KR20040004137A - 구조용 Ｆｅ－Ｃｒ계 강판과 그 제조방법 및 구조용 형강 - Google Patents

Abstract

열간압연 그대로 인장강도가 전체 길이, 전체 폭에 걸쳐 400 ∼ 450 MPa 이고, 전기저항용접을 실시하였을 때의 급열ㆍ급랭에 의해서도 용접부의 취화가 생기지 않는 구조용 Fe-Cr 계 강판과 그 제조방법을 제안한다. 또, 상기 강판을 사용하여 전기저항용접에 의해 가공되는 구조용 형강을 제안한다.

구체적으로는, C : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, N : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, C + N : 0.015 질량% 이하, Si : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Mn : 0.01 ∼ 0.30 질량%, P : 0.04 질량% 이하, S : 0.03 질량% 이하, Cr : 8 질량% 이상 10 질량% 미만, Cu : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Ni : 0.01 ∼ 1.0 질량%, V : 0.01 ∼ 0.20 질량%, Al : 0.05 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 소재를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 온도로 가열하여 930 ℃ 초과의 온도에서 열간압연을 종료하고, 810 ℃ 초과의 온도에서 권취하여 800 ∼ 400 ℃ 사이의 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 함으로써, 인장강도가 400 ∼ 450 MPa 인 강판을 얻는다.

Description

구조용 Ｆｅ－Ｃｒ 계 강판과 그 제조방법 및 구조용 형강 {STRUCTURAL Fe-Cr STEEL SHEET, MANUFACTURING METHOD THEREOF, AND STRUCTURAL SHAPED STEEL}

본 발명은 강도가 종래의 JIS (Japanese Industrial Standard) G 3101 (1995) 로 규정된 SS400 강 정도이고, 내부식성, 내구성, 용접성 및 용접부의 특성이 우수한 것이 요구되는 교량이나 주택 구조물 등의 토목ㆍ건축 구조물에 사용되는 구조용 Fe-Cr 계 강판에 관한 것으로, 특히 코일 내의 강도편차가 없고, 용접시의 급열ㆍ급랭이 현저한 전기저항용접에 의한 성형가공을 실시해도 용접부의 강도저하가 일어나지 않는 구조용 Fe-Cr 계 강판 및 그 제조방법, 그리고 이로부터 얻어지는 구조용 형강을 제공하는 것이다.

토목ㆍ건축용 구조물에는 강도 이외에 내부식성이나 내구성이 요구된다. 이 때문에, 이들의 용도에는 주로 JIS G 3101 (1995) 로 규정된 SS400 이나 JIS G 3136 (1994) 으로 규정된 SN400B 등의 보통강이나 JIS G 3106 (1999) 으로 규정된 SM490 등의 고장력강 및 이들의 강재에 도장이나 도금처리, 양이온 전착도장 등을 실시한 재료가 사용되어 왔다. 또, 일반 건축구조 용도로서 JIS G 3353 (1990) 에 규정된 용접 경량 H 형강, SWH400 을 비롯한 각종 형강이 사용되어 왔다. 한편, 최근에는 설계의 다양화나 환경문제에 대한 의식고조에 수반되어 각종 재료의 사용이 검토되고 있다.

그 중에서도, 내부식성이나 의장성이 우수한 Fe-Cr 계 강은 도금처리나 녹방지도장 및 드릴링이나 용접 후의 손질 (touch up) 처리 등의 녹발생에 대한 보수비용이 거의 필요하지 않기 때문에, 라이프 사이클 코스트 (LCC) 의 관점에서, 매우 매력적인 재료이다.

상기 Fe-Cr 계 강 중에서, 종래부터 토목ㆍ건축용 구조재료로서 검토되어 온 것은 재료강도, 내부식성, 용접의 용이성, 용접부 인성 및 범용성의 관점에서 사용실적이 가장 많은 JIS G 4321 (2000) 로 규정된 SUS304A 에서 대표되는 오스테나이트계 스테인리스강이다. 이 오스테나이트계 스테인리스강은 강도, 내부식성, 내화성 및 용접부 인성 등의 특성에서, 토목ㆍ건축용 재료로서 충분히 만족할 수 있는 특성을 갖고 있다. 그러나, 오스테나이트계 스테인리스강은 Ni 나 Cr 등의 합금원소를 다량으로 함유하고 있기 때문에, 보통강과 비교하면 현저하게 고가이고, 종래의 보통강이나 고장력강 및 이에 도금처리나 도장처리를 실시한 범용재의 대체로서 사용하는 것은 비용적으로 어렵고, 적용범위가 매우 좁다는 문제가 있었다.

이같은 문제에 대하여, 고가의 Ni 를 함유하지 않고, 게다가 Cr 함유량이 비교적 적은 JIS G 4304 (1999) 로 규정된 SUS410 이나 SUS410S 에서 대표되는 마르텐사이트계 스테인리스강을 개량하여 토목ㆍ건축 재료용으로서 사용하는 것이 검토되고 있다. 마르텐사이트계 스테인리스강은 고 Cr 합금에서 문제가 되는 σ취성이나 475 ℃ 취성 등의 우려가 없고, 또한 오스테나이트계 스테인리스강에서 문제가 되는 염화물을 함유하는 환경 하에서의 응력부식균열의 우려도 없다는 이점이 있다.

예컨대, 일본 특허공보 소51-13463 호에는 Cr : 10 ∼ 18 중량%, Ni : 0.1 ∼ 3.4 중량%, Si : 1.0 중량% 이하 및 Mn : 4.0 중량% 이하를 함유하고, 추가로 C : 0.03 중량% 이하, N : 0.02 중량% 이하로 저감하여 용접 열영향부에 매시브 마르텐사이트 조직 (massive martensitic structure) 을 생성시킴으로써, 용접부의 성능을 향상시킨 용접구조용 마르텐사이트계 스테인리스강이 개시되어 있다. 또, 일본 특허공보 소57-28738 호에는 Cr : 10 ∼ 13.5 중량%, Si : 0.5 중량% 이하 및 Mn : 1.0 ∼ 3.5 중량% 를 함유하고, C : 0.02 중량% 이하, N : 0.02 중량% 이하로 저감한 후, 추가로 Ni 를 0.1 중량% 미만으로 제한함으로써, 용접 전후에서의 예열, 후열을 필요로 하지 않는 용접부의 인성 및 가공성이 우수한 구조용 마르텐사이트계 스테인리스강이 개시되어 있다.

또, 일본 공개특허공보 2002-53938 호에는 Cr 을 8 질량% 초과 15 질량% 미만의 범위에서 함유하는 Fe-Cr 합금에, 특히 Co, V, W 를 복합하여 첨가함으로써, Ni, Cu, Cr, Mo 등을 증량하는 것이나, Ti, Nb 의 첨가, 또한 C, N 의 과도한 저감을 하지 않고 내(耐)초기녹발생성, 가공성 및 용접성을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 일본 특허공보 소51-13463 호, 일본 특허공보 소57-28738 호에 개시된 강재는, 열간압연 그대로의 상태에서는 강도가 너무 높기 때문에, 열연 후에 소둔을 실시할 필요가 있어 비용이나 납기의 면에서 문제가 있었다. 또, 일본 공개특허공보 2002-53938 호의 기술은 Co, V, W 의 복합첨가가 필수이고, 또한 연질화를 위하여 열연판 소둔을 장려하고 있는 것이다.

그래서, 합금원소의 저감이나 열연판 소둔의 생략 등에 의한 저비용화 기술의 개발이 이루어지고 있다. 예컨대, 일본 공개특허공보 평11-302737 호에는 Cr : 8 ∼ 16 중량%, Si : 0.05 ∼ 1.5 중량%, Mn : 0.05 ∼ 1.5 중량% 를 함유하고, C : 0.005 ∼ 0.1 중량%, N : 0.05 중량% 이하, C + N : 0.1 중량% 이하로 저감한 강 소재를, 1100 ∼ 1250 ℃ 로 가열하여 800 ℃ 이상에서 열간압연을 종료하고, 700 ℃ 이상에서 권취한 후, 실온까지의 평균냉각속도를 5 ℃/분 이하로 함으로써, 열연판 소둔을 생략하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 일본 공개특허공보 평11-302737 호에 개시된 강재는 인장강도가 450 MPa 를 초과하는 것으로서, 형강이나 파이프로 성형 또는 2 차 가공이나 드릴링 등의 작업을 실시하는 경우에는, 종래의 SS400 강용으로서 설계된 제조라인의 설비를 증강하지 않고 그대로 사용하기가 곤란하다는 문제가 있었다.

또, 전술한 종래 기술의 강재는 용접막대를 사용하는 MIG 등의 아크 용접성은 우수하지만, 전기저항용접과 같이 급열ㆍ급랭되는 용접부의 경질화ㆍ취화문제에 대해서는, 충분한 대책이 강구되지 않았다. 예컨대, 전기저항용접에 의한 형강의 제조에 대해서는, 일본 공개특허공보 평02-305939 호에 Cr : 3.5 중량% 이상 10.5 중량% 미만, Si : 0.01 ∼ 1.0 중량%, Mn : 0.01 ∼ 2.5 중량% 를 함유하고, C : 0.001 ∼ 0.1 중량%, N : 0.001 ∼ 0.10 중량% 로 저감된 강재와, 이에 대하여 추가로 비산화성 분위기 또는 환원성 화염실드 중에서 전기저항용접하는 구조용 용접 경량 H 형강의 제조기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술에서는 대기 중에서 용접한 경우, 페네트레이터 (penetrator) 라고 불리는 용접가열시에 생성된 산화물이 배출되지 않고 잔존하여 인장가공시에 용접부에서 파단을 발생시킨다는 문제가 있고, 이 때문에 분위기를 제어하기 위한 설비가 필요해진다는 문제가 있었다.

상기한 바와 같이, 종래 기술의 Fe-Cr 계 열연강판은 열연 그대로는 인장강도가 450 MPa 를 초과하는 것이 많고, 종래 SS4O0 강을 사용하였던 형강의 제조라인의 설비를 증강하지 않고 그대로 흐르게 하기 위해서는 문제가 있었다. 특히, 열연코일의 선후단이나 폭 방향 에지부는, 강도 상승이 크기 때문에 버릴 수밖에 없어 수율 저하를 일으켰다. 또, 종래 기술의 강판은 전기저항용접과 같이 급열ㆍ급랭되는 용접부의 경질화ㆍ취화문제에 대해서는 충분한 대책이 강구되지 않았기 때문에, 전기저항용접법에 의해 제조되는 용접 경량 H 형강이나 전봉용접관(ERW) 용 소재로서 사용하기에는 문제가 있었다.

본 발명의 목적은, 상기 현상의 문제점을 감안하여 열간압연 그대로, 즉 열연판소둔을 생략한 상태에서 인장강도가 코일의 전체 길이, 전체 폭에 걸쳐 400 ∼ 450 MPa 이고, 전기저항용접을 실시하였을 때의 급열ㆍ급랭에 의해서도 용접부의 취화가 생기지 않는 구조용 Fe-Cr 계 강판과 그 저렴한 제조방법을 제안하는 것에 있다. 또, 본 발명의 다른 목적은, 상기 강판을 사용하여 전기저항용접에 의해 성형 가공되는 구조용 형강을 제안하는 것에 있다.

즉, 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.

본 발명은 C : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, N : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, C + N : 0.015 질량% 이하, Si : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Mn : 0.01 ∼ 0.30 질량%, P : 0.04 질량% 이하, S : 0.03 질량% 이하, Cr : 8 질량% 이상 1O 질량% 미만, Cu : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Ni : 0.01 ∼ 1.0 질량%, V : 0.01 ∼ 0.20 질량%, Al : 0.05 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 인장강도가 400 ∼ 450 MPa 인 것을 특징으로 하는 구조용 Fe-Cr 계 강판이다.

또한, 본 발명의 강판은 높은 내부식성이 요구되는 경우에는 상기 성분조성에 추가하여, Mo : 1.0 질량% 이하를 함유할 수 있다.

또, 본 발명은 C : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, N : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, C + N : 0.015 질량% 이하, Si : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Mn : 0.01 ∼ 0.30 질량%, P : 0.04 질량% 이하, S : 0.03 질량% 이하, Cr : 8 질량% 이상 10 질량% 미만, Cu :0.01 ∼ 1.0 질량%, Ni : 0.01 ∼ 1.0 질량%, V : 0.01 ∼ 0.20 질량%, Al : 0.05 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 소재를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 온도로 가열하여 930 ℃ 초과의 온도에서 열간압연을 종료하고, 810 ℃ 초과의 온도에서 권취하여 코일 내부에서의 800 ∼ 400 ℃ 사이의 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 함으로써, 인장강도가 400 ∼ 450 MPa 인 강판을 얻는 것을 특징으로 하는 구조용 Fe-Cr 계 강판의 제조방법을 제안한다.

본 발명의 강 소재는 높은 내부식성이 요구되는 경우에는 상기 성분조성에 추가하여, Mo : 1.0 질량% 이하를 함유할 수 있다.

또, 본 발명의 상기 제조방법에서는, 조압연의 1 패스 이상을 1000 ℃ 초과의 온도에서 30 % 이상의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 상기 제조방법에서는, 코일의 모든 위치에서의 800 ∼ 400 ℃ 사이의 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 하는 것, 그 수단은 코일의 냉각을 보열 박스, 보열 커버 또는 보열 노 중 어느 하나를 사용하여 실시하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 구조용 형강은 상기 강판 또는 상기 방법으로 제조한 강판을 전기저항용접에 의해 형강으로 한 것임이 바람직하다.

도 1 은 권취 후의 열연코일의 온도이력을 계산한 결과의 일례를 나타내는 그래프이다.

도 2 는 권취 후의 열연코일에 보열 커버를 씌웠을 때의 온도이력을 계산한 결과의 일례를 나타내는 그래프이다.

도 3 은 보열 커버의 일례이다.

도 4 는 도 2 의 냉각곡선과 2 ℃/분의 냉각속도곡선을 CCT 도와 중첩시켜 나타낸 그래프이다.

본 발명자들은 토목ㆍ건축 구조물에 사용한 경우에 필요한 내부식성이 얻어지고, 또한 저비용을 실현하기 위하여 Cr 함유량이 8 질량% 이상 1O 질량% 미만의 저합금강에 주목하여 열간압연 그대로의 강도를 400 ∼ 450 MPa 의 범위로 하고,또한 전기저항용접성이 양호해지는 강판의 성분조성과 제조방법을 검토하였다. 그 결과, Cr 함유량이 8 질량% 이상 1O 질량% 미만의 강판에서는, 용접 열영향부가 미세한 마르텐사이트 조직이 되는 점에서, 용접부의 취화를 방지하기 위해서는 열영향부의 마르텐사이트 조직의 과도한 경화를 방지하는 것이 중요하다는 것을 알 수 있었다.

마르텐사이트의 경도는 강재에 고용 (固溶) 된 C, N 량에 크게 의존한다. 이 때문에, 아크용접과 같이 용접 후의 냉각속도가 비교적 완만한 용접법을 채용하는 종래의 기술로는 강판의 C, N 함유량의 저감을 도모하고, 또한 열연판 소둔을 실시함으로써, 400 ∼ 450 MPa 의 범위의 강도를 갖고, 가공성, 용접성이 우수하고 또한 용접부의 인성이 양호한 강판을 얻는 것이 가능하다. 그런데, 용접 경량 H 형강이나 전봉관의 제조에 사용되는 전기저항용접을 종래 강판에 적용한 경우에는, 열영향부에서의 경화가 현저하여 충분한 강도ㆍ인성 밸런스가 얻어지지 않는다는 문제가 있다. 특히, 상기 취화는 용접시에 800 ∼ 900 ℃ 로 가열된 부분에서 가장 현저해진다.

그 이유는, 다음과 같이 생각되고 있다. 종래의 구조용 강은 800 ∼ 90O ℃ 의 온도영역에서는 페라이트 (α) + 오스테나이트 (γ) 의 2 상 조직이 되지만, α 상과 γ 상에서는 C 및 N 의 고용량이 크게 다르기 때문에, γ상이 된 부분에는, γ단상이 된 경우에 비하여 높은 농도의 C, N 이 농화된다. 이 C, N 이 농화된 γ상은 용접 후의 냉각과정에서 경질의 마르텐사이트상으로 변태하여 용접부의 취화를 일으킨다. 그러나, 통상의 아크용접에서는 용접부 근방은 용접 후,공냉 (방냉) 되기 때문에, 상기 마르텐사이트의 경화는 그다지 현저하지 않다. 이에 비하여, 전기저항용접에서는 용접에 수반되는 급열ㆍ급랭이 아크용접에 비하여 현저한데다가, 용접 칩 등, 주변기기의 과열방지를 위하여 용접기 근방을 수냉하고 있는 경우에는, 용접부 근방의 강재는 용접 직후에 매우 급속히 냉각되고, 마르텐사이트상이 경질화하여 취화가 현저해진다. 이 때문에, 전기저항용접이 실시되는 재료에서는 강재의 성분 및 미크로 조직의 제어가 점점 더 중요해진다.

발명자들은, 용접부의 취성문제를 해결하기 위하여, 먼저 C, N 함유량의 저감을 시도하였다. 그러나, 과도한 C, N 량의 저감은, 용접 열영향부의 마르텐사이트 생성능의 저하를 초래하는 것 이외에, 소위 조대 페라이트가 생성되게 되어 용접부의 특성은 반대로 저하되었다. 또, Ti, Nb 라는 강한 탄질화물 형성원소를 첨가한 경우에도, 고용 C, N 량이 과도하게 감소되어 동일한 결과가 얻어졌다.

그래서, 발명자들은 전기저항용접성을 개선하기 위해서는, 용접시에 α+ γ의 2 상 영역으로 가열되고 냉각되어 생성되는 페라이트 + 마르텐사이트 조직의 미크로 조직의 개선이 필요하다고 생각하였다. 그리고, 마르텐사이트상의 경질화를 방지하는 것과 더불어, 모재가 되는 페라이트상의 결정입자를 미세화하여 페라이트상의 인성을 개선하는 것의 두 가지 점에 주목하여 상세한 검토를 실시하였다. 그 결과, C, N 함유량의 저감과 더불어, V 를 적량 첨가함으로써, 2 상 영역 가열부에 생성되는 마르텐사이트의 경도 상승을 억제할 수 있는 것, 열간압연의 조압연의 1 패스 이상을 압하율 30% 이상으로 함으로써, 모재의 페라이트 조직이 미세화되어 전기저항용접에 의한 2 상 영역 가열부분에서의 취성이 크게 개선되는 것을발견하였다. 또, 강 중의 성분, 특히 Cr, Mn 의 저감과 더불어 Cu 를 적량 첨가함으로써 용접부에서의 미배출된 페네트레이터의 생성이 억제되고, 대기 중에서도 전기저항용접을 양호하게 실시할 수 있는 것을 발견하였다.

또한, 발명자들은 열간압연 그대로 코일의 전체 길이, 전체 폭에 걸쳐 강도를 400 ∼ 450 MPa 의 범위로 하는 방법의 검토를 실시하였다. 먼저, 코일의 냉각속도를 정확하게 알기 위하여, 실제로 열연을 실시한 후의 코일에 열전쌍을 장착하고, 온도의 경시적 변화를 측정하였다. 그 결과를 토대로 코일 각 위치의 냉각속도에 대하여 계산을 실시하였다. 계산은 코일 중량 : 12300 kg, 코일 폭 : 1450 mm, 내경 760 mm, 권취온도 : 850 ℃ 으로 하고, 외기온도를 20 ℃ 로 하여 실시하였다.

결과의 일례를 도 1 에 나타낸다. 도 1 로부터 확실한 바와 같이, 코일의 최냉점 (Tmin) (코일 최외권취의 폭 방향 에지부, 이하 코일 최냉점이라 칭함) 에서는, 불과 30 분 정도 사이에 약 400 ℃ 까지 온도가 저하되고, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 약 13 ℃/분이라는 빠른 속도로 냉각되고 있는 것이 확실해졌다. 그 결과, 코일 선후단 (내권부나 외권부) 이나 폭 방향 에지부에서는 마르텐사이트상이나 베이나이트상 등의 경질의 상이 많이 생성되어 경질화되고 있는 것이라고 생각된다.

그래서, 발명자들은, Cr 함유량이 8 ∼ 10 질량% 미만인 합금에 대한 연속냉각 변태곡선 (CCT 도), 항온 변태곡선 (TTT 도) 등의 금속학적 데이터를 수집하여 냉각 도중에서 보열을 실시한 경우의 변태거동에 대하여 검토를 실시하였다.그 결과, 코일 선후단이나 폭 방향 에지부에서의 경질화를 방지하기 위해서는, 권취 후, 동 부분이 400 ℃ 미만의 온도에 도달하기 전에, 어떠한 수단으로 보열을 개시하고, 코일 내부의 열을 이용한 복열에 의한 온도상승과, 보열에 의한 주위에의 열방산을 억제한 서랭 효과에 의해,

800 ℃ ∼ 400 ℃ 사이의 평균냉각속도를 2 ℃/분으로 하면, 열간압연 그대로 코일 전체 길이, 전체 폭에 걸쳐 목표로 하는 연질화가 달성되는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명으로 말하는 평균냉각속도는, 800 ℃ 에서 400 ℃ 로 냉각하는 과정에서 순간 순간의 냉각 구배를,

2 ℃/분 이하로 한다는 의미가 아니라, 800 ℃ 에서 400 ℃ 로 냉각하는 데에 필요로 하는 시간을 200 분 이상으로 제어함으로써, 평균냉각속도가 2 ℃/분 이하라고 정의하였다.

도 2 는, 도 1 의 권취 후, 30 분 경과한 코일에 대하여, 보열의 하나의 방법으로서, 도 3 에 나타내는 바와 같이, 1OO mm 두께의 단열재를 라이닝한 보열 커버 (1) 를 코일 (2) 에 씌웠을 때의 코일온도의 경시적 변화를 계산한 결과의 일례를 나타낸 것이다. 이 도 2 로부터, 보열 커버를 사용함으로써 코일의 최냉점 (Tmin) 에서도 800 ∼ 4OO ℃ 사이를 400 분 이상의 시간을 들여서 냉각하고 있기 때문에, 평균냉각속도 1 ℃/분 이하로 냉각할 수 있다는 것을 알 수 있다.

또, 도 4 는 도 2 의 냉각곡선과 2 ℃/분의 냉각속도선을 CCT (Continuous Cooling Transformation Diagram) 도와 중첩시켜 나타낸 도면이다. 또한, 도 4 중의 기호 F 는 페라이트상, B 는 베이나이트상, M 은 마르텐사이트상의 생성영역을 나타낸다. 일정한 냉각속도로 연속적으로 냉각된 경우, 800 ℃ 에서 400 ℃ 까지의 냉각속도가 2 ℃/분 이하, 즉 도 4 에서는 800 ℃ 에서 400 ℃ 를 12000 초 (200 분) 이상의 시간을 들여서 냉각시키면, 베이나이트를 생성하지 않고 연질의 페라이트단상 조직으로 할 수 있다는 것을 알 수 있다. 한편, 보열을 실시한 경우, 코일의 임의의 위치에서는 Tmax 와 Tmin 으로 둘러싸인 영역의 온도이력을 따라가게 되지만, Tmin 의 선으로 나타나는 최냉점에서도, 400 ℃ 미만으로 냉각되기 전에 보열을 개시함으로써, 경질의 마르텐사이트상의 생성을 완전하게 억제할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 보열 전의 냉각으로 코일의 일부에 생성된 베이나이트에 대해서도, 보열 후의 복열에 의한 탬퍼링 효과에 의해, 탬퍼드 베이나이트 또는 페라이트상으로 변태시켜 연질화할 수 있다는 것을 알 수 있다. 이렇게 하여 보열 커버의 사용에 의해 본 발명에 의한 제조방법을 적용함으로써, 건축구조용도에 적용 가능한 Fe-Cr 계 강판을 저렴하게 제공하는 것이 가능해졌다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대하여 구체적으로 설명한다. 먼저, 본 발명에 관한 강판의 성분조성을 한정하는 이유에 대하여 설명한다.

C : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, N : 0.0025∼0.0l0 질량% 및 C + N : 0.015 질량% 이하,

본 발명 강의 용접 열영향부는 미세한 마르텐사이트 조직이 된다. C, N 은 용접 열영향부에 생성되는 상기 마르텐사이트상의 경도에 큰 영향을 미친다. 용접 열영향부의 인성 및 가공성을 개선하여 용접 균열을 방지하기 위해서는, 종래부터 알려져 있는 바와 같이, C, N 의 저감이 유효하다. 그러나, C, N 의 함유량을 과도하게 저감하는 것은 정련비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접 열영향부의 마르텐사이트 생성능을 저하시켜 조대 페라이트의 생성을 조장하고, 용접부의 인성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, C, N 은 각각 0.0025 질량% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, C, N 및 C + N 의 상한은, 용접 열영향부에 생성되는 마르텐사이트상의 극단적인 경도의 증가를 억제하여 용접 열영향부의 취화를 방지하기 위하여 각각 O.010 질량%, O.0l0 질량%, 0.015 질량% 로 한다. 바람직한 C, N 의 범위는, C : 0.003 ∼ 0.008 질량%, N : 0.0030 ∼ 0.0060 질량% 이다. 특히, 대기 중에서 전기저항용접을 실시하는 경우에는, N 을 0.006 질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, C 는 0.003 ∼ 0.005 질량% 인 것이 보다 바람직하다.

Si : 0.01 ∼ 1.0 질량%

Si 는 탈산제로서 또 강도를 얻기 위하여 첨가되는 원소이다. 함유량이 0.01 질량% 미만에서는 충분한 탈산효과가 얻어지지 않고, 한편 1.O 질량% 이상의 과잉첨가는, 인성이나 가공성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 용접 열영향부에서의 마르텐사이트 생성능을 저하시킨다. 이 때문에, Si 량은 O.O1 ∼ l.O 질량% 의 범위로 한정한다. 특히 바람직하게는 0.1 ∼ 0.5 질량% 의 범위이다.

Mn : 0.01 ∼ 0.30 질량%

Mn 은 오스테나이트상 (γ상) 안정화 원소이고, 용접 열영향부의 조직을 마르텐사이트 조직으로 하여 용접부의 인성 개선에 기여하지만, 너무 과도하게 첨가하면, 열연 그대로의 경질상의 비율이 증가하여 목표로 하는 인장강도 (400 ∼ 450MPa) 가 얻어지지 않게 된다. 또, 전기저항용접에서의 2 상 영역 가열부에 생성되는 마르텐사이트의 경도를 상승시켜 취화의 원인이 되는 것 이외에, MnS 를 형성하여 내부식성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Mn 첨가량의 상한을 0.30 질량% 로 제한하였다. 한편, Mn 은 Si 와 마찬가지로 탈산제로서도 유용하기 때문에, 하한을 0.0l 질량% 로 하였다. 특히 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 질량% 의 범위이다.

P : 0.04 질량% 이하

P 는 열간 가공성이나 성형성, 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 내부식성에 대해서도 유해한 원소이다. 특히, 함유량이 0.04 질량% 를 초과하면, 그 영향이 현저해지기 때문에, P 의 함유량은 0.04 질량% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는 0.030 질량% 이하이다.

S : 0.03 질량% 이하

S 는 Mn 과 결합하여 MnS 를 형성하고, 내부식성이나 내구성을 저하시키는 원인이 된다. 또, S 는 결정립계에 편석하여 입계 취화를 촉진시키는 유해원소 이기도 하기 때문에, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히, 함유량이 0.03 질량% 를 초과하면, 그 악영향이 현저해지기 때문에, S 의 함유량은 0.03 질량% 이하로 규제한다. 보다 바람직하게는 0.008 질량% 이하이다.

Cr : 8 질량% 이상 l0 질량% 미만

Cr 은 내부식성의 개선에 유효한 원소이지만, 8 질량% 미만에서는 충분한 내부식성의 확보가 어렵다. 한편, Cr 을 10 질량% 이상 첨가시키면, 비용의 증가를 초래하는데다가, 열간압연 그대로 원하는 강도로 하는 것이 곤란해지기 때문에, 첨가량을 8 질량% 이상 10 질량% 미만의 범위로 한정하였다.

Cu : 0.01 ∼ 1.0 질량%

Cu 는 내부식성을 향상시키기에 유효한 원소이고, 건축 구조물 등의 장수명화를 도모할 목적으로 첨가한다. 또, 본 발명에서는 대기 중에서의 전기저항용접을 가능하게 하기 위하여, 특히 적극적으로 첨가하는 원소이다. Cu 첨가에 의해, 용접시의 페네트레이터의 잔류가 억제되는 이유는 확실하지 않지만, Cr 이나 Mn 이라는 용접부에 산화물을 생성하기 쉬운 원소의 저감과 더불어, 귀원소 (noble element)(철보다도 이온화되기 어려운 원소, 또는 철보다도 표준전극전위가 높은 원소) 인 Cu 를 적량 첨가함으로써, 용융부분에서의 산화물의 생성이 억제되었기 때문이라고 생각된다. 그러나, O.O1 질량% 미만의 첨가로는 이들의 첨가효과가 부족하고, 한편 1.0 질량% 를 초과하는 과도한 첨가는 비용의 증가를 초래하는 것 이외에, 열간 균열 감수성이 강해져 열연시에 취화를 일으키는 원인이 될 우려가 있기 때문에, O.O1 ∼ 1.O 질량% 의 범위로 한정한다. Cu 의 하한은 보다 바람직하게는 내부식성 개선효과가 현재화되는 O.l 질량% 로 하는 것이 좋고, 한편 상한은 열간 균열 방지와 가공성의 관점에서 0.7 질량% 로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.01∼1.0 질량%

Ni 는 연성, 인성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는, 특히 용접 열영향부의 인성을 향상시키기 위하여, 또한 내녹성을 개선하기 위하여 첨가한다. 또, Cu 첨가시에 일어나는 열간압연 중의 열간 균열 방지에도 효과가 있다. 그러나, 함유량이 O.Ol 질량% 에 미치지 않으면, 그 첨가효과가 부족하고, 한편 1.O 질량% 를 초과하면, 효과가 포화될 뿐만 아니라, 소재의 경질화나 비용 상승을 초래하기 때문에, Ni 량은 0.01 ∼ 1.0 질량% 의 범위로 한정한다.

V : 0.01 ∼ 0.20 질량%

V 는 본 발명에서는, 매우 중요한 원소이고, 적량 첨가함으로써 전기저항용접을 실시하였을 때의 용접 열영향부의 취화를 방지함과 동시에, 페라이트 결정입자의 조대화를 방지할 수 있다. 그러나, 첨가량이 O.Ol 질량% 미만에서는, 상기 첨가효과를 충분히 얻을 수 없고, 한편 0.20 질량% 를 초과하여 첨가하면, 용접 열영향부에서의 마르텐사이트 생성능이 현저하게 저하되어 용접부의 인성이 저하되는 것 이외에, 열연 그대로 원하는 인장강도 (400 ∼ 450 MPa) 를 얻는 것이 곤란해진다. 이 때문에, V 의 첨가량은 0.01 ∼ 0.20 질량% 의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.03 ∼ 0.20 질량% 이다.

여기에서, V 의 적량 첨가에 의해, 용접 열영향부의 취성이 개선되는 기구는 확실하지 않지만, 이하와 같이 생각된다. Ti 나 Nb 와 같이, C, N 에 대한 강한 친화력을 갖는 원소를 첨가한 경우에는, 이들의 탄질화물이 생성ㆍ석출되기 때문에, 고용 C, N 량이 현저하게 저하되어 용접 열영향부의 마르텐사이트 생성능을 극단적으로 저하시킨다. 이에 비하여 V 를 첨가한 경우에는, V 는 Ti 나 Nb 정도로 C, N 과의 친화력이 강하지 않기 때문에, γ단상 온도영역 이상으로 가열된 부분에서는 현저한 고용 C, N 량의 저하가 일어나지 않고, 이 부분의 마르텐사이트 변태능을 충분히 확보하는 것이 가능해진다. 한편, 2상 영역으로 가열된 부분에서는, 그 온도영역에서는 V 의 탄질화물이 안정되므로, 고용 C, N 량이 낮게 억제되기 때문에, γ상으로의 고용 C, N 의 농화가 원인으로 일어나는 마르텐사이트상의 경질화가 일어나기 어렵다. 그 결과, γ단상영역 이상으로 가열된 부분의 마르텐사이트 생성능을 저하시키지 않고, 2상 영역 가열부의 마르텐사이트상의 경도를 낮게 억제하는 것이 가능해져 용접 열영향부의 전체 영역에 걸쳐 우수한 인성을 구비시키는 것이 가능해진다.

Al : 0.05 질량% 이하

Al 은 탈산제로서 유용할 뿐만 아니라, 강판의 굽힘 가공성의 개선에 유효하게 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.003 질량% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 함유량이 0.05 질량% 를 초과하여 많아지면, 개재물이 많아져 기계적 성질의 열화를 초래하기 때문에, Al 은 0.05 질량% 이하로 한정하였다. 또한, 이 A 1 은, 특별히 함유되어 있지 않아도 된다.

Mo : 1.0 질량% 이하

Mo 도 내부식성의 개선에 유효한 원소이고, 본 발명에서는 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.03 질량% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 1.O 질량% 를 초과하여 첨가하면, 가공성이 현저하게 저하되는 것 이외에, 열연 그대로 원하는 인장강도 (400 ∼ 450 MPa) 가 얻어지지 않게 되기 때문에, 첨가량을 1.0 질량% 이하로 제한한다. 또한, 내부식성과 강도ㆍ가공성의 밸런스라는 관점에서는 0.1 ∼ 0.5 질량% 의 범위가 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 관한 강판의 특성에 대하여 설명한다.

본 발명의 강판은, 인장강도가 400 ∼ 450 MPa 의 범위인 것이 필요하다. 토목ㆍ건축 구조용 형강은, 종래 주로 SS400 강을 가공하여 제조되었지만, 그 생산라인을 그대로 활용하기 위해서는, 상기 SS400 강 등과 동일한 정도의 강도와 가공성을 갖는 것이 필요하다. 즉, 인장강도가 450 MPa 를 초과하면, 형강의 생산라인의 가공부하가 증가하여 설비 증강이 필요해지는 것 이외에, 가공성도 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 또, 400 MPa 를 밑돌면, 형강으로 성형 가공할 때에 과도한 변형이 생기는 이외에 제품으로서 요구되고 있는 강도가 얻어지지 않게 된다.

다음으로, 본 발명에 관한 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

상기 본 발명의 성분조성으로 조정한 용강을, 전로 또는 전기로 등의 통상 공지된 용제로에서 용제한 후, 진공탈가스 (RH법), VOD (Vacuum 0xygen Decarburization) 법, AOD (Argon 0xygen Decarburization) 법 등의 공지된 정련방법으로 정련하고, 이어서 연속주조법 또는 조괴-분괴법으로 강 슬래브 (강 소재) 로 한다. 이 때의 슬래브 두께는 후술하는 열간 조압연에서의 압하율을 확보하기 위해서는, 1OO mm 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 강 슬래브를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 온도로 가열한 후, 열간압연하여 열연강판으로 한다. 슬래브 가열온도는 권취 후의 자기소둔에 의한 연질화를 촉진시키기 위해서는 높은 것이 바람직하지만, 1280 ℃ 를 초과하면, 슬래브 현수가 현저해지고, 또 결정입자가 조대화하여 열연판의 인성이 저하된다. 한편, 1100 ℃ 미만의 가열온도에서는 열간압연에서의 마무리 온도를 930 ℃ 초과로 하는것이 곤란해진다. 바람직하게는 1l00 ∼ 1250 ℃ 이다.

열간 조압연의 공정은 본 발명에서는, 1000 ℃ 초과의 온도영역에서 압하율이 30% 이상인 압연을 1 패스 이상 실시하는 것이 바람직하다. 이 강압하 (high reduction) 압연에 의해, 강판의 결정조직이 미세화되고, 후술하는 코일 권취 후의 보열에 수반되는 냉각속도의 저하에 의해, 특히 코일 중앙부에서 문제가 되는 페라이트 결정입자의 조대화에 의한 모재 인성의 저하를 보충할 수 있기 때문이다.

또, 조압연에서의 강압하에서는, 전기저항용접시에 페라이트상 (α) + 오스테나이트상 (γ) 의 2 상 영역으로 가열되는 부분의 인성 향상에 대해서도 효과가 있다. 이는 2 상 영역 가열부의 마르텐사이트는 강판의 페라이트 결정립계에 생성되고, 이것이 과도하게 경질화되면, 균열의 기점이 되어 취화가 생기기 때문이다. 그래서, 매트릭스로 되는 페라이트 조직을 미세하게 하여 페라이트상의 인성를 향상시켜 두면, 균열의 전파가 방지되어 취화가 억제된다.

강판은 1000 ℃ 초과의 온도에서는 오스테나이트상 (γ) 단상이지만, 1 패스당 압하율을 30% 이상으로 함으로써 페라이트상의 생성사이트가 증가하여 결정입자를 미세화할 수 있기 때문이다. 또, 이 때의 압연온도를 1000 ℃ 초과로 한정한 것은 열연 마무리 온도를 930 ℃ 초과로 하기 위함이기도 하다.

본 발명에서는, 코일 권취 후의 자기소둔효과에 의한 연질화를 촉진시키기 위하여, 열연 조압연에 계속되는 마무리 압연의 종료온도를 930 ℃ 초과, 압연 후의 코일 권취온도를 810 ℃ 초과로 한정한다. 마무리 압연의 종료온도를 930℃ 초과로 한정하는 이유는, 페라이트상 (α) + 오스테나이트상 (γ) 의 2 상 영역에서의 압연에 의한 가공 페라이트의 도입을 방지함과 동시에, 810 ℃ 초과의 권취온도를 확보하기 위함이다. 또, 코일 권취온도를 81O ℃ 초과로 하는 이유는, 코일 내부의 온도를 높게 유지함으로써, 권취 후 보열을 실시하였을 때의 복열을 용이하게 하기 위함이다. 또, 보열을 개시할 때의 코일단부의 온도를 400 ℃ 이상으로 하기 위해서도, 권취온도는 810 ℃ 초과로 할 필요가 있다.

또한, 본 발명에서는, 목적으로 하는 강도를 얻기 위하여, 권취 후의 코일의 800 ∼ 400 ℃ 사이에서의 냉각시간을 200 분 이상으로 하고, 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 냉각하는 것이 필요하다. 이 평균냉각속도로 함으로써 강판조직을 페라이트단상 (일부 탄질화물), 탬퍼드 베이나이트단상 또는 탬퍼드 베이나이트 + 페라이트 조직으로 할 수 있고, 경질인 마르텐사이트상의 생성을 완전하게 억제하는 것이 가능해진다.

여기에서, 상기 코일 내부에서의 평균냉각속도는 코일 내부, 즉 코일 길이 방향 중앙부부근에서, 또한 판폭 방향에서 에지로부터 50 mm 이상 내측에서 측정한 냉각속도이고, 그 측정방법은 열전쌍을 코일내에 삽입하여 실측한 것이다. 또는, 코일의 표면온도로부터 계산식을 사용하여 추정해도 된다.

또한, 권취 후의 강판을 평균냉각속도 2 ℃/분 이하로 냉각하는 것은 상기 코일 내부이면, 비교적 용이하게 달성할 수 있다. 그러나, 코일의 선단부 (내권부) 나 후단부 (외권부) 및 코일의 폭 방향 단부 (에지부) 에서는, 평균냉각속도가 2 ℃/분 초과가 되기 쉬워 용이하게 베이나이트상이나 마르텐사이트상이 생성되어 경질화된다. 이 때문에, 이 부분은 절제할 필요가 있어 수율 저하의 원인이 되고 있다.

이 문제에 대하여 본 발명은 권취 후의 코일이 400 ℃ 미만으로 냉각되기 전에 보열를 개시하고, 이 보열에 의한 복열효과를 이용하여 실질적으로 코일내의 모든 위치에서의 800 ∼ 400 ℃ 사이의 냉각시간을 200 분 이상으로 하고, 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 하는 방법을 제안한다. 이 보열에 의해 코일 길이 방향과 코일 폭 방향의 단부는 충분히 소둔되어 코일 전체 길이, 전체 폭에 걸쳐 목적으로 하는 강도를 얻는 것이 가능해진다. 보다 바람직하게는 평균냉각속도를 1 ℃/분 이하로 하는 것이 좋다. 여기에서, 상기 코일 최냉점은 전술한 바와 같이, 코일 최외권취의 폭 방향 양단부에 상당하는 부분에 해당하기 때문에, 이 부분에 열전쌍을 용접함으로써 냉각속도를 측정할 수 있다. 또, 방사온도계를 사용하여 온도를 측정하는 것도 가능하다

또한, 보열 방법으로서는, 예컨대 철제의 상자의 내측에 단열재를 라이닝한 보열 커버를 코일에 씌우는 방법, 피트 형상의 구멍을 파고, 벽에 단열효과가 있는 소재를 접착시킨 보열 박스에 넣는 방법, 또한 보열 박스에 넣은 후, 보열 커버를 해도 된다. 또한, 가열기능을 갖는 설비를 사용하는 등 각종 방법을 적용할 수 있고, 실시자의 제조설비의 환경에 따라서 바람직한 보열 설비를 사용할 수 있다. 또한, 코일 하부로부터의 냉각도 고려하여 단열재 위에 코일을 놓는 등의 연구를 하는 것이 필요하다. 또, 특히 권취 후의 냉각이 현저한 코일의 선후단부 및 폭양단에 대해서는 유도가열 등에 의한 가열을 병용해도 된다.

상기 보열 방법을 채용함으로써 열연판 소둔을 실시하지 않고 열간압연 그대로, 코일의 전체 길이, 전체 폭에 걸쳐 인장강도를 400 ∼ 450 MPa 의 범위로 할 수 있기 때문에, 종래 기술에서 문제가 되었던 코일 선후단의 절단이나 에지부의 대폭적인 트리밍 등에 의한 수율 저하를 억제하는 것이 가능해지고, 대폭적인 비용저감이 가능해진다. 또, 인장강도를 SS400 강과 동등하게 함으로써, 굽힘 가공이나 드릴링 가공을 지금까지의 제조라인을 그대로 사용하여 실시할 수 있다.

또한, 본 발명에 관한 열연강판은, 열간압연 그대로의 상태로 우수한 가공성이나 인성을 구비할 뿐만 아니라, 용접시에 급열ㆍ급랭을 수반하는 전기저항용접에 의해서도 용접 열영향부의 취화가 생기지 않는다는 우수한 특성을 갖는다. 또, 본 발명의 강판은, 열간압연 그대로의 상태로 사용 가능하고, 필요에 따라서 스킨 패스 압연에 의한 형상 보정을 실시하거나, 쇼트 블라스트, 산 세정 등에 의해 스케일을 제거하거나 한 후, 또한 연마 등에 의해 원하는 표면 성상으로 조정한 후에 사용할 수도 있다. 또, 필요에 따라서 녹방지제 등을 도포하여 사용하는 것도 가능하다. 또한, 산 세정을 실시하는 경우에, 산 세정성을 개선할 목적으로 열연판에 대하여 소둔을 해도 된다.

본 발명의 강판은, 굽힘 가공이나 롤 포밍 등에 의해 제조되는 각종 형상의 형강에 적용이 가능하고, 토목ㆍ건축용 구조재, 그 중에서도 주택 구조용 형강에 사용하면 바람직하다. 또, 본 발명의 강판은 아크용접 등의 각종 용접에 의해 조립되는 형강의 재료로서 사용할 수 있고, 그 중에서도 급열, 급랭에 의한 용접부의 취화가 없기 때문에, 유도가열이나 직접 통전가열에 의한 전기저항용접법에 의해 성형되는 용접 경량 H 형강이나 전봉용접 (ERW) 관이나 사각 파이프 등의 제조에 적합한 것이다.

또한, 본 발명 강판의 특성을 활용하여 컨테이너, 콜와곤 (coalwagon), 버스 프레임 등의 각종 구조용 재료로서도 사용할 수 있다. 또, 본 발명의 성분을 갖는 강은 열간압연에 의해 제조하는 두꺼운 강판이나 형강 또한 막대강 등의 토목ㆍ건축 분야에서 이용되는 각종 강재에의 적용도 가능하다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 성분조성을 갖는 강을 전로 - 2 차 정련공정을 거쳐 용제하고, 연속주조법으로 200 mm 두께의 강 슬래브로 하였다. 이들의 강 슬래브를 1170 ℃ 로 재가열한 후, 표 2 에 나타낸 조건으로 6 패스째의 압하율을 20 ∼ 45 %, 다른 패스의 압하율을 30 % 미만으로 하는 총 7 패스의 조압연을 실시한 후, 마무리 압연온도를 940 ∼ 1050 ℃ 로 하는 7 패스의 마무리 압연에 의해 판 두께 4.5 mm 및 6.0 mm 의 열연강판으로 하고, 815 ∼ 910 ℃ 의 온도에서 코일에 권취한 후 공냉하였다. 또, 일부의 코일에 대해서는 코일 단중 (coil weight) 을 조정함으로써 냉각속도를 변화시켰다. 예컨대, 코일을 작은 로트로 권취함으로써, 코일단중을 작게 하여 냉각속도를 빠르게 할 수 있다. 이들 권취 후의 코일에는 내부 (코일 길이 방향 중앙부에서 코일에지로부터 50 mm 이상 내부) 에 열전쌍을 삽입하여, 냉각속도를 측정하였다.

냉각한 열연강판에는, 쇼트 블라스트, 산 세정 처리를 실시하여 탈스케일한후 온도를 측정한 위치의 근방에서 압연방향으로 인장시험편 (JIS 5 호) 을 채취하고, 0.2 % 내력, 인장강도, 항복비 및 신장도를 측정하였다. 또, 이 코일을 슬릿한 후, 웹 높이 : 300 mm, 플랜지 폭 : 150 mm, 웹 두께 : 4.5 mm, 플랜지 두께 : 6.0 mm 치수의 용접 H 형강을 전기저항용접에 의해 제조하였다. H 형강의 제조는 2 장의 플랜지재의 폭 방향 중앙부에 웹재를 순차적으로 접촉시켜 전기저항용접을 실시한다. 용접조건은 분위기 가스 : 대기 중 또는 질소가스퍼지, 투입전력 : 330 ∼ 370 kW, 용접속도 : 20 ∼ 40 m/분이다. 이 용접 H 형강으로부터 JIS G 3353 에 준거하여 용접방향으로 35 mm 폭의 H 형상의 용접부 인장시험편을 잘라내어 양 플랜지 부분을 잡아 끌어당김으로써 인장강도 및 파단위치를 측정하였다. 이 시험에서는 용접부에서의 파단을 발생시키지 않고 웹부에서 파단되고, 또한 원하는 강도를 얻는 것이 필요해진다.

상기 시험의 결과를 표 2 에 나타낸다. 본 발명에 의해 제조된 강판은 SS400 이나 SN400B 정도의 강도를 갖고, 또한 H 형강으로 성형한 후의 강도도 SWH400 정도의 강도를 갖으며, 전기저항용접에 수반되는 용접부 취화도 일어나지 않고, 모두 웹 위치에서의 파단으로 되었다. 또, 대기 중에서의 용접에서도 양호한 용접을 실시하는 것이 가능하고, 페네트레이터의 미배출이 원인으로 일어나는 용접부 파단은 전혀 생기지 않았다. 한편, 본 발명의 범위에서 벗어나는 비교예에서는 목적으로 하는 인장강도 (400 ∼ 450 MPa) 가 얻어지지 않고, 또 인장시험에서는 용접부에서 파단이 생겨 충분한 강도도 얻어지지 않았다.

구체적으로는, No.10 에서는 강판의 강도는 원하는 범위로 되어 있지만, 조압연에서의 강압하를 실시하지 않았기 때문에 전기저항용접부의 취화가 현저하고, H 형강으로 성형한 후의 인장시험에서 용접부 파단을 일으켜 원하는 강도가 얻어지지 않았다. No.11 에서는 열연 후의 냉각속도가 커서 원하는 강도가 얻어지지 않았다. No.l4 에서는 C 함유량이, 또 No.15 에서는 C + N 함유량이 너무 많기 때문에, 전기저항용접부의 2 상 영역 가열부에서의 취화가 현저하여 H 형강 성형 후에 원하는 강도가 얻어지지 않았다. No.16 에서는 Cu 첨가량이 적어 미배출된 페네트레이터의 영향으로 H 형강의 인장시험에서 용접부 파단을 일으켰다. No.17 에서는 V 함유량이 적기 때문에, 전기저항용접 열영향부에서의 페라이트 결정입자 조대화에 수반되는 취화가 생겨 용접부 파단을 일으켰다. No.18 에서는, Mn 함유량이 많아 전기저항용접 열영향부에서의 경화가 일어나 H 형강의 인장시험에서 용접부 파단을 일으켰다.

(실시예 2)

표 3 에 나타내는 성분조성을 갖는 용강을, 전로 － 2 차 정련공정을 거쳐 용제하고, 연속주조법으로 200 mm 두께의 슬래브로 하였다. 이들의 슬래브를 1170 ∼ 1220 ℃ 로 재가열한 후, 표 4 에 나타낸 조건으로 6 패스째의 압하율을 30 ∼ 45 %, 다른 패스의 압하율을 30 % 미만으로 하는 총 7 패스의 조압연을 실시한 후, 마무리 압연온도가 940 ∼ 1050 ℃ 가 되는 7 패스의 마무리 압연에 의해 4.5 mm 및 6.0 mm 두께의 열연강판으로 하고, 815 ∼ 910 ℃ 의 온도에서 권취하여 코일로 하였다. 권취 후의 코일은 단열재를 전부 깔은 보열 야드로 반송하고, 1OO mm 두께의 단열재를 내측에 라이닝한 보열 커버를 씌워 코일의 보열을 실시하였다. 코일 냉각속도의 측정은, 코일의 최외권취의 에지부 근방에 열전쌍을 용접하여 실시하였다. 또, 일부의 코일에 대해서는 코일 단중을 조정하고 또는 단열재의 두께를 바꿈으로써 냉각속도를 변화시켰다. 이들 열연코일의 최외권취 에지부 및 최외권취 판폭 방향 1/4 의 부분으로부터 JIS 5 호 시험편을 잘라내어 인장시험을 실시하였다. 인장방향은 압연방향에 평행으로 하였다.

상기 시험의 결과를 표 4 에 나타낸다. 본 발명에 의해 보열 커버를 사용하여 서랭시킨 강판은 SS400 이나 SN400B 정도의 강도를 갖고, 특히 최냉점인 최외권취의 에지부 근방에서의 경질화가 거의 일어나지 않고, 목적으로 하는 인장강도 (400 ∼ 450 MPa) 를 얻을 수 있었다. 한편, 본 발명의 범위로부터 벗어나는 비교예에서는, 특히 에지부 근방에서의 강도 상승이 현저하고, 성분을 뺀 비교예에서는 코일 에지로부터 1/4 폭 내측으로 들어간 부분의 재료에서도 목적으로 하는 강도가 얻어지지 않았다. 구체적으로는 No.30 에서는 권취 후의 냉각속도가 빨랐던 에지부에서 원하는 강도를 얻을 수 없었다. No.31 에서는 동일한 이유로 코일 폭 방향의 에지부 및 1/4 폭부 모두 원하는 강도를 얻을 수 없었다. 또, No.34 에서는 C 함유량이, No.35 에서는 N 함유량이, 또한 No.36 에서는 C + N 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에 원하는 강도를 얻을 수 없었다. 또한, No.37 에서는 Cu 함유량이, No.38 에서는 V 함유량이, No.39 에서는 Mn 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에 원하는 강도를 얻을 수 없다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면 강판의 성분조성과 열간압연조건및 열연 후의 냉각조건을 적정하게 조합시킴으로써, 열간압연 그대로의 상태로 SS400 강 정도의 강도를 갖고, 게다가 코일 선후단부 및 폭단부에서 경질화되지 않는 구조용 Fe-Cr 계 강판을 얻을 수 있기 때문에, 종래의 제조라인에서도 각종 형강의 제조를 할 수 있다. 또, 발명의 강판은 급열, 급랭되는 용접법에 의한 성형 가공이 가능하기 때문에, 구조용 형강을 전기저항용접에 의해 제조할 수 있다. 또한, 본 발명의 강판은, 토목ㆍ건축용 구조물에 사용해도 충분한 내부식성과 내구성을 갖기 때문에, 라이프 사이클 코스트의 저감을 도모할 수 있어 그 공업적 이용가치는 매우 크다.

Claims (11)

1. C : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, N : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, C + N : 0.015 질량% 이하, Si : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Mn : 0.01 ∼ 0.30 질량%, P : 0.04 질량% 이하, S : 0.03 질량% 이하, Cr : 8 질량% 이상 1O 질량% 미만, Cu : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Ni : 0.01 ∼ 1.0 질량%, V : 0.01 ∼ 0.20 질량%, Al : 0.05 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 인장강도가 400 ∼ 450 MPa 인 구조용 Fe-Cr 계 강판.
2. 제 1 항에 있어서, 상기 성분조성에 추가하여, Mo : 1.0 질량% 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 구조용 Fe-Cr 계 강판.
3. C : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, N : 0.0025 ∼ 0.010 질량%, C + N : 0.015 질량% 이하, Si : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Mn : 0.01 ∼ 0.30 질량%, P : 0.04 질량% 이하, S : 0.03 질량% 이하, Cr : 8 질량% 이상 10 질량% 미만, Cu : 0.01 ∼ 1.0 질량%, Ni : 0.01 ∼ 1.0 질량%, V : 0.01 ∼ 0.20 질량%, Al : 0.05 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 소재를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 온도로 가열하여 930 ℃ 초과의 온도에서 열간압연을 종료하고, 810 ℃ 초과의 온도에서 권취하여 코일 내부에서의 800 ∼ 400 ℃ 사이의 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 함으로써, 인장강도가 400 ∼ 450 MPa 인 강판을 얻는 구조용 Fe-Cr 계 강판의 제조방법.
4. 제 3 항에 있어서, 상기 강 소재의 성분조성에 추가하여, Mo : 1.0 질량% 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
5. 제 3 항에 있어서, 상기 제조방법에서, 조압연의 1 패스 이상을 1000 ℃ 초과의 온도에서 30 % 이상의 압하율로 실시하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
6. 제 3 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 제조방법에서, 코일의 모든 위치에서의 800 ∼ 400 ℃ 사이의 평균냉각속도를 2 ℃/분 이하로 하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
7. 제 6 항에 있어서, 상기 제조방법에서, 코일의 냉각을 보열 박스, 보열 커버 또는 보열 노 중 어느 하나를 사용하여 실시하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
8. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판을 전기저항용접에 의해 형강으로 한 구조용 형강.
9. 제 3 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 방법으로 제조된 강판을 전기저항용접에 의해 형강으로 한 구조용 형강.
10. 제 6 항에 기재된 방법으로 제조된 강판을 전기저항용접에 의해 형강으로 한 구조용 형강.
11. 제 7 항에 기재된 방법으로 제조된 강판을 전기저항용접에 의해 형강으로 한 구조용 형강.