KR101018055B1

KR101018055B1 - 내화용 고강도 압연 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101018055B1
Application number: KR1020087016006A
Authority: KR
Inventors: 테루히사 오쿠무라; 히로시 키타; 고이치 야마모토; 스구루 요시다
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2006-02-08
Filing date: 2007-02-08
Publication date: 2011-03-02
Also published as: EP1983069A4; WO2007091725A1; JP5114743B2; CN101379209A; US20090020190A1; KR20080077240A; JPWO2007091725A1; EP1983069A1

Abstract

건조물의 구조부재 등에 이용하는 내화성과 인성이 우수한 내화용 고강도 압연 강재로서,

질량%로,

C: 0.005% 이상 0.04% 미만,

Mn: 0.8% 내지 1.7%,

Si: 0.05% 이상 0.4% 미만,

Nb: 0.02% 내지 1%,

Ti: 0.005% 내지 0.02%,

N: 0.005% 이하,

B: 00003% 내지 0.003%,

Al: 0.005% 내지 0.03%를 함유하고, 또한, 질량%로, Ti/N가 2 내지 8의 범위내이며, C-Nb/7.74가 0.02% 이하이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 600℃에서의 0.2% 내력과 실온에서의 항복 강도의 비가 0.50 이상인 내화용 고강도 압연 강재.

Description

내화용 고강도 압연 강재 및 그 제조 방법 {FIRE-RESISTANT HIGH-STRENGTH ROLLED STEEL MATERIAL AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 건조물의 구조 부재 등에 사용되는 내화용 고강도 압연 강재와 그 제조 방법에 관한 것이다.

이른바 내화강이라 함은, 건축물이 화재 등을 당하여 고온이 되었을 경우에도, 소정의 강도를 갖는 건축용 강재이다. 여기서는, 화재시에 있어서의 건축물의 온도를 600℃로 상정하고, 해당 온도에 있어서의 강도를 유지할 수 있는 내화강에 대하여 설명한다.

그런데, 강재를 강화하는 방법에는 1) 페라이트 결정립경의 미세화 방법, 2) 합금 원소에 의한 고용체 강화 방법, 3) 경화상에 의한 분산 강화 방법, 4) 미세 석출물에 의한 방법이 주류이다. 강재의 변형은, 미시적으로 보면, 결정립 내에서의 전위의 이동에 의하여 이루어지는데, 상기 방법들은 그러한 전위의 이동에 대한 저항력을 강화하는 방법이다.

이에 먼저, 1) 페라이트 결정립경의 미세화 방법에 대하여 설명한다.

결정립 내를 이동한 전위는 입계에서 일단 정지한 후, 근처의 결정립으로 이동하므로, 결정립계는 전위의 이동에 대한 저항(이하, 「이동 저항」이라 함)로 작 용한다. 따라서, 결정립이 미세하게 되면, 이동하는 전위가 결정립계와 만나는 빈도가 높아지기 때문에, 저항력이 증가하게 된다. 이와 같은 이동 저항을 강화하는 방법이 1) 페라이트 결정립경의 미세화 방법이다.

또한, 일반적으로는 홀 페치의 식으로서 알려져 있는 아래 식에 의하여 강도를 평가하고 있다.

σ=σ₀+k×d^-0.5

이 때, σ는 강도이고, σ₀는 베이스의 값이며, 비례 상수 k는 로킹 파라미터라고도 하는데, 결정립계에 대한 저항력을 나타내는 지표이고, d는 결정립경이다.

다음으로, 2) 합금 원소에 의한 고용 강화 방법에 대하여 설명한다.

전위의 이동에 대하여 "슬립면"이라 부르는 전위의 이동면 위에 합금 원소와 같이 크기가 다른 용질 원자가 존재하는 경우에 저항(이하, 「합금 원소 슬립면 저항」이라 함)이 작용한다. 또한, 합금 원소가 강 중에 분포함으로써 탄성 응력장이 형성되어, 전위의 이동에 대한 미끄러짐 저항(이하, 「미끄러짐 저항」이라 함)으로서 작용한다. 이 미끄러짐 저항의 크기는 용질 원자 농도, 용질/용매 원자 크기에 기인하는 부정합, 용질 원자의 확산 계수에 영향을 받는 것으로 알려져 있다.

이 「합금 원소 슬립면 저항」 또는 「미끄러짐 저항」의 증대에 의하여 강화하는 방법을 2) 합금 원소에 의한 고용 강화 방법이라 하고, 「합금 원소 슬립면 저항」을 증대시키는 방법이 잘 알려져 있다.

또한, 「미끄러짐 저항」의 증대에 의하여 강화하는 고용 강화 방법으로서 고용 Nb의 드래그 효과를 이용하는 기술이 있다. 이 고용 Nb의 드래그 효과를 이용하는 기술이 얇은 내화강의 제조에 사용되고 있고, 예를 들면, 일본 공개특허공보 2000-054061호나 일본 공개특허공보 평2000-248335호에 기재되어 있다.

고용 Nb의 드래그 효과라 함은, 고용한 Nb가 전위 등의 격자 결함에 농화(濃化)하여, 결함이나 전위의 이동의 저항이 되어 강도를 향상시키는 현상이다.

본 발명자들은 이 고용 Nb에 의한 드래그 저항이 600℃ 정도까지의 온도 역에서 유효하게 기능할 가능성을 밝혀내여 본 발명의 Nb계 내화강을 개발하기에 이르렀는데, 고용 Nb의 드래그 효과를 충분히 기능시켜서 충분한 내화성을 갖는 내화강을 완성하려면 다음과 같은 조건을 만족할 필요가 있는 것을 밝혀낸 것이다.

첫째, 고용 C의 양을 낮은 값으로 하여야 한다. 고용 C의 양이 많으면 NbC를 구성하여 고용 Nb의 양이 감소하기 때문이다.

둘째, B를 첨가할 필요가 있다. 함유한 Nb의 일부는 고용 상태를 유지하지 못하고, 결정립계에 편석하여 전위 등의 격자 결함에 농화할 수 없는 것이 발생하지만, B를 첨가하면 B가 Nb 대신에 결정립계에 편석하여, Nb가 고용 상태를 유지하는 것을 돕기 때문이다.

셋째, 고용 N량을 감소시킬 필요가 있다. 첨가한 B는 N와 반응하여 BN를 생성하고 결정립계에 편석하는 능력을 잃기 때문이다. 고용 N량을 감소시키려면 Ti를 첨가함으로써 TiN를 생성시켜 고용 N량을 감소시키는 수단이 이용된다.

또한 3) 경화상에 의한 분산 강화 방법에 대해 설명한다.

경질상과 연질상이 혼재된 매크로 조직(복상 조직)은 일반적으로 각각의 체적분율에 따라 강도가 변화한다. 이것은 연질상과 비교하여, 경질상의 결정립 내에서의 전위가 이동하기 어려운 것, 즉, 변형에 필요로 하는 저항이 큰 것에 기인한다. 이 경질상의 존재에 기초한 저항(이하, 「경질상 저항」이라 함)을 증가시킴으로써 강화하는 방법을, 3) 경화상에 의한 분산 강화 방법이라 한다.

예를 들면, 페라이트와 펄라이트로 구성되는 복상의 조직에서는 경질상인 펄라이트의 체적분율이 증가하면 상대적으로 연질상인 페라이트 조직이 저하하여, 강도가 상승한다.

마지막으로, 4) 미세 석출물에 의한 방법에 대하여 설명한다.

결정립 내의 전위의 이동에 있어서, 석출물이 슬립면 위에 분포하고 있는 경우, 전위의 장해물이 되어, 전위의 이동에 대한 저항이 작용한다. 이, 석출물에 기인하는 저항(이하, 「석출물 저항」이라 함)을 증대시킴으로써 강화하는 방법을 4) 미세 석출물에 의한 방법이라 한다.

종래의 내화강에서는 Mo의 첨가에 의하여 Mo 탄화물을 생성하고, 4) 미세 석출물에 의한 방법이 이용되었다. Mo를 이용하여 4) 미세 석출물에 의한 방법에 의하여 강화된 내화강 및 그 제조 방법 등은 일본 공개특허공보 2005-272854호나 일본 공개특허공보 평09-241789호에 기재되어 있다.

이들 종래의 내화강에서는 함유하는 C량이 0.1% 전후로 높은 값이기 때문에, 합금 원소가 고용되지 않고 석출물을 생성하는 성질을 이용하고 있다.

그러나, 최근 Mo 가격 상승에 의하여, 합금 원소의 고용 강화 방법의 주역으로서 Mo를 사용하고 있던 것이 가격 경쟁력을 잃기 시작하였다.

이에, 본 발명자들은 고용 원소로서 고가의 Mo 대신에 염가의 Nb를 이용한 저가격의 내화강 및 그 제조 방법에 대하여 예의 연구를 실시하여 왔다. 그 결과, Nb를 고용 원소로 하는 강을, 후강재(厚鋼材)에 사용할 수 있는 내화강으로 하기 위하여는 이하와 같은 과제가 있는 것을 밝혀내었다.

제1 과제는 고용 Nb에 의한 드래그 효과를 두꺼운 내화강에 적용하는 경우에는, Ti, Al의 첨가량이 소정의 범위를 벗어나면 인성에 문제를 일으키는 것이다. 두꺼운 내화강을 제조하는 경우에, 인성이 문제가 되는 것은 강판의 두께가 7mm 이상인 경우이며, 특히 강판의 두께가 12mm 이상이 되면 현저하게 나타난다.

제2 과제는 Nb의 드래그 효과를 효율적으로 얻기 위하여 적절한 고용 C량을 규정하는 것이다.

제3 과제는 표면 성상, 특히 가열로에 있어서의 재가열시의 스케일 박리 불량에 기인하는 표면 결함을 방지하기 위하여 Si 첨가량을 규제하는 것이다.

본 발명은 C, Nb, B, Ti의 성분 밸런스 및 탈산 원소(Si, Al) 함유량을 조정함으로써, 목적으로 하는 실온에 있어서 항복 강도, 고온 강도, 고인성, 양호한 표면 성상을 달성하는 것에 있다.

본 발명자들은 예의 연구 개발한 결과, 상기 과제를 해결하는 방법을 밝혀내었다.

먼저, 제1 과제에 대하여는 B를 0.0003% 내지 0.003% 함유시키는 동시에, Al의 함유량을 0.005% 내지 0.03%으로 제한하고, 또한 Ti와 N의 함유량에 대하여 Ti/N를 2 내지 8의 범위의 양에 되도록 하면, 목적으로 하는 인성을 확보할 수 있는 것을 밝혀내었다.

다음으로, 제2 과제에 대하여는 고용한 Nb가 NbC와 같은 탄화물이 되어 석출 되지 않고, 고용함으로써, 전위 등의 격자 결함에 농화시키기 위하여, C-Nb/7.74의 값을, 예를 들면 0.02 이하로 하는 것의 필요성을 밝혀내었다. 이것은 고용 C가 0.02% 이하인 것에 상당한다.

마지막으로 제3 과제에 대하여는, Ti/N를 2 내지 8의 범위의 양으로 하였을 경우, 모재의 강도를 확보하면서, 스케일 결함의 발생을 억제하려면, Si의 함유량을 0.4% 미만으로 억제하는 것이 좋다는 것을 밝혀내었다.

또한, 고용 C가 0.02% 이하인 경우에는 Nb의 고용에 의하여 「미끄러짐 저항」이 증대하여 대폭적인 고용 강화를 기대할 수 있다는 것을 밝혀내었다. 해당 「미끄러짐 저항」은 용질 원자 농도, 용질/용매 원자 크기에 기인하는 부정합, 용질 원자의 확산 계수에 영향을 받아, 해당 조건하에서는 Nb는 그 효과가 큰 것을 발견한 것이다. 또한, 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 강화 효과는 종래의 내화강의 Mo 첨가에 의한 강화 효과의 5배 내지 8배 정도이며, 보다 소량의 합금 첨가에 의하여 동등한 고온 강도를 확보하는 것이 가능한 것도 밝혀내었다.

이상, 본 발명에 의하여, C, Nb, B, Ti, Al, Si의 성분 밸런스를 조정함으로써, 목적으로 하는 실온에 있어서의 항복 강도, 고온 강도, 고인성, 양호한 표면 성상을 달성할 수 있다.

이러한 지견하에, 본 발명에 의하면, 질량%로, C: 0.005% 이상 0.04% 미만, Mn: 0.8% 내지 1.7%, Si: 0.05% 이상 0.4% 미만, Nb: 0.02% 내지 1%, Ti: 0.005% 내지 0.02%, N: 0.005% 이하, B: 0.0003 내지 0.003%, Al: 0.005% 내지 0.03%를 함유하고, 또한 질량%로, Ti/N가 2 내지 8의 범위 내이며, C-Nb/7.74가 0.02 이하이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 600℃에서의 0.2% 내력과 실온에서의 항복 강도의 비가 0.50 이상인 내화용 고강도 압연 강재가 제공된다.

또한, 실온에서의 항복 강도가 불명료한 경우에는 0.2% 내력을 적용하지만, 0.2% 내력의 산출에 있어서는 JIS Z 2241의 오프셋법을 이용한다.

이 내화용 고강도 압연 강재는 또한 질량%로, Cr: 0.4% 이하, Cu: 1% 이하, Ni: 1.0% 이하의 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하여도 좋다.

또한, 본 발명에 의하면, 질량%로, C: 0.005% 이상 0.04% 미만, Mn: 0.8% 내지 1.7%, Si: 0.05% 이상 0.4% 미만, Nb: 0.02% 내지 1%, Ti: 0.005% 내지 0.02%, N: 0.005% 이하, B: 0.0003% 내지 0.003%, Al: 0.005% 내지 0.03%를 함유하고, 또한 질량%로 Ti/N가 2 내지 8의 범위 내이며, C-Nb/7.74가 0.02 이하이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 1250℃ 내지 1350℃의 온도역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 30% 이상이 되는 압연을 실시하는, 600℃에서의 0.2% 내력과 실온에서의 항복 강도의 비가 0.50 이상인 내화용 고강도 압연 강재의 제조 방법이 제공된다.

또한, 본 발명에 의하면, 질량%로, C: 0.005% 이상 0.04% 미만, Mn: 0.8% 내지 1.7%, Si: 0.05% 이상 0.4% 미만, Nb: 0.02% 내지 1%, Ti: 0.005% 내지 0.02%, N: 0.005% 이하, B: 0.0003% 내지 0.003%, Al: 0.005% 내지 0.03%를 함유하고, 또한 질량%로, Ti/N가 2 내지 8의 범위 내이며, C-Nb/7.74가 0.02 이하이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 1250℃ 내지 1350℃의 온도역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 상기 압연 종료 후 800℃ 내지 500℃의 온도 범위에 있어서 0.1℃/초 내지 10℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 600℃에서의 0.2% 내력과 실온에서의 항복 강도의 비가 0.50 이상인 내화용 고강도 압연 강재의 제조 방법이 제공된다.

또한, 이들 제조 방법에 있어서 실온에서의 항복 강도가 불명료한 경우에는 0.2% 내력을 적용한다.

이들 제조 방법에 있어서, 상기 주편은 질량%로, Cr: 0.4% 이하, Cu: 1% 이하, Ni: 1.0% 이하의 어느 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하여도 좋다.

본 발명에 의하면, 고강도, 고인성을 가지고, 고용 Nb의 드래그 효과를 최대한으로 발휘시킴으로써, 내화강에 일반적으로 첨가되는 Mo를 일절 첨가하지 않고 Nb의 고용만으로 600℃에서도 실온의 1/2 이상의 내력을 갖는 내화 성능이 우수한 강재를 제공할 수 있다.

도 1은 Nb와 C의 관계에 있어서, 적정 범위를 나타내는 도면이다.

도 2는 Ti와 N의 관계에 있어서, 적정 범위를 나타내는 도면이다.

도 3은 Nb의 드래그 효과를 설명하기 위한 도면이고, 도 3a는 Nb와 B를 첨가하였을 경우의 도면이며, 도 3b는 Nb만을 단독으로 첨가하였을 경우의 도면이다.

도 4는 본 발명의 방법을 실시하는 장치 배치 예의 일례를 나타내는 개략도이다.

도 5는 H형강의 단면 형상 및 기계 시험편의 채취 위치를 나타내는 도면이다.

이하에, 본 발명의 내화강에 있어서의 성분 범위와 성분 범위의 제어 조건에 대하여 설명한다. 또한, 각 성분 범위는 질량%로 나타낸다.

C는 담금질성을 높이고, 구조용 강재로서 필요한 강도를 얻기 위하여, 0.005% 이상이 필요하다. 바람직하기로는, C 함유량은 0.01% 이상이다.

그러나, 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 강화 효과를 얻으려면 0.04% 미만일 필요가 있다. 0.04% 이상이면, 대량의 Nb가 NbC로서 석출되어 고용 강화에 기여하는 고용 Nb의 양이 감소할 가능성이 높기 때문이다. 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 강화 효과를 얻으려면 0.02% 이하인 것이 좋다.

또한, 후술하는 바와 같이, C-Nb/7.74가 0.02% 이하의 범위이면, 고용 Nb의 양이 확보된다. 또한, C 함유량을 저감함으로써, 후에 첨가하는 B에 의하여, Fe₂₃(CB)₆의 석출을 방지하는 효과도 갖는다.

Mn는 담금질성을 상승시키고, 모재의 강도, 인성을 확보하려면 0.8% 이상의 첨가가 필요하지만, Mn는 연속 주조에 있어서 강편을 제조할 때, 중심 편석을 일으키는 원소이며, 1.7%를 초과하여 첨가하면, 편석부에 있어서 담금질성이 과도하게 상승하여 인성이 악화된다. 이상을 감안하여 함유량의 범위를 0.8% 이상 1.7% 이하로 하였다.

Si는 0.4% 이상이 되면 주편의 재가열중에 저융점의 Fe₂SiO₄ 화합물을 생성하고, 스케일 박리성을 악화시켜 표면 결함을 일으키지만, 모재의 강도를 확보하고, 후술과 같이 Al의 첨가량을 제한한 경우에 있어서의 용강의 예비 탈산을 위하여는 0.05% 이상의 첨가가 필요하다. 후술하는 Ti/N이 2 내지 8의 범위인 경우, 모재의 강도를 확보하면서, 스케일 결함의 발생을 억제하려면, Si의 함유량을 0.4% 미만으로 하면 좋기 때문에, Si함유량을 0.05% 이상 0.4% 미만으로 하였다. 스케일결함 방지에 의하여 표면 성상을 더욱 개선시키려면 Si 함유량은 0.2% 이하로 하는 것이 좋다.

Nb는 본 발명에 있어서 중요한 원소이며, 고용 Nb와 B와의 공존에 의하여 현저하게 담금질성을 상승시킴으로써, 실온에 있어서의 항복 강도를 높이고, 또한 드래그 효과에 의하여 고온 강도를 증가시킬 목적으로 0.02% 이상을 첨가한다. 그러나, 1%를 넘으면 Nb 첨가의 효과가 포화하기 때문에 상한을 1%로 하였다. 본 발명에서는 내화강으로서 필요한 고용 Nb의 효과를 최대한으로 끌어낼 수 있으므로, 일반적으로는 0.1% 이하, 다른 성분의 밸런스가 양호한 경우는 0.05% 이하의 Nb 첨가량으로 충분한 효과를 얻을 수 있다. Nb의 드래그 효과에 의하여 충분한 내화성을 확보하려면, 단지 Nb의 첨가량을 규정하는 것뿐만 아니라, 고용 Nb로서의 양을 충분히 얻기 위하여, 이하의 조건이 필요하다.

Nb가 고용되어 있는 경우에는 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 「미끄러짐 저항」이 향상되어 강화에 기여한다. 그러나, Nb는 강한 탄화물 형성 원소이기 때문에 C가 존재하면 NbC를 형성하여 고용 Nb가 줄어들게 되고, 드래그 효과에 의한 강화 메커니즘이 약해져 버린다.

본 발명에서는 강화에 충분한 고용 Nb를 얻기 위하여는 C 첨가량에 대한 Nb의 첨가량의 관계로서 C-Nb/7.74를 0.02 질량% 이하로 하여야 하는 것을 밝혀내었다. 이 때, C-Nb/7.74가 0.02% 이하의 범위에 있어서는 Nb와 C가 분해되어, 필요한 Nb 고용량을 확보할 수 있고, 내화성에 필요한 고용 강화에 충분히 기여한다.

이상을 정리하면, Nb와 C의 첨가량 및 첨가 밸런스의 적정 범위는 도 1에 나타내는 바와 같이 된다. 즉, C 첨가량은 강도 확보를 위하여 0.005% 이상 (b), 그리고, 인성 확보를 위해 0.04% 미만일 필요가 있고 (c), 고온 강도 확보를 위하여는 Nb의 첨가량은 0.02% 이상이며 (a), 그리고 C 첨가량에 대한 Nb의 첨가량은 Nb가 (C-0.02)×7.74 이상이 되는 제약 (d)이 필요하다.

N는 NbN, BN의 질화물을 생성하고, Nb, B의 담금질성을 줄이며, 또한 베이 나이트상의 라스 경계에 고탄소 섬 모양 마르텐사이트를 형성하여 인성을 열화시키기 때문에 N 함유량을 0.005% 이하로 제한하였다. 또한, 불가피한 불순물 내에 20ppm 내지 30ppm 정도의 N가 포함되고 있는 것이 일반적이기 때문에 0.003% 이하로 억제하는 것이 좋다.

Al은 용강을 탈산하고, 실온 및 고온의 강도를 충분히 얻기 위하여 첨가하는 것으로, 0.005% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 특히 형강이나 후강판의 경우, 0.03%를 초과하여 첨가하였을 경우는 섬 모양 마르텐사이트를 형성하고 인성을 악화시키고, 또한 용접부의 고온 강도에도 악영향을 주기 때문에, 0.03% 이하로 할 필요가 있다. 후강재로서의 새로운 모재 인성이나 용접부의 재열취화(再熱脆化) 특성이 요구되는 경우는 0.015% 이하에 제한하면 되고, 또한 0.01% 미만으로 제한하면 Al 첨가량의 관점에서는 최대한의 효과를 얻을 수 있다.

Ti를 첨가하는 효과는 크게 두 가지가 있다.

첫째, TiN의 석출에 의한 γ 세립화를 위하여, 그리고 고용 N의 저감에 의하여 BN, NbN의 석출을 억제하여 고용 B량을 증가시켜, B의 담금질성 상승 효과를 높이기 위하여 첨가하는 것이다. 이것에 의하여 실온에 있어서의 항복 강도·고온 강도를 상승시킨다. 첨가량이 0.005% 미만에서는 TiN의 석출량이 부족하여, 이러한 효과를 발휘하지 않기 때문에, Ti량의 하한값을 0.005%로 하였다. 0.02%를 초과하는 과잉 Ti는 조대한 Ti(CN)를 석출하고, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 열화 시키기 때문에 0.02% 이하로 한정하였다.

둘째, Nb의 드래그 효과를 약화시키는 고용 N량을 저감하는 것이다.

예의 연구한 결과, 질량%로 Ti/N가 2 내지 8의 범위가 적절하다는 것을 밝혀내었다. Ti/N가 2 미만에서는 고용 N를 TiN로서 고정시키는 데 불충분하고, Ti/N가 8을 넘으면 과잉 Ti가 조대 Ti(CN)를 형성하여 인성을 열화시키기 때문이다. 이 Ti/N의 한정에 의하여 후강재로서의 인성을 충분히 확보하면서, B에 의한 담금질성을 최대한으로 활용하여 내화강으로서의 고온 강도를 얻을 수 있고, Ti/N를 2.5 이상 6 이하로 하면 한층 더 바람직한 특성을 얻을 수 있다.

이상을 정리하면, Ti, Nb의 적정 첨가량의 범위는 도 2에 나타내는 바와 같다. 즉, Ti첨가량은 TiN의 석출량을 확보하기 위하여 0.005% 이상 (a), 그리고, 조대한 Ti(CN)의 석출 억제를 위하여 0.02% 이하일 필요가 있고 (b), N 함유량은 0.005 이하일 필요가 있으며 (c), 그리고 Ti/N가 2 이상 (e), 8 이하 (d)인 것이 필요하다.

B를 첨가하는 목적은 두 가지가 있다.

제1 목적은 Nb와의 복합 첨가에 의하여 담금질성을 더욱 상승시켜 강도 상승에 기여하는 것이다. 예의 연구한 결과, 0.0003% 미만에서는 그 효과는 충분하지 않고, 또 0.003%를 넘으면 철붕소 화합물을 생성하여 담금질성을 저감시킨다.

제2 목적은 Nb의 드래그 효과를 최대한으로 끌어내는 것이다. 도 3b에 나타내는 바와 같이, 강에 함유되는 Nb의 일부는 페라이트 중에서의 고용 상태를 유지하지 못하고, 결정립계(8)에 편석하여 드래그 효과를 발휘할 수 없는 경우가 발생한다. 그러나, 도 3a에 나타내는 바와 같이, B를 첨가하면, B가 Nb 대신에 우선적으로 결정립계(8)에 편석하여 Nb의 편석을 억제하고, Nb가 페라이트 중에서 고용 상태를 유지하는 것을 돕기 때문이다. 이 목적으로도 B 함유량을 0.0003% 내지 0.003%로 하여야 한다.

제1 및 제2 목적을 최대한으로 양립시키는 의미에서는 0.001% 내지 0.O02%의 B 첨가가 바람직하다.

Cr는 담금질성의 향상에 의하여 모재의 강화에 유효하다. 그러나, 0.4%를 초과하는 과잉의 첨가는 인성 및 경화성의 관점에서 유해하기 때문에, 상한을 0.4%로 하였다.

Cu는 담금질성의 향상에 의하여, 모재의 강화에 유효하다. 그러나 1%를 초과하는 과잉 첨가는 인성 및 경화성의 관점에서 유해하기 때문에, 상한을 1%로 하였다.

Ni는 담금질성의 향상에 의하여, 모재의 강화에 유효하다. 그러나, 경제성의 관점에서 상한을 1.0%로 하였다.

불가피한 불순물로서 함유하는 P, S는 그 양에 대하여 특별히 한정하지 않지만, 응고 편석에 의한 용접 균열 및 인성의 저하를 일으키므로, 극도로 저감하여야한다. P량은 바람직하게는 0.03% 이하, S량은 바람직하게는 0.02% 이하이다.

상기 조성을 가지고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 표면 온도가 1250℃ 내지 1350℃인 온도역으로 가열한 후에 압연을 개시한다. 주편의 표면 온도가 1250℃ 내지 1350℃로 되는 온도역으로 재가열하는 이유는 단시간에 Nb를 용체화시켜 모재 강화에 필요한 고용 Nb를 얻으려면 1250℃ 이상의 가열이 좋고, 또한, 열가공에 의한 형강의 제조에는 소성 변형을 용이하게 하기 위하여 1250℃ 이상의 가열이 필요하기 때문이다. 또한, 가열로의 성능, 경제성을 고려하여 가열 온도 상한을 1350℃로 하였다.

이렇게 하여 표면 온도를 1250℃ 내지 1350℃의 온도역으로 가열한 주편을 열간 압연한다. 그 열간 압연에 있어서 10OO℃ 이하에서의 누적 압하율이 30% 이상이 되는 압연을 실시함으로써, 가공 재결정에 기초하여 γ립이 세립화하고, 이것에 의하여 강의 고인성화, 고강도화를 도모할 수 있다.

이 열간 압연의 종료 후, 800℃ 내지 500℃의 온도 범위에 있어서 0.1℃/초 내지 10℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 냉각의 온도 범위를 800℃ 내지 500℃로 하는 이유는 고용 Nb를 확보하기 위한 것이다. 또한, 냉각 속도를 0.1℃/초 내지 10℃/초로 하는 이유는 평균 냉각 속도가 0.1℃/초 미만에서는 담금질성이 부족하고, 평균 냉각 속도가 10℃/초를 넘으면, 마르텐사이트를 생성하여 모재 인성을 현저하게 저하시켜 버리기 때문이다.

본 발명의 강 성분의 특징은 평균 냉각 속도가 0.1℃/초인 경우에도 충분한 담금질성을 확보할 수 있는 점에 있고, 두꺼운 강재, 예를 들면 플랜지 두께가 125mm 상당의 극도로 두꺼운 H형강에도 적용이 가능하다. 또한, 본 발명에 있어서는 B, Nb의 첨가에 의하여, 연속 냉각 과정에 있어서 변태 개시가 늦추어져, 상기 냉각 속도로 함으로써 변태되지 않은 γ가 과냉각인 채 비교적 저온까지 유지되고, Nb의 확산 속도가 저하함으로써 NbC를 석출할 수 없어 Nb는 과포화로 고용하게 된다.

본 발명의 내화용 고강도 압연 강재는 건조물의 구조 부재 등에 매우 적합하게 이용되는데, 구체적으로는, H형강, I형강, 산형강, 홈형강, 부등변 부등 두께 산형강 등의 형강이나, 예를 들면 판 두께 7mm 이상의 후강판으로서 구현화된다.

그리고, 예를 들면 상기 조건으로, 본 발명의 내화용 고강도 압연의 일례로서 H형강을 제조하였을 경우, H형강에 있어서 기계 시험 특성을 가장 보증하기 어려운 플랜지 판 두께 1/2부, 폭 1/2부에 있어서도 충분한 강도, 인성을 갖는다.

또한, 고용 Nb의 드래그 효과에 기초한 강화 효과에 의하여, 우수한 내화 성 능 및 인성을 갖는 고강도 내화 압연 H형강을 얻을 수 있다. 또한, 이 H형강은 고온 특성이 우수하므로, 건축용 내화재에 사용하는 경우, 피복 두께가 종래의 50% 이하로 충분한 내화 목적을 달성할 수 있다.

<실시예>

이하에 실시예에 의하여 본 발명의 효과에 대하여 더 설명한다.

표 1에 나타내는 각 강종의 주편을 가열하고 압연을 실시하였다. 구체적으로는, 테스트 강을 전로 용제하고, 합금 성분을 첨가한 후, Ti, B를 첨가하고, 연속 주조에 의하여 240mm 내지 300mm 후주편으로 주조하였다. 주편을 가열한 후 열간 압연에 의하여, H형강(웹 높이 414mm × 플랜지 폭 405mm × 웹 두께 18 mm × 플랜지 두께 28mm)으로 하였다.

압연에 있어서는 도 4에 나타내는 유니버설 압연 장치 열에 있어서, 가열로(1)로부터 나온 피압연재(주편)(5)를 조압연기(2), 중간 압연기(3), 마무리 압연기(4)의 순서로 통과하게 하였다.

압연기에 있어서는, 도 5에 나타내는 바와 같이, 웹(6)과 한 쌍의 플랜지(7)로 이루어지는 H형의 단면 형상을 갖는 H형강으로 압연하였다.

또한, 압연 패스간에서의 수냉에 있어서는 중간 압연기(3)의 전후에 수냉 장치를 설치하고 플랜지 외측면의 스프레이 냉각과 리버스 압연의 반복에 의하여 실시하고, 압연 후의 가속 냉각은 마무리 압연기(4)로 압연 종료 후에 그 후면에 설치한 냉각 장치로 플랜지 외측면을 스프레이 냉각하였다.

각 강재(H형강)에 있어서, 플랜지(7)의 판 두께 t₂의 중심부(½t₂)이고 플랜지 폭 전장 B의 반(½B)이 되는 위치에서 각각 시험편을 채취하고, 기계적 특성을 조사하였다.

H형강의 기계 시험 특성을 평가하는데 있어서, 이 부분이 최적이라고 판단한 것은 플랜지 1/2 B부는 H형강의 기계적 특성이 가장 저하되는 것이 이유이다.

각 강재(H형강)의 기계 시험 특성으로서 실온(21℃)에서의 항복 강도(항복점 응력 YP (MPa), 불명료한 경우에는 0.2% 내력을 적용)와 인장 강도(TS (MPa)), 600℃에서의 0.2% 내력(6OOYS (MPa)), 600℃에서의 내력(600YS)과 실온(21℃)에서의 항복 강도(항복점 응력 YP)와의 비(600YS/YP 비 (%)), 충격값(vE0℃ (J)), 항복비(YR)를 각각 나타낸다.

각 기계 시험 특성의 합격 기준으로서 실온(21℃)에서의 인장 강도(TS)가 400MPa 이상, 항복 강도(YP)가 235MPa 이상의 고강도이고, 또한, 600℃에서의 0.2%내력(600YS)이 실온(21℃)에서의 항복 강도(항복점 응력 YP)의 50% 이상, 0℃에 있어서의 샤피 충격 흡수 에너지값(vE0)이 47J 이상을 요구하였다. 이 합격 기준이면, 내화성용 강재로서 적당하다고 판단할 수 있기 때문이다.

표 1에는 실시예에 사용한 각 강종의 화학 성분값과 H형강의 기계적 특성을 나타낸다.

본 발명의 범위 내에 있는 No. 1 내지 No. 14의 각 H형강은 모두 상기 합격 기준을 만족시켰다. 본 발명 범위 내의 각 H형강은 압연 형강의 기계 시험 특성을 가장 보증하기 어려운 플랜지 판 두께 ½t₂, 폭 ½B부에 있어서도 충분한 강도, 인성을 갖고, 내화성 및 인성이 우수한 것이었다.

비교예 No. 17에 대하여서는 기계 시험 특성은 만족하였지만, 가열중에 생성된 1차 스케일이 최종 제품에까지 밀착 잔류하여 스케일 결함이 되어, 건축용 강재로서의 사용에 적합하지 않은 수준이었다.

다음으로, 표 2에 기재된 실시예에 대하여 설명한다.

표 1의 No.1과 No.13의 강에 대하여 가열 온도, 1000℃ 이하 누적 압하율을 변경하여 H형강(웹 높이 414mm × 플랜지 폭 405mm, 웹 두께 18mm × 플랜지 두께 28mm)으로 하고, 기계 시험 특성을 조사하였다. 표 2의 No. 1과 No. 13은 본 발명의 제조예이며, 본 발명의 특성 기준을 만족한다.

표 2의 No.30, NO.31, No.32 및 No.33에 나타내는 바와 같이, 가열 온도가 1250℃ 미만인 경우 및 1000℃ 이하의 누적 압하율이 30% 미만인 경우에 대하여, 본 발명의 특성 기준을 만족하지 못하였다.

표 1의 No.9와 No.14의 강에 대하여, 가열 온도를 1300℃로 하고, 압연 후, 800 내지 500℃의 온도 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 변경하여 H형강(웹 높이 414mm × 플랜지 폭 405mm × 웹 두께 18mm × 플랜지 두께 28mm 및 웹 높이 608mm × 플랜지 폭 477mm× 웹 두께 90mm × 플랜지 두께 125mm)으로 하고, 기계 시험 특성을 조사하였다.

표 2의 No.9, No.14, No.34 및 No.35는 본 발명의 제조예이며, 본 발명의 특성 기준을 만족한다.

표 2의 No.36, No.37, No.38 및 No.39에 나타내는 바와 같이, 평균 냉각 속도가 0.05℃/초 내지 15.00℃/초와 같이 0.1℃/초 내지 10℃/초의 범위 외인 경우, 본 발명의 특성 기준을 만족하지 못하였다.

또한, 실시예에서는 전형적인 압연 H형강에 대하여 검증하였지만, 본 발명이 대상으로 하는 압연 강재는 상기 실시예의 H형강에 한정하지 않고, I형강, 산형강, 홈형관, 부등변 부등두께 산형강 등의 각종 형강, 후판 등과 같은 강재에도 적용할 수 있고, 또한 판 두께가 비교적 두꺼운 경우에도 제조가 가능하다.

본 발명에 의하면, 내화성 및 인성을 갖는 형강 등이 압연으로 제조 가능하게 되어, 본 발명의 내화 강재를 건조물의 구조 부재 등에 이용함으로써, 시공 비용, 공사 기간의 단축에 의한 대폭적인 비용 절감이 실현되어, 대형 건조물의 신뢰성 향상, 안전성의 확보, 경제성 등의 향상이 달성된다.

Claims

질량%로,

C: 0.005% 이상 0.04% 미만,

Mn: 0.8% 내지 1.7%,

Si: 0.05% 이상 0.4% 미만,

Nb: 0.02% 내지 1%,

Ti: 0.005% 내지 0.02%,

N: 0.005% 이하,

B: 0.0003% 내지 0.003%,

Al: 0.005% 내지 0.03%

를 함유하고, 또한 질량%로, Ti/N가 2 내지 8의 범위 내이며, C-Nb/7.74가 0.02% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 600℃에 있어서의 0.2% 내력의 실온에 있어서의 항복 강도(항복점이 불명료한 경우에는 0.2% 내력)에 대한 비가 0.50 이상인 것을 특징으로 하는 내화용 고강도 압연 강재.
제1항에 있어서,

질량%로,

Cr: 0.4% 이하(0%는 제외),

Cu: 1% 이하(0%는 제외),

Ni: 0.7% 이하(0%는 제외)

중 어느 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 내화용 고강도 압연 강재.
질량%로,

C: 0.005% 이상 0.04% 미만,

Mn: 0.8% 내지 1.7%,

Si: 0.05% 이상 0.4% 미만,

Nb: 0.02% 내지 1%,

Ti: 0.0O5% 내지 0.02%,

N: 0.005% 이하,

B: 0.0OO3% 내지 0.003%,

Al: 0.005% 내지 0.03%

를 함유하고, 또한 질량%로, Ti/N가 2 내지 8의 범위 내이며, C-Nb/7.74가 0.02% 이하며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을, 1250℃ 내지 1350℃의 온도역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 30% 이상이 되는 압연을 실시하는, 600℃에 있어서의 0.2% 내력과 실온에 있어서의 항복 강도(항복점이 불명료한 경우에는 0.2% 내력)의 비가 0.50 이상인 것을 특징으로 하는 내화용 고강도 압연 강재의 제조 방법.
제3항에 있어서,

상기 주편은 질량%로,

Cr: 0.4% 이하(0%는 제외),

Cu: 1% 이하(0%는 제외),

Ni: 0.7% 이하(0%는 제외)

중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 내화용 고강도 압연 강재의 제조 방법.
질량%로,

C: 0.005% 이상 0.04% 미만,

Mn: 0.8% 내지 1.7%,

Si: 0.05% 이상 0.4% 미만,

Nb: 0.02% 내지 1%,

Ti: 0.005% 내지 0.02%,

N: 0.005% 이하,

B: 0.0003% 내지 0.003%,

Al: 0.005% 내지 0.03%

를 함유하고, 또한 질량%로, Ti/N가 2 내지 8의 범위 내이며, C-Nb/7.74 가 0.02% 이하며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을, 1250℃ 내지 1350℃의 온도역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 상기 압연 종료 후 800℃ 내지 500℃의 온도범위에 있어서 0.1℃/초 내지 10℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는, 600℃에 있어서의 0.2% 내력과 실온에 있어서의 항복 강도(항복점이 불명료한 경우는 0.2% 내력)의 비가 0.50 이상인 것을 특징으로 하는 내화용 고강도 압연 강재의 제조 방법.
제5항에 있어서,

상기 주편은 질량%로,

Cr: 0.4% 이하(0%는 제외),

Cu: 1% 이하(0%는 제외),

Ni: 0.7% 이하(0%는 제외)

중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 내화용 고강도 압연 강재의 제조 방법.