KR20120000766A

KR20120000766A - 초고강도 철근 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20120000766A
Application number: KR1020100061220A
Authority: KR
Inventors: 이상윤; 이형철; 권영준
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2010-06-28
Filing date: 2010-06-28
Publication date: 2012-01-04
Also published as: KR101185361B1

Abstract

본 발명은 초고강도 철근 및 그 제조방법에 관한 것으로, C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 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{Ultra high strength reinforcing steel, and method for producing the same}

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 열처리 조건을 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: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 규격이 D10~D16이며, 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 입자크기가 3~7㎛인 페라이트와 층간 간격이 좁은 펄라이트 조직을 포함한다.

C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 규격이 D10이며, 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 입자크기가 3~7㎛인 페라이트 조직을 포함한다.

기타 불순물은 P: 0 초과 0.04wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cr: 0 초과 0.2wt% 이하, Mo: 0 초과 0.05wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N₂ 0 초과 150ppm 이하를 포함한다.

C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 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 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,재산화가 방지되도록 스톱퍼 캐스팅(Stopper Casting)을 적용하여 턴디쉬에서 몰드로 주입하고 연속주조하여 제조한다.

상기 C함량이 0.43 이상인 경우 상기 열간압연 공정시 상기 철근형상의 규격이 D16~D10을 만족하도록 압연비를 제어하고, 상기 C함량이 0.43 미만인 경우 상기 열간압연 공정시 상기 철근형상의 규격이 D10을 만족하도록 압연비를 제어한다.

본 발명에 의하면, V를 첨가하는 합금설계와 열간압연을 통한 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[σ_ck(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 1의 실시예 1과 2의 경도당량에 따른 항복강도를 예측한 그래프.
도 4a는 표 1의 실시예 1의 직경 규격별 표면층 및 중심층의 미세조직을 보인 광학 현미경 조직사진이고, 도 4b는 실시예 2의 직경 규격별 표면층 및 중심층의 미세조직을 보인 광학 현미경 조직사진.
도 5a는 실시예 1(규격 D10)의 중심층 미세조직을 보인 주사 전자 현미경 조직사진이고, 도 5b는 실시예 2(규격 D10)의 중심층 미세조직을 보인 주사 전자 현미경 조직사진.
도 6a는 실시예 1의 표면층과 중심층의 경도값 변화(a) 및 최종 철근을 절단한 단면 거시조직 사진(b)을 보인 도이고, 도 6b는 실시예 2의 표면층과 중심층의 경도값 변화(a) 및 최종 철근을 절단한 단면 거시조직 사진(b)을 보인 도.
도 7a 및 도 7b는 규격 D10으로 압연된 실시예 1과 실시예 2를 굽힘 성능 시험 사진.
도 8은 압연비에 따른 항복강도 변화를 실시예 1과 실시예 2의 합금조성으로 실험한 결과를 보인 그래프.
도 9는 템프코어 공정 온도에 따른 항복강도 변화를 실시예 1과 실시예 2의 합금조성으로 실험한 결과를 보인 그래프.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명은 C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성된다.

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.

더 상세히 설명하면, V를 0.001~0.15wt%로 첨가하여 항복강도 상승을 도모하고, 철근용 빌렛을 가열하고 조압연하는 과정을 2회 수행함에 의해 초기 오스테나이트 결정립을 작게 하여 템프코어 공정과 냉각상에서의 공냉을 통해 이루어진 최종 조직의 결정립이 미세화되도록 한다.

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 미세한 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 미세한 페라이트 조직이 형성된다. 중심층에는 펄라이트 조직이 포함될 수 있다.

본 발명의 기본성분이 되는 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.

[필수 첨가원소]

C: 0.05~0.50wt%

C는 강도 확보를 위해 첨가된다. C는 0.05wt% 미만이면 목표하는 항복강도 800MPa급 이상의 강도 확보가 어렵고, 0.50wt%를 초과하면 템프코어 공정에서 경화층의 경도가 높아지고 강도는 상승되나 취성적인 성질을 가지게 되어 굽힘 성능이 현저히 저하된다.

Si: 0.1~0.35wt%

Si는 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며 고용강화 효과도 가진다. Si는 0.1wt% 미만이면 고용강화 효과가 충분하지 않고, 0.35wt%를 초과하면 탄소당량이 높아져 용접성과 인성을 열화시킨다.

Mn: 0.85~2.0wt%

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 0.85wt% 미만이면 강도향상에 기여하지 못하고, 2.0wt%를 초과하면 제조원가의 상승과 더불어 오히려 인성을 저하시키고 탄소당량이 높아져 용접성 열화의 문제를 유발한다.

V: 0.001~0.15wt%

V는 고용강화 및 석출강화에 의한 강도 확보를 위해 첨가된다.

본 발명에서 V는 재가열과 열간압연시 오스테나이트 입계의 이동을 방해하여 오스테나이트 결정립이 미세화되도록 하고, 상변태시 오스테나이트 입계에서의 핵생성을 억제하여 철근의 경화능을 높이며, 오스테나이트로부터 상변태시 석출물을 형성하여 철근의 강도를 높인다.

참고로, V는 고온에서 VN을 석출시키고, 낮은 온도에서 VC를 석출시킨다.

V는 0.001wt% 미만이면 그 효과가 미비하고, 0.15wt%를 초과하면 가공성을 저하시켜 압연 중 소재에 균열을 유발한다.

S: 0.001~0.08wt%

S는 0.001~0.08wt% 범위로 첨가되면 Mn과 결합하여 강의 피삭성을 개선시킨다. 하지만 0.08wt%를 초과하면 가공성을 저하시켜 압연시 균열을 유발한다.

[기타 불순물]

P: 0 초과 0.04wt% 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 0.04wt% 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.

Cr: 0 초과 0.2wt% 이하

Cr은 첨가시 강도를 높이는 작용을 한다. 그러나 0.2wt%를 초과하면 소입성을 증가시켜 원하는 조직을 얻을 수 없을 뿐 아니라 인성이 저하되고 피삭성이 저하된다.

Mo: 0 초과 0.05wt% 이하

Mo는 강도와 인성의 향상에 효과가 크다. 그러나 0.05wt%를 초과하면 가공성을 저하시키고 고가의 합금원소 첨가에 따른 제조 원단위 상승을 초래한다.

Cu: 0 초과 0.3wt% 이하

Cu는 첨가시 고용강화에 의한 강도 상승의 효과를 가진다. 그러나 0.15wt%를 초과하면 인성의 현저한 저하와 가공성의 열화를 초래하고 용접성을 저하시킨다.

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 향상을 위해 석출물 형성원소인 V를 고용시키고, 압연성을 높이기 위해 1100~1200℃의 온도에서 1~3시간 2차 재가열 한다.

2차 재가열은 C,V,N 고용을 위해 V 용해온도 이상인 1100℃ 이상의 온도에서 수행하며, 1차 재가열과 1차 조압연을 통해 미세화된 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않도록 1200℃를 초과하지 않는다. 2차 재가열 시간은 석출물 고용을 위해 1~3시간이 바람직하며, 3시간을 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화된다.

[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 V가 고용된 상태로 입계 이동을 방해하거나 석출된 상태로 입계에 고착되어 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다.

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 강도향상 효과가 미비하다.

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. 예를 들어, D10은 직경이 10mm인 철근이다.

[템프코어 공정]

템프코어(Tempcore) 공정은 철근의 최종 원하는 조직을 얻기 위해 열간압연 후 고압의 냉각수를 철근 표층에 분사하는 단계로서, 4~6Bar의 수압, 400~600㎥/hr의 수량으로 분사하여 400~600℃까지 냉각한다. 여기서, 수압과 분사량도 상술한 범위를 만족하지 않으면 경화층 확보 및 항복강도 확보가 어렵다.

템프코어 공정 중 철근 표면에 냉각수의 분사를 직접 받아 급랭한 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.

이러한 템프코어 공정 및 냉각상은 철근의 표면층을 고강도 조직인 마르텐사이트로 변태시킨 후 철근 내부의 열로 경화조직을 뜨임 처리하는 열처리 공정이다. 템프코어 공정 직후 중심층은 오스테나이트 조직을 가지며 냉각상에서 미세한 페라이트 조직 및 펄라이트 조직으로 변태된다.

템퍼코어 공정시 바람직한 냉각온도는 463℃이다. 이는 후술한 도 9에서 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 3~7㎛이며, 항복강도는 800MPa이상이다. 표면층의 경도는 280~470Hv이고, 그 두께(경화층 깊이)는 0.8~1.2mm이며, 중심층의 경도는 280~450Hv이다. 표면층과 중심층의 경도는 D10으로 압연되었을 경우 약 30Hv 정도 차이가 난다.

상술한 바와 같이, V를 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.

제조된 초고강도 철근은 규격이 D10~D16이며, 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 입자크기가 3~7㎛인 페라이트와 층간 간격이 좁은 펄라이트 조직을 포함한다.

또한, 제조된 초고강도 철근은 규격이 D10이며, 표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 입자크기가 3~7㎛인 페라이트 조직을 포함한다.

이하에서는, 상술한 초고강도 철근 및 그 제조방법을 실시예를 통해 설명하기로 한다.

[실시예 1]

실시예 1은 C: 0.43~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S:0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 기타 불순물은 P: 0 초과 0.04wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cr: 0 초과 0.2wt% 이하, Mo: 0 초과 0.05wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N₂ 0 초과 150ppm 이하를 포함한다.

[실시예 2]

실시예 2는 C: 0.05~0.42wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S:0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 기타 불순물은 P: 0 초과 0.04wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cr: 0 초과 0.2wt% 이하, Mo: 0 초과 0.05wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N₂ 0 초과 150ppm 이하를 포함한다.

실시예 1과 실시예 2는 C함량에 따라 본 발명의 합금조성을 분리한 것이다. 왜냐하면, C함량에 따라 중심층의 미세조직에서 미세한 차이를 보이기 때문이다. 참고로 위 합금조성의 임계적 의의는 본 발명의 임계적 의의와 동일함을 밝혀둔다.

하기 표 1은 본 발명의 실시예의 합금설계를 나타낸 것이다.

(잔부:Fe, 단위:wt%)

구분	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Mo	Cu	V	Al	Sn	N₂ (ppm)
1	0.44	0.17	1.26	0.021	0.072	0.007	0.16	0.001	0.12	0.12	0.02	0.007	78
2	0.31	0.29	1.76	0.026	0.011	0.005	0.13	0.002	0.08	0.083	0.03	0.005	125

[구분 1을 실시예 1, 구분 2를 실시예 2로 지칭하여 설명한다.]

표 1의 합금조성을 갖는 강을 도 1에 도시된 바와 같은, 전기로 공정, LF 정련 공정, 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 공형롤을 통과하여 수행한다.

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.]

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
1-1	D10	248S	1170	890	16	526	5.0	430	1023	891	13.8	양호	양호	발명예
1-2	D10	248S	1170	890	15	463	5.0	430	1077	934	12.2	양호	양호	발명예
1-3	D13	140S	1170	890	15	557	5.0	420	950	824	12.5	양호	양호	발명예
1-4	D13	140S	1170	890	15	538	5.0	460	953	816	11.9	양호	양호	발명예
1-5	D13	140S	1170	890	14	520	5.0	420	958	825	13.5	양호	양호	발명예
1-6	D16	89S	1170	890	11	549	5.0	470	952	807	13.3	양호	양호	발명예
1-7	D16	89S	1170	890	11	533	5.0	500	953	802	13.5	양호	양호	발명예
1-8	D19	-	1170	940	8.5	520	5.0	950	925	819	10.7	크랙	양호	비교예
1-9	D19	-	1170	886	7.5	440	5.2	950	931	832	11.2	크랙	양호	비교예
2-1	D10	248S	1170	890	15	463	5.0	430	1377	1186	10.3	양호	양호	발명예
2-2	D13	140S	1170	890	15	545	5.0	420	879	655	12.1	양호	양호	비교예
2-3	D13	140S	1170	890	15	527	5.0	460	899	668	10.3	양호	양호	비교예
2-4	D13	140S	1170	890	14	515	5.0	420	914	689	11.2	양호	양호	비교예
2-5	D13	140S	1170	890	16	540	5.0	460	928	657	12.1	양호	양호	비교예
2-6	D16	89S	1170	890	11	535	5.0	470	914	691	12.7	양호	양호	비교예
2-7	D16	89S	1170	890	11	525	5.0	500	899	692	12.1	양호	양호	비교예
2-8	D19	-	1170	942	8.5	520	5.0	950	888	821	10.9	양호	양호	비교예
2-9	D19	-	1170	900	7.5	470	5.0	950	917	842	9.5	양호	양호	비교예

표 2에 도시된 바에 의하면, 실시예 1의 경우 규격 D19~D10까지 항복강도 800MPa 이상을 만족한다. 반면, 실시예 2의 경우 규격 D10에서만 항복강도 800MPa이상을 만족한다.

실시예 1의 규격 D19(구분 1-8,1-9)는 항복강도는 800MPa 이상을 만족하나 굽힘시험시 균열이 발생하였다.

실시예 2의 규격 D19(구분 2-8)는 인장강도 900MPa 이상을 만족하지 않았다. 그리고 인장강도 확보를 위해 템퍼코어 온도를 낮춘 경우에는 연신율 10% 이상을 만족하지 못했다.

항복강도 800MPa 이상을 만족하는 발명예에서 인장강도 900MPa 이상을 만족하였으며, 연신율 10% 이상의 조건도 만족하였다. 또한 180°굽힘시험에서도 크랙이 발생하지 않았다.

도 3은 표 1의 실시예 1과 2의 경도당량에 따른 항복강도를 예측한 그래프이다.

경도당량(Heq)은 아래의 Heq에 의해 구한다.

Heq=-4.7+32.5(%C)+1.04(%Si)+4.14(%Mn)+1.54(%Cr)+66.6(%V)+10.8(%Nb)+183(%N)

도 3에 도시된 바에 의하면, 조질 처리를 수행하지 않고도 항복강도 800MPa이상을 확보하는 것이 가능함을 예측할 수 있다.

도 4a는 표 1의 실시예 1의 직경 규격별 미세조직을 보인 광학 현미경 조직사진이고, 도 4b는 실시예 2의 직경 규격별 미세조직을 보인 광학 현미경 조직사진이다.

도 4a 및 도 4b에 도시된 바에 의하면, 실시예 1과 2는 직경이 작아질수록(압연비가 클수록) 중심층에 미세한 페라이트 입자크기를 지닌 조직이 관찰되었다.

도 4a의 경우, 중심층에 등축정의 페라이트 입자가 관찰되었으며, 표면층에는 마르텐사이트 조직이 관찰되었다. 직경이 작아질수록 페라이트 입자크기는 미세해졌는데 이는 압연비가 커지면서 소재에 주어진 변형량(Stain)이 많아져 오스테나이트 기지에 미세한 페라이트 핵 생성을 일으킬 수 있는 저장된 에너지(Stored energy)가 많이 축적된 때문이다. 이 저장된 에너지가 미세한 페라이트 조직으로 석출할 수 있는 에너지원으로 작용하였다. 규격 D10으로 압연된 실시예 1 강종의 중심층 페라이트 입자크기는 5㎛정도 이다.

도 4b의 경우, 표면층은 마르텐사이트 조직이 관찰되며 중심층은 직경이 작을수록 미세하나 길쭉한 형태의 페라이트 입자가 관찰된다. 규격 D10으로 압연된 실시예 2 강종의 중심층 페라이트 입자크기는 6㎛정도 였다.

도 5a는 실시예 1(규격 D10)의 중심층 미세조직을 보인 주사 전자 현미경 조직사진이고, 도 5b는 실시예 2(규격 D10)의 중심층 미세조직을 보인 주사 전자 현미경 조직사진이다.

도 5a의 경우, 광학 현미경으로 관찰할 수 없었던 펄라이트 입자가 관찰되었고, 중심층은 약 3㎛의 페라이트와 층간 간격이 좁은 펄라이트 콜로니(Colony)로 구성되었다.

도 5b의 경우, 중심층은 페라이트 조직만이 관찰되었다. 페라이트 입자는 3~4㎛로 구성되었으며, 잘게 끊어진 판상 형태의 입자들이 관찰되었다. 이 조직은 변형을 받으면서 페라이트 입자가 끊어진 형태로 구성되었으며, 많은 변형을 받은 후 급냉 시킨 후의 미세조직 안에 많은 전위(Dislocation)들이 형성되어 있다.

실시예 1(규격 D10)의 경우 중심층에 펄라이트가 생성된 것은 실시예 2에 비해 탄소함량이 상대적으로 많아 템프코어 공정을 거치면서 빠르게 냉각된 중심층이 페라이트를 먼저 생성시킨 후 미쳐 분해되지 못한 시멘타이트(Fe₃C)가 펄라이트를 생성시킨 것이다. 펄라이트의 층상 간격은 변태온도에 의해 결정되며 소위 과냉도(△T)가 클수록 펄라이트의 층상 간격은 감소하며 강도 및 경도가 증가되는 것으로 알려져 있다.

도 6a는 실시예 1의 표면층과 중심층의 경도값 변화(a) 및 최종 철근(규격 D10)을 절단한 단면 거시조직 사진(b)을 보인 도이고, 도 6b는 실시예 2의 표면층과 중심층의 경도값 변화(a) 및 최종 철근(규격 D10)을 절단한 단면 거시조직 사진(b)을 보인 도이다.

도 6a와 도 6b에 도시된 바에 의하면, 규격 D16에서 D10으로 갈수록 표면층의 경도값이 증가되는 경향을 보였으나, 마르텐사이트 변태조직 구간을 지나서는 일정한 경도값을 나타내었다.

도 6a의 경우, 규격 D10으로 압연된 표면층에서 경도가 432Hv를 나타내었고, 중심층에서는 경도값의 변화가 규격에 상관없이 일정한 경도값을 나타내었다.

도 6b의 경우, 규격 D10으로 압연된 표면층에서 경도가 470Hv을 나타내었고, 표면층과 중심층의 경도차가 30Hv정도밖에 나지 않았다. 이는 중심층에도 경질한 조직이 형성된 때문이다.

이와 같이 규격이 작을수록 경도값이 높은 것은 압연비가 클수록 변형량이 많아졌고, 표면층과 중심층에 많은 전위들이 분포되었기 때문이다. 그로 인해 항복강도가 상승된 경향을 보였다.

도 7a 및 도 7b는 규격 D10으로 압연된 실시예 1과 실시예 2를 굽힘 성능을 시험한 사진이다.

도 7에 도시된 바에 의하면, 도 7a 및 도 7b에서 굽힘 성능 시험시 균열이 발생하지 않았다.

도 8은 압연비에 따른 항복강도 변화를 실시예 1과 실시예 2의 합금조성으로 실험한 결과를 보인 그래프이다.

압연 조건 중 항복강도 변화에 가장 중요한 영향을 미치는 인자를 알아보기 위해 규격별로 압연속도와 냉각수량은 일정하게 두었으며 압연비에 따른 항복강도 값의 추이를 알아보았다.

도 8에 도시된 바에 의하면, 압연비 248S(규격 D10)에서 실시예 1과 실시예 2 모두 800MPa이상을 나타내었다. 실시예 2의 항복강도가 실시예 1의 항복강도에 비해 높은 것은 페라이트 입도가 미세하고 표면층에 마르텐사이트 변태조직이 구성되어 있기 때문이다.

도 9는 템프코어 공정 온도에 따른 항복강도 변화를 실시예 1과 실시예 2의 합금조성으로 실험한 결과를 보인 그래프이다.

도 9에 도시된 바에 의하면, 템프코어 공정 온도가 낮을수록 항복강도는 높은 값을 나타낸다. 463℃에서 템프코어 공정을 통과한 실시예 1과 실시예 2의 강은 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.

특히, 실시예 2는 템프코어 공정 온도에 민감하고 그에 따라 항복강도 값에 변화가 컸다.

실시예 1과 실시예 2를 통해, V를 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

C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고,
규격이 D10~D16이며,
표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 입자크기가 3~7㎛인 페라이트와 층간 간격이 좁은 펄라이트 조직을 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고,
규격이 D10이며,
표면층에 경화층인 마르텐사이트 조직이 형성되고, 중심층에 입자크기가 3~7㎛인 페라이트 조직을 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
기타 불순물은 P: 0 초과 0.04wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cr: 0 초과 0.2wt% 이하, Mo: 0 초과 0.05wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 이하, Al: 0 초과 0.04wt% 이하, Sn: 0 초과 0.01wt% 이하, N₂ 0 초과 150ppm 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근.
C: 0.05~0.50wt%, Si: 0.1~0.35wt%, Mn: 0.85~2.0wt%, V: 0.001~0.15wt%, S: 0.001~0.08wt%, 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.
청구항 4에 있어서,
기타 불순물은 P: 0 초과 0.04wt% 이하, Ni: 0 초과 0.2wt% 이하, Cr: 0 초과 0.2wt% 이하, Mo: 0 초과 0.05wt% 이하, Cu: 0 초과 0.3wt% 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.
청구항 4 또는 청구항 5에 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.
청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
상기 템프코어 공정은
4~6Bar의 수압, 400~600㎥/hr의 수량으로 냉각수를 분사하여 400~600℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
상기 철근용 빌렛은
전기로, 래들, 진공정련 공정을 거쳐 용강을 제조하고,
재산화가 방지되도록 스톱퍼 캐스팅(Stopper Casting)을 적용하여 턴디쉬에서 몰드로 주입하고 연속주조하여 제조한 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.
청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
상기 C함량이 0.43 이상인 경우 상기 열간압연 공정시 상기 철근형상의 규격이 D16~D10을 만족하도록 압연비를 제어하고,
상기 C함량이 0.43 미만인 경우 상기 열간압연 공정시 상기 철근형상의 규격이 D10을 만족하도록 압연비를 제어하는 것을 특징으로 하는 초고강도 철근의 제조방법.