KR19990077577A

KR19990077577A - 인성이뛰어나고항복강도가325ＭＰａ이상인극후Ｈ형강

Info

Publication number: KR19990077577A
Application number: KR1019990007059A
Authority: KR
Inventors: 오오모리아키오; 기무라다츠미; 가와바타후미마루; 아마노겐이치
Original assignee: 에모토 간지; 가와사키 세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 1998-03-05
Filing date: 1999-03-04
Publication date: 1999-10-25
Also published as: EP0940477B1; TW454041B; DE69908450D1; JPH11315341A; US6007644A; SG82604A1; DE69908450T2; KR100343052B1; EP0940477A1; JP3509603B2

Abstract

본 발명은 인성이 뛰어나고 항복강도가 325MPa 이상인 극후 H형 강에 관한 것으로, 고강도이고 플랜지부 두께 중앙의 Z방향 인성이 뛰어난 극후 H형 강에 관한 것이며, C: 0.05∼0.18%, Si: 0.60% 이하, Mn: 1.00∼1.80%, P: 0.020% 이하, S: 0.004% 미만, Al: 0.016∼0.050%, V: 0.04∼0.15%, N: 0.0070∼0.0200%를 포함하고, Cu: 0.02∼0.60%, Ni: 0.02∼0.60%, Cr: 0.02∼0.50%, Mo: 0.01∼0.20%의 1종류 또는 2종류 이상을 포함하며, V×N/S≥0.150이고 0.002≤Ti≤1.38×N-8.59×10^-1를 만족하는 범위의 Ti를 포함하고 Ceq(=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14)가 0.36∼0.45%의 범위에 있고 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 조성을 갖는 플랜지부 두께 중앙의 인성이 뛰어나고 항복강도가 325MPa 이상인 극후H형 강임을 특징으로 한다.

Description

인성이 뛰어나고 항복강도가 325ＭＰａ 이상인 극후Ｈ형 강 {HEAVY-WALL H-SHAPED STEEL HAVING HIGH TOUGHNESS AND YIELD STRENGTH AND PROCESS ROF MAKING STEEL STRENGTH}

본 발명은 고층 빌딩의 기둥재, 들보재 등의 구조물에 사용되는 인성이 뛰어나고, 항복강도(항복점 또는 내력, YS)가 325MPa 이상인 극후(極厚)H형 강, 특히 플랜지 두께가 40㎜ 이상이고 그 두께 중앙의 L,C,Z 방향의 샤르피 흡수에너지가 100J(Joule) 이상인 극후H형 강에 관한 것이다.

본 발명에서 조성(화학조성)에 관한 wt%는 중량 퍼센트를 의미한다. 또한, L방향은 압연방향, C방향은 압연방향 및 판두께 방향에 직각인 방향, Z방향은 판두께 방향을 의미한다.

건축물의 기둥재, 들보재에는 열간압연한 H형 강이 널리 이용되고 있다. 이 H형 강에는 JIS G 3106에 용접 구조용 압연강재로서 규정되어 있는 SM 490강, SM520강, SM570강이 많이 사용되고 있다. 최근의 빌딩의 고층화, 거대화에 따라 사용되는 H형 강은 두께·고강도화의 경향이 있다. 예를 들어, YS가 325MPa 이상 바람직한 것은 355MPa 이상, 항복비(YR)가 80% 이하이고, 또한 높은 인성을 갖는 H형 강이 요구되고 있다. 이 때,

항복비(YR)=항복강도(YR)/인장강도(TS)로 나타난다.

그러나, 일반적으로 강재의 판 두께가 증가하면 강도는 저하되는 경향이 있고 플랜지 두께 40㎜ 이상인 H형 강에서는, YS로 325MPa 이상 또는 355MPa 이상의 고강도를 얻는 것은 곤란하다. 또한, 통상의 열간압연법에 의한 제조에서 고강도를 확보하고자 하면 강재의 Ceq를 높게 하지 않을 수 없고, 그 결과 용접균열 감수성이 높아지고(악화하고) 용접열영향부(이하, 용접 HAZ로 기재한다) 인성이 저하되는 등의 문제가 발생하고 있었다.

또한, 극후 H형 강의 압연에서는 압연소재의 단면적에 대한 압연 하중이 작다는 설비상의 제약이 있으므로 변형저항이 작은 고온(950℃이상)에서의 경압하 압연(압하율/패스:1∼10%)이 취해지고 있다. 그러나, 이와 같은 압연조건에서는 결정입자의 미세화가 불충분하여 양호한 인성을 얻기 어렵다는 문제가 있었다.

극후H형 강에서 강도, 인성, 용접성을 확보하는 방법으로서 TMCP(Thermo Mechanical Control Process)에 의한 제조가 알려져 있다. 예를 들어 일본 특공소56-35734호 공보에는 열간압연으로 H형 강으로 가공한 후, 플랜지 바깥 표면으로부터 Ar₁점∼Ms점 온도범위로 급냉한 후, 공냉하여 미세한 저온변태조직을 형성하게 하는 플랜지 강화 H형 강의 제조방법이 개시되어 있다. 또한, 일본 특공소58-10422호 공보에는 가열 후, 압연에서는 적어도 980℃∼Ar₃점의 저온에서 30% 이상의 압하를 가하고, 페라이트를 석출시킨 후, 급냉하여 페라이트와 마르텐사이트의 2상 복합조직으로 하는 가공성이 뛰어난 고장력 강의 제조방법이 개시되어 있다. 그러나, 이 종래 기술에서는 열간 압연 후에 플랜지 바깥 표면으로부터 급냉하므로, 플랜지판 두께 단면에서 강도나 인성의 차가 크고 잔류응력·변형의 발생도 큰 등, 극후 H형 강에 적용한 경우에는 많은 문제가 발생했다.

또한, 일본 특개평9-125140호 공보에는 일정량의 S(0.004∼0.015wt%)와 함께 V 및 N을 첨가함으로써 압연 중 및 그 후의 냉각중에 석출한 VN의 페라이트 미세화 효과가 발휘되어 우수한 특성을 가진 극후 H형 강이 얻어지는 것, 적절한 재결정 영역에서의 압연의 조건과 조합시킴으로써 그 미세화 효과가 높아지는 것이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술에서는 페라이트 미세화 효과를 발휘하기 위해 V,N에 더하여 S함유량을 0.004wt% 이상으로 할 필요가 있으므로, MnS가 생성되어 인성의 향상에는 한계가 있고, 특히 Z방향의 샤르피 흡수 에너지가 아직 충분히 높지 않다는 문제가 있었다.

또한, 일본 특개평5-132716호 공보에는 Al,Ti,Mn,Si에 의해 구성되는 복합산화물+Mns+VN의 복합개재물을 강 중에 분산시키고 입자내 페라이트를 생성함으로써 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법에서는 산화물 입자를 미세 균일하게 분산시키는 것이 곤란한 경우가 있고 조직 미세화의 효과가 충분하지 않으며 우수한 Z방향 인성을 얻는 것은 어려웠다.

또한, 건축구조물에서 들보에 지진 등에 의한 변형이 가해진 경우에, 기둥-들보 접합부 근방에서는 Z방향으로 응력이 집중한다. Z방향 샤르피 흡수 에너지가 작으면 작은 변형에 의한 응력으로 취성파괴가 발생한다. 따라서, 내진성 향상에는 Z방향 샤르피 흡수 에너지가 큰 것이 요망된다.

그래서, 본 발명은 고강도이고 고인성 특히 플랜지부 두께 중앙의 Z방향 인성이 뛰어난 극후 H형 강을 제공하는 것을 목적으로 한다.

도 1은 S량을 고정하고 V 또는 N첨가량을 변화시킴으로써 V×N/S의 값을 변화시켰을 때의, Z방향 샤르피 흡수 에너지와 페라이트 결정입도의 변화를 나타낸 그래프이다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명에서는 S함유량을 감소시키는 것, Al을 적량 첨가하는 것 및 후술한 바와 같이 V,N,Ti를 적량 첨가하는 것이 포인트이다. 종래 기술에서는 S량을 감소시킴에 따라 VN의 석출량도 감소하고 상기한 바와 같이 VN에 의한 조직미세화 효과를 충분히 발휘시킬 수 없었다. 그래서, 본 발명자들은 S함유량을 감소시켰을 때에도 VN에 의한 조직 미세화 효과를 발휘시키기 위해 수단에 대해서 여러가지의 실험·연구를 실시하여 이하의 견지를 얻었다.

①오스테나이트 결정입자의 세립화는 VN의 석출 사이트인 결정입계면적을 증대시키게 되고, 조직미세화에 유효한 VN의 석출을 촉진한다. 오스테나이트 결정입자의 세립화는 적량의 Ti의 첨가 및 재결정 영역에서의 압연에 의해 실현된다.

②강중에 분산된 TiN은 VN의 석출 사이트로서 기능함으로써 VN의 석출을 촉진한다. VN의 석출을 촉진하는 효과는 입자직경이 50㎚(nanometer) 이하의 미세한 TiN에서 현저하고 100㎚를 초과하는 조대한 TiN에서는 그 효과는 적다. 그래서, 평균 TiN 직경을 50㎚ 이하로 유지하고 가능한 한 다수의 미세한 TiN을 분포시키는 것이 요망된다.

③다수의 미세한 TiN을 얻기 위해 Al을 적량 첨가하는 것이 효과적이다.

④상기 ①,②,③의 효과는 V,N,S,Ti 및 Al의 첨가량을 적정한 밸런스로 유지함으로써 달성되고 강도, 인성, 용접성 및 내진성이 양호한 극후 H형 강이 얻어진다.

본 발명은 그러한 견지에 기초하여 이루어진 것으로 그 요지는

C: 0.05∼0.18wt%, Si: 0.60wt% 이하,

Mn: 1.00∼1.80wt%, P: 0.020wt% 이하,

S:0.004wt% 미만, Al: 0.016∼0.050wt%,

V: 0.04∼0.15wt%, N: 0.0070∼0.0200wt%

를 포함하고 또한

Cu: 0.02∼0.60wt%, Ni: 0.02∼0.60wt%,

Cr: 0.02∼0.50wt%, Mo:0.01∼0.20wt%

이 1종류 이상을 포함하고 V량 및 N량이 수학식 1을 만족하는 범위에 있으며, 또한 수학식 2를 만족하는 범위의 Ti를 포함하고 또한 수학식 3식으로 정의되는 Ceq가 0.36∼0.45wt%의 범위에 있으며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 플랜지부 두께 중앙의 인성이 뛰어나고 항복강도가 325MPa이상인 극후 H형 강이다.

여기에서, 각 수학식 중의 각 원소기호에는 상기 원소의 강중 함유량(wt%)를 대입한다.

본 발명에서는 필요에 따라서 REM:0.0010∼0.0200wt%, Ca: 0.0005∼0.0100wt%의 1종류 또는 2종류, 및/또는 B: 0.0001∼0.0020wt%를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 극후 H형 강은 플랜지부 두께 중앙에서 YS 325MPa 이상, YR 80% 이하, 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE₀)가 100J 이상의 특성을 구비한다.

YS가 325MPa 미만에서는 기둥재로서의 강도가 불충분해지고 YR이 80%를 초과하면 내진성이 저하되는 문제가 발생하며 vE₀가 100J 미만에서는 취성파괴가 발생하기 쉬워진다는 문제가 있다.

이하 본 발명의 극후 H형 강이 갖는 화학조성의 한정이유를 설명한다.

C: 0.05∼0.18wt%

C는 강도를 확보하기 위해 0.05wt% 이상 필요하지만 0.18wt%를 초과하면 모재의 인성 및 용접성이 저하되므로 0.05∼0.18wt%로 한정했다. 또한, 바람직한 범위는 0.08∼0.16wt%이다.

Si: 0.60wt% 이하

Si는 강도 상승에 유효한 원소이지만 0.60wt%를 초과하면 용접 HAZ의 인성(이하, HAZ 인성이라고 기재함)을 현저하게 열화시키므로 0.60wt% 이하로 한정했다. 또한, 0.10wt% 미만에서는 강도 상승에 효과가 적으므로 바람직한 것은 0.10∼0.60wt%이다.

Mn: 1.00wt%∼1.80wt%

Mn은 고강도화에 유효한 원소이고 강도를 확보하는 관점으로부터 하한을 1.00wt%로 했다. 그러나, Mn량이 1.80wt%를 초과하면 압연후 공냉한 조직이 페라이트+펄라이트로부터 페라이트+베이나이트가 되어 모재의 인성이 열화되므로, 그 상한을 1.80wt%로 했다. 또한, 바람직한 범위는 1.20∼1.70wt% 이다.

P: 0.020wt% 이하

P는 모재의 인성, HAZ의 인성, 내용접 균열성을 저하시키므로, 극력 감소시켜야할 원소이므로 상한을 0.020wt%로 제한했다.

S: 0.004wt% 미만

S는 VN의 석출을 촉진하고 조직을 미세화하는 작용이 있지만 MnS의 형성에 의해 연성, 인성을 저하시킨다. 특히, S함유량이 0.004wt% 이상이 되면, 압연에 의해 연신된 MnS에 의해 C방향 및 Z방향의 인성이 현저하게 저하되므로, 0.004wt% 미만으로 한정했다. 바람직한 것은 0.001wt% 이하의 첨가이다.

Al: 0.016∼0.050wt%

Al은 탈산을 위해 유효하지만 함유량이 0.016wt% 미만에서는 충분한 탈산을 할 수 없으므로, Ti산화물이 생성되어 후술한 Ti의 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 0.050wt%를 초과하여 함유해도 탈산효과는 포화되므로, 상한을 0.050wt%로 제한했다.

V: 0.04∼0.15wt%

V는 압연중 또는 압연후의 냉각중에 VN으로서 오스테나이트 중에 석출하여 페라이트 핵생성 사이트로서 기능하여 결정입자를 미세화한다. 또한, V는 석출 강화에 의해 모재의 강도를 높이는 중요한 역할을 하므로 모재의 강도·인성을 확보하기 위해 불가결한 원소이다. 이러한 효과를 발휘하게 하기 위해서는 0.04wt% 이상의 함유가 필요하다. 그러나, 0.15wt%를 초과하여 함유하면, 모재의 인성 및 용접성을 크게 손상시키므로, 0.04∼0.15wt%의 범위로 한정했다. 또한, 바람직한 범위는 0.05∼0.12wt%이다.

N: 0.0070∼0.0200wt%

N은 V와 결합하여 VN으로서 모재의 강도·인성을 높인다. 그를 위해서는 0.0070wt% 이상의 함유가 필요하지만, 0.0200wt%를 초과하여 함유하면 모재의 인성 및 용접성이 크게 저하되므로 0.0070∼0.0200wt%의 범위로 한정했다. 또한, 바람직한 범위는 0.0070∼0.0160wt%이다.

Cu:0.02∼0.60wt%, Ni: 0.02∼0.60wt%, Cr:0.02∼0.50wt%, Mo: 0.01∼0.20wt%의 1종류 또는 2종류 이상

Cu,Ni,Cr,Mo는 모두 담금질성 향상에 유효한 원소이고 강도 증가를 위해 첨가한다. 이를 위해서는 Cu,Ni,Cr,Mo는 각각 0.02wt% 이상, 0.02wt% 이상, 0.02wt% 이상, 0.01wt% 이상이 필요해진다. Cu는 열간가공성을 열화시키므로 Ni를 동시에 첨가하는 것이 바람직하다. Cu에 의한 열간가공성의 악화를 보상하기 위해 거의 동량의 Ni함유를 필요로 하지만, 0.60wt%를 초과해서 Ni를 함유하게 하면 제조비용이 너무 높아지기 때문에 Cu,Ni의 상한은 0.60wt%로 했다. 또한, Cr,Mo는 각각 0.50wt%, 0.20wt%를 초과하면 용접성이나 인성을 손상시키므로 이것을 상한으로 했다.

(수학식 1)

V×N/S≥0.150

특히 Z방향의 인성을 향상시키기 위해서는 상술한 S감소와 후술한 Ti 첨가와 동시에 VN 석출량 증가를 위해 V×N의 값을 크게 하는 것이 필요하다. 도 1에 도시한 바와 같이 S량이 많거나 V×N 값이 작아서 V×N/S의 값이 0.150 미만일 때에는 MnS 등의 개재물의 증가 또는 석출 VN에 의한 페라이트 미세화 효과가 충분하지 않아 우수한 Z방향의 인성이 얻어지지 않으므로 V×N/S의 하한값을 0.150으로 했다.

도 1은 S량을 고정하고 N 또는 N첨가량을 변화시킴으로써 V×N/S의 값을 변화시켰을 때의, Z방향의 샤르피 흡수 에너지와 페라이트 결정입도의 변화를 도시한 그래프이다. V×N/S가 증가함에 따라서 페라이트 결정입자는 미세화하고 Z방향의 인성도 향상되는 것을 알 수 있다. 그러나, S량을 0.004wt% 이상으로 하는 종래 기술에서는 페라이트 세립화는 실현되지만 Z방향의 인성은 충분하지 않다. S＜0.004wt%까지 감소시키고 Al과 Ti를 적량 첨가하며, 또한 V×N/S의 값을 0.150wt% 이상으로 함으로써 고S재와 같은 수준의 페라이트 미세화가 달성되고 동시에 Z방향으로 100J 이상의 흡수 에너지도 얻어진다.

(수학식 2)

0.002≤Ti≤1.38×N-8.59×10^-4

Ti는 고온에서도 안정적인 TiN으로서 미세분산하고 압연전에 실시하는 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함과 동시에, 압연후의 페라이트 입자직경을 미세하게 하는 작용이 있으므로, 고강도·고인성을 확보할 수 있다. 또한, 용접가열시에도 오스테나이트입자의 조대화를 억제하여 용접 HAZ에서도 세립화를 달성할 수 있으며, 우수한 HAZ 인성이 얻어진다. 또한, 본 발명에서는 Ti는 VN 석출을 촉진하기 위해 필수 원소이고, 마찬가지로 VN석출을 촉진하는 효과를 갖는 S를 감소시켰을 때에는 충분량의 VN석출을 실현하여 세립조직을 얻기 위해 불가결하다. 이 효과를 발휘하게 하는 데에는 0.002wt% 이상 첨가하는 것이 필요하다. 그러나, (1.38×N-8.59×10^-4)wt%를 초과하면, 조대한 TiN이 증가하여 VN 석출을 촉진하는 효과가 작아지고, 또한 VN을 형성하기 위한 강 중 N양도 부족하므로, 그 결과 충분한 세립조직이 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, Ti량은 수학식 2를 만족하는 범위로 제한했다.

수학식 3에서 정의되는 Ceq: 0.36∼0.45wt%

(수학식 3)

Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14

Ceq가 0.45wt%를 초과하면 용접 균열 감수성이 높아짐과 동시에 HAZ 인성이 저하되지만, 0.36% 미만에서는 모재 및 용접 HAZ 연화부에서의 강도 확보가 곤란해진다. 또한, 이 범위에서 Ceq를 유지함으로써 강의 담금질성이 가장 적정한 범위로 조정되고, VN에 의한 페라이트핵 생성기능이 발휘되기 쉬워진다. 그래서, Ceq는 0.36∼0.45wt%로 했다.

REM:0.0010∼0.0200wt%, Ca: 0.0005∼0.0100wt% 중 1종류 이상

REM 또는 Ca는 고온에서도 안정적인 개재물(산화물, 황화물)로서 미세분산하고 압연전에 실시하는 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함과 동시에, 압연후의 페라이트 입자직경을 미세화 하는 작용이 있으므로, 고강도·고인성을 확보할 수 있다.

또한, 용접가열시에도 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하여 용접 HAZ에서도 세립화를 달성할 수 있으므로 우수한 HAZ 인성이 얻어진다. 이 효과를 발휘하게 하는 데에는 각각 0.0010wt% 이상, 0.0005wt% 이상이 필요하지만, 0.0200wt%, 0.0100wt%를 초과하면 강의 청정성 및 인성이 저하된다. 그래서, REM, Ca 첨가량은 각각 0.0010∼0.0200wt%, 0.0005∼0.0100wt%로 했다.

B: 0.0001∼0.0020wt%

B는 압연중 또는 그 후의 냉각중에 BN으로서 석출하고 압연후의 페라이트 입자를 미세하게 하지만, 그 효과는 0.0001wt% 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.0020wt%를 초과하면 인성이 저하되므로 0.0001∼0.0020wt%로 한정했다.

본 발명의 극후 H형 강은 상기 조성을 갖는 소재를 1050∼1350℃로 가열한 후, 1100∼950℃의 온도범위에서 플랜지에 대한 압하율/패스 5∼10%, 누적압하율 20% 이상으로 하여 압연하고 계속 실온까지 공냉하거나 또는 서냉-고온냉각정지 후 실온까지 공냉함으로써 제조하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 극후 H형 강의 마이크로 조직을, 결정입도(JIS G 0552 기준) 6번 이상의 미세한 페라이트 + 펄라이트 조직 또는 페라이트 + 펄라이트 + 베이나이트 조직(페라이트 면적율 50∼90%)로 할 수 있고 이 극후 H형 강에 상기한 특성을 안정하게 부여할 수 있다.

이 바람직한 압연 및 냉각조건은 다음에 서술하는 이유에 의한 것이다.

가열온도: 1050∼1350℃

열간 압연의 가열온도(압연가열온도)가 1050℃ 미만에서는 소재의 변형저항이 높고, 압연하중이 지나치게 높아 소정의 크기형상이 얻어지기 어렵다. 또한, 1350℃을 초과하는 온도로 가열하면 소재의 결정입자가 극도로 조대화하고, 그 후의 압연에서도 미세화하기 어려우므로, 압연가열온도는 1050∼1350℃의 범위로 했다.

압연온도 및 압하율:1100∼950℃의 온도범위에서 플랜지에 대한 압하율/패스는 5∼10%, 누적압하율은 20% 이상

현저한 미세화를 달성하는 데에는 VN의 미세화 효과에 더하여 압연에 의한 세립화를 조합시키는 것이 요망된다. 구체적으로는 1100∼950℃의 온도범위에서 플랜지를 압하율/패스는 5∼10%, 누적압하율 20% 이상에서 압하한다. 즉, 부분재결정에 필요한 압하율/패스는 5∼10%의 압하를 반복하여 누적압하율 20% 이상의 가공량을 부여함으로써 재결정 세립화를 달성할 수 있고 VN의 석출도 촉진할 수 있다. 재결정 세립화라는 면에서는 압하율/패스는 클수록 바람직하지만, 그 반면 변형저항이 증가하고 크기·형상정밀도가 저하되는 폐해가 있으므로 5∼10wt%의 경압하율범위가 좋다. 압연온도, 압하율/패스, 누적압하율이 상기 범위를 벗어나면 VN에 의한 세립화 효과를 충분히 발휘할 수 없다.

압연후 냉각: 실온까지 공냉, 또는 서냉-고온냉각정지 후 실온까지 공냉

압연후, 실온까지 공냉함으로써 강도·인성편차 및 변형발생을 방지할 수 있다. 또한, 낮은 Ceq에서 높은 강도를 얻는 경우나 플랜지의 두께가 두꺼운 경우에는 압연후에 재료를 수냉 등을 하여 공냉 보다도 빠른 냉각속도로 압연후의 고온영역을 통과시키고 그 후 공냉하는 「서냉-고온냉각정지」을 실시해도 좋다. 이 「서냉-고온냉각정지」는 냉각속도:0.2∼2.0℃/s, 냉각정지온도:700∼550℃가 되는 냉각을 가르킨다. 냉각속도가 0.2℃/s 미만에서는 소정의 강도를 확보하는 것이 곤란해지므로, 또한 2.0℃/s를 초과하면 베이나이트 조직이 되어 인성이 열화하므로 서냉의 속도는 0.2∼2.0℃/s의 범위가 좋다. 또한, 판두께 내의 균질성의 관점에서, 보다 바람직한 범위는 0.2∼1.5℃/s이다. 또한, 냉각정지온도가 700℃를 초과하면 가속냉각의 효과가 없어지고 550℃ 미만에서는 조직이 베이나이트 조직이 되기 쉽고 인성이 열화하므로, 서냉의 냉각정지온도는 700∼550℃의 범위가 좋다.

(실시예)

표 1에 나타낸 화학조성, Ceq를 가진 A강∼V강을, 1120∼1320℃로 가열한 후, 표 2∼표 5에 나타낸 여러가지 조건에서 압연·냉각하여 플랜지 두께 60∼100㎜의 극후 H형 강을 제조했다. 각 극후 H형 강의 플랜지폭의 1/4 부위 또는 3/4 부위에서, 플랜지부 두께 중앙(1/2t)으로부터 L,C,Z 각 방향의, 또한 플랜지부 표면하 10㎜ 부위로부터 L방향만의, JIS4 인장시험편 및 JIS4호 충격시험편을 채취하여 기계적 성질을 조사한 결과를 표 2∼표 5에 나타낸다.

표 2∼표 5에서, 조성, Ceq가 본 발명 범위에 있는 본 발명예의 극후 H형 강(A강∼K강)은 L,C 및 Z방향의 인성이 vE₀로 100J 이상으로 우수하고, L방향 및 C방향의 인성차는 적다. 또한, 표층부와 판두께 중심부의 강도차도 적고 YS로 325MPa 이상의 고강도를 가지며, 또한 YR은 80% 이하가 되고 있다. 또한, 압연·냉각조건이 상기 바람직한 범위에 있는 경우에는, 특히 양호한 강도·인성이 얻어지고 있다.

비교예의 극후 H형 강(L강∼V강)은 Ceq, N량, V량, V×N/S, Ti량, S량, Al량 중 어느것이 본 발명의 범위를 벗어나므로, 전반적으로 vE₀가 낮고 YR이 80% 초과로 높은 것이나 강도가 낮은 것도 있다. 예를 들어, Q강에서는 S량이 높고 R강에서는 V량이 낮고, T강에서는 N량이 낮기 때문에, V×N/S의 값이 0.150wt% 미만이 되고 있고 C방향 및 Z방향의 인성이 낮다. 또한, N강에서는 V,N 및 S의 양은 각각 본 발명의 범위내이지만, V×N/S의 값이 0.150wt% 미만이 되고 있으므로, 조직 미세화와 개재물의 감소가 충분하지 않아서 C방향 및 Z방향의 인성을 개선하는데에 이르지 못하고 있다. 또한, O강에서는 Ti가 수학식 2의 상한 보다도 많으므로, VN의 효과가 발휘되지 않게 되고 강도가 낮은 Z방향의 인성도 충분하지 않다. 또한, S강에서는 Al량이 본 발명 범위보다 적으므로, 결과적으로 VN의 효과가 발휘되지 않고 있고 인성이 충분하지 않다.

다음에, 용접 균열 감수성을 평가하기 위해 JIS Z 3158로 규정되는 y형 용접균열시험을 실시했다. 이 시험은 본 발명예로부터 A강, D강, H강 및 비교예로부터 L강, N강을 선택하여 플랜지로부터 판두께 50 × 길이 200 × 폭 150(㎜)의 시험편을 잘라내고 고장력 강용 피복아크 용접봉을 사용하여 용접전류 170A, 용접전압 24V, 용접속도 150㎜/min, 용접예열온도 50℃의 조건에서 실시했다. 그 결과, 비교예인 L강, N강에는 균열이 발생했지만, 본 발명예인 A강, D강, H강에는 균열이 발생하지 않았다.

이러한 본 발명에 의하면 건축구조물용 기둥재, 들보재로서 지금까지 제조가 곤란했던, 플랜지부 두께 중앙의 충격인성과 용접성이 뛰어나고 판두께 방향의 강도편차가 작은 고강도의 극후 H형 강을 제조할 수 있게 된다는 산업상 유익한 효과를 갖는다.

Claims

C: 0.05∼0.18wt%, Si: 0.60wt% 이하,

Mn: 1.00∼1.80wt%, P: 0.020wt% 이하,

S: 0.004wt% 미만, Al: 0.016∼0.050wt%,

V: 0.04∼0.15wt%, N: 0.0070∼0.0200wt%

를 포함하고 또한

Cu: 0.02∼0.60wt%, Ni: 0.02∼0.60wt%,

Cr: 0.02∼0.50wt%, Mo:0.01∼0.20wt%

의 1종류 또는 2종류 이상을 포함하고, 또한

V량 및 N량이 수학식 1을 만족하는 범위에 있고, 또한

수학식 2를 만족하는 범위의 Ti를 포함하고, 또한

수학식 3에서 정의되는 Ceq가 0.36∼0.45wt%의 범위에 있고,

잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 조성을 갖고 플랜지부 두께 중앙의 L,C,Z 방향의 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이며, 항복강도가 325MPa 이상인 강도, 인성, 내진성이 뛰어난 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.

(수학식 1)

V×N/S≥0.150

(수학식 2)

0.002≤Ti≤1.38×N-8.59×10^-4

(수학식 3)

Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14

여기에서, 각 수학식 중 각 원소 기호에는 상기 원소의 강 중 함유량(wt%)을 대입한다.
제 1 항에 있어서,

JIS G0552로 판정되는 페라이트 결정입도가 6번 이상이고, 또한 페라이트의 면적율이 50∼90% 이상인 페라이트 + 펄라이트 조직 또는 페라이트 + 펄라이트 + 베이나이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 1 항에 있어서,

REM: 0.0010∼0.0200wt%, Ca: 0.0005∼0.0100wt% 중 1종류 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 1 항에 있어서,

B: 0.0001∼0.0020wt%를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 1 항에 있어서,

REM: 0.0010∼0.0200wt%, Ca: 0.0005∼0.0100wt% 중 1종류 이상 및 B: 0.0001∼0.0020wt%를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 1 항에 있어서,

항복비가 80% 이하인 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 1 항에 있어서,

C: 0.08∼0.18wt%, Si: 0.10∼0.60wt% 이하,

Mn: 1.00∼1.70wt%, P: 0.020wt% 이하,

S:0.001wt% 미만, Al: 0.016∼0.050wt%,

V: 0.05∼0.12wt%, N: 0.0070∼0.0160wt%

를 포함하고 또한

Cu: 0.02∼0.60wt%, Ni: 0.02∼0.60wt%,

Cr: 0.02∼0.50wt%, Mo:0.01∼0.20wt%

중 1종류 또는 2종류 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 1 항에 기재된 극후 H형 강을 포함하는 것을 특징으로 하는 기둥.
제 1 항에 기재된 극후 H형 강을 포함하는 것을 특징으로 하는 들보.
플랜지부 두께 중앙의 L,C,Z 방향의 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이고 항복강도가 325MPa이상인 것을 특징으로 하는 강도, 인성, 내진성이 뛰어난 극후 H형 강.
제 10 항에 있어서,

항복비가 80% 이하인 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 10 항에 있어서,

JIS G0552로 판정되는 페라이트 결정입도가 6번 이상이고, 또한 페라이트의 면적율이 50∼90% 이상인 페라이트 + 펄라이트 조직 또는 페라이트 + 펄라이트 + 베이나이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강.
제 10 항에 기재된 극후 H형 강을 포함하는 것을 특징으로 하는 기둥.
제 10 항에 기재된 극후 H형 강을 포함하는 것을 특징으로 하는 들보.
C: 0.05∼0.18wt%, Si: 0.60wt% 이하,

Mn: 1.00∼1.80wt%, P: 0.020wt% 이하,

S:0.004wt% 미만, Al: 0.016∼0.050wt%,

V: 0.04∼0.15wt%, N: 0.0070∼0.0200wt%

를 포함하고 또한

Cu: 0.02∼0.60wt%, Ni: 0.02∼0.60wt%,

Cr: 0.02∼0.50wt%, Mo:0.01∼0.20wt%

중 1종류 또는 2종류 이상을 포함하고, 또한

V량 및 N량이 수학식 1을 만족하는 범위에 있고, 또한

수학식 2를 만족하는 범위의 Ti를 포함하고, 또한

수학식 3에서 정의되는 Ceq가 0.36∼0.45wt%의 범위에 있으며,

잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 조성을 갖는 강 블룸을,

가열하고 압연하고 냉각하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는

플랜지부 두께 중앙의 L,C,Z 방향의 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J이상이고 항복강도가 325MPa 이상인 강도, 인성, 내진성이 뛰어난 극후 H형 강을 제조하는 방법.

(수학식 1)

V×N/S≥0.150

(수학식 2)

0.002≤Ti≤1.38×N-8.59×10^-4

(수학식 3)

Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14

여기에서, 각 수학식 중의 각 원소기호에는 상기 원소의 강중 함유량(wt%)를 대입한다.
제 15 항에 있어서,

블룸 가열온도를 1050∼1350℃로 하고

압연온도범위: 1100∼950℃, 1패스 당 압하율: 5℃∼10%, 전압하율: 20% 이상에서 압연하며,

압연후 실온까지의 냉각을 공냉 또는 고온부는 서냉한 후 공냉으로 하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강의 제조방법.
제 15 항에 있어서.

JIS G0552로 판정되는 페라이트 결정입도가 6번 이상이고, 또한 페라이트의 면적율이 50∼90% 이상인 페라이트 + 펄라이트 조직 또는 페라이트 + 펄라이트 +베이나이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강의 제조방법.
제 15 항에 있어서,

블룸이 REM: 0.0010∼0.0200wt%, Ca: 0.0005∼0.0100wt% 중 1종류 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강의 제조방법.
제 15 항에 있어서,

블룸이 B: 0.0001∼0.0020wt%를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강의 제조방법.
제 15 항에 있어서,

블룸이 REM: 0.0010∼0.0200wt%, Ca: 0.0005∼0.0100wt% 중 1종류 이상 및 B: 0.0001∼0.0020wt%를 포함하는 것을 특징으로 하는 극후 H형 강의 제조방법.