KR20190032625A

KR20190032625A - H형강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20190032625A
Application number: KR1020197007720A
Authority: KR
Inventors: 마사키 미조구치; 가즈토시 이치카와; 히로카즈 스기야마; 데츠야 세이케
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2016-12-21
Filing date: 2017-12-21
Publication date: 2019-03-27
Also published as: KR102021726B1; EP3533893A4; CN109715842A; JP6468408B2; WO2018117228A1; EP3533893A1; US20190203309A1; JPWO2018117228A1; CN109715842B; PH12019500350A1

Abstract

이 H형강은, 화학 성분으로서, C, Si, Mn, Nb, V, Ti, N을 포함하고, 금속 조직으로서, 페라이트를 60 내지 100면적％ 미만 포함하고, 이 페라이트의 평균 입경이 1 내지 30㎛이고, 플랜지의 두께가 20 내지 140㎜이고, 인장 항복 응력이 385 내지 530㎫이고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이다.

Description

H형강 및 그 제조 방법

본 발명은 강도 및 저온 인성이 우수한 두꺼운 H형강 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은 2016년 12월 21일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2016-248181호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 고층 빌딩 등 건축물의 대형화나 고층화가 진행되고 있고, 구조상 필요한 강도 부재로서, 두꺼운 강재가 이용되고 있다. 그러나, 일반적으로, 철강 재료는 제품의 두께가 증대될수록, 강도의 확보가 어려워지고, 또한 인성의 확보도 어려워진다.

이와 같은 문제에 대하여, 특허문헌 1에서는, Ca-Al계 산화물에 의한 구 오스테나이트 입자의 미세화 효과를 이용하여 인성을 확보하면서, 가속 냉각을 적용하여 높은 강도를 확보한 강재를 얻는 기술이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 2에서는, Mg-S계 개재물에 의한 구 오스테나이트 입자의 미세화 효과를 이용하여 인성을 확보하면서, 가속 냉각을 적용하여 높은 강도를 확보한 강재를 얻는 기술이 제안되어 있다.

그러나, 두꺼운 강판을 제조할 때, 열간 압연 후에 가속 냉각을 적용하면, 강판의 내부에서는 표면에 비해 냉각 속도가 느려져, 표면과 내부는 냉각 중의 온도 이력에 큰 차가 발생하고, 강재의 부위에 따라 강도, 연성, 인성 등의 기계 특성에 차가 발생한다.

또한, 대형 건축물에는 두꺼운 H형강의 사용이 요망되고 있지만, 이 H형강은 형상이 특이하다. 강편을 H형상으로 성형하기 위해서는 유니버설 압연 등이 적용되지만, 유니버설 압연에서는 압연 조건(온도, 압하율)이 제한된다. 그 때문에, H형강을 제조하는 경우, 특히 플랜지의 두께가 20㎜ 이상인 두꺼운 H형강을 제조하는 경우에는, 일반적인 두꺼운 강판(두꺼운 강판)에 비해, 기계 특성을 제어하는 것이 용이하지는 않다.

이와 같은 문제에 대하여, 특허문헌 3 및 4에서는, C의 양을 저감시키고, B를 첨가한 강편을 열간 압연한 후, 방랭하여, 균질한 기계 특성을 확보하는 방법이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 5 내지 8에서는, 고강도, 고인성 등을 목적으로 한 두꺼운 H형강 또는 H형강의 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 제5655984호 공보 일본 특허 제5867651호 공보 일본 특허 공개 2003-328070호 공보 일본 특허 공개 2011-106006호 공보 일본 특허 공개 평11-158543호 공보 일본 특허 공개 평11-335735호 공보 일본 특허 공개 2016-84524호 공보 일본 특허 공개 평10-68016호 공보

종래, 플랜지의 두께가 20㎜ 이상 되는 두꺼운 H형강에서는, 기계 특성을 제어하는 것이 용이하지는 않았으므로, 이와 같은 두꺼운 H형강에서는, 실온이거나, 기껏해야 0℃에서의 인성을 만족시킬 것만이 요구되고 있었다. 그러나, 근년에는, 한랭지 등에서의 사용을 고려하여, 두꺼운 H형강에 대하여, 보다 저온에서의 인성이 우수할 것이 요구되고 있다. 또한, 구조 재료로서의 단위 중량당 강도를 고려하여, 두꺼운 H형강에 대하여, 항복 응력(구체적으로는 항복 강도 혹은 0.2％ 내력)이 385㎫ 이상일 것도 요구되고 있다.

본 발명은 이와 같은 실정을 감안하여 이루어진 것이고, 강도 및 저온 인성이 우수한 두꺼운 H형강 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 H형강은, 강이, 화학 성분으로서, 질량％로, C: 0.05 내지 0.160％, Si: 0.01 내지 0.60％, Mn: 0.80 내지 1.70％, Nb: 0.005 내지 0.050％, V: 0.05 내지 0.120％, Ti: 0.001 내지 0.025％, N: 0.0001 내지 0.0120％, Cr: 0 내지 0.30％, Mo: 0 내지 0.20％, Ni: 0 내지 0.50％, Cu: 0 내지 0.35％, W: 0 내지 0.50％, Ca: 0 내지 0.0050％, Zr: 0 내지 0.0050％를 함유하고, Al: 0.10％ 이하, B: 0.0003％ 이하로 제한되고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, Ceq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Ni＋Cu)/15라고 했을 때, 상기 화학 성분 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu가, 0.30≤Ceq≤0.48을 만족시키고, 상기 강이, 금속 조직으로서, 면적 분율로, 페라이트를 60 내지 100％ 미만 포함하고, 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합 조직 MA를 3.0％ 이하로 제한하고, 상기 페라이트 및 상기 MA 이외의 조직을 37％ 이하로 제한하고, 상기 페라이트의 평균 입경이 1 내지 30㎛이고, 상기 강을 압연 방향과 직교하는 절단면으로 보았을 때, 형상이 H형이고, 플랜지의 두께가 20 내지 140㎜이고, 상기 플랜지의 폭 방향 길이를 F라고 했을 때, 상기 플랜지의 폭 방향 단부면으로부터 (1/6)F의 위치에서, 인장 항복 응력이 385 내지 530㎫이고, 인장 최대 강도가 490 내지 690㎫이고, 상기 플랜지의 두께를 t₂라고 했을 때, 상기 (1/6)F의 위치이고, 또한 상기 플랜지의 두께 방향 외측의 면으로부터 (1/4)t₂의 위치에서, －20℃에서의 샤르피 시험의 흡수 에너지가 100J 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 H형강에서는, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로, Nb: 0.02 초과 내지 0.050％를 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 H형강에서는, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로, N: 0.005 초과 내지 0.0120％를 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 H형강에서는, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로, Cu: 0.03％ 미만으로 제한되어도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 H형강에서는, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로, Al: 0.003％ 미만으로 제한되어도 된다.

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 H형강에서는, 상기 플랜지의 상기 두께가 25 내지 140㎜여도 된다.

(7) 본 발명의 일 형태에 관한 H형강의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 H형강의 제조 방법이며, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 용강을 얻는 제강 공정과, 상기 제강 공정 후의 상기 용강을 주조하여 강편을 얻는 주조 공정과, 상기 주조 공정 후의 상기 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정 후의 상기 강편에 대하여, 압연 방향과 직교하는 절단면으로 보았을 때의 형상이 H형이 되도록, 플랜지의 폭 방향 단부면으로부터 (1/6)F의 위치에서의 누적 압하율이 900℃ 초과 내지 1100℃에서 20％ 이상이고, 상기 위치에서의 누적 압하율이 730 내지 900℃에서 15％ 이상이고, 730℃ 이상에서 압연을 종료하는 조건에서 압연을 행하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 열연재를 방랭하는 냉각 공정을 구비한다.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 강도 및 저온 인성이 우수한 두꺼운 H형강 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 H형강의 시험편을 채취하는 위치를 설명하는 단면 모식도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법을 도시하는 흐름도이다.

이하, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성만으로 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다. 또한, 하기하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「초과」 또는 「미만」이라고 나타내는 수치는 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 각 원소의 함유량에 관한 「％」는 「질량％」를 의미한다.

상술한 바와 같이, 지금까지, 플랜지의 두께가 20㎜ 이상인 두꺼운 H형강에는 실온이거나, 기껏해야 0℃에서의 인성이 요구되고 있었다. 그러나, 현재는 한랭지 등에서의 사용을 고려하여, 두꺼운 H형강에 대하여, -20℃ 정도의 보다 저온에서의 인성이 우수할 것이 요구된다. 또한, 구조 재료로서의 단위 중량당의 강도를 고려하여, 두꺼운 H형강에 대하여, 항복 응력(구체적으로는 항복 강도 혹은 0.2％ 내력)이 385㎫ 이상일 것도 요구된다.

그래서 본 발명자들은 두꺼운 H형강(이하, 강재라고 기재하는 경우가 있음)에 관하여, 특히 H형강의 구조상 중요한 부위인 플랜지에 관하여, 강도 및 저온 인성에 미치는 강 조성(강의 화학 성분) 및 강 조직(강의 금속 조직)의 영향에 대하여 검토를 행하여, 이하의 지견을 얻었다. 또한, 본 실시 형태에서는, 강도는 인장 항복 응력 및 인장 최대 강도를 의미하고, 저온 인성은 －20℃에서의 샤르피 시험의 흡수 에너지를 의미한다.

먼저, 합금 원소의 첨가에 의한 과잉 켄칭성의 상승은 강재 중의 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직(이하, MA라고 기재함)의 생성을 조장하여, 저온 인성의 저하를 초래한다. 특히, 합금 원소 중 B는 MA 생성을 조장하는 경향이 현저하므로, B를 적극적으로 첨가하지 않고 불순물 레벨 이하로 제한하는 것이 효과적이다.

또한, 높은 항복 응력(항복 강도 또는 0.2％ 내력)을 실현하고, 동시에 －20℃에서의 인성을 향상시키기 위해서는, Nb의 첨가가 효과적이다. Nb는 석출 강화를 통해 강재의 강도를 상승시키기 때문에, 과도하게 켄칭성을 상승시킬 필요가 없고, MA의 생성을 조장하지 않고 강재의 강도를 상승시킬 수 있다. 또한, Nb는 열간 압연 중의 오스테나이트의 재결정을 억제하여, 압연에 의한 강재 중의 변형을 축적하고, 변태 후의 페라이트의 미립화를 초래하는 효과가 있다.

또한, －20℃에서의 인성을 향상시키기 위해서는, V의 첨가가 효과적이다. V은 탄질화물(VC, VN, 또는 그 복합물)로서 석출되어 페라이트의 핵 생성 사이트로서 기능하고, 페라이트의 미립화를 초래하는 효과가 있다.

또한, Mn의 첨가에 의해, 강도와 저온 인성이 한층 향상된다. 또한, 강 성분을 제어한 후, 강 조직으로서, 페라이트의 면적 분율, MA의 면적 분율, 페라이트의 평균 결정립 직경 등을 제어하는 것이, 고강도와 저온 인성을 양립시키는 데 있어서 중요하다.

강 조직을 안정적으로 제어하기 위해서는, 강 성분을 제어한 강편을 열간 압연할 때에, 오스테나이트의 재결정 온도 영역과 미재결정 온도 영역에서, 각각 충분한 압연 변형을 부여하는 것이 필요하다. 구체적으로는, 900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서, 누적 압하율이 20％ 이상인 열간 압연을 행하고, 또한 900℃ 이하의 온도 영역에서, 누적 압하율이 15％ 이상인 열간 압연을 행한다. 900℃ 초과에서의 압연에 의해, 오스테나이트 입자를 미립화하여 켄칭성을 저하시켜 MA의 생성량 등을 낮게 억제하고, 900℃ 이하에서의 압연에 의해, 강재 중에 변형을 많이 부여하여 페라이트의 핵 생성 빈도를 증가시켜 페라이트를 미립화한다.

또한, 강 조직을 안정적으로 제어하기 위해서는, 열간 압연 후의 냉각 시, 강재의 표면과 내부에서 냉각 속도의 차가 작은 것이 바람직하다. 열간 압연 후에 강재를 가속 냉각하지 않고 방랭하는 경우, 강재의 표면 및 내부에서는, 냉각 속도가 모두 작아지고, 그 차도 작아진다. 예를 들어, 플랜지 두께가 20㎜인 H형강에서는, 열간 압연 후에 강재를 방랭하면, 800℃부터 500℃까지의 강재의 표면 및 내부의 평균 냉각 속도가 모두 1℃/초 이하가 된다.

열간 압연 후의 냉각 속도가 느린 경우에는, 일반적으로, 항복 응력 및 저온 인성을 동시에 확보하는 것이 용이하지는 않다. 단, 강 성분 및 제조 조건을 최적으로 제어함으로써, 항복 응력과 저온 인성의 양립이 가능해진다. 예를 들어, 강 성분으로서, C 함유량을 0.05％ 내지 0.160％로 하고, B를 첨가하지 않고 불순물 레벨 이하로 제한하고, Nb 및 V를 적극적으로 첨가하고, Mn, Ti, N 등의 합금 원소의 함유량을 적절하게 제어하고, 탄소 당량 Ceq를 0.30 내지 0.48의 범위로 제어한다. 또한, 제조 조건을 최적으로 제어하여, 강 조직으로서, 페라이트의 면적 분율, MA의 면적 분율, 페라이트의 평균 결정립 직경 등을 만들어 넣는다. 그 결과, 강도 및 저온 인성이 우수한 두꺼운 H형강을 얻는 것이 가능해진다.

이하, 본 실시 형태에 관한 H형강에 대하여 설명한다. 먼저, 강 조성 및 그 한정 이유에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강은 화학 성분으로서, 기본 원소를 포함하고, 필요에 따라 선택 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.

본 실시 형태에 관한 H형강의 화학 성분 중, C, Si, Mn, Nb, V, Ti, N이 기본 원소(주요한 합금화 원소)이다.

(C: 0.05 내지 0.160％)

C(탄소)는 강의 강화에 유효한 원소이다. 그 때문에, C 함유량의 하한을 0.05％로 한다. 바람직하게는, C 함유량의 하한을 0.060％, 0.070％ 또는 0.080％로 한다. 한편, C 함유량이 0.160％를 초과하면, 저온 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.160％로 한다. 저온 인성을 더욱 향상시키기 위해, 바람직하게는, C 함유량의 상한을 0.140％, 0.130％ 또는 0.120％로 한다.

(Si: 0.01 내지 0.60％)

Si(실리콘)는 탈산 원소이고, 강도의 향상에도 기여하는 원소이다. 그 때문에, Si 함유량의 하한을 0.01％로 한다. 바람직하게는, Si 함유량의 하한을 0.05％, 0.10％ 또는 0.15％로 한다. 한편, Si 함유량이 0.60％를 초과하면, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Si 함유량의 상한을 0.60％로 한다. 저온 인성을 더욱 향상시키기 위해, 바람직하게는, Si 함유량의 상한을 0.40％ 또는 0.30％로 한다.

(Mn: 0.80 내지 1.70％)

Mn(망간)은 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Mn 함유량의 하한을 0.80％로 한다. 더 강도를 높이기 위해, 바람직하게는 Mn 함유량의 하한을, 1.0％, 1.1％ 또는 1.2％로 한다. 한편, Mn 함유량이 1.70％를 초과하면, 켄칭성이 과잉으로 상승하고, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성을 손상시킨다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 1.70％로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량의 상한을 1.60％ 또는 1.50％로 한다.

(Nb: 0.005 내지 0.050％)

Nb(니오븀)는 열간 압연 시에 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 강재 중에 가공 변형을 축적시킴으로써 페라이트의 미립화에 기여하고, 또한 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Nb 함유량의 하한을 0.005％로 한다. 바람직하게는, Nb 함유량의 하한을 0.010％, 0.020％ 초과, 0.025％ 또는 0.030％로 한다. 단, Nb 함유량이 0.050％를 초과하면, 현저한 저온 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한을 0.050％로 한다. 바람직하게는, Nb 함유량의 상한을 0.045％, 0.043％ 또는 0.040％로 한다. 또한, Nb를 의도적으로 첨가하지 않는 경우, 불순물로서 포함되는 Nb 함유량은 0.005％ 미만이다. Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하기 위해서는, Nb를 강에 의도적으로 함유시킨다.

(V: 0.05 내지 0.120％)

V(바나듐)는 오스테나이트의 입자 내에 탄질화물로서 석출되고, 페라이트로의 변태핵으로서 작용하여, 페라이트 입자를 미세화하는 효과를 갖는 원소이다. 그 때문에, V 함유량의 하한을 0.05％로 한다. 바람직하게는, V 함유량의 하한을 0.05％ 초과, 0.06％ 또는 0.07％로 한다. 그러나, V 함유량이 0.120％를 초과하면, 석출물의 조대화에 기인하여 저온 인성을 손상시키는 경우가 있다. 그 때문에, V 함유량의 상한을 0.120％로 한다. 바람직하게는, V 함유량의 상한을 0.110％ 또는 0.100％로 한다.

(Ti: 0.001 내지 0.025％)

Ti(티타늄)는 TiN을 형성하고, 강 중의 N을 고정하는 원소이다. 그 때문에, Ti 함유량의 하한을 0.001％로 한다. TiN의 피닝 효과에 의해 오스테나이트를 더욱 미립화하기 위해, 바람직하게는 Ti 함유량의 하한을 0.005％, 0.007％ 또는 0.010％로 한다. 한편, Ti 함유량이 0.025％를 초과하면, 조대한 TiN이 생성되고, 저온 인성을 손상시킨다. 그 때문에, Ti 함유량의 상한을 0.025％로 한다. 바람직하게는, Ti 함유량의 상한을 0.020％, 0.015％ 또는 0.012％로 한다.

또한, Al을 적극적으로 첨가하지 않는 경우, Ti가 탈산 원소로서 작용하므로, Ti와 결합하지 않는 N이 발생한다. 단, 이 N은 Ti 산화물을 핵으로 하여 V 탄질화물로서 석출된다. 즉, Ti가 탈산 원소로서 작용하여 Ti 산화물이 석출됨으로써, V 탄질화물의 석출이 촉진되어, 저온 인성을 향상시킬 수 있다.

(N: 0.0001 내지 0.0120％)

N(질소)은 TiN이나 VN을 형성하고, 조직의 미립화나 석출 강화에 기여하는 원소이다. 그 때문에, N 함유량의 하한을 0.0001％로 한다. 바람직하게는, N 함유량의 하한을 0.0020％, 0.0035％, 0.0050％ 초과 또는 0.0060％로 한다. 그러나, N 함유량이 0.0120％를 초과하면, 저온 인성이 저하되고, 주조 시의 표면 균열이나 제조된 강재의 변형 시효에 의한 재질 불량의 원인이 된다. 그 때문에, N 함유량의 상한을 0.0120％로 한다. 바람직하게는, N 함유량의 상한을 0.0110％, 0.0100％ 또는 0.0090％로 한다.

본 실시 형태에 관한 H형강은, 화학 성분으로서, 불순물을 함유한다. 또한, 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때에, 원료로서의 광석이나 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다. 예를 들어, Al, B, P, S, O 등의 원소를 의미한다. 이들 불순물 중, Al 및 B는 본 실시 형태의 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 불순물의 함유량은 적은 것이 바람직하므로, 하한값을 제한할 필요가 없고, 불순물의 하한값이 0％여도 된다.

(Al: 0.10％ 이하)

Al(알루미늄)은 탈산 원소로서 사용되는 원소이나, Al 함유량이 0.10％를 초과하면, 산화물이 조대화되어 취성 파괴의 기점이 되고, 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량의 상한을 0.10％로 제한한다. 또한, Al을 적극적으로 탈산 원소로서 사용하지 않는 경우에는, Ti가 탈산 원소로서 작용하여, 강 중에 Ti 산화물이 석출된다. 이 Ti 산화물은 V탄질화물의 핵 생성 사이트로서 기능하여, 페라이트 입경을 미세화하고, 저온 인성의 향상에 기여한다. 그 때문에, Al을 탈산 원소로서 사용하지 않고, Al을 불순물로서, Al 함유량의 상한을 0.003％ 미만, 0.002％ 또는 0.001％로 제한해도 된다. 또한, 일반적으로, Al 함유량을 0.003％ 이상으로 하기 위해서는, Al을 강에 의도적으로 함유시킨다.

(B: 0.0003％ 이하)

B(보론)는 켄칭성을 높이고, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성을 저하시킨다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, B를 적극적으로 첨가하지 않고 불순물 레벨 이하로 제한한다. B 함유량의 상한을 0.0003％로 제한한다. 바람직하게는, B 함유량의 상한을 0.0003％ 미만, 0.0002％ 또는 0.0001％로 제한한다. 또한, 일반적으로, B 함유량을 0.0003％ 초과로 하기 위해서는, B를 강에 의도적으로 함유시킨다.

(P: 0.03％ 이하, S: 0.02％ 이하, O: 0.005％ 이하)

P(인), S(황) 및 O(산소)는 불순물이다. P 및 S는 응고 편석하여 용접 깨짐을 조장하여, 또한 저온 인성을 저하시킨다. 바람직하게는, P 함유량의 상한을 0.03％, 0.02％ 또는 0.01％로 제한한다. 또한, 바람직하게는, S 함유량의 상한을 0.02％ 또는 0.01％로 제한한다. O는 강 중에 고용하여 저온 인성을 저하시키고, 또한 산화물 입자의 조대화에 의해 저온 인성을 저하시킨다. 바람직하게는, O 함유량의 상한을 0.005％, 0.004％ 또는 0.003％로 제한한다.

본 실시 형태에 관한 H형강은, 상기에서 설명한 기본 원소 및 불순물에 더하고, 선택 원소를 함유해도 된다. 예를 들어, 상기한 잔부인 Fe의 일부 대신에, 선택 원소로서, Cr, Mo, Ni, Cu, W, Ca, Zr, Mg 및/또는 REM을 함유해도 된다. 이들 선택 원소는 그 목적에 따라 함유시키면 된다. 따라서, 이들 선택 원소의 하한값을 제한할 필요가 없고, 하한값이 0％여도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 불순물로서 함유되어도, 상기 효과는 손상되지 않는다.

(Cr: 0 내지 0.30％)

Cr(크롬)은 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Cr 함유량을 0 내지 0.30％로 해도 된다. 강도의 가일층의 향상을 위해, 바람직하게는 Cr 함유량의 하한을 0.01％, 0.05％ 또는 0.10％로 한다. 한편, Cr 함유량이 0.30％를 초과하면, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, Cr 함유량의 상한을 0.30％, 0.25％ 또는 0.20％로 한다.

(Mo: 0 내지 0.20％)

Mo(몰리브덴)는 강 중에 고용하여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Mo 함유량을 0 내지 0.20％로 해도 된다. 강도의 가일층의 향상을 위해, 바람직하게는 Mo 함유량의 하한을 0.01％, 0.05％ 또는 0.10％로 한다. 그러나, Mo 함유량이 0.20％를 초과하면, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, Mo 함유량의 상한을 0.20％, 0.17％ 또는 0.15％로 한다.

(Ni: 0 내지 0.50％)

Ni(니켈)는 강 중에 고용하여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Ni 함유량을 0 내지 0.50％로 해도 된다. 강도의 가일층의 향상을 위해, 바람직하게는, Ni 함유량의 하한을 0.01％, 0.05％ 또는 0.10％로 한다. 그러나, Ni 함유량이 0.50％를 초과하면, 켄칭성을 높이고, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, Ni 함유량의 상한을 0.50％, 0.30％ 또는 0.20％로 한다.

(Cu: 0 내지 0.35％)

Cu(구리)는 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Cu 함유량을 0 내지 0.35％로 해도 된다. 그러나, Cu의 첨가는 MA의 생성을 조장하여, 저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, Cu 함유량을 0.30％ 이하, 0.20％ 이하, 0.10％ 이하, 혹은 불순물 레벨이 되는 0.03％ 미만 또는 0.01％ 미만으로 제한해도 된다.

(W: 0 내지 0.50％)

W(텅스텐)는 강 중에 고용하여 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, W 함유량을 0 내지 0.50％로 해도 된다. 바람직하게는, W 함유량의 하한을 0.001％, 0.01％ 또는 0.10％로 한다. 그러나, W 함유량이 0.50％를 초과하면, MA의 생성을 조장하여, 저온 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, W 함유량의 상한을 0.50％, 0.40％ 또는 0.30％로 한다. 또한, W를 의도적으로 첨가하지 않는 경우, 불순물로서 포함되는 W 함유량은 0.001％ 미만이다. W 함유량을 0.001％ 이상으로 하기 위해서는, W를 강에 의도적으로 함유시킨다.

(Ca: 0 내지 0.0050％)

Ca(칼슘)는 황화물의 형태 제어에 유효하고, 조대한 MnS의 생성을 억제하여, 저온 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Ca 함유량을 0 내지 0.0050％로 해도 된다. 바람직하게는, Ca 함유량의 하한을 0.0001％, 0.0005％ 또는 0.0010％로 한다. 한편, Ca 함유량이 0.0050％를 초과하면, 저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, Ca 함유량의 상한을 0.0050％, 0.0040％ 또는 0.0030％로 한다.

(Zr: 0 내지 0.0050％)

Zr(지르코늄)은 탄화물, 질화물, 또는 그 복합물로서 석출되어, 석출 강화에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Zr 함유량을 0 내지 0.0050％로 해도 된다. 바람직하게는, Zr 함유량의 하한을 0.0001％, 0.0005％ 또는 0.0010％로 한다. 한편, Zr 함유량이 0.0050％를 초과하면, Zr의 탄화물이나 질화물 등의 조대화를 초래하여, 저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 바람직하게는, Zr 함유량의 상한을 0.0050％, 0.0040％ 또는 0.0030％로 한다. 또한, Zr을 의도적으로 첨가하지 않는 경우, 불순물로서 포함되는 Zr 함유량은 0.0001％ 미만이다. Zr 함유량을 0.0001％ 이상으로 하기 위해서는, Zr을 강에 의도적으로 함유시킨다.

(Mg: 0 내지 0.0050％, REM:0 내지 0.0050％)

Mg(마그네슘)이나 REM(희토류 원소)은 모재 인성이나 용접 열 영향부(HAZ)의 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 필요에 따라, Mg 함유량을 0 내지 0.0050％, REM 함유량을 0 내지 0.0050％로 해도 된다. 바람직하게는, Mg 함유량의 하한을 0.0005％, 0.0010％ 또는 0.0020％로 하고, REM 함유량의 하한을 0.0005％, 0.0010％ 또는 0.0020％로 한다. 한편, 바람직하게는, Mg 함유량의 상한을 0.0040％, 0.0030％ 또는 0.0025％로 하고, REM 함유량의 상한을 0.0040％, 0.0030％ 또는 0.0025％로 한다.

(Ceq: 0.30 내지 0.48)

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 강도의 확보의 관점에서, 탄소 당량 Ceq를 제어한다. 구체적으로는, Ceq를 하기의 식 1로 했을 때, H형강의 화학 성분 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu가, 질량％로, 0.30≤Ceq≤0.48을 만족시킨다. Ceq가 0.30 미만이면, 강도가 부족하다. 그 때문에, Ceq의 하한을 0.30으로 한다. 바람직하게는, Ceq의 하한을 0.32％, 0.34％ 또는 0.35％로 한다. 한편, Ceq가 0.48을 초과하면, 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, Ceq의 상한을 0.48로 한다. 바람직하게는, Ceq의 상한을 0.45％, 0.43％ 또는 0.40％로 한다. 또한, 하기의 식 (1)에 의해 Ceq를 계산할 때, 강 중의 함유량이 검출 한계 이하인 원소는, 값으로서 0을 식 1에 대입하여 Ceq를 계산하면 된다.

Ceq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Ni＋Cu)/15 …(식 1)

상기한 강 성분은 강의 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, 강 성분은 ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하고, O는 불활성 가스 융해- 비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 H형강의 강 조직 및 그 한정 이유에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 강 조직이, 면적 분율로, 페라이트를 60 내지 100％ 미만 포함하고, 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합 조직 MA를 3.0％ 이하로 제한하고, 페라이트 및 MA 이외의 조직을 37％ 이하로 제한한다. 또한, 페라이트의 평균 입경을 1㎛ 이상, 30㎛ 이하로 한다.

(페라이트의 면적 분율: 60 내지 100％ 미만)

페라이트는, 본 실시 형태에 관한 H형강의 강 조직 중에서의 주요한 구성상이다. 페라이트의 면적 분율이 60％ 미만이면, 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, 페라이트 분율의 하한을 60％로 한다. 바람직하게는, 페라이트 분율의 하한을 65％, 70％ 또는 75％로 한다. 한편, 페라이트의 면적 분율을 100％로 제어하는 것은, 펄라이트 또는 베이나이트의 생성을 수반하기 때문에, 물리적으로 곤란하다. 그 때문에, 페라이트 분율의 상한을 100％ 미만으로 한다. 강도와 저온 인성을 바람직하게 제어하기 위해, 바람직하게는, 페라이트 분율의 상한을 90％, 85％ 또는 80％로 한다.

(MA의 면적 분율: 3.0％ 이하)

MA의 생성이 조장되면, 저온 인성이 저하된다. 본 실시 형태에 관한 H형강에서는, MA의 생성을 조장하지 않고 강재의 강도를 상승시킨다. 그 때문에, MA 분율을 3.0％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, MA 분율의 상한을 2.5％, 2.0％ 또는 1.5％로 한다. 또한, MA 분율은 작을수록 바람직하므로, MA 분율의 하한이 0％여도 된다.

(페라이트 및 MA 이외의 조직의 면적 분율: 37％ 이하)

본 실시 형태에 관한 H형강의 강 조직에는, 상기한 페라이트 및 MA 이외의 조직으로서, 베이나이트나 펄라이트 등이 포함된다. 페라이트 및 MA 이외의 조직이 과잉으로 포함되면, 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, 페라이트 및 MA 이외의 조직(상기한 페라이트 및 MA의 잔부)의 면적 분율을 37％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, 페라이트 및 MA 이외의 조직의 분율을 35％ 이하, 30％ 이하 또는 25％ 이하로 한다. 또한, 페라이트 및 MA 이외의 조직의 분율은 작을수록 바람직하므로, 이 하한이 0％여도 된다.

(페라이트의 평균 입경: 1 내지 30㎛)

페라이트의 평균 입경은 미세한 것이 바람직하다. 페라이트 입경이 30㎛를 초과하면, 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, 페라이트 입경의 상한을 30㎛로 한다. 바람직하게는, 페라이트 입경의 상한을 25㎛, 22㎛ 또는 18㎛로 한다. 한편, 페라이트 입경을 1㎛ 미만으로 제어하는 것은 공업적으로 곤란하다. 그 때문에, 페라이트 입경의 하한을 1㎛로 한다. 바람직하게는, 페라이트 입경의 하한을 3㎛, 5㎛ 또는 10㎛로 한다.

상기한 강 조직은 광학 현미경에 의한 관찰로 판별하면 된다. 예를 들어, 도 1은 H형강의 압연 방향과 직교하는 단면 모식도이지만, 강 조직은 도 1에 도시하는 평가 부위(7) 근방을 관찰면으로 하여 관찰한다. 구체적으로는, 도 1에서, 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F의 위치이고, 또한 플랜지의 두께 방향 외측의 면(5b)으로부터 (1/4)t₂의 위치인 평가 부위(7) 근방을 관찰면으로 하여 강 조직을 관찰한다. 또한, 이 관찰면은 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)과 평행한 면으로 한다.

상기한 관찰면을 연마 및 부식하여 강 조직을 관찰한다. 연마는 관찰면이 경면이 될 때까지 행하고, 부식은 구성상의 동정에 적합한 부식액을 사용한다. 예를 들어, 경면으로 마무리한 관찰면을 나이탈액으로 부식시켜 강 조직을 현출시키면, 펄라이트나 베이나이트가 착색되므로, 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 동정할 수 있다. 또한, 경면으로 마무리한 관찰면을 르펠러액으로 부식시켜 강 조직을 현출시키면, 마르텐사이트 및 오스테나이트 이외의 구성상이 검게 착색되므로, 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합 조직 MA를 동정할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 나이탈 부식시킨 관찰면으로부터 페라이트 및 MA의 분율을 구하고, 잔부를 펄라이트 및 베이나이트의 조직의 분율로 하고, 르펠러 부식시킨 관찰면으로부터 MA 분율을 구한다. 구체적으로는, 나이탈 부식시킨 관찰면에서 촬영한 200배의 광학 현미경 사진(필요에 따라 복수 시야) 위에, 한 변이 25㎛인 격자형으로 측정점을 배치하고, 적어도 1000의 측정점에서 페라이트 또는 MA인지 여부를 판별하고, 페라이트 또는 MA라고 판단한 측정점의 수를, 전체 측정점의 수로 나눈 값을 페라이트 또는 MA의 분율로 한다.

마찬가지로, 르펠러 부식시킨 관찰면에서 촬영한 200배의 광학 현미경 사진(필요에 따라 복수 시야) 위에, 한 변이 25㎛인 격자형으로 측정점을 배치하고, 적어도 1000의 측정점에서 MA인지 여부를 판별하고, MA라고 판단한 측정점의 수를, 전체 측정점의 수로 나눈 값을 MA 분율로 한다. 그리고, 페라이트의 분율은 상기에서 구한 펄라이트, 베이나이트 및 MA 분율의 합계 분율을 100％에서 뺌으로써 구한다.

또한, 본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 상기한 나이탈 부식시킨 관찰면에서 촬영한 200배의 광학 현미경 사진을 사용하여, JIS G0551(2013)에 준거한 절단법으로부터 페라이트의 평균 입경을 구한다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 H형강의 기계 특성에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 평균적인 기계 특성(강도 및 저온 인성)이 얻어지는 위치로서, 도 1에 도시하는 평가 부위(7)를 포함하는 영역으로부터 시험편을 채취하여 기계 특성을 평가한다.

먼저, 도 1에 있어서의 평가 부위(7)에 대하여 설명한다. 도 1은 H형강의 압연 방향과 직교하는 단면 모식도이다. 도 1에 있어서, X축 방향을 플랜지의 폭 방향이라고 정의하고, Y축을 플랜지의 두께 방향이라고 정의하고, Z축 방향을 압연 방향이라고 정의한다.

도 1에 도시한 바와 같이, 평가 부위(7)의 중심은 플랜지의 폭 방향 길이를 F라고 하고, 플랜지의 두께를 t₂라고 했을 때, 플랜지의 폭 방향 단부면으로부터 (1/6)F의 위치이고, 또한 플랜지의 두께 방향 외측의 면으로부터 (1/4)t₂의 위치이다. 또한, 플랜지의 두께 방향 외측의 면이란, 플랜지의 두께 방향의 한쪽의 면이며, 웹(6)과는 접하지 않는 쪽의 면이고, 도 1에 도시하는 면(5b)이다. 또한, 플랜지의 폭 방향 단부면이란, 도 1에 도시하는 단부면(5a)이다.

샤르피 시험에 의해 저온 인성을 평가할 때의 시험편은, 평가 부위(7)의 위치로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 평행이 되도록 채취한다. 또한, 시험편에 있어서 노치를 성형하는 면은, 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)과 평행한 어느 면으로 한다. 또한, 상기 시험편은 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F의 위치이고, 또한 플랜지의 두께 방향 외측의 면(5b)으로부터 (1/4)t₂의 위치라면 어느 위치로부터 채취해도 된다.

인장 시험에 의해 항복 응력(항복 강도 또는 0.2％ 내력) 및 인장 강도(인장 최대 강도)를 평가할 때의 시험편은, 도 1에 있어서, 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F의 위치가 시험편의 두께 방향 중심이 되도록 채취한다. 시험편은 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 평행이 되고, 또한 플랜지의 두께 방향 전부를 잘라내도록 하면 된다. 또한, 상기 시험편은 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F의 위치라면 어느 위치로부터 채취해도 된다.

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 기계 특성으로서, 상온에서의 항복 응력이 385㎫ 이상이 되고, 인장 강도가 490㎫ 이상이 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이 된다. 강도가 지나치게 높으면 저온 인성을 손상시키는 경우가 있기 때문에, 바람직하게는 항복 응력의 상한을 530㎫, 인장 강도의 상한을 690㎫로 한다. 또한, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지를 500J 초과로 하는 것은 공업적으로 곤란하므로, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지의 상한을 500J로 해도 된다. 또한, 상온이란 20℃를 가리킨다.

본 실시 형태에 관한 H형강의 기계 특성을 평가할 때, 인장 시험은 JIS Z2241(2011)에 준거하여 행하고, 샤르피 시험은 JIS Z2242(2005)에 준거하여 행한다. 또한, 인장 시험으로부터 얻어지는 응력-왜곡선에 항복 현상이 보일 때에는 항복 응력으로서 항복 강도를 구하고, 응력-왜곡선에 항복 현상이 보이지 않을 때에는 항복 응력으로서 0.2％ 내력을 구한다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 H형강의 형상에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 플랜지의 두께 t₂를 20 내지 140㎜로 한다. 예를 들어, 고층 건축 구조물에서는, 강도 부재로서 두꺼운 H형강이 요구되고 있다. 그 때문에, 플랜지 두께의 하한을 20㎜로 한다. 바람직하게는, 플랜지 두께의 하한을 25㎜, 40㎜ 또는 56㎜로 한다. 한편, 플랜지의 두께 t₂가 140㎜를 초과하면, 열간 가공 시의 가공량이 부족해 강도와 저온 인성의 양립이 어렵다. 그 때문에, 플랜지 두께의 상한을 140㎜로 한다. 바람직하게는, 플랜지 두께의 상한을 125㎜, 89㎜ 또는 77㎜로 한다. 예를 들어, 플랜지의 두께 t₂는 25 내지 140㎜인 것이 바람직하다. 또한, H형강의 웹의 두께 t₁은 특별히 규정하지 않지만, 20 내지 140㎜인 것이 바람직하고, 25 내지 140㎜인 것이 보다 바람직하다.

또한, H형강을 열간 압연으로 제조하는 경우, 플랜지의 두께/웹의 두께의 비(t₂/t₁)는 0.5 내지 2.0인 것이 바람직하다. 플랜지의 두께/웹의 두께의 비(t₂/t₁)가 2.0을 초과하면, 웹이 리플링형의 형상으로 변형되는 경우가 있다. 한편, 플랜지의 두께/웹의 두께의 비(t₂/t₁)가 0.5 미만인 경우는, 플랜지가 물결모양의 형상으로 변형되는 경우가 있다.

종래 기술에서는, 플랜지의 두께가 20㎜ 이상인 두꺼운 H형강에서, 강도와 인성을 양립시키는 것이 어려웠다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 H형강에서는, 플랜지 두께가 20㎜ 이상인 두꺼운 H형강임에도, 강 성분 및 강 조직을 최적으로 제어하므로, 강도와 저온 인성의 양립이 가능해진다.

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

본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법은 제강 공정과, 주조 공정과, 가열 공정과, 열간 압연 공정과, 냉각 공정을 갖는다.

제강 공정에서는 상기한 강 조성이 되도록, 용강의 화학 성분을 조정한다. 제강 공정에서는, 전로 정련이나 2차 정련을 행하여 제조한 용강을 사용해도 되고, 전기로에서 용해한 용강을 원료로서 사용해도 된다. 제강 공정에서는, 필요에 따라 탈산 처리나 진공 탈가스 처리를 행해도 된다.

주조 공정에서는, 제강 공정 후의 용강을 주조하여 강편을 얻는다. 주조는 연속 주조법, 잉곳법 등에 의해 행한다. 생산성의 관점에서, 연속 주조가 바람직하다. 강편의 형상은 제조되는 H형강에 가까운 형상의 빔 블랭크가 바람직하지만, 특별히 제한되지 않는다. 또한, 강편의 두께는 생산성의 관점에서, 200㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 편석의 저감이나, 열간 압연을 행하기 전의 가열 온도의 균질성 등을 고려하면, 350㎜ 이하가 바람직하다.

가열 공정에서는, 주조 공정 후의 강편을 1100 내지 1350℃로 가열한다. 강편의 가열 온도가 1100℃ 미만이면 마무리 압연 시의 변형 저항이 높아진다. 그 때문에, 가열 온도의 하한을 1100℃로 한다. Nb 등, 탄화물이나 질화물 등을 형성하는 원소를 충분히 고용시키기 위해, 바람직하게는, 가열 온도의 하한을 1150℃로 한다. 한편, 가열 온도가 1350℃를 초과하면, 강편 표면의 스케일이 액체화되어 제조에 지장이 생긴다. 그 때문에, 가열 온도의 상한을 1350℃로 한다. 또한, 가열 공정에서는 주조 공정 후의 실온까지 냉각되지 않은 강편을 사용해도 된다.

열간 압연 공정에서는, 가열 공정 후의 강편에 대하여, 조압연, 중간 압연, 마무리 압연을 행한다. 조압연에서는, 압연 방향과 직교하는 절단면으로 보았을 때의 형상이 대략 H형상이 되도록 성형을 행한다. 이 대략 H형상의 강편에 대하여, 강의 표면 온도가 900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서, 누적 압하율이 20％ 이상인 열간 압연을 행하고, 또한 강의 표면 온도가 730℃ 내지 900℃인 온도 영역에서, 누적 압하율이 15％ 이상인 열간 압연을 행한다. 이 열간 압연에서는 상기한 절단면으로 보았을 때의 형상이 최종적으로 H형상이 되도록 성형을 행한다.

900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서는, 오스테나이트 입자의 미립화에 의해 베이나이트나 MA의 생성량을 줄이기 위해, 누적 압하율을 20％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서의 누적 압하율의 하한을 25％, 30％ 또는 35％로 한다. 필요에 따라, 900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서의 누적 압하율의 상한을 60％로 해도 된다.

730℃ 내지 900℃의 온도 영역에서는, 페라이트의 미립화를 위해, 누적 압하율을 15％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 730℃ 내지 900℃의 온도 영역에서의 누적 압하율의 하한을 20％, 25％ 또는 30％로 한다. 필요에 따라, 730℃ 내지 900℃의 온도 영역에서의 누적 압하율의 상한을 50％로 해도 된다.

또한, 730℃를 하회하는 온도에서 압연을 행하면 저온 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 압연 종료 온도(압연 마무리 온도)는 강의 표면 온도로 730℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 압연 마무리 온도의 상한을 750℃로 한다.

열간 압연 공정에서는, 조압연, 중간 압연, 마무리 압연을 행하는데, 예를 들어 900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서의 압연은 조압연, 중간 압연 또는 마무리 압연의 어느 것으로 행해도 된다. 마찬가지로, 730℃ 내지 900℃의 온도 영역에서의 압연은 조압연, 중간 압연 또는 마무리 압연의 어느 것으로 행해도 된다. 본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법에서는, 상기한 온도 영역에서의 누적 압하율이 제어되면 된다.

또한, 상기 온도 영역에서의 누적 압하율은, 도 1에 도시하는 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F에 대응하는 위치의 플랜지 두께를 기준으로 구한다. 예를 들어, 900℃ 초과 내지 1100℃의 온도 영역에서의 누적 압하율은, 강의 표면 온도가 1100℃인 시점에서의 플랜지 두께와 900℃에 도달하기 직전의 플랜지 두께의 차로부터 계산되는 압하율로 한다. 마찬가지로, 730℃ 내지 900℃의 온도 영역에서의 누적 압하율은 강의 표면 온도가 900℃인 시점에서의 플랜지 두께와 730℃ 시점에서의 플랜지 두께의 차로부터 계산되는 압하율로 한다.

열간 압연 공정에서의, 조압연, 중간 압연, 마무리 압연의 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 조압연으로서 브레이크다운 압연을 행하고, 중간 압연으로서 유니버설 압연 또는 에징 압연을 행하고, 마무리 압연으로서 유니버설 압연을 행함으로써, 압연 방향과 직교하는 절단면으로 보았을 때의 형상이 H형이 되도록 성형하면 된다.

열간 압연 공정에서는, 압연 패스 사이에서 수랭을 행해도 된다. 압연 패스 사이에서의 수랭은 오스테나이트가 상변태되는 온도보다도 높은 온도 영역에서의 온도 제어를 목적으로 하여 행해지는 냉각이다. 압연 패스 사이에서의 수랭에 의해 강재 중에 베이나이트나 MA가 생성되는 경우는 없다.

또한, 열간 압연 공정에서는, 2히트 압연을 행해도 된다. 2히트 압연이란, 1차 압연 후에 강편을 500℃ 이하로 냉각한 후, 다시, 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하여 2차 압연을 행하는 압연 방법이다. 2히트 압연에서는, 열간 압연에서의 소성 변형량이 적고, 압연 공정에서의 온도의 저하도 작아지기 때문에, 두번째의 가열 온도를 낮게 할 수 있다.

냉각 공정에서는, 열간 압연 공정 후의 열연재를 냉각한다. 본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법에서는, 열간 압연의 종료 후에 그대로 열연재를 대기 중에서 방랭한다. 대기 중에서 열연재를 방랭한 경우, 800℃부터 500℃까지의 강재의 표면 및 내부의 평균 냉각 속도는 1℃/초 이하로 된다. 열연재를 대기 중에서 방랭함으로써, 강재의 표면 및 내부에서의 냉각 속도가 균일해지므로, 강재의 부위에 의한 기계 특성의 변동이 억제된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법으로, 방랭은, 열간 압연 직후부터 강재 온도가 400℃ 이하로 될 때까지, 강제적인 냉각을 행하는 일 없이 대기 중에서 냉각하는 것을 의미한다.

종래 기술에서는, 강도와 인성의 양립을 도모하기 위해 열연재를 가속 냉각하고 있었으므로, 강재의 표면 및 내부에서 기계 특성의 변동이 발생하고 있었다. 한편, 본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법에서는, 열연재를 대기 중에서 방랭하고 있음에도, 강 성분 및 강 조직을 최적으로 제어하므로, 강재의 표면 및 내부에서 기계 특성의 변동이 발생하는 일 없이 강도와 저온 인성의 양립이 가능해진다.

본 실시 형태에 관한 H형강의 제조 방법은 고도의 제강 기술이나 가속 냉각을 필요로 하지 않으므로, 제조 부하 저감, 공사 기간의 단축을 도모할 수 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 H형강은 경제성을 손상시키는 일 없이, 대형 건조물의 신뢰성을 향상시킬 수 있다.

[실시예 1]

이어서, 실시예에 의해 본 발명의 일 형태의 효과를 더욱 구체적으로 상세하게 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예에 제한되지 않는다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1 내지 표 3에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해, 두께가 240 내지 300㎜인 강편을 제조했다. 강의 용제는 전로에서 행하고, 1차 탈산하고, 합금 원소를 첨가하여 성분을 조정하고, 필요에 따라, 진공 탈가스 처리를 행하였다. 얻어진 강편을 가열하고, 열간 압연을 행하여, H형강을 제조했다. 성분 No.1 내지 48로서 나타낸 강 성분은, 제조 후의 각 H형강으로부터 채취한 시료를 화학 분석하여 구했다. 표 중에는 나타내지 않지만, 어느 실시예도, P가 0.03％ 이하, S가 0.02％ 이하, O가 0.005％ 이하였다. 또한, 표 중의 화학 성분의 공란은 강에 적극적으로 첨가하지 않았거나, 또는 함유량이 검출 한계 이하였음을 나타낸다.

H형강의 제조 공정을 도 2에 도시한다. 열간 압연은 가열로(1)에서 가열된 강편을, 조압연기(2a), 중간 압연기(2b), 마무리 압연기(2c)를 포함하는 유니버설 압연 장치열에서 행하였다. 열간 압연의 종료 후에 그대로 열연재를 400℃ 이하가 될 때까지 방랭했다. 열간 압연 종료 온도부터 500℃까지의 열연재의 표면 및 내부의 평균 냉각 속도는 모두 1℃/초 이하였다. 열간 압연의 패스 사이에서 수랭을 행하는 경우, 중간 유니버설 압연기(중간 압연기)(2b)의 전후에 마련한 수랭 장치(3)를 사용하여 플랜지 외측면의 스프레이 냉각을 행하였다. 이때, 리버스 압연을 행하였다.

표 4 내지 표 6에 제조 조건 및 제조 결과를 나타낸다. 표 4 내지 표 6에 나타내는 열간 압연 시의 압하율은, 도 1에 도시하는 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F에 대응하는 위치에서의 각 온도 영역에 있어서의 누적 압하율이다.

제조한 H형강에 대하여, 상술한 바와 같이, 도 1에 도시하는 평가 부위(7)로부터 채취한 시험편을 사용하여 －20℃에서 샤르피 시험을 행하여, 저온 인성을 평가했다. 또한, 플랜지의 폭 방향 단부면(5a)으로부터 (1/6)F의 위치가 두께 방향의 중심이 되는 시험편을 사용하여 상온(20℃)에서 인장 시험을 행하여, 인장 특성을 평가했다. 또한, 도 1에 도시하는 평가 부위(7) 근방을 관찰면으로 하는 시료를 사용하여 조직 관찰을 행하여, 강 조직을 평가했다.

인장 시험은 JIS Z2241(2005)에 준거하여 행하였다. 인장 시험의 응력-왜곡선이 항복 거동을 나타내는 경우에는 항복 응력을 항복점이라고 하고, 항복 거동을 나타내지 않는 경우에는 항복 응력을 0.2％ 내력으로 했다. 샤르피 충격 시험은 JIS Z2242(2005)에 준거하여 행하였다. 샤르피 충격 시험은 －20℃에서 행하였다.

조직 관찰은 상술한 방법에 의해, 광학 현미경 사진을 사용하여, 페라이트 분율, MA 분율, 그리고 페라이트 및 MA 이외의 조직의 분율을 측정했다. 또한, 페라이트 및 MA 이외의 조직은 베이나이트 또는 펄라이트이다. 또한, 광학 현미경 사진을 사용하여, JIS G0551(2013)에 준거한 절단법에 의해 페라이트의 평균 입경을 구했다.

인장 특성으로서, 상온에서의 항복 응력(YS)이 385㎫ 이상이고, 인장 강도(TS)가 490㎫ 이상인 강재를 합격이라고 판단했다. 또한, 저온 인성으로서, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE-20)가 100J 이상인 강재를 합격이라고 판단했다.

표 1 내지 6에 나타내는 바와 같이, 본 발명예인 제조 No.1 내지 8, 제조 No.11 내지 18 및 제조 No.34 내지 43은 강 성분, 강 조직 및 기계 특성 모두가 본 발명의 범위를 만족시키고 있었다.

한편, 비교예인 제조 No.9 내지 10, 제조 No.19 내지 33 및 제조 No.44 내지 50은 강 성분, 강 조직 및 기계 특성의 어느 것이 본 발명의 범위를 만족시키지 않았다.

제조 No.9는 900℃ 초과 내지 1100℃에서의 압하율이 불충분했기 때문에, 강 조직 중의 페라이트 분율이 불충분해지고, 페라이트 및 MA 이외의 조직의 분율이 과잉이 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.10은 730℃ 내지 900℃에서의 압하율이 불충분했기 때문에, 페라이트 입경이 조대가 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.19는 900℃ 초과 내지 1100℃에서의 압하율이 불충분했기 때문에, 페라이트 분율이 불충분해지고, MA 분율이 과잉이 되고, 페라이트 및 MA 이외의 조직의 분율이 과잉이 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.20은 C함유량이 많고, 제조 No.25는 Nb 함유량이 많고, 제조 No.26은 V 함유량이 많고, 제조 No.28은 Al 함유량이 많고, 제조 No.29는 Ti 함유량이 많고, 제조 No.30은 N 함유량이 많고, 제조 No.31은 Ceq가 과잉이었기 때문에, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.21은 C 함유량이 적고, 제조 No.24는 Mn 함유량이 적고, 제조 No.32는 Ceq가 불충분하고, 제조 No.46은 Si 함유량이 적었기 때문에, YS 및 TS가 불충분해진 예이다.

제조 No.22는 Si 함유량이 많고, 제조 No.23은 Mn 함유량이 많고, MA 분율이 과잉이었기 때문에, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.27은 V 함유량이 적었기 때문에, 페라이트 입경이 조대가 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.33은 B 함유량 및 Ceq가 과잉이고, 제조 No.49는 B 함유량이 많았기 때문에, MA 분율이 과잉이 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.44 및 제조 No.45는 V 함유량이 적었기 때문에, 페라이트 입경이 조대가 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.47은 Nb 함유량이 적었기 때문에, 페라이트 입경이 조대가 되고, YS 및 TS가 불충분해지고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.48은 Ti 함유량이 적었기 때문에, 페라이트 입경이 조대가 되고, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

제조 No.50은 압연 마무리 온도가 낮았기 때문에, －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 불충분해진 예이다.

본 발명의 상기 양태에 의하면, 강도 및 저온 인성이 우수한 두꺼운 H형강 및 그 제조 방법의 제공이 가능해지므로, 산업상 이용가능성이 높다.

1 : 가열로
2a : 조압연기
2b : 중간 압연기
2c : 마무리 압연기
3 : 중간 압연기 전후의 수랭 장치
4 : H형강
5 : 플랜지
5a : 플랜지의 폭 방향 단부면
5b : 플랜지의 두께 방향 외측의 면
6 : 웹
7 : 인장 특성, 저온 인성 및 강재 조직의 평가 부위
F : 플랜지의 폭 방향 길이
H : 높이
t₁ : 웹의 두께
t₂ : 플랜지의 두께

Claims

강이, 화학 성분으로서, 질량％로,
C: 0.05 내지 0.160％,
Si: 0.01 내지 0.60％,
Mn: 0.80 내지 1.70％,
Nb: 0.005 내지 0.050％,
V: 0.05 내지 0.120％,
Ti: 0.001 내지 0.025％,
N: 0.0001 내지 0.0120％,
Cr: 0 내지 0.30％,
Mo: 0 내지 0.20％,
Ni: 0 내지 0.50％,
Cu: 0 내지 0.35％,
W: 0 내지 0.50％,
Ca: 0 내지 0.0050％,
Zr: 0 내지 0.0050％
를 함유하고,
Al: 0.10％ 이하,
B: 0.0003％ 이하
로 제한되고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
Ceq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Ni＋Cu)/15라고 했을 때, 상기 화학 성분 중의 C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu가, 0.30≤Ceq≤0.48을 만족시키고,
상기 강이, 금속 조직으로서, 면적 분율로,
페라이트를 60 내지 100％ 미만 포함하고,
마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합 조직 MA를 3.0％ 이하로 제한하고,
상기 페라이트 및 상기 MA 이외의 조직을 37％ 이하로 제한하고,
상기 페라이트의 평균 입경이 1 내지 30㎛이고,
상기 강을 압연 방향과 직교하는 절단면으로 보았을 때, 형상이 H형이고, 플랜지의 두께가 20 내지 140㎜이고,
상기 플랜지의 폭 방향 길이를 F라고 했을 때, 상기 플랜지의 폭 방향 단부면으로부터 (1/6)F의 위치에서, 인장 항복 응력이 385 내지 530㎫이고, 인장 최대 강도가 490 내지 690㎫이고,
상기 플랜지의 두께를 t₂라고 했을 때, 상기 (1/6)F의 위치이고, 또한 상기 플랜지의 두께 방향 외측의 면으로부터 (1/4)t₂의 위치에서, －20℃에서의 샤르피 시험의 흡수 에너지가 100J 이상인
것을 특징으로 하는 H형강.
제1항에 있어서, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로,
Nb: 0.02 초과 내지 0.050％
를 함유하는
것을 특징으로 하는 H형강.
제1항에 있어서, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로,
N: 0.005 초과 내지 0.0120％
를 함유하는
것을 특징으로 하는 H형강.
제1항에 있어서, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로,
Cu: 0.03％ 미만
으로 제한되는
것을 특징으로 하는 H형강.
제1항에 있어서, 상기 강이, 상기 화학 성분으로서, 질량％로,
Al: 0.003％ 미만
으로 제한되는
것을 특징으로 하는 H형강.
제1항에 있어서, 상기 플랜지의 상기 두께가 25 내지 140㎜인
것을 특징으로 하는 H형강.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 H형강의 제조 방법이며,
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 상기 화학 성분을 갖는 용강을 얻는 제강 공정과,
상기 제강 공정 후의 상기 용강을 주조하여 강편을 얻는 주조 공정과,
상기 주조 공정 후의 상기 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정 후의 상기 강편에 대하여, 압연 방향과 직교하는 절단면으로 보았을 때의 형상이 H형이 되도록, 플랜지의 폭 방향 단부면으로부터 (1/6)F의 위치에서의 누적 압하율이 900℃ 초과 내지 1100℃에서 20％ 이상이고, 상기 위치에서의 누적 압하율이 730 내지 900℃에서 15％ 이상이고, 730℃ 이상에서 압연을 종료하는 조건에서 압연을 행하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 열연재를 방랭하는 냉각 공정을 구비하는
것을 특징으로 하는 H형강의 제조 방법.