KR20090122370A

KR20090122370A - 고온 특성과 인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20090122370A
Application number: KR1020097020737A
Authority: KR
Inventors: 스구루 요시다; 히로시 기따; 데루히사 오꾸무라; 히로까즈 스기야마; 데루유끼 와까쯔끼
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2007-04-06
Filing date: 2008-04-04
Publication date: 2009-11-27
Also published as: EP2143813A4; CN101652495A; EP2143813A1; US9023158B2; JPWO2008126910A1; KR101139605B1; US20100078097A1; WO2008126910A1; JP5079793B2; CN101652495B

Abstract

고온 특성과 인성이 우수한 강재를 제공하기 위해, 강재를 질량％로, C:0.005 내지 0.030％, Si:0.05 내지 0.40％, Mn:0.40 내지 1.70％, Nb:0.O2 내지 0.25％, Ti:0.005 내지 0.025％, N:0.0O08 내지 0.0045％ 이하, B:0.0003 내지 0.O030％를 함유하고, P:0.030％ 이하, S:0.020％ 이하, Al:0.03％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 불가피 불순물로 이루어지고, C-Nb/7.74≤0.02를 만족하고, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물을 30 내지 300개/㎟의 밀도를 갖는 것으로 한다.

강재, Ti계 산화물, Fe 불가피 불순물, 용존 산소량, 내화 강

Description

고온 특성과 인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법{STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT HIGH TEMPERATURE PROPERTIES AND EXCELLENT TOUGHNESS, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 내화 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

건축물의 초고층화, 건축 설계 기술의 고도화 등으로부터 내화 설계의 재검토가 일본 건설성 종합 프로젝트에 의해 행해져, 소화 62년(1987년) 3월에「신 내화 설계법」이 제정되었다. 이 규정에 의해, 구 법령에 의한 화재시에 강재의 온도를 350℃ 이하로 하도록 내화 피복하는 것으로 한 제한이 해제되어, 강재의 고온 강도와 건축물의 실제 하중에 따라서 내화 피복 방법을 선택할 수 있게 되었다. 즉 600℃에서의 설계 고온 강도를 확보할 수 있는 경우는 그것과 균형이 맞는 내화 피복을 삭감할 수 있게 되었다.

강재의 600℃에 있어서의 고온 강도는, 상온에서의 강화 기구와 마찬가지로,

(1) 페라이트 결정립경의 미세화, (2) 합금 원소에 의한 고용체 강화, (3) 경화 상(相)에 의한 분산 강화, (4) 미세 석출물에 의한 석출 강화에 의해 향상된다.

종래의 내화 강은, 주로 Mo의 탄화물에 의한 석출 강화에 의해, 고온에서의 연화 저항을 높이고 있다. 그러나 Mo는 고가의 원소로, 첨가량이 많은 경우에 경제성이 손상되므로 첨가량의 억제가 필요하며, Mo를 무첨가로 하는 것이 바람직하다. 또한, Mo의 첨가량이 과잉이 되면, 탄화물 석출에 의한 재열 취화가 우려된다.

이러한 문제에 대해, Nb, B 및 Ti를 복합 첨가하여, 고온 강도를 향상시킨 내화 강이 제안되어 있다(예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평4-350127호 공보, 일본 특허 출원 공개 평11-302770호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2000-248335호 공보 참조).

그러나 이들은 용접시, 용접 열영향부(Heat Affected Zone, HAZ라 함)에 있어서의 석출물의 조대화의 억제에 대해서는 고려가 이루어져 있지 않아, HAZ 인성의 저하가 우려된다.

이러한 HAZ의 인성의 저하에 대해, Ti계 산화물에 의한 결정립 성장의 억제 효과나, 이것을 생성핵으로 한 입내 변태에 의해, HAZ에 있어서의 결정립경의 조대화를 방지한 강재가 제안되어 있다(예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평4-362156호 공보 참조).

또한, Ti계 산화물에 의한 입내 변태를 활용하여, 마이크로 조직의 균질화를 도모한 H형강의 제조 방법도 제안되어 있다(예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평2002-212632호 공보 참조).

그러나 후강판이나 형강 등에서는 대입열(大入熱)로 용접이 행해져, 용접부 근방에서는 보다 고온으로 가열되므로, 특히 한차례 용접에 의해 고온으로 가열된 HAZ가 재가열되었을 때, 탄화물, 질화물의 석출에 의해 취화된다고 하는 문제가 발생한다. 이들 종래의 특허 문헌에 제안된 강재는, 이러한 HAZ의 고온 취화(이하, 재열 취화라 함)를 고려한 것은 아니었다.

또한, 주로 고층 건축물의 기둥재로서 사용되는 극후(極厚) H형강에 대해서도, 판 두께 사이즈의 증대에 수반하여, 그 제조 공정이 저압하량, 저냉각 속도로 되므로, 비교적 얇은 강재와 비교하여 충분한 가공 열처리를 실시하는 것이 보다 어려워지므로, 종래 기술에 있어서 강도를 확보하기 위해서는 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이 필요하고, 그 경우에 인성 저하, 용접성 저하 등을 병발하는 문제가 발생하고 있었다.

본 발명은, 용접 열영향부에 있어서의 내재열 취화 특성을 포함하는 고온 특성 및 모재와 HAZ의 인성이 우수하고, 내화 강재 혹은 극후 H형강으로서 이용할 수 있는 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명은, 미량의 B, Nb의 첨가에 의해 켄칭성을 향상시켜 상온 강도를 확보하고, 고용 Nb의 드래그 효과(고용된 Nb가 전위 등의 격자 결함으로 농화되어, 결함이나 전위의 이동의 저항이 되어 강도를 향상시키는 현상)에 의해 고온 강도를 향상시키고, Ti의 미세한 산화물을, 결정립계의 피닝과 입내 변태의 생성에 이용하여 HAZ의 조대화를 억제하고, 입계에 편석되는 B의 농도의 상승을 방지하여 판 두께에 의한 기계 특성 변동이 적어, 내재열 취화 등의 고온 특성의 향상을 도모하고, 나아가서는 모재나 HAZ의 인성을 확보하기 위해, Ti를 첨가할 때의 용강 중의 용존 산소 농도를 조정하여, 강 중에 Ti의 미세한 산화물을 분산시킨 강재 및 그 제조 방법이다.

그러한 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 질량％로, 0.005％ 이상 0.03％ 이하, Si:0.05％ 이상 0.40％ 이하, Mn:0.40％ 이상 1.70％ 이하, Nb:0.02％ 이상 0.25％ 이하, Ti:0.005％ 이상 0.025％ 이하, N:0.0008％ 이상 0.0045％ 이하, B:0.0003％ 이상 0.0030％ 이하를 함유하고, P:0.030％ 이하, S:0.020％ 이하, Al:0.03％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 불가피 불순물로 이루어지고, C와 Nb의 함유량이, C-Nb/7.74≤0.02를 만족하고, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물을 30 내지 300개/㎟의 밀도로 갖는 것을 특징으로 하는 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(2) 질량％로, V:0.10％ 이하, Mo:0.10％ 이하 중 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(3) 질량％로, Zr:0.03％ 이하, Hf:0.01％ 이하 중 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(4) 질량％로, Cr:1.5％ 이하, Cu:1.0％ 이하, Ni:0.7％ 이하 중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(5) 질량％로, Mg:0.0050％ 이하, REM:0.01％ 이하, Ca:0.005％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(6) Nb와 C의 질량 농도 곱이 0.0015 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(7) 강재가 내화 강재인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(8) 강재가 플랜지 두께 40㎜ 이상의 극후 H형강인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재.

(9) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강을, 용존 산소를 0.003 내지 0.015질량％로 조정한 후, Ti를 첨가하여 용제(溶製)하고, 주조하여 얻어진 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하여, 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 고온 특성과 인성이 우수한 강재의 제조 방법.

(10) 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 30％ 이상이 되는 열간 압연을 행하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재의 제조 방법.

(11) 열간 압연 후, 800 내지 500℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1 내지 10℃/s로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 상기 (9) 또는 (10)에 기재된 고온 특성과 인성이 우수한 강재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 충분한 상온 강도 및 고온 강도를 갖고, 모재와 HAZ의 인성 및 내재열 취화 특성도 우수한 강재, 특히 내화 H형강이나 극후 H형강을, 냉간 가공 및 조질 열처리를 실시하는 일 없이 제조하는 것, 혹은 판 두께가 큰 사이즈, 예를 들어 플랜지 두께로 140㎜ 정도까지의 극후 H형강에 있어서, 열간 압연 상태에서 강도·인성을 확보하면서 제조하는 것이 가능해진다.

강재 중, 열간 압연으로 제조하는 H형강은, 그 형상으로부터 플랜지, 웨브, 필릿의 부위로 분류되고, 각각의 형상에 따라서 압연 온도 이력 및 냉각 속도가 상이하므로, 동일 성분이라도 기계 특성이 부위에 따라 크게 변화되는 경우가 있다.

본 발명의 성분 조성을 갖는 강은, 강도, 인성에 미치는 압연 마무리 온도 의존성 및 냉각 속도 의존성이 비교적 작아, H형강의 단면 부위 내에서의 재질의 편차를 경감시킬 수 있고, 또한 판 두께에 의한 재질의 변화를 작게 할 수 있으므로, 특히 극후 H형강과 같은 판 두께가 큰 사이즈의 강재에 있어서도, 강도나 인성의 확보 및 H형강 단면 내에서의 재질의 편차를 경감시키는 것이 가능해진다.

도 1은 C 및 Nb가 강재의 고온 강도에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 2는 Ti 산화물의 수 밀도 분포가 강재의 HAZ의 인성에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 3은 Ti 산화물의 수 밀도 분포가 강재의 재열 취화 특성에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 4는 Ti를 첨가하기 전의 용존 산소량과 Ti량의 관계가 Ti계 산화물의 밀도에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 5는 본 발명법을 실시하는 장치 배치예로서 형강 제조 프로세스의 개략도이다.

도 6은 H형강의 단면 형상 및 기계 시험편의 채취 위치를 도시하는 도면이다.

본 발명자는, B, Nb의 첨가에 의해 켄칭성을 높이고, 매시브 페라이트 또는 베이나이트를 생성시킴으로써, 고온 강도 및 상온에서의 강도 및 인성을 높여, 내재열 취화 특성이 우수한 강재, 특히 H형강을 얻는 것을 검토하였다.

그 결과, 고용 Nb를 확보함으로써, 그 드래그 효과에 의해 고온에서의 전위의 이동 속도를 늦출 수 있어, 고온에서의 연화에 대해 저항력을 발휘하여, 내화 강으로서 강도 확보가 가능해지는 것을 발견하였다.

또한, B 및 Nb의 효과를 최대한으로 발휘시키기 위해, 저C화, 저N화 및 Ti의 산화물의 이용을 검토하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻었다.

저C화 및 저N화는, 폴리고날 페라이트의 생성의 억제 및 고용 Nb, 고용 B의 확보에 유효하다. Nb 및 B의 탄화물, 즉 NbC 및 Fe₂₃CB₆ 및 질화물, 즉 NbN 및 BN은 페라이트의 생성핵이 되고, 또한 탄화물, 질화물의 석출에 의해 고용 Nb, 고용 B가 감소한다. 특히, Nb, B의 탄화물, 질화물이 소량, 미세하게 석출되면, 석출 강화에 의한 강도 향상에 기여하지만, 용접시에는 오스테나이트의 결정립계(이하, γ립계라고도 함)에 NbC, BN이 석출되어 재열 취화를 발현하는 경우가 있다. 그로 인해, 내재열 취화 특성을 확보하는 관점에서, C 첨가량 및 N 첨가량의 상한을 규정하는 것은 매우 중요하다.

또한, 강 중에, 미세한 Ti의 산화물을 분산시키면, 용접 열사이클에서의 최고 도달 온도에 있어서도 결정립을 핀 고정하여 HAZ의 입경의 조대화를 방지할 수 있다. 또한, 미세한 Ti의 산화물은, HAZ에 있어서 입내 변태의 생성핵으로서 작용하여, 생성된 입내 페라이트에 의해 HAZ의 입경의 조대화가 더욱 억제된다. 이 HAZ의 입경의 조대화의 방지는, 재열 취화의 억제에도 매우 유효하다. 이것은 HAZ의 입경이 조대화되면, 입계 면적이 감소하여 입계에 편석되는 B 및 Nb의 입계 농도가 상승하고, 탄화물, 질화물 등의 입계 석출이 촉진되어 입계 취화가 조장되기 때문이다.

강 중에 미세한 Ti의 산화물을 분산시키기 위해서는, 예비 탈산 처리에 의해 용존 산소 농도를 0.003 내지 0.015％의 농도 범위로 조정한 후, Ti를 첨가하는 것이 필요하다. 또한, 강력한 탈산 원소인 Al을 과잉으로 첨가하면, Ti의 미세한 산화물이 생성되지 않으므로, Al의 함유량은 0.03％ 미만으로 억제하는 것이 필요하다.

또한, 탄소의 함유량이 0.03％ 초과인 강은, 섬 형상 마르텐사이트를 생성하여 인성이 현저하게 저하되어, 규준에 충족되지 않는 부위가 발생하기 때문에 탄소의 함유량을 0.03％ 이하로 하는 것이 필요하다.

이상의 지견을 바탕으로, 본 발명자는 또한, C 및 Nb와 강재의 고온 강도와의 관계, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소량, Ti계 산화물의 입경 및 밀도와 HAZ의 인성과의 관계 및 내재열 취화 특성에 미치는 영향에 대해 상세한 검토를 행하였다.

본 발명자는, 질량％로, 0.03％ 이하, Si:0.05％ 이상 0.4％ 이하, Mn:0.4％ 이상 1.7％ 이하, Nb:0.02％ 이상 0.25％ 이하, N:0.0008％ 이상 0.0045％ 이하, B:0.0003％ 이상 0.0030％ 이하를 함유하고, 불순물인 P 및 S를 각각 0.03％ 이하, 0.02％ 이하, 탈산 원소인 Al을 0.03％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을, Ti를 첨가할 때의 용존 산소량을 변화시켜 용제하고, 주조하여 얻어진 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하고, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하여, 열간 압연하여, 판 두께 10 내지 40㎜의 강판을 제조하였다.

강판으로부터, JIS Z 2201에 준거하여 인장 시험편을 채취하고, 상온에서의 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 행하고, 600℃에서의 인장 시험을 JIS G 0567에 준거하여 행하였다. 또한, 강판으로부터 소편(小片)을 채취하여, 승온 속도 10℃/s로 1400℃로 가열하여 1s 유지하고, 800℃로부터 500℃까지의 냉각에 필요로 하는 시간을 10s로 하여 냉각하는, HAZ의 열이력을 모의하는 열처리(HAZ 재현 열처리라 함)를 실시한 후, 시험편으로 가공하고, JIS Z 2242에 준거하여 샤르피 충격 시험을 행하였다. 또한, Ti계 산화물의 입경과 밀도를, 주사형 전자 현미경을 이용하여 측정하였다.

도 1은 C 및 Nb의 함유량과 고온 강도의 관계, 구체적으로는 600℃에 있어서의 0.2％ 내력(600℃YS)을, C-Nb/7.74에 대해 나타낸 것이다. 도 1에 있어서, ○ 및 ●는 상온의 인장 강도가 400㎫급인 강재의 600℃YS이고, ◇ 및 ◆는 490㎫급의 강재의 600℃YS이다.

도 1로부터, C-Nb/7.74가 0.02 이하가 되면, 상온의 인장 강도가 400㎫급, 490㎫급인 강재의, 600℃에 있어서의 0.2％ 내력이 목표값을 초과하여, 양호한 고온 강도가 얻어지는 것을 알 수 있다.

도 2는 강 중에 있어서 입경 0.05 내지 10㎛의 Ti계 산화물의 수 밀도 분포가 HAZ 인성에 미치는 영향을 나타낸 것이다. 도 2로부터, 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해서는, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물을 30 내지 300개/㎟의 비율로 분산 함유하는 것이 필요한 것을 알 수 있다.

또한, 둥근 막대의 인장 시험편을 이용하여, 승온 속도 10℃/s로 1400℃로 가열하여 1s 유지하고, 800℃로부터 500℃까지의 냉각에 필요로 하는 시간을 10s로 하여 100℃로 냉각하는 HAZ 재현 열처리를 실시한 후, 승온 속도를 10℃/s로 하여 600℃로 재가열하여, 드로잉값, 즉 재열 드로잉을 측정하였다.

그 결과, HAZ 인성이 우수한 강재에서는, 도 3에 나타내는 바와 같이, Ti계 산화물의 분산이 상기한 범위에 있는 HAZ 인성이 우수한 강재에서는, 재열 드로잉도 30％ 이상이라고 하는 양호한 결과가 얻어지는 것이 확인되었다.

도 4는, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소량과 Ti량의 관계가 Ti계 산화물의 밀도에 미치는 영향을 나타낸 것이다. 도 4의 수치는, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물의 밀도이다. 도 4로부터, 양호한 HAZ 인성을 갖는, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물을 30 내지 300개/㎟의 비율로 함유하는 강재를 얻기 위해서는, Ti 첨가 전의 1차 탈산 후의 용존 산소를, 질량％로 0.003 내지 0.015％ 0.015％, 바람직하게는 0.003 내지 0.010％로 조정하고, Ti의 함유량을 0.005 내지 0.025％, 바람직하게는 0.005 내지 0.020％로 할 필요가 있는 것을 알 수 있다.

이상과 같이, 내화 형강에서는, 저C화 및 저N화한 후에, 또한 C와 Nb의 관계 및 Ti계 산화물의 입경, 수 밀도를 최적화하면, 고용 Nb가 확보되고, HAZ의 입경의 조대화의 억제에 의해 입계에 편석되는 B 및 Nb의 농도가 더욱 저하되어, 재열 취화의 방지에 매우 유효한 것을 알 수 있었다.

또한, 본 성분계의 또 다른 장점으로서, B 첨가에 의한 적절한 켄칭성을 유지하는 동시에 강재 강도나 인성에 기여하는 원소의 밸런스가 매우 양호하고, 가열 후의 냉각 과정에 있어서의 냉각 속도에 의한 강도나 인성의 의존성이 거의 없어 특성의 편차가 매우 적기 때문에, 판 두께가 큰 사이즈에 적용한 경우에는, 강도, 인성을 모든 부위에 있어서 고위로 유지할 수 있어, 극후 H형강에 적합한 화학 성분인 것을 알 수 있었다.

이상의 지견에 기초하는 본 발명에 대해, 이하 상세하게 설명한다. 우선, Ti계 산화물에 대해 서술한다.

Ti계 산화물의 입경, 밀도 :

본 발명은, 미세하게 분산한 Ti계 산화물을 이용하여, 특히 HAZ의 결정립 조대화를 피닝의 효과에 의해 억제하고, HAZ 인성 및 재열 취화 특성을 향상시킨 내화 강이다. 이 피닝에 유효한 Ti계 산화물의 입경의 하한은, 0.05㎛ 이상이다. Ti계 산화물의 입경이 10㎛를 초과하면, 파괴의 기점이 되어 인성을 저해한다.

또한, HAZ 인성 및 재열 취화 특성의 향상에는, 30 내지 300개/㎟가 유효하다. 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물의 밀도가 30개/㎟ 미만에서는, 피닝의 효과가 불충분하다. 한편, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물의 밀도가 300개/㎟를 초과하면 균열의 전파가 촉진되기 때문에, HAZ 인성, 재열 취화 특성을 손상시킨다.

또한, Ti계 산화물이라 함은, TiO₂, Ti₂O₃, 이들과 SiO₂등의 Si계 산화물 및 Al₂O₃등의 Al계 산화물의 복합 산화물, MnS 등의 황화물, TiN 등의 질화물이 복합 석출된 Ti를 포함하는 산화물의 총칭이다.

Ti계 산화물의 입경 및 밀도는, 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용하여 측정할 수 있다. Ti계 산화물의 동정(同定)에는, 에너지 분산형 X선 분석 장치를 갖는 SEM을 사용하는 것이 바람직하다. Ti계 산화물은, 액상 중에서 정출(晶出)되고, 열간 압연에서도 연신되지 않으므로 구 형상의 개재물로서 관찰된다. 또한, 에너지 분산형 X선 분석 장치를 사용하면, 구 형상의 개재물이 Ti를 함유하는 산화물인 것을 확인할 수 있다.

SEM에 의해, 5000 내지 10000배로, 수 시야, 바람직하게는 20시야 이상을 관찰하여, 개재물의 개수를 세어, 관찰 부위의 면적으로 나눔으로써 밀도를 산출할 수 있다. 또한, 입경이 0.05㎛ 미만 혹은 10㎛ 초과인 개재물은, 인성 개선에 기여하지 않으므로 밀도의 산출시에는 무시한다.

Ti 첨가 전의 용존 산소량 :

입경이 0.05 내지 10㎛, 밀도가 30 내지 300개/㎟인 Ti계 산화물을 강 중에 존재시키기 위해서는, 강을 용제할 때의 Ti를 첨가하기 전의 용존 산소량이 중요하 다. Ti 첨가 전의 용존 산소량이 0.003％ 미만이면, Ti계 산화물의 입경이 작아져 밀도가 저하된다. 한편, Ti 첨가 전의 용존 산소량이 0.015％ 초과가 되면, Ti계 산화물의 입경이 10㎛를 초과하여 조대화되어, 인성을 저해한다. 따라서, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소량을 0.003 내지 0.015％의 범위로 하였다. 강을 용제할 때, Ti를 첨가하기 전에 Si 및 Mn을 탈산제로서 이용하여 탈산을 행하면, 용존 산소량을 0.003 내지 0.015％로 할 수 있다.

다음에, 본 발명의 내화 강의 성분에 대해 설명한다.

C는 강을 강화하는 원소이며, 구조용 강으로서 필요한 강도를 얻기 위해서는 0.005％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.03％ 초과의 C를 첨가하면, HAZ에 조대한 탄화물을 발생하여 인성 및 재열 취성을 저하시키고, 또한 베이나이트 상의 래스(lath) 사이에 섬 형상 마르텐사이트를 생성하여 모재의 인성이 저하된다. 따라서, C량의 하한을 0.005％, 상한을 0.03％로 하였다. 또한, 재열 취성 및 인성 확보의 관점에서, 상한을 0.02％로 하는 것이 바람직하다.

Si는 본 발명에 있어서 중요한 탈산제이며, 또한 강도의 향상에도 기여하는 원소이다. Ti를 첨가하기 전의 용강의 용존 산소를 0.003 내지 0.015질량％로 하기 위해, 또한 모재의 강도 확보를 위해서는 0.05％ 이상의 Si 첨가가 필요하다. 한편, Si량이 0.40％를 초과하면 저융점의 산화물을 생성하여, 스케일 박리성이 악화된다. 그로 인해, Si량을 0.05％ 이상 0.40％ 이하로 한다. 또한, Si량이 0.30％를 초과하면, 용융 도금시의 불균일이 발생하여, 미관성이 손상되는 경우가 있다. 따라서, Si량의 상한을 0.30％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn은 본 발명에 있어서 중요한 탈산제이며, 또한 켄칭성을 상승시키고, 베이나이트 조직의 생성량을 증가시켜 강도 및 인성의 향상에 기여하는 원소이다. Ti를 첨가하기 전의 용강의 용존 산소를 0.0O3 내지 0.O15질량％로 하기 위해, 또한 모재의 강도, 인성을 확보하기 위해서는 0.40％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편 Mn은, 연속 주조에 있어서 강편을 제조할 때, 강편의 중심으로 편석되기 쉬운 원소이며, 1.70％를 초과하는 Mn을 첨가하면, 편석부의 켄칭성이 과도하게 상승하여 인성이 악화된다. 따라서, Mn량을 0.40％ 이상, 1.70％ 이하로 한다. 특히, Mn 이외의 강화 원소의 첨가량이 적은 경우에는, Mn 첨가에 의해 강도를 확보하기 위해 0.80％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

Nb는 본 발명에 있어서 매우 중요한 고용 Nb의 확보를 위해 첨가한다. 고용 Nb의 확보에 의해, 켄칭성을 상승시켜 상온 강도를 높이고, 또한 전위의 드래그 효과에 의해 변형 저항을 증가시켜 고온 영역에 있어서도 강도를 확보시킬 수 있다. 이러한 효과를 발현하는 고용 Nb를 확보하기 위해, Nb를 0.02％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, 0.25％ 초과의 Nb를 첨가해도 효과가 포화되므로, 상한을 0.25％로 하였다. 또한, 본 발명에서는 B가 강도의 향상에 기여하므로, Nb의 첨가량의 상한을 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Nb는 강력한 탄화물 형성 원소이며, 과잉의 C를, NbC로서 고정하여, Fe₂₃CB₆의 석출에 의한 고용 B의 감소를 방지한다. 따라서, 고온 강도를 향상시키기 위해서는,

C-Nb/7.74≤0.02

의 관계를 만족하는 것이 필요하다. 여기서, C와 Nb는, 각각 C와 Nb의 함유량이며, 단위는 질량％이다.

C-Nb/7.74의 하한은, C의 하한값과 Nb의 상한값으로부터 구할 수 있으므로, 특별히 규정하지 않는다.

Nb와 C의 질량 농도 곱은, 고용 Nb량의 지표이며, 고온 강도를 더욱 향상시키기 위해서는 0.0015 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb와 C의 질량 농도 곱은, 질량％로 나타내어지는 Nb 및 C의 함유량의 곱이다. Nb와 C의 질량 농도 곱의 상한은, Nb 및 C의 함유량의 상한값으로부터 구해지므로 특별히 규정하지 않는다.

Ti는 상술한 바와 같이 Ti계 산화물을 형성하는 중요한 원소이다. 또한, 탄화물 및 질화물을 생성하는 원소이며, 고온에서 TiN을 형성하기 쉽다. TiN은 1300까지의 온도 영역에 있어서 안정적이며, N을 고정하여 HAZ의 입계로의 BN의 석출을 억제하여, 내재열 취화 특성 향상에 기여한다. 또한, TiN의 형성에 의해 NbN의 석출을 억제할 수 있으므로, Ti의 첨가는 고용 Nb의 확보에도 매우 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti를 0.005％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Ti를 0.025％를 초과해서 첨가하면, Ti계 산화물, TiN이 조대화되어 인성을 손상시킨다. 그로 인해, Ti량을 0.005％ 이상, 0.025％ 이하로 한다. 미세한 Ti계 산화물의 양을 확보하여 인성을 향상시키는 관점에서는, 상한값은 0.020％로 하는 것이 바람직하다.

N은 질화물을 생성하는 불순물 원소이다. N량의 저감은 고용 Nb 및 B의 감 소를 억제시키기 위해 유효하며, 상한을 0.0045％ 이하로 한다. N의 함유량은 가능한 한 저농도인 것이 바람직하지만, 0.0008％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용이 증대된다. 또한, 고온 영역까지 안정된 TiN을 생성하는, 강력한 질화물 생성 원소인 Ti의 첨가량과 N의 함유량을 적정한 관계로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 상온 및 고온에서의 기계 특성을 향상시키기 위해서는, Ti/N 농도비를 3.4 이상으로 하는 것이 바람직하다.

B는 미량의 첨가로 켄칭성을 상승시켜, 강도 상승에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0003％ 이상을 첨가하는 것이 필요하다. 한편, B량이0.0030％를 초과하면 BN이 과잉으로 석출되어, 내재열 취화 특성을 손상시킨다. 따라서, B량을 0.0003 내지 0.0030％로 한다. 단, 내화 강에 적용하는 경우는 재열 취화를 최대한 저감시키는 관점에서, 상한값은 0.0020％, 보다 좋게는 0.0015％가 바람직하고, 극후 H형강에 적용하는 경우는, 켄칭성에 의한 강도 확보의 관점에서 상한값은 0.0025％가 바람직하다.

P, S는 불순물이며, 과잉으로 함유하면, 응고 편석에 의한 용접 균열 및 인성의 저하를 발생한다. 따라서, P 및 S는 가능한 한 저감해야 하며, 각각의 함유량의 상한을 0.03％ 이하, 0.02％ 이하로 한다.

Al은 강력한 탈산제이며, 용강의 1차 탈산 후의 용존 산소 농도를 0.003 내지 0.015％로 제어하기 위해 첨가한다. 그러나 0.03％ 초과의 Al을 첨가하면, 섬 형상 마르텐사이트를 형성하여 인성을 손상시키기 때문에 상한을 0.03％로 한다. 인성 향상의 관점에서는 상한은 0.02％로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 또한 이 성분계에 필요에 따라서 V, Mo, Zr, Hf, Cr, Cu, Ni, Mg, REM, Ca를 적절하게 첨가함으로써, 특성을 향상시킬 수 있다. 다음에 이들을 선택적으로 첨가하는 성분에 대해 설명한다.

V는 석출 강화 원소로서 알려져 있지만, C 함유량이 낮은 본 발명에서는 고용 강화에 기여한다. V는 0.10％ 초과를 첨가해도 효과가 포화되고, 경제성도 손상되므로 상한을 0.10％로 하는 것이 바람직하다.

Mo는 고용 강화 및 켄칭성의 향상에 의한 조직 강화에 기여하는 원소이다. 목표로 하는 강도 레벨에 따라서 Mo 첨가에 의한 강화를 선택적으로 활용하는 것이 바람직하지만, 0.10％ 초과를 첨가하면 경제성이 손상되므로, 상한을 0.10％로 하는 것이 바람직하다.

Zr은 TiN보다도 고온에서 안정적인 질화물인 ZrN을 생성하는 원소이다. ZrN의 생성에 의해 Ti를 단독으로 첨가한 경우보다도, 강 중의 고용 N의 저감에 유효하게 기여하여, 고용 B, 고용 Nb를 확보할 수 있다. Zr의 함유량이 0.03％ 초과가 되면, 주조 전의 용강 중에 조대한 ZrN이 생성되어, 상온에서의 인성 및 HAZ의 인성을 손상시킨다. 따라서, Zr의 농도는 0.03％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, N의 고정에 의해 재열 취화의 원인이 되는 BN의 석출이 억제되어, 고온 강도, 드로잉의 저하를 방지할 수 있으므로, 0.005％ 이상의 첨가가 바람직하다.

Hf는 Ti와 마찬가지로, 질화물을 생성하는 원소이며, 고용 N의 저감에 기여한다. 그러나 0.01％를 초과하는 Hf를 첨가하면, HAZ의 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Hf의 상한을 0.01％로 하는 것이 바람직하다.

Cr, Cu, Ni는 켄칭성의 향상에 의해, 강도 상승에 기여하는 원소이다. Cr 및 Cu는, 과잉으로 첨가하면 인성을 손상시키는 경우가 있으므로, 각각 상한을 1.5％ 이하 및 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ni는 경제성의 관점에서, 상한을 0.7％로 하는 것이 바람직하다.

Mg는 강력한 탈산 원소인 동시에, 고온에서 안정적인 Mg계 산화물을 생성하여, 용접시에 고온으로 가열된 경우라도 강 중에 고용되지 않고, γ립을 피닝하는 기능을 갖는다. 이에 의해, HAZ의 조직을 미세화하여, 인성의 저하를 억제한다. 단, 0.0050％를 초과하는 Mg를 첨가하면, Mg계 산화물이 조대화되어 γ립의 피닝에 기여하지 않게 되고, 조대한 산화물을 생성하여 인성을 손상시키는 경우가 있으므로, 상한을 0.0050％로 하는 것이 바람직하다.

REM(희토류 원소)은 강 중에서 산화 및 황화 반응하여, 산화물 및 황화물을 생성한다. 이들 산화물 및 황화물은 고온에서 안정적이며, 용접시에 고온으로 가열된 경우라도 강 중에 고용되지 않고, 입계를 피닝하는 기능을 갖는다. 이 기능에 의해 HAZ의 조직을 미세화하여, 인성의 저하를 억제할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, 모든 희토류 원소의 합계의 함유량을 0.001％ 이상으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, REM을 0.01％를 초과하여 첨가하면, 산화물이나 황화물의 체적분율이 높아져 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, 상한을 0.01％로 하는 것이 바람직하다.

Ca는 소량을 첨가함으로써, 열간 압연에서의 황화물의 압연 방향으로의 연신을 억제하는 효과를 발현한다. 이에 의해, 인성이 향상되고, 특히 판 두께 방향의 샤르피값의 개선에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca를 0.001％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ca를 0.005％를 초과하여 첨가하면, 산화물이나 황화물의 체적분율이 높아져 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, 상한을 0.005％로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강의 금속 조직은 특별히 한정하지 않지만, 켄칭성을 높이는 원소의 함유량을 조정하여, 요구되는 강도에 따른 것으로 하면 된다. 강도를 높이기 위해서는, 매시브 페라이트, 베이나이트 중 한쪽 또는 양쪽의 면적률을 높이는 것이 바람직하다.

매시브 페라이트는 냉각 과정에서 오스테나이트가 동일 조성의 페라이트로 확산 변태한 조직이며, 변태 전후의 조성이 동일하므로, C의 확산이 아닌 Fe 원자의 자기 확산, 즉 격자의 재배열이 율속 단계가 된다. 따라서, 매시브 페라이트는 원자의 이동 거리가 짧아 비교적 빠른 변태 속도로 생성되기 때문에, 결정립경이 폴리고날 페라이트보다도 커, 전위 밀도가 높다.

이러한 기구로 생성하는 매시브 페라이트는, 폴리고날 페라이트와는 광학 현미경에 의한 조직 관찰에서는 결정립경이 상이하지만, 형태에는 차이가 없다. 따라서, 이들을 명확하게 구별하기 위해서는, 투과형 전자 현미경에 의한 관찰이 필요하다. 또한, 베이나이트는 판상 조직이며, 매시브 페라이트 및 폴리고날 페라이트와, 광학 현미경에 의해 판별하는 것이 가능하다. 또한, 매시브 페라이트, 베이나이트, 폴리고날 페라이트 이외에, 소량의 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트가 발생되어 있는 경우가 있다.

매시브 페라이트, 베이나이트의 생성은, 강의 켄칭성을 높임으로써 촉진된다. 그로 인해, 켄칭성 지표인 Ceq를 0.05 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ceq가 지나치게 높으면, 강도가 상승하여 인성을 손상시키는 경우가 있으므로, 상한을 0.60 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한,

Ceq = C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14

이며, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V는 각각의 원소의 함유량[질량％]이다.

다음에 제조 방법에 대해 설명한다.

강은, 상술한 바와 같이 Si, Mn을 탈산제로서 사용하고, Ti 첨가 전의 용존 산소량을 조정하여 용제하고, 주조하여 강편으로 한다. 생산성의 관점에서, 연속 주조가 바람직하다.

얻어진 강편은 열간 압연에 의해 강판 또는 형강으로 성형되고, 냉각된다. 또한, 본 발명이 대상으로 하는 강재는, 압연된 강판, H형강, I형강, 산형강, 홈형강, 부등변 부등두께 산형강 등의 형강이 포함된다. 이 중, 내화성 및 내재열 취화 특성이 요구되는 건재에는, 특히 H형강이 적합하다. 또한, 기둥재로 사용하는 경우에는, 극후 H형강으로 대표되는 판 두께가 큰 사이즈의 강재가 적합하다.

입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물을 30 내지 300개/㎟의 비율로 함유하는 본 발명의 강재를 얻기 위해서는, Ti 첨가 전의 1차 탈산 후의 용존 산소의 조정이 매우 중요하고, 용존 산소량을 질량％로 0.003 내지 0.015％로 조정할 필요가 있다. Ti계 산화물을 생성하기 위해서는 0.003％ 이상의 용존 산소량이 필요하고, 0.015％를 초과하면 Ti계 산화물의 입경이 커지므로 입경이 0.05 내지 10㎛인 개수 가 충분히 얻어지지 않게 된다. 이 관점에서, 용존 산소는 0.010％를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연에 의해 강재를 제조하기 위해서는, 소성 변형을 용이하게 하고, Nb를 충분히 고용시키기 위해 강편의 가열 온도의 하한을 1100℃로 하는 것이 필요하다. 또한, 열간 가공에 의해 형강을 제조하는 경우에는, 소성 변형을 더욱 용이하게 하기 위해, 가열 온도를 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 강편의 가열 온도의 상한은, 가열로의 성능, 경제성으로부터 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 의해, 열간 가공에서의 재결정을 촉진시켜 γ립을 미립화하여, 인성 및 강도를 향상시킬 수 있다. 판 두께 40㎜를 초과하는 경우는, 압연 전의 소재의 판 두께 제약으로부터, 누적 압하율을 확보하는 것은 어려운 경우가 있고, 이 경우는 1000℃ 이하의 누적 압하율을 10％ 이상 확보함으로써 강도 향상이 가능해진다. 단, 바람직한 누적 압하율의 범위는 30％ 이상이다.

또한, 열간 가공을, 강의 조직이 오스테나이트 단상인 온도 범위(γ 단상 영역이라 함)에서 완료시키거나, 또는 상 변태에 의해 생성되는 페라이트의 체적분율이 낮은 상태에서 완료시킴으로써, 항복 강도의 현저한 상승, 인성의 저하 및 인성의 이방성의 발생 등 기계 특성의 저하를 회피할 수 있다. 따라서, 열간 압연의 종료 온도를 800℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열간 압연 후에는, 제어 냉각에 의해 800 내지 500℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1 내지 10℃/s로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 후의 제어 냉각에 의해, 강재의 강도 및 인성을 더욱 향상시키기 위해서는, 800 내지 500℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 800 내지 500℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 10℃/s를 초과하면, 베이나이트 상이나 마르텐사이트 상의 조직분율이 상승하여 인성이 저하되는 경우가 있으므로, 상한을 10℃/s로 하는 것이 바람직하다.

전로에서 용제한 용강에 합금을 첨가 후, 연속 주조하여, 표 1에 나타내는 성분으로 이루어지는 250 내지 300㎜ 두께의 강편을 제작하였다. 표 1에는, Ti를 첨가하기 전의 용존 산소의 양(질량％)도 나타냈다. 또한, 표 1의 공란은 선택 원소가 무첨가인 것을 의미한다.

얻어진 강편을, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연하여 H형강으로 하였다. 도 5에 형강의 제조 프로세스를 도시한다. 가열로(4)에서 가열한 강편을 조압연기(5)로 조압연하고, 그 후, 중간 유니버설 압연기(6) 및 마무리 유니버설 압연기(8)로 이루어지는 유니버설 압연 장치 열(列)로 H형강으로 압연하였다. 압연 패스간의 수냉은 중간 유니버설 압연기(6)의 전후에 설치한 수냉 장치(7)에 의해 행하고, 플랜지 외측면의 스프레이 냉각과 리버스 압연을 반복하여 행하였다. 열간 압연 후의 냉각은, 마무리 유니버설 압연기(8)의 후방면에 설치한 냉각 장치(9)에서 행하였다.

또한, 표 1의 강 D, G, L에 대해서는, 또한 표 3의 조건에서도 열간 압연하고, 강 F, L에 대해서는 또한 표 4의 조건에서도 열간 압연하였다.

얻어진 H형강에 있어서, 도 6에 도시한 바와 같이, 플랜지(2)의 판 두께(t₂)의 중심부(1/2t₂)에서 플랜지 폭 전체 길이(B)의 1/4(플랜지라 함)과 1/2(필릿이라 함)의 부위로부터 JIS Z 2201에 준거하여 인장 시험편을 채집하였다.

상온의 인장 시험은 JIS Z 2241에 준거하여 행하고, 60O℃에 있어서의 0.2％ 내력의 측정은 JIS G 0567에 준거하여 행하였다. 또한, 이들 부위의 특성을 구한 것은 각각의 부위가 H형강 단면의 대표적인 부위이며, H형강의 평균적인 기계 특성 및 단면 내의 편차를 나타낼 수 있다고 판단하였기 때문이다.

샤르피 충격 시험(표 2 내지 표 4)은, 필릿으로부터 소편을 채취하고, 대표적인 시험법인 JIS Z 2242에 준거하여 0℃에서 행하였다.

내화 강으로서 사용되는 경우는, 재현 용접 열영향부(HAZ)의 재열 드로잉(표 2 내지 표 4)이 중요한 특성 중 하나이며, 이 평가는 공시 강에 용접 열사이클을 이력시키고, 그 후 다시 가열하여, 고온에서 인장 응력을 가하여 파단시켰을 때의 드로잉값에 의해 행하였다. 즉, 플랜지로부터 채취한 둥근 막대의 인장 시험편에, 1400℃에서 1초 유지한 후, 800℃로부터 500℃까지의 냉각 시간을 20초로 하여 100℃까지 냉각하는 용접 열사이클을 이력시키고, 또한, 그 상태에서 1℃/초의 승온 속도로 600℃로 가열하여, 600℃에서 600초 유지한 후, 0.5㎫/초의 응력 증가 속도로 인장 응력을 가하여 파단시켜 드로잉값을 측정하였다.

재현 용접 열영향부(HAZ)의 인성(표 2)은 재열 드로잉과 마찬가지로, 공시 강에 용접 열사이클을 이력시키고, 그 후, 샤르피 충격 시험을 JIS Z 2242에 준거하여 0℃에서 행하고, 흡수 에너지로 평가하였다. 즉, 1400℃에서 1초 유지한 후, 800℃로부터 500℃까지의 냉각 시간을 20초로 하여 100℃까지 냉각하는 용접 열사이클을 이력한 열처리를 실시한 소편으로부터 V 노치 시험편을 채취하여, 샤르피 충격 시험에 제공하였다.

강재에 요구되는 강도 클래스로서는 내화 강재로는 2종류이며, 하나는 JIS 규격의 SM400이라 규정되는 상온 인장 강도가 400㎫급인 것이고, 또 다른 하나는 SM490이라 규정되는 상온 인장 강도가 490㎫급인 것이며, 이들을 나누어 표기하였다. 한편, 극후 H형강에 관해서는, 주로 미국 ASTM 규격에 준하는 경우가 많고, 대표적인 강도 클래스인 Grade50, Grade65를 나누어 표기하였다.

또한, JIS 규격의 SM400, 즉 TS 400㎫ 초과급의 목표는, 상온에 있어서의 항복 강도(YP)가 235㎫ 이상, 바람직하게는 355㎫ 이하, 인장 강도(TS)가 400 내지 510㎫이고, 600℃에서의 0.2％ 내력(PS)의 목표값은 157㎫ 이상이다. SM490, 즉 TS 490㎫ 초과급의 목표는, YP가 325㎫ 이상, 바람직하게는 445㎫ 이하, TS가 490 내지 610㎫, PS가 217㎫ 이상이다. 또한, SM400, SM490 모두 0℃ 충격 흡수 에너지의 목표값은 100J 이상이고, 항복비(YP/TS)의 바람직한 상한은 0.80 이하이다.

또한, ASTM 규격에 관해서는 Grade50에서 YP 345㎫ 이상, TS 450㎫ 이상, Grade65에서 YP 450㎫ 이상, TS 550㎫ 이상이며, 상기에 부가하여 인성에 관해서는 어떠한 경우에 있어서도 샤르피 시험 온도(O℃)에서 모재 필릿부에 있어서의 충격 흡수 에너지가 54J 이상인 것이 바람직하다.

재현 HAZ의 특성에 대해서는, 어떠한 규격이라도 재열 드로잉의 목표가 30％ 이상이고, 인성의 목표가 27J 이상이다. 특히, 내화 강으로서 평가하는 경우는 재열 드로잉은 50％ 이상인 것이 바람직하다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 제조 No.1 내지 15, 36, 37, 39, 41 내지 45의 강은, 상온의 기계 특성 및 고온의 기계 특성이 목표값의 범위 내이다. 또한, 항복점이 JIS 규격의 하한값 이상이고, 항복비(YP/TS)도 0.8 이하로, 바람직한 범위 내이다. 또한, 0℃에서의 샤르피 충격값은 목표값 이상의 값이 얻어져 있다. 또한, 재현 용접 열영향부의 재열 드로잉 30％ 이상을 충분히 만족하고 있다.

한편, 비교예인 제조 No.16 내지 22, 38, 40의 강은, 성분, C-Nb/7.74, Ti계 산화물의 밀도가 본 발명의 범위 밖이므로, 목표를 만족하는 기계 특성이 얻어져 있지 않다.

표 3에 나타내는 바와 같이, 플랜지 두께 40㎜ 미만의 H형강의 경우에 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하면, 누적 압하율이 30％를 하회하는 경우에 비해 기계 특성이 양호하다.

또한, 플랜지 두께 40㎜ 이상의 극후 H형강의 경우는, 제조 No.46 내지 51에 대표예로서 플랜지 두께 125㎜인 경우를 나타내는 바와 같이, 1000℃ 이하의 누적 압하율의 증가에 수반하여 항복 강도, 인장 강도가 함께 상승하고, 누적 압하율이 10％ 이상에서는 Grade65로서 요구되는 강도를 더욱 충분히 만족하는 것이 가능해진다.

표 4에 나타내는 바와 같이, 플랜지 두께 40㎜ 미만의 경우, 수냉에 의해 800 내지 500℃간의 냉각 속도를 10℃/s까지 가속하여 냉각한 경우, 방냉 등에 의해 800 내지 500℃간을 0.1℃/s로 서서히 냉각되는 경우보다도, 상온 강도, 고온 강도를 높이는 것이 가능하다.

또한, 극후 H형강에 대해서는, 제조 No.52, 53에 플랜지 두께 125㎜의 사이즈의 경우를 대표예로서 나타내는 바와 같이, 800 내지 500℃간을 수냉으로 0.3℃/s까지 가속 냉각함으로써 항복 강도, 인장 강도가 함께 상승하여, Grade65로서 요구되는 강도를 더욱 충분히 만족하는 것이 가능해진다.

본 발명에 따르면, 충분한 상온 강도 및 고온 강도를 갖고, HAZ의 인성 및 내재열 취화 특성이 우수한 내화 강재, 특히 내화 H형강을, 냉간 가공 및 조질 열처리를 실시하는 일 없이 제조하는 것이 가능해지고, 이에 의해 시공 비용 저감이나 공기의 단축에 의한 대폭적인 비용 삭감을 도모할 수 있어, 대형 건조물의 신뢰성 향상, 안전성의 확보, 경제성 등의 산업상의 효과가 매우 현저하다.

Claims

질량％로,

C:0.005％ 이상 0.03％ 이하,

Si:0.05％ 이상 0.40％ 이하

Mn:0.40％ 이상 1.70％ 이하,

Nb:0.02％ 이상 0.25％ 이하,

Ti:0.005％ 이상 0.025％ 이하,

N:0.0008％ 이상 0.0045％ 이하,

B:0.0003％ 이상 0.0030％ 이하

를 함유하고,

P:0.030％ 이하,

S:0.020％ 이하,

Al:0.03％ 이하

로 제한하고, 잔량부가 Fe 불가피 불순물로 이루어지고,

C와 Nb의 함유량이,

C-Nb/7.74≤0.02

를 만족하고, 입경이 0.05 내지 10㎛인 Ti계 산화물을 30 내지 300개/㎟의 밀도로 갖는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항에 있어서, 질량％로,

V:0.10％ 이하,

Mo:0.10％ 이하

중 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로,

Zr:0.03％ 이하,

Hf:0.01％ 이하

중 한쪽 또는 양쪽을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,

Cr:1.5％ 이하,

Cu:1.0％ 이하,

Ni:0.7％ 이하

중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,

Mg:0.0050％ 이하,

REM:0.01％ 이하,

Ca:0.005％ 이하

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, Nb와 C의 질량 농도 곱이 0.0015 이상인 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 강재가 내화 강재인 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 강재가 플랜지 두께 40㎜ 이상의 극후 H형강인 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강을, 용존 산소를 0.003 내지 0.015질량％로 조정한 후, Ti를 첨가하여 용제하고, 주조하여 얻어진 강편을 1100 내지 1350℃로 가열하여, 열간 압연하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재의 제조 방법.
제9항에 있어서, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이, 판 두께 40㎜ 미만에서 30％ 이상, 판 두께 40㎜ 이상에서 10％ 이상이 되는 열간 압연을 행하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재의 제조 방법.
제9항 또는 제10항에 있어서, 열간 압연 후, 800 내지 500℃의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 0.1 내지 10℃/s로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고온 특성과 인성이 우수한 강재의 제조 방법.