WO2012002638A2 - 초고강도 철근 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively

Definitions

  • the present invention relates to a super high strength reinforcing bar and a method for manufacturing the same, and more particularly to a super high strength reinforcing bar and a method of manufacturing the same to meet the high strength conditions of yield strength 800MPa class.
  • reinforcing bars with yield strength of 400 ⁇ 500MPa are commercially used for high-rise structures, and this trend is expected to accelerate further.
  • the object of the present invention is to control the alloy design and hot rolling and cooling conditions to yield a high strength reinforcing steel with a yield strength of 800MPa or more, tensile strength of 900MPa or more, elongation of 10% or more, no cracking during 180 ° bending test and its manufacturing method To provide.
  • the present invention is C: 0.05 ⁇ 0.45wt%, Si: 0.10 ⁇ 0.35wt%, Mn: 0.1 ⁇ 0.85wt%, Cr: 0.6 ⁇ 1.20wt% , Mo: 0.05 ⁇ 0.35wt%, remaining Fe and other impurities, comprising a surface layer and a center layer, a hardened layer martensite structure is formed on the surface layer, the ferrite structure is included in the center layer.
  • the other impurities include P: more than 0 and 0.035 wt% or less, Ni: more than 0 and 0.2 wt% or less, Cu: more than 0 and 0.3 wt% or less, V: 0.001 to 0.006 wt% and S: more than 0 and 0.075 wt% or less, and Al: More than 0 and 0.04 wt% or less, Sn: more than 0 and 0.01 wt% or less, and N 2 : more than 0 and 150 ppm or less.
  • the reinforcing bar has a diameter of 9.5 mm to 10.5 mm.
  • the ferrite structure has a particle size of 5 ⁇ 7 ⁇ m.
  • the hardened layer has a depth of 0.8 ⁇ 2.3mm from the surface to the center.
  • the hot rolling process is performed in the form of reinforcing steel through intermediate rolling and finishing rolling, followed by water cooling to 400-600 ° C. through a temp core process and air cooling in a cold bed. .
  • the other impurities include P: more than 0 and 0.035 wt% or less, Ni: more than 0 and 0.2 wt% or less, Cu: more than 0 and 0.3 wt% or less, V: 0.001 to 0.006 wt% and S: more than 0 and 0.075 wt% or less, and Al: More than 0 and 0.04 wt% or less, Sn: more than 0 and 0.01 wt% or less, and N 2 : more than 0 and 150 ppm or less.
  • the hot rolling process is a primary reheating step of heating for 1 to 3 hours at a temperature of 1000 ⁇ 1250 °C; A first hot rolling step of roughly rolling at a temperature of 900 to 1000 ° C. after the reheating; a second reheating step of heating at a temperature of 1100 to 1200 ° C. for 1 to 3 hours after the first hot rolling step; After the secondary reheating step, the rough rolling, intermediate rolling, finishing rolling and the secondary hot rolling step of finishing finishing finishing at 800 ⁇ 900 °C.
  • the temp core process is cooled to 400 ⁇ 600 °C by spraying the cooling water in the water pressure of 4 ⁇ 6Bar, the amount of 400 ⁇ 600m3 / hr.
  • the billet for reinforcing steel is manufactured through an electric furnace, ladle, vacuum refining process,
  • the molten steel is manufactured by injecting into a mold in a tundish by applying a stopper casting to prevent reoxidation and continuously casting.
  • Rolling ratio is controlled to satisfy the diameter of the rebar shape of 9.5mm ⁇ 10.5mm during the hot rolling process.
  • the yield strength is 800MPa or more
  • the tensile strength is 900MPa or more
  • the elongation 10 by controlling the microstructure of the surface layer and the center layer through the rolling ratio control and the temper core process through the alloy design and hot rolling which add Cr and Mo.
  • Ultra high strength rebar can be produced that satisfies more than% and 180 ° bending test.
  • the present invention has a useful effect that can inform the progress of the Korean steel technology and contribute significantly to the future of civil engineering, building technology.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a method of manufacturing ultra-high strength rebar according to the present invention.
  • Figure 2 is a heat treatment process showing a method of manufacturing a super high strength reinforcing bar according to the present invention.
  • Figure 3 is an optical microscope histology showing the microstructure of the surface layer and the center layer by diameter standard of Table 2.
  • FIG. 4 is a scanning electron micrograph showing the central layer microstructure of Specification D10 of Table 3.
  • FIG. 4 is a scanning electron micrograph showing the central layer microstructure of Specification D10 of Table 3.
  • Figure 5 is a view showing a cross-sectional macrostructure photograph (b) cut the hardness value change (a) and the final reinforcing bar (standard D10) of the surface layer and the center layer by diameter of Table 2.
  • Figure 6 is a photograph of the bending performance of Example 2 of Table 2 rolled to specification D10.
  • Figure 8 is a graph showing the results of the test the change in yield strength according to the temp core process temperature.
  • the present invention is composed of C: 0.05 ⁇ 0.45wt%, Si: 0.10 ⁇ 0.35wt%, Mn: 0.1 ⁇ 0.85wt%, Cr: 0.6 ⁇ 1.20wt%, Mo: 0.05 ⁇ 0.35wt%, the remaining Fe and other impurities do.
  • impurities include P: more than 0 and 0.035 wt% or less, Ni: more than 0 and 0.2 wt% or less, Cu: more than 0 and 0.3 wt% or less, V: 0.001 to 0.006 wt% and S: more than 0 and 0.075 wt% or less, Al: 0 More than 0.04 wt% or less, Sn: more than 0 and 0.01 wt% or less, and N 2 : more than 0 and 150 ppm or less.
  • the steel sheet After heating and rough-rolling the reinforcing billet manufactured on the basis of such alloy composition twice, the steel sheet is manufactured by intermediate rolling and finishing rolling into a reinforcing shape, cooled by water through a temp core process, and then cooled by air in a cooling bed.
  • Ultra high strength reinforcing bars satisfying the properties of yield strength 800MPa or more, tensile strength 900MPa or more, elongation 10% or more and 180 ° bending test are manufactured.
  • Reinforcing bars are manufactured with a diameter of 10 mm and are indicated as standard D10. However, considering the manufacturing error, the range of the specification D10 is determined to be 9.5mm ⁇ 10.5mm.
  • reinforcing bars manufactured with a diameter of 13 mm are represented by specification D13
  • reinforcing bars made with a diameter of 16 mm are represented by specification D16.
  • the range of the specification D13 is 12.5 mm to 13.5 mm and the specification D16 is used. It is set at 15.5 ⁇ 16.5mm.
  • the temper core is made smaller by adding Cr and Mo to increase the hardenability and tempering embrittlement, and the initial austenite grains are made small by heating and rough rolling twice. Air cooling in the process and cooling phases allows the final grains to be refined.
  • the Tempcore process increases the yield strength and hardness by accelerating the surface layer to harden through accelerated cooling.
  • the final tissue of the prepared reinforcing bar is formed with fine and dense martensite tissue in the surface layer and fine ferrite tissue in the central layer.
  • Ferrite has a particle size of 5 ⁇ 7 ⁇ m, the cured layer depth is 0.8 ⁇ 2.3mm.
  • Rebar is D10 in diameter.
  • C is added to ensure strength.
  • C is less than 0.05wt%, it is difficult to secure the target yield strength of 800MPa or more, and when it exceeds 0.45wt%, the hardness of the hardened layer is increased and the strength is increased in the temper core process. do.
  • Si is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process and also has a solid solution strengthening effect. If the Si content is less than 0.10 wt%, the solid solution strengthening effect is not sufficient. If the Si content exceeds 0.35 wt%, the carbon equivalent becomes high, which deteriorates weldability and toughness.
  • Mn increases strength and toughness, stabilizes austenite and increases hardenability.
  • Ar3 temperature to enlarge the rolling process temperature range of the present invention to refine the grains by rolling to improve the strength and toughness.
  • Mn is less than 0.1wt%, it does not contribute to the improvement of strength, and if it exceeds 0.85wt%, the increase in manufacturing cost and the toughness and carbon equivalents increase, causing problems of weldability deterioration.
  • Cr expands the austenite region and combines with C to form carbides that do not cause embrittlement.
  • Cr is added to improve the hardenability to achieve yield strength 800MPa class.
  • Mo is added to improve the hardenability.
  • Mo is less than 0.05wt%, the strength improvement effect is insignificant, and if it exceeds 0.35wt%, like Cr, the hardenability is unnecessarily increased, which not only lowers the ferrite transformation rate during rolling and cooling, but also causes quality defects during welding.
  • P, Ni, Cu, and S are components that are added due to the steelmaking characteristics of electricity, and V is a component that can be added arbitrarily.
  • Ni more than 0 and less than 0.2wt%
  • Ni has the effect of increasing hardenability and improving toughness. However, if the content exceeds 0.2wt%, the casting process is difficult and the production unit increases due to the addition of expensive alloying elements.
  • Cu has the effect of increasing the strength by solid solution strengthening when added. However, exceeding 0.3 wt% will cause a significant decrease in toughness and deterioration of workability and deteriorate weldability.
  • V may be added in the range of 0.001 to 0.006wt% to secure strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening. However, it does not need to be added.
  • S has an effect of improving the machinability of the steel by combining with Mn, but when exceeding 0.075wt%, the workability is reduced to cause cracking when rolling.
  • Al serves to remove oxygen in the molten steel when added. However, when Al exceeds 0.04 wt%, Al 2 O 3 , which is a non-metallic inclusion, is formed to lower impact toughness.
  • Sn is present as an impurity that cannot be removed in a steelmaking process using iron scrap as a raw material. Sn has a solid solution strengthening effect, but has a problem of lowering strength and elongation.
  • N 2 more than 0 and 150 ppm or less
  • N combines with C and V to form carbide.
  • N When added at 10 ppm or more, it suppresses grain growth during rolling to refine the grains, thereby improving strength and toughness.
  • it exceeds 150ppm there is a problem of deterioration in elongation and hot rolling.
  • the present invention contains the above components, remaining Fe, and fine incorporation of inevitable impurities as the elements contained in accordance with the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, and the like is allowed.
  • the above components are made of molten steel through the steelmaking process and then made into steel billets through the continuous casting process, reheating, hot rolling (rough rolling), reheating, hot rolling (rough rolling, intermediate rolling, finishing rolling), temp
  • the core is processed sequentially to produce rebar.
  • the steelmaking process includes an electric furnace process, an LF refining process, and a vacuum refining process.
  • the electric furnace process the amount of hydrogen (H), oxygen (O), and nitrogen (N) is controlled to reduce non-metallic inclusions, and degassing is performed in vacuum refining process after LF (Ladle furnace). Remove the hydrogen, oxygen, and nitrogen components that cause defects in the bias.
  • the LF refining process is applied to desulfurization, deoxidation of molten steel, shape control of nonmetallic inclusions, adjustment of components and temperature, and the like.
  • stopper casting is applied to inject molten steel from the tundish into the mold.
  • the stopper casting is an immersion nozzle or shredding applied to the tundish and performs an oxidation-free operation of blocking molten steel and atmospheric contact when molten steel is injected into the mold from the tundish.
  • Shredding is a type of tube placed between the tundish and the mold that blocks the atmospheric contact of the molten steel.
  • the molten steel injected into the mold is continuously cast into a billet for rebar, which is a semi-finished product for producing rebar.
  • the reinforcing billet for the reinforcing bars manufactured by continuous casting reheating and rough rolling are performed twice. After that, it is manufactured in the shape of rebar through intermediate rolling and finishing rolling, and has the desired mechanical properties through the temp core process and the cooling phase.
  • the intermediate heating and finishing rolling after the reheating and rough rolling are performed twice, in order to refine the ferrite particles by making the size of the initial austenite grain as small as possible.
  • Figure 2 is a heat treatment process showing a method of manufacturing a super high strength steel according to the present invention.
  • the segregated components are re-used to form a homogeneous austenite, but in order to reduce the initial grain size of austenite, primary reheating is performed for 1 to 3 hours at a temperature of 1000 to 1250 ° C.
  • the reheating time is preferably 1 to 3 hours for homogeneous austenite formation, and when it exceeds 3 hours, the austenite grains coarsen.
  • Primary rough rolling is carried out at a temperature of 900-1000 ° C. to refine the homogenized austenite tissue.
  • Primary rough rolling is austenitic recrystallization rolling, which is significantly smaller in size than austenite grains in the first reheating process, thereby increasing the austenite grain boundary, a ferrite nucleation site.
  • the primary rough rolling temperature is carried out at 900 ° C. or higher to avoid two phase region rolling, and the upper limit is set at 1000 ° C. in consideration of the primary reheating temperature.
  • the first rough rolling is carried out through the ball roll.
  • Secondary reheating is performed at a temperature of 1100 ° C. or higher to increase rolling property, and does not exceed 1200 ° C. so that the austenite grains refined through primary reheating and primary rough rolling are not coarsened.
  • the secondary reheating time is preferably 1 to 3 hours to improve the rolling property, and when it exceeds 3 hours, the austenite grains are coarsened, thereby making it difficult to secure the strength.
  • Secondary reheated billet for rebar is hot rolled consisting of secondary rough rolling, intermediate rolling, filamentary rolling to produce a reinforcing bar shape.
  • the austenite grains refined by the first rough rolling are smaller, and the initial austenite grains are refined, and are stretched through intermediate rolling and finishing rolling and become finer austenite.
  • Finish rolling temperature that is, secondary hot rolling finishing temperature is carried out at 800 ⁇ 900 °C to obtain a fine structure after hot rolling.
  • the hot rolling finish temperature is less than 800 °C, problems of rolling speed and productivity may be lowered, and cracking may occur during bending, and if it exceeds 900 °C, austenitic particles may grow, which may make it difficult to refine grains and increase the strength. .
  • Hot rolling shall be carried out in the range of D16 to D10. This corresponds to the case where the rolling ratio is increased from D16 to D10. The larger the rolling ratio is, the higher the deformation amount is, which results in a smaller austenite structure, resulting in a higher yield strength value.
  • D16 to D10 represent the reinforcing bar thickness or diameter.
  • Tempcore process is a step of spraying high pressure cooling water on the surface of the rebar after hot rolling to obtain the final desired structure of the reinforcing steel bar.It is sprayed with water pressure of 4 ⁇ 6Bar, quantity of 420 ⁇ 500m3 / hr and 400 ⁇ 600 Cool to °C.
  • a hardened layer which is a martensite transformation structure that is quenched by direct injection of cooling water to the surface of the rebar, is formed on the surface layer.
  • cooling temperature is less than 400 °C can increase the brittleness, if it exceeds 600 °C it is difficult to secure a hardened layer of martensite transformation structure, it is difficult to secure more than 800MPa yield strength.
  • the temp core process is a heat treatment process in which the surface layer of the reinforcing bar is transformed into martensite, which is a high-strength structure, and then annealing the hardened structure by heat inside the reinforcing bar. After temporal processing, the core layer has austenite structure and transforms into fine ferrite structure in the cooling phase.
  • the preferred cooling temperature in the temper core process is 463 ° C. This shows a high yield strength value at 463 ° C., as confirmed in FIG. 8 described below.
  • the final structure of the cooled rebar After cooling the temp core process, the internal stress is removed to stabilize the structure of the hardened layer.
  • the final structure of the cooled rebar After the temper core process, the final structure of the cooled rebar has a martensite transformation structure in the surface layer and a fine ferrite structure in the center layer.
  • the ferrite tissue may contain some pearlite.
  • the size of the ferrite grains forming the central layer is 5 ⁇ 7 ⁇ m, the yield strength is more than 800MPa.
  • the hardness of the surface layer is 340-420 Hv, the thickness (hardening layer depth) is 0.8-2.3 mm, and the hardness of the center layer is 250-350 Hv.
  • the hardness of the surface layer and the center layer is about 50 Hv difference when rolled to D10.
  • Table 1 shows the alloy design of the embodiment of the present invention.
  • the steel having the alloy composition shown in Table 1 is made of molten steel through an electric furnace, ladle, vacuum refining process, as shown in FIG. 1, and then injected into a mold in a tundish by applying stopper casting, followed by continuous casting. Manufacture a billet for rebar.
  • the manufactured billet for rebar is first re-heated at 1070 ° C. and then first roughly rolled at 950 ° C. After reheating the first rough-rolled reinforcing billet and secondary rough-rolled, intermediate-rolled, filamentally rolled, it is made of steel by performing a temp core process. Primary rough rolling is carried out through four ball rolls.
  • Table 2 below shows the conditions and the mechanical properties of the secondary reheating, hot rolling and the temp core process after the first rough rolling.
  • Table 2 below shows the conditions and the mechanical properties of the secondary reheating, hot rolling and the temp core process after the first rough rolling. [Description 1 is described as Example 1 and Division 2 as Example 2]
  • Example 1 Although rolled to the standard D10, the temp core process temperature is high, the tensile strength and yield strength did not satisfy the required mechanical properties. Overall, the lower the temp core process temperature, the higher the yield strength value, but excessively lower the elongation.
  • Figure 3 is an optical microscope histology showing the microstructure of each diameter standard of Table 2.
  • D16 is a photomicrograph of Example 6 (Division 6) of Table 2 of FIG. 3
  • D13 is a photomicrograph of Example 3 (Division 3) of Table 2
  • D10 is Example 2 (Division 2 of Table 2)
  • 60 ⁇ m is a scale bar for indicating particle size.
  • the particles present in the surface layer are made densely, and the martensite structure is observed.
  • the martensite structure is clearly observed as the diameter decreases from D16 to D10. This is due to the fact that the cooling water directly touches the surface of the rebar during the temp core process, and the martensite transformation structure occurs as the temperature drops rapidly.
  • ferrite particles of about 5 to 7 ⁇ m in size are formed, and the ferrite particles are composed of islands.
  • FIG. 4 is a scanning electron micrograph showing the central layer microstructure of Specification D10 of Table 3.
  • FIG. Scanning electron microscopy is for precise analysis of the central layer microstructure.
  • Ferrite particle size is about 5 ⁇ 6 ⁇ m.
  • Figure 5 is a view showing a cross-sectional macrostructure photograph (b) of cutting the hardness value (a) and the final reinforcing bar (standard D10) of the surface layer and the center layer by diameter of Table 2.
  • the cross section was observed, and the cured layer depth was 2.3 mm from the surface to the center.
  • the hardened layer is a section in which martensite transformation tissue is produced. This cured layer is due to the influence of Mo and Cr. From D16 to D10, the hardness value of the surface layer tended to increase and showed a constant hardness value across the martensite transformation tissue section.
  • the hardness value of the surface layer showed 400 Hv
  • the hardness value of the center layer showed 350 Hv. This means that a fine ferrite structure is formed in the center layer.
  • Figure 6 is a photograph of the test 180 ° bending performance of Example 2 of Table 2 rolled to the standard D10.
  • the yield strength of 800 MPa or more was shown at the rolling ratio 248S (standard D10).
  • the yield strength of the specification D10 is higher than that of the specifications D13 to D16 because the ferrite grain size is fine and the martensite transformation structure is formed in the surface layer.
  • the lower the temper process temperature the higher the yield strength. Passing the tempcore process at 463 ° C yielded higher yield strength than other temperature zones. This is due to the forced cooling of the rebar rolled at a high temperature, the martensite transformation on the surface and the smaller the size, the smaller the size of the ferrite particles and the martensite transformation.

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Abstract

본 발명은 초고강도 철근 및 그 제조방법에 관한 것으로, C: 0.05~0.45wt%, Si: 0.10~0.35wt%, Mn: 0.1~0.85wt%, Cr: 0.6~1.20wt%, Mo: 0.05~0.35wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성된다. 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 철근용 빌렛을 재가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행하여 초기 오스테나이트 입자 크기를 작게 한 후, 중간압연, 사상압연을 통하여 철근형상으로 제조하고 템프코어 공정을 통해 400~600℃까지 수냉시킴에 의해 중심층에 미세한 페라이트 조직이 형성되도록 한다. 본 발명은 합금설계와 열처리 및 압연비 제어, 템퍼코어 공정 등을 통해 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직을 형성하고, 중심층에 미세한 페라이트 조직을 포함하도록 함으로써 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 900MPa 이상, 연신율 10% 이상 및 180°굽힘시험을 만족하는 초고강도 철근을 생산한다. 따라서 고강도 콘크리트와 결합하여 주근 및 전단보강근 부재로 건축구조물에 유용하게 사용될 수 있는 이점이 있다.

Description

초고강도 철근 및 그 제조방법
본 발명은 초고강도 철근 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 항복강도 800MPa급의 고강도 조건을 충족시킬 수 있도록 한 초고강도 철근 및 그 제조방법에 관한 것이다.
현재는 미래 사회의 인구증가에 따른 인간활동의 공간 확보 및 공간의 활용성을 위한 구조물의 거대화 (예를 들어 초고층 빌딩, 장대 교량, 대공간 구조물, 거대 해양 구조물, 거대 지하 구조물)가 필연적이다.
토목·건축분야에서 구조물이 초고층화되고 거대화될수록 구조재료의 경량화 및 고강도화는 필수불가결한 요소가 되고 있다.
현재는 항복강도 400~500MPa급의 철근이 상용화되어 초고층 구조물에 쓰이고 있으며 이러한 추세는 향후 더욱 가속화될 것으로 전망된다.
본 발명의 목적은 합금설계와 열간압연 및 냉각조건을 조절하여 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 900MPa 이상, 연신율 10% 이상이고, 180°굽힘시험시 균열이 발생되지 않는 초고강도 철근 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 C: 0.05~0.45wt%, Si: 0.10~0.35wt%, Mn: 0.1~0.85wt%, Cr: 0.6~1.20wt%, Mo: 0.05~0.35wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 표면층과 중심층을 포함하며, 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 페라이트 조직이 포함된다.
상기 기타 불순물은 P: 0 초과 0.035wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, V: 0.001~0.006wt%, S: 0 초과 0.075wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N2: 0 초과 150ppm 이하를 포함한다.
상기 철근은 직경이 9.5mm~10.5mm이다.
상기 페라이트 조직은 입자크기가 5~7㎛이다.
상기 경화층은 표면에서 중심으로 0.8~2.3mm의 깊이를 갖는다.
C: 0.05~0.45wt%, Si: 0.10~0.35wt%, Mn: 0.1~0.85wt%, Cr: 0.6~1.20wt%, Mo: 0.05~0.35wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 철근용 빌렛을 재가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행한 후, 중간압연, 사상압연을 통하여 철근형상으로 제조하는 열간압연 공정을 거친 후, 템프코어 공정을 통해 400~600℃까지 수냉시키고 냉각상에서 공냉시킨다.
상기 기타 불순물은 P: 0 초과 0.035wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, V: 0.001~0.006wt%, S: 0 초과 0.075wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N2: 0 초과 150ppm 이하를 포함한다.
상기 열간압연 공정은 1000~1250℃의 온도에서 1~3시간 동안 가열하는 1차 재가열 단계; 상기 재가열 후 900~1000℃의 온도로 조압연하는 1차 열간압연 단계;상기 1차 열간압연 단계 후, 1100~1200℃의 온도에서 1~3시간 동안 가열하는 2차 재가열 단계; 상기 2차 재가열 단계 후, 조압연, 중간압연, 사상압연을 수행하고 800~900℃에서 사상압연을 마무리하는 2차 열간압연 단계를 포함한다.
상기 템프코어 공정은 4~6Bar의 수압, 400~600㎥/hr의 수량으로 냉각수를 분사하여 400~600℃까지 냉각한다.
상기 철근용 빌렛은 전기로, 래들, 진공정련 공정을 거쳐 용강을 제조하고,
상기 용강을 재산화가 방지되도록 스톱퍼 캐스팅(Stopper Casting)을 적용하여 턴디쉬에서 몰드로 주입하고 연속주조하여 제조한다.
상기 열간압연 공정시 상기 철근형상의 직경이 9.5mm~10.5mm을 만족하도록 압연비를 제어한다.
본 발명에 의하면, Cr과 Mo를 첨가하는 합금설계와 열간압연을 통해 압연비 제어와 템퍼코어 공정 등을 통해 표면층과 중심층의 미세조직을 제어함으로써 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 900MPa 이상, 연신율 10% 이상 및 180°굽힘시험을 만족하는 초고강도 철근을 생산할 수 있다.
이러한 철근은 종래에 만족하지 못했던 항복강도, 인장강도, 연신율 및 굽힘시험 등의 조건을 만족하므로 고강도 콘크리트[σck(콘크리트 강도)=600~1200kg/㎠]과 기둥 주근에 결합하여 주근 및 전단 보강근 부재로 유용하게 사용될 수 있는 효과가 있다.
특히, 본 발명은 한국 철강 기술의 선진성을 알리고 토목, 건축 기술의 미래화에 크게 기여할 수 있는 유용한 효과가 있다.
도 1은 본 발명에 의한 초고강도 철근의 제조방법을 보인 순서도.
도 2는 본 발명에 의한 초고강도 철근의 제조방법을 보인 열처리 공정도.
도 3은 표 2의 직경 규격별 표면층 및 중심층의 미세조직을 보인 광학 현미경 조직사진.
도 4는 표 3의 규격 D10의 중심층 미세조직을 보인 주사 전자 현미경 조직사진.
도 5는 표 2의 직경별 표면층과 중심층의 경도값 변화(a) 및 최종 철근(규격 D10)을 절단한 단면 거시조직 사진(b)을 보인 도.
도 6은 규격 D10으로 압연된 표 2의 실시예 2의 굽힘 성능을 시험한 사진.
도 7은 압연비에 따른 항복강도 변화를 직경 규격별로 실험한 결과를 보인 그래프.
도 8은 템프코어 공정 온도에 따른 항복강도 변화를 실험한 결과를 보인 그래프.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명은 C: 0.05~0.45wt%, Si: 0.10~0.35wt%, Mn: 0.1~0.85wt%, Cr: 0.6~1.20wt%, Mo: 0.05~0.35wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성된다.
기타 불순물은 P: 0 초과 0.035wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, V: 0.001~0.006wt%, S: 0 초과 0.075wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N2: 0 초과 150ppm 이하를 포함한다.
이러한 합금조성을 기본으로 하여 제조한 철근용 빌렛을 가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행한 후, 중간압연, 사상압연을 통하여 철근형상으로 제조하고, 템프코어 공정을 통해 수냉시킨 후 냉각상에서 공냉시킴으로써 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 900MPa 이상, 연신율 10% 이상 및 180°굽힘시험의 물성치를 만족하는 초고강도 철근을 제조한다.
철근은 직경 10mm로 제조되며, 이를 규격 D10으로 표시한다. 그러나 제조상의 오차를 고려하여 규격 D10의 범위를 9.5mm~10.5mm인 것으로 정한다.
또한, 직경 13mm로 제조된 철근을 규격 D13, 직경이 16mm로 제조된 철근을 규격 D16으로 표시하며, 이 또한 제조상의 오차를 고려하여 규격 D13의 범위를 12.5mm~13.5mm, 규격 D16의 범위를 15.5~16.5mm로 정한다.
더 상세히 설명하면, 경화능 및 뜨임 취성 저항성(Tempering Embrittlement)을 높이기 위해 Cr과 Mo를 첨가하고, 철근용 빌렛을 가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행함에 의해 초기 오스테나이트 결정립을 작게 하여 템프코어 공정과 냉각상에서의 공냉을 통해 이루어진 최종 조직의 결정립이 미세화되도록 한다.
Cr, Mo의 첨가는 상태도 상에서 오스테나이트 영역을 넓히고 변태온도를 낮춘다. 또한 TTT곡선에서 마르텐사이트 한계를 나타내는 S커버를 전체적으로 오른쪽으로 이동시켜 마르텐사이트 생성구역을 넓힘으로써 경화능을 높인다.
가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행하는 것은 초기 오스테나이트 입도를 작게 한다. 규격이 D10인 철근형상으로 제조하는 것은 오스테나이트 입자를 더욱 미세하게 하여 최종 조직을 미세화 한다.
템프코어 공정은 가속냉각을 통해 표면층을 경화로 맞추어 줌으로써 항복강도 및 경도를 높인다.
제조된 철근의 최종 조직은 표면층에 미세하고 치밀한 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 미세한 페라이트 조직이 형성된다. 페라이트는 입자크기가 5~7㎛이며, 경화층 깊이가 0.8~2.3mm를 갖는다. 철근은 직경이 D10이다.
본 발명의 기본성분이 되는 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.
[필수 첨가원소]
C: 0.05~0.45wt%
C는 강도 확보를 위해 첨가된다. C는 0.05wt% 미만이면 목표하는 항복강도 800MPa급 이상의 강도 확보가 어렵고, 0.45wt%를 초과하면 템프코어 공정에서 경화층의 경도가 높아지고 강도는 상승되나 취성적인 성질을 가지게 되어 굽힘 성능이 현저히 저하된다.
Si: 0.10~0.35wt%
Si는 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며 고용강화 효과도 가진다. Si는 0.10wt% 미만이면 고용강화 효과가 충분하지 않고, 0.35wt%를 초과하면 탄소당량이 높아져 용접성과 인성을 열화시킨다.
Mn: 0.1~0.85wt%
Mn은 강도 및 인성을 증가시키고 오스테나이트를 안정화시키며 소입성을 증가시킨다. 또한, Ar3온도를 낮추어 본 발명의 압연공정 온도범위를 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다.
Mn은 0.1wt% 미만이면 강도향상에 기여하지 못하고, 0.85wt%를 초과하면 제조원가의 상승과 더불어 오히려 인성을 저하시키고 탄소당량이 높아져 용접성 열화의 문제를 유발한다.
Cr: 0.6~1.20wt%
Cr은 오스테나이트 영역을 확장시키고 C와 결합하여 취화를 일으키지 않는 탄화물을 형성시킨다. 또한, 본 발명에서 Cr은 항복강도 800MPa급 달성을 위해 경화능을 향상시키기 위해 첨가된다.
Cr은 0.6wt% 미만이면 강도 향상 효과가 미비하고, 1.20wt%를 초과하면 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연 및 냉각시 페라이트의 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 품질결함을 일으킨다.
Mo: 0.05~0.35wt%
Mo는 경화능을 향상시키기 위해 첨가된다.
Mo는 0.05wt% 미만이면 강도 향상 효과가 미비하고 0.35wt%를 초과하면 Cr과 마찬가지로 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연 및 냉각시 페라이트 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 품질결함을 일으킨다.
[기타 불순물]
기타 불순물 중 P, Ni, Cu, S는 전기로 제강 특성상 첨가되는 성분이며, V는 임의로 첨가될 수 있는 성분이다.
P: 0 초과 0.035wt% 이하
P는 강 중에 균일하게 분포되는 경우 별문제가 없고 고용강화 효과도 있다. 그러나 보통, 유화물 또는 입계 편석된 상태로 존재하면서 가공성을 저하시킨다.
따라서, P는 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다, 하지만 P는 전기로 제강 특성상 피할수 없는 불순물이므로 그 함량을 0.035wt% 이하로 제한한다.
Ni: 0 초과 0.2wt% 이하
Ni는 경화능을 증대시키고 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나 0.2wt%를 초과하면 연주공정이 까다로워지고 고가 합금원소 첨가에 따른 제조 원단위 상승을 초래한다.
Cu: 0 초과 0.3wt% 이하
Cu는 첨가시 고용강화에 의한 강도 상승의 효과를 가진다. 그러나 0.3wt%를 초과하면 인성의 현저한 저하와 가공성의 열화를 초래하고 용접성을 저하시킨다.
V: 0.001~0.006wt%
V는 고용강화 및 석출강화에 의한 강도 확보를 위해 0.001~0.006wt% 범위로 첨가될 수 있다. 그러나 첨가되지 않아도 무방하다.
S: 0 초과 0.075wt% 이하
S는 Mn과 결합하여 강의 피삭성을 개선시키는 효과가 있으나, 0.075wt%를 초과하면 가공성을 저하시켜 압연시 균열을 유발한다.
Al: 0 초과 0.04wt% 이하
Al은 첨가시 용강 중의 산소를 제거하는 역할을 한다. 그러나 Al은 0.04wt%를 초과하면 비금속 개재물인 Al2O3를 형성하여 충격 인성을 저하시킨다.
Sn: 0 초과 0.01wt% 이하
Sn은 철스크랩을 원료로 사용하는 제강공정에서 제거할 수 없는 불순물로 존재한다. Sn은 고용강화 효과가 있으나 강도, 연신율을 저하시키는 문제가 있다.
Sn은 0.01wt%를 초과하면 연신율과 성형값을 급격히 저하시키는 악영향을 미친다.
N2: 0 초과 150ppm 이하
N은 C, V와 결합하여 탄화물을 형성한다. 10ppm 이상 첨가시 이는 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다. 그러나 150ppm을 초과하면 연신율 및 열간압연시 변형성 저하의 문제점이 있다.
본 발명은 상기 성분들을 함유하고, 나머지 Fe이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세한 혼입도 허용된다.
상기한 성분들은 제강공정을 통해 용강으로 제조된 후 연속주조공정을 통해 철근용 빌렛으로 제조되며, 재가열, 열간압연(조압연), 재가열, 열간압연(조압연, 중간압연, 사상압연), 템프코어 공정을 순차적으로 거쳐 철근으로 제조된다.
도 1을 참조하면, 제강공정은 전기로 공정, LF 정련 공정, 진공정련 공정을 포함한다. 전기로 공정에서 수소(H), 산소(O), 질소(N)의 성분량을 조절하여 비금속 개재물을 저하시키고, LF 정련 공정(LF,Ladle furnace) 후 진공정련 공정에서 탈가스 처리를 수행하여 주편의 결함 요인이 되는 수소, 산소, 질소 성분을 제거한다.
LF 정련 공정은 용강의 탈황, 탈산, 비금속 개재물의 형상 제어, 성분과 온도의 조정 등의 용도로 적용된다.
진공정련 공정 후에는 스톱퍼 캐스팅을 적용하여 용강을 턴디쉬에서 몰드로 주입한다. 스톱퍼 캐스팅은 턴디쉬에 침지노즐 또는 슈레딩을 적용한 것으로 턴디쉬에서 몰드로 용강 주입시 용강과 대기 접촉을 차단하는 무산화 조업을 수행한다.
용강의 몰드 주입시 용강과 대기 접촉이 차단되면 철근용 빌렛 제조시 강 중 개재물에 의한 용강 오염이 최소화되고 용강 재산화가 방지되어 최종 제품의 품질이 향상된다. 슈레딩은 턴디쉬와 몰드 사이에 설치되어 용강의 대기 접촉을 차단하는 일종의 관이라고 보면 된다.
몰드로 주입된 용강은 연속주조되어 철근을 제조하기 위한 반제품인 철근용 빌렛으로 제조된다.
연속주조에 의해 제조된 철근용 빌렛을 철근으로 제조하는 과정은 재가열하고 조압연하는 과정이 2회 수행된다. 이 후 중간압연, 사상압연을 통해 철근형상으로 제조되고, 템프코어 공정과 냉각상을 거치면서 원하는 기계적 성질을 갖게 된다.
재가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행한 후 중간압연, 사상압연을 수행하는 것은 초기 오스테나이트 결정립의 크기를 가능한 작게 하여 페라이트 입자를 미세화하기 위함이다.
도 2는 본 발명에 의한 초고강도 철근의 제조방법을 보인 열처리 공정도 이다.
도 2을 참조하여, 제조방법에 대해 구체적으로 설명하면 다음과 같다.
[가열로]_1차 재가열
철근용 빌렛 주조시 편석된 성분을 재고용하여 균질한 오스테나이트를 형성하되, 오스테나이트 초기 결정립을 작게 하기 위해 1000~1250℃의 온도에서 1~3시간 동안 1차 재가열 한다.
1차 재가열 온도는 1000℃ 미만이면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 초기 결정립을 작게 하기 어렵다. 재가열 시간은 균질한 오스테나이트 형성을 위해 1~3시간이 바람직하며, 3시간을 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화된다.
[열간압연]_1차 조압연
균질화된 오스테나이트 조직의 미세화를 위해 900~1000℃의 온도로 1차 조압연한다. 1차 조압연은 오스테나이트 재결정역 압연으로 1차 재가열시의 오스테나이트 결정립보다 크기가 크게 감소하여 페라이트 핵생성 장소인 오스테나이트 입계를 증가시킨다.
1차 조압연 온도는 이상역(two phase region) 압연을 피하기 위해 900℃ 이상에서 실시하고, 1차 재가열 온도를 고려하여 상한을 1000℃로 정한다.
본 실시예의 경우, 1차 조압연은 공형롤을 통과하여 수행된다.
[재가열]_2차 재가열
경화능과 강도 향상 및 압연성을 높이기 위해 1100~1200℃의 온도에서 1~3시간 2차 재가열 한다.
2차 재가열은 압연성을 높이기 위해 1100℃ 이상의 온도에서 수행하며, 1차 재가열과 1차 조압연을 통해 미세화된 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않도록 1200℃를 초과하지 않는다. 2차 재가열 시간은 압연성 향상을 위해 1~3시간이 바람직하며, 3시간을 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도 확보가 어렵다.
[열간압연]_2차 조압연, 중간압연, 사상압연
2차 재가열된 철근용 빌렛을 2차 조압연, 중간압연, 사상압연으로 구성되는 열간압연 수행하여 철근형상으로 제조한다.
2차 조압연시 1차 조압연에 의해 미세화된 오스테나이트 결정립이 더 작아져 오스테나이트 초기 결정립이 미세화되며, 중간압연, 사상압연을 거치면서 연신되고 더욱 미세한 오스테나이트가 된다.
사상압연 마무리 온도, 즉, 2차 열간압연 마무리 온도는 열간압연 후 미세한 조직을 얻도록 800~900℃에서 실시한다.
열간압연 마무리 온도는 800℃ 미만이면 압연속도의 문제 및 생산성이 낮아지고 굽힘시 균열이 발생할 수 있으며, 900℃를 초과하면 오스테나이트 입자가 성장하여 결정립 미세화가 어려울 수 있으며 강도 상승의 효과가 미미하다.
열간압연은 D16~D10규격 범위로 실시한다. D16에서 D10으로 갈수록 압연비를 증가시킨 경우에 해당된다. 압연비가 클수록 변형량이 증가하고 이로 인해 오스테나이트 조직이 미세화되어 항복강도 값이 상승된다. D16~D10은 철근 두께 즉 직경을 나타낸다.
[템프코어 공정]
템프코어(Tempcore) 공정은 철근의 최종 원하는 조직을 얻기 위해 열간압연 후 고압의 냉각수를 철근 표층에 분사하는 단계로서, 4~6Bar의 수압, 420~500㎥/hr의 수량으로 분사하여 400~600℃까지 냉각한다.
템프코어 공정 중 철근 표면에 냉각수의 분사를 직접 받아 급냉한 마르텐사이트 변태조직인 경화층이 표면층에 형성된다.
냉각온도는 400℃ 미만이면 취성이 증가할 수 있고, 600℃를 초과하면 마르텐사이트 변태조직인 경화층 확보가 어렵고 항복강도 800MPa 이상을 확보하기 어렵다. 여기서, 수압과 분사량도 상술한 범위를 만족하지 않으면 경화층 확보 및 항복강도 확보가 어렵다.
이러한 템프코어 공정은 철근의 표면층을 고강도 조직인 마르텐사이트로 변태시킨 후 철근 내부의 열로 경화조직을 소둔 처리하는 열처리 공정이다. 템프코어 공정 후 중심층은 오스테나이트 조직을 가지며 냉각상에서 미세한 페라이트 조직으로 변태된다.
템퍼코어 공정시 바람직한 냉각온도는 463℃이다. 이는 후술한 도 8에서 확인되는 바와 같이, 463℃에서 높은 항복강도 값을 나타낸다.
[냉각상]
템프코어 공정 후 공냉하여 내부응력을 제거함으로써 경화층의 조직을 안정화한다. 템프코어 공정 후 냉각 완료된 철근의 최종 조직은 표면층이 마르텐사이트 변태조직을 갖고, 중심층이 미세한 페라이트 조직을 갖는다. 페라이트 조직에는 펄라이트가 일부 포함될 수 있다.
중심층을 이루는 페라이트 결정립의 크기는 5~7㎛이며, 항복강도는 800MPa이상이다. 표면층의 경도는 340~420Hv이고, 그 두께(경화층 깊이)는 0.8~2.3mm이며, 중심층의 경도는 250~350Hv이다. 표면층과 중심층의 경도는 D10으로 압연되었을 경우 약 50Hv 정도 차이가 난다.
페라이트 결정립의 크기는 미세할수록 좋으나 5㎛ 미만은 확보가 어렵고, 7㎛ 초과는 중심층의 경도값 저하를 초래하여 표면층과 중심층의 경도 차가 커지고 강도 상승 효과가 낮아져 항복강도 800MPa 이상을 만족하기 어려울 수 있다.
상술한 바와 같이, Cr, Mo를 첨가하고, 가열하고 조압연하는 과정을 2번 수행한 후 중간압연과 사상압연을 수행하고 템프코어 공정과 냉각상을 거치는 방법에 의해 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 900MPa 이상, 연신율 10% 이상 및 180°굽힘시험의 물성치를 만족하는 초고강도 철근을 제조할 수 있다.
이하에서는, 상술한 초고강도 철근 및 그 제조방법을 실시예를 통해 설명하기로 한다.
하기 표 1은 본 발명의 실시예의 합금설계를 나타낸 것이다.
표 1 (잔부:Fe, 단위:wt%)
구분 C Si Mn P S Ni Cr Mo Cu V Al Sn N2(ppm)
함량 0.21 0.21 0.78 0.019 0.07 0.008 1.2 0.16 0.07 0.005 0.008 0.009 50
표 1의 합금조성을 갖는 강을 도 1에 도시된 바와 같은, 전기로, 래들, 진공정련 공정을 거쳐 용강으로 제조한 후 스톱퍼 캐스팅(Stopper Casting)을 적용하여 턴디쉬에서 몰드로 주입하고 연속주조하여 철근용 빌렛을 제조한다.
제조된 철근용 빌렛은 1070℃에서 재가열한 후 950℃로 1차 조압연한다. 이후 1차 조압연 한 철근용 빌렛을 다시 재가열하고 2차 조압연, 중간압연, 사상압연한 후, 템프코어 공정을 수행하여 철근으로 제조한다. 1차 조압연은 4개의 공형롤(4pass)을 통과하여 수행한다.
하기 표 2는 1차 조압연 후, 2차 재가열과 열간압연 및 템프코어 공정의 조건과 그에 따른 기계적 성질을 나타낸 것이다.
하기 표 2는 1차 조압연 후, 2차 재가열과 열간압연 및 템프코어 공정의 조건과 그에 따른 기계적 성질을 나타낸 것이다. [구분 1을 실시예 1, 구분 2를 실시예 2로 지칭하여 설명한다.]
표 2
구분 직경 압연비 가열로 추출온도(℃) 최종압연온도(℃) 압연속도(m/sec) 템프코어 온도(℃) 수압(Bar) 수량(㎥/hr) 인장강도(MPa) 항복강도(MPa) 연신율(%) 굽힘시험(3d) 굽힘시험(5d) 비고
1 D10 248S 1170 890 16 610 5.0 430 876 648 10.3 양호 양호 비교예
2 D10 248S 1170 890 15 463 5.0 430 1100 1060 12.6 양호 양호 발명예
3 D13 140S 1170 890 15 561 5.0 420 910 723 13.5 양호 양호 비교예
4 D13 140S 1170 890 15 546 5.0 460 888 701 13.5 양호 양호 비교예
5 D13 140S 1170 890 14 528 5.0 420 896 718 13.5 양호 양호 비교예
6 D16 89S 1170 890 11 536 5.0 470 914 722 10.2 양호 양호 비교예
7 D16 89S 1170 890 11 523 5.0 500 927 737 10.9 양호 양호 비교예
8 D19 - 1170 947 8.5 520 5.0 950 893 825 9.3 양호 양호 비교예
9 D19 - 1170 910 7.5 410 5.0 950 906 856 7.6 양호 양호 비교예
10 D19 - 1170 870 6.5 390 5.0 950 1077 890 8.2 양호 양호 비교예
표 2에 도시된 바에 의하면, 규격 D10으로 압연한 경우 인장강도 900MPa 이상, 항복강도 800MPa 이상, 연신율 10% 이상을 만족한다.
실시예 1의 경우, 규격 D10으로 압연하였으나, 템프코어 공정 온도가 높아 인장강도 및 항복강도가 요구되는 기계적 성질을 만족하지 못했다. 전체적으로 보아 템프코어 공정 온도가 낮을수록 항복강도 값은 높아졌으나, 과도하게 낮을 경우 연신율도 낮아졌다.
비교예 3 내지 비교예 10의 경우 압연비가 낮거나 템프코어 온도가 높아 항복강도 800MPa 이상을 만족하지 못했다.
굽힘 성능 시험은 실시예 1 내지 실시예 10에서 모두 양호하였다.
도 3은 표 2의 직경 규격별 미세조직을 보인 광학 현미경 조직사진이다.
(도 3의 D16 표 2의 실시예 6(구분 6)의 현미경 조직사진이고, D13은 표 2의 실시예 3(구분 3)의 현미경 조직사진이며, D10은 표 2의 실시예 2(구분 2)의 조직사진이다.) 도 3의 현미경 조직사진에 표시된 60㎛는 입자크기를 나타내기 위한 스케일바(scale bar)이다.
도 3에 도시된 바에 의하면, 표면층에 존재하는 입자가 치밀하게 구성되며, 마르텐사이트 조직이 관찰된다. 특히, 직경이 D16에서 D10으로 내려갈수록 마르텐사이트 조직이 확연히 관찰된다. 이는 템프코어 공정 중 철근 표면에 냉각수가 직접 닿게 되어 순간 온도가 급속히 내려가면서 마르텐사이트 변태조직이 발생한 것이다.
D10으로 압연된 중심층에 5~7㎛크기 정도의 페라이트 입자가 구성되어 있으며, 페라이트 입자가 섬처럼 구성되어 있다.
도 4는 표 3의 규격 D10의 중심층 미세조직을 보인 주사 전자 현미경 조직사진이다. 주사 전자 현미경은 중심층 미세조직을 정밀하게 분석하기 위한 것이다.
도 4에 도시된 바에 의하면, 중심층 미세조직에 길다랗고, 다각형 형태의 페라이트 입자가 관찰된다. 페라이트 입자크기는 5~6㎛정도이다.
도 5는 표 2의 직경별 표면층과 중심층의 경도값 변화(a) 및 최종 철근(규격 D10)을 절단한 단면 거시조직 사진(b)을 보인 도이다.
(도 5의 (a)에서 D16은 표 2의 실시예 6(구분 6)이 해당되고, D13은 표 2의 실시예 3(구분 3)이 해당되며, D10은 표 2의 실시예 2(구분 2)가 해당된다.)
도 5에 도시된 바에 의하면, 단면을 관찰한 결과 표면에서 중심으로 경화층 깊이가 2.3mm였다. 경화층은 마르텐사이트 변태조직이 생성된 구간이다. 이러한 경화층은 Mo와 Cr의 영향에 의한 것이다. D16에서 D10으로 갈수록 표면층의 경도값은 증가하는 경향을 보이며, 마르텐사이트 변태조직 구간을 지나서는 일정한 경도값을 나타내었다.
특히, 규격 D10에서 표면층의 경도값이 400Hv를 나타내고, 중심층의 경도값이 350Hv를 나타내었다. 이는 중심층에 미세한 페라이트 조직이 형성된 것을 의미한다.
이와 같이 규격이 작을수록 경도값이 높은 것은 압연비가 클수록 변형량이 많아졌고, 표면층과 중심층에 많은 전위들이 분포되었기 때문이다. 그로 인해 항복강도가 상승된 경향을 보였다.
도 6은 규격 D10으로 압연된 표 2의 실시예 2의 180°굽힘성능을 시험한 사진이다.
도 6에 도시된 바에 의하면, 180°굽힘시험시 균열이 발생하지 않았다. 또한 표 2를 참조하면, 규격 D10으로 압연된 실시예 2에서 항복강도 800MPa 이상의 값을 나타내었고, 그 이상의 규격에서는 항복강도 800MPa 이하의 값을 나타내었다. 이를 통해 초고강도와 연성을 동시에 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도 7은 압연비에 따른 항복강도 변화를 직경 규격별로 실험한 결과를 보인 그래프이다. (도 7에서 D16은 표 2의 실시예 6(구분 6)이 해당되고, D13은 표 2의 실시예 3(구분 3)이 해당되며, D10은 표 2의 실시예 2(구분 2)가 해당된다.)
압연 조건 중 항복강도 변화에 가장 중요한 영향을 미치는 인자를 알아보기 위해 규격별로 압연속도와 냉각수량은 일정하게 두었으며 압연비에 따른 항복강도 값의 추이를 알아보았다.
도 7에 도시된 바에 의하면, 압연비 248S(규격 D10)에서 항복강도 800MPa이상을 나타내었다. 규격 D10의 항복강도가 규격 D13 내지 D16에 비해 높은 것은 페라이트 입도가 미세하고 표면층에 마르텐사이트 변태조직이 구성되었기 때문이다.
도 8은 템프코어 공정 온도에 따른 항복강도 변화를 실험한 결과를 보인 그래프이다.
도 8에 도시된 바에 의하면, 템프코어 공정 온도가 낮을수록 항복강도는 높은 값을 나타낸다. 463℃에서 템프코어 공정을 통과한 경우 다른 온도 구역보다 높은 항복강도를 나타내었다. 이는 고온에서 압연된 철근을 강제 냉각시키면서 표면에 마르텐사이트 변태를 수반하고 규격이 작을수록 그 영향이 중심의 미세조직까지 미쳐 페라이트 입자를 미세화하고 또 마르텐사이트 변태를 수반하였기 때문이다.
이를 통해, Cr, Mo를 첨가하는 합금설계와 열처리 공정 및 압연비 제어와 템퍼코어 공정 등을 통해 표면층과 중심층의 미세조직을 제어함으로써, 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 900MPa 이상, 연신율 10% 이상 및 180°굽힘시험을 만족하는 초고강도 철근을 생산할 수 있음을 알 수 있다.
이러한 초고강도 철근의 생산은 구조물 시공시 재료비 및 공사비를 절감시키고, 구조물의 용적률을 극대화시키며, 부재의 슬림(Slim)화를 충족시킨다. 또한 고강도 철근을 사용함에 의해 배근비가 감소하여 콘크리트 타설 원활로 인한 품질 확보가 가능한 효과가 있다.
이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

Claims (11)

  1. C: 0.05~0.45wt%, Si: 0.10~0.35wt%, Mn: 0.1~0.85wt%, Cr: 0.6~1.20wt%, Mo: 0.05~0.35wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 표면층과 중심층을 포함하며,
    상기 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 상기 중심층에 페라이트 조직이 포함되는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 기타 불순물은 P: 0 초과 0.035wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, V: 0.001~0.006wt%, S: 0 초과 0.075wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N2: 0 초과 150ppm 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 철근은 직경이 9.5mm~10.5mm임을 특징으로 하는 초고강도 철근.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 페라이트 조직은 입자크기가 5~7㎛인 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
  5. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 경화층은 표면에서 중심으로 0.8~2.3mm의 깊이를 갖는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
  6. C: 0.05~0.45wt%, Si: 0.10~0.35wt%, Mn: 0.1~0.85wt%, Cr: 0.6~1.20wt%, Mo: 0.05~0.35wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 철근용 빌렛을
    재가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행한 후, 중간압연, 사상압연을 통하여 철근형상으로 제조하는 열간압연 공정을 거친 후, 템프코어 공정을 통해 400~600℃까지 수냉시키고 냉각상에서 공냉시키는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 기타 불순물은 P: 0 초과 0.035wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, V: 0.001~0.006wt%, S: 0 초과 0.075wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N2: 0 초과 150ppm 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
  8. 청구항 6 또는 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연 공정은
    1000~1250℃의 온도에서 1~3시간 동안 가열하는 1차 재가열 단계;
    상기 재가열 후 900~1000℃의 온도로 조압연하는 1차 열간압연 단계;
    상기 1차 열간압연 단계 후, 1100~1200℃의 온도에서 1~3시간 동안 가열하는 2차 재가열 단계;
    상기 2차 재가열 단계 후, 조압연, 중간압연, 사상압연을 수행하고 800~900℃에서 사상압연을 마무리하는 2차 열간압연 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
  9. 청구항 6 또는 청구항 7에 있어서,
    상기 템프코어 공정은
    4~6Bar의 수압, 400~600㎥/hr의 수량으로 냉각수를 분사하여 400~600℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
  10. 청구항 6 또는 청구항 7에 있어서,
    상기 철근용 빌렛은
    전기로, 래들, 진공정련 공정을 거쳐 용강을 제조하고,
    상기 용강을 재산화가 방지되도록 스톱퍼 캐스팅(Stopper Casting)을 적용하여 턴디쉬에서 몰드로 주입하고 연속주조하여 제조한 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
  11. 청구항 6 또는 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연 공정시 상기 철근형상의 직경이 9.5mm~10.5mm을 만족하도록 압연비를 제어하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101253838B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-12 주식회사 포스코 이물성 부품의 제조방법
CN103484780B (zh) * 2013-09-26 2015-06-24 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种830MPa级高强热轧钢筋及其生产工艺
CN103498104B (zh) * 2013-09-26 2015-06-24 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种630MPa级高强热轧钢筋及其生产工艺
CN103484775B (zh) * 2013-09-26 2015-04-15 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种730MPa级高强热轧钢筋及其生产工艺
WO2015076242A1 (ja) * 2013-11-19 2015-05-28 新日鐵住金株式会社 棒鋼
KR101583899B1 (ko) * 2014-01-02 2016-01-13 한양대학교 에리카산학협력단 열연 강판, 그 제조 방법, 및 제조 설비
CN103966510A (zh) * 2014-04-14 2014-08-06 南京钢铁股份有限公司 一种小规格英标螺纹钢b500b及其生产工艺
CN105648307A (zh) * 2016-01-20 2016-06-08 广西丛欣实业有限公司 高强度钢筋
KR101787287B1 (ko) * 2016-10-21 2017-10-19 현대제철 주식회사 고강도 철근 및 이의 제조 방법
CN108441781B (zh) * 2018-02-28 2020-05-08 河钢股份有限公司承德分公司 一种高强耐腐蚀钢筋及其热处理方法
KR102173920B1 (ko) * 2018-11-16 2020-11-04 고려대학교 산학협력단 항복비와 균일연신율이 우수한 항복강도 700 MPa급 철근 및 그 제조 방법
EP3921448B1 (en) * 2019-02-08 2024-11-20 Nucor Corporation Ultra-high strength weathering steel and high friction rolling of the same
CN110218952B (zh) * 2019-07-17 2021-07-02 山东钢铁股份有限公司 一种精轧螺纹钢筋及其生产方法
KR102252106B1 (ko) * 2019-08-20 2021-05-14 동국제강주식회사 항복강도 620MPa급 이상의 내진철근의 제조방법 및 이 제조방법으로 제조된 항복강도 620MPa급 이상의 내진철근
CN110631916B (zh) * 2019-11-01 2022-04-08 山东精准产品质量检测有限公司 一种冷轧带肋钢筋检测装置
CN111647794B (zh) * 2020-04-17 2021-09-24 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种钢棒线材打包钢丝及制造方法
CN111560500B (zh) * 2020-06-17 2025-03-14 徐鹏 一种复合钢淬火装置
CN114672724B (zh) * 2022-02-21 2023-03-10 长沙东鑫环保材料有限责任公司 一种稀土和氮微合金化含钼hrb500e盘螺钢筋及其生产方法
KR102873195B1 (ko) * 2023-08-29 2025-10-17 현대제철 주식회사 고성능 봉강 및 고성능 봉강의 제조 방법
KR20250049849A (ko) * 2023-10-05 2025-04-14 현대제철 주식회사 봉강 및 봉강 제조 방법
KR102907429B1 (ko) * 2023-10-16 2026-01-02 현대제철 주식회사 고성능 봉강 및 그 제조 방법
CN117568723B (zh) * 2023-11-20 2024-06-07 北京科技大学 一种海水海砂混凝土用高耐蚀钢筋及其制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IT1090143B (it) 1975-01-29 1985-06-18 Centre Rech Metallurgique Procedimento per fabbricare dei prodotti laminati di acciaio
GB1587215A (en) * 1977-11-03 1981-04-01 British Steel Corp Manufacture of welded steel mesh
JPS6286125A (ja) * 1985-08-30 1987-04-20 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性熱間圧延鋼材の製造方法
JPS6286125U (ko) 1985-11-21 1987-06-02
JP2698006B2 (ja) * 1992-10-12 1998-01-19 新日本製鐵株式会社 靱性の優れたｈ形鋼の製造方法
JP3772382B2 (ja) * 1995-09-01 2006-05-10 住友金属工業株式会社 高強度低降伏比鉄筋用鋼材の製造方法
JP3432428B2 (ja) * 1998-10-09 2003-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法
JP2000212691A (ja) * 1999-01-20 2000-08-02 Kawasaki Steel Corp 冷間鍛造用鋼線材およびその製造方法
CN100415925C (zh) * 2004-11-05 2008-09-03 马鞍山钢铁股份有限公司 高强度抗震热轧钢筋用钢
KR100959475B1 (ko) * 2007-10-29 2010-05-26 현대제철 주식회사 초고강도 철근의 제조방법
KR100987347B1 (ko) * 2008-06-23 2010-10-12 동국제강주식회사 고강도 저항복비 철근의 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
None

Also Published As

Publication number Publication date
CN103038382A (zh) 2013-04-10
JP2013533384A (ja) 2013-08-22
EP2586884A2 (en) 2013-05-01
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