KR101883588B1

KR101883588B1 - H형강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101883588B1
Application number: KR1020167028073A
Authority: KR
Inventors: 마사키 미조구치; 가즈토시 이치카와; 가즈아키 미츠야스; 히로카즈 스기야마
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2014-04-15
Filing date: 2015-04-09
Publication date: 2018-07-30
Also published as: EP3133181B1; EP3133181A1; JP6183545B2; WO2015159793A1; KR20160132929A; EP3133181A4; US20170107589A1; US10280476B2; JPWO2015159793A1

Abstract

이 H형강은, 소정의 화학 성분을 갖고, 원 상당 직경으로 0.005∼0.5㎛의 Mg 함유 산화물을, 합계로 100∼5000개/㎟ 포함하고, 플랜지의 두께가 100∼150㎜이고, 상기 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치인 강도 평가 부위에 있어서, 강재 조직에 있어서의 베이나이트 분율이 80％ 이상이고, 또한 구오스테나이트 입경이 평균 70㎛ 이상이고, 상기 플랜지의 상기 길이 방향에서 상기 표면으로부터 1/2의 위치, 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 상기 표면으로부터 3/4의 위치인 인성 평가 부위에 있어서, 강재 조직에 있어서의 구오스테나이트 입경이 평균 200㎛ 이하이다.

Description

H형강 및 그 제조 방법{STEEL H-BEAM AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 건축 건조물의 구조 부재 등에 적합한, 인성이 우수한 고강도 극후 H형강에 관한 것이다.

본원은, 2014년 4월 15일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2014-084017호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 고층 빌딩 등 건축물의 거대화에 수반하여, 사용되는 강재의 후육화가 진전되고 있다. 특히, 초고층화된 건축물에는, 플랜지의 두께가 100㎜ 이상인 H형강(이하, 극후 H형강이라 함)의 사용이 요망되고 있다.

일반적으로, 철강 재료는, 강도가 증가할수록, 또는, 제품의 두께가 증대할수록, 인성이 저하되는 경향이 있다. 그 때문에, 고강도이며 두꺼운 강재의 인성의 확보는 곤란하다.

또한, H형강은 형상이 특이하다. 그 때문에, H형강은, 유니버설 압연에 의해 제조하는 것이 바람직하다. 그러나, 유니버설 압연에서는 압연 조건(온도, 압하율)이 제한된다. 그 때문에, 특히 극후 H형강의 제조에 있어서는, 웹, 플랜지, 필렛의 각 부위에서, 압연 중의 온도 이력, 압하율, 가속 냉각 시의 냉각 속도 등에 큰 차가 발생한다. 그 결과, 압연에 의해 제조된 극후 H형강은, 그 단면 내에 있어서, 강도, 연성, 인성에 큰 차가 발생한다.

또한, 연속 주조에 의해 얻어진 강편을 열간 압연하여, 극후 H형강을 제조하는 경우, 특히 플랜지의 두께의 중앙부나 필렛 등, 강재 표면으로부터 먼 부위에 있어서는 결정립의 미세화에 의해 인성을 향상시켜, 원하는 인성을 확보하는 것이 곤란해진다. 왜냐하면, 극후 H형강의 압연에서는, 통상의 후강판의 압연에 비해 시간이 걸리고, 그 결과, 압연 종료 시의 H형강 내부의 온도가 표면의 온도보다도 대폭 높아지기 쉽기 때문이다.

종래, H형강의 인성 향상에 관하여, 예를 들어 특허문헌 1 및 2에는, Ti계 산화물을 강 중에 분산시키고, 이 Ti 산화물에 의해 입자 내 페라이트의 생성을 촉진시킴으로써 결정립을 미세화하는 방법이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, Ti 산화물을 페라이트 생성핵으로서 강 중에 분산시켜 페라이트 입자를 미립화함과 함께, 온도 제어 압연 및 가속 냉각을 행함으로써, 고강도이며 인성이 우수한 압연 형강을 제조하는 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 4에는, Mg계 복합 산화물 및 TiN의 미세 분산에 의한 조직 미세화와, 가속 냉각형 제어 압연에 의한 미세 베이나이트 조직화에 의해, 구오스테나이트 입경을 40㎛ 이하로 한 고강도이며 인성이 우수한 압연 형강을 제공하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 5에는, 1㎛ 이상의 사이즈의 Mg계 산화물 20개/㎟ 이상 강 중에 분산시켜, 입자 내 페라이트의 생성을 촉진시킴으로써, 결정립을 미세화하는 방법이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 6에는, 주조편 내에 3㎛ 이하의 Mg 함유 산화물을 20개/㎟ 이상 포함함으로써 Mg계 산화물을 강 중에 분산시키는 것, 또한 이 강에 온도 제어 압연 및 가속 냉각을 행함으로써, Mg 함유 산화물을 구오스테나이트 입자 내에 있어서의 페라이트 변태핵으로서 작용시켜, 고강도이며 인성이 우수한 압연 형강을 제조할 수 있는 것이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 1의 강재는, 조직 중의 베이나이트 분율이 40％ 이하이며 페라이트를 많이 포함한다. 그 때문에, 인성의 확보에는 유리하다고 생각할 수 있지만, 그만큼 강도를 확보하는 데에 Ni, Cu, Nb, V 등의 다량의 합금 원소의 첨가를 필요로 하고 있어, 비용의 점에서 현저하게 불리하다. 특허문헌 2에서는, 가속 냉각 후에 재가열하지 않는 실시예의 냉각 속도가 1℃/초 이하로 작아, 강도를 확보하기 위해 Mn, Ni, Cu 등의 합금을 많이 첨가할 필요가 있다. 그 때문에, 비용의 면에서 불리하다. 특허문헌 3에서는, 냉각 속도가 느려도 조직을 베이나이트화할 수 있도록 설계된 성분에서는, Ti 산화물로부터의 입자 내 페라이트 생성은 일어나지 않으므로, 그와 같은 성분계의 강재에는 적용할 수 없다. 특허문헌 4에서는, 구오스테나이트 입경이 40㎛ 이하인 경우, 가속 냉각을 적용해도 냉각 속도가 10℃/s 미만으로 되는 극후 H형강에서는 켄칭성이 부족하여 충분한 강도가 얻어지지 않는다고 생각된다. 또한, 특허문헌 4에는 압연 공정에서 형강의 플랜지 표면을 700℃ 이하로까지 수랭하고 복열 과정에서 압연하는 수랭ㆍ압연 사이클을 1회 이상 행하는 기술도 기재되어 있다. 이것은 강재의 표층부와 내부에 온도차를 부여하여, 경압 하 조건 하에서도, 보다 고온의 강재 내부에의 압하 침투를 높여, 오스테나이트 입자 내에서의 베이나이트 생성핵으로 되는 가공 전위를 도입하고, 그 생성핵을 증가시키는 것을 목표로 하고 있다고 생각된다. 그러나, 플랜지 판 두께가 100㎜ 이상인 극후 H형강에서는, 판 두께 중심부의 오스테나이트 입자의 미세화의 효과는 없다고 생각된다.

특허문헌 5에서는, 1㎛ 이상의 조대한 산화물을 다수 포함하므로, 이 산화물이 취성 파괴의 기점으로 되어, 인성값에 변동이 생긴다고 하는 문제가 있다. 특허문헌 6에 관해서는, 특허문헌 3과 마찬가지로, 냉각 속도가 느려도 조직을 베이나이트화할 수 있도록 설계된 성분에서는, Mg 함유 산화물로부터의 입자 내 페라이트 생성은 일어나지 않으므로, 그와 같은 성분계의 강재에는 적용할 수 없다.

일본 특허 공개 제2000-54060호 공보 국제 공개 제2011-065479호 공보 일본 특허 공개 평5-263182호 공보 일본 특허 공개 평10-147834호 공보 일본 특허 공개 제2000-328174호 공보 일본 특허 공개 평7-216498호 공보

본 발명은 이와 같은 실정을 감안하여 이루어진 것이며, 플랜지의 두께가 100㎜ 이상인 인성이 우수한 고강도 극후 H형강 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 H형강은, 강판을 용접하여 형성되는 빌드 업 H형강이 아니라, 열간 압연에 의해 성형되어, 템퍼링 처리를 필요로 하지 않는, 비조질의 압연 H형강이다.

강재의 표면 근방의 강도를 확보하기 위해서는, 표면 근방이 변태 개시 온도(Ar₃점)에 도달하기 전에 압연을 종료하고, 압연 후에 수랭을 실시하여, 베이나이트 등의 저온 변태 조직을 생성시킬 필요가 있다. 그러나, 플랜지 두께가 100㎜ 이상인 극후 H형강을 제조하는 경우, 압연 과정에 있어서 표면과 내부의 온도차가 커지는 경향이 있다.

본 발명자들은, 압연 시에 있어서의 극후 H형강의 표면과 내부의 온도차에 대하여, 계산기 시뮬레이션에 의해 검토를 행하였다. 그 결과, 예를 들어 플랜지 두께 125㎜의 H형강을 제조하는 경우, 표면과 내부의 온도차가 200℃에나 달하는 것을 밝혀냈다. 이와 같은 경우, 예를 들어 강재 표면이 페라이트 변태 개시 온도(Ar₃점)에 가까운 온도에서 압연을 종료해도, 강재 내부의 압연 종료 온도는 1000℃ 이상으로 된다. 그 때문에, 강재의 내부에서는 표면에 비해 오스테나이트 입자가 조대화되어, 인성이 저하되는 경향이 있다.

강재 내부의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하기 위해서는 압연 온도의 저하가 유효하다. 그러나, 압연 온도를 크게 내리면, 압연 시의 조형성을 현저하게 손상시킬 뿐만 아니라, 표면에 가까운 부위에서의 온도가 너무 내려간다. 표면 근방의 온도가 너무 내려가면, 오스테나이트 입자가 과잉으로 작아지고, 그 결과, 켄칭성이 저하되어 강도가 저하된다고 하는 문제가 발생한다.

이와 같이, 강재 표면에 가까운 부위에서의 강도 확보와 강재 내부에서의 인성 확보의 양립은, 일반적으로 행해지는 압연 온도의 제어에 의한 오스테나이트 입경의 제어라는 방법만으로는 달성이 곤란하다.

상술한 바와 같이, H형강의 인성을 높이기 위해서는, 오스테나이트 입자의 미세화가 바람직하다. 한편, 오스테나이트 입경의 과잉된 미립화는, 고강도화에는 바람직하지 않다.

본 발명자들은, Si, Mn, V, Ti 등의 화학 성분이나 C_eq를 적정하게 제어한 후에, Mg를 함유하는 산화물을 강재 중에 미세하게 분산시키고, 또한 그 강재에 대하여 마무리 온도를 높게 하여 열간 압연을 행함으로써 오스테나이트 입경을 제어한 경우에, 강도 및 인성이 우수한 극후 H형강이 얻어지는 것을 새롭게 발견하였다.

구체적으로는, Mg를 함유하는 산화물을 강재 중에 미세하게 분산시킨 후에, 제어 압연을 행함으로써, 강도를 평가하는 부위에서의 오스테나이트 입경을 70㎛ 이상으로 하고, 인성을 평가하는 부위에서의 오스테나이트 입경을 평균 200㎛ 이하로 하고, 그 후의 냉각을 제어하면, 극후 H형강에 있어서, 강도 및 인성의 양쪽을 확보할 수 있는 것을 밝혀냈다. 본 발명자들은, 상기의 조직을 갖는 극후 H형강에 있어서, 550㎫ 이상의 강도를 갖고, 또한, 시험 온도가 21℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 100J 이상이라고 하는 높은 인성을 나타내는 것을 밝혀냈다.

상기의 Mg를 함유하는 산화물은, TiN 석출물에 내포되는 경우가 있다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 H형강은, 화학 성분이, 질량％로, C:0.05∼0.16％, Si:0.01∼0.50％, Mn:0.70∼2.00％, V:0.01∼0.20％, Al:0.0001∼0.10％, Ti:0.003∼0.030％, N:0.0010∼0.0200％, O:0.0001∼0.0100％, Mg:0.0003∼0.0050％, Ni:0∼0.50％, Cr:0∼0.50％, Cu:0∼0.50％, Mo:0∼0.30％, Nb:0∼0.010％, B:0∼0.0020％, Ca:0∼0.0050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 하기 식 a에 의해 구해지는 탄소 당량 C_eq가 0.30∼0.50％이고, 원 상당 직경으로 0.005∼0.5㎛의 Mg 함유 산화물을, 합계로 100∼5000개/㎟ 포함하고, 플랜지의 두께가 100∼150㎜이고, 상기 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치인 강도 평가 부위에 있어서, 강재 조직에 있어서의 베이나이트 분율이 80％ 이상이고, 또한 구오스테나이트 입경이 평균 70㎛ 이상이고, 상기 플랜지의 상기 길이 방향에서 상기 표면으로부터 1/2의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 상기 표면으로부터 3/4의 위치인 인성 평가 부위에 있어서 강재 조직에 있어서의 구오스테나이트 입경이 평균 200㎛ 이하이다.

여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu는 각 원소의 질량％에서의 함유량이며, 함유되지 않은 경우에는 0으로 한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 H형강은, 상기 화학 성분이, 질량％로, Ni:0.01∼0.50％, Cr:0.01∼0.50％, Cu:0.01∼0.50％, Mo:0.001∼0.30％, Nb:0.001∼0.010％, B:0.0001∼0.0020％, Ca:0.0001∼0.0050％ 중, 1종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 H형강은, 상기 강도 평가 부위에 있어서의, 상온에서의, 항복 강도 또는 0.2％ 내력이 450㎫ 이상이고, 인장 강도가 550㎫ 이상이며, 상기 인성 평가 부위에 있어서의 시험 온도 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이어도 된다.

(4) 본 발명의 다른 형태에 관한 H형강의 제조 방법은, 용강 중의 산소 농도가 0.0020∼0.0100％로 되도록 탈산한 후, Ti, Al 및 Mg를 순서대로 첨가하고, 또한, 상기 용강의 화학 성분을, 질량％로, C:0.05∼0.16％, Si:0.01∼0.50％, Mn:0.70∼2.00％, V:0.01∼0.20％, Al:0.0001∼0.10％, Ti:0.003∼0.030％, N:0.0010∼0.0200％, O:0.0001∼0.0100％, Mg:0.0003∼0.0050％, Ni:0∼0.50％, Cr:0∼0.50％, Cu:0∼0.50％, Mo:0∼0.30％, Nb:0∼0.010％, B:0∼0.0020％, Ca:0∼0.0050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 하기 식 b에 의해 구해지는 탄소 당량 C_eq가 0.30∼0.50％로 되도록 조정하는 정련 공정과, 상기 용강을 주조하여 강편을 얻는 주조 공정과, 상기 강편을 1100∼1350℃로 가열하는 가열 공정과, 가열된 상기 강편을, 압연 종료 시의 표면 온도가 850℃ 이상으로 되도록 압연을 행하여 H형강을 얻는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 상기 H형강을 수랭하는 냉각 공정을 갖고, 상기 냉각 공정에서는, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치에 있어서 800℃로부터 600℃까지의 범위의 냉각 속도가 2.2℃/s 이상으로 되도록, 또한, 수랭 정지 후에 표면 온도가 300∼700℃의 온도 범위 내로 복열하도록, 수랭 조건을 제어한다.

(5) 상기 (4)에 기재된 H형강의 제조 방법에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, Ni:0.01∼0.50％, Cr:0.01∼0.50％, Cu:0.01∼0.50％, Mo:0.001∼0.30％, Nb:0.001∼0.010％, B:0.0001∼0.0020％, Ca:0.0001∼0.0050％ 중, 1종 이상을 함유해도 된다.

본 발명의 상기 형태에 의하면, 플랜지 두께가 100∼150㎜인, 인성이 우수한 고강도 극후 H형강을 얻을 수 있다. 이 고강도 극후 H형강은, 항복 강도 또는 0.2％ 내력이 450㎫ 이상, 인장 강도가 550㎫ 이상, 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지(인성)가 100J 이상이라고 하는 고강도와 우수한 인성을 겸비한다.

또한, 본 발명의 상기 형태의 고강도 극후 H형강은, 다량의 합금의 첨가나 제강 부하가 큰 극저탄소화를 행하지 않고, 제조하는 것이 가능하다. 그 때문에, 제조 비용의 저감 및 공사 기간의 단축에 의한, 대폭적인 비용 삭감을 도모할 수 있다. 따라서, 본 발명은 경제성을 손상시키지 않고, 대형 건조물의 신뢰성을 향상시킬 수 있는 등, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

도 1은 H형강의 단면 형상 및 시험편을 채취하는 위치를 설명하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시 형태에 관한 H형강의 제조 장치의 일례를 도시하는 도면이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 관한 H형강(본 실시 형태에 관한 H형강이라 하는 경우가 있음) 및 그 제조 방법에 대하여 설명한다. 먼저, 본 실시 형태에 관한 H형강의 성분 범위(화학 성분)의 한정 이유에 대하여 설명한다. 여기서, 각 원소에 대한 「％」는 질량％를 의미한다.

C:0.05∼0.16％

C는 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, C 함유량의 하한을 0.05％로 한다. 바람직한 C 함유량의 하한은 0.08％이다. 한편, C 함유량이 0.16％를 초과하면 탄화물의 생성량이 과잉으로 되어 인성이 저하된다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.16％로 한다. 인성을 보다 향상시키기 위해서는, C 함유량의 상한을 0.13％로 하는 것이 바람직하다.

Si:0.01∼0.50％

Si는 탈산 원소이며, 강의 강도의 향상에도 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해, Si 함유량의 하한을 0.01％로 한다. 바람직하게는 0.10％이다. 한편, Si 함유량이 과잉이면, 마르텐사이트-오스테나이트 혼합물(MA라 하는 경우가 있음)의 생성이 조장되어, 인성이 열화된다. 그 때문에, Si 함유량의 상한을 0.50％로 한다. 인성을 보다 향상시키는 경우, Si 함유량의 상한은 0.40％로 하는 것이 바람직하고, 0.30％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Mn:0.70∼2.00％

Mn은 강의 켄칭성을 높여 베이나이트의 생성을 촉진함과 함께, 구오스테나이트 입계로부터의 페라이트 생성을 억제하여, 강도의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Mn 함유량의 하한을 0.70％로 한다. 강도를 더 높이기 위해서는, Mn 함유량의 하한을 1.00％로 하는 것이 바람직하고, 1.30％로 하는 것이 더욱 바람직한다. 한편, Mn 함유량이 2.00％를 초과하면, MA의 생성이 조장되어, 인성이 손상된다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 2.00％로 한다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 1.80％이고, 보다 바람직한 상한은 1.60％이다.

V:0.01∼0.20％

V는 강의 켄칭성의 향상에 기여한다. 또한, V는, 강 중에서 탄질화물을 형성하여, 조직의 미세화 및 석출 강화에도 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해, V 함유량의 하한을 0.01％로 한다. 바람직하게는, V 함유량의 하한은 0.04％이다. 한편, V 함유량이 과잉으로 되면, 석출물의 조대화에 기인하여 인성이 손상된다. 그 때문에, V 함유량의 상한을 0.20％로 한다. 바람직하게는, V 함유량의 상한은 0.08％이다.

Al:0.0001∼0.10％

Al은 탈산 원소이다. 탈산을 목적으로 하여, Al 함유량의 하한을 0.0001％로 한다. 한편, Al은 Mg 함유 산화물 중에도 함유되는 경우가 있고, 강 중의 Al 함유량이 과잉이면, Mg 함유 산화물이 조대화된다. Mg 함유 산화물이 조대화되면 강재의 취성 파괴의 기점으로 되므로, 인성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량의 상한을 0.10％로 한다. 바람직하게는, Al 함유량의 상한을 0.050％로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％로 한다.

Ti:0.003∼0.030％

Ti는 N과 결합하여 TiN을 형성하는 원소이다. TiN은, 피닝 효과에 의해 오스테나이트를 미립화하는 효과 및 Mg 함유 산화물의 주위에 석출되어 피닝 효과를 향상시키는 효과를 갖는다. 그 때문에, Ti는 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Ti 함유량의 하한을 0.003％로 한다.

또한, 강이 Ti와 함께 B를 함유하는 경우에는, Ti는 TiN을 형성하여 N을 고정할 수 있다. N이 TiN으로서 고정되면, 강 중의 B가 고용 B로 되므로, 강의 켄칭성이 높아진다. 그 때문에, 강이 B를 함유하는 경우에는, 고용 B량의 확보를 위해, Ti 함유량의 하한을 0.010％로 하는 것이 바람직하다.

한편, Ti량이 0.030％를 초과하면, 조대한 TiN이 생성되어, 인성이 손상된다. 그 때문에, Ti 함유량의 상한을 0.030％로 한다. 바람직하게는, Ti 함유량의 상한을 0.020％로 한다.

N:0.0010∼0.0200％

N은 Ti나 V와 결합하여 TiN이나 VN을 형성하여, 조직의 미립화나 석출 강화에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, N 함유량의 하한을 0.0010％로 한다. 한편, N 함유량이 과잉으로 되면, 모재의 인성이 저하됨과 함께, 주조 시의 표면 균열이나 제조된 강재의 변형 시효에 의한 재질 불량의 원인으로 된다. 그 때문에, N 함유량의 상한을 0.0200％로 한다. 바람직하게는, N 함유량의 상한을 0.0100％로 한다.

O:0.0001∼0.0100％

O는 Mg를 포함하는 산화물을 형성하여, 피닝 효과에 의한 오스테나이트의 미립화에 필요한 원소이고, 본 실시 형태에 따른 H형강에 있어서 특히 중요한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, O 함유량의 하한을 0.0001％로 할 필요가 있다. 바람직한 O 함유량의 하한은 0.0005％이다. 한편, O 함유량이 과잉으로 되면, 고용 O의 영향이나 산화물 입자의 조대화에 의해 인성이 저하된다. 그 때문에, O 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. 바람직하게는 O 함유량의 상한을 0.0050％로 한다.

Mg:0.0003∼0.0050％

Mg는 산화물을 형성하여, 피닝 효과에 의한 오스테나이트의 미립화에 필요한 원소이고, 본 실시 형태에 관한 H형강에 있어서 특히 중요한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Mg 함유량의 하한을 0.0003％로 할 필요가 있다. 바람직한 Mg 함유량의 하한은 0.0005％이며, 보다 바람직한 Mg 함유량의 하한은 0.0010％이다. 한편, Mg 함유량이 과잉으로 되면, 산화물 입자의 조대화에 의해 인성이 저하된다. 그 때문에, Mg 함유량의 상한을 0.0050％로 한다. 바람직하게는, Mg 함유량의 상한을 0.0040％로 한다.

P, S는 불순물이며, 함유량을 특별히 한정하지 않아도 된다. 그러나, P, S는 응고 편석에 의한 용접 균열, 인성 저하의 원인으로 되므로, 그 함유량은 낮은 쪽이 바람직하다. P 함유량은 0.03％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.01％ 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다. 또한, S 함유량은 0.02％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 H형강은, 상기의 화학 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 기본으로 한다. 그러나, 강도나 인성을 높이기 위해, Fe의 일부 대신에, 이하에 나타내는 범위에서, Ni, Cr, Cu, Mo, Nb, B, Ca로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유시켜도 된다. 단, 이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 그 하한은 0％이다.

여기서, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 그 밖의 요인에 의해 혼입되는 성분을 의미한다.

Ni:0.01∼0.50％

Ni는 강의 강도 및 인성을 높이기 위해, 매우 유효한 원소이다. 강도를 향상시키기 위해서는 Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 인성을 높이기 위해서는 Ni 함유량을, 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 0.50％ 초과로 되면, 합금 비용이 현저하게 상승한다. 그 때문에, Ni를 함유시키는 경우라도, Ni 함유량의 상한을 0.50％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Ni 함유량의 상한은 0.30％이다.

Cr:0.01∼0.50％

Cr은 강의 켄칭성을 향상시키는 원소이며, 강도의 향상에 기여한다. 켄칭성의 향상을 위해서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 0.50％를 초과하면, MA의 생성이 조장되거나, Cr 탄화물이 조대화되거나 하여, 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Cr을 함유시키는 경우라도, Cr 함유량의 상한을 0.50％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cr량의 상한은 0.30％이다.

Cu:0.01∼0.50％

Cu는 강의 켄칭성을 향상시킴으로써 및/또는 석출 강화에 의해, 강재의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Cu 함유량이 과잉으로 되면, MA의 생성이 조장되거나, 강도가 과잉으로 되거나 하여, 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Cu를 함유시키는 경우라도, Cu 함유량의 상한을 0.50％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cu 함유량의 상한은 0.30％이며, 더욱 바람직한 상한은 0.20％이다.

Mo:0.001∼0.30％

Mo는 강 중에 고용하여 켄칭성을 높이는 원소이며, 강도의 향상에 기여한다. 특히, Mo와 함께 B를 함유시킨 경우에는, 켄칭성에 관한 B와 Mo의 상승 효과는 현저하다. 이 효과를 얻는 경우, Mo 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 0.30％ 초과로 되면, MA의 생성이 조장되어 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Mo를 함유시키는 경우라도, Mo 함유량의 상한을 0.30％로 하는 것이 바람직하다.

Nb:0.001∼0.010％

Nb는, Mo와 마찬가지로, 켄칭성을 높이는 원소이며, 강도의 향상에 기여한다. 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이다. 한편, Nb 함유량이 과잉으로 되면, Nb 탄화물이 형성되어, 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Nb를 함유시키는 경우라도, Nb 함유량의 상한을 0.010％로 하는 것이 바람직하다. 보다, 바람직한 Nb 함유량의 상한은 0.007％이다.

B:0.0001∼0.0020％

B는, 미량으로 강의 켄칭성을 크게 높이는 원소이며, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하여, 강도를 향상시키는 데에 유효하다. 이 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0020％를 초과하면, MA의 생성이 조장되어, 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, B를 함유시키는 경우라도, B 함유량의 상한을 0.0020％로 하는 것이 바람직하고, 0.0015％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ca:0.0001∼0.0050％

Ca는, Mg 함유 산화물에 포함되면, Mg 함유 산화물의 열적 안정성을 높이고, Mg 함유 산화물의 미세화와 개수 밀도의 증가를 가져오는 효과를 갖는다. 이 효과를 얻는 경우, Ca 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, Ca 함유량이 0.0050％를 초과하면, 산화물이 조대화되어 취성 파괴의 기점으로 되어 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Ca를 함유시키는 경우라도, Ca 함유량의 상한을 0.0050％로 하는 것이 바람직하고, 0.0030％로 하는 것이 보다 바람직하다.

C_eq:0.30∼0.50％

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 상술한 각 화학 성분의 규정에 더하여, 켄칭성을 높여, 베이나이트를 생성시키기 위해, 하기 수학식 1에 의해 구해지는 탄소 당량 C_eq를 0.30∼0.50％로 할 필요가 있다. C_eq가 0.30％ 미만이면 베이나이트의 생성이 불충분해져, 강도가 저하된다. 그 때문에, C_eq의 하한을 0.30％로 한다. 바람직한 C_eq의 하한은 0.35％이다. 한편, C_eq가 0.50％를 초과하면, 강도가 너무 높아져, 인성이 저하된다. 그 때문에, C_eq의 상한은 0.50％로 한다. 바람직한 C_eq의 상한은 0.45％이며, 보다 바람직한 C_eq의 상한은 0.43％이다.

C_eq는 켄칭성의 지표로 되는 탄소 당량이며, 다음 수학식 1에 의해 구한다. 여기서, 식 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu는 강 중의 각 원소의 질량％에서의 함유량이며, 함유되지 않은 원소는 0으로 하여 계산한다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 H형강의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강은, 강 중에, 원 상당 직경으로 0.005∼0.5㎛의 Mg를 함유하는 산화물(Mg 함유 산화물)이 합계로 100∼5000개/㎟ 포함된다. 또한, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치에 있어서, 강재 조직에 있어서의 베이나이트 분율이 80％ 이상이고, 또한 구오스테나이트 입경이 평균 70㎛ 이상이다. 또한, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/2의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 3/4의 위치에 있어서, 강재 조직에 있어서의 구오스테나이트 입경이 평균 200㎛ 이하이다.

플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치에 있어서의 베이나이트 분율과, 오스테나이트 입경을 규정한 이유에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강에 있어서, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치는, 평균적인 조직이 얻어진다고 생각되는 부위이다. 그 때문에, 이 부위를 강도 평가 부위로 정의하고, 이 부위로부터 시료를 채취하여, 마이크로 조직의 관찰 및 베이나이트의 분율의 측정을 행함으로써, H형강의 강도를 평가할 수 있다. 도 1에 도시한 바와 같이, 강도 평가 부위(7)는 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치, 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치이다.

강도를 확보하기 위해서는, 강도 평가 부위(7)에 있어서, 오스테나이트 입경(구오스테나이트 입경)을 평균 70㎛ 이상으로 하고, 강재 조직이 베이나이트를 분율(면적률)로 80％ 이상 포함하는 필요가 있다.

오스테나이트 입경이 평균 70㎛ 미만이면, 켄칭성이 저하되어, 베이나이트의 분율이 저하된다. 베이나이트 분율이 80％ 미만에서는 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 조직의 잔부는, 페라이트, 펄라이트, MA 중 1종 또는 2종 이상이다. 베이나이트 분율의 증가는 강도의 향상에 기여하기 때문에, 베이나이트 분율의 상한은 특별히 규정하지 않고, 100％이어도 된다.

강재의 마이크로 조직은, 광학 현미경에 의한 관찰로 판별할 수 있다. 예를 들어, 마이크로 조직에 있어서의 각 조직의 분율(면적률)은 200배로 촬영한 광학 현미경에 의한 조직 사진을 사용하여, 한 변이 50㎛인 격자 형상으로 측정점을 배치하고, 400의 측정점에서 조직을 판별하고, 각 조직의 입자의 수의 비율로서 산출할 수 있다.

다음에, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/2의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 3/4의 위치에 있어서의, 구오스테나이트 입경을 규정한 이유에 대하여 설명한다.

상술한 바와 같이, 플랜지의 두께의 중앙부나 필렛 등의 표면으로부터 먼 위치에서는, 압연 마무리 온도가 높기 때문에 오스테나이트 입자가 조대해지기 쉽다. 즉, 극후 H형강의 경우, 표면 근방은, 압연 마무리 온도가 낮아지기 때문에, 오스테나이트 입자가 미세해진다. 한편, 내부는, 압연 마무리 온도가 높아져, 오스테나이트 입자가 조대해진다.

본 실시 형태에 관한 H형강에 있어서는, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/2의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 3/4의 위치가, 인성이 가장 저하되는 부위라고 생각된다. 그 때문에, 이 부위를 인성 평가 부위로 정의하고, 이 부위에서 마이크로 조직을 관찰하고, 구오스테나이트의 입경의 평가를 행함과 함께, 동일한 부위로부터 시료를 채취하여 인성을 평가한다. 도 1에 도시한 바와 같이, 인성 평가 부위(8)는 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/2의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 3/4의 위치이다.

본 발명자들은, 인성 평가 부위(8)에 있어서의 마이크로 조직을 관찰하고, 구오스테나이트의 입경의 평가를 행한 바, 인성을 확보하기 위해서는, 구오스테나이트 입경을 평균 200㎛ 이하로 제어할 필요가 있는 것을 발견하였다. 인성 평가 부위(8)에 있어서의 구오스테나이트 입경의 하한을 한정할 필요는 없지만, 인성 평가 부위의 평균 구오스테나이트 입경을 강도 평가 부위의 평균 구오스테나이트 입경보다 작게 하는 것은 곤란하기 때문에, 그 하한을 70㎛로 해도 된다.

상기의 강도 평가 부위 및 인성 평가 부위에 있어서의 평균 구오스테나이트 입경은, 50배로 촬영한 광학 현미경에 의한 조직 사진, 또는, 70배로 측정한 전자선 후방 산란 회절 패턴(EBSP) 관찰상을 사용하여 측정한다. 구체적으로는, 평균 구오스테나이트 입경은, 1㎜×1㎜ 이상의 시야의 광학 현미경 사진 또는 EBSP 관찰상을 사용하여 시야 내의 구오스테나이트 입자의 개수를 세고, 시야 면적을 이 개수로 나누어 1개당의 구오스테나이트 입자의 면적을 산출하고, 동일 면적의 원 직경으로 환산함으로써 측정한다. 시야의 경계에 걸려 있는 구오스테나이트 입자는 1/2개로 센다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 H형강 중에 존재하는, Mg를 포함하는 산화물(Mg 함유 산화물)의 사이즈 및 분산 상태에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 있어서, Mg 함유 산화물이란, Mg를 주로 함유하는 산화물이며, TiN 석출물에 내포되는 것을 포함한다. Mg 함유 산화물이 TiN 석출물에 내포된다란, Mg를 포함하는 산화물의 주위에 TiN이 석출된 상태를 말한다. 즉, Mg 함유 산화물은, 투과형 전자 현미경(TEM)으로 관찰하면, 단독으로 관찰되는 경우와, Mg 함유 산화물의 주위에 TiN 석출물이 관찰되는 경우가 있다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 Mg 함유 산화물은 Al을 포함하고 있어도 된다.

상술한 바와 같이, 강도 평가 부위에 있어서의 구오스테나이트 입경은, 켄칭성을 확보하기 위해 큰 쪽이 바람직하고, 인성 평가 부위에 있어서의 구오스테나이트 입경은, 인성을 향상시키기 위해 작은 쪽이 바람직하다. 그러나, 강도 평가 부위에 비해 압연 마무리 온도가 높아지는 인성 평가 부위의 오스테나이트 입경쪽이 조대화되기 쉽기 때문에, 강도 평가 부위에 있어서의 구오스테나이트 입경을 크게 하면서, 인성 평가 부위에 있어서의 구오스테나이트 입경을 작게 하는 것은 곤란하다. 즉, 강도 평가 부위에 있어서의 강도 확보와 인성 평가 부위에 있어서의 인성 확보는, 양립이 어려운 과제이다.

본 발명자들은, 오스테나이트 입자의 피닝 입자를 포함하지 않는 강편을 압연하여 극후 H형강을 제조한 경우, 강도 평가 부위 및 인성 평가 부위의 오스테나이트 입경은, 각각의 압연 조건에 따른 압연 재결정의 효과에 의해 결정되는 것을 밝혀냈다. 또한, 강도 평가 부위의 구오스테나이트 입경을 평균 70㎛ 이상으로 크게 하기 위해서는, 압연 마무리 온도(열간 압연 종료 시의 온도)를 표면 온도에서 850℃ 이상으로 높게 해야만 하지만, 이 조건에서는 인성 평가 부위의 구오스테나이트 입경은 평균 300㎛ 이상에 달하여, 인성 평가 부위의 인성이 부족하다고 하는 것을 밝혀냈다.

본 발명자들은 이것을 해결하기 위해, Mg 함유 산화물을 강 중에 적절하게 분산시키고, 압연 조건을 적정화함으로써, 강도 평가 부위의 구오스테나이트 입경을 과잉으로 미세화하지 않고, 인성 평가 부위의 구오스테나이트 입경을 작게 하는 방법을 검토하였다.

구체적으로는, 강편 중에 피닝 입자로서 Mg 함유 산화물을 적절하게 분산시키고, 그 강편을 압연 온도를 높게 하여 압연함으로써, 강도 평가 부위의 구오스테나이트 입자의 입경을 평균 70㎛ 이상으로 하고, 인성 평가 부위의 구오스테나이트 입자의 입경을 평균 200㎛ 이하로 하는 방법을 검토하였다. 그 결과, 강도 평가 부위(7)에서는 압연 재결정에 의한 미립화 효과가 피닝의 효과보다도 강하여, 거의 압연 재결정의 효과에 의해 오스테나이트 입경이 결정되지만, 한편, 인성 평가 부위(8)에서는 압연 재결정의 효과보다도, 피닝에 의한 미립화 효과쪽이 강해져, 피닝의 효과에 의해 오스테나이트 입경이 결정되는 것을 실험 및 해석에 의해 밝혀냈다.

강도 평가 부위(7)에서 강도를 확보하기 위해서는 구오스테나이트 입자를 평균 70㎛ 이상으로 할 필요가 있다. 구오스테나이트 입경은, 큰 쪽이 켄칭성이 높아져 강도가 증가하므로, 상한을 규정할 필요는 없다. 그러나, 강도 평가 부위의 구오스테나이트 입경은, 인성 평가 부위의 구오스테나이트 입경보다도 작아진다고 생각된다. 그 때문에, 강도 평가 부위의 구오스테나이트 입경의 상한을 평균 200㎛로 해도 되고, 평균 150㎛로 해도 된다.

인성 평가 부위(8)에서 인성을 확보하기 위해서는 구오스테나이트 입자의 입경을 평균 200㎛ 이하로 할 필요가 있다. 본 발명자들은, 적절한 범위의 피닝 효과를 실현하기 위해, Mg 함유 산화물의 사이즈 및 개수 밀도의 영향에 대하여 검토하였다. 그 결과, Mg를 포함하는 산화물의 사이즈가 원 상당 직경으로 0.005∼0.5㎛이고, 또한 합계로 100개/㎟ 이상, 5000개/㎟ 이하 존재하는 것이 필요한 것을, 실험에 의해 발견하였다. 개수 밀도가 100개/㎟ 미만이면, 인성 평가 부위에서 충분한 피닝 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 개수 밀도가 5000개/㎟를 초과하면 피닝의 효과가 너무 강하여 인성 평가 부위뿐만 아니라 강도 평가 부위가 필요 이상으로 미립화되어 강도가 저하되는 경우가 있다.

또한, Mg 함유 산화물의 사이즈는 작아도 영향은 없지만, 원 상당 직경으로 0.005㎛ 미만보다 작아지면 투과형 전자 현미경으로 관찰하기 어려워지기 때문에, 본 실시 형태에 관한 H형강에서 규정하는 Mg 함유 산화물의 원 상당 직경의 하한을 0.005㎛로 하였다. 한편, 원 상당 직경으로 0.5㎛를 초과하는 사이즈의 Mg 함유 산화물의 수는 적어, 영향이 작다고 생각되기 때문에, 상한을 0.5㎛로 하였다. 그러나, 0.5㎛를 초과하는 산화물은 취성 파괴의 기점으로 된다. 또한, 0.5㎛를 초과하는 산화물이 많아지면, 피닝에 유효한 0.005∼0.5㎛의 Mg 함유 산화물을 소정의 개수 확보할 수 없게 된다. 그 때문에, 0.5㎛를 초과하는 산화물의 개수는, 50개/㎟ 이하인 것이 바람직하다.

Mg 함유 산화물은 강 중에 균일하게 분산되어 있지만, 본 실시 형태에 관한 H형강에서는 인성 평가 부위에서의 개수 밀도가 특히 중요하다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, Mg 함유 산화물 입자의 개수 밀도는, 제조한 H형강의 인성 평가 부위의 위치로부터 추출 레플리카를 제작하고, 그것을 전자 현미경으로 관찰하여 산출하였다. 산화물의 조성은, 전자 현미경에 부속되는 에너지 분산형 X선 분광 분석 장치(EDS)를 사용하여 동정하였다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 H형강의 형상과 기계적 특성에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강의 플랜지의 두께는 100∼150㎜로 한다. 이것은, 예를 들어 고층 건축 구조물에 사용되는 H형강에, 플랜지의 두께가 100㎜ 이상인 강도 부재가 요구되고 있기 때문이다. 그러나, 플랜지의 두께가 150㎜를 초과하면 충분한 냉각 속도가 얻어지지 않아, 강도와 인성을 동시에 확보하는 것이 어려우므로, 상한을 150㎜로 한다. H형강의 웹의 두께는 특별히 규정하지 않지만, 50∼150㎜인 것이 바람직하다.

플랜지와 웹의 두께의 비(플랜지 두께/웹 두께)에 관해서는, H형강을 열간 압연으로 제조하는 경우를 상정하여, 0.5∼2.0으로 하는 것이 바람직하다. 플랜지 두께/웹 두께가 2.0을 초과하면, 웹이 리플링 형상으로 변형되는 경우가 있다. 한편, 플랜지 두께/웹 두께가 0.5 미만인 경우에는, 플랜지가 리플링 형상으로 변형되는 경우가 있다.

본 실시 형태에 관한 H형강은, 그 기계 특성으로서, 상온의 항복 강도 또는 0.2％ 내력이 450㎫ 이상, 인장 강도가 550㎫ 이상이다. 또한, 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지는 100J 이상이다. 강도가 너무 높으면 인성을 손상시키는 경우가 있으므로, 상온의 항복 강도 또는 0.2％ 내력은 550㎫ 이하, 인장 강도는 680㎫ 이하가 바람직하다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 H형강의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

Mg 함유 산화물의 조성, 개수 및 크기를 소정의 조건으로 제어하기 위해서는 제강 공정에서의 탈산 방법이 중요해진다. 본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법에서는, 탈산 방법으로서, 전로 출강 후, 1차 탈산에 의해 용존 산소 농도를 0.0020∼0.0100％의 범위 내로 조정한다. 그 후, Ti, Al 및 Mg를, 이 순서(Ti→Al→Mg의 순서)로 첨가한다. 또한, 그 후, 용강의 화학 성분이 상술한 범위로 되도록 조정한다(정련 공정).

Ti를 첨가하기 전의 용존 산소 농도가 0.0020％ 미만에서는, Mg가 산화물이 아니라 황화물(MgS)을 형성하기 쉬워져, 소정의 원 상당 직경을 갖는 Mg 함유 산화물이 충분히 얻어지지 않는다. 또한, 용존 산소 농도가, 0.0100％를 초과하면 Mg 함유 산화물이 과잉으로 조대해지거나 강 중에 고용 산소가 다량으로 남음으로써, 인성이 현저하게 저하된다.

또한, Ti, Al, Mg를 이 순서로 첨가하지 않으면, 원하는 사이즈, 개수 밀도의 Mg 함유 산화물이 얻어지지 않는다. 예를 들어 Ti, Al, Mg 중, Mg를 최초로 첨가한 경우에는 Mg가 강하게 산소와 결부되어 조대화되어 버려, 그 후에 Ti와 Al을 첨가해도 미세한 산화물이 얻어지지 않는다. 따라서, 탈산력이 약한 순서인 Ti, Al, Mg의 순서로 용강 중에 이들 원소를 첨가할 필요가 있다. 이 순서로 첨가하면, 용강 중에서 산소 원자가 Ti, Al, Mg와 분리ㆍ결합을 반복함으로써 산화물의 조대화가 억제되고, 최종적으로 Mg를 포함하는 미세한 산화물이 얻어진다.

또한, Ti, Al, Mg를 순서대로 첨가할 때, Al, Mg는, 앞의 원소를 첨가하고 나서, 1분 이상 경과하고 나서 첨가한다. 그 이유로서는, 용강 중에 Ti, Al, Mg가 균일하게 분산되기 위한 시간을 확보하기 위해서이다.

다음에, 용강을 주조하여, 강편을 얻는다(주조 공정). 주조는, 생산성의 관점에서, 연속 주조가 바람직하지만, 제조되는 H형강에 가까운 형상의 빔 블랭크이어도 상관없다. 또한, 강편의 두께는, 생산성의 관점에서, 200㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 편석의 저감이나, 열간 압연에 있어서의 가열 온도의 균질성 등을 고려하면, 350㎜ 이하가 바람직하다.

H형강의 제조를 연속 주조 슬래브로부터 행하는 경우, 인성 평가 부위는 슬래브의 중심 편석의 위치에 상당하고 있어, 인성의 저하를 더욱 억제하기 위해, 중심 편석을 경감하는 처리를 행하는 것이 바람직하다. 중심 편석은, 연속 주조 시의 경압 하나 균질화 열처리 등에 의해, 경감할 수 있다.

다음에, 강편을 가열하고(가열 공정), 가열된 강편에 대하여 열간 압연을 행한다(열간 압연 공정). 강편의 가열 온도는, 1100℃ 미만이면 마무리 압연 시의 변형 저항이 높아지므로, 1100℃ 이상으로 한다. Nb, Ti 등, 탄화물, 질화물을 형성하는 원소를 충분히 고용시키기 위해, 가열 온도는, 1150℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 가열 온도가 1350℃보다도 고온으로 되면, 소재인 강편의 표면의 스케일이 액체화되어 제조에 지장이 생길 가능성이 있다. 그 때문에, 강편의 가열 온도의 상한은 1350℃로 한다.

상술한 바와 같이 본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 인성 평가 부위(8)의 오스테나이트 입경은, 주로 산화물 입자에 의한 피닝 효과에 의해 결정되지만, 강도 평가 부위의 오스테나이트 입경은 주로 압연 온도에 의해 결정된다. 그 때문에, 강도 평가 부위에서의 강도를 확보하기 위해 압연 온도는 높은 쪽이 바람직하다.

켄칭성의 향상을 통한 강도 확보를 위해서는, 강도 평가 부위에서의 오스테나이트 입경을 평균 70㎛ 이상으로 하는 것이 필요하고, 오스테나이트 입경을 평균 70㎛ 이상으로 하기 위해, 압연 마무리 온도는, 강재 표면에서 850℃ 이상으로 한다.

열간 압연 공정은, 1차 압연하여 500℃ 이하로 냉각한 후, 다시, 1100∼1350℃로 가열하여, 2차 압연을 행하는 제조 프로세스, 소위 2히트 압연을 채용해도 된다. 2히트 압연에서는, 열간 압연에서의 소성 변형량이 적고, 압연 공정에서의 온도의 저하도 작아지기 때문에, 2번째의 가열 온도를 조금 낮게 할 수 있다.

열간 압연 공정 후, 고강도를 얻기 위해, 플랜지나 웹 등을 수랭한다(냉각 공정). 수랭은, 스프레이에 의한 물의 분사나, 수조에서의 침지 수랭에 의해 행할 수 있다.

수랭에 의한 가속 냉각을 실시하면, 오스테나이트 입계로부터 변태하는 페라이트의 생성이 억제되어, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치, 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치에 있어서의 베이나이트의 분율이 80％ 이상으로 되어, 강도를 확보할 수 있다.

냉각 공정에 있어서는, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치(강도 평가 부위)에 있어서 800℃로부터 600℃까지의 냉각 속도가 2.2℃/s 이상으로 되도록 수랭을 행할 필요가 있다. 강도 평가 부위에서의 냉각 속도가 2.2℃/s 미만인 경우, 필요한 켄칭 조직이 얻어지지 않는다. 강도를 확보하기 위해서는, 냉각 속도가 큰 쪽이 바람직하고, 상한은 특별히 한정할 필요가 없다. 그러나, 극후재에서의 수랭에 의한 통상의 냉각 속도는 20℃/s가 상한이므로, 상한을 20℃/s로 해도 된다.

또한, 수랭 시에는, 수랭 정지 후에 표면 온도가 300∼700℃의 온도 범위까지 복열하도록 수랭 조건을 제어할 필요가 있다. 복열 온도가 300℃보다 낮으면 자기 템퍼링이 부족하여, 인성이 저하된다. 한편, 복열 온도가 700℃보다 높으면, 강도 평가 부위(7)나 강재 전체의 표면 근방에서도 템퍼링 온도가 너무 높아 강도가 저하되거나 하는 경우가 있다.

극후 H형강에서는 표면과 내부의 냉각 속도의 괴리가 커서, 표면 온도로는 제어가 곤란하다. 즉, 표면 온도는 냉각 개시 후의 짧은 시간에 200℃ 이하까지 냉각되지만, 내부의 냉각 속도는 작아, 표면 온도가 저하된 후에도, 내부의 온도는 수랭 시간에 따라서 저하된다. 그 때문에, 표면 온도로는 내부의 온도를 평가할 수는 없다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 수랭 시간이나 수랭 개시 온도에 의해 내부의 온도를 제어하고 관리한다. 미리, 냉각 속도 및 냉각 시간과 복열 온도의 관계를 측정해 두면, 강도 평가 부위(7) 및 인성 평가 부위(8)에서의 냉각 속도나 복열 온도를 제어할 수 있다.

실시예

강을 용제하고, 연속 주조에 의해, 두께가 240∼300㎜인 강편을 제조하였다. 강의 용제는 전로에서 행하고, 1차 탈산하고, 합금을 첨가하여, 성분을 조정한 후, 필요에 따라서, 진공 탈가스 처리를 행하였다. Mg를 첨가할 때에는, 표 1에 나타내는 바와 같이, 1차 탈산에 의해 용존 산소 농도를 조정한 후, Ti, Al 및 Mg를, 첨가하였다. 표 1의 첨가순에 있어서, 예를 들어 Ti→Al→Mg는, Ti, Al, Mg를 이 순서로 첨가한 것을 나타내고, 각각의 첨가에 있어서는, 앞의 원소 첨가로부터 1분 이상 경과한 것을 나타내고 있다. 한편, Ti→Al+Mg는, Ti 첨가 후, Al과 Mg를 대략 동시(첨가 간격이 1분 미만)에 첨가한 것을 나타내고 있다.

얻어진 강편을 가열하고, 열간 압연을 행하여, H형강을 제조하였다. 표 1에 나타낸 성분은, 제조 후의 H형강으로부터 채취한 시료를 화학 분석하여 구하였다.

H형강의 제조 공정을 도 2에 도시한다. 가열로(1)에서 가열된 강편을, 조압연기(2a), 중간 압연기(2b), 마무리 압연기(2c)를 포함하는 유니버설 압연 장치열에서 행하고, 마무리 유니버설 압연기(마무리 압연기)(2c)에서 마무리 압연을 행한 후, 후방면에 설치한 냉각 장치(수랭 장치)(3b)에 의해 수랭하였다.

여기서, 열간 압연을 패스간 수랭 압연으로 하는 경우에는, 중간 유니버설 압연기(중간 압연기)(2b)의 전후방면에 설치한 수랭 장치(3a)를 사용하여, 리버스 압연을 행하면서, 플랜지 외측면을 스프레이 냉각에 의해 수랭함으로써, 압연 패스간의 수랭을 행하였다.

제조 시의, 강편의 가열 온도, 열간 압연 및 가속 냉각 등의 제조 조건을 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 냉각 속도는, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치, 또한 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치의 냉각 속도이지만, 직접 측정한 것은 아니고, 별도 실시한 동일 사이즈의 오프라인 가열에 의한 측정 시에 해당 부위에 열전쌍을 설치하여 측정한 결과 및 계산기 시뮬레이션에 의한 예측을 기초로, 수랭의 개시 온도, 정지 온도 및 수랭 적용 시간으로부터 산출하였다.

제조한 H형강에 대하여, 도 1에 도시한 강도 평가 부위(7)로부터, 인장 시험용 시험편 및 구오스테나이트 입경, 조직 분율의 측정에 사용하는 시료를 채취하였다. 이 인장 시험용 시험편을 사용하여, 항복 강도 및 인장 강도를 평가하고, 측정용 시료를 사용하여, 구오스테나이트 입경과 베이나이트 분율을 측정하였다.

또한, 도 1에 도시한 인성 평가 부위(8)로부터, 샤르피 시험용 시험편 및 조직 관찰용의 시료를 채취하였다. 이 샤르피 시험용 시험편을 사용하여, 인성을 평가하고, 측정용 시료를 사용하여, 구오스테나이트 입경을 측정하였다. 도 1에 있어서 t₁은 웹의 두께, t₂는 플랜지의 두께, F는 플랜지의 길이, H는 높이이다.

인장 시험은, JIS Z 2241에 준거하여 행하고, 항복 거동을 나타내는 경우에는 항복점, 항복 거동을 나타내지 않는 경우에는 0.2％ 내력을 구하고, YS로 하였다. 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242에 준거하여, 시험 온도 21℃에서 행하였다.

또한, 구오스테나이트 입경, 조직의 분율은, 광학 현미경 또는 EBSP에 의해 마이크로 조직의 관찰을 행하여 측정하였다. 마이크로 조직에 있어서의 각 조직의 분율(면적률)은 200배로 촬영한 광학 현미경에 의한 조직 사진을 사용하여, 한 변이 50㎛인 격자 형상으로 측정점을 배치하고, 400의 측정점에서 조직을 판별하고, 각 조직의 입자의 수의 비율로서 산출하였다. 평균 구오스테나이트 입경은, 1㎜×1㎜ 이상의 시야의 광학 현미경 사진 또는 EBSP 관찰상을 사용하여 시야 내의 구오스테나이트 입자의 개수를 세고, 시야 면적을 이 개수로 나누어 1개당의 구오스테나이트 입자의 면적을 산출하고, 동일 면적의 원의 직경으로 환산함으로써 측정하였다. 시야의 경계에 걸려 있는 구오스테나이트 입자는 1/2개로 하였다.

또한, 인성 평가 부위(8)로부터 추출 레플리카를 제작하고, 전자 현미경 및 EDS에 의해 산화물 및 석출물의 조성을 확인하고, 원 상당 직경이 0.005∼0.5㎛인 Mg 함유 산화물의 개수 밀도를 구하였다. Mg 함유 산화물에는, Mg 함유 산화물을 내포하는 TiN 석출물도 포함되어 있다.

Mg 함유 산화물의 개수 밀도, 강도 평가 부위의 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 구오스테나이트 입경(구γ 입경)과 베이나이트 분율, 인성 평가 부위의 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE₂₁) 및 구오스테나이트 입경(구γ 입경)을 표 3에 나타낸다. 기계 특성의 목표값은, 실온의 항복 강도 또는 0.2％ 내력(YS)이 450㎫ 이상, 인장 강도(TS)가 550㎫ 이상이다. 또한, 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE₂₁)는 100J 이상이다.

표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명예인 제조 No.1∼5, 10∼15 및 20∼25는, YS 및 TS가, 각각, 목표인 450㎫ 이상 및 550㎫ 이상을 만족시켰다. 또한, 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지는, 100J 이상이며, 목표를 충분히 만족시켰다. 한편, 표 3의 제조 No.6∼9, 16∼19, 26∼37은 화학 성분, 제조 방법, 강도 평가 부위의 베이나이트 분율, 강도 평가 부위의 오스테나이트 입경, 인성 평가 부위의 오스테나이트 입경, Mg 함유 산화물의 밀도 중 어느 1개 이상이 본 발명의 범위 외이다. 그 때문에, YS, TS 또는 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지 중 어느 1개 이상이 상기의 목표를 만족시키지 않았다.

본 발명에 따르면, 플랜지 두께가 100∼150㎜인, 인성이 우수한 고강도 극후 H형강을 얻을 수 있다. 이 고강도 극후 H형강은, 항복 강도 또는 0.2％ 내력이 450㎫ 이상, 인장 강도가 550㎫ 이상, 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지는 100J 이상이라는 우수한 인성과 고강도를 겸비한다. 또한, 본 발명의 고강도 극후 H형강은, 다량의 합금의 첨가나 제강 부하가 큰 극저탄소화를 행하지 않고, 제조하는 것이 가능하다. 그 때문에, 제조 비용의 저감 및 공사 기간의 단축에 의한, 대폭적인 비용 삭감을 도모할 수 있다. 따라서, 본 발명은 경제성을 손상시키지 않고, 대형 건조물의 신뢰성을 향상시킬 수 있는 등, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

1 : 가열로
2a : 조압연기
2b : 중간 압연기
2c : 마무리 압연기
3a : 중간 압연기 전후방면의 수랭 장치
3b : 마무리 압연기 후방면의 수랭 장치
4 : H형강
5 : 플랜지
6 : 웹
7 : 강도 평가 부위
8 : 인성 평가 부위
F : 플랜지 길이 전체 길이
H : 높이
t₁ : 웹의 두께
t₂ : 플랜지의 두께

Claims

화학 성분이, 질량％로,
C:0.05∼0.16％,
Si:0.01∼0.50％,
Mn:0.70∼2.00％,
V:0.01∼0.20％,
Al:0.0001∼0.10％,
Ti:0.003∼0.030％,
N:0.0010∼0.0200％,
O:0.0001∼0.0100％,
Mg:0.0003∼0.0050％,
Ni:0∼0.50％,
Cr:0∼0.50％,
Cu:0∼0.50％,
Mo:0∼0.30％,
Nb:0∼0.010％,
B:0∼0.0020％,
Ca:0∼0.0050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
하기 수학식 1에 의해 구해지는 탄소 당량 C_eq가 0.30∼0.50％이고,
원 상당 직경으로 0.005∼0.5㎛의 Mg 함유 산화물을, 합계로 100∼5000개/㎟ 포함하고,
플랜지의 두께가 100∼150㎜이고,
상기 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치인 강도 평가 부위에 있어서, 강재 조직에 있어서의 베이나이트 분율이 80％ 이상이고, 또한 구오스테나이트 입경이 평균 70㎛ 이상이고,
상기 플랜지의 상기 길이 방향에서 상기 표면으로부터 1/2의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 상기 표면으로부터 3/4의 위치인 인성 평가 부위에 있어서, 강재 조직에 있어서의 구오스테나이트 입경이 평균 200㎛ 이하이고, 또한, 시험 온도 21℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상인 것을 특징으로 하는, H형강.
[수학식 1]

여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu는 각 원소의 질량％에서의 함유량이며, 함유되지 않은 경우에는 0으로 한다.
제1항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
Ni:0.01∼0.50％,
Cr:0.01∼0.50％,
Cu:0.01∼0.50％,
Mo:0.001∼0.30％,
Nb:0.001∼0.010％,
B:0.0001∼0.0020％,
Ca:0.0001∼0.0050％ 중, 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, H형강.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 강도 평가 부위에 있어서의, 상온에서의, 항복 강도 또는 0.2％ 내력이 450㎫ 이상이고, 인장 강도가 550㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, H형강.
용강 중의 산소 농도가 0.0020∼0.0100％로 되도록 탈산한 후, Ti, Al 및 Mg를 순서대로 첨가하고, 또한, 상기 용강의 화학 성분을, 질량％로, C:0.05∼0.16％, Si:0.01∼0.50％, Mn:0.70∼2.00％, V:0.01∼0.20％, Al:0.0001∼0.10％, Ti:0.003∼0.030％, N:0.0010∼0.0200％, O:0.0001∼0.0100％, Mg:0.0003∼0.0050％, Ni:0∼0.50％, Cr:0∼0.50％, Cu:0∼0.50％, Mo:0∼0.30％, Nb:0∼0.010％, B:0∼0.0020％, Ca:0∼0.0050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 2에 의해 구해지는 탄소 당량 C_eq가 0.30∼0.50％로 되도록 조정하는 정련 공정과,
상기 용강을 주조하여 강편을 얻는 주조 공정과,
상기 강편을 1100∼1350℃로 가열하는 가열 공정과,
가열된 상기 강편을, 압연 종료 시의 표면 온도가 850℃ 이상으로 되도록 압연을 행하여 플랜지의 두께가 100∼150㎜인 H형강을 얻는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 상기 H형강을, 수랭하는 냉각 공정을 갖고,
상기 냉각 공정에서는, 플랜지의 길이 방향에서 표면으로부터 1/6의 위치 또한 상기 플랜지의 두께 방향에서 표면으로부터 1/4의 위치에 있어서 800℃로부터 600℃까지의 범위의 냉각 속도가 2.2℃/s 이상으로 되도록, 또한, 수랭 정지 후에 표면 온도가 300∼700℃의 온도 범위 내에 복열하도록, 수랭 조건을 제어하는 것을 특징으로 하는, H형강의 제조 방법.
[수학식 2]

여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu는 각 원소의 질량％에서의 함유량이며, 함유되지 않은 경우에는 0으로 한다.
제4항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
Ni:0.01∼0.50％,
Cr:0.01∼0.50％,
Cu:0.01∼0.50％,
Mo:0.001∼0.30％,
Nb:0.001∼0.010％,
B:0.0001∼0.0020％,
Ca:0.0001∼0.0050％ 중, 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, H형강의 제조 방법.