KR100415656B1 - 고온강도특성이우수한인장강도58kgf/mm2급건축용강재의제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 건축 구조용 고장력강의 제조방법에 관한 것이며, 그 목적은 고온강도 특성이 우수한 인장강도 58kgf/mm²급 건축용 내화강의 제조방법을 제공함에 있다. 상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 건축구조용 고장력강의 제조방법에 있어서, 중량%로, C:0.05-0.15%, Si:0.55% 이하, Mn:1.60% 이하, Cr:0.70% 이하, Mo:0.3-0.9%, Nb:0.06% 이하, P:0.03% 이하, S:0.025% 이하, Sol.Al:0.01-0.06%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1150-1300℃ 의 온도범위에서 가열하고, 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료한 다음, 이어 16-50℃/sec 의 냉각속도로 500-650℃ 의 온도범위까지 수냉한 후 공냉하는 고온강도가 우수한 인장강도 58kgf/mm²급 건축 구조용 고장력강의 제조방법에 관한 것이다.

Description

고온강도 특성이 우수한 인장강도 58kgf/mm2 급 건축용강재의 제조방법

본 발명은 건축 구조용 고장력강의 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 고온강도 특성이 우수한 인장강도 58kgf/mm²급 건축용 내화강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

철골구조물은 빌딩 화재 발생시 열에 의해 건축용 강재의 강도가 낮아져서 건물이 붕괴될 위험이 있기 때문에, 철골부재의 온도가 일정한 시간내에 특정한 온도 이상으로 상승하지 못하도록 두꺼운 내화피복으로 철골을 보호하여 시공하도록 건축 기준법에 규정되어 있다. 그러나, 내화피복을 두껍게 하면 건축물의 시공비와 시공 공기가 늘어나게 되고 실제 사용 공간이 줄어들게 되므로 공사비 저감, 공기단축, 실면적 유효이용의 관점에서 내화피복 공사의 경감에 대한 필요성이 증대되어 왔다.

이러한 필요성에 대응하여 개발된 것이 고온특성이 우수한 인장강도 5kgf/mm²급 내화강으로서, 상기 내화강은 600℃ 까지 온도가 증가하여도 항복강도가 상온규격치의 2/3 이상으로 되기 때문에 화재에 대한 내력이 증가하여 붕괴되지 않는 특징이 있다. 따라서, 상기 내화강을 사용할 때에는 내화피복을 얇게 하여도 기준 내화시간 내에 붕괴되지 않을 정도의 충분한 고온강도를 가지게 되므로 내화피복을 경감할 수 있는 큰 잇점이 있다.

이러한 잇점을 갖는 인장강도 50kgf/mm²급 내화강은 C:0.l5wt% 이하, Si:0.55% 이하, Mn:1.6owt% 이하, Cr:0.70wt% 이하, Mo:0.3-0.9%, P:0.03wt% 이하, S:0.025wt% 이하, 잔부 Fe로 조성되는 강을 통상의 방법으로 압연한 다음 공냉하여 제조하고 있다. 그러나 최근에는 초고층 시대의 도래에 따라 골조의 경량화 및 공간이용 효율 증대의 극대화를 위하여 강도가 더욱 높은 인장강도 58kgf/mm²이상의 고온강도 특성이 우수한 내화강에 대한 필요성이 증대되고 있고, 여러 가지 방법이 제안되었다. 통상 용이한 방법으로 상온 및 고온강도의 증가를 이룩하기 위해 상기 제안한 강 조성에 고가인 Cr, Mo 등을 더욱 증가시키는 방법이 행하여 질 수 있지만, 이러한 방법의 경우에는 탄소당량 증가에 따른 용접성 저하가 초래되는 문제점이 있다. 또다른 제안으로 Cr, Mo 등 합금원소의 증가에 의하지 아니하고 인장강도58kgf/mm²급 내화강에서 요구되는 상온 및 고온강도의 증가를 이룩하는 방법이 대한민국 특허출원 95-56449 호에 제시되어 있는데, 상기 제안은 통상의 인장강도 50kgf/mm²급 건축용 내화강 성분계의 슬라브를 1150-l3OO℃ 의 슬라브 가열온도에서 충분히 가열하고, 압연종료 온도 820℃ 이상으로 열간압연한 다음, 7-50℃/sec 의 냉각속도 상온까지 직접 수냉한 후 500-650℃ 의 온도범위에서 템퍼링 처리하는 방법이다. 그러나, 상기 제안은 합금원소 증가없이 고강도화를 가능하게 해주는 잇점이 있는 반면 열간압연만 행하는 기존의 인장강도 50kgf/mm²급 제조법에 비해 직접소입 공정다음에 템퍼링공정이 추가되어 제조원가 상승 및 제조공기 지연등의 문제점이 있다.

이에, 본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 인장강도 50kgf/mm²급 내화강 조성의 강재에 열간압연 후 가속냉각 처리를 함으로써, Cr, Mo의 합금성분 첨가량의 증가 및 템퍼링 공정의 추가 없이 고온강도 특성이 우수한 인장강도 58kgf/mm²급 건축구조용 내화강의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

도 1은 발명재와 비교재의 기지조직을 보여주는 광학현미경 조직사진

도 2는 발명재와 비교재에서의 Mo₂C 석출 양상을 보여주는 투과전자 현미경사진

상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 건축구조용 고장력강의 제조방법에있어서, 중량%로, C:0.05-0.15%, Si:0.55% 이하, Mn:1.60% 이하, Cr:0.70% 이하, Mo:0.3-0.9%, Nb:0.06% 이하, P:0.03% 이하, S:0.025% 이하, Sol.Al:0.01-0.06%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1150-l300℃ 의 온도범위에서 가열하고, 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료한 다음, 이어 16-50℃/sec 의 냉각속도로 500-650℃ 의 온도범위까지 수냉한 후 공냉하는 고온강도가 우수한 인장강도 58kgf/mm²급 건축 구조용 고장력강의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 상기 강 성분범위 한정이유등에 대하여 상세히 설명한다.

상기 C는 그 첨가량을 증가하면 소입성이 향상되고 강도가 증가될 수 있지만 용접성을 해치고, 반대로 그 첨가량을 감소시키면 소입성이 낮아 강도를 보증할 수 없으므로, C의 첨가량은 0.05-0.15중량%(이하 '%' 라 한다)로 하는 것이 바람직하다.

상기 Si는 탈산제로 첨가되는 성분인데, 그 함량이 증가하면 항복강도가 증가되지만 충격천이온도가 상승되고 용접성을 해치게 되므로, Si 함량은 0.55% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 그 첨가량이 증가하면 소입성이 증가하고 강도가 증가될 수 있으나 용접성을 해치므로, 적절한 강도 확보와 용접성을 고려하여 Mn 함량은 1.6% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Mo은 미세한 탄화물의 형태로 강중에 존재해서 고온강도를 높이는 효과가 있으며, 열간압연후 가속냉각시는 소입성을 향상시켜 상온강도를 향상시키는데유효하다. 그 첨가량이 0.3% 미만에서는 필요로 하는 고온강도를 얻기 어려우며, 0.9%를 초과하면 용접성이 열화되므로, 적절한 고온강도 확보와 용접성을 고려하여 Mo함량은 0.3-0.9% 로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Cr은 소입성을 향상시키고 미세한 탄화물의 형태로 존재하여, 상온 및 고온강도를 증가시키는데 유효한 원소이나 용접성을 해치므로, 그 첨가량은 0.7% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

상기 Nb은 열간압연시 오스테나이트 입도성장을 억제하고 소입성을 증가시켜 상온강도 및 인성향상에 유익하고, 강중에 미세한 탄화물로 존재하여 고온강도를 향상시키지만, 용접성을 해치므로 그 함량은 0.06% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 P 및 S은 충격인성 및 용접성에 유해한 원소로 함량이 낮으면 낮을수록 좋지만 제강과정에서 피할 수 없는 불순물이므로 물성에 해로운 영향을 끼치지 않도록 상기 P 는 0.03% 이하, 상기 S 는 0.025% 이하로 최대한 억제하는 것이 바람직하다.

상기 Sol.Al(산가용성 알루미늄)은 탈산을 위한 필수적인 원소로서 충격흡수 에너지를 개선시키지만, 다량 첨가시에는 오히려 충격인성을 해치게 되므로 그 함량은 0.01-0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명에 따른 제조조건에 대하여 상세히 설명한다.

상기와 같이 조성된 슬라브의 가열온도는 일반적으로 후판압연에서 사용되는 1150-l300℃ 의 온도구역으로 설정하는 것이 바람직한데, 1150℃ 미만의 온도가열에서는 주조시 생성된 조대한 니오븀탄화물(NbC)이 용해되지 않아 압연 및 냉각과정에서의 Nb 에 의한 오스테나이트 입도 미세화 및 소입성 향상효과를 기대할 수 없으며, l300℃ 이상의 가열은 결정립의 이상성장(abnormal grain growth)을 가져오기 때문이다.

또한, 상기와 같이 가열한 후 압연종료 온도가 800℃ 미만인 경우에는 과다한 미재결정역 압연으로 강의 소입성이 저하되어 기지조직 중에서 상온 및 고온강도 발현에 바람직한 베이나이트나 침상 페라이트(acicular ferrite) 의 분율이 미미하여 원하는 상온 및 고온강도를 얻을 수 없을 것이 예상되며, 또한 압연종료 온도가 너무 낮으면 생산성이 크게 저하하여 바람직하지 않으므로, 압연종료 온도는 800℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 압연 종료후 냉각속도는 빠를수록 베이나이트 형성을 촉진하고 냉각시의 Mo₂C 의 석출을 억제 또는 미세화시켜 화재온도 도달시 매우 미세한 Mo₂C 석출물에 의한 고온강도 증가 효과를 배가시키므로, 강도 확보 측면에서는 유리하다. 따라서 그 상한값은 후판냉각의 수냉 최대범위인 50℃/sec 이하로 한다.

또한, l6℃/sec 미만의 냉각속도에서는 기지조직에서 베이나이트 함량이 적을 뿐만 아니라, 고온강도 증가에 유효한 Mo₂C 석출물의 미세화 효과가 반감되어 원하는 강도와 인성을 확보할 수 없다. 따라서, 냉각속도는 16-50℃/sec 으로 한정하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 수냉각 후 냉각종료 온도는 상온에서 강도와 인성 확보에 중요한 공정 변수로, 500℃ 미만에서는 M/A(Martensite/Austenite Constituent) 등의 형성에 의해 충격인성이 저하할 우려가 있으며, 650℃ 를 초과하게 되면 기지조직에서의 베이나이트 분율 저하로 상온강도 확보가 어렵기 때문에 500-650℃ 로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 강의 상온 및 고온강도는 합금원소의 고용도 증가에 의한 고용강화와 미세한 탄화물에 의한 석출강화에 의해 증가함은 잘 알려져 있는 사실이다. 본 발명의 경우, 16-50℃/sec 의 빠른 냉각속도로 압연후 냉각함에 의해 탄소 및 합금원소를 많이 함유하는 베이나이트나 침상 페라이트(acicular ferrite) 조직의 분율이 증가하게 되어 종래 압연후 공냉방법에 비해 큰 고용강화 효과가 얻어진다. 또한 빠른 냉각속도로 냉각함에 의해 고온강도 증가에 유효한 Mo₂C 석출물의 냉각중 석출이 억제됨과 동시에 화재온도 도달시 형성되는 Mo₂C 또는 니오븀탄화물(NbC) 와 같은 탄화물의 생성 위치(site) 즉, 전위나 공공이 증가하여, 화재온도 도달시 기존의 압연후 공냉재에 비해 현저히 미세한 탄질화석출물을 가지게 되어 고온강도가 현저하게 증가하게 된 것으로 사려된다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

실시예

하기표 1과 같은 기존의 인장강도 50kgf/mm²급 내화강의 규격범위에 있는 본 발명 강 슬라브를 1150-1300℃ 에서 충분히 가열하여 하기표 2와 같은 조건으로 평균압하율 17% 의 연속적인 열간압연으로 l3mm 강판을 만든 후 가속냉각처리(압연후 소정의 냉각종료 온도까지 냉각)하여 시편을 제조하였다.

[표 1]

[표 2]

* 압연후 가속냉각 : 열간압연후 냉각종료 온도까지 수냉하고, 그 이후 상온까지 공냉하는 제조공정

상기 표2에 나타나 있는 각 시편에 대해 기계적 성질을 측정하고, 그 측정결과를 종래방법에 의해 제조된 강 즉, 비교재와 함께 하기표 3에 나타내었다.

[표 3]

상기 표 3에 나타난 바와같이, 발명재(1-2)는 종래 방법에 따라 제조된 비교재(1-2)에 비해 상온에서 항복강도는 6kgf/mm²이상, 인장강도는 10kgf/mm²이상 높게 나타났고, 특히 600℃의 고온에서 항복강도의 경우 l4kgf/mm², 600℃ 인장강도는 l5kgf/mm²정도 발명재가 비교재보다 월등히 우수하였다. 또한, 충격인성은 크게 열화되지 않고 규격을 충분히 만족시키고 있었다. 한편 발명재와 유사한 압연조건과 냉각속도로 가속냉각 하였으나, 냉각종료 온도가 670℃ 로 높은 비교재(3)의 경우에는 600℃ 에서의 강도와 인성은 발명재와 동등 수준이나, 상온항복강도가 인장강도 58kg 급 강재의 규격에 미달하였다. 또한, 냉각속도가 8℃/sec 이하로 발명재에 비해 현저히 낮은 냉각속도로 냉각된 비교재(4)(5)(6)(7)의 경우에는 상온 및 고온강도 모두 인장강도 58kg 급 내화강에서 요구하는 수준에 미달함을 잘 알 수 있다.

한편, 본 발명에서 이용하고 있는 빠른 냉각속도로 가속냉각 하는 제조공정에서 강도가 증가하는 원인을 분석하기 위하여 광학현미경 의해 기지조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다. 이때, (a)는 발명재(1), (b)는 발명재(2), (c)는 비교재(1), (d)는 비교재(3)의 광학현미경 조직을 나타낸다.

도 1에 나타난 바와 같이, 발명재(1),(2)가 비교재(1)와 (3)보다 탄소 및 합금원소를 많이 함유하여 높은 강도를 보유하는 베이나이트와 침상 페라이트(acicular ferrite) 의 조직을 월등히 많이 가지고 있음을 알 수 있었다. 이로부터 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 58kgf/mm²급 내화강(상온항복강도 47kgf/mm²이상, 600℃ 항복강도 31.3kgf/mm²이상)의 상온물성을 만족시키기 위한 기지조직 확보를 위해서는 냉각종료 온도는 650℃ 이하가 되어야 하며, 16℃/sec 이상의 빠른 냉각이 필요함을 잘 알 수 있었다.

또한, 상기 발명재와 비교재의 투과전자 현미경에 의해 Mo₂C 석출물을 관찰하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다. 도 2에서 (e)는 인장시험전의 발명재(1), (f)는 600℃ 인장시험후의 발명재(1), (g)는 인장시험전의 비교재(1), (h)는 600℃ 인장시험후의 비교재(1)에 대한 투과전자현미경 조직사진이다.

도 2의 (e), (g)나타난 바와 같이, 발명재(1)의 경우 Mo₂C 가 600℃ 고온인장시험을 위한 가열시 미세하게 석출하였음을 알 수 있었고, 비교재(1)의 경우 Mo₂C 석출이 압연후 공냉중 이미 일어났음을 잘 보여주고 있었다. 그리고, 도 2의 (f),(h)나타난 바와 같이, 발명재(1)이 비교재(1)에 비해 현저히 미세한 Mo₂C 석출물을 가지고 있음을 확인할 수 있었다.

위의 실시예를 통해 볼 때, 본 발명의 가속냉각 방법에 의해 종래 일반 압연재에 비해 인성의 큰 열화없이 상온 및 고온강도가 크게 향상된 원인은 다음과 같이 추론할 수 있다. 첫째, 압연후 빠른 냉각속도의 가속냉각에 의해 베이나이트와 침상 페라이트(acicular ferrite) 의 생성이 조장되어 고용강화에 의한 상온 및 고온강도 증가효과가 종래재에 비해 컸음을 들 수 있다. 두번째는, 압연후 빠른 냉각속도로 냉각함에 의해 고온강도 증가에 유효한 Mo₂C 석출물의 냉각중 석출이 억제됨과 동시에 Mo₂C 또는 니오븀탄화물(NbC) 와 같은 탄화물의 생성 위치(전위, 공공)가 증가하여 화재온도 도달시 고온 강도 증가에 유효한 탄화물들이 기존 압연후 공냉방법에 비해 현저히 미세하게 석출함에 기인한 것을 들 수 있다.

상술한 바와같이, 본 발명은 종래의 인장강도 50kgf/mm²급 건축용 내화강에 비해, Cr, Mo의 합금원소의 첨가량을 증가하지 않고, 또한 템퍼링 공정이 추가 없이도 인성이 열화하지 않고 상온 항복강도와 인장강도는 6-10kgf/mm², 600℃ 항복강도 및 인장강도는 14-15kgf/mm²정도로 높은 고강도-고인성의 인장강도 58kgf/mm²급 건축구조용 내화강을 제공함으로써, 고층 빌딩등의 구조물 제조분야에 응용될 수 있는 유용한 효과가 있다.

Claims (1)

1. 건축구조용 고장력강의 제조방법에 있어서, 중량%로, C:0.05-0.15%, Si:0.55% 이하, Mn:1.60% 이하, Cr:0.70% 이하, Mo:0.3-0.9%, Nb:0.06% 이하, P:0.03% 이하, S:0.025% 이하, Sol.Al:0.01-0.06%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1150-l300℃ 의 온도범위에서 가열하고, 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료한 다음, 이어 16-50℃/sec 의 냉각속도로 500-650℃ 의 온도범위까지 수냉한 후 공냉함을 특징으로 하는 고온강도가 우수한 인장강도 58kgf/mm²급 건축 구조용 고장력강의 제조방법