WO2018074887A1 - 고강도 철근 및 이의 제조 방법 - Google Patents

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정준호
김원회
박정욱
김현섭
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to high strength reinforcing bars and a method of manufacturing the same.
  • An object of the present invention is to provide a method for effectively producing a reinforcing bar having high strength properties through alloy composition control and process control.
  • An object of the present invention is to provide a reinforcing bar of high strength properties produced through the above-described method.
  • the carbon (C) 0.18% to 0.45% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.30% or less, manganese (Mn): 0.40% to 3.00%, Phosphorus (P): greater than 0 and 0.04% or less, Sulfur (S): greater than 0 and 0.04% or less, chromium (Cr): greater than 0 and 1.0% or less, copper (Cu): greater than 0 and 0.50% or less, nickel (Ni): 0 More than 0.25% or less, molybdenum (Mo): more than 0 and 0.50% or less, aluminum (Al): more than 0 and 0.040% or less, vanadium (V): more than 0 and 0.20% or less, nitrogen (N): more than 0 and 0.040% or less, antimony (Sb): reheating the cast steel containing more than 0 and 0.1% or less, tin
  • the step of cooling the steel to Ms (° C.) temperature through a temp core process may include a step of reheating at 500 ° C to 700 ° C temperature for the cooled steel.
  • the cast steel may further include at least one of tungsten (W): more than 0 and 0.50% or less and calcium (Ca): more than 0 and 0.005% or less by weight.
  • High-strength reinforcing bar carbon (C): 0.18% to 0.45% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.30% or less, manganese (Mn): 0.40% to 3.00%, phosphorus (P ): Greater than 0 and less than 0.04%, sulfur (S): greater than 0 and 0.04% or less, chromium (Cr): greater than 0 and 1.0% or less, copper (Cu): greater than 0 and 0.50% or less, nickel (Ni): greater than 0 and 0.25% Or less, molybdenum (Mo): more than 0 and 0.50% or less, aluminum (Al): more than 0 and 0.040% or less, vanadium (V): more than 0 and 0.20% or less, nitrogen (N): more than 0 and 0.040% or less, antimony (Sb) : Greater than 0 and less than 0.1%, tin (Sn): greater than 0 and
  • the weight percent may further include at least one of tungsten (W): more than 0 and 0.50% or less and calcium (Ca): more than 0 and 0.005% or less.
  • the rebar may have a yield strength of at least 500 MPa or more and a yield ratio of 0.8 or less.
  • a reinforcing bar having high strength and high seismic characteristics, having a yield strength of at least 500 MPa or more and a yield ratio of 0.8 or less.
  • FIG. 1 is a flow chart schematically showing a method for manufacturing a rebar according to an embodiment of the present invention.
  • Embodiments of the present invention described below propose high strength reinforcing bars that are manufactured through appropriate component design and process control.
  • High-strength reinforcing bar by weight% carbon (C): 0.18% to 0.45%, silicon (Si): 0.05 to 0.30% or less, manganese (Mn): 0.40% to 3.00%, phosphorus (P) : More than 0 and 0.04% or less, sulfur (S): more than 0 and 0.04% or less, chromium (Cr): more than 0 and 1.0% or less, copper (Cu): more than 0 and 0.50% or less, nickel (Ni): more than 0 and 0.25% or less , Molybdenum (Mo): more than 0 and 0.50% or less, aluminum (Al): more than 0 and 0.040% or less, vanadium (V): more than 0 and 0.20% or less, nitrogen (N): more than 0 and 0.040% or less, antimony (Sb): More than 0 and less than 0.1%, tin (Sn): more than 0 and
  • the central portion of the high-strength reinforcement has a complex structure including equiaxed ferrite and pearlite, and the surface portion may have a structure of tempered martensite.
  • the high strength reinforcing bar in the cross section cut in the direction perpendicular to the longitudinal direction, the high strength reinforcing bar, ferrite having an area fraction of 24 to 30%, pearlite having an area fraction of 48 to 59% and 17 to 22% It may include a tempered martensite having an area fraction of.
  • the tempered martensite may constitute a hardened layer of the high strength rebar. That is, the hardened layer of the high strength reinforcing bar may have an area fraction of about 17 to 22%.
  • the particle size of the ferrite may be 8 to 20 ⁇ m
  • the particle size of the pearlite may be 25 to 48 ⁇ m.
  • the central hardness of the high strength reinforcing bar may be about 244 Hv
  • the hardened layer hardness of the high strength reinforcing bar may be 326 Hv.
  • the steel to be manufactured may have a yield strength (YS) of at least 500 MPa or more and a yield ratio (YR) of 0.8 or less.
  • Carbon (C) is added to secure the strength of the rebar. Carbon is dissolved in austenite to improve strength by forming martensite-like structures when quenched. Moreover, strength and hardness can be improved by combining carbide with elements, such as iron, chromium, molybdenum, and vanadium, and forming a carbide.
  • the carbon (C) is added at 0.18 to 0.45% by weight of the total rebar weight. If the content of carbon (C) is less than 0.18% by weight, it may be difficult to secure strength. On the contrary, when the content of carbon exceeds 0.45% by weight, the strength is increased, but there is a problem that the core hardness and the weldability are lowered.
  • Silicon (Si) may serve as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process.
  • silicon may perform the function of solid solution strengthening.
  • the silicon is added at 0.05 to 0.30% by weight of the total rebar weight.
  • the content of silicon is less than 0.05% by weight, it is difficult to secure the above-described effects sufficiently.
  • the content of silicon exceeds 0.30% by weight, an oxide may be formed on the surface of the steel to lower the weldability of the steel.
  • Manganese (Mn) is an element that increases the strength and toughness of steel and increases the hardenability of steel.
  • the manganese is added at 0.40 to 3.00% by weight of the total rebar weight. If the content of manganese is less than 0.40% by weight, it may be difficult to secure strength. On the other hand, when the content of manganese exceeds 3.00% by weight, the strength is increased, but due to the increase in the amount of MnS-based non-metallic inclusions may cause defects such as cracking during welding.
  • Phosphorus (P) can inhibit cementite formation and increase strength. However, when the content of phosphorus is added in excess of 0.04% by weight, secondary processing brittleness may be lowered. Therefore, phosphorus (P) is controlled to more than 0 and 0.04% by weight or less of the total rebar weight.
  • S Sulfur
  • manganese, molybdenum and the like may be combined with manganese, molybdenum and the like to improve the machinability of the steel.
  • sulfur (S) is controlled to more than 0 0.04% by weight of the total rebar weight.
  • Chromium (Cr) may improve hardenability by improving hardenability of steel.
  • the chromium is added to more than 0 and 1.0% by weight of the total rebar weight. If the content of chromium is added in excess of 1.0% by weight, there is a disadvantage that can reduce the weldability or heat affected zone toughness.
  • Copper (Cu) may serve to improve the hardenability and low temperature impact toughness of the steel. However, when the content of copper is added in excess of 0.50% by weight, it may cause red brittle brittleness. Therefore, copper (Cu) is controlled to more than 0 and 0.50% by weight of the total rebar weight.
  • Nickel (Ni) increases the strength of the material and ensures a low temperature impact value. However, when the nickel content exceeds 0.25% by weight of the total weight, the room temperature strength is excessively high, which may deteriorate weldability and toughness. Therefore, nickel (Ni) is controlled to more than 0 and 0.25 weight% of the total rebar weight.
  • Molybdenum (Mo) improves the strength and toughness, and contributes to secure a stable strength at room temperature or high temperature. However, when the content of molybdenum is added in excess of 0.50% by weight, weldability may be reduced. Therefore, molybdenum (Mo) is controlled to more than 0 and 0.50% by weight of the total rebar weight.
  • Aluminum (Al) may function as a deoxidizer. However, when the content of aluminum is added in excess of 0.040% by weight, it is possible to increase the amount of non-metallic inclusions such as aluminum oxide (Al 2 O 3 ). Therefore, aluminum (Al) is controlled to more than 0 and 0.040 weight% or less of the total rebar weight.
  • Vanadium (V) is an element that contributes to strength improvement by pinning at grain boundaries.
  • vanadium (V) exceeds 0.20% by weight, there is a problem of increasing the manufacturing cost of steel. Therefore, it is preferable to add more than 0 0.20% by weight of the total rebar weight.
  • Nitrogen can be combined with other alloying elements such as titanium, vanadium, niobium, aluminum, etc. to form nitrides to perform finer grains.
  • other alloying elements such as titanium, vanadium, niobium, aluminum, etc.
  • Nitrogen can be combined with other alloying elements such as titanium, vanadium, niobium, aluminum, etc. to form nitrides to perform finer grains.
  • Antimony (Sb) does not form an oxide film on its own at a high temperature, but is concentrated at the surface and grain boundaries, thereby suppressing the diffusion of constituent elements in the steel to the surface, and consequently, suppressing the formation of oxides.
  • antimony (Sb) serves to effectively suppress the coarsening of the surface oxide layer, especially when Mn, B is added in combination.
  • antimony (Sb) is more than 0 of the total rebar weight 0.1 It is controlled to below weight%.
  • Tin (Sn) may be added to ensure corrosion resistance. However, when the content of tin is added in excess of 0.1%, the elongation may be sharply reduced. Therefore, tin (Sn) is controlled to more than 0 and 0.1% by weight of the total rebar weight.
  • Tungsten (W) is an effective element for increasing room temperature tensile strength and high temperature yield strength by improving quenchability and solid solution strengthening.
  • tungsten (W) is controlled to more than 0 and less than 0.50% by weight of the total rebar weight.
  • Calcium (Ca) may be added for the purpose of improving the electrical resistance weldability by disturbing the production of the MnS inclusions by forming CaS inclusions. That is, since calcium (Ca) has a higher affinity with sulfur than manganese (Mn), CaS inclusions are generated when calcium is added, and MnS inclusions are reduced. The MnS may be stretched during hot rolling to cause hook defects during electrical resistance welding (ERW), thereby improving electrical resistance weldability.
  • ERW electrical resistance welding
  • calcium (Ca) is controlled to more than 0 and 0.005 weight% or less of the total rebar weight.
  • the remainder is made of iron (Fe) and impurities that are inevitably included in the steelmaking process.
  • the method of manufacturing rebar includes a reheating step (S110), a hot rolling step (S120), a temper core cooling step (S130), and a reheating step (S140) of the cast steel.
  • the reheating step (S110) may be carried out to derive the effect, such as re-use of the precipitate.
  • the cast steel can be obtained through a continuous casting process after obtaining a molten steel of a predetermined composition through a steelmaking process.
  • the slab may further
  • the cast steel having the composition described above is reheated at a temperature range of 1000 ° C to 1100 ° C. Through such reheating, re-stocking of segregated components and re-precipitates of precipitates can occur.
  • the cast may be a bloom or billet manufactured by a continuous casting process performed before the reheating step (S110).
  • the reheating temperature of the cast steel is less than 1000 ° C, the heating temperature may not be sufficient, and the segregation component and the precipitate may not be sufficiently used. Moreover, there exists a problem that rolling load becomes large. On the contrary, when the reheating temperature exceeds 1100 ° C., the austenite grains may coarsen or decarburization may occur to inhibit the strength.
  • the reheated cast steel is hot-rolled finish at a temperature of 850 °C ⁇ 1000 °C. If the finish rolling temperature exceeds 1000 ° C austenite grains are coarse, the ferrite grains are not sufficiently refined after the transformation, it may be difficult to secure the strength. On the contrary, when the finish rolling temperature is carried out below 850 ° C., the rolling load may be induced to lower productivity and to reduce the heat treatment effect.
  • fine austenite structures and massy ferrite may be formed.
  • a sub-crystal grains are formed inside the massive ferrite by continuous dynamic recrystallization of ferrite during the hot rolling, and the sub-crystal grains may be rotated to form fine ferrite having a high grain boundary.
  • the fine ferrite may subsequently improve the driving force of the pearlite transformation.
  • the hot rolled steel is cooled to a martensite transformation start temperature (Ms temperature) through a temp core process.
  • Ms temperature martensite transformation start temperature
  • the process of recuperation at a temperature of 500 ° C. to 700 ° C. for the steel cooled during the temp core process may be performed.
  • the cooling water pressure in the tempercore process may be 5 to 10 bar, the amount of the cooling water may be 450 to 1100 m 3 / hr.
  • the central portion has a complex structure including equiaxed ferrite and pearlite, and the surface portion can manufacture high strength reinforcing bars having a structure of tempered martensite.
  • the high strength reinforcing bar in the cross section cut in the direction perpendicular to the longitudinal direction, the high strength reinforcing bar, ferrite having an area fraction of 24 to 30%, pearlite having an area fraction of 48 to 59% and 17 to 22% It may include a tempered martensite having an area fraction of.
  • the tempered martensite may constitute a hardened layer of the high strength rebar. That is, the hardened layer of the high strength reinforcing bar may have an area fraction of about 17 to 22%.
  • the particle size of the ferrite may be 8 to 20 ⁇ m
  • the particle size of the pearlite may be 25 to 48 ⁇ m.
  • the central hardness of the high strength reinforcing bar may be about 244 Hv
  • the hardened layer hardness of the high strength reinforcing bar may be 326 Hv.
  • the steel to be manufactured may have a yield strength (YS) of at least 500 MPa or more and a yield ratio (YR) of 0.8 or less.
  • Example 1 1050 951 570
  • Example 1 1050 956 550
  • Example 2 1050 873 600
  • Example 3 1050 936 610
  • Example 4 1050 945 670 Silye 5 1050 953 700
  • Table 3 shows the results of evaluation of the mechanical properties of the plurality of specimens prepared according to the conditions of Comparative Examples and Examples 1 to 5.
  • the physical property evaluation was shown by measuring yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (EL), and yield ratio (YR).
  • the specimens were manufactured to have various sizes of diameters.
  • the comparative examples and the conditions of Examples 1 to 3 commonly include a specimen having a diameter of 22 mm (D22).
  • D22 a specimen having a diameter of 22 mm
  • Example 5 it was made of a specimen (D57) having a diameter of 57mm.
  • Table 4 is a table showing the microstructure observation results for a plurality of specimens prepared according to the conditions of Comparative Examples and Examples 1 to 5.
  • the microstructure is to observe the center of the reinforcing bar, the surface portion of the reinforcing bar compared with the center may be made of tempered martensite.
  • FIG. 2 is a structure photograph of a specimen (sample number 1) of the D22 standard under Comparative Example conditions
  • FIG. 3 is a structure photograph of specimen (sample number 3) of the D22 standard under Example 1 conditions.
  • 4 is a structure observation photograph of the specimen (sample number 7) of the D22 standard under Example 3 conditions
  • FIG. 5 is a structure observation photograph of the specimen (sample number 10) of the D57 standard under Example 5 conditions.
  • the central portion of the high-strength reinforcement has a complex structure including equiaxed ferrite and pearlite, and the surface portion of the high-strength reinforcement may have a structure of tempered martensite.
  • the high strength reinforcing bar in the cross section cut in the direction perpendicular to the longitudinal direction, the high strength reinforcing bar, ferrite having an area fraction of 24 to 30%, pearlite having an area fraction of 48 to 59% and 17 to 22% It may include a tempered martensite having an area fraction of.
  • the tempered martensite may constitute a hardened layer of the high strength rebar. That is, the hardened layer of the high strength reinforcing bar may have an area fraction of about 17 to 22%.
  • the particle size of the ferrite may be 8 to 20 ⁇ m
  • the particle size of the pearlite may be 25 to 48 ⁇ m.
  • the central hardness of the high strength reinforcing bar may be about 244 Hv
  • the hardened layer hardness of the high strength reinforcing bar may be 326 Hv.
  • the high strength reinforcing bars manufactured through one embodiment of the present invention may have a yield strength (YS) and tensile strength (TS) determined by a plurality of parameters as follows.
  • the parameter may be determined by the alloy composition of the rebar according to an embodiment of the present invention, the process conditions, the phase area fraction of the rebar, the diameter of the rebar, and the like.
  • Yield strength (YS) 57 + 1800 ⁇ [C] + 350 ⁇ [Mn] + 19 ⁇ [HLVF] + 8 ⁇ [FVF]-[FDT]-[Dia]
  • the unit of yield strength and tensile strength is MPa
  • [C], [Mn] and [V] refer to the content composition of carbon, manganese and vanadium, respectively, and the unit is weight percent.
  • [HLVF] means the area fraction (%) of the surface-hardened layer in the cross section which cut
  • the surface portion hardened layer means an area fraction (%) of the surface portion made of tempered martensite.
  • FVF] means the area fraction (%) of ferrite in the cross section of the high strength rebar.
  • PCS] means the particle size ( ⁇ m) of pearlite in the cross section of the high strength rebar.
  • Dia] means the diameter of the reinforcing bar (mm).
  • [FDT] refers to the finish rolling temperature (° C.) of the hot rolling process in the manufacturing process of the high strength reinforcing bar
  • [WAP] refers to the amount of cooling water (m 3 / hr) of the temp core process.
  • 57, 1800, 350, 19, 8, -1, and -1 which are coefficients of the derivation formula of yield strength YS are MPa, MPa / weight%, MPa / weight%, MPa / area fraction%, and MPa, respectively. / Area fraction%, MPa / °C, MPa / mm units.
  • 1764, -19093, -81, 1020, 30.9, 0.424, 4.81, and 58.3, which are coefficients of the derivation formula of the tensile strength TS, are MPa, MPa / wt%, MPa / wt%, MPa / wt%, MPa / area fraction%, MPa / ⁇ m, MPa / ° C., and MPa / bar.

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Abstract

일 실시 예에 따르는 고강도 철근의 제조 방법은, 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하는 주편을 1000℃~1100℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 주편을 850℃ ~ 1000℃의 온도에서 마무리열간압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강재를 템프코어 공정을 거쳐 Ms(℃)온도로 냉각하는 단계를 포함한다.

Description

고강도 철근 및 이의 제조 방법
본 발명은 고강도 철근 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
현재, 구조물용 강재는 초고층 빌딩, 장대 교량, 거대 해양 구조물, 지하 구조물 등에 널리 적용되고 있다. 이러한, 토목 건축 분야에서의 구조물이 초고층화되고 거대화될수록 구조물용 강재의 경량화 및 고강도화는 필수적인 요건일 수 있다. 이에 따라, 구조물에 적용되는 철근의 경우에도, 고강도 및 고내진 특성을 향상시킬 것에 대한 요구가 증가하고 있다.
선행문헌으로는 대한민국 등록공보 제10-1095486호(2011.12.19 공고, 발명의 명칭: 내진용 철근의 제조방법 및 이에 의해 제조되는 내진용철근)가 있다.
본 발명은 합금 조성 제어 및 공정 제어를 통해 고강도 특성을 가지는 철근을 효과적으로 제조하는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 상술한 방법을 통해 제조된 고강도 특성의 철근을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 철근의 제조 방법은, 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하는 주편을 1000℃~1100℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 주편을 850℃ ~ 1000℃의 온도에서 마무리열간압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강재를 템프코어 공정을 거쳐 Ms(℃)온도로 냉각하는 단계를 포함한다.
일 실시 예에 있어서, 상기 강재를 템프코어 공정을 거쳐 Ms(℃)온도로 냉각하는 단계는 상기 냉각된 강재에 대해 500℃ 내지 700℃ 온도에서 복열하는 과정을 포함할 수 있다.
다른 실시 예에 있어서, 상기 주편은 중량%로 텅스텐(W): 0 초과 0.50% 이하 및 칼슘(Ca): 0 초과 0.005% 이하 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.
또다른 실시 예에 있어서, 상기 제조된 철근은 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가질 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 철근은, 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하되, 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가진다.
일 실시 예에 있어서, 중량%로 텅스텐(W): 0 초과 0.50% 이하 및 칼슘(Ca): 0 초과 0.005% 이하 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.
또다른 실시예에 있어서, 상기 철근은 적어도 500 MPa 이상의 항복 강도 및 0.8 이하의 항복비를 가질 수 있다.
본 발명에 따르면, 합금 조성 제어 및 공정 제어를 통해, 적어도 500 MPa 이상의 항복 강도 및 0.8 이하의 항복비를 가지는, 고강도 및 고내진 특성의 가지는 철근을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 철근의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2 내지 도 5는 본 발명의 비교예 및 실시예에 따르는 철근의 미세조직을 나타내는 사진이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.
이하 설명하는 본 발명의 실시 예는 적절한 성분 설계 및 공정 제어를 통해, 제조되는 고강도 철근을 제시한다.
고강도 철근
본 발명의 실시 예에 따르는 고강도 철근은 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함한다. 또한, 상기 고강도 철근은 중량%로 텅스텐(W): 0 초과 0.50% 이하 및 칼슘(Ca): 0 초과 0.005% 이하 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.
상기 고강도 철근의 중심부는 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가지며, 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 조직을 가질 수 있다.
구체적으로, 상기 고강도 철근을 길이 방향에 수직한 방향으로 절단한 단면에서, 상기 고강도 철근은, 24 내지 30%의 면적 분율을 가지는 페라이트, 48 내지 59%의 면적 분율을 가지는 펄라이트 및 17 내지 22%의 면적 분율을 가지는 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 고강도 철근의 경화층을 구성할 수 있다. 즉, 상기 고강도 철근의 경화층은 약 17 내지 22%의 면적 분율을 가질 수 있다.
구체적인 일 예로서, 상기 페라이트의 입도는 8 내지 20㎛ 일 수 있으며, 상기 펄라이트의 입도는 25 내지 48 ㎛ 일 수 있다. 상기 고강도 철근의 중심부 경도는 약 244 Hv일 수 있으며, 상기 고강도 철근의 경화층 경도는 326 Hv일 수 있다.
상술한 제조 공정을 통해, 제조되는 철근은 적어도 500MPa 이상의 항복강도(YS) 및 0.8 이하의 항복비(YR)를 가질 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 철근의 필수 합금조성에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 더욱 구체적으로 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 철근의 강도 확보를 위해 첨가된다. 탄소는 오스테나이트에 고용되어 담금질시 마르텐사이트와 같은 조직을 형성함으로써 강도를 향상시킨다. 또한, 철, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 등의 원소와 결합하여 탄화물을 형성함으로써, 강도와 경도를 향상시킬 수 있다.
상기 탄소(C)는 전체 철근 중량의 0.18 ~ 0.45 중량%로 첨가된다. 탄소(C)의 함량이 0.18 중량% 미만일 경우, 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 반대로, 탄소의 함량이 0.45 중량%를 초과하는 경우, 강도는 증가하나 심부 경도 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
실리콘( Si )
실리콘(Si)은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제의 역할을 수행할 수 있다. 또한, 실리콘은 고용강화의 기능을 수행할 수도 있다.
상기 실리콘은 전체 철근 중량의 0.05 내지 0.30 중량% 이하로 첨가된다. 실리콘의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우, 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 실리콘의 함량이 0.30 중량%를 초과하는 경우, 강 표면에 산화물을 형성하여 강의 용접성 등을 저하시킬 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 상기 망간은 전체 철근 중량의 0.40 ~ 3.00 중량%로 첨가된다. 망간의 함량이 0.40 중량% 미만인 경우, 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 3.00 중량%를 초과하는 경우, 강도는 증가하나 MnS계 비금속개재물의 양이 증가한데 기인하여 용접시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다.
인(P)
인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고 강도를 증가시킬 수 있다. 다만, 인의 함량이 0.04 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 2차가공취성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 인(P)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.04 중량% 이하로 제어된다.
황(S)
황(S)은 망간, 몰리브덴 등과 결합하여 강의 피삭성을 개선시킬 수 있다. 하지만, MnS, FeS 등의 형태를 석출이 이루어지고, 이러한 석출물의 양이 증가하는 경우, 열간 및 냉간 가공시에 균열을 일으킬 수 있다. 따라서, 황(S)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.04 중량% 이하로 제어된다.
크롬( Cr )
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시켜 담금질성을 개선시킬 수 있다.
상기 크롬은 전체 철근 중량의 0 초과 1.0 중량% 이하로 첨가된다. 크롬의 함량이 1.0 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 용접성이나 열영향부 인성을 저하시킬 수 있는 단점이 있다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 역할을 할 수 있다. 다만, 구리의 함량이 0.50 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 적열취성을 유발할 수 있다. 따라서, 구리(Cu)는 전체 철근 중량의 0 초과 0.50 중량% 이하로 제어된다.
니켈( Ni )
니켈(Ni)은 재료의 강도를 증가시키고, 저온 충격치를 확보할 수 있도록 한다. 다만, 니켈의 함량이 전체 중량의 0.25 중량%를 초과할 경우에는 상온 강도가 과다하게 높아져 용접성 및 인성이 열화될 수 있다. 따라서, 니켈(Ni)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.25 중량% 이하로 제어된다.
몰리브덴( Mo )
몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성을 향상시키며, 상온이나 고온에서 안정된 강도를 확보하도록 기여한다. 다만, 몰리브덴의 함량이 0.50 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 몰리브덴(Mo)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.50 중량% 이하로 제어된다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 탈산제로 기능할 수 있다. 다만, 알루미늄의 함량이 0.040 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 알루미늄산화물(Al2O3)과 같은 비금속개재물량을 증가시킬 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.040 중량%이하로 제어된다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 결정립계에 피닝(pinning)으로 작용하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 다만, 바나듐(V)의 함량이 0.20 중량%를 초과할 경우에는 강의 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 전체 철근 중량의 0 초과 0.20 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
질소(N)
질소는 다른 합금원소인 티타늄, 바나듐, 니오븀, 알루미늄 등과 결합해 질화물을 형성하여 결정립을 미세하게 만드는 기능을 수행할 수 있다. 그러나, 0.040%를 초과하여 다량 첨가시 질소량이 증가하여 강의 연신율 및 성형성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 전체 철근 중량의 0 초과 0.040 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
안티몬( Sb )
안티몬(Sb)은 고온에서 이들 원소 자체가 산화 피막을 형성하지는 않지만 표면 및 결정립 계면에 농화되어 강중 성분 원소가 표면에 확산되는 것을 억제하여 결과적으로 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 안티몬(Sb)은 특히 Mn, B이 복합적으로 첨가된 경우 표면 산화물층의 조대화를 효과적으로 억제하는 역할을 한다. 다만, 안티몬(Sb)의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우, 더 이상의 효과 상승 없이 비용만을 상승시키는 요인으로 작용할 수 있으므로, 경제적이지 못하다.따라서, 안티몬(Sb)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.1 중량%이하로 제어된다.
주석( Sn )
주석(Sn)은 내식성을 확보하기 위해 첨가될 수 있다. 다만, 주석의 함량이 0.1%를 초과하여 첨가된 경우, 연신율이 급격히 감소할 수 있다. 따라서, 주석(Sn)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.1 중량%이하로 제어된다.
텅스텐(W)
텅스텐(W)은 소입성 향상 및 고용강화에 의한 실온 인장강도 및 고온 항복강도 상승에 유효한 원소이다. 다만, 텅스텐의 함량이 0.50 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 과다한 첨가로 인하여 용접 열영향부의 재열취화가 발생할 우려가 있다. 따라서, 텅스텐(W)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.50 중량%이하로 제어된다.
칼슘(Ca)
칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가될 수 있다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.
다만, 칼슘(Ca)의 함량이 0.005 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성 및 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, 칼슘(Ca)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.005 중량%이하로 제어된다.
전술한 합금조성의 성분들 외에 나머지는 철(Fe)과 제강 과정 등에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.
고강도 철근 제조 방법
이하에서는 본 발명의 일 실시 예에 따르는 철근을 제조하는 방법을 설명하도록 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 철근의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다. 도 1을 참조하면, 철근의 제조 방법은 주편의 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 템프코어 냉각 단계(S130) 및 복열 단계(S140)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S110)는 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서 실시될 수 있다. 이때, 상기 주편은, 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다. 상기 주편은, 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함한다. 상기 주편은 중량%로 텅스텐(W): 0 초과 0.50% 이하 및 칼슘(Ca): 0 초과 0.005% 이하 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.
재가열 단계
주편의 재가열 단계에서는 상기의 조성을 갖는 주편을 1000℃~1100℃의 온도범위에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 이때, 상기 주편은 재가열 단계(S110) 이전에 실시되는 연속주조과정에 의하여 제조되는 블룸 또는 빌렛 일 수 있다.
주편의 재가열 온도가 1000℃ 미만일 경우에는 가열온도가 충분하지 않아 상기 편석 성분 및 석출물의 재고용이 충분하게 일어나지 않을 수 있다. 또한, 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 반대로, 재가열 온도가 1100℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 강도를 저해할 수 있다.
열간 압연
열간 압연 단계(S120)에서는 상기 재가열된 주편을 850℃ ~ 1000℃의 온도에서 마무리열간압연한다. 마무리 압연 온도가 1000℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 마무리 압연 온도가 850℃ 미만으로 실시될 경우에는 압연 부하를 유발하여 생산성을 저하시키고 열처리 효과를 저감시킬 수 있다.
구체적으로, 상술한 온도에서의 열간압연을 통해, 미세한 오스테나이트 조직과 괴상의 매시브(massive) 페라이트가 형성될 수 있다. 또한, 상기 열간압연 중에 페라이트의 연속 동적재결정에 의해 상기 괴상의 페라이트 내부에서 아결정립이 형성되고, 상기 아결정립이 회전하여 고경각 입계를 가지는 미세 페라이트가 형성될 수 있다. 상기 미세 페라이트는 후속하여 펄라이트 변태의 구동력을 향상시킬 수 있다.
텀프코어 냉각
템프코어 냉각 단계(S130)에서는 충분한 강도를 확보하기 위해, 상기 열간압연된 강재를 템프코어 공정을 거쳐 마르텐사이트 변태시작온도(Ms 온도)로 냉각한다. 템프코어 공정 중에 냉각된 강재에 대해 500℃ 내지 700℃ 온도에서 복열하는 과정이 진행될 수 있다.
일 실시 예에서, 상기 템프코어 공정시 냉각수 수압은 5 내지 10 bar일 수 있으며, 상기 냉각수의 수량은 450 내지 1100 m3/hr 일 수 있다.
상술한 공정을 통해, 중심부는 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가지며, 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 조직을 가지는 고강도 철근을 제조할 수 있다.
구체적으로, 상기 고강도 철근을 길이 방향에 수직한 방향으로 절단한 단면에서, 상기 고강도 철근은, 24 내지 30%의 면적 분율을 가지는 페라이트, 48 내지 59%의 면적 분율을 가지는 펄라이트 및 17 내지 22%의 면적 분율을 가지는 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 고강도 철근의 경화층을 구성할 수 있다. 즉, 상기 고강도 철근의 경화층은 약 17 내지 22%의 면적 분율을 가질 수 있다.
구체적인 일 예로서, 상기 페라이트의 입도는 8 내지 20㎛ 일 수 있으며, 상기 펄라이트의 입도는 25 내지 48 ㎛ 일 수 있다. 상기 고강도 철근의 중심부 경도는 약 244 Hv일 수 있으며, 상기 고강도 철근의 경화층 경도는 326 Hv일 수 있다.
상술한 제조 공정을 통해, 제조되는 철근은 적어도 500MPa 이상의 항복강도(YS) 및 0.8 이하의 항복비(YR)를 가질 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 시편의 제조
하기 표 1에 표시된 합금조성 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 준비하였다. 상기 주편을 하기 표 2에 표시된 조건으로 열간압연하여 실시예 1 내지 3 및 비교예의 조건에 따른 복수의 시편들을 제조하였다.
화학성분(중량%)
C Si Mn P S Al Cr Ni Cu Mo V Sn Sb N
비교예 0.31 0.20 1.20 0.030 0.030 0.20 0.20 0.01 0.25 - - - - 0.0080
실시예1 0.34 0.19 1.38 0.028 0.030 0.018 0.23 0.1 0.21 0.11 0.009 0.011 0.05 0.0080
실시예2 0.33 0.19 1.41 0.030 0.031 0.019 0.23 0.09 0.28 0.12 0.030 0.010 0.06 0.0080
실시예3 0.33 0.19 1.41 0.030 0.030 0.019 0.23 0.09 0.28 0.12 0.052 0.009 0.06 0.0080
실리예4 0.33 0.19 1.41 0.030 0.032 0.019 0.23 0.09 0.28 0.12 0.055 0.008 0.05 0.0080
실기예5 0.34 0.20 1.37 0.027 0.031 0.018 0.25 0.11 0.26 0.10 0.150 0.009 0.06 0.0080
구분 압연조건
재가열 마무리압연온도 복열
비교예1 1050 951 570
실시예1 1050 956 550
실시예2 1050 873 600
실시예3 1050 936 610
실시예4 1050 945 670
실리예5 1050 953 700
2. 물성평가
표 3은 비교예 및 실시예 1 내지 5의 조건에 따라 제조된 복수의 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다. 물성평가는 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 및 항복비(YR)을 측정하여 나타내었다.
구분 시편 번호 규격(지름, mm) 재질특성
항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) 항복비
비교예 1 D22 561 680 13.7 0.83
실시예1 2 D10 565 791 15.7 0.71
3 D22 582 755 14.1 0.77
4 D32 572 741 14.6 0.77
실시예2 5 D22 633 793 13.8 0.80
실시예3 6 D16 669 856 15.1 0.78
7 D22 651 854 14.8 0.76
8 D32 643 849 17.8 0.76
실시예4 9 D16 646 832 15.3 0.78
실시예5 10 D57 641 822 12.7 0.78
표 3을 참조하면, 시편들은 다양한 크기의 지름을 가지도록 제조되었다. 하지만, 비교예, 실시예1 내지 3의 조건은 공통적으로 지름 22mm (D22)의 시편을 포함하고 있다. 실시예 5의 조건의 경우, 지름 57mm를 가지는 시편(D57)으로 제조되었다.
항복강도를 비교하면, 비교예 및 실시예 1 내지 5의 조건의 시편들은 모두 500MPa 이상을 만족하였다. 특히, 실시예 2 내지 5의 조건의 시편들(시편 번호 5 ~ 10)은 600 MPa 이상의 항복강도를 나타내었다. 한편, 비교예의 조건의 시편(시편 번호 1)은 항복비가 0.8을 초과하는 반면에, 실시예 1 내지 5의 조건의 시편들은 항복비 0.8 이하를 모두 만족하였다.
도 2 내지 도 5는 본 발명의 비교예 및 실시예에 따르는 철근의 미세조직을 나타내는 사진이다. 표 4는 비교예 및 실시예 1 내지 5의 조건에 따라 제조된 복수의 시편들에 대한 미세조직 관찰 결과를 나타낸 표이다. 상기 미세조직은 철근의 중심부를 관찰한 것으로서, 상기 중심부와 대비되는 철근의 표면부는 템퍼드 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.
구분 시편 번호 규격(지름, mm) 미세조직
중심부 조직상 입도 (㎛)
비교예 1 D22 등축 페라이트 및 펄라이트의 혼합상 95±6.4
실시예1 2 D10 27±3.9
3 D22 42±6.3
4 D32 48±5.2
실시예2 5 D22 36±7.4
실시예3 6 D16 25±7.1
7 D22 28±5.2
8 D32 32±8.7
실시예4 9 D16 44±9.3
실시예5 10 D57 41±13.2
도 2는 비교예 조건의 D22 규격의 시편(시편 번호 1)의 조직 관찰사진이며, 도 3은 실시예 1 조건의 D22 규격의 시편(시편 번호 3)의 조직 관찰사진이다. 또한, 도 4는 실시예 3 조건의 D22 규격의 시편(시편 번호 7)의 조직 관찰사진이며, 도 5는 실시예 5 조건의 D57 규격의 시편(시편 번호 10)의 조직 관찰사진이다.
도 2 내지 도 5를 관찰하면, 비교예 및 실시예 1 ~ 3 조건의 시편들은 등축 페라이트 및 펄라이트의 혼합상이 관찰되었다. 다만, 표 4에 도시된 바와 같은, 입도 관찰 결과, 실시예 1 ~ 3 조건에 대응되는 시편 번호 3, 7, 10의 조직의 입도는 비교예 조건에 대응되는 시편 번호 1의 조직의 입도보다 작았다. 특히, 시편 번호 1, 3, 7을 비교하면, 동일한 지금 22mm 규격의 철근에 있어서, 조직상의 입도가 작아질수록, 항복강도는 증가하고 항복비는 감소하는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 미세 조직의 입도 미세화가, 본 실시예 철근의 고강도 및 고내진 특성을 도출한 것으로 판단된다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 실시 시에 따르면, 상기 고강도 철근의 중심부는 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가지며, 상기 고강도 철근의 표면부는 템퍼드 마르텐사이트의 조직을 가질 수 있다.
구체적으로, 상기 고강도 철근을 길이 방향에 수직한 방향으로 절단한 단면에서, 상기 고강도 철근은, 24 내지 30%의 면적 분율을 가지는 페라이트, 48 내지 59%의 면적 분율을 가지는 펄라이트 및 17 내지 22%의 면적 분율을 가지는 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 고강도 철근의 경화층을 구성할 수 있다. 즉, 상기 고강도 철근의 경화층은 약 17 내지 22%의 면적 분율을 가질 수 있다.
구체적인 일 예로서, 상기 페라이트의 입도는 8 내지 20 ㎛ 일 수 있으며, 상기 펄라이트의 입도는 25 내지 48 ㎛ 일 수 있다. 상기 고강도 철근의 중심부 경도는 약 244 Hv일 수 있으며, 상기 고강도 철근의 경화층 경도는 326 Hv일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 실시예를 통해 제조되는 고강도 철근는 다음과 같은 복수의 파라미터로 결정되는 항복 강도(YS) 및 인장 강도(TS)를 가질 수 있다. 상기 파라미터는 본 발명의 실시 예에 따르는 철근의 합금 조성, 공정 조건, 철근의 상 면적 분율, 철근의 지름 등에 의해 결정될 수 있다.
항복 강도(YS) = 57 + 1800 ·[C] + 350·[Mn] + 19·[HLVF] + 8·[FVF] - [FDT]- [Dia]
인장 강도(TS) = 1764 - 19093·[C] -81·[Mn] + 1020·[V] + 30.9·[HLVF] + 0.424·[PCS] + 4.81·[FDT] + 58.3·[WAP]
위의 식에서, 항복 강도 및 인장 강도의 단위는 MPa 이며, [C], [Mn] 및 [V]는 각각 탄소, 망간 및 바나듐의 함량 조성을 의미하며, 단위는 중량%이다. [HLVF]는 상기 고강도 철근을 길이 방향에 수직항 방향으로 절단한 단면에서, 표면부 경화층의 면적 분율(%)을 의미한다. 구체적으로, 상기 표면부 경화층은 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 상기 표면부의 면적 분율(%)을 의미한다. [FVF]는 상기 고강도 철근의 상기 단면에서, 페라이트의 면적 분율(%)을 의미한다. [PCS]는 상기 고강도 철근의 상기 단면에서, 펄라이트의 입도(㎛)를 의미한다. [Dia]는 철근의 지름(mm)을 의미한다.
[FDT]는 상기 고강도 철근의 제조 공정 중 열연 공정의 마무리 압연온도(℃), [WAP]는 템프 코어 공정의 냉각수 수량(m3/hr)을 의미한다.
또한, 항복 강도(YS)의 도출 식의 계수인 57, 1800, 350, 19, 8, -1, 및 -1은 각각 MPa, MPa/중량%, MPa/중량%, MPa/면적 분율%, MPa/면적 분율%, MPa/℃, MPa/mm의 단위를 가진다.
한편, 인장 강도(TS)의 도출 식의 계수인 1764, -19093, -81, 1020, 30.9, 0.424, 4.81, 및 58.3은 각각 MPa, MPa/중량%, MPa/중량%, MPa/중량%, MPa/면적 분율%, MPa/㎛, MPa/℃, 및 MPa/bar의 단위를 가진다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (8)

  1. (a) 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하는 주편을 1000℃~1100℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 주편을 850℃ ~ 1000℃의 온도에서 마무리열간압연하는 단계; 및
    (c) 상기 열간압연된 강재를 템프코어 공정을 거쳐 Ms(℃)온도로 냉각하는 단계를 포함하는
    고강도 철근의 제조 방법.
  2. 제1 항에 있어서,
    (c) 단계는 상기 냉각된 강재에 대해 500℃ 내지 700℃ 온도에서 복열하는 과정을 포함하는
    고강도 철근의 제조 방법.
  3. 제1 항에 있어서,
    상기 주편은 중량%로 텅스텐(W): 0 초과 0.50% 이하 및 칼슘(Ca): 0 초과 0.005% 이하 중 적어도 하나를 더 포함하는
    고강도 철근의 제조 방법.
  4. 제1 항에 있어서,
    상기 제조된 철근은 중심부의 경우, 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가지며, 표면부의 경우 템퍼드 마르텐사이트의 조직을 가지는
    고강도 철근의 제조 방법.
  5. 제1 항에 있어서,
    상기 제조된 철근은 하기 식들에 의해 결정되는 항복 강도(YS) 및 인장 강도(TS)를 가지는
    고강도 철근의 제조 방법.
    항복 강도(YS) = 57 + 1800 ·[C] + 350·[Mn] + 19·[HLVF] + 8·[FVF] - [FDT]- [Dia]
    인장 강도(TS) = 1764 - 19093·[C] -81·[Mn] + 1020·[V] + 30.9·[HLVF] + 0.424·[PCS] + 4.81·[FDT] + 58.3·[WAP]
    (위의 식에서, 항복 강도 및 인장 강도의 단위는 MPa 이며, [C], [Mn] 및 [V]는 각각 탄소, 망간 및 바나듐의 함량 조성을 의미하며, 단위는 중량%임. [HLVF]는 상기 고강도 철근을 길이 방향에 수직항 방향으로 절단한 단면에서, 표면부 경화층의 면적 분율(%)을 의미함. [FVF]는 상기 고강도 철근의 상기 단면에서, 페라이트의 면적 분율(%)을 의미함. [PCS]는 상기 고강도 철근의 상기 단면에서, 펄라이트의 입도(㎛)를 의미함. [Dia]는 철근의 지름(mm)을 의미함. [FDT]는 상기 고강도 철근의 제조 공정 중 열연 공정의 마무리 압연온도(℃), [WAP]는 템프 코어 공정의 냉각수 수량(m3/hr)을 의미함. 항복 강도(YS)의 도출 식의 계수인 57, 1800, 350, 19, 8, -1, 및 -1은 각각 MPa, MPa/중량%, MPa/중량%, MPa/면적 분율%, MPa/면적 분율%, MPa/℃, MPa/mm의 단위를 가짐. 인장 강도(TS)의 도출 식의 계수인 1764, -19093, -81, 1020, 30.9, 0.424, 4.81, 및 58.3은 각각 MPa, MPa/중량%, MPa/중량%, MPa/중량%, MPa/면적 분율%, MPa/㎛, MPa/℃, 및 MPa/bar의 단위를 가짐.)
  6. 중량%로 탄소(C): 0.18% ~ 0.45%, 실리콘(Si): 0.05 ~ 0.30% 이하, 망간(Mn): 0.40% ~ 3.00%, 인(P): 0 초과 0.04% 이하, 황(S): 0 초과 0.04% 이하, 크롬(Cr): 0 초과 1.0% 이하, 구리(Cu): 0 초과 0.50% 이하, 니켈(Ni): 0 초과 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.50% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.040% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.20% 이하, 질소(N): 0 초과 0.040% 이하, 안티몬(Sb): 0 초과 0.1% 이하, 주석(Sn): 0 초과 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하되, 중심부의 경우, 등축 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 구조를 가지며, 표면부의 경우 템퍼드 마르텐사이트의 조직을 가지는
    고강도 철근.
  7. 제6 항에 있어서,
    중량%로 텅스텐(W): 0 초과 0.50% 이하 및 칼슘(Ca): 0 초과 0.005% 이하 중 적어도 하나를 더 포함하는
    고강도 철근.
  8. 제6 항에 있어서,
    적어도 500 MPa 이상의 항복 강도 및 0.8 이하의 항복비를 가지는
    고강도 철근.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102155415B1 (ko) * 2018-08-30 2020-09-11 현대제철 주식회사 고강도 철근 및 이의 제조 방법
KR102166592B1 (ko) * 2018-09-27 2020-10-16 현대제철 주식회사 철근 및 그 제조방법
KR102100059B1 (ko) * 2018-10-25 2020-04-10 현대제철 주식회사 철근 및 그 제조방법
CN111101079B (zh) * 2020-01-11 2021-08-20 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 一种水电站工程用大规格Φ28-36mm HRB600高强控轧钢筋及其制备方法
KR102418039B1 (ko) * 2020-08-12 2022-07-07 현대제철 주식회사 초고강도 철근 및 이의 제조방법
CN112718879A (zh) * 2020-11-30 2021-04-30 邢台钢铁有限责任公司 一种避免晶粒粗大的纯铁线材生产方法
CN113351654A (zh) * 2021-06-29 2021-09-07 新疆天山钢铁巴州有限公司 一种高速线材风冷辊道缓冷工艺控制方法
CN115198172A (zh) * 2022-06-13 2022-10-18 石家庄钢铁有限责任公司 一种汽车工具套筒用钢及其制备方法
CN115141970A (zh) * 2022-06-25 2022-10-04 阳春新钢铁有限责任公司 一种hrb500e微合金化控制方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20090132796A (ko) * 2008-06-23 2009-12-31 동국제강주식회사 고강도 저항복비 철근의 제조방법
KR20110066281A (ko) * 2009-12-11 2011-06-17 동국제강주식회사 고강도 철근의 제조방법 및 이를 이용한 고강도 철근
KR20120000766A (ko) * 2010-06-28 2012-01-04 현대제철 주식회사 초고강도 철근 및 그 제조방법
KR20120132829A (ko) * 2011-05-30 2012-12-10 현대제철 주식회사 템프코어를 이용한 저항복비 내진용 철근 및 그 제조방법
KR20160120235A (ko) * 2015-04-07 2016-10-17 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 강재 및 그 강재의 제조 방법

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5023310A (ko) * 1973-07-04 1975-03-13
DE2900271C2 (de) * 1979-01-05 1984-01-26 Stahlwerke Peine-Salzgitter Ag, 3150 Peine Schweißbarer Betonstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JPS6112849A (ja) * 1985-04-19 1986-01-21 Nippon Steel Corp 低温靭性および耐海水性のすぐれた鉄筋棒鋼
JP2899128B2 (ja) * 1991-03-18 1999-06-02 川崎製鉄株式会社 低降伏比・高降伏伸びを有する鉄筋の製造方法
JP2842099B2 (ja) * 1992-10-28 1998-12-24 住友金属工業株式会社 高強度低降伏比鉄筋用棒鋼及びその製造方法
JP2000144320A (ja) * 1998-11-10 2000-05-26 Kawasaki Steel Corp 鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法
JP4435953B2 (ja) * 1999-12-24 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用棒線材とその製造方法
JP4106412B1 (ja) * 2007-08-21 2008-06-25 株式会社アルケミー 棒鋼の制御冷却方法
KR101185242B1 (ko) * 2010-06-28 2012-09-21 현대제철 주식회사 초고강도 철근의 제조방법
KR20120000766U (ko) * 2010-07-21 2012-02-02 이상철 일회용 치실을 교체 사용하는 치실 칫솔
KR101095486B1 (ko) 2011-05-06 2011-12-19 동국제강주식회사 내진용 철근의 제조방법 및 이에 의해 제조되는 내진용 철근
KR101290441B1 (ko) * 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 내진용 철근 및 그 제조방법
CN105745346A (zh) * 2013-11-19 2016-07-06 新日铁住金株式会社 棒钢
CN104018075B (zh) * 2014-06-25 2016-05-04 武汉钢铁(集团)公司 屈强比≤0.8的Rel≥600MPa热轧带肋钢筋及生产方法
CN114990431A (zh) * 2015-06-11 2022-09-02 日本制铁株式会社 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20090132796A (ko) * 2008-06-23 2009-12-31 동국제강주식회사 고강도 저항복비 철근의 제조방법
KR20110066281A (ko) * 2009-12-11 2011-06-17 동국제강주식회사 고강도 철근의 제조방법 및 이를 이용한 고강도 철근
KR20120000766A (ko) * 2010-06-28 2012-01-04 현대제철 주식회사 초고강도 철근 및 그 제조방법
KR20120132829A (ko) * 2011-05-30 2012-12-10 현대제철 주식회사 템프코어를 이용한 저항복비 내진용 철근 및 그 제조방법
KR20160120235A (ko) * 2015-04-07 2016-10-17 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 강재 및 그 강재의 제조 방법

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