KR20070116686A - 내화용 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 재질의 변동이 보다 적고, 600 ℃에서도 상온의 2/3 이상의 내력을 나타낼 수 있는 내화성이 우수한 내화용 강재와 그 제조 방법을 제공하는 것으로, 질량％로, C : 0.01 내지 0.03 ％, Mn : 0.2 내지 1.7 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Cu : 0.7 내지 2 ％, Mo : 0.8 ％ 이하, Nb : 0.01 내지 0.3 ％, Ti : 0.005 내지 0.03 ％, N : 0.006 ％ 이하, B : 0.0003 내지 0.003 ％, V : 0.2 ％ 이하, Cr : 1 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하를 함유하고, 또한 질량비로 Ni/Cu가 0.6 이상, 0.9 이하가 되는 Ni를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 600 ℃에서의 내력이 21 ℃에서의 내력의 60 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 내화용 강재이다.

플랜지, 조 압연기, 중간 압연기, 마무리 압연기, 형강

Description

내화용 강재 및 그 제조 방법{HEAT-RESISTANT STEEL PRODUCT AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 건조물의 구조 부재 등에 이용되는 내화용 강재와 그 제조 방법에 관한 것이다.

건축물의 초고층화, 건축 설계 기술의 고도화 등으로부터 내화 설계의 재검토가 건설부 총합 프로젝트에 의해 행해지고, 1987년 3월에「신내화 설계법」이 제정되었다. 이 규정에 의해, 화재시에 강재의 온도를 350 ℃ 이하로 하도록 내화 피복한다고 되어 있던 구법령에 의한 제한이 해제되어, 내화용 강재의 고온 강도와 건축물의 실제 하중과의 균형에 의해, 그에 적합한 내화 피복 방법을 결정할 수 있게 되었다. 즉 600 ℃에서의 설계 고온 강도를 확보할 수 있는 경우에는, 그에 맞는 내화 피복을 삭감할 수 있게 되었다.

이와 같은 동향에 대응하여, 본 출원인은, 먼저 일본 특허 공개 평2-77523호 공보에 있어서, 내화성이 우수한 건축용 저항복비 강 및 강재 및 그 제조 방법을 제안하고 있다. 이 선원 발명의 요지는, 600 ℃에서의 항복점이 상온시의 70 ％ 이상이 되도록 Mo, Nb를 첨가하여 고온 강도를 향상시킨 것이다. 강재의 설계 고온 강도를 600 ℃로 설정한 것은, 합금 원소에 의한 강재비의 상승과 그에 따른 내 화 피복 시공비와의 균형으로부터 가장 경제적인 지견을 기초로 한 것이다. 이 개발 H형강은, 저탄소화와 미량 Nb, B와 Cu 첨가에 의해 저탄소 베이나이트 조직을 생성하고, 600 ℃에서의 내력이 내화 590 ㎫급 규격의 상온에 있어서의 내력 440 ㎫의 2/3의 293 ㎫ 이상의 고온 고강도화를 달성하는 것을 특징으로 하고 있다(내력은, 항복점이 명확한 경우에는 항복점을 가리키고, 명확하지 않은 경우에는 0.2 ％ 내력을 가리킴).

또한 같은 목적에 추가하여, 또한 H형강의 필렛부 등과 같은 부위의 취성을 개선하는 것을 목적으로 하여, 일본 특허 공개 평9-137218호 공보에는, Mo, Cu, Ni를 첨가함으로써, 재질의 변동을 적게 한 건축 구조용 H형강이 개시되어 있다.

또한, 일본 특허 공개 평10-072620호 공보에는, 재질 변동이 적고 용접성이 우수한 H형강의 제조 방법이 개시되어 있다.

본 발명자들은, 전술한 선원 기술에 의해 제조된 강재를 각종 형강, 특히 복잡한 형상으로부터 엄격한 압연 조형상의 제약을 갖는 H형강의 소재에 적용하는 것을 시도하였다. 그 결과, 웹, 플랜지, 필렛의 각 부위에서의 압연 마무리 온도, 압하율, 냉각 속도의 차로부터 강재의 부위에 따라 조직, 특히 베이나이트 비율이 현저히 다르고, 상온ㆍ고온 강도, 연성, 인성이 변동하여, 용접 구조용 압연 강재(JIS G3106) 등의 규준에 충족하지 않는 부위가 생기고 있는 것이 판명되었다. 게다가, 상기 특허문헌 2 및 특허문헌 3에 의해 제조된 강재는, Cu에 의한 고온 균열에 의해 표면 손상이 발생하거나, 내화 성능이 떨어지고 있었다.

본 발명은 이러한 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은, 재질의 변동이 보다 적고, 600 ℃에서도 상온의 6O％ 이상의 내력을 나타낼 수 있는 내화성이 우수한 내화용 강재와 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

그래서 본 발명자들이 연구를 진행시킨 결과, 특히 Cu의 첨가는, 상온에서는 고용되어 있던 Cu가 고온에서 강재 조직 중에 석출되어 600 ℃에서의 내력을 향상시키는 데 유효하지만, 한편 Cu 첨가에 수반하는 고온 균열 억제로서 첨가되는 Ni가 지나치게 많아지면, 고온에서 Cu가 석출되기 어려워져 Cu 석출에 의한 내력 향상이 충분히 달성되지 않게 되는 것을 알 수 있었다. 그리고 더욱 예의 조사를 한 결과, 질량％로 Cu를 0.7 내지 2.0 ％ 함유하는 한편, Ni/Cu의 질량비가 0.6 이상, 0.9 이하가 되도록 Ni를 함유시킴으로써, Cu 첨가에 수반하는 고온 균열의 억제와, Cu 석출에 의한 내력 향상을 밸런스 좋게 향수할 수 있는 등의 지견을 얻었다.

본 발명은, 질량％로, C : 0.01 내지 0.03 ％, Mn : 0.2 내지 1.7 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Cu : 0.7 내지 2 ％, Mo : 0.8 ％ 이하, Nb : 0.01 내지 0.3 ％, Ti : 0.005 내지 0.03 ％, N : 0.006 ％ 이하, B : 0.0003 내지 0.003 ％, V : 0.2 ％ 이하, Cr : 1 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하를 함유하고, 또한 질량비로 Ni/Cu가 0.6 이상, 0.9 이하가 되는 Ni를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 600 ℃에서의 내력이 21 ℃에서의 내력의 60 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 내화용 강재가 제공된다. 또, 내력은, 항복점이 명확한 경우에는 항복점을 가리키고, 명확하지 않은 경우에는 0.2 ％ 내력을 가리킨다.

이 내화용 강재는, 질량％로, 또한, Ca : 0.0005 내지 0.005 ％, Mg : 0.0005 내지 0.01 ％, REM : 0.0005 내지 0.01 ％ 중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이라도 좋다. 또한, 이 내화용 강재는 예를 들어 형강이다.

또한, 본 발명은, 질량％로, C : 0.01 내지 0.03 ％, Mn : 0.2 내지 1.7 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Cu : 0.7 내지 2 ％, Mo : 0.8 ％ 이하, Nb : 0.01 내지 0.3 ％, Ti : 0.005 내지 0.03 ％, N : 0.006 ％ 이하, B : 0.0003 내지 0.003 ％, V : 0.2 ％ 이하, Cr : 1 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하를 함유하고, 또한 질량비로 Ni/Cu가 0.6 이상, 0.9 이하가 되는 Ni를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 주편을 1200 내지 1350 ℃의 온도 영역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 압연 종료 후 800 ℃ 내지 500 ℃의 온도 범위를 평균 0.1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 내화용 강재의 제조 방법이 제공된다.

이 제조 방법은, 질량％로, 또한, Ca : 0.0005 내지 0.005 ％, Mg : 0.0005 내지 0.01 ％, REM : 0.0005 내지 0.01 ％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 주편을 1200 내지 1350 ℃의 온도 영역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 압연 종료 후 800 ℃ 내지 500 ℃의 온도 범위를 평균 0.1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것이라도 좋다. 또한, 이 제조 방법은, 예를 들어 압연으로 형강을 제조하는 것이라도 좋다.

본 발명에 따르면, 상온에서 Cu 과포화된 저탄소 베이나이트 조직을 생성시킨 고강도의 내화용 강재를 얻을 수 있다. 본 발명의 내화용 강재는 600 ℃로 가열되면, Cu가 석출됨으로써 고온 강도를 얻을 수 있다.

도1은 본 발명의 실시예에 이용한 압연 장치의 설명도이다.

도2는 기계 시험편의 채취 위치를 나타내는 H형강의 단면도이다.

도3은 본 발명에 있어서의 Ni/Cu비와 600 ℃에서의 내력(고온 PS)과 21 ℃에서의 내력(상온 YP)과의 비의 범위를 모식적으로 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

강재의 고온 강도는, 철의 융점의 대략 1/2 온도인 700 ℃ 이하에서는, 상온에서의 강화 기구와 대략 마찬가지이고, 1. 페라이트 결정립 직경의 미세화, 2. 합금 원소에 의한 고용체 강화, 3. 경화상에 의한 분산 강화, 4. 미세 석출물에 의한 석출 강화 등에 의해 지배된다. 일반적으로 고온 강도의 상승은, Mo, Cr의 첨가에 의한 석출 강화와 전위의 소실 억제에 의한 고온에서의 연화 저항을 높임으로써 달성되어 있다. 그러나, 탄소 함유량 0.03 ％를 초과하는 저탄소 베이나이트 성분계 강에서는, 아일랜드 형상 마르텐사이트를 생성하여, 저온 인성이 현저히 저하되고, 규준에 충족하지 않는 부위가 생겼다.

그래서 본 발명에서는, 탄소 함유량 0.03 ％ 이하의 극저 탄소 베이나이트 성분계 강으로 함으로써, 아일랜드 형상 마르텐사이트의 생성 억제에 의한 고인성화를 도모하고, 또한 Nb와 B의 복합 첨가에 의한 켄칭(quenching)성 상승 효과에 의해 안정적으로 베이나이트 변태시키고, 상온에서는 Cu를 α 중에 최대한 고용화시키고, 600 ℃에서는 Cu의 석출 강화를 최대한 작용시킴으로써, 목적의 상온 강도ㆍ고온 강도ㆍ고인성을 달성한 것이다.

여기서, 저탄소강에 있어서는, 종래의 내화강에서 사용되었던 Mo 및 V 탄화물에 의한 석출 강화를 기대할 수 없기 때문에, 금속 석출 원소인 Cu를 채용하였다.

이하에 본 발명에 있어서의 각 성분 범위와 압연 조건의 한정 이유에 대해 서술한다. 또, 각 성분 범위는 질량％로 나타낸다.

C : C는, 강을 강화하기 위해 첨가하는 것으로, 0.01 ％ 미만에서는 구조용 강으로서 필요한 강도를 얻을 수 없다. 또한, 0.03 ％를 초과하는 과잉 첨가는, 베이나이트 라스 사이에 아일랜드 형상 마르텐사이트를 생성하여 모재 인성을 현저히 저하시키므로, 하한을 0.01 ％, 상한을 0.03 ％로 하였다.

Mn : Mn은, 모재의 강도, 인성의 확보에는 0.2 ％ 이상의 첨가가 필요하지만, 용접부의 인성, 균열성 등의 허용할 수 있는 범위에서 상한을 1.7 ％로 하였다.

Si : Si는, 모재의 강도 확보, 용강의 예비 탈산 등에 필요하지만, 0.5 ％를 초과하면 용접 열 영향부의 조직 내에 경화 조직의 고탄소 아일랜드 형상 마르텐사이트를 생성하고, 용접 이음부 인성을 저하시키기 때문에 Si 함유량의 상한을 0.5 ％ 이하로 한정하였다. 또, Si는 반드시 함유하지 않아도 된다.

Mo : Mo는, 모재 강도 및 고온 강도의 확보에 유효한 원소이지만, 0.8 ％ 초 과에서는 켄칭성이 지나치게 상승하여 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 열화되므로 0.8 ％ 이하로 제한하였다. 또한, Mo은 반드시 함유하지 않아도 된다.

Cu : Cu는, 변태점을 강하시키고, 상온 강도를 증대시킨다. 또한, 베이나이트 변태에 있어서 석출하지 않고 과포화가 된 Cu가 상온에서는 조직 중에 고용하고, 내화강으로서의 사용 온도 600 ℃ 가열시에 베이나이트 변태에 의해 도입된 전위 상에 Cu상을 석출하고, 그 석출 경화에 의해 모재의 내력을 증가시킨다. 단, 이 α 중에서의 Cu상의 석출은 0.7 ％ 미만에서는 α 중에서의 Cu의 고용 한내(限內)이며, 석출이 생기지 않기 때문에 전술한 강화는 얻을 수 없다. 또한 2 ％를 초과하면 그 석출 강화는 포화하는 데다가, 인성을 저하시키기 때문에 Cu : 0.7 내지 2 ％로 제한하였다.

Nb : Nb는, Nb 탄질화물을 형성함으로써 C, N을 고정하고, 페라이트의 핵 생성을 촉진하는 붕소 탄질화물, 붕소 화합물의 형성을 억제하고, B를 고용한 상태로 유지한다. 또한, 고용 Nb는 드래그 효과에 의해 페라이트의 입자 성장을 지연시키기 때문에, 비교적 느린 냉각 속도에 있어서도 미변태의 γ를 베이나이트 변태점까지 유지하여, 안정적으로 베이나이트를 발생시키는 데 기여한다. 이로 인해 0.01 ％ 이상으로 한다. 또한, 고용 Nb는 드래그 효과에 의해, 고온에 있어서 전위 이동의 장해가 되어 고온 강도 확보에도 기여한다. 따라서, 고온 강도 향상을 위해서는 0.05 ％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, 0.3 ％를 초과하면 그 효과가 포화되므로, 경제성의 관점에서 0.3 ％ 이하로 제한하였다.

N : N은, B 질화물을 생성하고, 페라이트의 생성을 조장하기 때문에, N 함유 량을 0.006 ％ 이하로 제한하였다.

Al : Al은 용강의 탈산 및 AlN으로서 N을 고정하기 위해 첨가하는 것으로, 0.1 ％를 초과하면 알루미나가 생성되어 피로 강도의 저하를 초래하므로, 0.1 이하로 하였다. 또, Al은 반드시 함유하지 않아도 된다.

Ti : Ti는, TiN의 석출에 의한 고용 N의 저감과, γ 세립화에 의해 BN의 석출을 억제하고, 고용 B량을 증가시켜 B의 켄칭성 상승 효과를 높이기 위해 첨가하는 것이다. 이에 의해 상온ㆍ고온 강도를 상승시킨다. 따라서, 0.005 ％ 미만에서는 TiN의 석출량이 부족하고, 이들 효과를 발휘하지 않기 때문에 Ti양의 하한치를 0.005 ％로 하였다. 그러나 0.03 ％를 초과하면 과잉의 Ti는 TiC를 석출하고, 그 석출 경화에 의해 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 열화시키기 때문에 0.03 ％ 이하로 한정하였다.

B : B는, 미량 첨가로 켄칭성을 상승시켜 강도 상승에 기여한다. 단 0.0003 ％ 미만에서는 그 효과는 충분하지 않고, 또한 0.003 ％를 초과하면 철 붕소 화합물을 생성하여 켄칭성을 저감시킨다. 따라서, B 함유량을 0.0003 내지 0.003 ％로 한정하였다.

Ni : Ni는, Cu 첨가에 수반하는 압연시에서의 고온 균열 손상의 방지를 위해 Ni/Cu비로 0.6 이상이 되는 Ni를 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ni는, Cu의 고용 한도를 상승시켜 Cu 석출량을 감소시키므로, 고온 강도를 확보하기 위해 Ni/Cu비로 0.9 이하가 되는 Ni를 함유하는 것으로 하였다.

Cr : Cr은, 켄칭성의 향상에 의해 모재의 강화에 유효하다. 그러나 1 ％를 초과하는 과잉 첨가는, 인성 및 경화성의 관점에서 유해해지므로, 상한을 1 ％로 하였다. 또한, Cr은 반드시 함유하지 않아도 된다.

V : V는, 미량 첨가에 의해 압연 조직을 미세화할 수 있고, V 탄질화물의 석출에 의해 강화하기 때문에 저합금화할 수 있어 용접 특성을 향상시킬 수 있다. 그러나, V의 과잉 첨가는 용접부의 경화나, 모재의 고항복점화를 초래하므로, 함유량의 상한을 V : 0.2 ％로 하였다. 또, V는 반드시 함유하지 않아도 된다.

Mg : Mg는, 산화물의 미세화 및 황화물의 형성에 의해 개재물의 미세 분산을 목적으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. Mg량을 0.0005 내지 0.01 ％로 한정하는 것은, Mg는 강력한 탈산 원소이며, 정출된 Mg 산화물은 용강 중에서 용이하게 부상 분리되기 때문에 0.01 ％를 초과한 첨가는 수율이 좋지 않으므로, 그 상한을 0.01 ％로 하였다. 또, Mg 첨가에 사용하는 Mg 합금은, 예를 들어 Si-Mg 및 Ni-Mg이다. Mg 합금을 이용하는 이유는, 합금화에 의해 Mg의 농도를 낮게 하고, Mg 산화물 생성시의 반응을 억제하여, 첨가시의 안전성 확보와 Mg의 수율을 높이기 때문이다.

Ca, REM : Ca, REM은, 황화물, 산화물의 형상 제어를 위해 첨가하는 것이 바람직하다. Ca : 0.0005 내지 0.005 ％, REM : 0.0005 내지 0.01 ％로 제한한 것은, 하한치 이하에서는 이들 원소에 의한 황화물, 산화물의 생성이 불충분하고, 상한치 이상에서는 산화물이 조대화하여 인성 및 연성 저하를 발생시키기 때문에 이 범위로 제한하였다.

불가피 불순물로서 함유하는 P, S는 그 양에 대해 특별히 한정하지 않지만 응고 편석에 의한 용접 균열 및 인성의 저하를 발생시키므로, 최대한 저감시켜야 하고, 바람직하게는 P량은 0.03 ％ 이하, S량은 0.02 ％ 이하이다.

상기한 조성을 갖는 주편을 표면 온도가 1200 내지 1350 ℃의 온도 영역이 되도록 가열한다. 가열 온도를 이 온도 영역으로 한정한 것은, 열간 가공에 의한 형강의 제조에는 소성 변형을 쉽게 하기 위해 1200 ℃ 이상의 가열이 필요하고, 또한 V, Nb 등의 원소를 충분히 고용시킬 필요가 있기 때문에 가열 온도의 하한을 1200 ℃로 하였다. 그 상한은 가열로의 성능, 경제성으로부터 1350 ℃로 하였다.

또한, 40 ㎜를 초과하는 극후(極厚) 형강의 경우, 압연 종료 후의 냉각 속도가 지나치게 느려지면, 조직 중에 α 조직이 대량으로 생성되고, 냉각시에 α 중에 Cu가 석출되어 상온에서의 고용 Cu량이 감소하게 된다. 이 경우, α 조직의 생성에 수반하여 베이나이트 비율이 저하되지만, 석출 강화는 통상 항복점을 인상할수록 인장 강도를 인상하지 않기 때문에 항복비(YR)의 상승으로 이어져, 내진성이 저하되어 버린다. 또한, 상온에서의 고용 Cu량이 감소하면, 600 ℃ 가열시에 Cu상의 석출 강화에 의한 내력 증가를 기대할 수 없게 된다. 그렇게 하면, 600 ℃에서의 내력이 21 ℃에서의 내력의 60 ％를 하회하게 된다. 그래서, 냉각시에 충분한 베이나이트 조직을 확보하고, 고용 Cu량을 가능한 한 많게 하기 위해, 800 내지 500 ℃의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도를 0.1 ℃/s 이상으로 하였다.

이렇게 하여 제조되는 본 발명의 내화용 강재는, Nb, B의 미량 첨가와 고Cu 첨가에 의한 합금 설계에 의해, 베이나이트 변태에 있어서는 Cu가 거의 석출되지 않고 과포화 상태가 되고, 한편 이것을 600 ℃로 가열하였을 때에는, 상온에서 고 용하고 있던 Cu가 강재 조직 중에 석출되어 600 ℃에서의 내력을 향상시킬 수 있다. 이렇게 하여 본 발명의 내화용 강재는, 600 ℃에서도 상온의 60 ％ 이상의 내력을 나타낼 수 있는 우수한 내화 성능을 갖게 된다.

본 발명의 내화용 강재는, 건조물의 구조 부재 등에 적합하게 이용되는 H형강, I형강, 산형강, 홈형강, 부등 변 부등 두께 산형강 등의 각종 형강, 후판 등의 강판 등으로서 구현화된다. 예를 들어 상기의 조건에서, 본 발명의 내화용 강재의 일례로서 H형강을 제조한 경우, 상온에서 미세화된 저탄소 베이나이트 조직을 가짐으로써, 웹, 플랜지, 필렛의 각 부위에서 대략 균일한 기계적 특성을 나타내게 되고, H형강에 있어서 기계 시험 특성의 가장 보증하기 어려운 플랜지 판두께 1/2부, 폭 1/2부에 있어서도 충분한 강도, 인성을 갖는다. 또한, 600 ℃의 가열시에는, Cu의 석출 강화에 의한 우수한 내화 성능을 나타내므로, 내화성 및 인성이 우수한 고강도 내화 압연 H형강이 된다. 이 H형강은, 고온 특성이 우수하므로, 건축용 내화 재료에 이용하는 경우, 피복 두께가 종래의 20 내지 50 ％로 충분한 내화 목적을 달성할 수 있다. 이와 같이, 우수한 내화성 및 인성을 갖는 형강이 압연으로 제조 가능해져, 시공 비용 저감, 공사 기간의 단축에 의한 대폭적인 비용 삭감이 도모되고, 대형 건조물의 신뢰성 향상, 안전성의 확보, 경제성 등의 향상이 달성된다.

이하에 실시예에 의해 또한 본 발명의 효과를 나타낸다.

원료를 전로 용제하고, 합금을 첨가 후, Ti, B를 첨가하여 연속 주조에 의해 240 내지 300 ㎜ 두께 주편으로 주조하였다. 주편의 냉각은 몰드 하방의 이차 냉 각대의 수량과 주편의 인발 속도의 선택에 의해 제어하였다. 실시예에 이용한 각 강종의 화학 성분치를 표1에 나타낸다. 강종 1 내지 17이 본 발명의 범위 내이며, 강종 18 내지 38이 본 발명의 범위 외의 비교강이다.

[표1]

표1에 나타내는 각 강종의 주편을 1300 ℃로 가열하고, 도1에 나타내는 유니버설 압연 장치열에 있어서, 가열로(1)로부터 나온 피압연재(5)(주편)를 조(粗) 압연기(2), 중간 압연기(3), 마무리 압연기(4)의 순으로 통과시켜, 도2에 도시한 바와 같이 웹(6)과 한 쌍의 플랜지(7)로 이루어지는 H형의 단면 형상을 갖는 H형강(H458x417x30x50)으로 압연하였다. 또, 압연 가열 온도를 1300 ℃로 일치시킨 것은, 일반적으로 가열 온도의 저하는 γ 입자를 세립화하여 기계 특성을 향상시키는 것은 주지이고, 고온 가열 조건은 기계 특성의 최저치를 나타낸다고 추정되고, 이 값이 그 이하의 가열 온도에서의 특성을 대표할 수 있다고 판단하였기 때문이다.

이렇게 하여 제조된 각 H형강의 각각에 있어서, 플랜지(7)의 판두께(t₂)의 중심부(1/2t₂)에서, 또한 플랜지 폭 전체 길이(B)의 1/2폭(1/2B)이 되는 위치에서 시험편을 채집하여, 기계적 특성을 조사하였다. 또, 이 부위의 특성을 조사한 것은, 플랜지 1/2B부는 H형강의 기계적 특성이 가장 저하되므로, 이 부위에 의해 각 H형강의 기계 시험 특성을 알 수 있다고 판단하였기 때문이다.

표2에, 각 강종으로부터 제조한 H형강의 기계 시험 특성으로서, 600 ℃에서의 0.2 ％ 내력[600 ℃ PS(㎫)], 상온(21 ℃)에서의 내력[항복점 응력(YP)(㎫)]과 인장 강도[TS(㎫)], 600 ℃에서의 0.2 ％ 내력(600 ℃ PS)과 상온(21 ℃)에서의 내력[항복점 응력(YP)]과의 비[600 ℃ PS/YP비(％)], 항복비(YR), 충격치[v E0 ℃(J)], 취성 파면율(％)을 각각 나타낸다. 또, 각 기계 시험 특성의 합격 기준으 로서, 상온(21 ℃)에서의 인장 강도(TS)가 590 ㎫ 이상, 내력(YP)이 440 ㎫ 이상의 고강도이고, 게다가 600 ℃에서의 0.2 ％ 내력이 상온(21 ℃)에서의 내력의 최저 기준인 440 ㎫의 2/3(293 ㎫) 이상이고, 또한 600 ℃에서의 내력이 21 ℃에서의 내력의 6O％ 이상, 항복비(YR)가 80 ％ 이하, 충격치(v E0℃)가 70 J 이상, 취성 파면율이 50 ％ 이하를 요구하였다. 이 합격 기준이면, 건축 학회 기준을 통과할 수 있어, 내화용 강재로서 상응한다고 판단할 수 있다.

[표2]

본 발명의 범위 내에 있는 강종 1 내지 17로 제조된 각 H형강은 모두 상기 합격 기준을 통과할 수 있었다. 이에 대해, 본 발명의 범위 외의 강종 18 내지 38(비교강)은, 일부에 있어서 상기 합격 기준을 통과할 수 없었다. 특히, Ni/Cu비가 0.9를 초과하는 강종 27, 28은 600 ℃에서의 내력이 21 ℃에서의 내력의 6O％에 충족하지 않았다. 또한, Ni/Cu비가 0.6 미만인 강종 25, 26은 압연시에서의 고온 균열 손상이 발생하였다.

여기서, Ni/Cu비의 범위(본 발명에서는, 0.6 이상, 0.9 이하)와, 600 ℃에서의 내력(고온 PS)과 21 ℃에서의 내력(상온 YP)과의 비(본 발명에서는, 60 ％ 이상)에 의해 정해지는 본 발명의 범위(최적 범위)를 도3에 나타낸다. 또, 본 발명의 범위 외인 강종 27, 28 및 강종 25, 26을 도3 내에 기입하였다.

표3에, 표1의 강종 2에 대해, 압연 종료 후 800 내지 500 ℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 변화시킨 경우의 기계 시험 특성을 나타낸다. 압연 종료 후 800 내지 500 ℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 O.1 ℃/s 이상인 시험편 1 내지 3은, 모두 상기 합격 기준을 통과할 수 있었다. 이에 대해, 압연 종료 후 800 내지 500 ℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 O.1 ℃/s 미만인 비교예의 시험편 4에 대해서는, 냉각 속도가 너무 작기 때문에 베이나이트 변태에 앞서 α 조직이 대량으로 생성되었으므로 항복비가 내려가, 합격 기준을 만족하지 않았다.

[표3]

본 발명 범위 내의 각 H형강은, 압연 형강의 기계 시험 특성의 가장 보증하기 어려운 플랜지 판두께 1/2, 폭 1/2부에 있어서도 충분한 상온ㆍ고온 강도를 갖는 내화성 및 인성이 우수한 것이었다. 또, 실시예에서는 H형강에 대해 검증하였지만, 본 발명이 대상으로 하는 압연 강재는, 상기 실시예의 H형강에 한정되지 않고, I형강, 산형강, 홈형강, 부등 변 부등 두께 산형강 등의 각종 형강, 후판 등과 같은 강판 등에도 적용할 수 있는 것은 물론이다.

본 발명은, 예를 들어 건조물의 구조 부재 등에 이용되는 내화용 강재 등에 이용할 수 있다.

Claims (6)

1. 질량％로,

   C : 0.01 내지 0.03 ％,

   Mn : 0.2 내지 1.7 ％,

   Si : 0.5 ％ 이하,

   Cu : 0.7 내지 2 ％,

   Mo : 0.8 ％ 이하,

   Nb : 0.01 내지 0.3 ％,

   Ti : 0.005 내지 0.03 ％,

   N : 0.006 ％ 이하,

   B : 0.0003 내지 0.003 ％,

   V : 0.2 ％ 이하,

   Cr : 1 ％ 이하,

   Al : 0.1 ％ 이하,

   P : 0.03 ％ 이하,

   S : 0.02 ％ 이하를 함유하고,

   또한 질량비로 Ni/Cu가 0.6 이상, 0.9 이하가 되는 Ni를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 600 ℃에서의 내력이 21 ℃에서의 내력의 60 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 내화용 강재.
2. 제1항에 있어서, 질량％로, 또한,

   Ca : 0.0005 내지 0.005 ％,

   Mg : 0.0005 내지 0.01 ％,

   REM : 0.0005 내지 0.01 ％,

   중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 내화용 강재.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강재가 형강인 것을 특징으로 하는 내화용 강재.
4. 질량％로,

   C : 0.01 내지 0.03 ％,

   Mn : 0.2 내지 1.7 ％,

   Si : 0.5 ％ 이하,

   Cu : 0.7 내지 2 ％,

   Mo : 0.8 ％ 이하,

   Nb : 0.01 내지 0.3 ％,

   Ti : 0.005 내지 0.03 ％,

   N : 0.006 ％ 이하,

   B : 0.0003 내지 0.003 ％,

   V : 0.2 ％ 이하,

   Cr : 1 ％ 이하,

   Al : 0.1 ％ 이하,

   P : 0.03 ％ 이하,

   S : 0.02 ％ 이하를 함유하고,

   또한 질량비로 Ni/Cu가 0.6 이상, 0.9 이하가 되는 Ni를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 주편을 1200 내지 1350 ℃의 온도 영역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 압연 종료 후 800 ℃ 내지 500 ℃의 온도 범위를 평균 0.1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 내화용 강재의 제조 방법.
5. 제4항에 있어서, 질량％로, 또한,

   Ca : 0.0005 내지 0.005 ％,

   Mg : 0.0005 내지 0.01 ％,

   REM : 0.0005 내지 0.01 ％를 함유하고,

   잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 주편을 1200 내지 1350 ℃의 온도 영역으로 가열한 후에 압연을 개시하고, 압연 종료 후 800 ℃ 내지 500 ℃에서의 온도 범위를 평균 0.1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 내화용 강재의 제조 방법.
6. 제4항 또는 제5항에 있어서, 압연으로 형강을 제조하는 것을 특징으로 하는 내화용 강재의 제조 방법.

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