KR20150034799A

KR20150034799A - 철근용 강 및 철근

Info

Publication number: KR20150034799A
Application number: KR1020157004634A
Authority: KR
Inventors: 미노루 혼조; 키요시 우와이; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-08-31
Filing date: 2013-08-23
Publication date: 2015-04-03
Also published as: CN104603310A; CN104603310B; JP5741773B2; WO2014034070A1; JPWO2014034070A1; KR101631522B1; IN2015DN00727A

Abstract

고강도이면서 굽힘 가공성이 우수한 철근을, 우수한 신선성 하에 제조 가능하게 하는 철근용 강(steel)을 제공한다. C: 0.37질량％ 이상 0.50질량％ 이하, Si: 1.75질량％ 이상 2.30질량％ 이하, Mn: 0.2질량％ 이상 1.0질량％ 이하, Cr: 0.01질량％ 이상 1.2질량％ 이하, Mo: 0.05질량％ 이상 1.0질량％ 이하, P: 0.025질량％ 이하, S: 0.025질량％ 이하 및 O: 0.0015질량％ 이하를 포함하는 성분 조성에 있어서, C, Si 및 Cr은 소정의 관계를 만족시켜 첨가한다.

Description

철근용 강 및 철근 {STEEL FOR REINFORCING BARS, AND REINFORCING BAR}

본 발명은, 예를 들면, 철근 콘크리트 구조물에 이용되는 전단 보강근(shear reinforcing bar)으로서 사용되는 고강도의 철근 및, 그의 소재로서 사용되는 철근용 강(steel)에 관한 것이다.

예를 들면, 빌딩이나 공동 주택 등의 철근 콘크리트 구조물에는, 그 붕괴를 방지하기 위해, 보강재로서 전단 보강근이 사용된다. 전단 보강근을 사용한 철근 콘크리트 구조물에서는, 철근 콘크리트 구조물이 전단 변형할 때에, 전단 보강근이 신장하여 소성 변형(plastic deformation)함으로써, 철근 콘크리트 구조물의 변형 에너지가 전단 보강근에 흡수되어 철근 콘크리트 구조물의 붕괴가 방지된다.

종래, 전단 보강근은, 인장 강도가 1200㎫ 정도인 것이, 일반적으로 사용되고 있다. 그러나, 최근, 철근 콘크리트 구조물의 단면 슬림화, 경량화 및 고층화에 대한 요구가 있어, 그를 위해 초고강도 콘크리트의 개발이 급속히 진행되고 있다. 콘크리트의 강도가 오르면, 균형을 잡기 위해, 전단 보강근의 고강도화도 필요해진다.

그런데, 전단 보강근은, 예를 들면 콘크리트 기둥이나 들보(beam)와 같은, 건물의 구조를 지지하는 축이 구부러지지 않게 하는 주근(main reinforcement)에 감아 묶는 형태로 보강재로서 기능하는 것이며, 콘크리트 기둥의 단면 형상에 대응시켜 단면이 원형이나 각형 등의 코일 형상으로 성형 가공되어 사용된다. 이들 단면 형상은, 굽힘 가공에 의해 부여되는 것이기 때문에, 그 성형에 있어서 굽힘 가공성이 요구된다. 따라서, 전단 보강근이 신장 특성이 우수하면, 굽힘 가공이 용이해져, 가공성 면에서도 큰 장점이 된다. 그러나, 전술한 바와 같이, 콘크리트의 고강도화에 따라서 전단 보강근도 고강도화하면, 굽힘 가공시의 파손 등의 문제가 새롭게 우려되고 있다.

그런데, 전단 보강근을 고강도화하기 위해서는, C, Si, Mn을 비롯한 합금 원소의 첨가량을 증가시킬 필요가 있다. 그러나, 전단 보강근은, 철근용 강을 인발(drawing) 가공하고, 그 후, 열처리를 행하여 제조되는 것이 일반적이다. 그 때문에, 합금 원소의 첨가량을 늘리면, 철근용 강의 경도(hardness)가 상승하고, 철근용 강의 인발시에 선재(wire rod)가 단선되어, 제조성이 저하된다. 그 때문에, 고강도화를 실현하려면, 철근용 강의 신선성(wire drawability)이 저하되는 것을 피할 필요가 있었다.

그래서, 상기 문제를 극복하기 위해, 몇 가지의 제안이 이루어져 있다.

우선, 특허문헌 1에는, C, Si, Mn을 적정 범위로 제어하고, 냉각 조건을 제어함으로써, 표면의 페라이트 탈탄(ferrite decarburization)을 0.12㎜ 이상 확보하는, 열처리 방법이 개시되어 있다. 그러나, 페라이트 탈탄이 0.12㎜ 이상이 되면, 고강도 철근을 제조한 경우의 강도 확보가 곤란해지기 때문에, 페라이트 탈탄층 이외를 고강도화할 필요가 있어, 합금 첨가가 필요해진다. 그 때문에, 철근용의 소재의 경도가 상승하여, 신선성의 저하를 초래하게 된다. 또한, 고강도 철근을 제조 후에, 철근의 인성(toughness)이 저하되어, 굽힘 가공성이 저하된다. 또한, 페라이트 탈탄층을 0.12㎜ 이상으로 하려면, 첨가하는 Si량에도 따르지만, 830∼900℃의 온도 범위를 적어도 30초 초과 동안 보존유지하는 것이 필요하고, 600∼700℃의 온도 범위에 1시간 이상 보존유지하는 것이 바람직한 점에서, 조업시의 능률이 저하되고, 여분의 조업 비용이 든다.

특허문헌 2에는, C, Si, Mn, Ni, Al량을 최적화하고, 강재(steel material) 표층의 페라이트 탈탄층을 0.12㎜ 이상으로 제어하고, 내부가 페라이트·펄라이트(ferrite-pearlite) 조직 혹은 구상화 시멘타이트(spheroidal cementite) 조직으로 제어함으로써, 지연 파괴 특성이 우수한 강선재(steel wire rod)를 얻는 것이 개시되어 있다. 그러나, 전술한 바와 같이, 페라이트 탈탄이 0.12㎜ 이상이 되면, 고강도 철근을 제조한 경우의 강도 확보가 곤란해지기 때문에, 페라이트 탈탄층 이외를 고강도화할 필요가 있어, 합금 첨가가 필요해진다. 그 때문에, 철근용의 소재의 경도가 상승하여 신선성이 저하되거나, 고강도 철근 제조 후는 철근의 인성이 저하되어, 굽힘 가공성이 저하된다. 또한, 선재 압연 후, 온라인 또는 오프 라인에서 열처리를 행할 필요가 있어, 재가열 등의 여분의 조업 비용이 증대한다.

여기에서, 특허문헌 3에는, 성분 조성 그리고, 페라이트 면적률과 페라이트 및 펄라이트 조직의 합계 면적률을 제어한 고강도 철근이 개시되어 있다. 그러나, 펄라이트 조직이 생성되면 인성이 저하되기 때문에, 굽힘 가공성은 저하될 가능성이 있다.

또한, 특허문헌 4에는, 성분 조성 및 압연 방법을 제어함으로써, 항복 신장이 큰 고강도 철근용 강을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 인장 강도가 100㎏/㎟ 이하이며, 고강도화하면 항복 신장이 저하되기 때문에, 굽힘 가공성이 저하될 가능성이 있다.

또한, 특허문헌 5에는, 성분 조성 그리고 압연 방법을 제어함으로써, 항복 신장이 큰 고강도 철근용 강을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 전술한 바와 같이, 고강도화하면 항복 신장이 저하되기 때문에, 역시 굽힘 가공성이 저하될 가능성이 있다.

일본특허공보 3156166호 일본공개특허공보 평6-306540호 일본공개특허공보 2012-67363호 일본공개특허공보 평4-173922호 일본공개특허공보 평9-324215호

전술한 바와 같이, 초고강도 콘크리트의 개발에 수반하여, 이러한 콘크리트로 이루어지는 철근 콘크리트 구조물에 적용하는, 전단 보강근의 고강도화가 과제가 되고 있었다. 그러나, 전단 보강근의 고강도화를 위해서는, 합금 원소의 첨가가 필요하다. 합금 원소를 첨가하면, 철근용 강의 경도가 상승하기 때문에, 철근 제조시의 인발 가공시에 선재가 단선하여, 신선성이 저하되는 것이 문제가 되고 있었다. 또한, 고강도화에 수반하는 굽힘 가공성의 저하를 방지하는 것도, 당연히, 필요했다.

본 발명은, 이러한 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 고강도이면서 굽힘 가공성이 우수한 철근을 우수한 신선성하에 제조 가능하게 하는, 철근용 강에 대해서 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, C, Si, Mn, Cr 및 Mo의 첨가량을 다양하게 변화시킨 고강도 철근용 강을 제작하고, 그 신선성 및 철근용 강의 경도(인발 전의 소재의 경도)를 예의 조사했다. 그리고, 이 고강도 철근용 강에 인발 가공을 행하고, 열처리를 행하여 제작한 고강도 철근에 대해서, 그 인장 강도 및 굽힘 가공성을 예의 조사했다.

그 결과, C, Si, Mn, Cr 및 Mo의 첨가량을 적정화함에 더하여, C, Si 및 Cr에 대해서는 소정의 관계하에 첨가량을 규제하는 것이, 양호한 신선성을 확보하면서, 고강도이면서 양호한 굽힘 가공성을 갖는 철근 또는 그 소재가 될 수 있는, 철근용 강의 제공에 불가결한 것을 발견하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은, 이하와 같다.

1. C: 0.37질량％ 이상 0.50질량％ 이하,

Si: 1.75질량％ 이상 2.30질량％ 이하,

Mn: 0.2질량％ 이상 1.0질량％ 이하,

Cr: 0.01질량％ 이상 1.2질량％ 이하

Mo: 0.05질량％ 이상 1.0질량％ 이하,

P: 0.025질량％ 이하,

S: 0.025질량％ 이하 및

O: 0.0015질량％ 이하를 포함하고, 하기 (1)에 따른 A값이 770 이상 850 이하, 하기 (2)식에 따른 B값이 0.40 이상이며, 잔부 불가피적 불순물 및 Fe의 성분 조성을 갖는 철근용 강:

기

A＝α＋β＋γ…(1)

여기에서, α＝－334×[C]²＋806×[C]＋291

β＝24×[Si]²＋67×[Si]

γ＝－4×[Cr]²＋23×[Cr]－5

B＝[Si]/(10×[C])…(2)

단, 상기의 [　]는, 당해 괄호 내 성분의 함유량(질량％).

2. 상기 성분 조성이, 추가로,

Al: 0.50질량％ 이하,

Cu: 1.0질량％ 이하 및

Ni: 2.0질량％ 이하

중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 1에 기재된 철근용 강.

3. 상기 성분 조성은, 추가로,

W: 2.0질량％ 이하,

Nb: 0.1질량％ 이하,

Ti: 0.2질량％ 이하 및

V: 0.5질량％ 이하

중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 1 또는 2에 기재된 철근용 강.

4. 상기 성분 조성은, 추가로,

B: 0.005질량％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 철근용 강.

5. 표면으로부터 적어도 20㎛의 두께 영역의 경도가 HV250 이하이며, 표면으로부터 강재의 지름의 1/4의 깊이역(域)의 경도가 HRC40 이하인 상기 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 철근용 강.

6. 상기 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖고, 표면으로부터 적어도 10㎛의 두께 영역의 경도가 HV300 이하인 철근.

본 발명에 의하면, 우수한 신선성을 갖고 고강도의 철근을 제조할 수 있는 철근용 강을, 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다. 이 철근용 강을 이용하는 철근, 또는 철근용 강으로부터 인발 가공 및 열처리를 거쳐 제조된 철근은, 인장 강도가 1600㎫ 이상이며, 우수한 굽힘 가공성을 갖고 있기 때문에, 철근 콘크리트 구조물의 단면 슬림화, 경량화 및 고층화를 도모하는 데에 기여하는 바가 크고, 산업상 유익한 효과를 가져온다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

다음으로, 본 발명의 철근의 성분 조성 및 그의 제조 조건에 대해서 설명한다.

C: 0.37질량％ 이상 0.50질량％ 이하

C는, 필요한 강도를 확보하기 위해 필수의 원소이며, 0.37질량％ 미만에서는 소정의 강도 확보가 어렵고, 또한 소정 강도를 확보하기 위해서는, 합금 원소의 다량 첨가가 필요해져, 합금 비용의 상승을 초래하는 점에서, 0.37질량％ 이상으로 한다. 한편, 0.50질량％를 초과하는 첨가는, 강도를 대폭으로 상승시키고, 나아가서는 철근의 필요 이상의 강도 상승을 초래하여 굽힘 가공성의 저하를 초래하는 점에서, 0.50질량％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 0.37∼0.45질량％의 범위이다.

Si: 1.75질량％ 이상 2.30질량％ 이하

Si는, 탈산제로서, 또한 고용(solid solution) 강화나 템퍼링 연화 저항을 향상시킴으로써 강의 강도를 높이는 원소이며, 또한 페라이트 탈탄 촉진 원소이기 때문에, 후술하는 바와 같이 HV250 이하가 되는 표층 영역을 확보하는 데에 있어서도 유용하다. 따라서, 본 발명에서는, 1.75질량％ 이상으로 첨가한다. 그러나, 2.30질량％를 초과하는 첨가는, 연성(ductility)이 저하되어, 주조시에 소재에 균열이 발생하기 때문에, 소재의 손질이 필요해져 제조 비용의 증가를 초래한다. 따라서, Si의 상한은 2.30질량％로 한다. 보다 바람직하게는, 1.75∼2.25질량％의 중에서이다.

Mn: 0.2질량％ 이상 1.0질량％ 이하

Mn은, 강의 퀀칭성을 향상시키기 위해, 0.2질량％ 이상으로 첨가한다. 그러나, 1.0질량％를 초과하는 첨가는, 오히려 강의 강도를 저하시킨다. 따라서, Mn의 상한은, 1.0질량％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.25∼1.0질량％의 범위이다. 영역

Cr: 0.01질량％ 이상 1.20질량％ 이하

Cr은, 강의 퀀칭성을 향상시켜 강도를 증가시키는 원소이다. 그 때문에, 0.01질량％ 이상은 첨가한다. 한편, 1.20질량％를 초과한 첨가는, 오히려 강을 고강도화하기 때문에, 인발 가공시의 신선성, 고강도 철근으로서의 굽힘 가공성의 저하를 초래한다. 이상의 점에서, Cr량은 0.01질량％ 이상 1.20질량％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 0.01∼1.00질량％의 범위이다.

Mo: 0.05질량％ 이상 1.0질량％ 이하

Mo는, 강의 퀀칭성을 향상시켜 강도를 증가시키는 원소이다. 그 때문에, 0.05질량％ 이상은 첨가한다. 한편, 1.0질량％를 초과한 첨가는, 오히려 강을 고강도화하기 때문에, 인발 가공시의 신선성, 고강도 철근으로서의 굽힘 가공성의 저하를 초래한다. 이상의 점에서, Mo량은 0.05질량％ 이상 1.0질량％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 0.05∼0.5질량％의 범위이다.

P: 0.025질량％ 이하

S: 0.025질량％ 이하

P 및 S는, 입계에 편석하여 강의 모재(base steel) 인성의 저하를 초래하는 점에서, 각각 0.025질량％ 이하로 규제한다. 특히, S는 MnS로서 강 중에 존재하기 때문에, 굽힘 가공시에 MnS가 기점이 되어 균열이 발생하기 쉬워질 가능성이 있기 때문에, 최대한 억제할 필요가 있으며, 가능하면, 0.015질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P 및 S를 각각 0.0002질량％ 미만으로 하는 것은 높은 비용을 필요로 하는 점에서, 공업적으로는 P 및 S는 각각 0.0002질량％ 이상 함유되어 있는 것이 바람직하다.

O: 0.0015질량％ 이하

O는, Si나 Al과 결합하여, 경질인 산화물계 비금속 개재물을 형성하고, 굽힘 가공시에 기점이 되어 균열이 발생하기 쉬워질 가능성이 있기 때문에, 가능한한 낮은 편이 좋지만, 본 발명에서는, 0.0015질량％까지는 허용된다. 또한, O를 0.0005질량％ 미만으로 하는 것은 높은 비용을 필요로 하는 점에서, 공업적으로는 O는 0.0005질량％ 이상 함유되어 있는 것이 바람직하다.

A값(상기 (1)식): 770 이상 850 이하

A값은, 양호한 강도, 신선성 그리고 굽힘 가공성을 얻기 위한 지수이다. 이 A값이 770 미만이면, 굽힘 가공성은 양호하지만, 철근의 강도 확보가 곤란해진다. 한편, A값이 850을 초과하면, 양호한 강도를 얻을 수 있지만, 철근용 강의 경도가 상승하여 인발 가공시에 단선을 초래하게 되어, 오히려 신선성이 저하된다. 나아가서는, 철근으로서의 굽힘 가공성이 저하되기 때문에, 본 발명에서는, A값을 770 이상 850 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 770 이상 849 이하의 범위이다.

B값(상기 (2)식): 0.40 이상

B값은, 양호한 신선성을 얻기 위한 지수이다. 이 B값을 0.40 이상으로 함으로써, 철근용 강에 있어서는 양호한 신선성을, 철근에 있어서는 양호한 굽힘 가공성을 확보할 수 있다. 또한, B값을 0.40 이상으로 함으로써, 신선성이나 굽힘 가공성이 양호해지는 이유는, 철근용 강의 표층역(surface layer region) 혹은 철근의 표층역에 탈탄층이 형성되고, 이 표층역의 경도가 저하되어 가공성이 양호해지기 때문이다. 구체적으로는, 후술하는 실험 결과에서 상세는 설명하는 바와 같이, B값을 0.40 이상으로 함으로써, 철근용 강에 있어서는 표면으로부터 적어도 20㎛ 이상의 두께 영역의 경도가 HV250 이하가 되어, 신선성을 양호하게 할 수 있다. 또한, B값을 0.40 이상으로 함으로써, 철근에 있어서는 표면으로부터 적어도 10㎛ 이상의 두께 영역의 경도를 HV300 이하로 할 수 있어, 굽힘 가공성을 양호하게 할 수 있다.

발명자들은, 철근용 강의 성분 조성, 특히 상기의 A값 및 B값이 신선성이나 굽힘 가공성에 미치는 영향에 대해서, 여러 가지의 실험으로 평가했다. 그 대표적인 2개의 실험 결과를, 이하에 상술한다.

[실험 1]

상기의 A값 및 B값에 대해서, 발명자들은, 성분 조성과 A값 및 B값을 변화시킨 철근용 강을 제작하고, 그 경도를 조사했다. 나아가서는, 이 철근용 강에 대하여, 인발 가공, 퀀칭-템퍼링 처리(quenching-tempering process)를 행함으로써 철근을 제조하고, 인발 가공시의 신선성을 조사함과 함께, 얻어진 철근에 대해서는, 그 인장 강도, 표층 경도 및 굽힘 가공성, 나아가서는 조직을 조사했다. 또한, 인장 강도, 표층 경도 및 굽힘 가공성은, 후술하는 시험 방법으로 측정을 행했다. 표 1에 성분 조성을, 표 2에 철근용 강에서의 HV250 이하의 범위, 경도와 철근으로서의 인장 강도, 굽힘 가공성의 평가 결과를, 각각 나타낸다.

제조 조건은 다음과 같다.

우선, 진공 용해로 용제(steelmaking)한 강괴(steel ingot)를 실온에서 표 2에 나타내는 가열 속도로 표 2에 나타내는 가열 온도까지 가열 후, 열간 압연(hot rolling)을 행했다. 열간 압연 이후의 제조 조건은 동일하게 했다. 즉, 열간 압연을 850℃에서 종료 후에 1℃/s로 냉각하여, 직경 13.5㎜의 선재로 하고, 이것을 철근용 강으로 했다. 얻어진 선재의 길이 방향에 수직인 단면의 경도 측정을 행했다. 경도 측정은 후술하는 시험 방법으로 시험을 실시했다.

다음으로, 이 철근용 강을 소재로 하여, 철근을 제조했다. 철근의 제조 조건은, 동일하게 했다. 즉, 제조 조건은 다음과 같다.

13.5㎜의 선재를, 12.6㎜로 인발 가공을 행하고, 그 후, 1000℃로 가열 후 60℃의 오일에서 냉각하고, 350℃로 가열 후 수냉하는, 퀀칭-템퍼링 처리를 행했다. 신선성은, 이 인발 가공시에 소선(element wire)이 단선했는지의 여부로 판단하고, 단선하지 않으면 양호한 신선성을 갖고 있다고 판단했다.

퀀칭-템퍼링 후의 선재를, ASTM E8에 기재된 평행부 1/4 in.의 인장 시험편으로 가공했다. 또한, 굽힘 가공성은, 500㎜ 길이로 절단 후, 후술하는 시험 방법으로 시험을 행했다.

표 2에, 철근용 강의 HV250 이하의 범위, 선재 지름 D의 표면으로부터 1/4의 깊이역(1/4D부)에서의 경도, 인발 가공시의 신선성, 철근으로서의 인장 강도, 굽힘 가공성을 나타냈다. 이 표에 나타내는 바와 같이, A값 및 B값 모두 본 발명의 범위 내로 제어한 경우, 전술한 특성이 양호하다는 것을 알 수 있다. 이상의 점에서, A값은 770 이상 850 이하, B값은 0.40 이상의 범위로 조정함으로써, 고강도이면서 신선성이 향상되는 것이 판명되었다.

[실험 2]

상기의 A값 및 B값에 대해서, 발명자들은, 성분 조성과 A값 및 B값을 변화시킨 철근용 강으로부터 철근을 제작하고, 그 인장 강도, 표층 경도 및 굽힘 가공성, 나아가서는 조직을 조사했다. 또한, 인장 강도, 표층 경도 및 굽힘 가공성은, 후술하는 시험 방법에 따라 측정을 행했다. 또한, 조직은, HV300 이하의 범위에 있어서의 조직과 심부(core)(1/2D부: D는 철근의 직경)의 조직을 조사했다. 표 3에 성분 조성을, 표 4에 인장 강도, HV300 이하의 범위 및 굽힘 가공성의 평가 결과를, 각각 나타낸다.

여기에서, 평가를 행함에 있어서, 철근의 제조 조건은 동일하게 했다. 즉, 제조 조건은, 다음과 같다.

우선, 진공 용해로 용제한 강괴를 1100℃로 가열 후, 열간 단신(hot extend forging)을 행하여 직경 11.5㎜의 환봉(round bar)으로 했다. 얻어진 환봉을, ASTM E8에 기재된 평행부 1/4 in.의 인장 시험편으로 가공하고, 퀀칭-템퍼링 처리를 행했다. 이때의 퀀칭 처리의 가열 온도, 보존유지 시간 및, 템퍼링 처리의 템퍼링 온도 및 보존유지 시간은 표 4에 나타내는 바와 같다. 또한, 굽힘 가공성은, 전술한 열간 단신 후의 환봉을 500㎜ 길이로 절단 후, 전술한 조건으로 퀀칭-템퍼링 처리를 실시하고, 후술하는 시험 방법으로 시험을 실시했다.

표 4에, 인장 강도, HV300 이하의 범위 및 굽힘 가공성의 평가 결과를 나타낸다. 이 표에 나타내는 바와 같이, A값 및 B값을 함께 본 발명의 범위 내로 제어한 경우, 양호한 인장 강도, HV300 이하의 범위 및 굽힘 가공성이 얻어지는 것을 알 수 있다. 이상의 점에서, A값은, 770 이상 850 이하, B값은 0.40 이상의 범위로 조정함으로써, 철근으로 했을 때에 고강도이면서 굽힘 가공성이 향상되는 것이 판명되었다.

이상의 실험 결과를 종합하면, 성분 조성, 특히 A값 및 B값을 상기한 범위로 규제함으로써, 철근용 강에 있어서 표면으로부터 적어도 20㎛의 두께 영역의 경도가 HV250 이하, 또한 표면으로부터 강재의 지름의 1/4의 깊이역(1/4D부)의 경도가 HRC40 이하가 되는 것, 또한, 퀀칭 템퍼링 후의, 표면으로부터 적어도 10㎛의 두께 영역의 경도가 HV300 이하가 되는 것을 알 수 있다. 또한, 표층의 경도를 상기와 같이 규제하는 것이 바람직하다. 이 이유는, 다음과 같다.

표면으로부터 적어도 20㎛의 두께 영역의 경도가 HV250 이하

표면으로부터 적어도 20㎛의 두께 영역의 경도가 HV250 이하인 것이 바람직한 이유는, 이 영역의 경도가 HV250 초과가 되면, 고강도 철근용 강의 경도가 높아져 신선성이 저하되고, 인발 가공시에 소선의 단선이 발생하기 쉬워지기 때문이다.

또한, 표면으로부터 적어도 20㎛의 두께의 범위로 한 것은, 동(同) 20㎛ 미만이 되면 표면으로부터의 고연성 영역이 작아져, 오히려 인발 가공시에 소선의 단선이 발생하기 쉬워지기 때문이다. 한편, 당해 영역이 표면으로부터 100㎛ 초과의 깊이까지의 영역으로 확대하면, 고강도 철근으로서의 강도가 저하되기 때문에, 전체적으로 인장 강도를 1600㎫ 이상으로 하기 위해서는 심부의 더 한층의 고강도화가 필요해져, 오히려, 인발 가공시의 신선성이나, 고강도 철근으로서의 굽힘 가공성이 저하되기 쉬워진다. 따라서, HV250 이하로 하는 영역은, 표면으로부터 100㎛의 깊이까지로 충분하다.

여기에서, 표면으로부터 적어도 20㎛의 두께 영역의 경도를 HV250 이하로 하려면, 강을 대기 중에서 Ac₃점 이상으로 30℃/분 이하의 가열 속도로 가열하는 것이 적합하다. 이 공정은, 후술하는 열간 압연을 위한 소재 가열 공정에서 행할 수 있다.

표면으로부터 강재의 지름의 1/4의 깊이역의 경도가 HRC40 이하

표면으로부터 강재의 지름의 1/4의 깊이역의 경도가 HRC40 이하인 것이 바람직한 이유는, 이 영역이 HRC40 초과가 되면, 인발 가공시에 가공을 받는 영역이 단단해져, 다이스의 수명이 짧아지거나, 소재의 단선이 발생하기 쉬워지기 때문이다. 여기에서, 1/4의 깊이역이란, 강재 표면으로부터 거리가 강재의 지름 D의 1/4가 되는 부분(1/4D부)이다.

또한, 이 영역의 경도를 HRC40 이하로 하려면, 강 조직에 마르텐사이트(martensite) 조직이 발생하는 것을 피하면 좋고, 구체적으로는, 열간 압연에 의해 철근용 강선재를 제조하고, 그때에, 압연을 Ar₃점 이상에서 종료시키고, 그 후, 적어도 700℃까지의 냉각 속도를 2℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

퀀칭 템퍼링 처리 후의 철근에 있어서의, 표면으로부터 적어도 10㎛의 두께 영역의 경도가 HV300 이하

표면으로부터 적어도 10㎛의 두께 영역의 경도가 HV300 이하인 것이 바람직한 이유는, 이 영역의 경도가 HV300 초과가 되면, 경도가 높아져 연성이 저하되기 때문에, 굽힘 가공시에 철근 표층에 균열이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, 본 발명에서는 표층역의 경도가 HV300 이하인 것이 바람직하다. 또한, 표층역에 대해서 표면으로부터 적어도 10㎛의 깊이까지의 범위로 한 것은, 10㎛ 미만이 되면 고연성 영역이 작아져, 굽힘 가공시에 철근 표층에 균열이 발생하기 쉽기 때문이다. 이상의 점에서, 표면으로부터 적어도 10㎛의 두께 영역의 경도가 HV300 이하인 것이 바람직하다.

여기에서, 표면으로부터 10㎛ 이상의 두께 영역의 경도를 HV300 이하로 하려면, 강을 대기 중에서 Ac₃점 이상으로 가열하는 것이 적합하다. 이 공정은, 후술하는 퀀칭 공정에서 행할 수 있다.

또한, HV300 이하로 하는 영역은, 표면으로부터의 깊이로 10㎛ 이상 150㎛ 정도까지이면 충분하다. 즉, HV300 이하로 하는 표면으로부터의 깊이 영역이 150㎛ 초과가 되면, 오히려 철근의 강도가 저하되기 때문에, HV300 이하로 하는 영역의 표면으로부터의 깊이는 150㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, HV300 이하로 하는 영역은, 페라이트 단상 조직(single-phase structure)으로 하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 굽힘 가공시에는 표층에 응력 집중이 발생하지만, HV300 이하의 영역이 페라이트 단상 조직이면, 페라이트의 고연성에 의해 응력 집중이 완화되어 굽힘 가공성이 보다 양호해지기 때문이다. 또한, 베이나이트(bainite) 조직도 어느 정도의 연성을 갖기 때문에, HV300 이하를 만족할 수 있는 범위에서 조직 중에 혼입해도 좋다. 한편, 철근의 심부 조직은, 철근으로서의 강도를 확보하기 위해 마르텐사이트 조직인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 철근용 강은, 강도를 높이거나, 철근에 있어서의 굽힘 가공성을 향상시키기 위해, 상기 성분에 더하여, 이하의 제(諸) 성분을 함유할 수 있다.

Al: 0.50질량％ 이하, Cu: 1.0질량％ 이하 및 Ni: 2.0질량％ 이하 중 1종 또는 2종 이상

Cu 및 Ni는, 퀀칭성이나 템퍼링 후의 강도를 높이는 원소이며, 선택하여 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 및 Ni는 0.005질량％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu는 1.0질량％ 및 Ni는 2.0질량％를 초과하여 첨가하면, 오히려 합금 비용이 상승하기 때문에, Cu는 1.0질량％ 및 Ni는 2.0질량％를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다.

또한, Al은 탈산제로서 유용하며, 추가로, 퀀칭시의 오스테나이트립(austenite grains) 성장을 억제함으로써, 강도의 유지에 유효한 원소이기 때문에, 바람직하게는 0.01질량％ 이상으로 첨가한다. 그러나, 0.50질량％를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 포화되어 비용 상승을 초래하는 불이익이 발생할 뿐만 아니라, 강 중의 산화물이 증가하여, 굽힘 가공시의 기점이 되어 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, Al은 0.50질량％를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다.

W: 2.0질량％ 이하, Nb: 0.1질량％ 이하, Ti: 0.2질량％ 이하 및 V: 0.5질량％ 이하 중 1종 또는 2종 이상

W, Nb, Ti 및 V는, 모두 퀀칭성이나 템퍼링 후의 강의 강도를 높이는 원소이며, 필요로 하는 강도에 따라서 선택하여 첨가할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, W, Nb 및 Ti는, 각각 0.001질량％ 이상, V는 0.002질량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, V는 0.5질량％, Nb는 0.1질량％ 및 Ti는 0.2질량％를 초과하여 첨가하면, 강 중에 경질인 탄화물·질화물·탄질화물이 다량으로 생성되고, 굽힘 가공시에 균열 발생의 기점이 되기 쉬워, 굽힘 가공성의 저하를 초래한다. Nb, Ti 및 V는, 각각 상기의 값을 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, W는 2.0질량％를 초과하여 첨가하면, 고강도화에 의한 신선성의 저하나 굽힘 가공성의 저하 및, 합금 비용의 상승을 초래한다. 따라서, W는, 2.0질량％를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다.

B: 0.005질량％ 이하

B는, 퀀칭성의 증대에 의해 템퍼링 후의 강의 강도를 높이는 원소이며, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.0002질량％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.005질량％를 초과하여 첨가하면, 굽힘 가공성이 열화한다. 따라서, B는 0.0002∼0.005질량％의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.

이상의 성분 조성을 갖는 강괴는, 전로(converter)에 의한 용제 및 진공 용제 중 어느 것에 의한 것이라도 사용할 수 있다. 그리고, 강괴, 슬래브(slab), 블룸(bloom) 또는 빌릿(billet) 등의 소재는, 가열되어 열간 압연되고, 산세정하여 스케일 제거된 후에 신선되어 소정의 굵기로 조정되고, 열처리를 행하여, 철근용 강에 제공된다.

본 발명의 철근용 강을 이용하여 제조되는 철근에서는, 이상의 성분 조성을 갖고, 또한 인장 강도로 1600㎫ 이상인 것이 바람직하다. 즉, 인장 강도가 1600㎫ 미만에서는, 철근의 콘크리트 고강도화에 대응할 수 없기 때문에, 1600㎫ 이상은 필요하다.

여기에서, 인장 강도를 1600㎫ 이상으로 하려면, 상기 성분 조성을 갖는 강을 열간 압연한 후, 스케일을 제거한 철근용 강을, 그 후 신선하여 소정의 굵기로 조정하고, 대기 중에서 Ac₃점 이상으로 가열하여 퀀칭(냉각 속도는 60℃/s 이상)하고, 이어서 템퍼링을 100∼600℃의 온도 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 즉, 템퍼링 온도는, 굽힘 가공성 확보의 관점에서 100℃ 이상이 바람직하고, 인장 강도 1600㎫ 이상을 확보하는 관점에서 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기의 제조 과정을 거쳐 제조된 철근은, 그 심부의 조직은, 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 또한, 신선한 후에도 표층부에는 탈탄층이 있고, 추가로 퀀칭-템퍼링에 의해서도 탈탄이 촉진되기 때문에, 표층부는 심부에 비해 경도가 낮아진다. 즉, 본 발명의 철근에 있어서의 금속 조직은, 전술한 표층역이 페라이트 단상 조직 또는, 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직이며, 그 지름 방향 내측의 조직은 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 그 결과, 우수한 굽힘 가공성을 갖는 고강도의 철근이 된다.

이렇게 하여 얻어진 철근은, 염가로 제조할 수 있음에도 불구하고, 고강도이면서 우수한 굽힘 가공성을 갖고, 1600㎫ 이상의 고강도를 필요로 하는, 고층 맨션 등의 전단 보강근으로의 적용이 가능하다.

실시예 1

표 5에 나타내는 성분 조성에 따라 강을 용제하고, 연속 주조하여 빌릿으로 한 후, 표 6에 나타내는 가열 속도 및 가열 온도에 따라 가열하고, 압연 종료 온도를 Ar₃점 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, 그 후, 적어도 700℃까지의 냉각 속도를 표 6에 나타내는 바와 같이 2℃/s 이하로 하여 냉각함으로써, 직경 D가 13.5㎜인 선재를 제조했다. 그 후, 선재의 선단(tip), 중간(center), 미단(end)으로부터 직경이 13.5㎜, 길이가 5㎜인 샘플을 채취하고, 압연 방향으로 수직인 면(직경 13.5㎜의 면)의 표층의 경도, 표층의 조직, 1/4D의 경도, 조직을 후술한 조건으로 측정, 관찰했다.

다음으로, 고강도 철근으로서의 특성을 평가하기 위해, 얻어진 선재에 대하여, 12.6㎜로 인발 가공을 행하고, 그 후, 대기 중에서 1000℃로 가열 후 300초 보존유지하고, 60℃의 오일에서 냉각하고, 350℃ 가열 후 30초 보존유지하고, 수냉하여 퀀칭 템퍼링을 행했다. 철근용 강재로서의 신선성은, 이 인발 가공시에 소선이 단선했는지의 여부로 판단하고, 단선하지 않으면 양호한 신선성을 갖고 있다고 판단했다.

또한, 퀀칭 템퍼링 후의 선재에 대하여, ASTM E8에 기재된 평행부 1/4 in.의 인장 시험편으로 가공하고, 후술하는 시험 방법으로 인장 시험을 실시함과 함께, 동 시험편을 이용하여 표층 경도와 조직을 조사했다. 또한, 굽힘 시험편은, 직경 D가 11.5㎜인 선재를 500㎜ 길이로 절단한 후, 전술한 열처리 조건에서의 퀀칭 템퍼링을 행했다.

[표층 경도 측정]

HV250 이하의 경도의 범위의 조사는, 인발 가공 전의 선재(철근용 강)의 선단, 중간, 미단으로부터 직경이 13.5㎜, 길이가 5㎜인 샘플을 채취하여 행했다. 이 샘플을 피검면(tested surface)이 압연 방향으로 수직인 면(직경 13.5㎜의 면)이 되도록 매입하고, 경면 연마(mirror polishing) 후, 주식회사 아카시 제조의 미소 경도 시험기(micro hardness tester)(HM-115)로 하중 10gf, 10㎛ 깊이 피치(pitch)로 측정을 실시하여, HV250 이하가 되는 영역을 구했다.

[1/4D부 경도 측정]

전술한 표층 경도 측정을 행한 샘플을 이용하여, 1/4D부(D는 선재의 직경)의 경도를 미츠토요 제조의 록웰(Rockwell) 경도 시험기(ARK-600)로 C스케일, 4점 측정하여 평균을 구했다.

[마이크로조직(microstructure) 관찰]

전술한 경도 측정을 행한 샘플을 이용하여, 3％ 나이탈(nital)로 부식 후, HV250 이하의 범위의 조직, 1/4D부의 조직 관찰을 행했다. 조직 관찰은 500배의 배율로 관찰을 행했다.

[신선성]

신선성은, 직경 13.5㎜의 철근용 강을 12.6㎜로 인발 가공을 행할 때의, 단선의 유무에 의해 평가했다. 단선 회수는 200m 인발 가공시에 단선한 회수를 나타내고 있으며, 단선이 1회라도 발생한 경우에 신선성이 저하되었다고 판단했다.

[굽힘 시험]

철근으로서의 굽힘 특성을 조사하기 위해, 인발 가공, 열처리 후의 선재로부터, 직경 D의 4배의 굽힘 직경(4D)으로 180° 굽힘을 행하여, 굽힘 가공성을 평가했다. 굽힘 가공 후의 선재에 대하여, 침투 탐상 시험(penetrant test)을 행하여 균열의 유무를 조사했다.

[인장 시험]

고강도 철근으로서의 인장 특성을 조사하기 위해, 인발 가공, 열처리 후의 선재로부터, ASTM E8에 기재된 평행부의 직경 1/4 in.의 인장 시험편을 채취하여, 평점간 거리 25.4㎜ 및 인장 속도 5㎜/분으로 시험을 실시했다. 본 발명에서는, 인장 강도가 1600㎫ 이상이면 고강도 철근이 얻어진다고 하여 평가했다.

[퀀칭 템퍼링 후에 있어서의 표층의 경도 측정]

HV300 이하의 범위의 조사는, 전술한 인장 시험편으로 열처리를 실시하고, 평행부의 중앙부를 절출하여, 수지에 매입하고, 경면 연마 후, 주식회사 아카시 제조의 미소 경도 시험기(HM-115)를 이용하여, 하중 10gf로 표면으로부터 순서대로 5㎛ 깊이 피치에서의 측정을 실시하고, HV300 이하의 영역을 특정했다.

[퀀칭 템퍼링 후에 있어서의 조직의 관찰]

HV300 이하의 범위에 있어서의 조직과 심부(1/2D부: D는 선재의 직경)의 조직을, 각각 다음과 같이 하여 관찰했다. 즉, 전술한 경도 측정을 행한 샘플을 이용하여, 3％ 나이탈로 부식 후, HV300 이하의 범위의 조직과, 1/2D부의 조직의 조직 관찰을 행했다. 조직 관찰은, 500배의 배율로 행하고, 각각의 위치에 있어서의 조직의 동정(同定)을 행했다.

표 6에, 철근용 강의, HV250 이하의 범위와 그 조직, 1/4D부의 조직과 그 경도, 인발 가공시의 신선성과, 당해 신선 후의 선재에 퀀칭 템퍼링 처리를 행하여 제작한, 철근의 표층 경도, 조직, 인장 강도 및 굽힘 가공성의 각 평가 결과를 나타낸다. 본 발명의 성분 조성 및 A값, B값을 충족하는, C-1∼4, C-6∼10, C-16∼19 및 C-22∼24의 강은, 인발 가공시의 신선성, 철근의 인장 강도 및 굽힘 가공성이 양호하다는 것을 알 수 있다. 이에 대하여, 성분 조성이 본 발명 범위 내라도, B값이 본 발명의 범위를 충족하지 않는 C-5의 강은, HV250 이하의 범위가 본 발명의 범위를 만족시키지 못하고, 굽힘 가공성이 저하되어 있는 것을 알 수 있다. 또한, 성분 조성이 본 발명의 범위를 충족하지 않는 C-11∼15, C-20∼21 및 C-25∼26의 강은, 인발 가공시의 신선성, 고강도 철근에서의 인장 강도, 굽힘 가공성 중 어느 것이 저하되어 있는 것을 알 수 있다.

실시예 2

표 7에 나타내는 성분 조성에 따라 강을 용제하고, 연속 주조하여 빌릿으로 한 후, 표 8에 나타내는 가열 속도 및 가열 온도에 따라 가열하고, 압연 종료 온도를 Ar₃점 이상으로 하는 열간 압연을 행하고, 그 후, 적어도 700℃까지의 냉각 속도를 표 8에 나타내는 바와 같이 2℃/s 이하로 하여 냉각함으로써, 직경 D가 13.5㎜인 선재를 제조했다. 그 후, 선재의 선단, 중간, 미단으로부터 직경이 13.5㎜, 길이가 5㎜인 샘플을 채취하고, 압연 방향으로 수직인 면(직경 13.5㎜의 면)의 표층의 경도, 표층의 조직, 1/4D의 경도, 조직을 전술한 실시예 1의 경우와 동일하게 측정, 관찰했다.

다음으로, 고강도 철근으로서의 특성을 평가하기 위해, 얻어진 선재에 대하여, 11.5㎜로 인발 가공을 행하고, 그 후, 표 8에 나타내는 조건에 따라, 대기 중에서 Ac₃점 이상 1200℃ 이하의 온도 범위로 가열 후, 60℃의 오일 중에서 냉각한 후, 100℃ 이상 600℃ 이하의 온도 범위로 가열·보존유지 후, 수냉하여 퀀칭-템퍼링을 행했다. 신선성은, 이 인발 가공시에 소선이 단선했는지의 여부로 판단하고, 단선하지 않으면 양호한 신선성을 갖고 있다고 판단했다.

퀀칭 템퍼링 후의 선재에 대하여, ASTM E8에 기재된 평행부 1/4 in.의 인장 시험편으로 가공하고, 전술한 실시예 1의 경우와 동일하게 시험을 실시했다.

표 8에, 철근용 강의, HV250 이하의 범위와 그 조직, 1/4D부의 조직과 그 경도, 인발 가공시의 신선성과, 당해 신선 후의 선재에 퀀칭 템퍼링 처리를 행하여 제작한, 철근의 표층 경도, 조직, 인장 강도 및 굽힘 가공성의 각 평가 결과를 나타낸다. 본 발명의 성분 조성과 A값 및 B값을 충족하는, D-1∼4, D-6∼10, D-16∼19 및 D-22∼24의 강은, 굽힘 가공성이 양호하다는 것을 알 수 있다. 이에 대하여, 성분 조성이 본 발명 범위 내라도, B값이 본 발명의 범위를 충족하지 않는 D-5의 강은, HV300 이하의 범위가 작은 결과, 굽힘 가공성이 저하되어 있는 것을 알 수 있다. 또한, 성분 조성이 본 발명의 범위를 충족하지 않는 D-11∼15, D-20∼21 및 D-25∼26의 강은, 인장 강도, HV300 이하의 범위, 굽힘 가공성 중 어느 것이 저하되어 있는 것을 알 수 있다.

Claims

C: 0.37질량％ 이상 0.50질량％ 이하,
Si: 1.75질량％ 이상 2.30질량％ 이하,
Mn: 0.2질량％ 이상 1.0질량％ 이하,
Cr: 0.01질량％ 이상 1.2질량％ 이하
Mo: 0.05질량％ 이상 1.0질량％ 이하,
P: 0.025질량％ 이하,
S: 0.025질량％ 이하 및
O: 0.0015질량％ 이하를 포함하고, 하기 (1)에 따른 A값이 770 이상 850 이하, 하기 (2)식에 따른 B값이 0.40 이상이며, 잔부 불가피적 불순물 및 Fe의 성분 조성을 갖는 철근용 강(steel):
기
A＝α＋β＋γ…(1)
여기에서, α＝－334×[C]²＋806×[C]＋291
β＝24×[Si]²＋67×[Si]
γ＝－4×[Cr]²＋23×[Cr]－5
B＝[Si]/(10×[C])…(2)
단, 상기의 [　]는, 당해 괄호 내 성분의 함유량(질량％).
제1항에 있어서,
상기의 성분 조성이, 추가로,
Al: 0.50질량％ 이하,
Cu: 1.0질량％ 이하 및
Ni: 2.0질량％ 이하
중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 철근용 강.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로,
W: 2.0질량％ 이하,
Nb: 0.1질량％ 이하,
Ti: 0.2질량％ 이하 및
V: 0.5질량％ 이하
중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 철근용 강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로,
B: 0.005질량％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 철근용 강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
표면으로부터 적어도 20㎛의 두께 영역의 경도가 HV250 이하이며, 표면으로부터 강재의 지름의 1/4의 깊이역의 경도가 HRC40 이하인 철근용 강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖고, 표면으로부터 적어도 10㎛의 두께 영역의 경도가 HV300 이하인 철근.