KR100630402B1 - 고온 강도가 우수한 고장력 강 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 건축, 토목, 해양 구조물, 조선, 저류조 탱크 등의 일반적인 구조물에 이용하는 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 온도 범위에 있어서, 1 시간 정도의 비교적 단시간에 있어서의 고온 강도가 우수한 저합금 탄소 첨가의 건축 구조용 고장력 강(강판, 강관, 형강, 선재)의 제조 방법에 관한 것으로, 질량 ％로 C : 0.005 ％ 이상 0.08 ％ 미만, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.1 내지 1.6 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Mo : 0.1 내지 1.5 ％, Nb : 0.3 내지 0.3 ％, Ti : 0.025 ％ 이하, B : 0.0005 내지 0.003 ％, Al : 0.06 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하를 함유하여 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -00029 × T + 2.80을 만족하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
고장력 강, 고온 강도, 응력 저하율, 항복 응력, 역 변태 온도

Description

고온 강도가 우수한 고장력 강 및 그 제조 방법 {HIGH TENSILE STEEL EXCELLENT IN HIGH TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은 건축, 토목, 해양 구조물, 조선, 저류조 탱크 등의 일반적인 구조물에 이용하는 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 온도 범위에 있어서, 1 시간 정도의 비교적 단시간에 있어서의 고온 강도가 우수한 저합금 탄소 첨가의 건축 구조용 고장력 강(강판, 강관, 형강, 선재)의 제조 방법에 관한 것이다.
예를 들어, 건축, 토목 등의 분야에 있어서는 각종 건축용 강재로서, JIS 등으로 규격화된 강재 등이 널리 이용되고 있다. 또, 일반 건축 구조용 강재는 약 350 ℃로부터 강도 저하하기 때문에, 그 허용 온도는 550 ℃로 되어 있다.
즉, 빌딩이나 사무소, 주거, 입체 주차장 등의 건축물에 상기한 강재를 이용한 경우에는, 화재에 있어서의 안전성을 확보하기 위해 충분한 내화 피복을 실시하는 것이 의무 부여되어 있고, 건축 관련제 법령에서는 화재시에 강재 온도가 350 ℃ 이상이 되지 않도록 규정되어 있다.
이는, 상기 강재에서는 350 ℃ 정도로 내력이 상온의 2/3 정도가 되고, 필요한 강도를 하회하기 위해서이다. 강재를 건조물에 이용하는 경우, 화재시에 있어서 강재의 온도가 350 ℃에 도달하지 않도록 내화 피복을 실시하여 사용한다. 그 로 인해, 강재 비용에 대해 내화 피복 공비가 고액이 되어 건설 비용이 대폭 상승되는 것을 피할 수 없다.
상기한 과제를 해결하기 위해, 예를 들어 일본 특허 공개 평2-77523호 공보나 일본 특허 공개 평10-68044호 공보 등이 발명되어 있다.
600 ℃ 이상인 경우, 일반적으로 내화 강이라 불리우고 있어, 예를 들어 일본 특허 공개 평2-77523호 공보 기재의 발명에서는, 600 ℃에서 상온 항복 강도의 2/3(약 70 ％) 이상의 고온 강도를 갖는 내화 강이 제안되어 있다. 그 밖의 600 ℃ 내화 강에 관한 발명의 예라도, 600 ℃에서의 항복 강도를 상온 항복 강도의 2/3 이상으로 하는 것이 일반적으로 되어 있다.
그러나, 700 ℃ 내화 강, 800 ℃ 내화 강은 현시점에서는 고온 강도의 설정(상온 항복 강도와의 비율)에 일반측이 보이지 않는다. 예를 들어, 일본 특허 공개 평2-77523호 공보에서는 상당량의 Mo과 Nb을 첨가한 강이고, 600 ℃의 내력이 상온 내력의 70 ％ 이상을 확보한 것이지만, 700 ℃, 800 ℃의 내력은 나타내어 있지 않다.
또한, 600 ℃의 내력이 상온 내력의 70 ％ 정도에서는 화재시의 온도 상승을 고려하면 내화 피복량의 저감은 가능하지만, 생략이 가능해지는 건조물은 입체 주차장이나 아트륨 등의 개방적 공간에 한정되므로, 무내화 피복에서의 사용은 현저히 한정된다.
일본 특허 공개 평10-68044호 공보에서는, 상당량의 Mo과 Nb을 첨가한 강으로 미크로 조직을 베이나이트로 함으로써, 700 ℃에서의 내력이 상온 내력의 56 ％ 이상을 확보하는 것이 개시되어 있지만, 800 ℃의 내력은 나타내어 있지 않다.
즉, 이러한 예와 같이 600 ℃ 정도의 고온 강도를 확보한 강은, 이미 시장에서도 사용되어 있고, 700 ℃에서 일정한 강도를 확보하는 강재의 발명이 이루어져 있지만, 700 ℃ 및 800 ℃에서의 고온 강도를 확보할 수 있는 실용 강이 안정적인 제조는 곤란하였다.
한편, 일본 특허 공개 제2002-105585호 공보에 개시되는 850 ℃ 내화 강이 본 발명자들에 의해 최근 개시되었다. 이 강은 Al 및 Ti 등의 합금 원소의 비교적 다량의 첨가에 의해 고온에 있어서도 유효한 석출물을 확보하여 850 ℃에 있어서의 내화성을 얻는 것이지만, 용접 구조용 강으로서는 적당하지 않다.
전술한 바와 같이 건축물에 강재를 이용하는 경우, 통상의 강에서는 고온 강도가 낮기 때문에, 무피복이나 경피복으로 이용할 수 없어 고가의 내화 피복을 실시해야만 하였다.
또한, 내화 강이라도 내화 온도는 600 내지 700 ℃까지의 보증이 한계이며, 700 ℃ 및 800 ℃에서의 무내화 피복 사용 및 이에 의한 내화 피복 공정의 생략이 가능해지는 강재의 개발이 요구되고 있었다.
본 발명은, 600 ℃ 내지 800 ℃의 온도 범위에서의 고온 강도 및 용접성이 우수한 건축 토목 등의 용도에 이용되는 고장력 강 및 상기 강을 공업적으로 안정적으로 공급하는 것을 가능하게 하는 제조 방법을 제공하는 데 있다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 질량 ％로 C : 0.005 ％ 이상 0.08 ％ 미만, Si : 05 ％ 이하, Mn : 0.1 내지 1.6 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Mo : 0.1 내지 1.5 ％, Nb : 0.03 내지 0.3 ％, Ti : 0.025 ％ 이하, B : 0.0005 내지 0.003 ％, Al : 0.06 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하를 함유하고 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(2) 상기 강이 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ - 0.0029 × T + 2.48을 만족하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(3) 상기 강이 화재 상당의 고온 가열시에, 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이고, 화재 상당의 고온 가열시에, 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과이며, 또한 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력비(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(4) 상기 강이 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 고온 영역에 있어서, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어 서, p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는 강도를 갖고, 또한 화재 상당의 고온 가열시에, 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직을 갖고, 또한 상기 베이나이트 단조직, 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직 중에서 열역학적으로 안정된 탄질화 석출상을 몰분율로 5 × 10-4 이상 보유 지지하는 동시에, 페라이트 조직 중에 고체 용융하는 Mo, Nb, Ti의 합계량이 몰 농도로 1 × 10-3 이상인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(5) 상기 강이 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 고온 영역에 있어서, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는 강도를 갖고, 또한 화재 상당의 고온 가열시에, 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직을 갖고, 또한 구오스테나이트 입자의 평균 원 상당 직경이 120 ㎛ 이하이고, 또한 상기 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직 중에서 열역학적으로 안정된 탄질화 석출상을 몰분율로 5 × 10-4 이상 보유 지지하는 동시에, 페라이트 조직 중에 고체 용융하는 Mo, Nb, Ti의 합계량이 몰 농도로 1 × 10-3 이상인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(6) 상기 강이 PCM = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B로 정의되는 용접 균열 감수성 조성 : PCM이 0.20 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(7) 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(8) 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하고, 또한 Ca : 0.0005 내지 0.004 ％, REM : 0.0005 내지 0.004 ％, Mg : 0.0001 내지 0.006 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는(1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(9) 상기 강이 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 고온 영역에 있어서, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는 강도를 갖고, 또한 화재 상당의 고온 가열시에, 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직을 갖고, 또한 구오스테나이트 입자의 평균 원 상당 직경이 120㎛ 이하이고, 또한 상기 베이나이 트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직 중에서 열역학적으로 안정된 탄질화 석출상을 몰분율로 5 × 10-4 이상 보유 지지하는 동시에, 페라이트 조직 중에 고체 용융하는 Mo, Nb, Ti의 합계량이 몰 농도로 1 × 10-3 이상인 것을 특징으로 하는 청구항 (7) 또는 (8)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(10) (1) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 강 성분 조성을 갖는 주조 부재 또는 강 부재를, 1100 내지 1250 ℃ 온도 영역으로 재 가열 후, 1100 ℃ 이하에서의 누적 압하량을 30 ％ 이상으로서 850 ℃ 이상의 온도로 열연하고, 열연 종료 후 800 ℃ 이상의 온도 영역으로부터 650 ℃ 이하의 온도 영역까지를 0.3 Ks-1 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 강의 미크로 조직을 베이나이트 단조직 또는 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강의 제조 방법.
(11) 질량 ％로 C : 0.005 ％ 이상 0.08 ％ 미만, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.1 내지 1.6 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Mo : 0.1 내지 1.5 ％, Nb : 0.03 내지 03 ％, Ti : 0.025 ％ 이하, B : 0.0005 내지 0.003 ％, Al : 0.06 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하를 함유하고 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 화재 상당의 고온 가열시에, 상온에 있어서의 베이나이트분율이 20 내지 95 ％인 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직으로 저항복비를 갖는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수 한 고장력 강.
(12) 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (11)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(13) 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하고, 또한 Ca : 0.0005 내지 0.004 ％, REM : 0.0005 내지 0.004 ％, Mg : 0.0001 내지 0.006 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (11) 또는 (12)에 기재된 고온 강도가 우수한 고장력 강.
(14) (11) 내지 (13) 중 어느 하나에 기재된 강 성분 조성을 갖는 주조 부재 또는 강 부재를, 1100 내지 1250 ℃의 온도 영역으로 재 가열 후, 1100 ℃ 이하에서의 누적 압하량을 30 ％ 이상으로서 850 ℃ 이상의 온도로 열연하고, 열연 종료 후 800 ℃ 이상의 온도 영역으로부터 650 ℃ 이하의 온도 영역까지를 0.3 Ks-1 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 강의 미크로 조직을 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직으로 하고, 또한 화재 상당의 고온 가열시에, 상온에 있어서의 베이나이트분율이 20 내지 95 ％인 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직으로 저항복비를 갖는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강의 제조 방법.
본 발명자들은 이미, 600 ℃ 및 700 ℃의 고온 강도가 우수한 강을 발견하고, 600 ℃의 고온 강도가 우수한 강은 이미 건축을 비롯해 대부분의 분야에서 사용되고 있지만, 시장에서는 또한 고온에 견딜 수 있는 강으로의 매우 강한 요구가 있다. 또한, 동시에 고온 강도가 우수한 강에 대해 보다 고강도의 필요성도 크다.
내화 설계에서는 화재 계속 시간 내에 높은 강도를 유지하면 좋고, 종래의 내열강과 같이 장시간의 강도를 고려할 필요는 없고, 비교적 단시간의 고온 항복 강도를 유지할 수 있으면 좋다. 예를 들어, 800 ℃에서의 보유 지지 시간이 30분 정도의 단시간 고온 항복 강도를 확보할 수 있으면, 800 ℃ 내화 강으로서 충분히 이용할 수 있다.
종래 내화 강에서는, 고온 항복 강도가 상온시의 2/3가 되도록 성능을 정하고 있었지만, 철골 구조물의 실제 설계 범위가 상온 항복 강도 하한의 0.2 내지 0.4배 정도인 것을 감안하면, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에서, p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는 것이 필요하다.
고온 강도 증가에 대해서는, Mo 및 Nb의 복합 첨가에 의해 고온에서 안정된 탄질화물의 석출을 촉진하는 동시에, 미크로 조직의 베이나이트화가 유효하다. 상온 강도를 높여 고장력 강으로서의 특성을 강조하기 위해서는 베이나이트 단조직으로 해도 좋다.
그러나, 경질 베이나이트의분율이 많을수록 상온의 강도가 높아지므로, 항복 비(YR)의 상한이 요구되는 경우에는 소요의 상온 강도 및 여러 가지 특성에 따라서, 미크로 조직을 베이나이트 단조직 또는 적절한 베이나이트분율을 갖는 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하는 것이 바람직하다.
적절한 미크로 조직을 만들어 넣고, 소요의 상온 강도 범위를 달성하기 위해서는 저C화가 유효하다. 저C화는 베이나이트 혹은 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직의 고온에 있어서의 열역학적 안정성을 높이고, 오스테나이트로의 역 변태 온도(Ac1)를 상승시키는 효과도 갖는다. 그러나, 이 경우 미크로 조직 및 재질이 압연 조건과 그 후의 냉각 조건에 의해 영향을 받기 쉬워, 안정적인 제조가 곤란한 것이 판명되었다.
그래서 본 발명자들은 미크로 조직 제어와 고온 강도의 증가에 맞붙은 결과, 적절한 양의 B 첨가가 제조 안정화에 유효한 것을 지견하여 본 발명에 이르렀다.
일반적인 용접 구조용 강으로서, 용접성은 종래와 같이 구비할 필요가 있기 때문에, 700 ℃ 내지 800 ℃의 고온 강도가 우수한 강은 매우 곤란한 과제였다.
이 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은 예의 검토하여 700 ℃ 내지 800 ℃의 고온 강도는 Mo, Nb, V, Ti 등의 합금 원소의 복합 첨가에 의한 석출 강화와 미크로 조직의 베이나이트화에 의한 전위 밀도의 증대, 또는 고체 용융 Mo, Nb, V에 의한 전위 회복 지연이 유효하고, Ti도 약간의 효과가 있는 것을 밝혀 내었다.
700 ℃ 내지 800 ℃의 강도와 상온의 강도, 상온과 고온의 강도비(p)의 모두를 동시에 확보하기 위해서는, 미크로 조직을 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직 혹은 베이나이트 단조직이라 하는 동시에, 첨가 합금 원소량을 최적 범위로서, 고온에 있어서의 모상 조직의 열적 안정성과 적절한 정합 석출 강화 효과 및 전위 회복 지연 효과를 얻는 것이 중요한 것을 발견하였다. 또한, 저항복비를 확보하기 위해서는, 미크로 조직을 적절한 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하는 것이 필요하다.
강재의 항복 강도는, 일반적으로 450 ℃ 근방으로부터 급격히 저하하지만, 이는 온도 상승에 수반하여 열 활성화 에너지가 저하되고, 전위의 슬립 운동에 대해 저온에서는 유효한 저항이 무효가 되기 때문이다.
통상, 700 ℃ 미만 정도의 온도 영역에서의 강화에 이용되는 Cr 탄화물이나 Mo 탄화물 등은, 전위의 슬립 운동에 대해 600 ℃ 정도의 고온까지 유효한 저항으로서 작용하지만, 800 ℃ 등의 고온에서는 재고체 용융해 버리기 때문에, 거의 강화 효과를 유지할 수 없다.
본 발명자들은, 고온에 있어서의 안정성 보다 높은 단독 혹은 복합의 석출물을 여러 가지 검토하였다. 그 결과, Mo, Nb, Ti, V과의 복합 석출물은 고온에 있어서의 안정성이 높고, 700 내지 800 ℃에 있어서도 높은 강화 효과를 갖는 것을 발견하였다. 즉, Mo, Nb, Ti, V을 적절한 양을 첨가하여 압연시의 가열 온도를 높게 함으로써 이들을 충분히 고체 용융시키고, 또한 전위 밀도가 높은 적절한 압연 조직의 도입에 의해, 석출물이 석출 가능한 석출 사이트를 확보함으로써, 재승온시, 예를 들어 화재에 의한 승온 중에 Mo, Nb, Ti, V과의 복합 석출물이 미세하게 석출한다.
이러한 복합 석출물도 700 내지 800 ℃ 보유 지지 중에는 성장 조대화하여, 이윽고 강화 효과는 작아지지만 매우 미세하면서 고밀도로 분산하여 존재하는 경우, 30분 정도의 보유 지지 시간 내에 있어서는 상기한 700 내지 800 ℃ 항복 강도 목표치를 충분히 얻을 수 있다.
또한, BCC상 중에 고체 용융한 Mo, Nb, V, Ti은 전위 회복 지연에 대해 유효하고, 항복 강도의 급격한 저하가 시작되는 온도를 고온화하는 효과를 갖는다. 발명자들은, 이러한 고온 강화 인자가 700 ℃ 내지 800 ℃에 있어서의 항복 응력에 미치는 영향에 대해 상세히 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻는 데 이르렀다. 즉, 700 ℃ 내지 800 ℃에 있어서, 강재 온도를 T(℃)로서 고온 상온 항복 응력비 p(= 고온 항복 응력/상온 항복 응력)가 p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는, 즉 항복 응력비가 700 ℃ 및 800 ℃에 있어서, 각각 45 ％ 및 16 ％ 이상이 되기 위해서는, 상기 온도에 있어서의 Mo, Nb, V, Ti의 복합 탄질화물은 몰분율로 하여 5 × 10-4 이상인 동시에, BCC상 중에 고체 용융하는 Mo, Nb, V, Ti의 합계량이 몰 농도로 1 × 10-3 이상이 아니면 안 된다.
고온 강도 발현에 중요한 복합탄 질화 석출상의 조성은, 예를 들어 전자 현미경이나 EDX에 의한 분석에 의해 용이하게 동정 가능하다. 또한, 열역학적으로 안정된 석출상의 평형 생성량 및 BCC상 중의 고체 용융 합금 원소량에 대해서는, 시판되고 있는 열역학 계산 데이터 베이스 소프트 등 이용함으로써, 첨가 합금 원소량보다 용이하게 산출 가능하다.
그러나, 석출물 자체는 안정하더라도, 온도 상승에 의해 기초가 변태되면 석출물과 바탕의 정합성을 잃을 수 있어 비정합이 되므로, 석출물에 의한 강화 작용이 급격히 저하된다. 즉, 고온이라도 안정된 복합 석출물에 의한 강화 효과를 이용하기 위해서는, 설계 온도인 800 ℃에 있어서도 기초 조직을 변태시키지 않는 것이 재료에 있어서 필수가 된다.
따라서, 구체적으로는 오스테나이트포머인 Mn의 첨가량을 낮게 하는 등의 합금 원소의 조정에 의해, 강의 Ac1 변태 온도를 800 ℃ 이상으로 하는 것이 필요하다.
또한, 석출물 및 고체 용융 원소의 활용에 의해 고온 강화를 높이는 사상이기 때문에, Cr, Mn, Mo 등 종래 고온용 강에 많이 첨가되어 있던 합금 원소의 첨가량은 오히려 낮게 억제할 수 있으므로, 용접성을 저하시키지 않는 합금 설계가 가능하다.
또, 베이나이트 단조직의 강에 있어서는 강도가 높아지기 때문에 건축용 강에 있어서 구해지는 저항복비 조건을 반드시 만족할 수 없다. 이로 인해, 본 발명 강에서는 저항복비가 요구되는 경우, 미크로 조직을 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하고, 베이나이트의분율을 20 ％ 내지 95 ％의 범위 내로 한다. 미크로 조직에 차지하는 페라이트의분율이 과대해지면, 첨가 합금 원소의 증가에 의한 상온 및 고온의 강도 확보는 곤란해지기 때문이다.
이하에, 본 발명에 있어서의 각 성분의 한정 이유를 설명한다. 또, ％는 질 량 ％를 의미한다.
C는 강재의 특성에 가장 현저한 효과를 미치는 원소이며, Mo, Nb, Ti, V과의 복합 석출물(탄화물)을 형성하기 위해 필수이기 때문에, 적어도 0.005 ％가 필요하다. 이 미만의 C량에서는 강도가 부족하다. 그러나, 0.08 ％를 넘어 첨가하면 Ac1 변태 온도가 하강되므로 800 ℃에 있어서의 강도를 얻기 어렵고, 또한 인성도 저하하기 때문에 0.005 ％ 이상, 0.08 ％ 이하로 한정된다. 또한, 화재 상당의 고온 가열시에 페라이트와 베이나이트의 혼합 모상 조직을 열역학적이면서 안정적으로 유지하고, Mo, Nb, V, Ti의 복합탄 질화 석출물과의 정합성을 유지하여 강화 효과를 확보하는 데 있어서, 0.04 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.
Si는 탈산상 강에 포함되는 원소이며, 치환형의 고체 용융 강화 작용을 가지므로 상온에서의 모재 강도 향상에 유효하지만, 특히 600 ℃ 초과의 고온 강도를 개선하는 효과는 없다. 또한, 많이 첨가하면 용접성 및 HAZ 인성이 열화되기 때문에, 상한을 0.5 ％로 한정되었다. 강의 탈산은 Ti 및 Al만이라도 가능하고, HAZ 인성 및 소입성 등의 관점으로부터 낮을수록 바람직하고, 반드시 첨가할 필요는 없다.
Mn은 강도 및 인성을 확보하는 데 있어서 불가결한 원소이기는 하지만, 치환형의 고체 용융 강화 원소인 Mn은 상온에서의 강도 상승에는 유효하지만, 특히 600 ℃ 초과의 고온 강도로는 너무 큰 개선 효과는 없다. 따라서, 본 발명과 같은 비교적 다량의 Mo을 함유하는 강에 있어서 용접성 향상 즉 PCM 저감의 관점으로부터 1.6 ％ 이하로 한정되었다. Mn의 상한을 낮게 억제함으로써, 연속 주조 슬러브의 중심 편석의 점으로부터도 유리해진다. 또한 Ac1 변태 온도를 800 ℃ 이상으로 하기 위해서는 첨가를 억제할 필요가 있고, 상한을 0.9 ％로 하는 것이 바람직하다. 또, 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 모재의 강도 및 인성 조정상 0.1 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
적절한 베이나이트 조직분율을 얻기 위해서는, 압연 종료 후 800 ℃ 이상의 온도로부터 650 ℃ 이하의 온도까지의 냉각 속도를 0.3 Ks-1 이상으로 할 필요가 있다. 즉, 판 두께가 약 25 ㎜ 미만의 비교적 얇은 강판은 공냉 또는 가속 냉각(수냉) 프로세스로, 약 25 ㎜ 초과의 비교적 두꺼운 강판은 가속 냉각(수냉) 프로세스를 적용하여 제조해야 한다.
P은 본 발명 강에 있어서는 불순물이며, P량의 저감은 HAZ에 있어서의 입계 파괴를 멸소시키는 경향이 있기 때문에, 적을수록 바람직하다. 함유량이 많으면 모재 및 용접부의 저온 인성을 열화시키기 때문에 상한을 0.02 ％로 하였다.
S은 P과 마찬가지 본 발명 강에 있어서는 불순물이며, 모재의 저온 인성의 관점으로부터는 적을수록 바람직하다. 함유량이 많으면 모재 및 용접부의 저온 인성을 열화시키기 때문에 상한을 0.01 ％로 하였다.
Mo은 고온 강도를 높이는 복합 석출물을 구성하는 기본 원소이며, 본 발명 강에 있어서는 필수 원소이다. Mo, Nb, Ti와의 복합 석출물 혹은 Mo, Nb, Ti, V과의 복합 석출물을 고밀도로 얻어 고온 강도를 높이기 위해서는 0.1 ％ 이상 첨가하 는 것이 필요하고, 한편 1.5 ％를 넘어 첨가하면 모재 재질의 동일성의 제어가 곤란해지는 동시에, 용접 열 영향부의 인성의 열화를 초래하고, 또한 경제성을 잃게 되므로 Mo 첨가량은 0.1 ％ 초과, 1.5 ％ 이하, 바람직하게는 0.2 ％ 이상 1.1 ％ 이하로 한다.
Nb은 Mo을 비교적 다량 첨가하는 본 발명에 있어서는, 700 ℃ 및 800 ℃의 고온 강도를 확보하기 위해 중요한 역할을 하는 원소이다. 우선, 일반적인 효과로서 오스테나이트의 재결정 온도를 상승시키고, 열간 압연시의 제어 압연의 효과를 최대한으로 발휘하는 데 있어서 유용한 원소이다. 또한, 압연에 앞서서 재 가열이나 어닐링이나 담금질시의 가열 오스테나이트의 세립화에도 기여한다.
또한, 석출 경화로서 강도 향상 효과를 갖고, Mo과의 복합 첨가에 의해 고온 강도 향상에도 기여한다. 0.03 ％ 미만에서는 700 ℃ 내지 800 ℃에 있어서의 석출 경화의 경화가 적고, 0.1 ％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편 0.2 ％를 넘으면 모재의 인성을 저하시킬 우려가 있으므로, 상한을 0.3 ％로 한다. 따라서 0.03 내지 0.3 ％를 한정 범위로 한다.
Ti도 Nb과 마찬가지로 고온 강도 상승에 유효하다. 특히, 모재 및 용접부 인성에 대한 요구가 엄격한 경우에는, 첨가하는 것이 바람직하다. 왜냐하면 Ti은 Al량이 적을 때(예를 들어 0.003 ％ 이하), O와 결합하여 Ti2O3을 주성분으로 하는 석출물을 형성하고, 입자 내 변태 페라이트 생성의 핵이 되어 용접부 인성을 향상시킨다. 또한, Ti은 N와 결합하여 TiN으로서 슬러브 중에 미세 석출하고, 가열시 의 γ 입자의 조대화를 억제하여 압연 조직의 세립화에 유효하고, 또한 강판 중에 존재하는 미세 TiN은 용접시에 용접 열 영향부 조직을 세립화하기 위해서이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti은 최저 0.005 ％ 이상 필요하다. 그러나 지나치게 많으면 TiC를 형성하여 저온 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, 바람직하게는 0.02 ％ 이하, 상한은 0.025 ％이다.
B는 베이나이트의 생성분율을 통해 강도를 제어하는 데 있어서 매우 중요하다. 즉, B는 오스테나이트 입계에 편석하여 페라이트의 생성을 억제하는 것을 통해 소입성을 향상시키고, 공냉과 같은 냉각 속도가 비교적 작은 경우에 있어서도 베이나이트를 안정적으로 생성시키는 데 유효하다. 이 효과를 향수하기 위해, 최저 0.0005 ％ 이상 필요하다. 그러나, 지나치게 많은 첨가는 소입성 향상 효과가 포화되는 것뿐만 아니라, 구오스테나이트 입계의 취화나 인성상 유해해지는 B 석출물을 형성할 가능성이 있기 때문에 상한을 0.003 ％로 하였다.
Al은, 일반적으로 탈산상 강에 포함되는 원소이지만, 탈산은 Si 또는 Ti만이라도 충분하며, 본 발명 강에 있어서는 그 하한은 한정되지 않는다(0 ％를 포함함). 그러나, Al량이 많아지면 강의 청정도가 악화될 뿐만 아니라, 용접 금속의 인성이 열화되므로 상한을 0.06 ％로 하였다.
N는 불가피적 불순물로서 강 중에 포함되는 것이고, 하한은 특별히 정하지 않지만, N량의 증가는 HAZ 인성 및 용접성에 매우 유해하며, 본 발명 강에 있어서는 그 상한은 0.006 ％이다.
다음에, 필요에 따라서 함유할 수 있는 Ni, Cu, Cr, V, Ca, REM, Mg의 첨가 이유와 첨가량 범위에 대해 설명한다. 기본이 되는 성분에, 또한 이러한 원소를 첨가하는 주된 목적은 본 발명 강이 우수한 특징을 손상시키지 않고, 강도 및 인성 등의 특성을 향상시키기 위해서이다. 따라서, 그 첨가량은 자연히 제한되어야 할 성질인 것이다.
Ni은 용접성 및 HAZ 인성에 악영향을 미치는 일 없이 모재의 강도 및 인성을 향상시킨다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, 적어도 0.05 ％ 이상의 첨가가 필수이다. 한편, 지나치게 첨가하면 경제성을 손상시킬 뿐만 아니라, 용접성에 바람직하지 못하기 때문에 상한을 10 ％로 하였다.
Cu는 Ni과 거의 동일한 효과 및 현상을 나타내고, 상한의 1.0 ％는 용접성 열화 외에 지나친 첨가는 열간 압연시에 Cu - 크랙이 발생되어 제조 곤란해지기 때문에 규제된다. 하한은 실질적인 효과가 얻어지기 위한 최소량으로 해야만 하는 것으로 0.05 ％이다.
Cr은 모재의 강도 및 인성을 함께 향상시킨다. 그러나, 첨가량이 지나치게 많으면 모재 및 용접부의 인성 및 용접성을 열화시키기 때문에, 한정 범위를 0.05 내지 1.0 ％로 하였다.
상기, Cu, Ni, Cr은 모재의 강도 및 인성상의 관점뿐만 아니라, 내후성에도 유효하고, 그와 같은 목적에 있어서는 용접성을 손상시키지 않는 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.
V은 Nb과 거의 마찬가지의 복합 석출 작용을 갖는 것이지만, Nb에 비해 그 효과는 작다. 또한, V은 담금질성에도 영향을 미쳐 고온 강도 향상에도 기여한다. Nb과 마찬가지의 효과는 0.01 ％ 미만에서는 효과가 적다. 한편 지나치게 많으면 모재 인성을 저하시킬 경우가 있다. 따라서 본 발명 강에 있어서의 V의 하한은0.01 ％, 상한은 0.1 ％이다.
Ca, REM은 불순물인 S과 결합하여 인성의 향상이나 용접부의 확산 수소에 의한 유기 균열을 억제하는 작용을 갖지만, 지나치게 많으면 조대한 개재물을 형성하여 악영향을 미치므로, 각각 0.0005 내지 0.004 ％, 0.0005 내지 0.004 ％가 적정한 범위이다.
Mg은 용접 열 영향부에 있어서 오스테나이트 입자의 성장을 억제하고, 미세화하는 작용이 있어 용접부의 강인화를 도모할 수 있다. 이러한 효과를 향수하기 위해서는 Mg은 0.0001 ％ 이상 필요하다. 한편, 첨가량이 증가되면 첨가량에 대한 효과 값이 작아져 경제성을 잃게 되므로, 상한은 0.006 ％로 하였다.
또, Mo, Nb, V과 같이 W을 적당량 첨가하여 고온 강도를 확보하는 것도 본 발명 강의 특성을 향상시키는 유효한 수단이다. W은 그 효과를 얻기 위해서는 최저 0.01 ％ 필요하지만, 1 ％를 넘으면 그 효과는 포화하기 때문에, 경제성의 관점으로부터 상한을 1 ％로 한다.
상온에서의 균열 감수성을 확보하고, 예열 프리에서의 용접을 가능하게 하기 위해서는, 또한 PCM의 값을 0.20 ％ 이하의 범위로 한정한다. PCM은 용접성을 나타내는 지표로 낮을수록 용접성은 양호하다. 본 발명 강에 있어서는, PCM이 0.20 ％ 이하의 범위이면 우수한 용접성의 확보가 가능하다. 또, 용접 균열 감수성 조성 PCM은 이하의 식에 의해 정의한다.
PCM = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B
또한, 강판의 최종 압연 방향의 판 두께 단면 방향 1/4 두께 위치에 있어서, 최종 변태 조직의 구오스테나이트 입경을 평균 원 상당 직경으로 150 ㎛ 이하로 한정한다. 이는 구오스테나이트 입경이 조직과 함께 인성에 큰 영향을 미치기 때문에, 특히 본 발명과 같은 Mo 첨가 강에 있어서 인성을 높이기 위해서는 구오스테나이트 입경을 작게 제어하는 것은 중요하며 또한 필수이다. 상기 구오스테나이트 입경의 한정 이유는 발명자들의 제조 조건을 여러 가지 변경한 실험 결과를 기초로하는 것으로, 평균 원 상당 직경으로 120 ㎛ 이하이면, 본 발명보다도 낮은 Mo인 강과 손색없는 인성을 확보할 수 있다. 또, 구오스테나이트 입자는 그 판별이 반드시 용이하지 않은 케이스도 적지 않게 있다. 이러한 경우에는, 판 두께 1/4 두께 위치를 중심으로 하여, 강판의 최종 압연 방향과 직각 방향으로 채취한 절결 부여 충격 시험편, 예를 들어 JIS Z 2202 4호 시험편(2 ㎜V 노치) 등을 이용하고, 충분히 저온으로 취성 파괴시켰을 때의 파면 단위를 구오스테나이트 입경이라 수정할 수 있는 유효 결정 입경이라 정의하고, 그 평균 원 상당 직경을 측정하는 것으로 하여, 이 경우라도 마찬가지로 150 ㎛ 이하인 것이 필요하다.
본 발명에 따른 고온 강도가 우수한 고장력 강의 제조 방법에 대해서는, 강 부재 또는 주조 부재의 압연시의 가열 온도는 Mo, Nb, Ti, V을 충분히 고체 용융시키기 위해 높은 온도가 바람직하지만, 모재의 인성 확보의 관점으로부터 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 한다.
다음에, 1100 ℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 판 두께에 대해 30 ％ 이상의 누적 압하율을 확보하는 열간 압연을 행하고, 850 ℃ 이상으로 압연을 완료한다. 저온 영역의 압하를 과대하게 취하면, 페라이트 변태가 촉진되어 페라이트분율이 지나치게 커져 강도 확보가 곤란해지고,또한 Nb, Ti, V이 압연 중에 탄화물로서 석출하여, 필요한 고체 용융 Mo, Nb, Ti, V을 얻을 수 없으므로, 압연 종료 온도는 850 ℃가 하한이며, 한편 1100 ℃를 넘는 온도로 압연을 종료하면 인성이 부족하기 때문에 상한은 1100 ℃로 한다.
압연 종료 후, 강판 표면 온도가 800 ℃ 이상의 온도 영역으로부터 650 ℃ 이하의 온도 영역까지를 강판 표면의 평균 냉각 속도가 0.3 Ks-1 이상으로 냉각한다. 이 목적은 석출 사이트가 되는 변형대나 전위를 많이 포함하는 압연 조직을 얻고, 그것을 수냉에 의해 동결함으로써 승온시에 미세하면서 기초와 정합한 Mo과, Nb, Ti, V과의 복합 석출물을 고밀도로 얻는 데 있다.
또, 본 발명 강을 제조 후, 탈수소 등의 목적으로 Ac1 변태점 이하의 온도로 재 가열해도 본 발명 강의 특징은 하등 손상되는 일은 없다.
수냉 후에 강판을 500 ℃ 이하의 온도 범위에서 30분 이내의 템퍼링 열처리를 행해도 좋다.
또한, 본 발명 강은 두께 강판 외, 강관, 박강판, 형강 등의 강재도 충분히 본 발명의 효과를 향수 가능하다.
<실시예>
전로 - 연속 주조 - 후판 공정에서 여러 가지의 강 성분의 강판(두께 15 내 지 50 mm)을 제조하고, 그 강도 및 인성 700 ℃ 및 800 ℃에 있어서의 항복 강도 및 예열 없음(실온)에 있어서의 y 균열 시험시의 루트 균열의 유무 등을 조사하였다.
표 1 및 표 2에 비교 강과 함께 본 발명 강의 강 성분을, 표 3에 강판의 제조 조건 및 조직, 표 4에 여러 가지 특성의 조사 결과를 나타낸다.
본 발명 강 번호 1 내지 9의 예에서는, 모두 미크로 조직이 페라이트ㆍ베이나이트의 혼합 조직이 되어 있고, 또한 구오스테나이트 입경의 평균 원 상당 직경이 120 ㎛ 이하이다. 또한, 실적 항복 강도비에 대해서도, 700 ℃ 및 800 ℃에서 각각 64 ％, 23 ％ 이상이 우수한 값이다.
본 발명 강 번호 10 내지 18의 예에서는, 미크로 조직은 베이나이트 단조직 혹은 페라이트ㆍ베이나이트의 혼합 조직이 되어 있고, 또한 구오스테나이트 입경의 평균 원 상당 직경이 120 ㎛ 이하이고, 실적 항복 강도의 비에 대해서도 700 ℃ 및 800 ℃에서 각각 61 ％ 및 25 ％ 이상이 우수한 값이다.
비교 강 번호 19에서는 C가 과잉이며, 오스테나이트로의 역 변태 개시 온도 Ac1이 800 ℃ 이하가 되기 때문에, 상온 강도에 대해서는 높은 값을 얻을 수 있지만, 상온/고온의 항복 강도비(p)가 p < -0.0029 × T + 2.48이다.
비교 강 번호 20에서는 C가 부족하며, 490 ㎫급으로서 항복 강도가 부족한 동시에, 600 ℃ 이상의 고온에 있어서의 복합탄 질화상의 생성량이 5 × 10-4 미만 이며, 상온/고온의 항복 강도비(p)도 p < -0.0029 × T + 2.48로 낮다.
비교 강 번호 21에서는 Mn량이 1.6 ％를 넘고 있기 때문에, Ac1이 800 ℃ 미만이 되어 700 ℃ 이상의 온도에 있어서, 상온/고온 항복 강도비(p)가 p < -0.0029 × T + 2.48이다.
비교 강 번호 22에서는 Mn량이 0.1 ％ 미만으로 인해, 상온에서의 고체 용융 강화 효과가 부족해져 상온의 항복 강도 및 인장 강도가 490 ㎫급의 규격치 하한을 하회하였다.
비교 강 번호 23에서는 P이 0.02 ％를 넘고 있기 때문에, 모재의 연성 취성 천이 온도, 0 ℃에서의 재현 HAZ의 흡수 에너지 값 모두 열화되어 있다.
비교 강 번호 24에서는 S이 0.01 ％를 넘고 있기 때문에, 비교 강 번호 23과 함께, 모재의 연성 취성 천이 온도, 0 ℃에서의 재현 HAZ의 흡수 에너지 값 모두 열화되어 있다.
비교 강 번호 25에서는 Mo의 첨가량 부족에 의해, 탄질화 석출상 및 BCC상 중 고체 용융 Mo이 모두 부족하였기 때문에, 상온 강도는 양호한 결과이지만 800 ℃의 실적 고온 상온 항복 강도비에 대해서는 15 ％로 낮다.
비교 강 번호 26에서는 Mo량이 과잉으로 인해, 모재 재질의 불균일성이 증대되고, 용접 균열 감수성 조성 PCM이 0.18 ％임에도 불구하고 예열 없이 y 균열 시험에 있어서 루트 균열이 발생되었다. 또한, 재현 HAZ의 흡수 에너지 값이 낮다.
비교 강 번호 27에서는, Nb량이 부족하여 700 ℃ 및 800 ℃에 있어서 충분한 석출 경화 효과를 얻을 수 없으므로, 상온/고온의 항복 강도비(p)가 p < -0.0029 × T + 2.48이다.
비교 강 번호 28에서는 Nb량이 지나치기 때문에, 고온 강도에 대해서는 높은 값을 얻을 수 있지만, 재현 HAZ의 흡수 에너지 값은 낮다.
비교 강 번호 29에서는 γ 알맹이가 조대하기 때문에, 재현 HAZ의 흡수 에너지 값은 낮다.
비교 강 번호 30에서는 Ti량이 과잉이기 때문에, 모재의 연성 취성 천이 온도 및 재현 HAZ 흡수 에너지 값 모두 열화되어 있다.
비교 강 번호 31에서는 B 첨가량이 부족하여 충분한 담금질성을 얻을 수 없고, 미크로 조직의 베이나이트분율이 지나치게 작기 때문에, 상온의 항복 강도가 490㎫급의 규격치 하한을 하회하였다.
비교 강 번호 32에서는 B 첨가량이 과잉이기 때문에, 모재의 연성 취성 천이 온도는 0 ℃ 근방에 있고, 재현 HAZ의 흡수 에너지 값은 낮다.
비교 강 번호 33에서는 Al량이 0.06 ％를 넘고 있기 때문에, 모재의 연성 취성 천이 온도는 0 ℃ 근방에 있고, 재현 HAZ 인성도 낮다.
비교 강 번호 34에서는 N량이 0.006 ％를 넘고 있기 때문에, 재현 HAZ 인성은 낮다.
비교 강 번호 35에서는 PCM 값이 0.20 ％를 넘고 있고, 예열 없이 y 균열 시험에 있어서 루트 균열이 발생되었다. 또한, 재현 HAZ 흡수 에너지 값도 낮다.
비교 강 번호 36에서는, 재 가열 온도가 1100 ℃ 미만으로 인해, 재 가열시 에 첨가 합금 원소가 오스테나이트 중에 고체 용융되지 않고 충분한 석출 강화를 얻을 수 없고, 상온에 대해서는 항복 강도 및 인장 강도 모두 양호한 결과이지만, 상온/고온의 항복 강도비(p)가 p < -0.0029 × T + 2.48이다.
비교 강 번호 37에서는 재 가열 온도가 1250 ℃를 넘었기 때문에, 재 가열시에 오스테나이트 입자가 조대화하고, 재현 HAZ의 흡수 에너지 값이 낮게 되어 있다.
비교 강 번호 38에서는, 1100 ℃ 이하에서의 누적 압하량이 30 ％ 미만으로 인해, 구오스테나이트 입자가 조대하며 재현 HAZ 인성이 낮다.
비교 강 번호 39에서는 850 ℃ 미만의 온도로 압연을 행하였기 때문에, Nb, Ti, V의 석출이 촉진되어 충분한 석출 강화를 얻을 수 없고, 상온 강도에 대해서는 490 ㎫급의 규격치를 만족하지만, 상온/고온의 항복 강도비(p)가 p < -0.0029 × T + 2.48이다.
비교 강 번호 40에서는 재 가열 온도가 1250 ℃로 높기 때문에, 압연 종료 후의 오스테나이트 입자가 120 ㎛ 초과로 조대하며 모재 인성이 낮다.
비교 강 번호 41에서는 압연 후 수냉을 행함으로써 상온 강도의 상승을 도모하였지만, 판 두께가 커 1/4 두께부에 있어서의 γ/α 변태 온도 근방에서의 냉각 속도가 부족하기 때문에, 페라이트분율이 과대(> 80 ％ : 베이나이트분율 < 20 ％)해지고, 상온에서의 고체 용융 강화 효과가 부족해져 상온의 인장 강도가 건축용 490 ㎫급 강의 규격치 하한을 하회하였다.
비교 강 번호 42에서는 판 두께 25 ㎜ 초과이기 때문에, 가속 냉각을 적용하 고 0.3 Ks-1 이상의 냉각 속도의 확보를 도모하였지만 수냉 개시 온도가 700 ℃ 미만이며, 압연 종료 후 내지 냉각 개시(690 ℃)의 냉각 속도가 0.3 Ks-1 이하가 되어, 수냉 개시 전에 페라이트의 변태가 진행되었기 때문에, 베이나이트분율이 20％ 미만이 되어 상온 인장 강도가 490 ㎫를 하회하였다.
[표 1]
Figure 112004043659005-pct00001
[표 2]
Figure 112004043659005-pct00002


[표 3]
Figure 112004043659005-pct00003
[표 3 계속]
Figure 112004043659005-pct00004
1) 700 ℃에 있어서의 상 몰분율 열역학 계산치
2) 700 ℃에 있어서의 몰분율 열역학 계산치
3) 강판의 최종 압연 방향의 판 두께 단면 방향 1/4 두께 위치에서의 구오스 테나이트 입자의 평균 원 상당 직경
4) JIS Z 3158 : 경사 y형 용접 균열 시험
[표 4]
Figure 112004043659005-pct00005






[표 4 계속]
Figure 112004043659005-pct00006

1) 상온 항복 강도 ≥ 325 ㎫.
2) 상온 인장 강도 ≥ 490 ㎫.
3) 700 ℃에 있어서의 항복 강도의 상온에 있어서의 항복 강도 실적에 대한 비(p) ≥ 45 ％.
4) 800 ℃에 있어서의 항복 강도의 상온에 있어서의 항복 강도 실적에 대한 비(p) ≥ 16 ％.
5) PT : 1400 ℃, Δt 8/5 = 99S, vEo ≥ 27J.
본 발명의 화학 성분 및 제조법으로 제조한 강재는, 미크로 조직이 페라이트ㆍ베이나이트의 혼합 조직 혹은 베이나이트 단조직이며, 상온 강도가 490 ㎫ 이상의 고장력 강이고, 600 내지 800 ℃에 있어서의 고온/상온 응력비(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도를 T(℃)로서, p ≥ -0.0029 × T + 2.48을 만족하는 특성을 갖는 건축용 내화 강재로서의 필요한 특성을 겸비하고 있고, 종래에 없는 매우 새로운 강재이다.

Claims (14)

  1. 질량 ％로 C : 0.005 ％ 이상 0.08 ％ 미만, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.1 내지 1.6 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Mo : 0.1 내지 1.5 ％, Nb : 0.03 내지 0.3 ％, Ti : 0.025 ％ 이하, B : 0.0005 내지 0.003 ％, Al : 0.06 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하를 함유하고 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강이 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.80을 만족하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  3. 제1항에 있어서, 상기 강이 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이고, 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과이며, 또한 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.80을 만족하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  4. 제1항에 있어서, 상기 강이 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 고온 영역에 있어서, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.80을 만족하는 강도를 갖고, 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직을 갖고, 또한 상기 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직 중에서 열역학적으로 안정된 탄질화 석출상을 몰분율로 5 × 10-4 이상 보유 지지하는 동시에, 페라이트 조직 중에 고체 용융하는 Mo, Nb, Ti의 합계량이 몰 농도로 1 × 10-3 이상인 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  5. 제1항에 있어서, 상기 강이 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 고온 영역에 있어서, 상온시의 항복 응력으로부터 고온시의 항복 응력을 무차원화한 응력 저하율(고온 항복 응력/상온 항복 응력) : p가, 강재 온도 T(℃)가 600 ℃ 이상 800 ℃ 이하의 범위에 있어서, p ≥ -0.0029 × T + 2.80을 만족하는 강도를 갖고, 상온에 있어서의 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직을 갖고, 또한 구오스테나이트 입자의 평균 원 상당 직경이 120 ㎛ 이하이고, 또한 상기 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직 중에서 열역학적으로 안정된 탄질화 석출상을 몰분율로 5 × 10-4 이상 보유 지지하는 동시에, 페라이트 조직 중에 고체 용융하는 Mo, Nb, Ti의 합계량이 몰 농도로 1 × 10-3 이상인 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강이 PCM = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B로 정의되는 용접 균열 감수성 조성 : PCM이 0.20 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  7. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％ 중 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  8. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하고, 또한 Ca : 0.0005 내지 0.004 ％, REM : 0.0005 내지 0.004 ％, Mg : 0.0001 내지 0.006 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  9. 삭제
  10. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 강 성분 조성을 갖는 주조 부재 또는 강 부재를, 1100 내지 1250 ℃의 온도 영역으로 재 가열 후, 1100 ℃ 이하에서의 누적 압하량을 30 ％ 이상으로서 850 ℃ 이상의 온도로 열연하고, 열연 종료 후 800 ℃ 이상의 온도 영역으로부터 650 ℃ 이하의 온도 영역까지를 0.3 Ks-1의 냉각 속도로 냉각하고, 강의 미크로 조직을 베이나이트 단조직 또는 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강의 제조 방법.
  11. 질량 ％로 C : 0.005 ％ 이상 0.08 ％ 미만, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.1 내지 1.6 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Mo : 0.1 내지 1.5 ％, Nb : 0.03 내지 0.3 ％, Ti : 0.025 ％ 이하, B : 0.0005 내지 0.003 ％, Al : 0.06 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하를 함유하고 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상온에 있어서의 베이나이트분율이 20 내지 95 ％인 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직이며, 저항복비를 갖는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  12. 제11항에 있어서, 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  13. 제11항에 있어서, 상기 강이 또한, 질량 ％로 Ni : 0.05 내지 1.0 ％, Cu : 0.05 내지 1.0 ％, Cr : 0.05 내지 1.0 ％, V : 0.01 내지 0.1 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하고, 또한 Ca : 0.0005 내지 0.004 ％, REM : 0.0005 내지 0.004 ％, Mg : 0.0001 내지 0.006 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강.
  14. 제11항 내지 제13항 중 어느 한 항에 기재된 강 성분 조성을 갖는 주조 부재 또는 강 부재를 1100 내지 1250 ℃의 온도 영역으로 재 가열 후, 1100 ℃ 이하에서의 누적 압하량을 30 ％ 이상으로서 850 ℃ 이상의 온도로 열연하고, 열연 종료 후 800 ℃ 이상의 온도 영역으로부터 650 ℃ 이하의 온도 영역까지를 0.3 Ks-1의 냉각 속도로 냉각하고, 강의 미크로 조직을 베이나이트 단조직 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직으로 하고, 상온에 있어서의 베이나이트분율이 20 내지 95 ％인 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이 오스테나이트로 역 변태되는 온도(Ac1)가 800 ℃ 초과인 조직으로 저항복비를 갖는 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 고장력 강의 제조 방법.
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