KR20090103801A

KR20090103801A - 내진성이 우수한 건축 구조용 780㎫급 저항복비 원형 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20090103801A
Application number: KR1020090026054A
Authority: KR
Inventors: 도요아키 시와쿠; 요시타케 고바야시
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2008-03-27
Filing date: 2009-03-26
Publication date: 2009-10-01
Also published as: KR101096992B1

Abstract

본 발명의 강관은 소정의 관계식을 만족하면서 화학 성분 조성을 조정함과 더불어, 하기 (A)~(C)의 요건을 만족한다.

(A) 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 230~310이고,

(B) 강관의 마이크로 조직에 있어서, 베이니틱 페라이트상의 분율이 80면적% 이상이며, 마르텐사이트상의 분율이 5면적% 이하이고,

(C) 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.3배 이하이다.

이러한 구성에 의해, 건축 철골 용도에서는 가장 고강도 클래스에 위치하는 인장 강도: 780MPa급의 강관에 있어서, 고강도와 저항복비의 양립을 달성함과 더불어, 강관 성형시의 굽힘 가공에 기인한 강관 외면측의 경도를 저감시킴으로써 연성을 확보하고, 아울러 용접에 의한 내균열성도 향상시킴으로써, 내진성 향상에 기여할 수 있다.

Description

내진성이 우수한 건축 구조용 780㎫급 저항복비 원형 강관 및 그 제조 방법{780MPa CLASS LOW YIELD RATIO CIRCULAR STEEL FOR CONSTRUCTION STRUCTURE EXCELLENT IN EARTHQUAKE-PROOF PERFORMANCE, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 주로 내진성이 요구되는 건축 철골 용도를 위한 원형 강관, 및 그 제조 방법에 관한 것이며, 특히 인장 강도가 780MPa 이상(780MPa급)이고, 항복비가 90% 이하인 고강도 저항복비 원형 강관, 및 이러한 원형 강관을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.

건축용 강재는, 건축 구조물의 내진성을 확보하기 위해서, 탄성 변형 후의 소성 변형에 의해 지진 에너지를 흡수한다고 하는 사상 하에 항복 응력 YS와 인장 강도 TS의 비(YS/TS)로 표시되는 항복비 YR의 상한이 규정되어 있다.

상기와 같은 건축 구조물에 적용되는 원형 강관은 강판의 프레스 굽힘 가공 등에 의해 성형되기 때문에, 가공 경화에 기인한 재질 변화가 생겨 항복비 YR이나 강관의 표리면의 경도는 상승한다. 특히, 원형 강관의 외면측은 판 두께 중앙부와 비교하여 경도의 상승이 크고, 또한 인장 응력장(應力場)으로 되고 있기 때문에, 연성은 저하되게 된다.

즉, 대지진시의 하중을 받아 변형된 경우에는 균열은 외면측부터 발생하기 쉽고, 원형 강관은 사면(四面)) 박스 기둥에서는 발생하지 않는 고유의 문제를 갖고 있다. 특히, 부속 금형 등을 원형 강관에 용접했을 때에는, 열영향부(HAZ)의 경화에 의한 원형 강관 표면(외표면)의 연성 저하가 문제로 된다.

그런데, 냉간 성형에 의해 강관을 제조하는 방법으로서는, 라인 파이프용 강관에 적용되고 있는 UOE 성형법(Uing press-Oing press-expander법) 외에, 프레스 벤딩 냉간 성형법(이하, 간단히「프레스 벤딩법」이라고 부르는 경우가 있음)이 기본적으로 채용되고 있다. 상기 성형법 중, 강판 두께가 두꺼워(예컨대, 판 두께: 30mm 초과), 강한 굽힘 가공이 필요한 경우에는 프레스 벤딩법이 채용되어진다.

상기 프레스 벤딩법에서는, 강판의 일부(직선부)를 엠보싱 굽힘 가공하고, 순차적으로 엠보싱 위치를 이동시켜 원형으로 성형하는 방법으로, 가공 능력이 높은 방법이다. 이러한 프레스 벤딩법으로 원형 강관을 성형했을 때에는, 특히 원형 강관에서의 외표면 경화가 현저해지는데, 이러한 경도를 저감시키는 방법으로서는 응력 제거 소둔(Stress Relieving: 이하, 「SR 열처리」라고 부르는 경우가 있음)이 알려져 있다.

그러나, 780MPa급 강관의 경우, SR 열처리를 전제로 하여 종래부터의 인장 강도 TS: 780MPa 이상의 강판을 적용하면, 합금 원소의 첨가량이 많기 때문에 금속 조직 중에 마르텐사이트나 하부 베이나이트 등의 매우 경질인 조직을 함유하고 있고, 이 경질 조직이 주체로 되면 저항복비 YR의 특성(이하, 「저YR 특성」이라고 부르는 경우가 있음)의 확보는 물론, SR 열처리 후도 강관 모재 인성의 확보가 매우 곤란하며, 강관 표면의 경도는 여전히 딱딱하다. 한편, 강관 표면의 경도를 저감시키기 위해 SR 열처리를 고온으로 하면, 강관 두께 중앙부의 경도도 저하되고, 원형 강관으로서의 요구 강도인 인장 강도 TS: 780MPa 이상을 확보하는 것은 곤란했다.

또한, 건축 재료에 대한 요구는 고강도나 저항복비 특성 등의 기계적 성질은 물론, 건축 비용 저감을 위한 대입열 용접 특성이나 양호한 용접성을 확보하는 것도 중요하여, 함부로 합금 원소를 첨가할 수는 없다.

상기와 같은 강관에 관한 기술로서, 지금까지도 다양한 기술이 제안되고 있다. 예컨대 일본 특허공개 2007-270304호에는, 490MPa 이상의 프레스 벤딩 냉간 성형 원형 강관의 제조 방법에 대하여 제안되어 있다. 이 기술은 490MPa급의 원형 강관의 기술로서는 유용한 것이지만, 강판의 표리면의 각각으로부터 깊이 1mm까지의 표층부에서의 비커스 경도 Hv가 140~200 정도이며, 판 두께 중앙부의 경도는 더욱 낮아지기 때문에, 780MPa 이상의 인장 강도 TS에는 적용할 수 없다.

또한 일본 특허공개 2003-003229호에는, 주조직을 페라이트로 하여 경질 제 2 상의 분율을 10~70%로 한 후강판(厚鋼板)에 대하여 개시되어 있다. 이 기술에서는, 그 조직이라고 해서 인장 강도 TS: 780MPa 이상을 안정하게 확보할 수는 없다. 그 제조 방법에 대해서도, 「냉각 정지 온도가 500℃ 이하」의 규정만으로는 경질상의 안정 확보는 곤란하며, 또한 조직 제어의 요점으로 되는 압연 종료 온도: Ar₃ 변태점 이상, 또한 냉각 속도: 5℃/초 이하이며, 판 두께 방향으로 균일한 금속 조직과 경도를 안정하게 얻을 수는 없다.

일본 특허공개 2006-283187호에는, 화학 성분 조성을 적절히 조정한 강 소재를 이용하여 압연 종료 온도를 Ar₃ 변태점 이상의 온도역으로 하는 열간 압연을 실시하고, 이어서 Ar₃ 변태점 이상의 온도역으로부터 300℃ 이하로 담금질 후, Ac₁~Ac₁+150℃의 온도역으로 재가열할 때, 재가열 온도까지의 가열 속도가 1℃/초 이하이며 또한 Ac₁~Ac₁+150℃의 온도역에서의 체류 시간이 90초 이내이도록 한 고강도ㆍ고인성 강의 제조 방법에 대하여 제안되어 있다.

그러나 이 기술에서는, 금속 조직이나 판 두께 방향의 경도 분포에 대해서는 고려되어 있지 않고, 프레스 굽힘 성형을 실시한 경우에는 외면측 경도의 경화를 억제할 수 없어, 원형 강관으로 했을 때의 양호한 내진성은 발휘되지 않을 것으로 예상된다. 또한 제조 방법에 있어서 2상역으로의 급속 가열과 체류 시간이 짧기 때문에, 판 두께 방향으로 균일한 조직을 얻을 수 없다고 하는 문제가 있다.

한편, 일본 특허공개 2005-68519호에는, 초대입열 HAZ 인성이 우수한 건축 구조물용 고강도 후육(厚肉) 강판를 제조하기 위한 방법이 제안되어 있다. 이 기술은 건축 구조물로서 초대입열 용접했을 때의 양호한 HAZ 인성을 확보하는 기술이다. 그러나, 이 기술에서 대상으로 하는 강판은 기본적으로 저강도의 것이며(700MPa 이하), 판 두께 방향의 경도 분포에 대해서는 고려되어 있지 않고, 또한 C 함유량이 비교적 높고 압연 온도도 설정되어 있으므로, 프레스 벤딩법에 의한 성형 후의 원형 강관에서는 외면측의 경도가 높아져 양호한 내진성을 발휘할 수 없다.

또한 일본 특허공개 2003-293075호에는, 관 제조 후의 표면 경도와 항복비가 낮은 고강도 강관 소재에 대하여 제안되어 있다. 이 기술은 강관 소재의 강도를 780MPa급으로 하는 것이지만, 그 성분계라고 해서 780MPa 이상의 강도를 안정하게 얻는 것은 곤란하다. 또한 제조 방법에 있어서 2상역 담금질 온도에 대하여 전혀 규정되어 있지 않아, 판 두께 방향으로 균일한 금속 조직과 경도를 얻을 수 없다.

일본 특허공개 평5-148544호에는, 판 두께 방향의 경도 분포를 균일하게 한 고강도 고인성 강판을 제조하기 위한 방법에 대하여 개시되어 있다. 이 기술에서는, 압연 도중에 일단 수냉하고, 복열시킨 후에 다시 압연을 행한다고 하는 특수한 제조 방법을 적용하여 표층부에 미세한 가공 페라이트를 생성시켜 표면의 경도를 저감시킴으로써, 판 두께 방향의 경도 분포의 균일화를 도모하는 것이다.

그러나 이 기술에서는, 표층부가 판 두께 내부보다도 연화될 가능성이 있어, 안정한 재질을 얻기 위한 양산면(量産面)에서의 제조 관리가 어렵다고 하는 문제가 있다. 또한 이 기술에서는, 원형 강관으로 가공한 후의 경도에 대해서는 고려되어 있지 않다.

본 발명은 이러한 상황 하에서 이루어진 것으로서, 그 목적은 건축 철골 용도에서는 가장 고강도 클래스에 위치하는 인장 강도 TS: 780MPa급의 강관에 대하여, 고강도와 저항복비의 양립을 달성함과 더불어, 강관 성형시 굽힘 가공에 기인한 강관 외면측의 경도를 저감시킴으로써 연성을 확보하고, 아울러 용접에 의한 내균열성도 향상시킴으로써, 내진성 향상에 기여할 수 있는 원형 강관, 및 이러한 원형 강관을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 원형 강관은 C: 0.01~0.06%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.10~0.40%, Mn: 1.60~2.50%, Al: 0.025~0.090%, Cu: 0.15~0.70%, Ni: 0.90~1.60%, Cr: 0.50~1.35%, Mo: 0.10~0.30%, Ti: 0.008~0.025%, B: 0.0005~0.0025%, N: 0.0030~0.0060% 및 Ca: 0.0005~0.0040%를 각각 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 불가피적 불순물 중 P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하 및 O: 0.0040% 이하로 각각 억제하고, 하기 수학식 1로 표시되는 PCM값이 0.30% 이하이고, 또한 하기 (A)~(C)의 요건을 만족한다.

PCM값=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+([B]×5)

(단, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량(질량%)을 나타낸다.)

상기와 같은 원형 강관을 제조하는데 있어서는, 상기 화학 성분으로 이루어지는 주편(鑄片)을 950~1200℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 800~930℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 소정의 판 두께로 하고, 이어서 t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도가 2~25℃/초로, 표면 온도가 350℃ 이하로 될 때까지 수냉하고, 그 후, 온도: 700~900℃의 범위로 재가열하여 담금질 처리를 행하고, 450~700℃의 온도 범위에서 템퍼링하여 강판으로 하고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형하도록 하면 좋다.

본 발명에 따르면, 강관의 화학 성분 조성을 적정히 조정함과 더불어, 마이크로 조직 중의 각 상의 면적 분율을 적절히 제어하고, 또한 두께 방향의 경도 분포를 적절하게 하는 것에 의해, 780MPa 이상의 고강도와 저항복비의 양립을 달성함과 더불어, 강관 성형시의 굽힘 가공에 기인한 강관 외면측의 경도를 저감시켜 연성을 확보하고, 아울러 용접에 의한 내균열성도 향상시킴으로써, 내진성 향상에 기여할 수 있는 원형 강관을 실현할 수 있었다.

본 발명자들은 780MPa 이상의 고강도와 저항복비의 양립을 달성하고, 프레스 굽힘 가공시의 가공 경화에 기인한 원형 강관 외면측의 경화를 저감시키기 위해서 다양한 각도에서 검토했다. 그 결과, 우선 강관(즉, 강판)의 기본적인 마이크로 조직으로서, 베이니틱 페라이트상의 분율(면적 분율)을 80% 이상으로 하고, 마르텐사이트상의 면적 분율을 5% 이하로 하는 것이 중요한[상기 (B)의 요건] 것이 밝혀졌다. 여기서, 베이니틱 페라이트상이란, 페라이트보다 저온에서 변태하는 저C의 베이나이트 조직의 상으로, 그래뉼러(granular) 베이니틱 페라이트 조직, 광의의 상부 베이나이트 조직이나 하부 베이나이트 조직 등을 포함하지만, 폴리고날 페라이트 조직이나 입계 페라이트 조직은 포함하지 않는다(예컨대, 「강의 베이나이트 사진집-1」: 일본 철강협회 베이나이트 조사연구부회, 1992). 또한, 마르텐사이트상은 MA(Martensite-Austenite Constituent)를 포함한다.

저C의 베이니틱 페라이트 조직은 탄화물이 적고 냉각 속도 의존성이 작기 때문에 강판의 판 두께 방향의 경도 균일성이 높으며, 또한 통상의 폴리고날 페라이트와 비교하여 전위 밀도가 높기 때문에 변형 뒤틀림에 대한 가공 경화량은 작게 된다. 이러한 것 때문에, 강관으로 한 후에 두께 방향의 경도 분포 균일화에 기여하게 된다. 베이니틱 페라이트의 면적 분율이 80% 미만이 되어 마르텐사이트 등의 경질상의 면적 분율이 많아지면, 원형 강관 외면측의 경도가 상승하여 변형능이 열화되어, 파단 신장이 저하되게 된다. 이러한 것 때문에, 베이니틱 페라이트의 면적 분율은 적어도 80% 이상으로 할 필요가 있으며, 바람직하게는 85% 이상으로 하는 것이 좋다.

한편, 마르텐사이트상에 대해서는, 강관(강판) 인성 확보라고 하는 관점에서 그 면적 분율을 5% 이하로 억제할 필요가 있다. 즉, 마르텐사이트상의 면적 분율이 5%를 초과하면, 경질의 마르텐사이트가 파괴의 기점으로 되어 현저하게 인성이 열화되는 불량이 생긴다. 또한, 본 발명의 원형 강관의 마이크로 조직은 상기와 같이 제어되어 있으면 되지만, 잔부로서 베이나이트상이나 페라이트상 등이 일부 포함되어 있어도 좋다.

상기와 같은 마이크로 조직으로 하기 위해서는 제조 조건도 적절히 제어할 필요가 있지만, 그 전제로서 강판의 화학 성분 조성도 적절히 제어할 필요가 있다. 그 기본적인 방향으로서는, C의 함유량을 저감시키는 것에 의한 원형 강관의 표면 경도의 저감과, 그것을 전제로 하여 고강도와 저항복비를 유지하기 위해서, Cr의 적정 첨가에 의한 베이니틱 페라이트의 생성, 및 그 베이니틱 페라이트로의 Cu, Ni의 고용에 의한 강화와, B에 의한 담금질 조직의 강화 기구를 활용하는 것이 유효하다.

강판의 강도를 향상시키기 위해서 유효한 수단은 합금 원소량을 증가시키는 것이다. 특히, 780MPa급이라는 고강도를 달성하기 위해서는, 합금 원소의 첨가량을 비교적 많게 하여, 그에 따른 각종 강화 기구를 이용하는 것이 필요하다. 그러나, 이러한 합금 원소의 증대는 내균열성이라는 용접성이나 용접 이음매의 기계적 특성의 열화를 초래하게 된다. 본 발명자들은 적정한 합금 원소의 첨가와 그 함유량을 적정화하는 것에 의해, 고강도와 저YR 특성을 양립시키고 굽힘 가공에 의한 가공 경화를 저감시킬 수 있는 것을 알아낸 것이다.

상기한 각 요건(마이크로 조직 및 화학 성분 조성)을 만족시킴으로써, 판 두께 방향의 경도 분포를 균일화시킴과 더불어, 가공 경화량을 안정화시키고, 원형 강관 외면 아래 2mm까지의 영역(강판 표면으로부터 깊이 2mm까지의 표층부)과 판 두께 방향 중앙부[t/2부(t: 판 두께)]의 비커스 경도 Hv의 비를 억제할 수 있어, 원형 강관으로서의 내진성을 향상시킬 수 있었던 것이다.

상기한 관점에서 본 발명의 원형 강관의 화학 성분 조성이 결정된 것이지만, 상기한 합금 성분(C, Cr, Ni, B)을 포함하여 각 원소의 범위 한정 이유에 대하여 설명한다. 본 발명에서는, 상기와 같이, C: 0.01~0.06%, Si: 0.10~0.40%, Mn: 1.60~2.50%, Al: 0.025~0.090%, Cu: 0.15~0.70%, Ni: 0.90~1.60%, Cr: 0.50~1.35%, Mo: 0.10~0.30%, Ti: 0.008~0.025%, B: 0.0005~0.0025%, N: 0.0030~0.0060% 및 Ca: 0.0005~0.0040%를 각각 함유함과 더불어, 상기 수학식 1로 표시되는 PCM값을 적정한 범위로 제어할 필요가 있는데, 이들 원소의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[C: 0.01~0.06%]

C는 강판의 강도를 높이는 효과가 있고, 경도를 제어하기 위해서 중요한 원소임과 더불어, 내균열성 등의 용접성을 열화시키는 원소이기도 한다. C 함유량이 0.01% 미만이면, 필요한 모재(강판) 강도를 확보할 수 없다. 그러나 C 함유량이 0.06%를 초과하면, 표층부의 마르텐사이트의 변태에 의해 판 두께 방향의 경도 분포가 커진다. 또한, 섬 형상 마르텐사이트[마르텐사이트ㆍ오스테나이트의 혼합 상(M-A상)을 포함함]가 과잉으로 생성되어 HAZ가 지나치게 딱딱해지고, 균열이 발생하기 쉬워져 지진시의 파괴 발생점으로 된다. 또한, C 함유량의 바람직한 하한은 0.02%이며, 바람직한 상한은 0.05%이다.

[Si: 0.10~0.40%]

Si는 강관의 강도 향상에 유효한 원소이다. 이러한 강화 기구를 발휘시키기 위해서는, Si는 0.10% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 그러나, Si 함유량이 과잉으로 되면 모재 인성, HAZ 인성이나 용접성이 열화되므로, 0.40% 이하로 한다. 또한, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.15%이며, 바람직한 상한은 0.35%이다.

[Mn: 1.60~2.50%]

Mn은 담금질성을 향상시켜 강도와 인성을 함께 높이는 원소로 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 1.60% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면 인성이 열화되므로, 상한을 2.50%로 한다. 또한, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.80%이며, 바람직한 상한은 2.20%이다.

[Al: 0.025~0.090%]

Al은 탈산, 및 프리(free) 질소의 고정에 의해 B의 담금질성을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.025% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 과잉으로 함유시키면 알루미늄계의 조대한 개재물을 형성하여 모재 인성이 저하되므로, 0.090% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.035%이며, 바람직한 상한은 0.080%이다.

[Cu: 0.15~0.70%]

Cu는 고용 강화에 의해 모재 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu는 0.15% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Cu 함유량이 과잉으로 되면 가스 절단시에 Cu 균열이 생기는 경우가 있으므로, 0.70% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.25%이며, 바람직한 상한은 0.65%이다.

[Ni: 0.90~1.60%]

Ni는 모재 인성ㆍHAZ 인성을 향상시키고 담금질성을 높여 강도를 향상시킴과 더불어, Cu 균열이나 용접 균열을 방지하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni는 0.90% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ni 함유량이 과잉으로 되면 스케일 흠이 발생하기 쉬워지므로, 1.60% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Ni 함유량의 바람직한 하한은 1.10%이며, 바람직한 상한은 1.35%이다.

[Cr: 0.50~1.35%]

Cr은 담금질성을 높여 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr은 0.50% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Cr 함유량이 과잉으로 되면 내용접 균열성이 열화되므로, 1.35% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.60%이며, 바람직한 상한은 1.25%이다.

[Mo: 0.10~0.30%]

Mo는 담금질성을 높여 강도를 향상시키는 원소이며, 또한 탄화물을 생성하기 쉬운 원소이다. Mo에 의한 담금질성 향상 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo는 0.10% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mo 함유량이 과잉으로 되면 담금질성이 과잉으로 되어 내용접 균열성이 열화되므로, 0.30% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.15%이며, 바람직한 상한은 0.25%이다.

[Ti: 0.008~0.025%]

Ti는 N과 질화물(TiN)을 형성하여 열간 압연 전의 가열시에서의 오스테나이트립(γ립)의 조대화를 방지하고, 인성 향상에 효과가 있는 원소이다. 또한, N을 고정함으로써 B의 담금질성을 확보하는데 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.008% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ti 함유량이 과잉으로 되면 TiN이 조대화되어 모재 인성이 열화되므로, 0.025% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.010%이며, 바람직한 상한은 0.018%이다.

[B: 0.0005~0.0025%]

프리 B는 γ 입계에 존재하고, 담금질성을 향상시켜 모재 강도의 향상을 도모하기 위해 유효한 원소이다. B의 함유량이 0.0005% 미만이면, 모재 강도의 향상 효과가 적고, 인장 강도: 780MPa 이상의 강도를 확보할 수 없게 된다. 그러나, B 함유량이 과잉으로 되면 개재물이 생성되어 모재 인성이 열화되므로, 0.0025% 이하로 할 필요가 있다. 또한, B 함유량의 바람직한 하한은 0.0008%이며, 바람직한 상한은 0.0020%이다.

[N: 0.0030~0.0060%]

N은 TiN을 생성하여 열간 압연 전의 가열시에서의 γ립의 조대화를 방지하고, 모재 인성이나 HAZ 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. N의 함유량이 0.0030% 미만이면, TiN이 부족하여 가열 γ립이 조대해지고, 인성이 열화되게 되므로, 0.0030% 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한 N 함유량이 과잉으로 되어 0.0060%를 초과하면, 굽힘 가공에 의한 취화(脆化)에 의해 강관의 인성이 열화된다. 또한, N 함유량의 바람직한 하한은 0.0035%이며, 바람직한 상한은 0.0055%이다.

[Ca: 0.0005~0.0040%]

Ca는 MnS의 구상화(球狀化)에 의한 내용접 균열성에 대한 무해화(無害化)에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca는 0.0005% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ca 함유량이 0.0040%를 초과하여 과잉으로 되면, 개재물을 조대화시켜 모재 인성을 열화시킨다. 또한, Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0015%이며, 바람직한 상한은 0.0030%이다.

[PCM값: 0.30% 이하]

상기 수학식 1로 표시되는 PCM값은 용접 시공에 의한 저온 균열을 방지하는 지표로서 가장 일반적인 요건이다. 용접 균열을 방지하기 위해서는 PCM값을 0.30% 이하로 할 필요가 있다. PCM값은 바람직하게는 0.28% 이하로 하는 것이 좋다.

본 발명의 원형 강관에 있어서, 상기 성분 외에는 Fe 및 불가피적 불순물(예컨대, P, S, O 등)로 이루어지는 것이지만, 용제(溶製)상 불가피적으로 혼입되는 미량 성분(허용 성분)도 포함할 수 있는 것이며(예컨대, Zr, H 등), 이러한 원형 강관도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다. 단, 불가피적 불순물로서의 P, S, O 등에 대해서는, 하기의 관점에서 각각 하기의 범위로 억제할 필요가 있다.

[P: 0.012% 이하]

불가피적 불순물인 P는 모재, 용접부의 인성에 악영향을 미치는 것이고, 이러한 문제를 초래하지 않기 위해서도 그 함유량을 0.012% 이하로 억제할 필요가 있으며, 바람직하게는 0.010% 이하로 하는 것이 좋다.

[S: 0.005% 이하]

S는 MnS를 형성하여 내용접 균열성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 이러한 관점에서 S 함유량은 0.005% 이하로 억제할 필요가 있으며, 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.

[O: 0.0040% 이하]

O는 여러 가지의 원소와 결합하여 산화물을 형성한다. 그 산화물은 경우에 따라서는 조대화되어 모재 인성을 열화시키는 원인으로 된다. 이러한 관점에서 O 함유량은 0.0040% 이하로 할 필요가 있고, 이것보다도 함유량이 과잉으로 되면 산화물이 조대화되게 된다. 바람직하게는 0.0030% 이하로 억제하는 것이 좋다.

본 발명의 원형 강관에 있어서는, 강관의 표리면(강관을 구성하는 강판의 표리면)의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 230~310인 것도 필요하다[상기 (A)의 요건]. 이 비커스 경도 Hv는 인장 강도 TS와 상관이 있으며, 원하는 인장 강도 TS와 항복비 YR을 얻기 위해서는 강관 두께 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 230~310인 것도 필요하다. 이 때의 평균 비커스 경도 Hv란, 강관 두께 단면의 표면으로부터 깊이 4mm의 위치로부터 이면측 방향으로 이면으로부터 4mm의 위치까지의 경도를 2mm 간격으로 연속적으로 측정하고, 그 값을 평균화한 것이다. 강관 두께 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 230 미만이면 저항복비 YR은 확보할 수 있지만, 인장 강도 TS가 780MPa 미만으로 되어 강도를 만족시키지 않게 된다. 또한, 강관 두께 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 310을 초과하면, 인장 강도가 지나치게 커지고 항복비 YR도 높아진다.

본 발명의 원형 강관에 있어서는, 강판의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.3배 이하인 것도 필요하다[상기 (C)의 요건]. 이 표층부의 평균 비커스 경도 Hv란, 표면으로부터 깊이 1mm와 2mm의 위치, 및 이면으로부터 깊이 1mm와 2mm의 위치의 4점의 평균값이다.

표층부와 강관 두께 중앙부의 경도의 비가 1.3배를 초과하면, 표층부의 소성 변형능이 저하되기 때문에, 대지진시의 대하중에 의한 인장 응력이 작용했을 때 표층부의 연성을 추종할 수 없어, 표면부터 균열이 발생할 위험성이 있다. 또한, 부속 금물(金物) 용접이 있는 경우는, 용접의 HAZ 경화부가 균열 발생의 기점으로 되어 표층부의 저연성 저인성부를 취성 균열이 발생 전파하여 원형 강관이 취성 파단될 가능성이 있다. 이 비의 값은 바람직하게는 1.25배 이하이다.

본 발명의 원형 강관을 제조하기 위해서는, 상기와 같은 화학 성분으로 이루어지는 주편을 950~1200℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 800~930℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 소정의 판 두께로 하고, 이어서 t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도가 2~25℃/초로, 표면 온도가 350℃ 이하로 될 때까지 수냉하고, 그 후, 온도: 700~900℃의 범위로 재가열하여 담금질 처리를 행하고, 450~700℃의 온도 범위에서 템퍼링하여 강판으로 하고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형하면 좋은데, 각 공정의 조건을 규정한 이유는 다음과 같다.

[주편을 950~1200℃로 가열]

이 가열 온도는 열간 압연 전의 조직 제어에 크게 영향을 준다. 가열 온도가 950℃ 미만이면, 압연 최종 패스(마무리 압연) 온도가 800℃ 미만으로 되어, 수냉 전에 표면으로부터 페라이트가 석출되어 780MPa 이상의 모재 강도를 확보할 수 없게 됨과 더불어, 판 두께 방향의 경도 분포가 균일해지지 않는다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 초과하면, γ 입경의 조대화에 의해 모재 인성이 열화된다.

[마무리 압연 온도를 800~930℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 소정의 판 두께로 한다]

제어 냉각은 그 전의 조직 제어가 전제로 되고, 그를 위해서는 제어 압연에서의 압연 종료 온도(마무리 압연 온도)와 냉각 개시 온도를 관리할 필요가 있다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면, 냉각 개시 전에 페라이트가 석출되어, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 또한, 마무리 압연 온도가 930℃를 초과하면, 냉각 전 조직이 조대해져 모재 인성이 열화되고, 판 두께 방향의 경도 분포가 커진다. 마무리 압연 온도는 바람직하게는 900℃ 미만으로 하는 것이 좋다.

[t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도가 2~25℃/초]

압연 후의 냉각 공정(DQ)은 조직 제어를 위해서 중요한 공정이다. 이 때의 냉각 속도가 2℃/초 미만이면, 원하는 조직인 베이니틱 페라이트(베이나이트)의 면적 분율: 80% 이상을 확보할 수 없게 된다. 냉각 속도가 큰 편이, 베이니틱 페라이트 조직을 미세화하여 인성이 향상되지만, 냉각 속도가 25℃/초를 초과한 경우에는, 표면 가까이의 조직에 있어서 유해 조직인 마르텐사이트(MA를 포함함)가 증대하여 모재 인성이 열화됨과 더불어, 강도가 과대해져 표면이 경화되기 때문에 연성(신장 성능)이 저하된다. 한편, 냉각 속도를 측정하는 위치로서 t/4(t: 판 두께)로 한 것은 강판이 평균적인 성능을 발휘하는 위치이기 때문이다.

[냉각 정지 온도: 강판의 표면 온도가 350℃ 이하]

냉각 정지 온도에 따라 마르텐사이트나 하부 베이나이트의 존재 형태가 변화되어 강도가 변한다. 냉각 정지 온도가 350℃를 초과하면, 판 두께 중앙부에서의 저온 변태 조직이 적어져 강도가 저하됨과 더불어, 판 두께 방향에서 변태 조직이나 판 두께 방향의 경도 분포가 불균일해진다. 판 두께 방향으로 균일하게 변태시키기 위해, 냉각 정지 온도는 350℃ 이하로 할 필요가 있다.

[온도: 700~900℃의 범위로 재가열하여 담금질 처리」

저YR 특성을 실현하는 연질상과 경질상의 복합 조직을 얻기 위해서는, Ac₁과 Ac₃ 사이의 2상역의 온도로 가열하는 것이 유효한 수단이다. 이를 위한 온도가 700~900℃이며, 2상역의 온도로 가열함으로써, 일부는 템퍼링에 의해 연질 조직으로 되고, 일부는 오스테나이트상으로 역변태하여 그 후의 냉각으로 경질 조직으로 된다. 이 2상역 온도 제어로 경질상의 면적 분율이나 경도를 변화시켜, YS, TS, YR을 제어할 수 있다. 재가열 온도가 700℃ 미만인 경우는, 780MPa 이상의 강도를 확보할 수 없다. 재가열 온도가 900℃를 초과하면, 강도는 높지만 85% 이상의 저YR을 달성할 수 없다. 700~900℃로 재가열한 후, 일부가 오스테나이트로 역변태하고 있으며, 그 후의 담금질(수냉)에 의해 오스테나이트상이 그대로 경질상으로 변태한다. 한편, 이 경질상과 연질상의 조직은 매우 미세하기 때문에 광학 현미경으로는 판별이 곤란하며, 이들 경질상과 연질상을 합친 복합 조직 전체를 베이니틱 페라이트(베이나이트)상으로 한다.

[450~700℃의 온도 범위에서 템퍼링(T)을 한다]

템퍼링 처리는 강도를 저하시키지만, 항복비 YR을 저하시키며, 인성을 향상시키고, 또한 표면부의 경도를 저하시키는데 유효하다. 그 경우 템퍼링 온도가 450~700℃의 온도 범위이면, 강도의 과도한 저하를 억제하고, 적정한 항복비 YR, 인성을 얻을 수 있고 표면 경도를 저감시킬 수 있다. 템퍼링 온도가 450℃ 미만이면, 인성 향상과 표면 경도의 저하가 충분하지 않다. 한편, 템퍼링 온도가 700℃를 초과하면, 원하는 강도(TS, YS)를 얻을 수 없다.

[프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형]

최종적으로, 강판을 프레스 굽힘법에 의해 냉간 굴곡을 행하여 강관으로 한다. 전술한 바와 같이, 라인 파이프에 적용되는 것과 같은 판 두께: 30mm 이하의 강판이면 UOE 성형법에 의해 원형 강관이 제조되지만, 건축 구조물용 원형 강관에서는, 판 두께가 두껍고 강도가 높은 경우에는 프레스 벤딩법(즉, 프레스 굽힘 가공)에 의해 원형 강관으로 성형할 필요가 있다. 이러한 방법의 적용에서는, D/t: 10~20의 강한 가공을 행하기 때문에, 표면의 굽힘 가공 변형이 커서 표면의 가공 경화가 커진다. 그 때문에, 상기와 같이 제조한 강판을 이용하여 프레스 굽힘 성형을 행함으로써, 표면 경도가 낮은 원형 강관을 제조할 수 있다.

[원형 강관의 열처리]

원형 강관으로의 성형 후, SR 열처리는 실시해도 좋고 실시하지 않아도 좋다. 본 발명의 방법에 따르면, 고강도이며 YR이 낮고, 강관 두께 방향의 경도 분포 균일성이 우수하기 때문에, 기본적으로는 SR 열처리는 행하지 않아도 좋다. 그러나, D/t≤15 정도의 강한 굽힘 가공을 행한 경우에는 YR이 90%를 초과할 가능성이 있기 때문에, SR 열처리를 행할 수 있고 그 열처리 온도는 350~650℃의 온도 범위로 한다. 350℃ 미만에서는 YR 저감 효과는 없다. 한편, 650℃를 초과하면 YR, TS의 저하가 크며, 780MPa 이상의 강도를 확보할 수 없다.

이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한되는 것이 아니라, 전ㆍ후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것은 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

[실시예 1]

하기 표 1, 2에 나타내는 화학 성분 조성의 강을 통상의 용제(溶製) 방법에 의해서 용제하여, 강편(鋼片)으로 한 후, 열간 압연, 가속 냉각(압연 후의 냉각), 2상역 담금질, 템퍼링을 실시하여 강판을 제조했다. 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형했다. 또한, 표 1, 2에는, 상기 수학식 1로 규정되는 PCM값에 관해서도 나타냈다. 이 때의 제조 조건은 하기와 같다.

[제조 조건]

강 No. 1~60의 것에 관해서는, 주편을 1150±50℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도(표면 온도)를 900±30℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 판 두께: 60mm로 하고, 이어서 t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도를 5~25℃/초로 제어하고, 냉각 정지시의 표면 온도를 250℃ 이하로 했다. 또한, 2상역 열처리 온도를 700~850℃로 하여 담금질 처리를 행하고, 450~650℃의 온도 범위에서 템퍼링하여 강판으로 하고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형했다. 이 때의 굽힘 가공도는, 원형 강관의 직경을 D(mm), 강판 두께를 t(mm)로 했을 때, D/t가 10(t/D=0.1)이다.

한편, 강 No. 61~64에 관해서는, 이하의 조건을 바꾸어 강판을 제조하고, 원형 강관으로 성형했다. 강 No. 61은 상기 조건 중, 템퍼링 온도를 720℃로 했다. 강 No. 62는 상기 조건 중, 2상역 열처리 온도를 930℃로 하여 담금질한 후 템퍼링 온도를 400℃로 했다. 강 No. 63은 상기 조건 중, 마무리 압연 온도를 750℃로 하여 압연하고 냉각 후의 재가열(Q') 온도를 680℃로 했다. 강 No. 64는 상기 조건 중, 2상역 열처리를 행한 그대로이고, 그 후의 템퍼링을 행하지 않았다. 이들 강판으로부터 원형 강관으로의 성형은 강 No. 1~60과 마찬가지로 D/t=10으로 행했다.

얻어진 각 원형 강관에 대하여, 강관의 마이크로 조직(각 상의 면적 분율) 및 경도를 하기 방법으로 평가함과 더불어, 재질(항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 항복비 YR 및 인성 v E_-20) 및 용접성을 하기의 방법에 의해 평가했다.

[마이크로 조직 및 경도의 측정 방법]

마이크로 조직의 화상 해석에 의해 베이니틱 페라이트상 및 마르텐사이트상의 면적 분율을 측정함과 더불어, 강판 표층부의 비커스 경도(Hv₀)와 중앙부의 비커스 경도 Hv₁을 측정하고(하중: 98N), 그 경도비(Hv₀/Hv₁)를 구했다. 이 때의 경도 Hv₀, 경도 Hv₁의 측정은, 두께 방향으로 2mm 간격으로 측정하고, 그 평균값을 구한 것이다(예컨대, 표층부의 비커스 경도 Hv₀은 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 경도의 평균값이 된다).

[항복강도 YS, 인장 강도 TS의 평가 방법]

원형 강관의 외면측으로부터 강판의 t/4부(t는 판 두께)에서의 관축 방향(강판의 주(主)압연 방향에 상당)으로 JIS Z 2201 4호 시험편을 채취하여 JIS Z 2241의 요령으로 인장 시험을 행하여, 강관의 항복 응력 YS(상항복점 YP 또는 0.2% 내력 σ_0.2), 인장 강도 TS, 항복비 YR(항복 응력 YS/인장 강도 TS)을 측정했다. 합격 기준은 2회에서의 평균값으로, 항복 응력 YS: 630MPa 이상, 인장 강도 TS: 780~930MPa, 항복비 YR:90% 이하이다.

[인성 평가 방법]

원형 강관의 외면측으로부터 강관의 t/4부(t는 강판 두께: 강관을 구성하는 강판의 두께)에서의 관축 방향(강판의 주압연 방향)으로 JIS Z 2204호 노치 충격 시험편을 채취하여 JIS Z 2242에 준거하여 샤르피 충격 시험을 행하고(3회 시험의 평균값), 온도: -20℃에서의 평균 흡수 에너지 vE_-20을 측정했다. 이 평균 흡수 에너지 vE_-20이 47J 이상을 합격으로 했다.

[용접성(내용접 균열성)]

JIS Z 3101에 규정된 용접 열영향부(HAZ)의 최고 경도 시험에 준거하여, 원형 강관의 외면측에 용접 비드를 두고, 침투 탐상 시험에 의한 표면 균열의 유무, 초음파 탐상 시험에 의한 내부 균열의 유무에 대하여 조사했다.

강판의 마이크로 조성 및 경도 분포(강판 중앙부의 경도, 경도비)를 하기 표 3, 4에, 재질(항복 응력 YS, 인장 강도 TS, 항복비 YR 및 인성 vE_-20) 및 용접성의 평가 결과를 하기 표 5, 6에 나타낸다. 또한, 하기 표 5, 6에는, 「용접성」으로서 HAZ의 최고 경도(Hv)를 나타냈다.

이들 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 강 No. 1~32의 것(표 1, 3, 5)은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것으로, 모든 특성에 있어서 목표값을 만족하는 것으로 되어 있다(종합 평가: ○).

이에 반하여, 강 No. 33~64의 것(표 2, 4, 6)에서는, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 만족하지 않는 것으로, 적어도 어느 하나의 요구 특성이 열화되어 있다(종합 평가 ×).

[실시예 2]

상기 표 1에 나타낸 강 No. 1~11의 것(화학 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 만족하는 것)을 이용하여, 하기 표 7에 나타내는 각종 제조 조건(DQ-Q'-T)에 의해 강판을 제조했다(실험 No. 1~20). 얻어진 강판(판 두께: 60mm)을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형했다. 얻어진 원형 강관에 대하여, 실시예와 마찬가지로 하여 재질(항복 응력 YS, 인장 강도 TS, 항복비 YR 및 인성 vE_-20) 및 용접성을 평가했다.

또한, 표 7의 실험 No. 12, 13은 강편 가열 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 14, 15는 마무리 압연 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 15, 16은 냉각 속도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 17은 냉각 정지 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 18, 19는 담금질 온도(담금질시의 가열 온도)가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 20, 21은 템퍼링 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것을 각각 나타내고 있다.

이 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 원형 강관을 얻기 위해서는 제조 조건도 적절히 제어할 필요가 있는 것을 알 수 있다.

Claims

원형 강관으로서,

C: 0.01~0.06%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.10~0.40%, Mn: 1.60~2.50%, Al: 0.025~0.090%, Cu: 0.15~0.70%, Ni: 0.90~1.60%, Cr: 0.50~1.35%, Mo: 0.10~0.30%, Ti: 0.008~0.025%, B: 0.0005~0.0025%, N: 0.0030~0.0060% 및 Ca: 0.0005~0.0040%를 각각 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

상기 불가피적 불순물 중 P: 0.012% 이하, S: 0.005% 이하 및 O: 0.0040% 이하로 각각 억제하고,

하기 수학식 1로 표시되는 PCM값이 0.30% 이하이고,

또한 하기 (A)~(C)의 요건을 만족하는 원형 강관.

[수학식 1]

PCM값=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+([B]×5)

(단, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량(질량%)을 나타낸다.)

(A) 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 230~310이고,

(B) 강관의 마이크로 조직에 있어서, 베이니틱 페라이트상의 분율이 80면적% 이상이며, 마르텐사이트상의 분율이 5면적% 이하이고,

(C) 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.3배 이하이다.
제 1 항에 기재된 원형 강관을 제조하는 방법으로서, 상기 화학 성분으로 이루어지는 주편(鑄片)을 950~1200℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 800~930℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 소정의 판 두께로 하고, 이어서 t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도가 2~25℃/초로, 표면 온도가 350℃ 이하로 될 때까지 수냉하고, 그 후, 온도: 700~900℃의 범위로 재가열하여 담금질 처리를 행하고, 450~700℃의 온도 범위에서 템퍼링하여 강판으로 하고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형하는 원형 강관의 제조 방법.