하여 용존 산소를 0.005 내지 0.015 질량%로 조정하고, 그 후, Ti를 첨가하고, 또한 진공 탈가스 처리를 30분 이상 실시하여 용제하고, 용제 후 연속 주조하여 얻은 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 이어서 열간 압연하고, 상기 열간 압연이 1차 압연과 2차 압연으로 이루어지고, 1차 압연 후, 500℃ 이하로 냉각하고, 이어서 1100 내지 1350℃의 온도역으로 재가열하고, 그 후, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되는 2차 압연을 실시하고, 그 후, 냉각하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재의 제조 방법.
  13. 삭제
  14. 제8항 또는 제9항에 기재된 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강을 제조하는 방법으로서, 제1항 내지 제7항 중 어느 하나의 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강을 용제할 때에, 예비 탈산 처리에 의하여 용존 산소를 0.005 내지 0.015 질량%로 조정하고, 그 후, Ti를 첨가하고, 또한 진공 탈가스 처리를 30분 이상 실시하여 용제하고, 용제 후 연속 주조하여 얻은 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 이어서, 플랜지 두께가 40 mm 이상이 되도록 열간 압연하고, 그 후, 냉각하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
  15. 제14항에 있어서, 상기 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 그 후, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되는 열간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
  16. 제14항에 있어서, 상기 열간 압연이 1차 압연과 2차 압연으로 이루어지고, 1차 압연 후, 500℃ 이하로 냉각하고, 이어서 1100 내지 1350℃의 온도역으로 재가열하고, 그 후, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이 되는 2차 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
  17. 제14항에 있어서, 상기 열간 압연 후, 800℃에서 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 0.1 내지 10℃/s가 되도록 냉각하는 것을 특징으로 하는 인성과 용접성이 우수한 고강도 극후 H형강의 제조 방법.
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