KR101185977B1 - 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents

고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 질량%로, C: 0.001% 이상 0.030% 이하, Si: 0.05% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.4% 이상 2.0% 이하, Nb: 0.03% 이상 0.50% 이하, Ti: 0.005% 이상 0.040% 미만, N: 0.0001% 이상 0.0050% 미만, Al: 0.005% 이상 0.030% 이하를 함유하고, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하로 제한되고, C-Nb/7.74 ≤ 0.005, 2 ≤ Ti/N ≤ 12를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재에 관한 것이고, 또한 그 화학 조성으로 이루어진 강편을 1100℃ ~ 1350℃에 가열하고, 1000℃ 이하에서 누적 압하율을 30% 이상으로 하여 열간 압연하는 것으로 이루어진 내화 강재의 제조 방법에 관한 것이다.
내화 강재, 인성, 재열 취화 저항 특성, 고온 강도, 누적 압하율, 냉각 속도

Description

고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법{FIRE-RESISTANT STEEL EXCELLENT IN HIGH-TEMPERATURE STRENGTH, TOUGHNESS AND REHEAT EMBRITTLEMENT RESISTANCE AND PROCESS FOR PRODUCTION OF THE SAME}
본 발명은 건축 구조 부재 등에 이용되는 고온 강도, 인성 및 재열(再熱) 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
건축물의 초고층화, 건축 설계 기술의 고도화 등에 따라 내화 설계의 재검토가 건설성(建設省) 종합 프로젝트에 의해 시행되었고, 1987년 3월에 "신내화설계법(新耐火設計法)"이 제정되었다. 이에 따라, 화재 시의 강재의 온도를 350℃ 이하로 하는 내화 피복에 관한 제한이 재검토되었고, 강재의 고온 강도와 건축물의 실제 하중의 관계로부터 적절한 내화 피복 방법을 선택할 수 있게 되었다. 따라서, 600℃에서의 설계 기준을 만족하는 고온 강도를 확보할 수 있는 경우, 즉 600℃에서의 고온 강도가 높은 강재를 사용함으로써, 내화 피복의 간략화나 삭감이 가능하게 되었다.
이와 같은 동향에 대응하기 위하여, 건축물에 화재 등이 발생하여 고온이 되었을 경우에도, 소정의 강도를 가지는 건축용 강재, 이른바 내화강이 개발되어 있다. 여기서, 화재 시의 건축물의 온도를 600℃으로 상정하고, 해당 온도에서 강도 를 유지할 수 있는 내화강에 대하여 설명한다.
강재의 600℃에서의 고온 강도의 강화 기구로서, (1) 페라이트 결정립경의 미세화, (2) 경화상(硬化相)에 의한 분산 강화, (3) 미세 석출물에 의한 석출 강화, (4) 합금 원소에 의한 고용 강화의 4 종류의 기구가 널리 알려져 있다.
(1) 페라이트 결정립경의 미세화: 입내를 이동한 전위는 결정립계(이하, 입계라고도 함)를 통해 인접하는 결정립으로 이동하므로, 결정립계는 전위의 이동에 대한 저항으로서 작용한다. 따라서, 결정립이 미세하게 되면, 전위가 이동할 때에 결정립계를 지나가는 빈도가 높아지고, 전위의 이동에 대한 저항이 증가한다. 이 페라이트 결정립경의 미세화에 의해서 전위의 이동에 대한 저항을 증가시키는 강화 방법은, 고온에서의 결정립 성장에 의해서 효과가 저하한다. 따라서, 내화강에 있어서는, 페라이트 결정립경 미세화에 의한 강화 방법이 단독으로 이용되는 경우는 적다.
(2) 경질상에 의한 분산 강화: 경질상은, 연질상과 비교하여, 결정립 내에서의 전위가 이동하기 어렵고, 변형에 필요한 저항이 크다. 따라서, 경질상과 연질상이 혼재한 매크로 조직[복상(複相) 조직이라고 함]에서는, 경질상의 체적 분율의 증가에 의해서 강도가 증가한다. 예를 들면, 페라이트와 펄라이트로 구성되는 복상 조직에서는, 경질상인 펄라이트의 체적 분율이 증가하면 강도가 상승한다. 그러나, 이 방법에는 경질상에 의해 인성이 저하하기 쉽다는 문제점이 있다.
(3) 미세 석출물에 의한 석출 강화: 슬립면에 분포하고 있는 석출물은, 결정립 내의 전위의 이동에 대한 저항으로서 작용한다. 특히 미세한 석출물은 고온에서 의 강화에 유효하기 때문에, 종래의 내화강에는 이 석출 강화를 이용한 것이 많다. 특히, 종래의 내화강에서는, Mo를 첨가하고 미세한 Mo 탄화물을 생성시키고, 석출 강화에 의해서 고온 강도를 향상시킨다(예를 들면, 일본 공개특허공보 평5-186847호, 평7-300618호, 평9-241789호, 제2005-272854호 참조). 이러한 종래의 내화강에서는, C량을 0.1% 정도로 하고, Mo를 고용시키지 않고 Mo 탄화물로서 석출시키고 있다. 그 외, Cu의 미세 석출을 이용하여 고온 강도를 향상시킨 강재도 제안되어 있다(예를 들면, 일본 공개특허공보 제2002-115022호 참조).
그러나, 석출 강화에서는, 일반적으로, 모재(母材)의 인성이 저하하고, 용접시의 용접 열영향부(Heat Affected Zone, HAZ라고 함)에서도, 가열의 영향에 의해 조대화한 석출물에 의해서 인성이 저하하는 문제점이 알려져 있다.
(4) 합금 원소에 의한 고용 강화: 강 중에 고용된 합금 원소(고용 합금 원소라고 함)는, 그 주위에 탄성 응력장이 형성되므로, 마치 전위에 끌리게 되어 전위의 이동에 대한 저항이 된다. 이를 드래그 저항이라고 하고, 그 크기는, 고용 합금 원소와 강, 즉 용질 원자와 용매 원자의 크기의 차이에 기인하는 미스핏(misfit)이나, 용질 원자의 농도 및 확산 계수 등에 영향을 받는다. 또한, 고용 합금 원소가 전위에 끌리도록 작용하여 드래그 저항을 일으키는 효과는 드래그 효과(drag effect)로 불린다.
이 드래그 효과를 이용하는 고용 강화는, 내화강의 강화 기구로서 검토되기 시작하고 있다. 이 고용 강화를 이용하기 위해서는, 탄소나 질소 등을 저감하고, 탄화물이나 질화물 등의 석출물의 생성을 억제할 필요가 있다. 예를 들면, 일본 공 개특허공보 제2006-249467호에는, 고용 합금 원소로서 Mo를 활용한 내화 강재가 제안되어 있다. 이 내화 강재는, Mo와 B(붕소)를 함유시켜 담금질성을 높이고, Mn의 상한을 일반적인 첨가량보다 낮은 0.5%로 제한하여 과도한 강도의 상승을 회피하고 있다.
또한, 고용 Nb의 드래그 효과를 이용한 내화강도 일본 공개특허공보 평5-222484호, 평10-176237호, 제2000-54061호, 제2000-248335호, 제2000-282167호 등에 제안되어 있다. 그러나, 이 문헌들에서의 내화강은 판 두께가 얇은 열연 강판 등을 대상으로 한 것이고, 후강판(厚鋼板)이나 H형강 등의 후강재에 요구되는 모재 또는 용접 열영향부의 인성 및 용접 열영향부의 고온 연성을 고려한 것은 아니다. 따라서,
a) Nb의 질화물의 석출을 억제하기 위하여 Ti가 과잉으로 첨가되어 있고, 후강재에서는 조대한 Ti 석출물이 발생하고, 모재나 용접 열영향부의 인성이 확보 가능하지 않고,
b) 탈산을 위하여 Al이 과잉에 첨가되어 있고, 후강재에서는 섬 형상의 마르텐사이트에 의한 인성의 저하가 문제가 되고,
c) B(붕소)를 함유하는 경우가 있고, 용접 열영향부의 고온 연성의 저하, 즉 재열 취화에 대한 대책이 이루어지지 않는다는
등의 문제점을 가지고 있다.
형강이나 후강판 등의 후강재를 내화 강재로서 이용하기 위해서는, 모재나 용접 열영향부의 인성, 재열 취성 등의 모든 특성에 대해서 엄격한 제한이 요구된다. 그러나, 종래의 고용 강화를 이용한 내화 강재는, 그러한 후강재로의 적용에 대하여 배려된 것은 아니다.
또한, Mo는 가격이 불안정하고, 근래에는 Mo의 가격의 상승이 문제가 되고 있다. 이에 따라, 강화 원소로서 Mo를 다량으로 첨가한 내화 강재는 가격 경쟁력을 잃기 시작하였다.
따라서, 본 발명자들은 고용 원소로서 Nb를 이용한 내화 강재 및 그 제조 방법에 대하여 예의 연구를 하였다. 그 결과, Nb를 고용 강화 원소로서 활용한 후강재를 내화강으로서 사용하기 위해서는 이하와 같은 과제가 있는 것을 밝혀내었다.
제1 과제는 인성이다. 강판의 두께가 7mm 이상, 더욱이 12mm 이상이 되면, Ti와 Al의 첨가량이 소정의 범위를 벗어날 경우에, 인성의 저하가 현저하게 된다. 특히, 웹 두께가 7mm 이상이고 플랜지 두께가 12mm 이상인 H형강에서는 강판만큼 제조 방법의 자유도가 없기 때문에, 인성의 문제는 극히 중요하다.
제2 과제는 재열 취화이다. 특히, B를 첨가한 경우, 용접 열영향부가 B의 석출물에 의해서 취화하고 고온 연성이 저하되는 재열 취화는, 용접을 필요로 하는 후강재에 있어서 중요하다. 한편, B는 Nb의 고용량을 확보하기 위해서는 유용한 원소이다. 이는, 입계에 편석하기 쉬운 B를 첨가하면, Nb의 입계로의 편석이 억제되기 때문이다.
제3 과제는 고온 강도의 확보이다. 이는, 제2 과제에 의해서 B를 첨가하지 않는 경우, Nb의 드래그 효과를 효율적으로 얻는 것이 곤란하기 때문에 필요하게 된 과제이다. 따라서, 고용 C량을 확보하여 고온 강도를 향상시키기 위한 성분 설계가 필요하게 되었다.
본 발명자들은, 제1 과제인 인성의 확보, 제2 과제인 재열 취화 저항 특성의 확보 및 제3 과제인 고온 강도의 확보를 위하여 검토를 실시하였다.
우선, 제1 과제인 인성의 향상에 대해서는, Al의 함유량을 0.005% ~ 0.030% 미만으로 제한하고, Ti의 함유량을 0.005% ~ 0.040% 미만으로 제한한 다음, Ti와 N(질소)의 함유량의 비 Ti/N을 2 ~ 12의 범위로 한다.
이에 따라, 개재물과 석출물이 미세화되어 우수한 인성을 확보할 수 있다. 인성은 특히 H형강을 비롯한 후강재의 필요 특성으로서 특히 중요하다.
다음으로, 제2 과제인 재열 취화 저항 특성은, B(붕소)의 함유량을 불순물 수준으로 함으로써 해결하였다. B는 담금질성을 높이는 원소이고, 도 1의 (a)에 도시된 바와 같이 결정립계(1)에 우선적으로 편석하여, 페라이트 변태를 억제하고, 베이나이트 변태를 촉진한다. 또한, B의 입계 편석에 의해 Nb의 입계 편석이 억제되고, 결과적으로 Nb가 페라이트 중에 고용 상태로 유지된다. 따라서, 통상, Nb를 고용 강화 원소로서 활용하는 경우에는, 동시에 B를 첨가하여 고용량을 확보하였다.
그러나, 입계에 편석한 B는, 용접에 의한 열이력을 받으면, 용접 열영향부에 조대한 석출물을 형성한다. 따라서, 화재 등에 의해서 온도가 상승하였을 경우, 용접 열영향부의 연성이 급격하게 저하하고, 취성 파괴되는 문제가 있다. 이러한 소위 재열 취화의 문제는 특히 후강판이나 H형강에서 극히 중요하다. 본 발명자들은, 용접을 필요로 하는 후강재에 있어서, Nb의 고용 강화를 이용한 내화강을 실현하기 위해서는, B를 첨가하지 않고 고온 강도를 향상시킬 필요가 있다는 것을 밝혀내었다.
또한, 본 발명자들은 고용 원소로서의 Nb에 대하여 상세한 검토를 행하였다. 그 결과, B를 함유하지 않는 경우에,
x) 도 1의 (b)에 도시된 바와 같이 Nb가 결정립계(1)에 편석한다는 것,
y) Nb의 첨가량이 소정의 양 이상에 이르면, Nb의 입계 편석이 포화한다는 것,
z) 입계에 편석한 Nb는 페라이트 변태를 억제하고 베이나이트 변태를 촉진시킨다는 것,
즉, Nb는, B와 같이, 강의 담금질성을 향상시키고 강도를 높이는 효과를 발휘하고, 고용량을 확보하기 위해서는, 소정량 이상의 첨가가 필요하다는 것을 밝혀내었다.
이러한 지견에 기초하여, 본 발명의 B를 첨가하지 않는 내화 강재에서는, Nb의 첨가량의 하한을 0.05%로 정하였다. 또한, 사용하는 원료에 따라서는, 불순물로서 0.0005%(5ppm) 미만의 B를 함유하는 경우가 있으나, 이 정도의 양이면 재열 취화 저항 특성에는 영향이 없다는 것도 밝혀내었다.
제3 과제인 고온 강도는 제1 과제 및 제2 과제와 관계가 있다. 높은 인성이나 재열 취화 저항 특성이 요구되는 본 발명의 내화 강재에 있어서는, 고온 강도를 높이는 석출 원소나, 고용 Nb의 효과를 보조하는 B와 같은 원소를 적극적으로 함유시킬 수 없다. 따라서, 고온 강도를 확보하기 위해서 고용 Nb가 하는 역할이 극히 크다. 따라서, 첨가한 Nb를 NbC와 같은 탄화물로서 석출시키지 않고 고용시켜 두는 것이 극히 중요하다.
이 과제에 대해서는, 전술한 바와 같이 Nb의 첨가량의 하한치를 규정할 뿐만 아니라, 탄화물을 형성하지 않도록 C량을 제한하는 것이 필요하다. 본 발명자들은, 상세한 검토의 결과, C량을 0.03% 이하로 하면, Nb의 탄화물의 석출이 억제되고, Nb의 드래그 효과가 증대하여 대폭적인 고용 강화가 달성되는 것을 밝혀내었다. 또한, 본 발명자들은, Nb의 고용 강화 원소로서의 작용을 최대한 발휘시키기 위하여, C-Nb/7.74의 값을 0.005 이하로 할 필요가 있다는 것을 밝혀내었다.
또한, 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 강화는, 종래의 내화강에 첨가되는 Mo보다도 효과가 현저하고, 더욱 소량의 합금 첨가에 의해 동등의 고온 강도를 확보하는 것이 가능하게 된다는 것도 밝혀내었다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 특히 내화 건재로서의 수요가 있는 형강이나 후판 등의 후강재, 그 중에서도 내화 H형강으로의 적용이 특히 유효하고, Mo 및 B 모두를 함유하지 않고, C, Nb 및 Ti의 함유량의 균형과 탈산 원소인 Si 및 Al의 함유량을 제어하여 얻어진 인성, 재열 취화 저항 특성 및 고온 강도가 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은, 고용 Nb의 드래그 효과를 이용하여 고온 강도를 증가시킴으로써, 열간 압연의 상태에서, 상온에서의 인장 강도가 400MPa 이상, 600℃에서의 내력이 상온에서의 내력의 50% 이상인 우수한 고온 강도를 확보하고, 인성의 저하를 억제하고, 용접 열영향부가 다시 고온으로 가열되었을 경우에 취화하는 이른바 재열 취화를 방지한 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재, 특히 내화 H형강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 질량%로, C: 0.001% 이상 0.030% 이하, Si: 0.05% 이상 0.50% 이하, Mn: 0.4% 이상 2.0% 이하, Nb: 0.11% 이상 0.50% 이하, Ti: 0.005% 이상 0.040% 미만, N: 0.0001% 이상 0.0050% 미만, Al: 0.005% 이상 0.030% 이하를 함유하고, P: 0.03% 이하, S: 0.02% 이하로 제한되고, C, Nb, Ti, N의 함유량이 C-Nb/7.74 ≤ 0.005, 2 ≤ Ti/N ≤ 12를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(2) 상기 (1)에 있어서, 내화 강재가, 일체 성형된 플랜지와 웹으로 이루어진 H형의 단면 형상을 가지고, 상기 플랜지의 판 두께가 12mm 이상이고, 상기 웹의 판 두께가 7mm 이상인 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량%로, V: 0.10% 이하, Mo: 0.10% 미만의 1종 또는 모두를 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 질량%로, Zr: 0.03% 이하, Hf: 0.010% 이하의 1종 또는 모두를 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 질량%로, Cr: 1.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 1.0% 이하의 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 있어서, 질량%로, Mg: 0.005% 이하, REM: 0.01% 이하, Ca: 0.005% 이하의 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 있어서, Nb와 C의 질량 농도적(濃度積)이 0.0015 이상인 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(8) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, 600℃에서의 Ti-Nb계 탄질화물의 평형 석출 몰비율이 0.3% 미만인 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
(9) 상기 (1) 또는 (3) 내지 (8) 중 어느 하나에 기재된 성분을 가지는 강편을 1100℃ ~ 1350℃로 가열하고, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
(10) 상기 (9)에 기재된 압연 후, 800℃에서 500℃까지의 온도 범위를 0.1℃/s ~ 10℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
(11) 상기 (1) 또는 (3) 내지 (8) 중 어느 하나에 기재된 성분을 가지는 강편을 1100℃ ~ 1350℃로 가열하고, 유니버설 압연 설비열에 의해서, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 상기 (2)에 기재된 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
(12) 상기 (11)에 기재된 압연 후, 플랜지를 외측으로부터 스프레이 냉각하고, 플랜지의 800℃에서 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1℃/s ~ 10℃/s로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 충분한 상온 강도 및 고온 강도를 가지고, HAZ의 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재를, 냉간 가공 및 조질 열처리를 실시하지 않고 제공하는 것이 가능하게 되어, 시공 비용 저감, 공사 기간의 단축에 의한 대폭적인 비용 삭감을 도모할 수 있고, 대형 건조물의 신뢰성 향상, 안전성 확보, 경제성 등의 산업상의 효과가 극히 현저하다.
특히, 열간 압연으로 제조하는 H형강은 그 형상으로부터 플랜지, 웹, 필렛의 부위로 분류되고, 각각의 형상에 따라서, 압연 온도 이력 및 냉각 속도가 다르기 때문에, 동일 성분에서도 기계 특성이 부위에 의해 크게 변화하는 경우가 있으나, 본 발명은, 강도, 인성에 미치는 압연 마무리 온도 의존성 및 냉각 속도 의존성이 비교적 작은 성분계를 가지므로, H형강의 단면 부위 내에서의 재질의 편차를 경감할 수 있다. 또한, 강판에 대해서도, 판 두께에 의한 재질의 변화를 작게 할 수 있다.
도 1은 Nb의 드래그 효과를 설명하기 위한 도면으로서, (a)는 Nb와 함께 B가 존재하는 경우, (b)는 Nb만을 단독을 첨가한 경우를 나타내는 도면이다.
도 2는 강재의 고온 강도에 미치는 C 및 Nb의 영향을 나타내는 도면이다.
도 3은 강재의 인성에 미치는 N 및 Ti의 영향을 나타내는 도면이다.
도 4는 강재의 재열 취화 특성에 미치는 평형 석출량의 영향을 나타내는 도면이다.
도 5는 Nb 및 C의 첨가량의 적정 범위를 나타내는 도면이다.
도 6은 Ti 및 N의 첨가량의 적정 범위를 나타내는 도면이다.
도 7은 본 발명의 방법을 실시하는 장치 배치의 일례를 나타내는 개략도이다.
도 8은 H형강의 단면 형상 및 기계 시험편의 채취 위치를 나타내는 도면이다.
본 발명자들은, 고용 Nb의 드래그 효과를 최대한으로 활용하고, 모재나 용접부의 특성에도 문제가 없는 내화성 강재, 특히 내화성 후강재의 개발을 목적으로 하여, (1) C 및 Nb와 강재의 고온 강도의 관계, (2) Ti 및 N과 인성의 관계, (3) 성분과 재열 취화의 관계에 대하여 상세한 검토를 실시하였다.
본 발명자들은, 질량%로, C: 0.001% ~ 0.030%, Si: 0.05% ~ 0.50%, Mn: 0.4% ~ 2.0%, Nb: 0.03% ~ 0.50%, Ti: 0.005% ~ 0.040% 미만, N: 0.0001% ~ 0.0050% 미만, Al: 0.005% ~ 0.030%를 함유하고, 불순물인 P 및 S의 상한이 각각 0.03% 이하, S: 0.02% 이하로 제한되고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 용제하여 주조하고, 얻어진 강편을 1100℃ ~ 1350℃로 가열하고, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여, 판 두께 10mm ~ 40mm의 강판을 제조하였다.
강판으로부터 JIS Z 2201에 준거하여 인장 시험편을 채취하고, 실온에서의 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 실시하고, 600℃에서의 인장 시험을 JIS G 0567에 준거하여 실시하였다. 또한, 내력에 관해서는, 실온에서의 항복 강도가 불명료한 경우에는 0.2% 내력을 적용하는데, 0.2% 내력의 산출에 있어서는, JIS Z 2241의 오프셋법을 이용한다. 또한, JIS Z 2242에 준거한 샤피 충격 시험을 실시하였다. 시험의 결과를 성분과의 관계로 정리하여 도 2 및 도 3에 나타낸다.
도 2는 C 및 Nb의 함유량(질량%)과 고온 강도의 관계를 나타낸 것이고, 고온 강도에 대해서는 C-Nb/7.74가 중요한 지표가 된다. 도 2로부터, C-Nb/7.74가 0.005 이하가 되면, 600℃에서의 0.2% 내력이 상온 인장 강도 400MPa급의 강재 및 490MPa급의 강재에 대한 각각의 목표치를 초과하고, 양호한 고온 강도를 얻을 수 있음을 알 수 있다.
도 3은 Ti 및 N의 함유량(질량%)과 모재의 샤피 흡수 에너지의 관계를 나타낸 것이고, 인성에 대해서는 Ti/N이 중요한 지표가 된다. 도 3으로부터, Ti/N이 12를 초과하면 인성이 저하하고, Ti/N이 2 이상 12 이하인 범위에서는 모재의 인성이 양호하다는 것을 알 수 있다. 또한, Ti/N이 2 미만이면, 인성은 양호하지만 강도가 저하한다는 것이 판명되었다.
또한, 본 발명자들은, 도 2 및 도 3에 도시된 고온 강도와 HAZ의 인성이 양호한 시료를 이용하여 재현 열사이클 시험 후, 직경 10mm의 시험편을 채취하고, 600℃로 가열하여 인장 시험을 실시하고 단면감소율을 측정하였다. 또한, C, Si, Mn, Nb, Ti, N 및 Al의 함유량으로부터, 600℃에서의 TiC, TiN, NbC 및 NbN(이들을 총칭하여 Ti-Nb계 탄질화물이라고 함)의 평형 석출량을 범용의 평형 열역학 계산 소프트웨어인 서모-캘크(Thermo-Calc)(등록상표)에 의해, 데이터베이스로서 TCFE2를 이용하여 계산하였다.
도 4에 도시된 바와 같이, C: 0.001% ~ 0.030%, Si: 0.05% ~ 0.50%, Mn: 0.4% ~ 2.0%, Nb: 0.03% ~ 0.50%, Ti: 0.005% ~ 0.040% 미만, N: 0.0001% ~ 0.0050% 미만, Al: 0.005% ~ 0.030%를 함유하고, C-Nb/7.74 ≤ 0.005, 2 ≤ Ti/N ≤ 12를 만족하면, 재열 단면감소율은 30% 이상으로 양호하고, 동시에, 600℃에서의 Ti-Nb계 탄질화물의 평형 석출 몰비율이 0.3% 미만이면, 40% 이상으로 더욱 양호하게 되어 있다. 이와 같이, 본 발명의 내화 강재의 재열 취화 저항 특성이 향상하는 이유의 하나로서, C, N, Ti 및 Nb의 첨가량과 균형에 의해서, 600℃에서의 Ti-Nb계 탄질화물의 석출이 극히 낮은 수준으로 억제되어 있는 것으로 생각된다.
이상과 같이, B를 함유하지 않는 본 발명의 내화 강재에서는, C와 Nb의 관계 및 Ti와 N의 관계를 최적화하면, 고용 Nb가 확보되고 용접 열영향부의 결정립계로의 탄화물 및 질화물의 석출이 억제되고 재열 취화의 방지에 극히 유효하다는 것을 알 수 있다. 또한, 이 성분계에 필요에 따라서 V, Mo, Zr, Hf, REM, Cr, Cu, Ni 및 Mg를 적절히 첨가함으로써, 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
이하에 본 발명의 강재의 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 원소의 함유량의 %는 질량%를 의미한다.
C는, 구조용 강재로서 필요한 강도를 얻기 위해서, 0.001% 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는 0.005% 이상 함유시킨다. 그러나, 함유량이 0.030%를 초과하면, Nb가 탄화물인 NbC로서 석출하고, 고용 강화에 기여하는 고용 Nb의 양이 감소한다. 따라서, 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 강화 효과를 얻기 위해서는, C량의 상한을 0.030%로 제한할 필요가 있다. 또한, 고용 Nb의 드래그 효과에 의한 강화 효과를 확실히 얻기 위해서는, 상한을 0.020% 이하로 하는 것이 바람직하고, 조대한 탄화물의 생성을 방지하여 모재 및 용접 열영향부의 인성이나 재열 취화 저항 특성을 향상시키기 위해서는, 상한을 0.015% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
Si는 본 발명에 있어서 상당히 중요한 원소이다. 본 발명의 후강판 및 형강은 박강판과는 달리 인성에 악영향을 미치는 Al의 양을 줄이는 것이 필요하다. 따라서, Si는 탈산 원소로서 상당히 유용하고 상온 강도를 상승시키는 강화 원소이기도 하다. 이 효과를 얻으려면, 0.05% 이상의 Si 첨가가 필요하므로, 하한을 0.05%로 하였다. 한편, Si의 첨가량이 0.50%를 초과하면 저융점의 산화물을 생성하고 스케일 박리성을 악화시키므로, 상한을 0.50%로 하고, 더욱 바람직하게는, 상한을 0.20%로 한다.
Mn는 담금질성을 상승시키는 원소이며, 모재의 강도와 인성의 확보에는 0.4% 이상의 첨가가 필요하고, 0.6% 이상의 첨가가 바람직하다. 보다 높은 모재의 강도가 필요한 경우에는, 0.8% 이상의 첨가가 더욱 바람직하고, 가장 바람직하게는 1.1% 이상 첨가한다. 한편, Mn의 첨가량이 2.0%를 초과하면, 연속 주조에서 강편을 제조할 때, 중심 편석이 현저하게 되고, 편석부에서 담금질성이 과도하게 상승하고 인성이 악화되므로, 상한을 2.0%로 하였다.
Nb는, 고용 Nb를 확보하고 Nb의 드래그 효과를 활용하기 위하여, 0.03% 이상, 바람직하게는 0.05% 이상을 첨가한다. 고온 강도를 높이기 위해서는, Nb를 0.10% 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 본 발명에 있어서 고용 Nb는 극히 중요하고, 담금질성을 상승시켜 상온 강도를 높이고, 전위의 드래그 효과에 의해 변형 저항을 증가시켜 고온역에서도 강도를 확보할 수 있다. 따라서, 가장 바람직한 Nb량의 하한은 0.20% 초과이며, 이에 따라, Nb의 고용량이 확보되고 드래그 효과 및 담금질성의 향상의 효과를 최대한으로 발휘시킬 수 있고, 상온 및 고온에서의 강도를 현저하게 높일 수 있다. 한편, 0.50% 초과의 Nb를 첨가하면, 효과에 대하여 경제적으로 불리하게 되므로, 상한을 0.50%로 하였다.
또한, Nb는 강력한 탄화물 형성 원소이고, 과잉의 C와 NbC를 형성하여 석출하므로, 고용 Nb를 확보하기 위해서는, C 첨가량과의 균형을 고려하여야 한다. 고용 Nb를 확보하고 드래그 효과에 의한 충분한 고온 강도를 얻기 위해서는,
C-Nb/7.74 ≤ 0.005
를 만족할 필요가 있다. 여기서, C와 Nb는 각각 C, Nb의 함유량이고, 단위는 질량%이다.
더욱 높은 고온 강도를 확보하기 위해서는, C-Nb/7.74를 Nb가 약간 과잉이 되는 0.000 미만의 음의 값으로 하는 것이 바람직하다. 하한은 특별히 규정되지 않 지만, C의 하한치와 Nb의 상한치로부터 구해지는 C-Nb/7.74의 하한치는 -0.064이다.
이상을 정리하여, Nb와 C의 첨가량 및 균형의 적정 범위를 도 5에 나타낸다. 도면 중의 실선 (a)은 강도 확보를 위해서 C량의 하한을 0.001% 이상으로 하는 것, 실선 (b)은 인성 확보를 위해서 C량의 상한을 0.030% 이하로 하는 것, 실선 (c)은 고온 강도 확보를 위해서 Nb량의 하한을 0.03% 이상으로 하는 것, 실선 (d)은 합금 비용의 관점에서 Nb량의 상한을 0.50% 이하로 하는 것을 의미한다. 또한, 도면 중의 실선 (e)은, 고용 Nb를 확보하여 고온 강도를 높이기 위하여, C량과 Nb량의 관계를 Nb ≥ 7.74×(C-0.005)로 하는 것을 의미한다.
또한, 질량%로 표현된 Nb와 C의 함유량의 곱, 즉 Nb와 C의 질량 농도적은 고용 Nb량의 지표가 되므로, 고온 강도를 더욱 향상시키기 위하여 필요에 따라서 한정한다. Nb와 C의 질량 농도적은 0.0015 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상한은 규정되지 않으나, 본 발명의 강의 Nb 및 C의 함유량의 상한치로부터 구해지는 Nb와 C의 질량 농도적의 상한치는 0.015이다.
Al는 용강의 탈산에 이용하는 원소이고, 탈산이 불충분하게 되는 것을 방지하며, 실온 및 고온에서의 강의 강도를 충분히 얻기 위해서는, 0.005% 이상의 첨가가 필요하다. 탈산 후의 용존 산소 농도를 제어하여, Ti를 고용 N량의 저감에 유효하게 작용시키려면, Al를 0.010% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 특히 형강이나 후판의 경우, 0.030%를 초과하는 Al를 함유하면, 섬 형상의 마르텐사이트를 형성하여 모재의 인성을 악화시키고 용접부의 고온 강도에도 악영향을 미치므로, 상한을 0.030% 이하로 하였다. 더욱이, 모재의 인성의 향상이나 용접 열영향부의 재열 취화 저항 특성의 개선이 요구되는 경우에는, 0.030% 미만으로 제한하는 것이 바람직하고, 0.025% 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.
Ti는 탄화물 및 질화물을 생성하는 원소이며, 특히 고온에서 TiN를 형성하기 쉽다. 이에 따라, NbN의 석출을 억제할 수 있으므로, Ti의 첨가는 고용 Nb의 확보에 있어서도 극히 유효하다. 또한, 본 발명의 강재에서, Ti는 1300℃까지의 온도역에서 안정적인 TiN를 형성하므로, HAZ의 결정립계에 편석하여 석출하는 NbN의 조대화를 억제하고, 인성의 향상에도 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti를 0.005% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti의 함유량이 0.040% 이상이 되면, 조대한 TiN를 생성하고 모재의 인성을 손상시키므로, 상한을 0.040% 미만으로 한다. 또한, 모재의 인성이 요구되는 경우에는, 상한을 0.030% 이하로 하는 것이 바람직하고, 상한을 0.020% 이하로 하는 것이 가장 바람직하다.
N는 질화물을 형성하는 원소이며, 고용 Nb의 감소를 억제시키기 위해서, 상한을 0.0050% 미만으로 하였다. N의 함유량은 가급적 저농도인 것이 바람직하지만, 0.0001% 미만으로 하는 것은 곤란하다. 또한, 인성 확보의 관점에서, 상한을 0.0045% 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 조대한 NbN나 TiN의 석출을 억제하고 인성을 확보하기 위해서는, Ti와 N의 균형이 극히 중요하고, Ti/N을 12 이하로 하는 것이 필요하고, 바람직하게는 10 이하로 한다. 여기서, Ti와 N는 각각 Ti, N의 함유량이고, 단위는 질량%이다.
한편, TiN 생성에 의한 NbN 생성의 억제 효과를 충분히 얻어 고온 강도를 확 보하기 위해서는, Ti/N을 2 이상으로 하는 것이 필요하고, 3 이상으로 하는 것이 바람직하다.
이상을 정리하여, Ti와 N의 첨가량 및 균형의 적정 범위를 도 6에 나타낸다. 도면 중의 실선 (f)는 고온 강도의 확보, 즉 TiN의 석출에 의해서 고용 Nb량을 확보하기 위해서 Ti량의 하한을 0.005% 이상으로 하는 것, 실선 (g)는 인성의 확보, 즉 조대한 TiN의 석출을 방지하기 위해서 Ti량의 상한을 0.04% 미만으로 하는 것, 실선 (h)는 고온 강도의 확보, 즉 NbN의 석출을 억제하여 고용 Nb량을 확보하기 위해서, N량의 상한을 0.0050% 미만으로 하는 것을 의미한다. 또한, 실선 (i)는 고온 강도의 확보, 즉 TiN의 석출에 의해서 고용 Nb량을 확보하기 위하여 Ti/N의 하한을 2 이상으로 하는 것, 실선 (j)는 인성의 확보, 즉 TiN의 조대화를 방지하기 위해서 Ti/N의 상한을 12 이하로 하는 것을 의미한다.
또한, 본 발명의 강재는, B를 함유하지 않고 C와 N를 저감하고, 적정한 양의 Nb와 Ti를 첨가하는 성분 한정을 만족하도록 하였기 때문에, 재열 취화 저항 특성이 양호하다. 또한, 재열 취화 저항 특성이 향상하는 직접적인 요인은, 고온으로 가열되었을 때에, Nb와 Ti를 포함한 탄화물과 질화물의 석출이 억제되어 있는 것으로 생각된다. 따라서, 600℃에서의 Ti-Nb계 탄질화물의 평형 석출 몰비율이 0.3% 미만이 되어 있는 것이 바람직하다.
600℃에서의 Ti-Nb계 탄질화물의 평형 석출 몰비율은, 강재를 600℃로 가열하고, 강 중의 석출물이 잔존하도록 시료를 비수용매(非水溶媒)를 이용하여 전해하고, 전해액을 여과하여 얻은 잔사를 X선 회절법에 의해 정량 분석함으로써 구할 수 있다. 그러나, Ti-Nb계 탄질화물의 석출을 평형 상태로 하기 위해서는 장시간의 열처리가 필요하고 측정이 번잡하므로, 모든 케이스에 대하여 실시하는 것은 어렵다.
따라서, 평형 석출 몰비율을 열역학 평형 계산으로 구할 수도 있다. 예를 들면, 범용의 열역학 평형 계산 소프트웨어 서모-캘크(등록상표), 데이터베이스 TCFE2를 이용하여, C, Si, Mn, Nb, Ti, N 및 Al의 함유량에 의해서 계산할 수 있다. 또한, 선택 원소 V, Mo, Zr, Hf, Cr, Cu, Ni 및 Mg를 함유하는 경우에는, 그러한 함유량도 입력하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명자들은, 다른 소프트웨어와 데이터베이스를 사용하여도 열역학 평형 계산에 의해 동일한 결과를 얻을 수 있음을 확인하였다.
P 및 S는 불순물이며, 하한은 낮을수록 바람직하므로 특별히 한정되지 않지만, P 및 S의 함유량이 각각 0.03%와 0.02%를 초과하면, 응고 편석에 의한 용접 균열 및 인성의 저하를 일으킨다. 따라서, P 및 S의 함유량의 상한은 각각 0.03% 및 0.02%로 한다.
다음으로, 선택적으로 첨가하는 성분에 대하여 설명한다.
V 및 Mo는, Nb나 Ti와 마찬가지로 탄화물이나 질화물을 생성하는 원소이지만, C 및 N의 함유량이 낮은 경우에는, 탄화물이나 질화물은 Nb 및 Ti를 주성분으로 하여 생성된다. 따라서, V 및 Mo는, 탄화물이나 질화물에 의한 석출 강화에는 기여하지 않지만, 페라이트 중에 고용됨으로써 강화에 기여한다.
V는, 고용 강화의 효과를 충분히 발현시키기 위해서는, 0.01% 이상을 첨가하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상의 첨가가 더욱 바람직하다. 한편, V를 0.10% 초과 로 과잉으로 첨가하여도 효과는 포화하고 경제성도 손상되므로, V의 상한을 0.10%로 하는 것이 바람직하다.
Mo는 고용 강화의 효과뿐만 아니라 담금질성 향상에 의한 조직 강화에도 기여하는 유용한 원소이다. 그러나, 본 발명에 있어서는, 강화 원소로서 첨가하는 경우, 경제성이 크게 손상되지 않도록, 상한을 0.10% 미만으로 하는 것이 바람직하다.
Zr는 Ti보다 고온에서 안정적인 질화물을 생성하는 원소이며, 강 중에서의 고용 N의 저감에 기여하므로, Zr를 더욱 첨가함으로써, Ti를 단독으로 첨가하는 경우보다 고용 Nb를 더욱 많이 확보할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.001% 이상의 Zr를 첨가하는 것이 바람직하다. NbN의 석출을 억제하고, 고온 강도의 상승 및 재열 취화 특성의 개선 효과를 얻으려면, Zr를 0.010% 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Zr를 0.030% 초과로 함유하면, 주조 전의 용강 중에 조대한 ZrN를 생성하고 인성을 손상시키므로, 상한을 0.030%로 하는 것이 바람직하다.
Hf는 Ti와 같은 효과를 가지지만, 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, 0.010%를 초과하는 Hf의 첨가는, 인성을 저하시킬 수도 있으므로, 상한을 0.010%로 하는 것이 바람직하다.
Cr는 담금질성을 향상시켜 모재의 강화에 기여하는 원소이며, 그 효과를 얻으려면 0.1% 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Cr를 과잉으로 첨가하면 인성을 손상시킬 수도 있으므로, 상한을 1.5%로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 Cr량의 상한은 1.0% 이하이다.
Cu는 Cr과 마찬가지로 모재의 강화에 기여하는 원소이며, 0.1% 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Cu를 과잉으로 첨가하면 인성을 손상시킬 수도 있으므로, 상한을 1.0%로 하는 것이 바람직하다.
Ni는 담금질성의 향상에 의해 모재의 강화에 기여하는 원소이며, 과잉으로 첨가하여도 특성에 미치는 악영향은 작다. 모재의 강화의 효과를 유효하게 얻으려면, Ni를 0.1% 이상의 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ni량의 상한은, 경제성의 관점에서 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Mg는 강력한 탈산 원소인 것과 동시에, 고온에서 안정적인 Mg계 산화물을 생성하고, 용접 시에 고온으로 가열되었을 경우에도 강 중에 고용되지 않고, 입계를 피닝(pinning)하는 기능을 가진다. 이에 따라, HAZ의 조직을 미세화하고 인성의 저하를 억제한다. 이 효과를 얻으려면, 0.0005% 이상의 Mg를 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.0050%를 초과하는 Mg를 첨가하면, Mg계 산화물이 조대화화고 결정립 성장을 억제하는 피닝에 기여하지 않게 되고, 조대한 산화물에 의해서 인성을 손상시킬 수도 있으므로, 상한을 0.0050%로 하는 것이 바람직하다.
REM(희토류 원소)는 강 중에서 산화 및 황화 반응하고, 산화물 및 황화물을 생성한다. 이 산화물 및 황화물은 고온에서 안정적이고, 용접 시에 고온으로 가열된 경우에도 강 중에 고용되지 않고 입계를 피닝하는 기능을 가진다. 이 기능에 의해, HAZ의 조직을 미세화하고 인성의 저하를 억제할 수 있다. 이 효과를 얻으려면, 모든 희토류 원소의 합계의 함유량을 0.001% 이상으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, REM를 0.010%를 초과하여 첨가하면, 산화물이나 황화물의 체적 분율이 높아지고 인성을 저하시킬 수도 있으므로, 상한을 0.010%로 하는 것이 바람직하다.
Ca는 소량 첨가에 의해 열간 압연에서의 황화물의 압연 방향으로의 연신을 억제하는 효과를 발현한다. 이에 따라, 인성이 향상하고, 특히 판 두께 방향의 샤피 값의 개선에 기여한다. 이 효과를 얻으려면, Ca를 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ca를 0.005%를 초과하여 첨가하면, 산화물이나 황화물의 체적 분율이 높아지고 인성을 저하시킬 수도 있으므로, 상한을 0.005%로 하는 것이 바람직하다.
본 발명이 대상으로 하고 있는 저탄소의 강의 금속 조직은, 냉각 속도 등에 따라서, 주로 폴리고날 페라이트 조직, 매시브 페라이트 조직, 베이나이트 조직이 생기는 것으로 알려져 있다. 이러한 조직들 중, 매시브 페라이트 조직 및 베이나이트 조직은 Nb의 고용 강화가 유효하게 작용하므로 강도를 높일 수 있다. 따라서, 본 발명의 강의 바람직한 금속 조직은 매시브 페라이트 조직과 베이나이트 조직 중 하나 또는 모두의 혼합 조직이다.
매시브 페라이트 조직은, 냉각 과정에서 오스테나이트 조직이 동일 조성의 페라이트 조직으로 확산 변태한 조직이며, 변태 전후의 조성이 동일하다. 따라서, 탄소 원자의 확산이 아니라 철 원자의 자기 확산(격자의 재배열)이 변태의 율속 단계가 된다. 따라서, 매시브 페라이트 조직은 원자의 이동 거리가 짧고 비교적 빠른 변태 속도로 생성되므로, 결정립경이 폴리고날 페라이트 조직보다 크고 전위 밀도가 높기 때문에 고용 강화에 적합한 조직이다. 이러한 이유로, 본 발명의 강의 조직으로서는 폴리고날 페라이트 조직보다도 매시브 페라이트 조직이 바람직하다. 또 한, Nb의 탄화물인 NbC나 질화물인 NbN는 폴리고날 페라이트 조직의 생성 핵이 되므로, 저C화 및 저N화는 고용 Nb 확보뿐만 아니라 폴리고날 페라이트 조직 생성의 억제에도 유효하다.
이러한 금속 조직의 식별과 관련하여, 입내에 탄화물이 생성되어 있는 베이나이트 조직에 대해서는, 광학 현미경에 의해서 매시브 페라이트 조직이나 폴리고날 페라이트 조직과 구별하는 것이 가능하다. 한편, 매시브 페라이트 조직은, 폴리고날 페라이트 조직과는 결정립경이 상위하지만 광학 현미경에 의한 조직 관찰로는 판별이 곤란하다. 매시브 페라이트 조직과 폴리고날 페라이트 조직을 명확하게 구별하기 위해서는, 투과형 전자 현미경에 의한 관찰이 필요하다.
또한, 본 발명의 강의 금속 조직에는 매시브 페라이트 조직, 베이나이트 조직, 폴리고날 페라이트 조직 이외에, 소량의 마르텐사이트 조직, 잔류 오스테나이트 조직, 펄라이트 조직이 생길 수 있다. 즉, 일반적으로 혼입될 수 있는 이러한 조직의 존재를 배제하는 것은 아니다.
매시브 페라이트 조직과 베이나이트 조직의 생성은, 강의 담금질성을 높이는 것에 의해서 촉진된다. 따라서, 담금질성 지표인 Ceq를 0.05 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ceq가 너무 높으면, 강도가 상승하고 인성을 손상시킬 수도 있으므로, 상한을 0.60 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한,
Ceq = C＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14
이고, 수식 중의 C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 V는 각각의 원소의 함유량[질량%]이다.
본 발명의 내화 강재는 이상과 같이 구성되는데, 특히, 판 두께 10mm 이상의 후강판이나, 웹 두께 7mm 이상의 H형강, 그 중에서도, 플랜지 두께가 12mm 이상의 H형강에 대하여 특히 유효하다. 이러한 강재에서는 용접이 실시되고 HAZ의 재열 취화가 일어나기 쉬워지지만, 본 발명에서는, 전술한 바와 같이, B를 함유하지 않고, C와 N를 저감하고, 적정한 양의 Nb, Ti를 첨가하고 있기 때문에, 고온 강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 용접하였을 때에 HAZ의 결정립계로의 탄화물이나 질화물의 석출이 억제되고 재열 취화를 방지할 수 있다.
H형강은 대표적인 건축 구조 부재이며, 단면 형상이 양측의 플랜지와 그 사이의 웹으로 이루어진 H형인 강재이다. 특히, 플랜지의 판 두께가 12mm 이상, 웹의 판 두께가 7mm 이상이 되면, 내화 H형강으로서 사용되는 경우에는, 극히 우수한 인성 및 용접 열영향부의 고온 연성이 요구된다. 따라서, 본 발명의 내화 강재는, 이러한 H형강으로서 사용될 때에, 최대의 효과를 발휘할 수 있다.
다음으로 제조 방법에 대하여 설명한다.
상기 성분을 가지는 강을 용제하고, 주조하여 강편으로 한다. 생산성의 관점에서 연속 주조가 바람직하다. 얻어진 강편은, 열간 압연에 의해서 강판 또는 형강으로 성형되고 냉각된다. 또한, 본 발명이 대상으로 하는 강재는, 압연된 강판, H형강, I형강, L형강(산형강), ㄷ형강[구형강(溝形鋼)], 부등변 부등 두께 L형강 등의 형강이 포함된다. 이 중, 내화성 및 재열 취화 저항 특성이 요구되는 건재에는 특히 H형강이 바람직하다.
열간 압연에 의해서 강재를 제조하기 위해서는, 소성 변형을 용이하게 하고, Nb를 충분히 고용시키기 위하여, 강편의 가열 온도의 하한을 1100℃로 하는 것이 필요하다. 강편의 가열 온도의 상한은, 가열로의 성능이나 경제성을 고려하고 1350℃로 하였다. 강의 마이크로 조직을 미세화하기 위해서는, 강편의 가열 온도의 상한을 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연에서는, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 열간 가공에서의 재결정을 촉진시켜 결정립을 세립화하고, 강재의 인성 및 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, 열간 압연을, 강의 조직이 오스테나이트 단상인 온도 범위(γ 단상 영역이라 함)에서 완료시키거나, 상변태에 의해서 생성된 페라이트의 체적 분율이 낮은 상태로 완료시킴으로써, 항복 강도의 현저한 상승, 인성의 저하 및 인성의 이방성의 발생 등의 기계 특성의 저하를 회피할 수 있다. 따라서, 열간 압연의 종료 온도를 800℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 열간 압연 후, 800 ~ 500℃의 온도 범위를 0.1℃/s ~ 10℃/s의 평균 냉각 속도로 제어 냉각하는 것이 바람직하다. 이 가속 냉각에 의해서, 강재의 강도 및 인성이 더욱 향상한다. 이 효과를 얻으려면, 가속 냉각의 평균 냉각 속도를 0.1℃/s이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 10℃/s를 초과하는 평균 냉각 속도에서는 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직의 조직 분율이 상승하고, 인성이 저하할 수도 있으므로, 상한을 10℃/s로 하는 것이 바람직하다.
H형강을 제조할 때에는, 도 7에 예시된 유니버설 압연 설비열(設備列)에 의해서 열간 압연을 실시한다. 유니버설 압연 설비열은, 예를 들면, 가열로(2), 조압연기(粗壓延機)(3), 중간 압연기(4), 마무리 압연기(5)로 이루어진다. 강재의 기계 특성을 제어하려면, 가속 냉각을 실시하기 위하여, 열간 중간 압연기(4)의 전후와 마무리 압연기(5)의 출측에 플랜지 수랭 장치(6)를 설치하는 것이 바람직하다.
이 유니버설 압연 설비열에 의해서 열간 압연을 실시하는 경우, 소성 변형을 용이하게 하고, Nb를 충분히 고용시키기 위하여, 강편의 가열 온도를 1100℃ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, 가열 온도의 상한은, 가열로의 성능이나 경제성의 관점에서 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 강의 마이크로 조직을 미세화하기 위해서 1300℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
열간 압연에 있어서는, 결정립을 세립화하고 인성 및 강도를 향상시키기 위하여, 1000℃에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하는 것이 바람직하다. H형강의 경우, 누적 압하율은 대표적으로 플랜지의 판 두께의 변화로 나타낸다. 즉, 압연 전의 플랜지의 판 두께와 압연 후의 플랜지의 판 두께의 차이를 압연 전의 플랜지의 판 두께로 나눈 값이 각 압연 패스의 압하율이며, 백분율로 나타낸다. 누적 압하율은 각 압연 패스의 압하율의 합계이다.
또한, 열간 압연은, 항복 강도의 현저한 상승, 인성의 저하 및 인성의 이방성의 발생 등의 기계 특성의 저하를 회피하기 위하여, γ 단상 영역에서 종료시키거나, 상변태에 의해 생성하는 페라이트의 체적 분율이 작은 상태로 종료시키는 것이 바람직하다. 따라서, 열간 압연의 종료 온도의 바람직한 하한은 800℃이다. 또한, 결정립경을 미세화하기 위해서는, 전술한 바와 같이 중간 압연기의 전후에 수랭 장치를 설치하여 열간 압연의 도중에 가속 냉각을 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 열간 압연 후에, 플랜지의 800℃에서 500℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1℃/s ~ 10℃/s로 하여 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도를 0.1℃/s 이상으로 하는 가속 냉각에 의해서, 매시브 페라이트 조직 및 베이나이트 조직을 생성시키고, Nb의 고용 강화를 유효하게 작용시킬 수 있다. 한편, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하고, 강도의 과잉 상승에 의한 인성의 저하를 방지하기 위해서는, 상한을 10℃/s로 하는 것이 바람직하다. 특히, 플랜지는 판 두께가 두껍고 인성 및 재열 취화 저항 특성이 요구되는 부위이므로, 마무리 압연기의 출측에 플랜지 수랭 장치를 설치하고, 압연 후에 플랜지를 외측으로부터 스프레이 냉각하여, 전술한 가속 냉각을 실시하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 이용하여, 본 발명의 실시 가능성 및 효과에 대하여 부연 설명한다.
<실시예>
(실시예 1)
표 1에 기재된 성분으로 이루어진 강을 전로(轉爐)에서 용제하고, 합금을 첨가한 후, 연속 주조에 의해 250mm ~ 300mm 두께의 강편(주편)으로 하였다. 얻어진 강편을, 도 7에 도시된 유니버설 압연 설비열에 의해, 표 2와 표 3에 기재된 조건으로 열간 압연하고, 도 8에 도시된 웹(7)과 한 쌍의 플랜지(8)로 이루어진 H형의 단면 형상을 가지는 H형강으로 하였다. 또한, H형강의 웹 높이는 150mm ~ 900mm이고, 플랜지 폭은 150mm ~ 400mm이다.
도 7에 도시된 바와 같이, 강편은 가열로(2)에서 가열하고, 가열로로부터 추출한 후, 조압연기(3), 중간 압연기(4) 및 마무리 압연기(5)에 의해서 압연하였다. 중간 압연기(4)의 전후에 플랜지 수랭 장치(6)를 설치하고, 플랜지 외측면의 스프레이 냉각과 리버스 압연을 반복 실시하고, 압연 패스 사이에서의 수랭을 실시하였다. 또한, 마무리 압연기(5)의 출측에 설치한 플랜지 수랭 장치(6)를 이용하여, 압연 종료 후에 플랜지 외측면을 스프레이 냉각하고, 압연 후의 가속 냉각을 실시하였다.
도 8에 도시된 바와 같이, H형강의 플랜지(8)의 판 두께(t2)의 중심부(½t2)에서 플랜지 폭 전장(B)의 1/4(플랜지라고 함), 플랜지(8)의 판 두께(t2)의 중심부(½t2)에서 플랜지 폭 전장(B)의 1/2(필렛이라고 함), 및 웹(7)의 판 두께(t1)의 중심부(½t1)에서 웹 높이 전장(H)의 1/2(웹이라고 함)의 각각의 부위로부터 JIS Z 2201에 준거하여 인장 시험편을 채취하였다. 상온의 인장 시험은 JIS Z 2241에 준거하여 실시하였고, 600℃에서의 0.2% 내력의 측정은 JIS G 0567에 준거하여 실시하였다.
또한, 이러한 위치의 특성을 측정한 이유는 각각의 부위가 H형강 단면의 대표적인 부위이며, H형강의 평균적인 기계 특성 및 단면 내의 편차를 나타낼 수 있는 것으로 판단했기 때문이다. 샤피 충격 시험은, 필렛으로부터 시험편을 채취하고, JIS Z 2242에 준거하여 실시하였다.
또한, HAZ의 재열 취화는, 실제로 용접을 실시하여 HAZ부의 특성을 평가하지 않고, 용접과 동등한 열사이클을 샘플에 가하여 재현(再現) 시험으로 평가하였다. 구체적으로는, H형강의 플랜지 ¼F부에서 직경 10mm의 환봉의 시험편을 채취하고, 승온 속도 10℃/s로 1400℃로 가열하여 1초 유지하고, 800℃에서 500℃까지의 냉각 속도를 15℃/s로 하여 냉각하고, 승온 속도를 1℃/s로 하여 600℃로 가열하고, 600초 유지한 후, 0.5MPa/s의 증가 속도로 인장 응력을 가하고, 파단부의 단면감소율, 즉 재현 HAZ 재열 취화 단면감소율로 평가하였다.
결과를 표 2와 표 3에 나타낸다. 제조 No.1 ~ No.7, No.10 ~ No.17은 본 발명예이며, 제조 No.1, No.2, No.6, No.7, No.10, No.13, No.16 및 No.17의 H형강은 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 400MPa급의 하한치 이상이고, 제조 No.3 ~ No.5, No.11, No.12, No.14 및 No.15의 H형강은 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 490MPa급의 하한치 이상이다. 또한, 제조 No.1 ~ No.7, No.10 ~ No.17의 H형강은, 항복비(YP/TS)도 0.8 이하의 낮은 YR 값을 만족하고 있다. 또한, 600℃에서의 항복 강도에 관해서는, 상온에서의 인장 강도가 400MPa급에서 157MPa 이상, 490MPa급에서 217MPa 이상이고, 샤피 흡수 에너지가 기준치인 100J 이상을 만족하고, 재열 취화 저항 특성의 평가 기준인 재현 HAZ부 재열 단면감소율 30% 이상을 충분히 만족하고 있다. 한편, 비교예인 제조 No.18 ~ No.25는 표 1의 밑줄로 나타낸 첨가 성분이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나기 때문에, 표 3에 밑줄로 나타낸 바와 같이 필요 특성이 얻어지지 않는다.
Figure 712012002128523-pct00017
Figure 712012002128523-pct00018
Figure 112009013396487-pct00003
(실시예 2)
표 1의 강 No. A, C, F 및 K에 기재된 성분으로 이루어지고 실시예 1과 같이 250mm ~ 300mm 두께로 한 강편을, 표 4에 기재된 조건으로 열간 압연하고 후강판으로 하였다. 후강판의 판 두께의 중앙부에서 시험편을 채취하고, 상온의 인장 특성, 600℃에서의 0.2% 내력, 샤피 흡수 에너지 및 재현 HAZ 재열 취화 단면감소율을 실시예 1과 같은 조건으로 측정하였다.
결과를 표 4에 나타낸다. 제조 No.26과 No.28의 후강판은, 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 400MPa급의 하한치 이상이고, 제조 No.27과 No.29의 후강판은, 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 490MPa급의 하한치 이상이다. 또한, 이들은 항복비(YP/TS)도 0.8 이하의 낮은 YR 값을 만족하고 있다. 또한, 600℃에서의 항복 강도에 대해서도, 상온에서의 인장 강도가 400MPa급에서 157MPa 이상, 490MPa급에서 217MPa 이상이고, 샤피 흡수 에너지가 기준치인 100J 이상을 만족하고, 재열 취화 저항 특성의 평가 기준인 재현 HAZ부 재열 단면감소율 30% 이상을 충분히 만족하고 있다.
Figure 112009013396487-pct00004
(실시예 3)
표 1의 강 No. A, D 및 J에 기재된 성분으로 이루어지고, 실시예 1과 같이 250mm ~ 300mm 두께로 한 강편을, 표 5에 기재된 조건으로 1000℃ 이하의 누적 압하율을 변경하여 열간 압연하고, H형강을 제조하였다. 그 외의 압연 조건은 실시예 1과 동일하게 하였다. 또한, 실시예 1과 동일하게, 상온의 인장 특성, 600℃에서의 0.2% 내력, 샤피 흡수 에너지 및 재현 HAZ 재열 취화 단면감소율을 평가하였다.
결과를 표 5에 나타낸다. 제조 No.30, No.31, No.36 및 No.37의 H형강은, 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 400MPa급의 하한치 이상이고, 제조 No.33과 No.34의 H형강은, 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 490MPa급의 하한치 이상이다. 또한, 이들은 항복비(YP/TS)도 0.8 이하의 낮은 YR 값을 만족하고 있다. 또한, 600℃에서의 항복 강도에 대해서도, 상온에서의 인장 강도가 400MPa급에서 157MPa 이상, 490MPa급에서 217MPa 이상이며, 샤피 흡수 에너지가 기준치인 100J 이상을 만족하고, 재열 취화 저항 특성의 평가 기준인 재현 HAZ부 재열 단면감소율 30% 이상을 충분히 만족하고 있다.
한편, 제조 No.32, No.35 및 No.38의 H형강은, 1000℃ 이하의 누적 압하율이 30% 미만이었기 때문에, 결정립경의 미세화가 불충분하고, 각각, 상온에서의 인장 강도, 600℃에서의 0.2% 내력, 상온에서의 항복 강도가 밑줄로 나타낸 바와 같이 약간 저하되어 있다.
Figure 112009013396487-pct00005
(실시예 4)
표 1의 강 No. E와 J에 기재된 성분으로 이루어지고, 실시예 1과 같이 250mm ~ 300mm 두께로 한 강편을, 표 6에 기재된 조건으로 열간 압연한 후, 가속 냉각하고, 800℃에서 500℃까지의 냉각 속도를 변경하여 H형강을 제조하였다. 압연 후의 가속 냉각은, 도 7에 도시된 마무리 압연기로 압연 종료 후에 그 출측에 설치한 냉각 장치로 플랜지 외측면을 수랭하여 실시하였다. 그 외의 압연 조건은 실시예 1과 동일하게 하였다. 또한, 실시예 1과 동일하게, 상온의 인장 특성, 600℃에서의 0.2% 내력, 샤피 흡수 에너지 및 재현 HAZ 재열 취화 단면감소율을 평가하였다.
결과를 표 6에 나타낸다. 제조 No.42와 No.43의 H형강은, 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 400MPa급의 하한치 이상이고, 제조 No.39와 No.40의 H형강은, 목표의 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 490MPa급의 하한치 이상이다. 또한, 이들은 항복비(YP/TS)도 0.8 이하의 낮은 YR 값을 만족하고 있다. 또한, 600℃에서의 항복 강도에 대해서도, 상온에서의 인장 강도가 400MPa급에서 157MPa 이상, 490MPa급에서 217MPa 이상이고, 샤피 흡수 에너지가 기준치인 100J 이상을 만족하고, 재열 취화 저항 특성의 평가 기준인 재현 HAZ부 재열 단면감소율 30% 이상을 충분히 만족하고 있다.
한편, 제조 No.41과 No.44의 H형강은, 800℃에서 500℃까지의 냉각 속도가 0.1℃/s 미만이어서, 전위가 회복되고 NbC가 석출하였기 때문에, 600℃에서의 0.2% 내력이 밑줄로 나타낸 바와 같이 약간 저하되어 있다.
Figure 112009013396487-pct00006
(실시예 5)
실시예 1과 마찬가지로, 표 7의 강 No. AA ~ AD에 기재된 성분으로 이루어진 250mm ~ 300mm 두께의 강편을, 표 8에 기재된 조건으로 열간 압연하고, H형강을 제조하였다. 또한, 실시예 1과 동일하게, 상온의 인장 특성, 600℃에서의 0.2% 내력, 샤피 흡수 에너지 및 재현 HAZ 재열 취화 단면감소율을 평가하였다.
결과를 표 8에 나타낸다. 제조 No.45는, 표 1의 강 No. C보다도 Al의 함유량을 증가시킨 표 7의 강 No. AA를 이용한 본 발명예이다. 또한, 제조 No.48은, 표 7의 강 No. AA보다도 Al의 함유량을 증가시킨 강 No. AD를 이용한 비교예이다. 표 2의 제조 No.3, 표 8의 제조 No.45 및 No.48을 비교하면, Al량의 증가에 의해서 인성이 저하하고, Al량이 0.030%를 초과하면, 기준치인 100J보다도 저하하는 것을 알 수 있다.
또한, 표 8의 제조 No.46은, 선택적으로 REM 및 Ca를 첨가한 본 발명예이고, 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 400MPa급의 하한치 이상, 600℃에서의 항복 강도도 157MPa 이상이고, 목표치를 만족하고 있다. 제조 No.47은, 선택적으로 Cr을 첨가한 본 발명예이고, 상온의 항복점 범위가 JIS 규격의 490MPa급의 하한치 이상, 600℃에서의 항복 강도도 217MPa 이상이고, 목표치를 만족하고 있다. 또한, 제조 No.46 및 NO.47은 모두 항복비(YP/TS)가 0.8 이하이고, 샤피 흡수 에너지가 기준치인 100J 이상을 만족하고, 재현 HAZ부 재열 단면감소율도 30% 이상이다.
Figure 112009013396487-pct00007
Figure 112009013396487-pct00008
본 발명에 의하면, 충분한 상온 강도 및 고온 강도를 가지고, HAZ의 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재를, 냉간 가공 및 조질 열처리를 실시하지 않고 제공하는 것이 가능하고, 본 발명의 내화 강재를 건조물의 구조 부재 등에 이용함으로써, 시공 비용과 공사 기간의 단축에 의한 대폭적인 비용 삭감이 실현되고, 대형 건조물의 신뢰성 향상, 안전성의 확보, 경제성 등의 향상이 달성된다.

Claims (12)

  1. 질량%로,
    C: 0.001% 이상 0.030% 이하,
    Si: 0.05% 이상 0.50% 이하,
    Mn: 0.4% 이상 2.0% 이하,
    Nb: 0.11% 이상 0.50% 이하,
    Ti: 0.005% 이상 0.040% 미만,
    N: 0.0001% 이상 0.0050% 미만 및
    Al: 0.005% 이상 0.030% 이하를 함유하고,
    P: 0.03% 이하 및
    S: 0.02% 이하로 제한되고,
    C, Nb, Ti, N의 함유량이,
    C-Nb/7.74 ≤ 0.005 및
    2 ≤ Ti/N ≤ 12를 만족하고,
    Zr: 0.03% 이하(0% 제외),
    Hf: 0.010% 이하(0% 제외)
    중 1종 또는 모두를 또한 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    내화 강재가, 일체 성형된 플랜지와 웹으로 이루어진 H형의 단면 형상을 가 지고, 상기 플랜지의 판 두께가 12mm 이상이고, 상기 웹의 판 두께가 7mm 이상인 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    질량%로,
    V: 0.10% 이하 및
    Mo: 0.10% 미만
    중 1종 또는 모두를 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  4. 삭제
  5. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    질량%로,
    Cr: 1.5% 이하,
    Cu: 1.0% 이하 및
    Ni: 1.0% 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  6. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    질량%로,
    Mg: 0.005% 이하,
    REM: 0.01% 이하 및
    Ca: 0.005% 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  7. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    Nb와 C의 질량 농도적이 0.0015 이상인 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  8. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    600℃에서의 Ti-Nb계 탄질화물의 평형 석출 몰비율이 0.3% 미만인 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재.
  9. 청구항 1에 기재된 성분을 가지는 강편을 1100℃ 내지 1350℃로 가열하고, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
  10. 청구항 9에 기재된 압연 후, 800℃에서 500℃까지의 온도 범위를 0.1℃/s 내지 10℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
  11. 청구항 1에 기재된 성분을 가지는 강편을 1100℃ 내지 1350℃로 가열하고, 유니버설 압연 설비열에 의해서, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30% 이상으로 하여 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 청구항 2에 기재된 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
  12. 청구항 11에 기재된 압연 후, 플랜지를 외측으로부터 스프레이 냉각하고, 800℃에서 500℃까지의 온도 범위의 플랜지의 평균 냉각 속도를 0.1℃/s 내지 10℃/s로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 고온 강도, 인성 및 재열 취화 저항 특성이 우수한 내화 강재의 제조 방법.
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