KR101125366B1

KR101125366B1 - 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101125366B1
Application number: KR1020107010058A
Authority: KR
Inventors: 마사아끼 미조구찌; 야스시 하세가와; 요시유끼 와따나베
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2008-10-27
Filing date: 2009-10-15
Publication date: 2012-03-27
Also published as: CN101855379B; JP4547041B2; KR20100070366A; KR20110127289A; TW201030157A; WO2010050394A1; CA2714894A1; CA2714894C; US20110002808A1; BRPI0911160A2; CN101855379A; TWI346707B; BRPI0911160B1; JPWO2010050394A1

Abstract

본 발명은 대입열 용접을 실시하고, 화재에 노출된 경우에, 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것으로, C : 0.012 내지 0.050％, Mn : 0.80 내지 2.00％, Cr : 0.80 내지 1.90％, Nb : 0.01 내지 0.05％ 미만을 함유하고, Cu : 0.10％ 이하로 제한하고, 적량의 Si, N, Ti, Al을 함유하고, Mo, B, P, S, O의 함유량을 제한하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C, Mn, Cr, Nb, Cu의 함유량이 ?1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu ≥ ?80을 만족시키고, 광학 현미경 관찰에 의한 강재 조직이, 면적분율로 80％ 이상이 페라이트상이고, 상기 강재 조직의 잔량부가 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직으로 이루어진다.

Description

용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법 {FIRE-RESISTANT STEEL EXCELLENT IN LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND REHEAT EMBRITTLEMENT RESISTANCE OF WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND PROCESS FOR PRODUCTION OF THE SAME}

본 발명은 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

건축물 등의 강구조물에는, 화재에 노출되었을 때, 붕괴를 방지하고, 거주하는 인원의 탈출을 가능하게 하기 위해, 일정시간 필요로 하는 강도를 발휘하는 것이 요구된다. 그러나, 일반적으로, 강재는 고온에 노출되면 강도가 저하된다. 그로 인해, 종래에는, 그 대책으로서, 화재 시의 강재의 온도 상승을 억제할 목적으로, 강재를 내화 피복으로 덮는 방법이 사용되어 왔다.

한편, 최근에는, 환경 문제나 미관 등의 문제로부터, 내화 피복을 사용하지 않고 강구조물을 구성하는 기술이 제안되어 있다. 화재의 규모나 환경 온도 등은 다양하게 상정되므로, 강재를 내화 피복으로 덮지 않는 경우에는, 구조물의 강도를 지지하는 강재에는 고온에서의 강도를 가능한 한 높이는 것이 요구된다. 고온에서도 강도가 저하되기 어려운 특성을, 「내화 성능」이라고 한다.

이와 같은 내화 성능을 구비하는 강재에 대해서는, 종래에는 Mo를 적극적으로 이용하고 있었다. Mo는 석출 강화에 의해 고온 강도를 상승시키는 유용한 원소이다. 그러나, 최근, Mo의 가격이 앙등하였으므로, 반드시 Mo 첨가에 의지하지 않는 합금 설계에 기초하는 기술이 제안되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 내지 4 참조).

또한, 강구조물이 화재에 노출되었을 때, 용접 조인트의 용접 열영향부(Heat Affected Zone : 이하, HAZ라고 칭하는 경우가 있음)가 변형에 추종할 수 없어 파단되는 예가 있다. HAZ가 고온에 노출되었을 때의 변형능이 작은 것(이하, HAZ의 재열 취화라고 칭하는 경우가 있음)은, 특히 Mo나 B를 첨가한 강에서는 현저해진다. 그로 인해, Nb의 고용 강화에 의해 고온 강도를 높이고, Mo, B의 첨가를 억제한 강이 제안되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 5 참조).

일본 특허 출원 공개 제2002-115022호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-211278호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-224415호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-88547호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-121081호 공보

최근, 건축물은 대규모화되고, 고층화되고 있다. 특히, 용접 구조물이 대형화되면, 강재의 대형화나 용접의 고효율화를 위해, 용접의 입열이 높아진다. 대입열 용접에서는 용접 시의 HAZ의 온도 상승이 현저해져, 냉각 속도가 저하된다.

그로 인해, 구오스테나이트(이하, 구γ라고 칭하는 경우가 있음)의 입경의 조대화나, HAZ의 구γ 입계로의 탄화물 등의 석출이 촉진된다. 그 결과, HAZ의 재열 취화나 인성의 저하가 현저해진다.

또한, 강재의 고온 강도를 높이기 위해서는, 열간 압연 후에 가속 냉각을 행하여, 베이나이트의 생성을 억제시키는 것이 바람직하다. 한편, 가속 냉각을 행하면, 냉각 시의 온도 제어나 냉각의 불균일성에 기인하여, 강재가 변형되는 경우가 있다. 따라서, 강재의 제조 방법으로서는, 열간 압연 후, 가속 냉각을 행하지 않고, 방냉하는 방법이 바람직하다.

그러나, 열간 압연 후, 방냉한 경우에는, 베이나이트 조직이 얻어지기 어려워, 고온 강도를 얻는 데 불리해진다. 또한, 가속 냉각을 행하지 않고 고온 강도를 확보하기 위해, 합금 원소의 첨가량을 증가하면, 입계 석출 등에 의해 HAZ부의 재열 취화가 현재화된다고 하는 문제가 있었다.

본 발명은 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 대입열의 용접이 실시된 경우라도, HAZ의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법의 제공을 과제로 하는 것이다.

본 발명자들은 대입열 HAZ의 재열 취화를 방지하고, HAZ의 저온 인성을 확보하기 위한 화학 성분과 제조 조건에 대해, 실험과 해석을 통해 상세하게 검토를 거듭하였다. 그 결과, HAZ의 내재열 취화성과 저온 인성의 양쪽을 확보하기 위해서는, C, Mn, Cr, Nb, Cu의 함유량을 제어하는 것이 극히 중요한 것을 알 수 있었다.

그와 같은 지식에 기초하는 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량％로,

C : 0.012％ 이상, 0.050％ 이하,

Si : 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,

Mn : 0.80％ 이상, 2.00％ 이하,

Cr : 0.80％ 이상, 1.90％ 이하,

Nb : 0.01％ 이상, 0.05％ 미만,

N : 0.001％ 이상, 0.006％ 이하,

Ti : 0.010％ 이상, 0.030％ 이하,

Al : 0.005％ 이상, 0.10％ 이하를 함유하고, 또한 Cu, Mo, B, P, S, O의 각각의 함유량을,

Cu : 0.10％ 이하,

Mo : 0.01％ 미만,

B : 0.0003％ 미만,

P : 0.02％ 미만,

S : 0.01％ 미만,

O : 0.01％ 미만으로 제한하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C, Mn, Cr, Nb, Cu의 함유량[질량％]이,

－1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu ≥ －80을 만족시키고, 광학 현미경 관찰에 의한 강재 조직이, 면적분율로 80％ 이상이 페라이트상이고, 상기 강재 조직의 잔량부가 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재.

(2) 질량％로,

V : 0.40％ 이하,

Ni : 1.00％ 이하의 한쪽 또는 양쪽을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재.

(3) 질량％로,

Zr : 0.010％ 이하,

Mg : 0.005％ 이하,

Ca : 0.005％ 이하,

Y : 0.050％ 이하,

La : 0.050％ 이하,

Ce : 0.050％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강 성분을 갖는 강편을, 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열한 후, 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비를 50％ 이상으로 하여 열간 가공 또는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 방냉하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.

(5) 상기 (4)에 기재된 제조 방법을 적용한 후, 당해 강재를 400℃ 이상 650℃ 미만의 온도 범위에서, 5분 이상 360분 이내의 템퍼링 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 화재에 노출된 경우라도, 600℃의 온도에 있어서 높은 항복 강도를 갖고, 용접 열영향부에 있어서의 재열 취화가 억제되어, 모재 및 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 내화 강재가 얻어진다. 또한, 생산성이 높은 열간 압연 그대로의 제조 방법에 의해, 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재를 제조하는 것이 가능해진다.

따라서, 본 발명의 내화 강재를 사용한 건축물의 안전성 확보로의 기여가 매우 크고, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

도 1은 HAZ의 내재열 취화성에 미치는 C, Mn, Cr, Nb, Cu의 영향을 나타내는 도면이다.

본 발명의 특징의 하나로서, Cr을 적극적으로 사용하는 것을 들 수 있다. Cr을 첨가해도, 실온 하의 항복 강도나 인장 강도 및 고온 강도에는 거의 기여하지 않는다. 그러나, Cr의 첨가에 의해, HAZ의 재열 취화가 현저하게 개선된다.

이는, Cr이 수㎚ 내지 수십㎚의 클러스터 정도의 탄화물을 형성하는 것이 원인이라고 생각된다. 미세한 Cr의 탄화물의 형성에 의해, 입계를 취화시키는 조대한 탄화물의 형성이나, 입계로의 C의 편석이 억제된다.

또한, 고온 강도를 확보하기 위해서는, 강재의 조직 중에 전위(轉位)를 도입할 필요가 있다. 전위의 도입에는 마르텐사이트, 베이나이트 등의 경질상의 생성이 유효해, 켄칭성 향상 원소로서 C, Mn, Nb를 일정량 첨가할 필요가 있다.

한편, 대입열 용접 시에 충분한 저온 인성을 얻기 위해서는, C량을, 범용 강재와 비교하여 낮은 수준인 0.05％ 이하로 제한하는 것이 필요하다. 또한, C량을 0.05％ 이하로 제한함으로써, 모재의 저온 인성도 확보할 수 있다. 또한, 탄화물의 형성에 기여하는 C, Nb는 내재열 취화성을 저하시킨다. 또한, Cu는 켄칭성을 향상시키지만, HAZ의 재열 취화가 현저해진다.

다음에, 입계에 질화물을 생성하여, 현저하게 내재열 취화성을 저하시키는 B는 함유량을 0.0003％ 미만으로 제한하고, 무첨가가 바람직하다. Mo에 대해서도, Mo의 탄화물이나 Laves상의 입계 석출을 억제하기 위해, 적극적으로는 첨가하지 않고, 함유량을 0.01％ 미만으로 제한한다. 한편, Ti는 재열 취화의 개선에는 유효하다. 그 이유는, Ti의 탄화물 및 질화물이 입자 내에도 석출되어, 입계에 석출되는 탄화물 및 질화물이 저감되기 때문이다.

또한, 본 발명자들은 내화 강의 각종 합금 원소가 HAZ의 재열 취화에 미치는 영향에 대해, 실험과 해석을 통해 상세하게 검토하였다. 구체적으로는, C : 0.010 내지 0.050％, Si : 0.01 내지 0.50％, Mn : 0.80 내지 2.00％, Cr : 0.80 내지 1.90％, Nb : 0.01 내지 0.05％ 미만, N : 0.001 내지 0.006％, Ti : 0.010 내지 0.030％, Al : 0.005 내지 0.10％, Cu : 0 내지 0.10％를 함유하고, 잔량부가 Fe로 이루어지는 다양한 성분 조성을 갖는 내화 강을 제조하였다. 또한, 제조 방법에는 가속 냉각을 행하지 않고, 열간 압연 후에 방냉하는 프로세스를 채용하였다.

얻어진 내화 강으로부터 시험편을 채취하여, 입열 10kJ/㎜의 용접을 상정한 열사이클을 부여하였다. 입열 10kJ/㎜의 용접을 상정한 열사이클은, 실온으로부터 1400℃까지 20℃/s로 가열하여 1400℃에서 2s 유지한 후, 냉각할 때에, 800℃로부터 500℃까지의 냉각 속도를 3℃/s로 하는 열이력이다. 그 후, 실온으로부터 600℃의 온도까지 60분간 승온하고, 600℃에서 30분 유지한 후에 600℃에서 인장 시험을 실시하여, 시험편 파단부의 드로잉값을 측정하였다. 드로잉값을 HAZ의 재열 취화의 지표로 하고, 20％ 이상을 양호로 하였다.

그 결과, 중회귀분석에 의해, HAZ의 내재열 취화성은 －1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu로 정리할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 도 1에 도시한 바와 같이, HAZ의 내재열 취화성을 확보하기 위해서는, C, Mn, Cr, Nb, Cu의 함유량이, 각 원소의 함유량(질량％)을 사용하여 나타낸 다음 식,

－1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu ≥ －80

을 만족시키는 것이 필요한 것을 알 수 있었다. 또한, Cu를 함유하지 않는 경우에는,

－1200C－20Mn＋30Cr－330Nb≥－80

을 만족시키는 것이 필요하다.

여기서, －1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu의 상한은, 높을수록 HAZ의 내재열 취화성이 향상되므로, 규정하지 않는다. 단, C, Mn, Nb, Cu의 함유량의 하한치, Cr의 함유량의 상한치로부터, ?1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu의 상한은 23.3으로 된다.

이상과 같이, 특히, C, Mn, Cr, Nb, Ti, Cu, Mo, B의 첨가량을 제어함으로써, 모재의 고온 강도를 확보하여, 대입열 용접 시의 HAZ의 내재열 취화성 및 저온 인성을 양립할 수 있다.

또한, 본 발명의 성분계에서는, 800℃ 이상의 열간 압연 또는 열간 가공을 행하고, 그 후, 방냉함으로써, 실온 인장 강도가 400㎫ 내지 610㎫인 내화 강재가 얻어진다. 특히, 600℃의 온도에 있어서의 항복 응력이, 실온 인장 강도가 400 내지 489㎫의 범위인 경우에는 157㎫ 이상, 실온 인장 강도가 490 내지 610㎫의 범위인 경우에는 217㎫ 이상으로 된다.

또한, 열간 압연 후, 실온까지 방냉하는 공정에 이어서, 400℃ 이상 650℃ 이하의 온도로 템퍼링함으로써, 고온 강도를 저하시키지 않고 실온 인장 강도만을 내리고, 모재의 저온 인성을 향상시키는 것도 가능하다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 서술한다.

우선, 본 발명을 실시하는 데 있어서 규정한 필수적인 화학 성분 범위의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 각 원소의 첨가량은 모두 질량％로 나타낸다.

[C : 0.012％ 이상, 0.050％ 이하]

C는 강재의 켄칭성 향상에 유효한 원소이고, 0.012％ 이상을 첨가한다. 또한, 켄칭성을 충분히 확보하는 관점에서, 0.015％ 이상 또는 0.020％ 이상을 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 0.050％를 초과하여 C를 첨가하면, 대입열 용접 시의 HAZ에 있어서, 많은 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직(이하, MA상이라고 칭하는 경우가 있음) 혹은 석출 탄화물이 생성되게 된다. 그 결과, HAZ의 저온 인성을 현저하게 열화시키는 경우가 있는 것 외에, 화재 시에 HAZ의 입계에 석출되는 탄화물의 양을 증대시켜, HAZ의 재열 취화를 초래하는 경우가 있다. 그로 인해, C의 첨가 범위를 0.012％ 이상, 0.050％ 이하로 규정하였다. 강도를 확보하기 위해서는, C를 0.020％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, HAZ의 저온 인성을 높이기 위해서는, C량의 상한을 0.040 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Si : 0.01 이상, 0.50％ 이하]

Si는 탈산 원소인 동시에, 켄칭성의 향상에도 기여하는 원소이고, 적어도 0.01％ 이상을 첨가한다. 한편, Si를 0.50％ 초과로 첨가한 경우, 대입열 용접 시의 HAZ의 MA상의 생성량을 증대시켜 저온 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, Si의 첨가 범위를 0.01％ 이상, 0.50％ 이하로 규정하였다. 강도를 높이기 위해서는, 0.05％ 이상의 Si를 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, HAZ의 인성을 높이기 위해서는, Si량의 상한을 0.30％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Mn : 0.80％ 이상, 2.00％ 이하]

Mn은 켄칭성 향상에 유효하고, 본 발명이 목적으로 하는 400㎫ 이상의 실온 인장 강도를 확보하기 위해서는 0.80％ 이상의 첨가를 필요로 한다. 한편, Mn은 입계에 편석하여, HAZ의 재열 취화를 조장할 우려가 있으므로, 첨가량 상한을 2.00％로 제한하였다. 강도를 높이기 위해서는, 1.00％ 이상의 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, HAZ의 내재열 취화성을 확보하기 위해서는, Mn량의 상한을 1.60％ 이하로 하는 것이 바람직하다. HAZ의 저온 인성을 높이기 위해서는, Mn량의 상한은 1.50 이하가 바람직하다.

[Cr : 0.80％ 이상, 1.90％ 이하]

Cr은 본 발명의 성분계의 소재를 사용하여 열간 압연 그대로 강재를 제조하는 경우, 실온의 항복 강도 및 인장 강도에는 거의 기여하지 않고, 또한 고온 강도의 향상에도 거의 기여하지 않는 것이 본 발명자들의 연구에 의해 명백해졌다. 한편, Cr은 미세한 Cr 탄화물을 형성함으로써, 자신은 HAZ의 재열 취화에는 기여하지 않고 탄소 원자를 소비하여, Nb 또는 V의 탄화물의 조대화에 의한 HAZ의 재열 취화를 억제하는 효과가 있는 것도 명백해졌다.

본 발명에서는, 특히, 재열 취화를 억제하기 위해, 0.80％ 이상의 Cr을 첨가한다. Cr량의 바람직한 하한은 0.90％ 이상이고, 더욱 바람직한 하한은 1.00％ 이상이다. 또한, 1.90％를 초과하여 Cr을 첨가하면 HAZ의 경화나 MA상의 증가에 의해 HAZ의 인성이 저하되므로, 상한을 1.90％로 제한한다. Cr량의 바람직한 상한은 1.80％ 이하이고, 더욱 바람직한 상한은 1.50％ 이하이다.

또한, 본 발명에서는 C, Mn, Nb, Ni 또는 Cu 등의 HAZ의 재열 취화를 조장하는 원소를 많이 첨가할수록, 이것과 대항으로서 Cr의 첨가량을 늘리는 것이 바람직하다.

[Nb : 0.01％ 이상, 0.05％ 미만]

Nb는 강재의 켄칭성을 늘리고, 전위 밀도의 향상에도 기여하는 동시에, 탄화물 또는 질화물로서 석출하고, 실온 인장 강도와 고온 강도의 향상에도 기여하므로, 0.01％ 이상의 첨가를 행한다. 그러나, 0.05％ 이상의 Nb를 첨가하면, HAZ의 인성 저하 및 입계로의 NbC 조대 석출에 의한 HAZ의 재열 취화가 현저해지므로, 그 첨가량을 0.01％ 이상, 0.05％ 미만으로 제한하였다. 실온 인장 강도를 높이기 위해서는, Nb를, 0.02％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, HAZ의 인성 및 내재열 취화성의 저하를 억제하기 위해서는, Nb량의 상한을 0.03％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

[N : 0.001％ 이상, 0.006％ 이하]

N은 각종 합금 원소와 질화물을 형성하여 고온 강도 향상에 기여하므로, 0.001％ 이상을 첨가한다. N량의 바람직한 하한은 0.002％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이상이다. 그러나, N을 다량으로 첨가하면, HAZ의 입계에 석출되는 질화물이 조대화되어 HAZ의 재열 취화가 현저해지므로, 상한을 0.006％로 제한하였다. N량의 바람직한 상한은 0.005％ 이하이다.

[Ti : 0.010％ 이상, 0.030％ 이하]

Ti는 탄화물 및 질화물로서 석출되어, 실온 인장 강도 및 고온 강도의 증가에 기여한다. 또한, Ti는 HAZ에 있어서, 입계로 한정되지 않고 입내에도 탄화물 및 질화물로서 석출되어 탄소 및 질소를 소비한다. 그 결과, Ti는 다른 합금 원소의 탄화물 혹은 질화물이 입계에서 조대 석출되는 것을 억제하여, HAZ의 재열 취화의 억제에 기여한다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, 0.010％ 이상의 Ti의 첨가가 필요하다. Ti량의 바람직한 하한은 0.015％ 이상이고, 더욱 바람직한 하한은 0.020％이다. 한편, Ti를, 0.030％를 초과하여 첨가하면 모재의 저온 인성이 현저하게 저하되므로, 상한을 0.030％로 제한하였다. Ti량의 바람직한 상한은 0.025％ 이하이다.

[Al : 0.005％ 이상, 0.10％ 이하]

Al은 강재의 탈산에 필요한 원소이다. 특히, Cr을 함유하는 강재에 있어서는, 정련 중에서의 Cr의 산화를 방지하기 위해, 주요한 탈산 원소로서 Al을 첨가한다. 이와 같은, 용강 중의 산소 농도를 제어할 수 있는 효과는 0.005％ 이상의 첨가에 의해 얻어지므로, Al의 하한치는 0.005％로 하였다. Al량의 바람직한 하한은 0.020％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이상이다. 한편, Al 함유량이 0.10％를 초과하면, 조대한 산화물 클러스터를 형성하여, 강재의 인성을 손상시키는 경우가 있으므로, 상한치를 0.10％로 규정하였다. Al량의 바람직한 상한은 0.075％ 이하이고, 더욱 바람직한 상한은 0.050％ 이하이다.

[Cu : 0.10％ 이하]

Cu는 켄칭성 향상에 의한 실온 인장 강도 및 고온 강도의 향상에 유효하지만, 본 발명에서는 HAZ의 재열 취화를 현저하게 하는 원소이다. 따라서, 공업 생산상의 사정에 의한 소량의 혼입은 어쩔 수 없지만, 적극적인 첨가는 삼가하는 것이 바람직하고, 허용 상한을 0.10％로 제한한다. Cu량은 0.05％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

[Mo : 0.01％ 미만]

Mo는 켄칭성의 향상과 석출 강화에 의해 실온 인장 강도 및 고온 강도의 향상에 기여한다. 그러나, Mo는 HAZ의 입계에 있어서 탄화물 또는 Laves상으로서 조대 석출되기 쉽고, HAZ의 재열 취화를 현저하게 하므로, 본 발명에 있어서는 Mo의 첨가는 바람직하지 않다. 따라서, 공업 생산상의 사정에 의한 소량의 혼입은 어쩔 수 없지만, 적극적인 첨가는 삼가하는 것이 바람직하고, 공업 생산상의 여유도로부터 첨가량의 상한을 0.01％ 미만으로 제한한다.

[B : 0.0003％ 미만]

B는 켄칭성의 향상과 질화물 석출에 의해 실온 인장 강도 및 고온 강도의 향상에 기여한다. 그러나, B의 질화물은 HAZ의 입계에 있어서 조대 석출되기 쉽고, HAZ의 재열 취화를 현저하게 하므로, 본 발명에 있어서 B의 첨가는 바람직하지 않다. 따라서, 공업 생산상의 사정에 의한 소량의 혼입은 어쩔 수 없지만, 적극적인 첨가는 삼가하는 것이 바람직하고, 공업 생산상의 여유도로부터 첨가량의 상한을 0.0003％ 미만으로 제한한다.

[P : 0.02％ 미만]

P는 불순물로서 모재의 저온 인성을 현저하게 저하시키고, 또한 화재 시의 HAZ의 재열 취화도 현저하게 하므로, 그 첨가량의 상한을 0.020％ 미만으로 제한한다. P량의 바람직한 상한은 0.01％ 이하이다.

[S : 0.01％ 미만]

S는 불순물로서 모재의 저온 인성을 현저하게 저하시키고, 또한 화재 시의 HAZ의 재열 취화도 현저하게 하므로, 그 첨가량의 상한을 0.01％ 미만으로 제한한다. S량의 바람직한 상한은 0.005％ 이하이다.

[O : 0.01％ 미만]

O는 불순물로서 모재의 저온 인성을 현저하게 저하시키고, 또한 화재 시의 HAZ의 재열 취화도 현저하게 하므로, 그 첨가량의 상한을 0.010％ 미만으로 제한한다. O량의 바람직한 상한은 0.005％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이하이다.

본 발명에 있어서는, 상기 필수 원소에 추가하여, 이하에 설명하는 것과 같은 원소를 선택적으로 더 첨가할 수 있다.

이하, 본 발명에 있어서의 선택 성분 원소의 첨가 범위의 한정 이유에 대해 설명한다.

[V : 0.40％ 이하]

V는 화재 시의 재열에 의해 탄화물을 형성함으로써, 고온 강도 향상에 매우 유효하므로, 0.03％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 0.40％를 초과하여 V를 첨가하면, HAZ의 입계에 석출되는 탄화물이 조대화되어, HAZ의 재열 취화를 현저하게 하므로, 그 첨가량을 0.40％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, V의 첨가량은 0.05％ 이상, 0.20％ 이하의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.

[Ni : 1.00％ 이하]

Ni는 켄칭성 향상에 의한 실온 인장 강도 및 고온 강도의 향상에 유효하지만, HAZ의 재열 취화를 현저하게 한다. 따라서, 공업 생산상의 사정에 의한 소량의 혼입은 어쩔 수 없지만, 적극적인 첨가는 삼가하는 것이 바람직하고, 허용 상한을 1.00％로 제한한다. Ni량의 바람직한 상한은 0.40％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20％ 이하이다.

[Zr : 0.010％ 이하]

Zr은 탄화물 및 질화물로서 석출하고, 실온 인장 강도 및 고온 강도의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.002％ 이상의 Zr의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.010％를 초과하는 Zr을 첨가하면, 입계에 석출되는 탄화물이 조대화되어 HAZ의 재열 취화가 현저해지므로, Zr의 첨가량의 상한을 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Zr량의 바람직한 상한은 0.005％ 이하이다.

[Mg : 0.005％ 이하]

Mg는 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여, 황화물에 의한 모재 인성의 저하를 저감시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상의 Mg의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.005％를 초과하여 Mg를 첨가해도 효과가 포화되므로, Mg를 첨가하는 경우에는 상한을 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mg량의 바람직한 상한은 0.002％ 이하이다.

[Ca : 0.005％ 이하]

Ca는 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여, 황화물에 의한 모재 인성의 저하를 저감시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상의 Ca의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.005％를 초과하는 Ca의 첨가로 효과가 포화되므로, Ca를 첨가하는 경우에는 상한을 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca량의 바람직한 상한은 0.003％ 이하이다.

[Y : 0.050％ 이하]

Y는 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여, 황화물에 의한 모재 인성의 저하를 저감시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 Y의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.050％를 초과하는 Y의 첨가로 효과가 포화되므로, Y를 첨가하는 경우에는 상한을 0.050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Y량의 바람직한 상한은 0.030％ 이하이다.

[La : 0.050％ 이하]

La는 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여, 황화물에 의한 모재 인성의 저하를 저감시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 La의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.050％를 초과하는 La의 첨가로 효과가 포화되므로, La를 첨가하는 경우에는 상한을 0.050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. La량의 바람직한 상한은 0.020％ 이하이다.

[Ce : 0.050％ 이하]

Ce는 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여, 황화물에 의한 모재 인성의 저하를 저감시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 Ce의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.050％를 초과하는 Ce의 첨가로 효과가 포화되므로, Ce를 첨가하는 경우에는 상한을 0.050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ce량의 바람직한 상한은 0.020％ 이하이다.

본 발명에 있어서는, 상술한 바와 같은 화학 성분 조성의 한정에 의해, 화재에 노출된 경우라도, 600℃의 온도에 있어서 높은 항복 강도를 갖고, 동시에, 용접 조인트의 용접 열영향부에 있어서의 재열 취화가 억제되어, 모재 및 용접 조인트의 저온 인성이 우수한 내화 강재를 실현할 수 있다.

다음에, 본 발명의 강재의 조직에 대해 설명한다.

일반적으로, 강재의 고온 강도는 강재 중에 존재하는 전위에 의한 전위 강화와, 전위 운동의 장해가 되는 석출물에 의해 발현된다고 생각되고 있다. 따라서, 강재의 온도가 550℃를 초과하여, 전위의 상승 운동에 의한 전위의 합일 소멸이 일어나게 되면, 급격하게 고온 강도가 감소되는 경우가 있다.

이로 인해, 높은 고온 강도를 확보하기 위해서는, 강재가 화재에 노출되기 전의 시점, 즉 실온에 있어서, 충분히 여유가 있는 양의 전위를 갖고 있는 것, 혹은 전위의 운동의 장해가 되는 조직, 구체적으로는 석출물이나 결정립계를 다수 포함하는 것이 효과적이다.

또한, 후술하는 제조 방법에 있어서 상세하게 서술하지만, 본 발명에서는, 기계적 성질이 안정된 제품의 생산성의 관점에서, 내화 강재를 열간 압연 그대로, 가속 냉각을 사용하지 않고 제조한다. 이로 인해, 강재 조직(금속 조직)은 광학 현미경 관찰에 있어서, 면적분율로 80％ 이상이 페라이트상이고, 잔량부가 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직(MA상)을 포함하는 조직으로 된다. 모재의 인성을 확보하기 위해서는, 페라이트상의 면적분율을 85％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강도를 확보하기 위해서는, 페라이트상의 면적분율을 97％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 화학 조성을 갖고, 강재 조직이 상기 조직으로 된 강재에 대해, 상세를 후술하는 바와 같이, 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비를 크게 취하여 열간 가공 혹은 열간 압연을 실시한다. 이와 같은 제조 조건에 의해, 강재 중에 전위의 장해가 되는 석출물을 미세하게 분포시키고, 또한 조직을 미립화하는 것이 가능해져, 높은 고온 강도가 얻어진다.

다음에, 본 발명의 강재의 기계적 특성에 대해 설명한다.

본 발명의 내화 강재는 상기 강 성분 및 강재 조직으로 된 강재에 대해, 후술하는 제조 방법에 나타내는 조건의 각 공정을 적용함으로써, 이하에 설명하는 바와 같은 기계적 특성을 갖는 내화 강판을 제공하는 것이 가능해진다.

[실온 인장 강도 및 600℃ 항복 응력]

본 발명의 내화 강재에서는 실온 인장 강도가 400 내지 610㎫이고, 또한 600℃의 온도에 있어서의 항복 응력이, 실온 인장 강도가 400 내지 489㎫인 경우에는 157㎫ 이상이고, 실온 인장 강도가 490 내지 610㎫인 경우에는 217㎫ 이상이라는 특성이 얻어진다. 이에 의해, 건축 용도에 있어서, 건축 설계상의 각종 요구의 확보 및 화재에 있어서의 충분한 안전 여유도를 갖는 내화 강재를 실현할 수 있다.

[600℃ 파단 드로잉값]

본 발명의 내화 강재에서는, 그 내재열 취화성을, 입열 5kJ/㎜ 및 10kJ/㎜의 용접을 상정한 열이력이 부여된 시험편을 사용하여, 600℃의 온도에 있어서의 파단 드로잉값을 측정하고, 그 값에 의해 평가한다. 본 발명에서는, 600℃의 온도에 있어서의 파단 드로잉값이 20％ 이상인 내화 강재가 얻어진다. 이에 의해, 용접 조인트의 HAZ가, 화재 시의 상정 온도 600℃로 재열될 때에, 충분한 변형능을 갖는 내화 강재를 실현할 수 있다.

[내화 강재의 제조 방법]

이하에, 모재의 고온 강도와, 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 본 발명의 내화 강재의 제조 방법에 대해, 그 한정 이유를 설명한다.

본 발명의 내화 강재의 제조 방법은 상술한 바와 같은 강 성분을 갖는 강편을 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열한 후, 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비를 50％ 이상으로 하여 열간 가공 또는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 방냉하는 방법이다.

본 발명의 제조 방법에서는, 건축 용도로 사용하는 내화 강재로서, 건축 설계에 있어서의 요구 확보 및 화재에 있어서의 충분한 안전 여유도를 얻기 위해, 상술한 바와 같이, 실온 인장 강도가 400 내지 610㎫로 되고, 600℃에 있어서의 항복 강도가 높고, 당해 강재의 용접 HAZ의 600℃ 파단 드로잉값이 20％ 이상이며, 내재열 취화성이 우수하고, 입열 5kJ/㎜의 용접에 의한 HAZ에 있어서도 저온 인성이 확보되고, 모재 인성을 확보하기 위한 필요 조건으로 되는 화학 조성을 갖는 강편을 소재로 하여 사용한다. 그리고, 당해 강편에 대해, 온도 및 압하량을 규정한 열간 가공 또는 열간 압연을 실시함으로써, 상기 특성을 모두 만족시키는 내화 강재를 제조하는 것이 가능해진다.

[열간 가공 또는 열간 압연에 있어서의 압하비]

상술한 바와 같이, 강재의 고온 강도는 강재 중에 존재하는 전위에 의한 전위 강화와, 전위 운동의 장해가 되는 석출물에 의해 발현된다고 생각되므로, 온도가 550℃를 초과하여, 전위의 상승 운동에 의한 전위의 합일 소멸이 일어나면, 급격하게 고온 강도가 감소되는 경우가 있다. 따라서, 높은 고온 강도를 확보하기 위해서는, 실온 하에 있어서 충분히 여유가 있는 양의 전위를 갖고 있는 것, 혹은 석출물이나 결정립계 등, 전위의 운동의 장해가 되는 조직을 다수 포함하는 것이 효과적이다.

여기서, 본 발명의 제조 방법에서는, 실제조상, 기계적 성질이 안정된 제품의 생산성의 관점에서, 내화 강재를 열간 압연 그대로, 가속 냉각을 사용하지 않고 제조하는 것을 목적으로 하고 있다. 이로 인해, 강재 조직의 전체 영역이 전위 밀도가 높은 베이나이트 혹은 마르텐사이트로 되는 경우는 없고, 전위 밀도가 낮은 페라이트 조직이, 광학 현미경 관찰에 의한 강재 조직의 면적분율로 80％ 이상을 차지하고, 잔량부 20％ 미만이, 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA를 포함하는 강재 조직으로 된다.

따라서, 본 발명에 있어서 높은 고온 강도를 확보하기 위해서는, 강재 중의 베이나이트 혹은 마르텐사이트의 분율 증가에 의지하는 것만으로는 불충분하고, 전위의 장해가 되는 석출물을 미세하게 분포시키는 것 및 조직을 미립화하는 것이 필요해진다.

본 발명자들은 강재 중에 석출물을 미세하게 분산시키는 것 및 조직을 미립화하는 것을 실현하기 위해서는, 본 발명의 화학 조성을 갖는 강편을 열간 압연하는 데 있어서, 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비를 크게 취하는 것, 구체적으로는 압하비를 50％ 이상, 보다 바람직하게는 70％ 이상으로 하는 것이 유효한 것을, 실험과 해석에 의해 발견하였다.

또한, 오스테나이트로부터 페라이트 혹은 베이나이트로 변태되기 직전의 온도 영역에 있어서 전위를 다량으로 도입함으로써, 이들 전위가 석출물의 핵생성 사이트로 되는 것 및 이들 전위가 페라이트 혹은 베이나이트 변태의 핵생성 사이트로 됨으로써, 석출물의 미세 분산과 조직의 미립화를 함께 실현할 수 있는 것이 판명되었다.

또한, 일반적으로, 오스테나이트 영역에서의 압하량을 크게 취하면, 변태 온도의 고온화에 의해 베이나이트 분율이 저하되어, 페라이트 분율이 상승하는 경우가 있지만, 본 발명의 화학 성분 조성에 있어서는, C량을 낮게 억제하고 있으므로 베이나이트 변태가 일어나기 쉽게 되어 있어, 베이나이트 분율의 저하를 억제할 수 있는 것이 명확하게 되어 있다.

[열간 가공 또는 열간 압연 전의 가열 온도]

상술한 바와 같이, 본 발명의 제조 방법에서는 합금 원소의 석출을 유효하게 이용하는 것이 중요하고, 이와 같은 합금 원소의 석출을 안정적이고 또한 확실하게 얻기 위한 수단으로서, 당해 강편을 열간 가공 또는 열간 압연하기 전에 1150℃ 이상 1300℃ 이하로 가열해 둘 필요가 있다. 이와 같은 가열 처리는 강편을 1150℃ 이상의 온도로 가열함으로써, 각종 합금 원소의 탄화물 혹은 질화물, 예를 들어 NbC, NbN, VC, TiC, ZrC, Cr₂₃C₆ 등을, 완전 혹은 가능한 한 많이 고용시켜 둠으로써, 열간 압연 후의 켄칭성을 향상시키는 것 및 열간 가공 또는 열간 압연 후의 석출량을 높이는 것을 목적으로 한다.

열간 가공 또는 열간 압연 전의 가열을 행하지 않는 경우에는, C, Cr, Nb, V, Ti 및 Zr 등의 합금 원소가, 열간 압연 전에 이미 조대한 석출물로서 석출되는 것 등으로 인해, 열간 가공 또는 열간 압연 후의 켄칭성의 저하에 의한 강재의 전위 밀도의 감소나, 열간 가공 또는 열간 압연 후에 석출되는 미세한 탄화물 혹은 질화물의 감소에 의한 석출 강화량의 감소를 초래하는 경우가 있다.

한편, 열간 가공 또는 열간 압연 전의 가열 온도를 1300℃ 초과로 하면, 강재 표면의 산화 스케일의 증가가 현저해지므로, 가열 온도의 상한을 1300℃로 제한한다.

[템퍼링 열처리]

본 발명의 제조 방법에서는, 열간 압연 후에 실온까지 방냉한 후, 또한 강재에 대해 템퍼링 열처리를 실시하는 공정을 적용하는 것도 가능하다. 강재에 템퍼링 열처리를 실시함으로써, 열간 압연 후의 방냉한 그대로 완전히 석출되지 않고 고용 상태로 남아 있는 합금 원소의 석출을 촉진하여, 화재 시의 전위의 감소를 억제하는 석출물의 수를 더욱 증가시키는 것이 가능해진다.

이와 같은 템퍼링 처리는 400 내지 650℃ 사이에서 적절하게 선택하여 온도를 결정하는 것이 가능하고, 필요로 하는 실온 인장 강도와 석출시키는 합금 원소의 종류에 따라서 결정함으로써, 본 발명의 효과를 더욱 높일 수 있다.

또한, 템퍼링 열처리의 시간에 대해서도 마찬가지이고, 템퍼링 시의 조직 변화가 물질의 확산으로 지배되는 경우에는, 온도를 높게 하는 것과 시간을 길게 하는 것은 동일한 효과를 부여하므로, 템퍼링 온도에 따라서 5분 내지 360분 사이에서 적절하게 결정하는 것이 가능하다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 내화 강재의 제조 방법은 상기 규정 범위로 된 강 성분을 갖는 강편을, 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열한 후, 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비를 50％ 이상으로 하여 열간 가공 또는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 방냉하는 방법이고, 이 제조 방법에 따르면, 화재에 노출된 경우라도, 600℃의 온도에 있어서 높은 항복 강도를 갖고, 동시에, 용접 조인트의 용접 열영향부에 있어서의 재열 취화가 억제되어, 우수한 모재 및 용접 조인트의 저온 인성을 얻는 것이 가능한 내화 강재를 제조할 수 있다. 따라서, 고온 강도가 우수한 동시에, 용접 조인트의 내재열 취화성이 우수한 건축용의 내화 강재를, 합금 원소가 적은 경제적인 성분 조성과, 생산성이 높은 열간 압연 그대로의 제조 방법에 의해 제조하는 것이 가능해진다.

(실시예)

이하, 본 발명의 내화 강재 및 그 제조 방법의 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 원래부터 하기 실시예로 한정되는 것은 아니고, 상술, 후술의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 추가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

[내화 강재의 제작]

제강 공정에 있어서 용강의 탈산ㆍ탈유와 화학 성분을 제어하여, 연속 주조에 의해 하기 표 1에 나타내는 화학 조성의 슬래브를 제작하였다. 그리고, 하기 표 2에 나타내는 각 제조 조건에 의해, 슬래브를 재가열하여 열간 가공함으로써 소정의 판 두께로 한 후, 각 조건에 의한 열처리를 실시함으로써, 본 발명예 및 비교예의 내화 강재를 제작하였다.

구체적으로는, 우선, 슬래브에 대해 1150 내지 1300℃의 온도에서 재가열을 1시간 행한 후, 즉시 조압연을 개시하여, 1050℃의 온도에서 판 두께 100㎜의 강판으로 하였다. 그리고, 하기 표 2에 나타내는 조건으로, 마무리 두께가 15 내지 35㎜인 후강판으로 하거나, 또는 최대 두께가 15 내지 35㎜로 되는 단면 형상이 복잡한 형강으로 단조 혹은 압연하고, 그 마무리 온도가 800℃ 이상으로 되도록 제어하고, 그때의 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비가, 각각 하기 표 1에 나타내는 수치로 되도록 관리하면서 마무리 압연을 행하였다. 그리고, 압연 종료 후, 즉시 방냉하여, 본 발명예 및 비교예의 내화 강재를 제작하였다.

[평가 시험]

상기 방법에 의해 제작한 본 발명예 및 비교예의 내화 강재의 각각에 대해, 이하와 같은 평가 시험을 행하였다.

우선, 실온 인장 시험에 대해서는, JISZ2241에 기초하여 실시하고, 응력-변형률 곡선 상에 상항복점이 나타나는 경우에는 상항복점을 실온 항복 강도로 하고, 나타나지 않는 경우에는 0.2％ 내력을 실온 항복 강도로 하였다.

또한, 고온 인장 시험에 대해서는, JISG0567에 기초하여 600℃의 온도 하에서 실시하고, 측정된 0.2％ 내력을 600℃ 항복 강도로 하였다.

또한, HAZ(용접 열영향부)의 600℃ 인장 드로잉값은 강편에 입열 5kJ/㎜ 및 10kJ/㎜의 용접을 상정한 열이력을 부여하는 열사이클에 의해 평가하였다. 열사이클을 실시한 후, 실온으로부터 600℃의 온도까지 60분간 승온하고, 600℃에서 30분 유지한 후에 600℃에서 인장 시험을 실시하고, 시험편 파단부의 드로잉값을 측정하여, HAZ의 재열 취화의 지표로 하였다. 본 지표의 임계치는 20％ 이상으로 하였다.

또한, 모재의 샤르피 시험은 각 강재의 판 두께 1/2t로부터 JISZ2202에 준거하는 2㎜V 충격 시험편을 채취하고, JISZ2242에 준거하는 충격 시험 방법에 의해 행하였다. 이때, 흡수 에너지의 임계치는 건축 구조물의 내진성을 고려하여 27J로 하였다.

또한, HAZ의 샤르피 시험에 대해서는, 각 강재에 대해 입열 5kJ/㎜ 및 입열 10kJ/㎜의 용접을 상정한 열사이클을 부여한 후, JISZ2202에 준거하는 2㎜V 노치 충격 시험편을 채취하고, JISZ2242에 준거하는 충격 시험 방법에 의해 행하였다. 이때, 흡수 에너지의 임계치는 건축 구조물의 내진성을 고려하여 27J로 하였다.

또한, 입열 5kJ/㎜의 용접을 상정한 열이력이라 함은, 실온으로부터 1400℃까지 20℃/s로 가열한 후, 1400℃에서 1s 유지하고, 그 후 냉각할 때에, 800℃로부터 500℃의 범위를 15℃/s로 냉각하는 열사이클이다. 또한, 입열 10kJ/㎜의 용접을 상정한 열이력이라 함은, 실온으로부터 1400℃까지 20℃/s로 가열한 후, 1400℃에서 2s 유지한 후, 그 후 냉각할 때에, 800℃로부터 500℃의 범위를 3℃/s로 냉각하는 열사이클이다.

또한, 강재 조직에 대해서는, 강재 조직의 광학 현미경에 의한 관찰의 결과로부터, 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA의 면적분율의 총합을 산출하여, 페라이트의 면적분율을 구하였다.

본 실시예에 있어서의, 본 발명예 및 비교예의 내화 강재의 화학 성분 조성의 일람을 하기 표 1에 나타내는 동시에, 강재의 제조 조건 및 기계적 특성의 일람을 하기 표 2에 나타낸다.

또한, 표 1에 있어서는, 강종 번호 1 내지 21이 본 발명에서 규정하는 강 성분을 갖는 본 발명예이고, 강종 번호 22 내지 36는 본 발명의 규정 범위 외의 강 성분으로 된 비교예이다. 식 : －1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu의 값은 HAZ 재열 취화 계수로서 나타냈다.

또한, 표 2에 있어서는, 제조 판 두께, 가열 온도, 열간 압연 조건(마무리 온도, 압하비), 템퍼링 온도, 실온 인장 강도(실온 TS), 실온 항복 강도(실온 YS), 600℃ 항복 강도(600℃ YS), HAZ의 600℃ 인장 시험의 파단 드로잉값(HAZ 재열 취화 드로잉값), 0℃에 있어서의 모재 샤르피 흡수 에너지 및 0℃에 있어서의 HAZ 샤르피 흡수 에너지를 각각 나타냈다.

또한, 표 2에 있어서는, 강도 수준에 대해, 실온 인장 강도가 400 내지 489㎫인 것을 400㎫급, 실온 인장 강도가 490 내지 610㎫인 것을 500㎫급으로서 표시하였다.

또한, 표 1 및 표 2에 있어서는, 본 발명의 범위 외인 항목에 밑줄을 그어 표시하였다.

[평가 결과]

표 1 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 강 성분 및 제조 조건에 의해 제조된 본 발명예의 내화 강재는 600℃ 항복 강도가, 실온 인장 강도가 400 내지 489㎫인 경우에는 157㎫ 이상이고, 실온 인장 강도가 490 내지 610㎫인 경우에는 217㎫ 이상이었다. 동시에, 본 발명에 있어서 중요한 특징인, 용접 HAZ의 600℃ 인장 드로잉값에 있어서도 20％ 이상이 확보되어, HAZ의 고온 변형 특성이 확보되어 있는 것을 알 수 있다.

또한, 본 발명예의 내화 강재는 모재 및 HAZ의 샤르피 흡수 에너지도, 0℃에서 27J 이상이므로, 모재의 저온 인성 및 조인트 인성이 필요 성능을 만족시키고 있는 것을 알 수 있다. 이들의 평가 결과로부터, 본 발명의 내화 강재는 고온 강도 및 모재 및 용접 조인트의 인성이 우수한 것이 명백하다.

또한, 본 발명예의 내화 강재는 어느 것이든 면적분율로 80％ 이상인 페라이트상이 포함된다. 또한, 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 MA상의 합계의 면적분율은 페라이트상의 잔량부이고, 본 발명예에 있어서는 20％ 미만으로 된다. 또한, 페라이트상, 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 MA상 이외에도 개재물이 인정되었지만, 그 면적분율은 매우 작아 무시할 수 있는 것이었다.

상기 본 발명예의 내화 강재에 대해, 비교예의 강재는 본 발명에서 규정하는 화학 조성 또는 각 제조 조건 중 어느 하나가 만족되어 있지 않으므로, 600℃ 항복 강도(600℃ YS), HAZ의 600℃ 인장 시험의 파단 드로잉값, 0℃에 있어서의 모재 샤르피 흡수 에너지 또는 0℃에 있어서의 HAZ 샤르피 흡수 에너지 중 어느 하나가, 목표로 되는 특성을 만족시킬 수 없는 결과로 되었다.

이상 설명한 실시예의 결과로부터, 본 발명의 내화 강재가, 모재의 고온 강도와, 용접 열영향부의 저온 인성 및 내재열 취화성이 우수한 것이 명백하다.

Claims

질량％로,
C : 0.012％ 이상, 0.039％ 이하,
Si : 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
Mn : 1.20％ 이상, 2.00％ 이하,
Cr : 0.80％ 이상, 1.90％ 이하,
Nb : 0.01％ 이상, 0.05％ 미만,
N : 0.001％ 이상, 0.006％ 이하,
Ti : 0.010％ 이상, 0.030％ 이하,
Al : 0.005％ 이상, 0.10％ 이하를 함유하고, 또한 Cu, Mo, B, P, S, O의 각각의 함유량을,
Cu : 0.10％ 이하,
Mo : 0.01％ 미만,
B : 0.0003％ 미만,
P : 0.02％ 미만,
S : 0.01％ 미만,
O : 0.01％ 미만으로 제한하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C, Mn, Cr, Nb, Cu의 함유량[질량％]이,
－1200C－20Mn＋30Cr－330Nb－120Cu ≥－80을 만족시키고, 광학 현미경 관찰에 의한 강재 조직이, 면적분율로 80％ 이상이 페라이트상이고, 상기 강재 조직의 잔량부가 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재.
제1항에 있어서, 질량％로,
V : 0.40％ 이하,
Ni : 1.00％ 이하,
Zr : 0.010％ 이하,
Mg : 0.005％ 이하,
Ca : 0.005％ 이하,
Y : 0.050％ 이하,
La : 0.050％ 이하,
Ce : 0.050％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재.
제1항 또는 제2항에 기재된 강 성분을 갖는 강편을, 1150℃ 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열한 후, 800℃ 이상 900℃ 이하의 온도에 있어서의 압하비를 50％ 이상으로 하여 열간 가공 또는 열간 압연을 실시하고, 그 후, 방냉하는 것을 특징으로 하는, 광학 현미경 관찰에 의한 강재 조직이, 면적분율로 80% 이상이 페라이트상이고, 상기 강재 조직의 잔량부가 베이나이트상, 마르테나이트상 및 마르텐사이트-오스테나이트 혼합 조직으로 이루어진 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
제3항에 기재된 제조 방법을 적용한 후, 당해 강재를 400℃ 이상 650℃ 미만의 온도 범위에서, 5분 이상 360분 이내의 템퍼링 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
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