KR20090103802A - 내진성이 우수한 건축 구조용 590㎫급 고항복비 원형 강관 및 그 제조 방법 - Google Patents

내진성이 우수한 건축 구조용 590㎫급 고항복비 원형 강관 및 그 제조 방법

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Abstract

본 발명의 원형 강관은 소정의 관계식을 만족하면서 화학 성분 조성을 조정함과 더불어, 하기 (A)~(C)의 요건을 만족하는 것이다.
(A) 강판의 마이크로 조직은, 적어도 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트의 면적 분율이 50% 이상이며, 전위 밀도 ρ가 1.0×105(m-2) 이상 6.0×105(m-2) 이하이고,
(B) 강판의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 180~280이고,
(C) 강판의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.4배 이하이다.
이러한 구성에 의해, 건축 철골 용도에서는 고강도 클래스에 위치하는 인장 강도: 590MPa급의 강관에 대하여, 고강도 그대로 원형 강관 고유의 과제인, 인장 응력장으로 되는 강관 외면측의 경도를 저감시키는 것이 가능해져, 내진성 향상에 기여할 수 있다.

Description

내진성이 우수한 건축 구조용 590㎫급 고항복비 원형 강관 및 그 제조 방법{590MPa CLASS HIGH 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 590MPa 이상(590MPa급)이고, 항복비가 85~95%인 고강도 고항복비 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 있는 경우가 많다. 이에 대하여, 최근에는, 거대지진시의 기둥부의 소성화는 건축 구조물 전체의 붕괴에 이르지는 않아 인명은 구할 수 있지만, 건축 구조물의 자산 가치는 없어져 개축이 필요해지기 때문에, 건축용 강재의 특성을 탄성 한도 내로 제한한다고 하는 설계 방법도 검토되고 있다.
상기와 같은 건축 구조물에 적용되는 원형 강관은 강판의 프레스 굽힘 가공 등에 의해 성형되기 때문에, 가공 경화에 기인한 재질 변화가 생겨 항복비 YR은 상승한다. 특히, 원형 강관의 외면측은 판 두께 중앙부와 비교하여 경도의 상승이 커지기 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 의해 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 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 외표면의 경화가 현저해지는데, 이러한 경도를 저감시키는 방법으로서는 응력 제거 소둔(Stress Relieving; 이하, 「SR 열처리」라고 부르는 경우가 있음)이 알려져 있다. 그러나, 이러한 SR 열처리를 실시하면, 판 두께 중앙부의 경도도 저하되고, 원형 강관으로서의 요구 강도인 인장 강도 TS: 590MPa 이상을 확보하는 것은 곤란했다.
또한 SR 열처리의 적용에 의해 표면 경도를 저감시키는 것을 전제로 하여, 인장 강도: 590MPa 이상의 강판을 적용하는 경우는, 합금 원소의 첨가에 의해 금속 조직의 경질화가 필요하고, 이 경질 조직에 의해, SR 열처리 후의 모재(강관) 인성의 확보가 매우 곤란해진다.
조선용 강이나 압력 용기, 일반의 라인 파이프용 강 등은, 그대로 건축용 원형 강관의 용도에 적용하면, 금속 조직이나 판 두께 방향의 경도 분포를 갖고 있어, 냉간 굽힘 가공에 의해 재질 편차가 조장된다고 하는 문제가 있다. 그 한편으로, 건축 재료에 대한 요구는 고강도나 고인성 등의 기계적 성질은 물론, 건축 비용 저감을 위한 대입열 용접 특성이나 양호한 용접성을 확보하는 것도 중요하다.
상기와 같은 강관에 관한 기술로서, 지금까지도 다양한 기술이 제안되고 있다. 예컨대 일본 특허공개 평7-166293호에는, 내황화물 균열성이 우수한 강판으로서, 마이크로 비커스 경도 분포를 규정한 것이 제안되어 있다. 이 기술은 판 두께가 20mm 정도인 라인 파이프의 소재로서는 유효한 것이고, 그와 같은 강판에서는 마이크로 비커스 경도 분포를 작게 하는 것은 용이하지만, 판 두께가 25~100mm인 건축 구조물용 원형 강관에서 판 두께 방향의 경도 분포를 작게 하는 것은 곤란하다. 또한, 이 기술은 내황화물 균열성에 중점을 둔 강에 관한 것이고, 건축 용도의 내진성에 대해서는 고려되어 있지 않으며, 원형 강관에 적용했을 때의 굽힘 가공 후의 인성 열화에 대한 배려는 되어 있지 않다.
또한 일본 특허공개 2007-138210호에는, 바우싱거 효과(Bauschinger Effect)에 의한 항복 응력 저하가 작은 고강도 라인 파이프용 강판에 대하여 개시되어 있다. 이 기술은 UOE 성형법으로 성형되는 라인 파이프용 박판을 대상으로 하는 것이고, 이 기술에 개시된 방법에서는 판 두께: 100mm까지의 후육재(厚肉材)로 판 두께 방향의 경도 분포를 작게 할 수는 없다. 또한, 가속 냉각 직후에 급속 가열하는 처치가 필요해지기 때문에, 가열 제어가 어렵다고 하는 문제도 있다. 더구나, 프레스 벤딩법에 적용했을 때에 문제로 되는 가공 경화량을 제어하는 수단에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않고, 냉간 가공 후의 원형 강관의 외면측은 경화되어 양호한 내진성을 확보할 수 없을 것으로 예상된다.
일본 특허공개 2006-257499호에는, 판 두께가 20mm 정도인 라인 파이프용 강판을 대상으로 하고, UOE 성형법으로 형성되는 용접 강관에 대하여 제안되어 있다. 이 기술은 강판 중의 조직을 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 함으로써, 강판의 표면 경도를 낮춰 경도 분포를 작게 하는 것이다. 그러나 후육재로 되면, 판 두께 중심부의 페라이트 분율이 높아져 연화되기 때문에, 이 방법을 그대로 후육재에 적용한 것에서는 판 두께 방향의 경도 분포를 작게 할 수는 없다. 또한, 이 방법은 강관 성형 후에 담금질을 실시하는 것이지만, 프레스 굽힘 후 대경(大徑) 후육 원형 강관에서는 담금질 처리를 실시하는 것은 곤란하다. 더구나, 프레스 벤딩법에 적용했을 때에 문제로 되는 가공 경화량을 제어하는 수단에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않고, 냉간 가공 후의 원형 강관의 외면측은 경화하여 양호한 내진성을 확보할 수 없을 것으로 예상된다.
한편, 일본 특허공개 2004-143500호에는, 「내좌굴 특성이 우수한 고강도 원형 강판 및 그 제조 방법」에 대하여 제안되어 있다. 이 기술은 페라이트가 주체(70% 이상)인 조직의 고강도 박육 강관을 대상으로 하는 것이고, 판 두께 방향의 경도 분포를 작게 할 수는 없다. 또한 이 기술은 상기 각 기술과 마찬가지로, 가공 경화량을 제어하는 수단에 대해서는 전혀 개시되어 있지 않다. 더구나 제조 방법에 있어서도, 조직 제어의 요점으로 되는 압연 종료 온도를 Ar3 변태점 이상으로 규정할 뿐이고, 원형 강관의 판 두께 방향으로 균일한 조직 및 경도를 실현할 수는 없다.
일본 특허공개 2006-63351호에는, 내수소 유기(誘起) 균열성이 우수한 고강도 고인성 강판에 대하여 개시되어 있다. 이 기술에서는, 판 두께가 25mm 정도인 라인 파이프용의 강판을 대상으로 하고 있고, 중심 편적부(偏積部)의 경도는 고려하고 있지만, 표면 경도에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않다. 또한, 판 두께 방향의 경도 분포는 소정의 관계식으로 구해지는 값으로 330 이하로 규정되어 있지만, 가공 경화량을 제어하는 수단에 대해서는 전혀 개시되어 있지 않다. 또한 제조 방법에 있어서도, 조직 제어의 요점으로 되는 압연 종료 온도를 (Ar3 변태점+20℃ 이상)으로 규정할 뿐이고, 원형 강관의 판 두께 방향으로 균일한 조직 및 경도를 실현할 수는 없다.
또한 일본 특허공개 2003-293075호에는, 「관 제조 후의 표면 경도와 항복비가 낮은 고강도 강관」에 대하여 제안되어 있다. 이 기술에서는, 화학 성분 조성으로서, 질화물을 형성하는 B나 N의 규정이 없어, BN이나 TiN을 제어할 수 없어 담금질성이 불안정해지기 때문에, 원하는 강도를 안정하게 얻는 것은 곤란하다. 또한, B를 함유시키지 않음으로써, 조직이 페라이트로 되는 것이고, 판 두께 방향의 경도 분포는 불균일해진다.
본 발명은 이러한 상황 하에서 이루어진 것으로서, 그 목적은 건축 철골 용도에서는 고강도 클래스에 포함되는 인장 강도: 590MPa급의 강관에 대하여, 고강도 그대로 원형 강관 고유의 과제인, 인장 응력장(應力場)으로 되는 강관 외면측의 경도를 저감시킴으로써, 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: 0.01~0.05%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.05~0.35%, Mn: 1.00~1.70%, Al: 0.015~0.045%, Ni: 0.05~0.45%, Cr: 0.20~1.50%, Ti: 0.008~0.020%, B: 0.0010~0.0025%, Nb: 0.010~0.030%, Ca: 0.0005~0.0035%, N: 0.0035~0.0060%를 각각 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 불가피적 불순물 중 P: 0.020% 이하 및 S: 0.005% 이하로 각각 억제하고, 하기 수학식 1로 표시되는 PCM값이 0.20% 이하이고, 하기 (A)~(C)의 요건을 만족하고, 인장 강도가 590MPa 이상이며, 또한 항복비가 85~95%이다.
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) 마이크로 조직은, 적어도 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트의 면적 분율이 50% 이상이며, 전위 밀도 ρ가 1.0×105(m-2) 이상 6.0×105(m-2) 이하이고,
(B) 상기 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 180~280이고,
(C) 상기 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.4배 이하이다.
한편, 상기 (A)에 있어서, 「적어도 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트의 면적 분율이 50% 이상」이란, 조직 중에 어스펙트비가 3 미만인 베이나이트가 포함되는 것을 허용하는 것이고(예컨대, 합계로 80면적% 이상), 그 중 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트의 면적 분율(전체에 대한 비율)이 50% 이상이면 되는 것을 의미한다. 또한, 베이나이트상 이외(잔부)로서는, 페라이트, 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트 등을 들 수 있다.
본 발명의 원형 강관에 있어서는, 필요에 따라, Cu: 0.05~0.45%, V: 0.005~0.050% 및 Mo: 0.05~0.35%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 것도 바람직하고, 이것에 의해 강관의 특성이 더욱 개선되게 된다.
상기와 같은 원형 강관을 제조하는데 있어서는, 상기 화학 성분으로 이루어지는 주편(鑄片)을 950~1200℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 700~850℃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 500℃ 이하로 될 때까지 수냉하여 강판으로 하고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형하도록 하면 좋다.
본 발명에 따르면, 강판(강관을 구성하는 강판)의 화학 성분 조성을 적정하게 조정함과 더불어, 마이크로 조직을 적절히 제어하고, 또한 두께 방향의 경도 분포를 적절하게 하는 것에 의해, 590MPa 이상의 고강도 그대로 강관 성형시의 굽힘 가공에 기인한 강관 외면측의 경도를 저감시켜 연성을 확보함으로써, 내진성 향상에 기여할 수 있는 원형 강관을 실현할 수 있었다.
본 발명자들은 590MPa 이상의 고강도를 확보하면서, 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, 베이나이트를 주체로 함과 더불어, 그 중 적어도 어스펙트비가 3 이상(긴 직경과 짧은 직경의 비가 3 이상)으로 되는 편평한 저C 베이나이트의 면적율이 50% 이상으로 되도록 하는 것이 중요한[상기 (A)의 요건] 것이 밝혀졌다.
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, 저C의 화학 성분을 베이스로 하여, Nb-B의 복합 첨가에 의해 오스테나이트의 편평화와, 그것으로부터의 베이나이트 변태를 촉진시키는 것, 및 Ni-Cr의 복합 첨가에 의해 담금질성의 안정을 도모하는 것에 의해, 판 두께 방향으로 균일한 베이나이트 조직을 얻을 수 있어, 판 두께 방향의 경도의 균일화를 달성할 수 있다.
즉, 상기와 같은 설계 지침에 근거하여 화학 성분 조성을 조정함으로써, 압연 후의 베이나이트 변태 온도가, 냉각 속도를 변화시켜도 거의 변하지 않게 되는 것과, 열간 압연시의 압하량의 제어에 의한, 오스테나이트립의 어스펙트비의 증대가 강관의 인성을 향상시킬 수 있는 것이 밝혀졌다. 또한 적절한 화학 성분 조성에서 열간 압연 온도를 적정화함으로써, 수평한 저C 베이나이트 조직을 안정하게 생성할 수 있는 것도 밝혀진 것이다.
강판의 강도를 향상시키기 위해서 유효한 수단은 합금 원소량을 증가시키는 것이다. 특히, 590MPa급이라는 고강도를 달성하기 위해서는, 합금 원소의 첨가량을 비교적 많게 하고, 그들에 의한 각종 강화 기구를 이용하는 것이 필요하다. 그러나, 이러한 합금 원소의 증대는 내균열성 등의 용접성이나 용접 이음매의 기계적 특성의 열화를 초래하게 된다. 본 발명자들은 적정한 합금 원소의 첨가와 그 함유량을 적정화함으로써, 고강도화와 굽힘 가공에 의한 가공 경화를 저감시킬 수 있는 것을 알아냈다.
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(강판의 표리면으로부터 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, Ni, Cr, B, Nb)을 포함하여 각 원소의 범위 한정 이유에 대하여 설명한다. 본 발명에서는, 상기와 같이, C: 0.01~0.05%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.05~0.35%, Mn: 1.00~1.70%, Al: 0.015~0.045%, Ni: 0.05~0.45%, Cr: 0.20~1.50%, Ti: 0.008~0.020%, B: 0.0010~0.0025%, Nb: 0.010~0.030%, Ca: 0.0005~0.0035%, N: 0.0035~0.0060%를 각각 함유함과 더불어, 상기 수학식 1로 표시되는 PCM값을 적정한 범위로 제어할 필요가 있는데, 이들 원소의 범위 한정 이유는 다음과 같다.
[C: 0.01~0.05%]
C는 강판의 강도를 높이는 효과가 있고, 경도를 제어하기 위해서 중요한 원소임과 더불어, 과잉한 첨가는 내균열성 등의 용접성을 열화시키는 원소이기도 하다. C 함유량이 0.01% 미만이면, 필요한 모재(강판) 강도를 확보할 수 없다. 그러나, C 함유량이 0.05%를 초과하면, 섬 형상 마르텐사이트[마르텐사이트·오스테나이트의 혼합 상(M-A상)을 포함함]가 과잉으로 생성되어 내용접 균열성이 열화된다. 또한, C 함유량의 바람직한 하한은 0.02%이며, 바람직한 상한은 0.04%이다.
[Si: 0.05~0.35%]
Si는 적정 첨가에 의해 모재 인성과 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이러한 강화 기구를 발휘시키기 위해서는, Si는 0.05% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 그러나, Si 함유량이 과잉으로 되면 내용접 균열성이 열화되므로, 0.35% 이하로 한다. 또한, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.07%이며, 바람직한 상한은 0.25%이다.
[Mn: 1.00~1.70%]
Mn은 담금질성을 향상시켜 강도와 인성을 함께 높이는 원소로서 유효하다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 1.00% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면 강도가 과잉으로 되어 모재 인성이 열화되므로, 상한을 1.70%로 한다. 또한, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.10%이며, 바람직한 상한은 1.60%이다.
[Al: 0.015~0.045%]
Al은 탈산 원소이며, 또한 마이크로 조직 미세화에 의한 모재 인성 확보에 필수 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.015% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 과잉으로 함유시키면 알루미나계의 조대(粗大)한 개재물을 형성하여 모재 인성이 저하되므로, 0.045% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.020%이며, 바람직한 상한은 0.040%이다.
[Ni: 0.05~0.45%]
Ni는 모재 인성을 향상시키고 담금질성을 높여 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni는 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ni 함유량이 과잉으로 되면 스케일 흠이 발생하기 쉬우므로, 0.45% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.10%이며, 바람직한 상한은 0.35%이다.
[Cr: 0.20~1.50%]
Cr은 대입열 용접시에 조대한 오스테나이트립을 분할하는 다방위 베이나이트를 생성시키고, 또한 담금질성을 높여 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr은 0.20% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Cr 함유량이 과잉으로 되면 내용접 균열성이 열화되므로, 1.50% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.55%이며, 바람직한 상한은 1.35%이다.
[Ti: 0.008~0.020%]
Ti는 N과 질화물(TiN)을 형성하여 열간 압연 전의 가열시에서의 오스테나이트립(γ립)의 조대화를 방지하고, 또한 탄화물을 생성하기 쉬운 원소이다. Ti에 의한 γ립 미세화 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.008% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ti 함유량이 과잉으로 되면 탄화물의 생성이 과잉으로 되어 모재 인성이 열화되므로, 0.020% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.010%이며, 바람직한 상한은 0.018%이다.
[B: 0.0010~0.0025%]
프리(free) B는 입계에 존재하고, 담금질성을 향상시켜 모재 강도의 향상을 도모하기 위해 유효한 원소이다. B의 함유량이 0.0010% 미만이면, 모재 강도의 향상 효과가 적고, 인장 강도: 590MPa 이상의 강도를 확보할 수 없게 된다. 그러나, B 함유량이 과잉으로 되면 담금질성이 과잉으로 되어 내용접 균열성 및 모재 인성이 열화되므로, 0.0025% 이하로 할 필요가 있다. 또한, B 함유량의 바람직한 하한은 0.0012%이며, 바람직한 상한은 0.0015%이다.
[Nb: 0.010~0.030%]
Nb는 본 발명의 강관에 있어서 중요한 원소이며, Nb와 B의 복합 첨가에 의해 판 두께 방향으로 균일한 저C 베이나이트 조직을 얻을 수 있다. 또한 오스테나이트역에서의 미재결정(未再結晶) 온도 범위를 확대시켜, 그 영역에서의 압연 변형으로부터 변태 핵을 증대시켜 변태를 촉진시키는데 필요한 원소이다. Nb의 함유량이 0.010% 미만이면 그 효과가 적어, 모재 인성이 저하된다. 또한 Nb 함유량이 과잉으로 되어 0.030%를 초과하면, 탄화물 생성이 과도해지고, 그것이 파괴의 기점으로 되어 모재 인성이 열화된다. 또한, Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.013%이며, 바람직한 상한은 0.025%이다.
[Ca: 0.0005~0.0035%]
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 0.0035%를 초과하여 과잉으로 되면, 개재물을 조대화시키고, 그것이 파괴의 기점으로 되어 모재 인성을 열화시킨다. 또한, Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0015%이며, 바람직한 상한은 0.0030%이다.
[N: 0.0035~0.0060%]
N은 Ti와 반응하여 TiN을 생성하고, 열간 압연 전의 가열시에서의 γ립의 조대화를 방지하는데 유효한 원소이다. N의 함유량이 0.0035% 미만이면, TiN이 부족하고, 가열 γ립이 조대해져 모재 인성이 열화되게 되므로, 0.0035% 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 0.0040%이며, 바람직한 상한은 0.0055%이다.
[PCM값: 0.20% 이하]
상기 수학식 1로 표시되는 PCM값은 용접 시공에 의한 저온 균열을 방지하는 지표로서 가장 일반적인 요건이다. 용접 균열을 방지하기 위해서는 PCM값을 0.20% 이하로 할 필요가 있다. PCM값은 바람직하게는 0.18% 이하로 하는 것이 좋다. 또한, 상기 수학식 1에는, 본 발명의 강판에서 규정하는 성분(C, Si, Mn, Ni, Cr, B) 이외의 원소(필요에 따라 함유되는 원소)도 규정하고 있지만(Cu, V, Mo 등), 이들 원소는 저온 균열에 영향을 미치는 것이므로, 필요에 따라 함유될 때에는 그들의 함유량도 PCM값의 계산에 넣을 필요가 있다. 따라서, 이들 원소를 함유하지 않을 때에는, 상기 수학식 1로부터 이들의 원소량을 0으로 하여 계산하면 된다.
본 발명의 원형 강관에 있어서, 상기 성분 외에는 Fe 및 불가피적 불순물(예컨대, P, S 등)로 이루어지는 것이지만, 용제(溶製)상 불가피적으로 혼입되는 미량 성분(허용 성분)도 포함할 수 있는 것이고(예컨대, Zr, H, O 등), 이러한 원형 강관도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다. 단, 불가피적 불순물로서의 P, S 등에 대해서는, 하기의 관점에서 각각 하기의 범위로 억제할 필요가 있다.
[P: 0.020% 이하]
불가피적 불순물인 P는 모재, 용접부의 인성에 악영향을 미치는 것이고, 이러한 문제를 초래하지 않기 위해서도 그 함유량을 0.020% 이하로 억제하는 것이 필요하고, 바람직하게는 0.015% 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 억제하는 것이 필요하고, 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.
본 발명의 원형 강관에는, 필요에 따라, Cu: 0.05~0.45%, V: 0.005~0.050% 및 Mo: 0.05~0.35%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것도 유용하며, 이들 성분은 모두 강관의 강도 향상에 유효하다. 이들 각 성분의 작용 효과는 다음과 같다.
[Cu: 0.05~0.45%]
Cu는 고용(固溶) 강화에 의해 모재 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu는 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 과잉으로 되면 가스 절단시에 Cu 균열이 생기는 경우가 있으므로, 0.45% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.07%이며, 보다 바람직한 상한은 0.40%이다.
[V: 0.005~0.050%]
V는 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, V는 0.005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, V 함유량이 과잉으로 되면 탄화물 생성이 조대해지고, 그것이 기점으로 되어 모재 인성이 열화되므로, 0.050% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, V 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.010%이며, 보다 바람직한 상한은 0.040%이다.
[Mo: 0.05~0.35%]
Mo는 담금질성을 높여 강도를 향상시키는데 유용하며, 또한 탄화물을 생성하기 쉬운 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo는 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 함유량이 과잉으로 되면 담금질성이 과대해져 내용접 균열성이 열화되므로, 0.35% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Mo 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.08%이며, 보다 바람직한 상한은 0.25%이다.
본 발명의 원형 강관에 있어서는, 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트의 면적 분율이 50% 이상이며, 전위 밀도 ρ가 1.0×105(m-2) 이상 6.0×105(m-2) 이하인 것도 중요한 요건이다[상기 (A)의 요건]. 구(舊)오스테나이트립의 어스펙트비와 베이나이트의 면적 분율은 가공 경화에 의한 재질 변화를 지배하는 인자 중 하나이다. 구오스테나이트립의 어스펙트비가 3 미만이 되거나, 베이나이트의 면적 분율이 50% 미만이면 원형 강관의 재질 편차가 커져, 내용접 균열성이 열화된다.
한편, 전위 밀도 ρ도 가공 경화에 의한 재질 변화를 지배하는 중요한 인자 중 하나이다. 전위 밀도 ρ가 1.0×105(m-2) 미만이면, 가공 경화에 의해 재질 변화가 커지고, 그 결과로서 내용접 균열성이 열화되게 된다. 또한 전위 밀도 ρ가 6.0×105(m-2)를 초과하면, 이른바 전위가 포화 상태가 되고, 경도가 과잉으로 되어 내용접 균열성이 열화되게 된다.
본 발명의 원형 강관에 있어서는, 강관을 구성하는 강판의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 180~280인 것도 필요하다[상기 (B)의 요건]. 이 비커스 경도 Hv는 인장 강도 TS와 상관이 있고, 원하는 인장 강도 TS와 항복비 YR을 얻기 위해서는 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 180~280인 것이 필요하다. 즉, 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 180 미만이면, 저YR 특성으로 되고 인장 강도 TS도 저하된다. 또한, 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 280을 초과하면, 내용접 균열성이 열화되게 된다.
본 발명의 원형 강관에 있어서는, 강판의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.4배 이하인 것도 필요하다[상기 (C)의 요건]. 외면측(표층부)과 판 두께 중앙부의 경도비가 1.4배를 초과하면, 강판 표면부의 소성 변형능이 저하되고, 표면의 인장 응력이 높아지기 때문에, 표면으로부터의 균열의 발생, 부속 금물(金物) 용접시의 표면 경화와 관련된 균열이 기점으로 되어, 대지진시에 파괴될 가능성이 있다. 이 비의 값은 바람직하게는 1.3배 이하이다.
본 발명의 원형 강관을 제조하기 위해서는, 상기와 같은 화학 성분으로 이루어지는 주편을 950~1200℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 700~850℃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 500℃ 이하로 될 때까지 수냉하여 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 제어와 압연의 가부(可否)에 크게 영향을 미치게 된다. 가열 온도가 950℃ 미만이면, 압연 최종 패스(마무리 압연) 직전의 표면 온도: 700℃ 이상을 확보할 수 없기 때문에, 수냉 전에 페라이트가 석출되어 모재 강도가 저하됨과 더불어, 열간 압연에서의 압하 하중이 높아져 생산성이 대폭 열화된다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 초과하면, γ 입경의 조대화에 의한 모재 강도의 저하와 모재 인성이 열화된다.
[마무리 압연 온도를 700~850℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 소정의 판 두께로 한다]
제어 냉각은 그 전의 조직 제어가 전제로 되고, 그것을 위해서는 제어 압연에서의 압연 종료 온도(마무리 압연 온도)와 냉각 개시 온도를 관리할 필요가 있다. 마무리 압연 온도가 700℃ 미만이면, 냉각 개시 전에 페라이트가 석출되어, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 또한, 마무리 압연 온도가 850℃를 초과하면, 냉각 전 조직이 조대해져, 모재 인성이 열화된다.
[t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도가 2~25℃/초]
압연 후의 냉각 공정은 조직 제어를 위해 중요한 공정이다. 이 때의 냉각 속도가 2℃/초 미만이면, 베이나이트의 면적 분율: 50% 이상을 확보할 수 없게 되어, 강도가 부족함과 더불어, 가공 경화량이 과대해져 내용접 균열성이 열화된다. 또한, 냉각 속도가 25℃/초를 초과하면, 강도가 과대해져 모재 인성이 열화된다. 또한, 냉각 속도를 측정하는 위치로서 t/4(t: 판 두께)로 한 것은, 그 위치가 강판의 평균적인 성능을 발휘하는 위치이기 때문이다.
[냉각 정지 온도: 강판의 표면 온도가 500℃ 이하]
냉각 정지 온도는 강도를 변화시키는 중요한 제어 인자이다. 냉각 정지 온도가 500℃를 초과하면 강도가 부족함과 더불어, 저전위 밀도가 얻어지지 않고, 굽힘 가공에 의한 가공 경화량이 커져, 내용접 균열성이 열화되게 된다.
[프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형]
최종적으로, 강판을 프레스 굽힘법에 의해 냉간 굽힘을 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 방법을 적용하면, 굽힘 가공 변형이 커지기 때문에 표면의 가공 경화가 커진다. 그 때문에, 상기와 같이 제조한 강판을 이용하여 프레스 굽힘 성형을 행함으로써, 표면 경도가 낮은 원형 강관을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명의 원형 강관은 상기한 바와 같은 SR 열처리를 실시하지 않아도 사용할 수 있지만, 가령 SR 열처리를 실시했다고 해도, 원형 강관으로서의 요구 강도인 인장 강도 TS: 590MPa 이상을 확보할 수 있다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한되는 것이 아니라, 전·후기의 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 의해 용제하여, 강편(鋼片)으로 한 후, 열간 압연, 가속 냉각(압연 후의 냉각), 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]
주편을 1150±10℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도(표면 온도)를 850±30℃의 범위로 하여 열간 압연을 행하여 판 두께: 70mm로 하고, 이어서 t/4(t: 판 두께)의 위치에서의 냉각 속도를 5~15℃/초로 제어하고, 냉각 정지시의 표면 온도를 420±50℃ 이하로 했다. 또한, 450~650℃의 온도 범위에서 템퍼링을 행하여 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.
얻어진 각 원형 강관에 대하여, 강관의 마이크로 조직(베이나이트의 면적 분율) 및 경도를 하기의 방법으로 평가함과 더불어, 재질(항복 응력 YS, 인장 강도 TS, 항복비 YR 및 인성 vE-20) 및 용접성을 하기의 방법에 의해 평가했다.
[마이크로 조직 및 경도의 측정 방법]
마이크로 조직의 화상 해석에 의해, 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트상의 면적 분율을 측정함과 더불어, 강판 표층부의 비커스 경도(Hv0)와 중앙부의 비커스 경도(Hv1)를 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).
[항복 응력 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 σ0.2), 인장 강도 TS, 항복비 YR(항복 응력 YS/인장 강도 TS)을 측정했다. 합격 기준은 2회에서의 평균값으로, 항복 응력 YS: 500MPa 이상, 인장 강도 TS: 590~740MPa, 항복비 YR: 85% 초과~90% 이하이다.
[인성 평가 방법]
원형 강관의 외면측으로부터 강판의 t/4부(t는 판 두께)에서의 관축 방향(강판의 주압연 방향)으로 JIS Z 2204 V 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 이상인 것을 합격으로 평가했다.
[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.
[전위 밀도의 측정 방법]
X선 회절에 의해 얻어진 특성 X선의 회절 강도 곡선으로부터 Kα1선을 분리하고, Kα1선의 반가폭(半價幅)의 넓이를 측정한다. 그 반가폭을 보정하여, 변형에 의한 반가폭의 넓이만을 추출하여 변형을 산출한다. 이 변형의 값으로부터 전위 밀도를 산출한다.
이들 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 강 No. 1~31의 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. 32~62의 것(표 2, 4, 6)은 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. 1~8의 것(화학 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 만족하는 것)을 이용하여, 하기 표 7에 나타내는 각종 제조 조건에 의해 강판을 제조했다(실험 No. 1~15). 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형했다. 얻어진 원형 강관에 대하여, 실시예 1과 마찬가지로 하여 재질(항복 응력 YS, 인장 강도 TS, 항복비 YR 및 인성 vE-20) 및 용접성을 평가했다. 또한, 실시예 1과 마찬가지로 강판의 마이크로 조성 및 경도 분포(강판 중앙부의 경도, 경도비)를 측정한 결과를 표 8에 나타낸다.
또한, 표 7의 실험 No. 9, 10은 강편 가열 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 11, 12는 마무리 압연 온도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 13, 14는 냉각 속도가 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것, 실험 No. 15는 냉각 정지 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 (3)

  1. 원형 강관으로서,
    C: 0.01~0.05%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 0.05~0.35%, Mn: 1.00~1.70%, Al: 0.015~0.045%, Ni: 0.05~0.45%, Cr: 0.20~1.50%, Ti: 0.008~0.020%, B: 0.0010~0.0025%, Nb: 0.010~0.030%, Ca: 0.0005~0.0035%, N: 0.0035~0.0060%를 각각 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    상기 불가피적 불순물 중 P: 0.020% 이하 및 S: 0.005% 이하로 각각 억제하고,
    하기 수학식 1로 표시되는 PCM값이 0.20% 이하이고,
    하기 (A)~(C)의 요건을 만족하고,
    인장 강도가 590MPa 이상이며,
    또한 항복비가 85~95%인 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) 마이크로 조직은, 적어도 어스펙트비가 3 이상인 베이나이트의 면적 분율이 50% 이상이며, 전위 밀도 ρ가 1.0×105(m-2) 이상 6.0×105(m-2) 이하이고,
    (B) 상기 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부를 제외한 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv가 180~280이고,
    (C) 상기 강관의 표리면의 각각으로부터 깊이 2mm까지의 표층부의 평균 비커스 경도 Hv가 상기 중앙부의 평균 비커스 경도 Hv의 1.4배 이하이다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Cu: 0.05~0.45%, V: 0.005~0.050% 및 Mo: 0.05~0.35%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는 원형 강관.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 원형 강관을 제조하는 방법으로서, 상기 화학 성분으로 이루어지는 주편(鑄片)을 950~1200℃로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 700~850℃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 500℃ 이하로 될 때까지 수냉하여 강판으로 하고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형하는 원형 강관의 제조 방법.
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