WO2019132098A1 - 철근 및 이의 제조 방법 - Google Patents

철근 및 이의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2019132098A1
WO2019132098A1 PCT/KR2018/000953 KR2018000953W WO2019132098A1 WO 2019132098 A1 WO2019132098 A1 WO 2019132098A1 KR 2018000953 W KR2018000953 W KR 2018000953W WO 2019132098 A1 WO2019132098 A1 WO 2019132098A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
weight
reinforcing bars
specimen
temperature
surface layer
Prior art date
Application number
PCT/KR2018/000953
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
정준호
김태형
이주상
김세진
임경록
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to CN201880084377.6A priority Critical patent/CN111527229A/zh
Priority to AU2018395571A priority patent/AU2018395571B2/en
Priority to US16/957,406 priority patent/US11674196B2/en
Publication of WO2019132098A1 publication Critical patent/WO2019132098A1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/08—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires for concrete reinforcement
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a reinforcing bar and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a reinforcing bar applicable to a cryogenic environment and a manufacturing method thereof.
  • Carbon steels are being applied to structures for securing space for human activities.
  • the carbon steel is widely used in various fields such as a skyscraper, a bridge, a large ocean structure, an underground structure, a storage room, and the like as a steel for a structure.
  • reinforcing bars are applied as an example of the steel for the structure.
  • the mined natural gas can be liquefied at temperatures below -170 ° C and stored in the reservoir in the form of liquefied natural gas (LNG).
  • LNG liquefied natural gas
  • a structure in the form of a mixture of reinforcing bars and concrete is applied, and the structure is required to have a cryogenic characteristic in order to suppress leakage of liquefied natural gas.
  • Background Art related to the present invention is U.S. Patent No. 8757422.
  • the present invention provides a reinforcing bar capable of ensuring toughness and ductility in a cryogenic environment and a method of manufacturing the same.
  • a reinforcing bar comprises 0.06 wt% to 0.11 wt% of carbon (C), 0.2 wt% or less of silicon (Si), 0.8 wt% or more and less than 2.0 wt% of manganese (Mn) (Al) 0.01-0.03 wt.%, Ni (Ni) 0.50-1.00 wt.%, Molybdenum (Mo) 0.027-0.125 wt.%, Chromium (Cr) ) More than 0 and not more than 0.25 wt%, copper (Cu) more than 0 and not more than 0.28 wt%, nitrogen (N) more than 0 and not more than 0.01 wt%, and remaining iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the reinforcing bar has a surface layer portion and a center portion excluding the surface layer portion. At this time, the reinforcing bar has a hardened layer substantially consisting of tempered martensite at the surface layer portion, and has a composite structure of bainite, ferrite and pearlite at the center portion.
  • the reinforcing bars may comprise 35 to 45% bainite, 45 to 55% needle-like ferrite and 5 to 15% pearlite in an area fraction at the center.
  • the reinforcing bars may satisfy a yield strength (YS) of 500 MPa or more, a ratio of tensile strength (TS) / yield strength (YS) of 1.15 or more and elongation of 10% or more at room temperature,
  • the uniform elongation at the specimen may be 3% or more
  • the notch sensitive ratio at -170 ° C may be 1.0 or more.
  • the notch sensitivity ratio may be a ratio of (tensile strength of notched specimen) / (yield strength of un-notched specimen).
  • the cured layer may have a depth from the surface of the reinforcing bars corresponding to 0.31 to 0.55 of the radius of the reinforcing bars.
  • the ferrite in the center portion may have a grain size of 9-11 [mu] m.
  • a method of manufacturing a reinforcing bar comprising the steps of: 0.06 wt% to 0.11 wt% carbon (C), 0.25 wt% or less of silicon (Si), 0.8 wt% (P) 0 to 0.01 wt% or less, S (S) 0 to 0.01 wt% or less, Al (Al) 0.01 to 0.03 wt%, Ni (Ni) 0.50 to 1.00 wt%, molybdenum (Mo) (Fe) and inevitable impurities at a temperature of 1030 ° C or higher, and at a temperature higher than or equal to 1030 ° C and lower than or equal to 0 ° C and less than or equal to 0.25 wt% of chrome (Cr) Reheating at 1250 ° C; Hot rolling the reheated cast slab to a finish rolling temperature of 920 ⁇ to 1030 ⁇ to form a reinforcing bar; And cooling the hot-rolled
  • the finishing rolling temperature may be in accordance with the following equation.
  • [Mn] is the content of manganese in the slab, the unit is weight%, [Ni] is the content of [Ni], [Ni] ] Is the content of nickel in the steel, the unit is weight%, coefficient 0.8 is no factor, coefficients 12.0 and 5.8 have units of 1 / weight%, and constant 850 has temperature (in degrees Celsius).
  • the produced reinforcing bars include tempered martensite at the surface portion, and may have a composite structure of bainite, ferrite and pearlite at the center portion.
  • the reinforcing bars have a surface layer portion and a center portion excluding the surface layer portion.
  • the reinforcing bars have a hardened layer substantially consisting of tempered martensite at the surface layer portion, and at the center portion, 35 to 45% of bainite, 45 to 55% of needle ferrite, 5 to 15% of pearlite . ≪ / RTI >
  • the produced reinforcing bar satisfies a yield strength (YS) of 500 MPa or more, a ratio of tensile strength (TS) / yield strength (YS) of 1.15 or more and elongation of 10% or more at room temperature,
  • the notch sensitivity ratio is a ratio of (tensile strength of notched specimen) / (yield strength of un-notched specimen).
  • a reinforcing bar capable of ensuring toughness and ductility at a cryogenic temperature through optimized alloy components and process control, and a method for manufacturing the same.
  • FIG. 1 is a flowchart schematically showing a method of manufacturing a reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph showing a microstructure of a reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a photograph showing the microstructure of a reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • the embodiments of the present invention described below provide a cryogenic reinforcing steel that ensures toughness and ductility at cryogenic temperatures through appropriate component design and process control.
  • the composition of the alloy such as carbon, nickel, and manganese in the reinforcing bar can be controlled to improve cryogenic toughness and ductility.
  • Such an alloy composition may be advantageous for low temperature phase acquisition such as bainite.
  • the components and the process can be controlled so as to have a reinforcing microstructure capable of preventing crack propagation.
  • An embodiment of the present invention is a method of manufacturing a semiconductor device, comprising 0.06 wt% to 0.11 wt% of carbon (C), 0.25 wt% or less of silicon (Si), 0.2 wt% (Al) 0.01-0.03 wt.%, Nickel (Ni) 0.50-1.00 wt.%, Molybdenum (Mo) 0.027-0.125 wt.%, Chromium (Cr) 0 (Fe) and inevitable impurities in an amount of not less than 0.25 wt%, not more than 0.25 wt% of copper (Cu), not more than 0.01 wt% of nitrogen (N)
  • the reinforcing bars may have a surface layer portion and a center portion excluding the surface layer portion.
  • the reinforcing bars may have a hardened layer substantially consisting of tempered martensite at the surface layer portion.
  • the surface layer may be formed of the cured layer.
  • the reinforcing bars may have a composite structure of bainite, ferrite and pearlite at the central portion.
  • the cured layer may have a depth corresponding to 0.31 to 0.55 of the radius of the reinforcing bars from the surface of the reinforcing bars.
  • the cross section when the cross section is formed in a direction perpendicular to the longitudinal direction of the reinforcing bars, the cross section may be composed of the surface layer portion and the center portion.
  • the surface layer portion may have an area fraction of 35 to 50% with respect to the whole of the cross section.
  • the surface layer portion may be substantially composed of tempered martensite.
  • the bainite may be present in an area fraction less than about 10% of the area fraction of the surface layer.
  • the remaining region of the cross section of the reinforcing bars excluding the surface layer portion may be the center portion.
  • the center portion with respect to the entire section may have an area fraction of 50 to 65%.
  • the reinforcing bars may have a composite structure of bainite, ferrite and pearlite at the central portion.
  • the ferrite in the center portion may be needle-like ferrite.
  • the reinforcing bars are formed of bainite having an area fraction of 35 to 45%, an acicular ferrite having an areal fraction of 45 to 55%, and an area fraction of 5 to 15% Pearlite. At this time, the acicular ferrite may have a grain size of 9 to 11 ⁇ .
  • the reinforcing bars may satisfy a yield strength (YS) of 500 MPa or more and a ratio of tensile strength (TS) / yield strength (YS) of 1.15 or more and elongation of 10% or more at room temperature.
  • the reinforcing bars may have a uniform elongation of not less than 3% at -170 ° C and a Notch Sensitive Ratio of not less than 1.0 at -170 ° C.
  • the notch sensitivity ratio may be a ratio of (tensile strength of notched specimen) / (yield strength of un-notched specimen).
  • the uniform elongation and the notch sensitivity rate at -170 ° C are the results of preparing specimens conforming to the standard of European Standard (EN14620-3) and performing tensile tests on the specimens.
  • an unchorned specimen and a notched specimen are prepared.
  • the notched specimen according to the European standard (EN14620-3) may have a V-notch with an internal angle of 45 °, and the V-notch may have a radius of 0.25 mm at the base.
  • the V-notch may be formed between the grip portions of the tensile tester at a position 1/2 of the length of the specimen.
  • the uniform elongation can be defined as the elongation to elongation of the specimen when the tensile test is performed using the un-notched specimen. Accordingly, in this embodiment, it is possible to measure the uniform elongation at -170 ° C. After the notch specimens and the un-notched specimens are subjected to tensile tests at -170 DEG C, the notch sensitivity ratio can be calculated from the ratio of the tensile strength of the notched specimens to the yield strength of the un-notched specimens.
  • carbon (C) is added to secure strength and hardness of the steel.
  • carbon (C) is dissolved in austenite to form a martensite structure upon quenching.
  • quenching hardness is improved with an increase in the amount of carbon, but deformation due to rapid cooling may occur, and steel elongation and low temperature toughness may be lowered.
  • the carbon (C) is added in an amount of 0.06 wt% to 0.11 wt% of the total reinforcing bar weight.
  • the content of carbon is less than 0.06% by weight, it is difficult to secure sufficient strength.
  • the content of carbon (C) exceeds 0.11% by weight, the strength of the steel increases but it may be difficult to secure a sufficient elongation and low temperature toughness.
  • silicon (Si) is added as a deoxidizer to remove oxygen in the steel in the steelmaking process. Further, silicon (Si) is effective for improving the toughness and ductility of steel by inducing ferrite formation as a ferrite stabilizing element having a solid solution strengthening effect.
  • the silicon (Si) is added in an amount of 0 to 0.25% by weight of the total reinforcing steel weight.
  • the content of silicon (Si) is more than 0.25% by weight, oxides are formed on the surface of the steel to lower the ductility of the steel.
  • Manganese (Mn) is an element which increases the strength and toughness of steel and increases the ingotability of steel.
  • the manganese is added in an amount of 0.8 wt% or more and less than 2.0 wt% of the total weight of the reinforcing bars. If the content of manganese is less than 0.8% by weight, it may be difficult to secure strength. On the other hand, when the content of manganese is 2.0% by weight or more, the strength is increased but the amount of MnS-based nonmetallic inclusions is increased, which may cause defects such as cracks during welding.
  • manganese is an austenite stabilizing element, and when added in an amount of more than 0.8 wt% and less than 2.0 wt%, it may be advantageous to form acicular ferrite and bainite.
  • the microstructure favorable to the cryogenic toughness according to the embodiment of the present invention can be formed.
  • Phosphorus (P) is an element that contributes a little to the strength improvement, but if it is included excessively, the ductility of the steel is deteriorated and the final material deviation is caused by billet center segregation. P is not a problem if it is uniformly distributed in the steel but usually forms harmful compounds of Fe 3 P. This Fe 3 P is extremely weak and segregated, so it does not become homogeneous even after the annealing treatment, and it is elongated at the time of forging, rolling and the like.
  • the phosphorus (P) is limited to an amount of more than 0 to 0.01 wt% of the total reinforcing bar weight. When the content of phosphorus (P) exceeds 0.01% by weight, center segregation and micro segregation are formed to adversely affect the material and deteriorate ductility and toughness.
  • S Sulfur
  • S is an element which contributes partly to the improvement of workability. However, if it is included excessively, sulfur (S) inhibits toughness and ductility of steel and forms MnS nonmetallic inclusion by binding with manganese. Sulfur can combine with iron to form FeS if the amount of manganese in the steel is insufficient. Since the FeS is very weak and has a low melting point, the FeS can be uniformly generated during hot and cold working.
  • the sulfur (S) is limited to an amount of more than 0 to 0.01 wt.% Of the total rebar weight.
  • the content of sulfur (S) exceeds 0.01% by weight, there is a problem that ductility is greatly deteriorated and MnS non-metallic inclusions are excessively generated.
  • Aluminum (Al) can function as a deoxidizer.
  • Aluminum (Al) may be added in an amount of 0.01 to 0.03% by weight of the total rebar weight. When the content of aluminum is less than 0.01% by weight, it is difficult to sufficiently exert the above effect. On the other hand, when the content of aluminum is more than 0.03 wt%, the amount of nonmetal inclusions such as aluminum oxide (Al 2 O 3) can be increased.
  • Nickel (Ni) increases the strength of the material and ensures a low temperature impact value.
  • the nickel is added in an amount of 0.50 to 1.00 wt% of the total reinforcing bar weight.
  • the content of nickel is less than 0.50 wt%, it is difficult to achieve the above-mentioned object.
  • the content of nickel exceeds 1.00 wt%, the strength at room temperature becomes excessively high, and the weldability and toughness may be deteriorated.
  • Molybdenum improves the strength, toughness and hardenability of steel.
  • the molybdenum is added in an amount of 0.027 to 0.125% by weight based on the total weight of the reinforcing bars.
  • the content of molybdenum is less than 0.027 wt%, it is difficult to exhibit the above-mentioned effects.
  • the content of molybdenum is more than 0.125 wt%, the weldability is deteriorated.
  • Chromium (Cr) improves the hardenability of the steel and improves the hardenability.
  • chromium can delay the diffusion of carbon and make the grain size finer.
  • the chromium is added in an amount of more than 0 to 0.25 wt% of the total reinforcing steel weight.
  • the content of chromium is more than 0.25 wt%, there is a disadvantage that the weldability and toughness of the heat-affected zone can be lowered.
  • Copper (Cu) can serve to improve the hardenability of the steel and the impact resistance at low temperatures. In addition, it is possible to increase the corrosion resistance of steel in air or seawater. Copper (Cu) is limited to a content of from greater than 0 to 0.28% by weight of the total weight. When the content of copper is added in an amount exceeding 0.28% by weight, the hot workability is lowered and the hot brittleness can be caused.
  • Nitrogen (N) can increase yield strength and tensile strength. Nitrogen makes the austenite grains finer to make fine grain grains. However, when it is added in a large amount exceeding 0.01%, there is a problem that the amount of nitrogen increases and the elongation and formability of the steel are lowered. Therefore, it is preferable that the steel is added in an amount of more than 0 to 0.01% by weight of the total reinforcing steel weight.
  • the remainder is composed of iron (Fe) and impurities inevitably included in the steelmaking process and the like.
  • a method of manufacturing a reinforcing bar includes a reheating step (S100), a hot rolling step (S200), and a cooling step (S300).
  • the reheating step (S100) may be carried out in order to obtain effects such as reuse of precipitates.
  • the cast steel can be obtained through a continuous casting process after molten steel having a predetermined composition is obtained through a steelmaking process.
  • the cast may, for example, be in the form of a bloom or a fillet.
  • the cast steel is characterized by comprising 0.06 wt% to 0.11 wt% of carbon (C), 0.25 wt% or less of silicon (Si), 0.2 wt% or more and less than 2.0 wt% of manganese (Mn) (S) more than 0 and not more than 0.01 wt%, aluminum (Al) 0.01 to 0.03 wt%, nickel (Ni) 0.50 to 1.00 wt%, molybdenum (Mo) (N) more than 0 and not more than 0.01 wt%, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the cast steel having the above composition is reheated in the temperature range of 1030 ⁇ to 1250 ⁇ . This reheating can result in re-use of the segregated components and re-use of precipitates during casting.
  • the cast steel may be a bloom or billet produced by a continuous casting process carried out before the reheating step (S100).
  • the reheating temperature of the cast steel is less than 1030 ⁇ , the heating temperature is insufficient and the segregation component and the precipitate may not be sufficiently reused. Further, there is a problem that the rolling load becomes large. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 1250 ⁇ ⁇ , the austenite grains may be coarse or decarburized to deteriorate the strength.
  • the reheated cast steel is hot-rolled at a finish rolling temperature of 920 ⁇ ⁇ to 1030 ⁇ ⁇ to produce a reinforcing bar.
  • the finishing rolling temperature may be a temperature not lower than the austenite non-recrystallization temperature Ar3 and Ac3 transformation point.
  • finish rolling temperature exceeds 1030 DEG C, it may become difficult to secure strength by forming coarse pearlite.
  • finish rolling temperature is lower than 920 ⁇ ⁇ , rolling load is caused to lower the productivity and reduce the heat treatment effect.
  • the finishing rolling temperature can be set according to the condition of the following expression (1).
  • [Mn] is the content of manganese in the slab, the unit is weight%, [Ni] is the content of [Ni], [Ni] ] Is the content of nickel in the steel, the unit is weight percent, the coefficient is 0.80, the coefficients are 12.0 and 5.8 have units of 1 / weight%, and the constant 850 has units of temperature in degrees Celsius.
  • Ae1 in Equation 1 means a known critical temperature A1 related to the phase transformation of the steel in an equilibrium state and Ae3 means a known critical temperature A3 related to the phase change of the steel in the equilibrium state.
  • the hot-rolled steel bar is cooled to a martensitic transformation start temperature (Ms) or less through the Temp core process so as to secure sufficient strength.
  • Ms martensitic transformation start temperature
  • the cooled steel may be heated at a temperature of 520 ° C to 600 ° C.
  • the rebar may be air cooled.
  • the recuperative temperature may correspond to the rate at which the hot rolled steel bar passes through the water tank containing the cooling water during the temp core process.
  • the line speed of the rebar may range from 7 to 11 meters / sec. If the line speed is less than 7 meters / sec, excessive cooling may be performed, so that the repetition temperature may be lower than 520 ° C. If the line speed exceeds 11 meters / sec, the cooling is insufficient, so that the double-heating temperature may be higher than 600 ° C. That is, when the double-heating temperature according to the embodiment of the present invention can not be secured, the depth range of the cured layer according to the embodiment of the present invention can not be ensured.
  • the reinforcing bars produced through the above-described processes may have a surface layer portion and a center portion excluding the surface layer portion.
  • the reinforcing bars may have a hardened layer substantially consisting of tempered martensite at the surface layer portion.
  • the surface layer may be formed of the cured layer.
  • the reinforcing bars may have a composite structure of bainite, ferrite and pearlite at the central portion.
  • the cured layer may have a depth corresponding to 0.31 to 0.55 of the radius of the reinforcing bars from the surface of the reinforcing bars.
  • the surface portion when a section is formed in a direction perpendicular to the longitudinal direction of the reinforcing bars, the surface portion may have an area fraction of 35 to 50% with respect to the entire section.
  • the surface layer portion may be substantially composed of tempered martensite. Alternatively, bainite may be contained in an area fraction less than about 10% of the area fraction of the surface layer portion.
  • the remaining region of the cross section of the reinforcing bars excluding the surface layer portion may be the center portion.
  • the center portion with respect to the entire section may have an area fraction of 50 to 65%.
  • the reinforcing bars may have a composite structure of bainite, ferrite and pearlite at the central portion.
  • the ferrite in the center portion may be needle-like ferrite.
  • the reinforcing bars are formed of bainite having an area fraction of 35 to 45%, an acicular ferrite having an areal fraction of 45 to 55%, and an area fraction of 5 to 15% Pearlite. At this time, the acicular ferrite may have a grain size of 9 to 11 ⁇ .
  • the produced reinforcing bars can satisfy a yield strength (YS) of 500 MPa or more, a ratio of tensile strength (TS) / yield strength (YS) of 1.15 or more and elongation of 10% or more at room temperature.
  • the reinforcing bars may have a uniform elongation of not less than 3% at -170 ° C and a Notch Sensitive Ratio of not less than 1.0 at -170 ° C.
  • the notch sensitivity ratio may be a ratio of (tensile strength of notched specimen) / (yield strength of un-notched specimen).
  • the uniform elongation and the notch sensitivity at -170 ⁇ were obtained by preparing specimens conforming to the European standard (EN14620-3) and performing tensile tests on the specimens.
  • an unchorned specimen and a notched specimen are prepared.
  • the notched specimen according to the European standard (EN14620-3) may have a V-notch with an internal angle of 45 °, and the V-notch may have a radius of 0.25 mm at the base.
  • the V-notch may be formed between the grip portions of the tensile tester at a position 1/2 of the length of the specimen.
  • the uniform elongation can be defined as the elongation to elongation of the specimen when the tensile test is performed using the un-notched specimen. Accordingly, in this embodiment, it is possible to measure the uniform elongation at -170 ° C.
  • the notch susceptibility can be calculated from the ratio between the tensile strength of the notched specimen and the yield strength of the un-notched specimen.
  • the yield strength at room temperature can be designed so as to have the following parameters.
  • [Mn] is the content of manganese in the slab, the unit is weight%, [Ni] is the content of nickel in the slab and the unit is% by weight, and [HLVF] is the cross section in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar
  • [FGD] means the grain size of ferrite at the center of the steel bar and has a unit of ⁇ m
  • [FDT] is the hot rolling finish rolling temperature
  • [MV] is the line speed through which the hot rolled steel passes through the cooling water tank during the Temp core process, has a unit of meter / sec
  • the coefficient 78 has units of MPa /%
  • the coefficient 1000 has a value of MPa / Units
  • coefficients 25.3 and 32.9 have units of MPa / weight%
  • coefficient 0.0309 has units of 1 / C
  • coefficient 1.2 has units of sec / meter
  • the area fraction of the cured layer of the reinforcing bars may range from 35 to 50% of the total cross-sectional area.
  • the linear velocity may range from 7 to 11 meters / sec.
  • the billets were reheated, hot rolled and annealed under the process conditions of Table 2 to prepare specimens of Comparative Examples 1 to 6 and Examples 1 to 3.
  • the carbon content is higher than the upper limit of the content range of carbon in the steel of the present invention.
  • the carbon content is lower than the lower limit of the carbon content range of the steel of the present invention.
  • the content of nickel is lower than the lower limit of the content range of nickel in the reinforcing bars of the present invention.
  • the content of manganese is lower than the lower limit of the content range of manganese in the steel of the present invention.
  • Table 3 shows the results of evaluating the mechanical properties of the specimens of Comparative Examples 1 to 5 and Examples 1 to 3 prepared according to the conditions of Tables 1 and 2.
  • the physical properties were evaluated by dividing them into room temperature characteristics and cryogenic characteristics at -170 ° C.
  • the cryogenic characteristics were obtained by separately preparing specimens conforming to the European standard (EN14620-3), and performing tensile tests on the specimens.
  • the tensile specimen for the evaluation of the cryogenic temperature characteristic the un-notched specimen and the notched specimen are prepared.
  • the notched specimen according to the European standard (EN14620-3) may have a V-notch with an internal angle of 45 °, and the V-notch may have a radius of 0.25 mm at the base.
  • the V-notch may be formed between the grip portions of the tensile tester at a position 1/2 of the length of the specimen.
  • Table 3 shows the microstructure of the core of the rebar produced and shown.
  • P is a representation of pearlite
  • F is a notation of ferrite
  • B is a representation of bainite
  • the target value of the room temperature characteristic of the reinforcing bars disclosed in the present application is a yield strength (YS) of 500 MPa or more, a ratio of a tensile strength (TS) / a yield strength (YS) of 1.15 or more, and an elongation (EL) of 10% or more.
  • the target value of the cryogenic characteristic is not less than 3% of the uniform elongation (UE_un) in the un-notched specimen at -170 ° C, and notch sensitive ratio (NSR) of not less than 1.0 at -170 ° C.
  • the notch sensitivity ratio NSR may be a ratio of (tensile strength TS_n of notched specimen) / yield strength YS_un of unannotated specimen.
  • the yield strength (YS_un) of the un-notched specimen means the yield strength of the tensile test conducted at -170 ° C for the un-notched specimen
  • the tensile strength (TS_n) May refer to the tensile strength of a tensile test conducted at -170 ° C.
  • the uniform elongation (UE_un) may mean the elongation to elongation of the un-notched specimen when the tensile test is performed at -170 DEG C for the un-notched specimen.
  • the results are shown in Table 3.
  • the specimens satisfy a target value of a yield strength (YS) of 500 MPa or more, a tensile strength (TS) / yield strength (YS) I could do it.
  • the specimens of Examples 1 to 3 may have a uniform elongation of not less than 3% at -170 ° C and a notch sensitive ratio of not less than 1.0 at -170 ° C.
  • the notch sensitivity ratio may be a ratio of (tensile strength of notched specimen) / (yield strength of un-notched specimen).
  • Comparative Example 3 is a case where the carbon content is relatively low as compared with the embodiment, and although it can satisfy the cryogenic characteristic, the effect of hardening the solid solution of carbon is insufficient, and the ferrite and bainite formation are not sufficient, It has not been achieved.
  • Fig. 2 is a photograph of the structure of the central portion of the rebar according to a comparative example of the present invention.
  • Fig. Fig. 3 is a photograph of the structure of the central portion of the rebar according to an embodiment of the present invention.
  • Fig. 2 is a photograph of the structure of the specimen of Comparative Example 1
  • Fig. 3 is a photograph of the structure of the specimen of Example 1.
  • a composite structure of pearlite and ferrite was observed at the center of the specimen of Comparative Example 1, and a composite structure of bainite, needle-shaped ferrite and pearlite at the center of the specimen of Example 1 was observed Respectively. That is, in the case of the core portion of the reinforcing bar, it was observed that the specimen of Example 1 contained bainite as a low-temperature phase. It is believed that low temperature toughness and strength can be secured through this.
  • the grain size of the grain of Example 1 was smaller than that of the test piece of Comparative Example 1.
  • the specimen of Example 1 has a microstructure more than that of the specimen of Comparative Example 1, which is considered to be advantageous in preventing crack propagation.
  • Comparative Example 6 Comparative Example 7 and Example 4 are reinforcing bars (D13) specimens having a diameter of 13 mm.
  • the repetition temperature is 500 ⁇ ⁇ , which is lower than the lower limit of the double heat temperature range in the manufacture of reinforcing bars according to the embodiment of the present application.
  • the repetition temperature is 640 DEG C, which is higher than the upper limit value of the double heat temperature range in the case of manufacturing the reinforcing bars according to the embodiment of the present application.
  • the remaining operating conditions are the same for Comparative Example 6, Comparative Example 7 and Example 4.
  • Comparative Example 8 Comparative Examples 9 and 5 are reinforcing bars (D25) having a diameter of 25 mm.
  • the repetition temperature is 500 ⁇ ⁇ , which is lower than the lower limit of the double heat temperature range in the case of manufacturing reinforcing bars according to the embodiment of the present application.
  • the repetition temperature is 640 deg. C, which is higher than the upper limit of the double heat temperature range in the manufacture of reinforcing bars according to the embodiment of the present application.
  • the remaining operating conditions are the same as those of Comparative Example 8, Comparative Example 9 and Example 5.
  • Table 6 shows the results of the evaluation of the cured layer depth and mechanical properties for the specimens of Comparative Examples 6 to 9 and Examples 4 and 5 prepared according to the conditions of Tables 4 and 5.
  • the depth of the hardened layer is the ratio of the depth of the tuppered martensite formed from the surface of each reinforcing specimen to the radius of the reinforcing bars for the rebar specimens of Comparative Examples 6 to 9 and 4 and 5 manufactured.
  • the mechanical properties were evaluated by the room temperature characteristics and the cryogenic characteristics at -170 °C.
  • the cryogenic characteristics were obtained by separately preparing specimens conforming to the European standard (EN14620-3), and performing tensile tests on the specimens. As the tensile specimen for the evaluation of the cryogenic temperature characteristic, the un-notched specimen and the notched specimen are prepared.
  • the notched specimen according to the European standard may have a V-notch with an internal angle of 45 °, and the V-notch may have a radius of 0.25 mm at the base.
  • the V-notch may be formed between the grip portions of the tensile tester at a position 1/2 of the length of the specimen.
  • the room temperature characteristics of the specimens of Comparative Examples 6, 7 and Example 4 were evaluated in terms of tensile strength (TS) / yield strength (tensile strength YS) ratio of 1.15 or more.
  • TS tensile strength
  • YS yield strength
  • the tensile strength (TS_n) of the notched specimen was 911 MPa
  • the tensile strength (TS_n) of the notched specimen was 810 MPa
  • the uniform elongation (UE_un) was 9.0%
  • NSR Notch Sensitivity
  • TS TS / yield strength (YS) at room temperature in the case of the specimen of Comparative Example 8, in which the double-reflex temperature is lower than the lower limit of the double-heating temperature of the present invention, Of the target value of 1.15 or more.
  • the target value of the room temperature yield strength of 500 MPa or more was not achieved.
  • all the target values of the room temperature characteristics were satisfied.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 출원의 일 구현예에 따르는 철근은 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다. 이때, 철근은 표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 구비하되, 상기 표층부에서 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비하며, 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가진다.

Description

철근 및 이의 제조 방법
본 발명은 철근 및 이의 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저온 환경에 적용되는 철근 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
탄소 강재는 인간활동의 공간 확보를 위한 구조물에 적용되고 있다. 일 예로서, 상기 탄소 강재는 구조물용 강재로서, 초고층 빌딩, 장대 교량, 거대 해양 구조물, 지하 구조물, 저장고 등 다양한 분야에 널리 적용되고 있다. 상기 구조물용 강재의 일 예로서, 철근이 적용되고 있다.
한편, 최근 채굴 기술의 발전으로 인해 에너지원으로서의 천연가스에 대한 관심이 증가하고 있다. 채굴된 천연가스는 -170℃ 이하의 온도에서 액화되어, 액화천연가스(LNG)의 형태로 저장고에 저장될 수 있다. 상기 액화천연가스를 저장하는 저장고로서, 철근과 콘크리트의 혼합물 형태의 구조물이 적용되고 있으며, 상기 구조물은 액화천연가스의 누출을 억제하기 위해 극저온 특성이 요청되고 있다. 본 발명과 관련된 배경기술로는 미국등록특허 제8757422호가 있다.
본 발명은 극저온 환경에서의 인성과 연성을 보증할 수 있는 철근 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 철근은 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다. 철근은 표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 구비한다. 이때, 상기 철근은 상기 표층부에서 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비하며, 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가진다.
일 실시 예에 있어서, 상기 철근은 중심부에서 면적분율로 35 내지 45%의 베이나이트, 45 내지 55%의 침상페라이트 및 5 내지 15%의 펄라이트를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 철근은 상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상 및 연신율 10% 이상을 만족할 수 있으며, -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상일 수 있다. 이때, 상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비일 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 경화층은 상기 철근의 표면으로부터, 상기 철근의 반지름 길이의 0.31 내지 0.55에 대응하는 깊이를 가질 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 중심부의 페라이트는 9 내지 11㎛의 결정립 크기를 가질 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 철근의 제조 방법은, 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 1030℃ 내지 1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 주편을 920℃ 내지 1030℃의 마무리 압연 온도로 열간압연하여 철근을 형성하는 단계; 및 상기 열간압연된 철근을 템프코어를 거쳐 상기 철근의 표면 온도를 마르텐사이트 변태시작온도(Ms 온도) 이하로 냉각하는 단계를 포함한다. 상기 템프코어 공정은 상기 철근을 520℃ 내지 600℃에서 복열하는 단계를 포함한다.
일 실시 예에 있어서, 상기 마무리 압연 온도는 하기의 식의 조건에 따를 수 있다.
식: 마무리 압연 온도(℃) < (850 + 0.80*Ae1 / 12.0*[C] + 5.8*[Mn] + 35.0*[Ni])- Ae3
(이때, Ae1 및 Ae3는 각각 온도(℃) 단위를 가지며, [C]는 주편 내 탄소의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Mn]은 주편 내 망간의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Ni]은 주편 내 니켈의 함량이며 단위는 중량%이며, 계수 0.8은 무계수이며, 계수 12.0, 및 5.8은 1/중량%의 단위를 가지며, 상수 850은 온도(℃) 단위를 가짐.)
일 실시 예에 있어서, 상기 제조된 철근은 표면부에서 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가질 수 있다.
일 실시 예에서, 상기 철근은 표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 구비한다. 상기 철근은 상기 표층부에서 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비하며, 상기 중심부에서, 면적분율로, 35 내지 45%의 베이나이트, 45 내지 55%의 침상 페라이트, 5 내지 15%의 펄라이트를 포함할 수 있다.
일 실시 예에서, 상기 제조된 철근은 상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상 및 연신율 10% 이상을 만족하며,
-170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상일 수 있다. 이때, 상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비이다.
본 발명에 따르면, 최적화된 합금 성분 및 공정 제어를 통해 극저온에서의 인성과 연성을 보증할 수 있는 철근 및 이의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 철근의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시 예에 따르는 철근의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시 예에 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, 극저온에서의 인성과 연성을 보증하는 극저온용 철근을 제공한다. 본 발명의 실시예에서는 극저온 인성 및 연성의 향상을 위해, 철근 내 탄소, 니켈, 망간과 같은 상기 합금조성을 제어할 수 있다. 이러한 합금 조성은 베이나이트와 같은 저온상 획득에 유리할 수 있다. 또한, 본 발명의 실시 예에서는 균열 전파를 방지할 수 있는 철근의 미세조직을 가지도록 성분 및 공정이 제어될 수 있다.
철근
본 발명의 일 구현예는 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 철근을 제공한다.
상기 철근은 표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 가질 수 있다. 상기 철근은 상기 표층부에서 실질적으로 템퍼트 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비할 수 있다. 일 예로서, 상기 표층부는 상기 경화층으로 이루어질 수 있다. 상기 철근은 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가질 수 있다.
상기 경화층은 상기 철근의 표면으로부터 상기 철근의 반지름 길이의 0.31 내지 0.55에 대응하는 깊이를 가질 수 있다. 일 실시 예에 있어서, 상기 철근의 길이 방향에 수직인 방향으로 단면을 생성하면, 상기 단면은 상기 표층부와 상기 중심부로 이루어질 수 있다. 상기 단면의 전체에 대해 상기 표층부는 35 내지 50%의 면적 분율을 가질 수 있다. 상기 표층부는 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어질 수 있다. 다르게는 상기 표층부의 상기 면적 분율 중에서 약 10% 미만의 면적 분률로 존재하는 베이나이트를 포함할 수 있다.
상술한 바와 같이, 상기 철근의 단면에서 상기 표층부를 제외한 나머지 영역이 상기 중심부일 수 있다. 일 예로서, 상기 철근의 길이 방향에 수직인 방향으로 단면을 생성할 때, 상기 단면 전체에 대해 상기 중심부는 50 내지 65%의 면적 분율을 가질 수 있다. 또한, 상기 철근은 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가질 수 있다. 상기 중심부의 상기 페라이트는 침상 페라이트일 수 있다. 일 실시 예에 있어서, 상기 철근은 상기 중심부의 전체 면적 대비, 35 내지 45%의 면적 분율을 가지는 베이나이트, 45 내지 55%의 면적 분율을 가지는 침상 페라이트, 및 5 내지 15%의 면적 분율을 가지는 펄라이트를 포함할 수 있다. 이때, 상기 침상 페라이트는 9 내지 11 ㎛의 결정립 크기를 가질 수 있다.
상기 철근은 상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상 및 연신율 10% 이상을 만족할 수 있다. 또한, 상기 철근은 -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상을 가질 수 있다. 이때, 상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비일 수 있다.
상기 -170 ℃ 에서의 상기 균일 연신율 및 상기 노치 민감율은 유럽 표준(EN14620-3)의 규격을 따른 시편을 준비하고, 상기 시편에 대한 인장 시험을 실시한 결과이다. 상기 인장 시험을 위한 시편으로서, 언노치 시편과 노치 시편을 준비한다. 유럽 표준(EN14620-3)의 기준에 따른 상기 노치 시편은 내부 각이 45°인 브이-노치(V-notch)을 가질 수 있으며, 상기 브이-노치는 베이스에서의 반경이 0.25 mm 일 수 있다. 상기 브이-노치는 인장 시험기의 그립부 사이에서 시편의 1/2 길이의 위치에 형성될 수 있다.
상기 균일 연신율은 상기 언노치 시편을 이용하여 인장 시험을 실시할 때, 상기 시편에 대해 네킹이 발생할 때까지의 연신율을 의미할 수 있다. 이에 따라 본 실시 예에서, -170℃ 에서의 균일 연신율을 측정할 수 있다. 또한, -170℃ 에서 노치 시편과 언노치 시편에 대해 인장 시험을 각각 실시한 후에, 상기 노치 민감율을 상기 노치 시편의 인장강도와 상기 언노치 시편의 항복 강도의 비로부터 산출할 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 철근에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
본 발명에서 탄소(C)는 강의 강도 및 경도를 확보하기 위해 첨가된다. 통상적으로, 탄소(C)는 오스테나이트에 고용되어 담금질(quenching)시 마르텐사이트 조직을 형성시킨다. 또한, 통상적으로, 탄소량 증가에 따라 담금질 경도가 향상되나, 급속 냉각에 따른 변형이 발생하거나 강재 연신율 및 저온 인성이 저하될 수 있다.
상기 탄소(C)는 전체 철근 중량의 0.06 중량% 내지 0.11 중량%의 함량으로 첨가된다. 탄소의 함량이 0.06 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도 확보가 어렵다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.11 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 충분한 연신율 및 저온 인성을 확보하기 어려울 수 있다.
실리콘(Si)
본 발명에서 실리콘(Si)은 제강 공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가된다. 또한, 실리콘(Si)은 고용강화 효과를 갖는 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 형성을 유도하여 강의 인성 및 연성을 개선하는데 효과적이다.
상기 실리콘(Si)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.25 중량% 이하의 함량으로 첨가된다. 한편, 실리콘(Si)의 함량이 0.25 중량%를 초과할 경우에는 강 표면에 산화물을 형성하여 강의 연성을 저하시키는 문제점이 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 상기 망간은 전체 철근 중량의 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만으로 첨가된다. 망간의 함량이 0.8 중량% 미만인 경우, 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 반면에, 망간의 함량이 2.0 중량% 이상인 경우, 강도는 증가하나 MnS계 비금속개재물의 양이 증가한데 기인하여 용접시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다. 또한, 망간은 오스테나이트 안정화 원소로서, 상기 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만으로 첨가될 때, 침상 페라이트 및 베이나이트 형성에 유리할 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 실시 예에 따르는 극저온 인성에 유리한 미세조직을 형성할 수 있다.
인(P)
인(P)은 강도 향상에 일부 기여하는 원소이나, 과도하게 포함될 경우 강의 연성을 악화시키고, 빌렛 중심 편석에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 된다. P은 강중에 균일하게 분포되어 있으면 별 문제가 되지 않지만 보통 Fe3P의 해로운 화합물을 형성한다. 이 Fe3P는 극히 취약하고 편석되어 있어서 풀림처리를 해도 균질화되지 않고 단조, 압연 등 가공시 길게 늘어난다.
상기 인(P)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.01 중량%의 함량으로 제한된다. 인(P)의 함량이 0.01 중량%를 초과할 경우에는 중심 편석 및 미세 편석을 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 연성 및 조관성을 악화시킬 수 있다.
황(S)
황(S)은 가공성 향상에 일부 기여하는 원소이나, 과도하게 포함될 경우 강의 인성 및 연성을 저해하고, 망간과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 강의 가공 중 크랙을 발생시킨다. 황은 강 중에 망간의 양이 충분하지 못할 경우 철과 결합하여 FeS를 형성할 수 있다. 상기 FeS는 매우 취약하고 용융점이 낮기 때문에 열간 및 냉간가공시에 균영르 발생시킬 수 있다.
상기 황(S)은 전체 철근 중량의 0 초과 0.01 중량%의 함량으로 제한된다. 황(S)의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우에는 연성을 크게 저해하고 MnS 비금속 개재물을 과도하게 발생시키는 문제가 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 탈산제로 기능할 수 있다. 알루미늄(Al)은 전체 철근 중량의 0.01 내지 0.03 중량%로 첨가될 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가되는 경우, 상기 효과를 충분히 발휘하기 힘들다. 반면에, 알루미늄의 함량이 0.03 중량%을 초과하여 첨가되는 경우 첨가된 경우, 알루미늄산화물(Al2O3)과 같은 비금속개재물량을 증가시킬 수 있다.
니켈(Ni)
니켈(Ni)은 재료의 강도를 증가시키고, 저온 충격치를 확보할 수 있도록 한다. 상기 니켈은 전체 철근 중량의 0.50 내지 1.00 중량%로 첨가된다. 다만, 니켈의 함량이 0.50 중량% 미만으로 첨가되는 경우, 상술한 목적을 달성하기 힘들다. 반면에, 니켈의 함량이 1.00 중량%를 초과할 경우에는 상온 강도가 과다하게 높아져 용접성 및 인성이 열화될 수 있다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 강의 강도, 인성 및 경화능을 향상시킨다. 상기 몰리브덴은 전체 철근 중량의 0.027 내지 0.125 중량%로 첨가된다. 몰리브덴의 함량이 0.027 중량% 미만으로 첨가된 경우, 상술한 효과를 발휘하기 어렵다. 반면에, 몰리브덴의 함량이 0.125 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 용접성을 저하시키는 단점이 있다.
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시켜 담금질성을 개선시킬 수 있다. 또한, 크롬은 탄소의 확산을 지연하여 입도 미세화를 이룰 수 있다.
상기 크롬은 전체 철근 중량의 0 초과 0.25 중량%로 첨가된다. 크롬의 함량이 0.25 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. 또한, 대기나 해수 중에서 강의 내식성을 증가시킬 수 있다. 구리(Cu)는 전체 중량의 0 초과 0.28 중량% 이하의 함량으로 제한된다. 구리의 함량이 0.28 중량%를 초과하여 첨가된 경우, 열간가공성을 저하시키며 적열취성을 유발할 수 있다.
질소(N)
질소(N)는 항복강도, 및 인장강도를 증가시킬 수 있다. 질소는 오스테나이트 결정립을 미세하게 하여 미세 결정립의 강을 제조할 수 있도록 한다. 그러나, 0.01%를 초과하여 다량 첨가시 질소량이 증가하여 강의 연신율 및 성형성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 전체 철근 중량의 0 초과 0.01 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
전술한 합금조성의 성분들 외에 나머지는 철(Fe)과 제강 과정 등에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.
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(S100), 열간압연 단계(S200), 및 냉각 단계(S300)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S100)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, 일 예로서, 블룸 또는 필렛의 형태를 가질 수 있다. 상기 주편은, 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
재가열 단계
주편의 재가열 단계에서는 상기의 조성을 갖는 주편을 1030℃ 내지 1250℃의 온도범위에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 주편은 재가열 단계(S100) 이전에 실시되는 연속주조과정에 의하여 제조된 블룸 또는 빌렛 일 수 있다.
주편의 재가열 온도가 1030℃ 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 1250℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 강도를 저해할 수 있다.
열간 압연
열간 압연 단계(S200)에서는 상기 재가열된 주편을 920℃ 내지 1030℃의 마무리 압연 온도로 열간압연하여 철근을 제조한다. 상기 마무리 압연 온도는 오스테나이트 미재결정 온도인 Ar3 및 Ac3 변태점 이상의 온도일 수 있다.
상기 마무리 압연 온도가 1030℃를 초과할 경우, 조대한 펄라이트 형성에 의해 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 마무리 압연 온도가 920℃ 미만으로 실시될 경우에는 압연 부하를 유발하여 생산성을 저하시키고 열처리 효과를 저감시킬 수 있다.
일 실시 예에서, 상기 마무리 압연 온도는 하기의 식 1의 조건에 따라 설정될 수 있다.
식 1 : 마무리 압연 온도(℃) < (850 + 0.80*Ae1 / 12.0*[C] + 5.8*[Mn] + 35.0*[Ni])- Ae3
(이때, Ae1 및 Ae3는 각각 온도(℃) 단위를 가지며, [C]는 주편 내 탄소의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Mn]은 주편 내 망간의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Ni]은 주편 내 니켈의 함량이며 단위는 중량%이며, 계수 0.80은 무단위이며, 계수 12.0, 및 5.8은 1/중량%의 단위를 가지며, 상수 850은 온도(℃) 단위를 가짐.)
식 1에서 Ae1은 평형(equilibrium) 상태에서의 강의 상변태와 관련된 공지의 임계온도 A1을 의미하며, Ae3는 평형(equilibrium) 상태에서의 강의 상변화와 관련된 공지의 임계온도 A3를 의미한다.
냉각
냉각 단계(S300)에서는 충분한 강도를 확보하기 위해, 상기 열간압연된 철근을 템프코어 공정을 거쳐 철근의 표면 온도를 마르텐사이트 변태시작온도(Ms) 이하로 냉각한다. 상기 템프코어 공정 과정에서, 상기 냉각된 강재에서는 520℃ 내지 600℃ 온도에서 복열하는 과정이 진행될 수 있다. 상기 철근의 복열 후에, 상기 철근은 공랭될 수 있다.
상기 복열 온도는 상기 열간압연된 철근이 템프코어 공정 중에 냉각수를 담은 수조를 통과하는 속도에 대응할 수 있다. 일 실시 예에 따르면, 상기 철근의 선속은 7 내지 11 meter/sec의 범위를 가질 수 있다. 상기 선속이 7 meter/sec 미만인 경우 과도한 냉각이 이루어져 상기 복열 온도가 520℃ 보다 낮아질 수 있다. 상기 선속이 11 meter/sec를 초과할 경우, 냉각이 불충분하게 이루어져서 상기 복열 온도가 600℃ 보다 높아질 수 있다. 즉, 본 발명의 실시예에 따르는 복열 온도를 확보하지 못하는 경우, 본 발명의 실시예에 따르는 경화층 깊이 범위를 확보할 수 없다.
상술한 공정을 통해 제조된 철근은 표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 가질 수 있다. 상기 철근은 상기 표층부에서 실질적으로 템퍼트 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비할 수 있다. 일 예로서, 상기 표층부는 상기 경화층으로 이루어질 수 있다. 상기 철근은 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가질 수 있다.
상기 경화층은 상기 철근의 표면으로부터 상기 철근의 반지름 길이의 0.31 내지 0.55에 대응하는 깊이를 가질 수 있다. 일 실시 예에 있어서, 상기 철근의 길이 방향에 수직인 방향으로 단면을 생성할 때, 상기 단면 전체에 대해 상기 표층부는 35 내지 50%의 면적 분율을 가질 수 있다. 상기 표층부는 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어질 수 있다. 다르게는 상기 표층부의 상기 면적 분율 중에서 약 10% 미만의 면적 분율로 베이나이트를 포함할 수 있다.
상술한 바와 같이, 상기 철근의 단면에서 상기 표층부를 제외한 나머지 영역이 상기 중심부일 수 있다. 일 예로서, 상기 철근의 길이 방향에 수직인 방향으로 단면을 생성할 때, 상기 단면 전체에 대해 상기 중심부는 50 내지 65%의 면적 분율을 가질 수 있다. 또한, 상기 철근은 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가질 수 있다. 상기 중심부의 상기 페라이트는 침상 페라이트일 수 있다. 일 실시 예에 있어서, 상기 철근은 상기 중심부의 전체 면적 대비, 35 내지 45%의 면적 분율을 가지는 베이나이트, 45 내지 55%의 면적 분율을 가지는 침상 페라이트, 및 5 내지 15%의 면적 분율을 가지는 펄라이트를 포함할 수 있다. 이때, 상기 침상 페라이트는 9 내지 11 ㎛의 결정립 크기를 가질 수 있다.
제조된 철근은 상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상 및 연신율 10% 이상을 만족할 수 있다. 또한, 상기 철근은 -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상일 수 있다. 이때, 상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비일 수 있다.
상기 -170 ℃ 에서의 균일 연신율 및 노치 민감율은 유럽 표준(EN14620-3)의 규격을 따른 시편을 준비하고, 상기 시편에 대한 인장 시험을 실시한 결과이다. 상기 인장 시험을 위한 시편으로서, 언노치 시편과 노치 시편을 준비한다. 유럽 표준(EN14620-3)의 기준에 따른 상기 노치 시편은 내부 각이 45°인 브이-노치(V-notch)을 가질 수 있으며, 상기 브이-노치는 베이스에서의 반경이 0.25 mm 일 수 있다. 상기 브이-노치는 인장 시험기의 그립부 사이에서 시편의 1/2 길이의 위치에 형성될 수 있다.
상기 균일 연신율은 상기 언노치 시편을 이용하여 인장 시험을 실시할 때, 상기 시편에 대해 네킹이 발생할 때까지의 연신율을 의미할 수 있다. 이에 따라 본 실시 예에서, -170℃ 에서의 균일 연신율을 측정할 수 있다. 또한, -170℃ 에서 노치 시편과 언노치 시편에 대해 인장 시험을 각각 실시하고, 상기 노치 민감율은 노치 시편의 인장강도와 언노치 시편의 항복 강의 비로부터 산출할 수 있다.
한편, 상온에서의 항복 강도는 하기 식 2와 같은 파라미터를 가지도록 설계될 수 있다.
식 2 : 항복 강도 (MPa) = (78*[HLVF] + 1000/[FGD] + 25.3*[Mn] + 32.9*[Ni]) / (0.0309*[FDT] + 1.2*[MV])
(이때, [Mn]은 주편 내 망간의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Ni]은 주편 내 니켈의 함량이며 단위는 중량%이며, [HLVF]는 철근의 길이 방향에 수직인 방향의 단면에서, 전체 단면 면적에 대한 경화층 면적 분율이며 %의 단위를 가지며, [FGD]는 철근의 중심부에서의 페라이트의 결정립 크기를 의미하며 ㎛의 단위를 가지며, [FDT]는 열간 압연 마무리 압연 온도이며 ℃ 단위를 가지며, [MV]는 열간압연된 철근이 템프코어 공정 중 냉각 수조를 통과하는 선속이며 meter/sec의 단위를 가지며, 계수 78은 MPa/%의 단위를 가지며, 계수 1000은 MPa/㎛의 단위를 가지며, 계수 25.3 및 32.9는 MPa/중량%의 단위를 가지며, 계수 0.0309는 1/℃ 단위를 가지며, 계수 1.2는 sec/meter의 단위를 가짐)
상기 식 2에서, 상기 철근의 상기 경화층 면적 분율은 전체 단면 면적 대비 35 내지 50% 의 범위를 가질 수 있다. 또한, 상기 식2에서, 상기 선속은 7 내지 11 meter/sec의 범위를 가질 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따르는 재가열, 열간 압연 및 냉각 공정을 거침으로써, 극저온에서의 인성과 연성을 보증하는 극저온용 철근을 제공할 수 있다.
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.
실시예 1
1. 시편의 제조
하기 표 1에 표시된 합금조성 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 빌렛을 각각 준비하였다. 상기 빌렛을 표 2의 공정 조건으로 재가열, 열간압연 및 복열하여 비교예 1 내지 6, 실시예 1 내지 3의 시편으로 제조하였다.
화학성분(wt%)
C Si Mn P S Al Cu Cr Ni Mo N
비교예1 0.27 0.12 1.00 0.026 0.024 0.015 0.23 0.11 0.02 0.02 0.01
비교예2 0.13 0.12 1.55 0.01 0.01 0.015 0.24 0.12 0.60 0.04 0.01
비교예3 0.035 0.12 1.58 0.01 0.01 0.015 0.24 0.11 0.63 0.06 0.01
비교예4 0.07 0.12 1.55 0.01 0.01 0.015 0.23 0.11 0.3 0.05 0.01
비교예5 0.07 0.12 0.75 0.01 0.01 0.015 0.23 0.10 0.60 0.05 0.01
실시예1 0.07 0.06 1.83 0.01 0.01 0.015 0.24 0.08 0.59 0.12 0.01
실시예2 0.07 0.06 1.55 0.01 0.01 0.015 0.24 0.08 0.60 0.04 0.01
실시예3 0.08 0.06 1.58 0.01 0.01 0.015 0.24 0.08 0.62 0.03 0.01
재가열온도(℃) 마무리압연온도(℃) 복열온도(℃)
비교예1 1100 1020 585
비교예2
비교예3
비교예4
비교예5
실시예1
실시예2
실시예3
비교예 1 및 2의 경우, 탄소 함량이 본 발명의 철근 내 탄소의 함량 범위의 상한치보다 높다. 비교예 3의 경우, 탄소 함량이 본 발명의 철근 내 탄소의 함량 범위의 하한치보다 낮다. 비교예 4의 경우, 니켈의 함량이 본 발명의 철근 내 니켈의 함량 범위의 하한치보다 낮다. 비교예 5의 경우, 망간의 함량이 본 발명의 철근내 망간의 함량 범위의 하한치보다 낮다.
2. 물성평가
표 1 및 표 2의 조건에 따라 제조된 비교예 1 내지 5, 실시예 1 내지 3의 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 표 3에 나타내고 있다. 물성평가는 상온 특성과 -170℃에서의 극저온 특성으로 나누어 평가하였다. 상기 극저온 특성은 유럽 표준(EN14620-3)의 규격을 따른 시편을 별도로 준비하고, 상기 시편에 대한 인장 시험을 실시한 결과이다. 상기 극저온 특성 평가를 위한 인장 시편으로서, 언노치 시편과 노치 시편을 준비한다. 유럽 표준(EN14620-3)의 기준에 따른 상기 노치 시편은 내부 각이 45°인 브이-노치(V-notch)을 가질 수 있으며, 상기 브이-노치는 베이스에서의 반경이 0.25 mm 일 수 있다. 상기 브이-노치는 인장 시험기의 그립부 사이에서 시편의 1/2 길이의 위치에 형성될 수 있다.
또한, 표 3에는 제조된 철근의 중심부 미세 조직을 관찰하고 이를 나타내었다.
상온 특성 극저온 특성 (-170℃) 중심부 미세조직
YS(MPa) TS (MPa) TS/YS EL (%) YS_un(MPa) UE_un(%) TS_n(MPa) NSR
비교예1 575 690 1.20 12.5 822 4.1 756 0.92 P+F
비교예2 542 623 1.15 13.6 813 6.2 846 0.96 F+B+P
비교예3 466 513 1.10 15.3 717 10.1 739 1.03 F+P
비교예4 481 504 1.05 12.5 739 8.5 717 0.97 F+B+P
비교예5 457 512 1.12 13.6 742 9.3 705 0.95 F+P
실시예1 553 674 1.22 13.4 810 9.0 911 1.12 F+B+P
실시예2 561 671 1.20 15.9 815 9.0 902 1.11 F+P+P
실시예3 570 676 1.19 16.9 836 10.2 920 1.10 F+B+P
* 표 3에서, P는 펄라이트의 표기이며, F는 페라이트의 표기이며, B는 베이나이트의 표기임.
본 출원에 개시되는 철근의 상온 특성의 목표치는 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상, 연신율(EL) 10% 이상이다. 또한, 극저온 특성의 목표치는 -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율(UE_un) 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio, NSR) 1.0 이상이다. 이때, 상기 노치 민감율(NSR)은 (노치 시편의 인장강도(TS_n)) / (언노치 시편의 항복강도(YS_un))의 비일 수 있다.
극저온 특성 평가와 관련하여, 언노치 시편의 항복강도(YS_un)는 언노치 시편에 대해 -170℃ 에서 진행한 인장 시험의 항복 강도를 의미하고, 노치 시편의 인장강도(TS_n)은 노치 시편에 대해 -170℃ 에서 진행한 인장 시험의 인장 강도를 의미할 수 있다. 균일 연신율(UE_un)은 언노치 시편에 대해 -170℃ 에서 인장 시험을 진행할 때, 상기 언노치 시편에 네킹이 발생할 때까지의 연신율을 의미할 수 있다.
표 3을 참조하면, 실시예 1 내지 3의 경우, 상기 시편들은 상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상, 연신율 10% 이상의 목표치를 만족시킬수 있었다. 또한, 상기 실시예 1 내지 3의 시편들은 -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상을 가질 수 있다. 이때, 상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비일 수 있다.
한편, 비교예 1 및 2의 경우, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio) 목표치 1.0 이상을 달성하지 못하였다. 즉, 비교예 1 및 2는, 탄소 함량이 실시예 대비 상대적으로 높게 첨가되는 경우로서, 펄라이트 분율 증대로 극저온 특성을 만족할 수 없는 것으로 판단된다.
비교예 3의 경우, 상온에서의 항복 강도 목표치인 500MPa 이상 및 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상을 달성하지 못하였다. 즉, 비교예 3은 탄소 함량이 실시예 대비 상대적으로 낮게 첨가되는 경우로서, 극저온 특성을 만족시킬 수 있으나, 탄소의 고용 강화 효과 발생이 미흡하고, 침상 페라이트와 베이나이트 형성이 부족하여 상온 강도를 달성하지 못한 것으로 판단된다.
비교예 4 및 5의 경우, 각각 니켈 및 망간의 함량이 실시예 대비 낮게 첨가되는 경우로서, 상온에서의 항복 강도 목표치인 500MPa 이상 및 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상, 및 -170℃ 에서 노치 민감율 목표치 1.0 이상을 달성하지 못하였다. 즉, 상온 특성과 극저온 특성을 모두 만족시키지 못하였다.
3. 미세조직 관찰
도 2는 본 발명의 일 비교예에 따르는 철근 중심부의 조직 사진이다. 도 3은 본 발명의 일 실시예에 따르는 철근 중심부의 조직 사진이다. 도 2는 비교예 1 시편의 조직 사진이며, 도 3은 실시예 1 시편의 조직 사진이다.
도 2를 참조하면, 비교예 1 시편의 중심부의 경우 펄라이트와 페라이트의 복합조직이 관찰되었으며, 도 3을 참조하면, 실시예 1 시편의 중심부의 경우 베이나이트, 침상페라이트, 및 펄라이트의 복합조직이 관찰되었다. 즉, 철근 중심부의 경우, 실시예 1 시편이 저온상으로서 베이나이트를 포함함을 관찰하였다. 이를 통해 저온 인성 및 강도의 확보가 가능한 것으로 판단된다.
또한, 실시예 1 시편이 비교예 1 시편보다 결정립의 크기가 작음을 관찰하였다. 이와 같이, 실시예 1 시편은 비교예 1 시편보다 미세조직을 가짐으로써, 균열 전파 방지에 유리한 것으로 판단된다.
실시예 2
1. 시편의 제조
하기 표 4에 표시된 성분계 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 각각 준비하였다. 상기 주편을 표 5의 공정 조건으로 재가열, 열간압연 및 복열하여 최종 직경 13mm (D13) 및 25 mm (D25)의 철근 시편 비교예 6 내지 9, 실시예 4 및 5를 제조하였다.
화학성분(wt%)
C Si Mn P S Al Mo Ni Cu Cr N
성분계 0.07 0.12 1.83 0.0090 0.0090 0.015 0.12 0.59 0.28 0.15 0.01
규격(직경) 조업 조건
재가열온도(℃)도 마무리압연온도(℃) 냉각수량(m3/hr) 수압(Bar) 선속(meter/sec) 복열온도(℃)
비교예6 D13 1050 950 1005 5.4 6.8 500
실시예4 D13 1050 950 1005 5.4 10.5 570
비교예7 D13 1050 950 1005 5.4 12.5 640
비교예8 D25 1200 1000 1200 6.0 5.0 500
실시예5 D25 1200 1000 1200 6.0 7.5 595
비교예9 D25 1200 1000 1200 6.0 11.4 640
표 4 및 표 5를 참조하면, 비교예 6, 비교예 7 및 실시예 4는 13mm의 직경을 가지는 철근(D13) 시편이다. 비교예 6의 경우, 복열온도가 500℃ 이며, 본 출원의 실시예를 따르는 철근 제조시 복열온도 범위의 하한치보다 낮다. 비교예 7의 경우, 복열온도가 640℃ 이며, 본 출원의 실시예를 따르는 철근 제조시 복열온도 범위의 상한치보다 높다. 나머지 조업 조건은 비교예 6, 비교예 7 및 실시예 4가 동일하다. 즉, 1050℃의 필렛 재가열 온도, 및 950℃의 마무리 압연 온도로 동일하게 진행하였으며, 냉각 과정에서 1005 m3/hr 의 냉각 수량 및 5.4 Bar의 수압을 동일하게 적용하였다.
비교예 8, 비교예 9 및 실시예 5는 25mm의 직경을 가지는 철근(D25) 시편이다. 비교예 8의 경우, 복열온도가 500℃ 이며, 본 출원의 실시예를 따르는 철근 제조시 복열온도 범위의 하한치보다 낮다. 비교예 9의 경우, 복열온도가 640℃ 이며, 본 출원의 실시예를 따르는 철근 제조시 복열온도 범위의 상한치보다 높다. 나머지 조업 조건은 비교예 8, 비교예 9 및 실시예 5가 동일하다. 즉, 1200℃의 필렛 재가열 온도, 및 1000℃의 마무리 압연 온도로 동일하게 진행하였으며, 냉각 과정에서 1200 m3/hr 의 냉각 수량 및 6.0 Bar의 수압을 동일하게 적용하였다.
2. 물성평가
표 4 및 표 5의 조건에 따라 제조된 비교예 6 내지 9, 실시예 4 및 5의 시편들에 대한 경화층 깊이 및 기계적 물성 평가 결과가 표 6에 나타나고 있다.
경화층 깊이는 제조된 비교예 6 내지 9, 실시예 4 및 5의 철근 시편들에 대해, 각 철근 시편의 표면으로부터 텀퍼드 마르텐사이트가 형성된 깊이를, 철근의 반지름과의 비율로 나타낸 것이다. 기계적 물성평가는 상온 특성과 -170℃에서의 극저온 특성으로 나누어 평가하였다. 상기 극저온 특성은 유럽 표준(EN14620-3)의 규격을 따른 시편을 별도로 준비하고, 상기 시편에 대한 인장 시험을 실시한 결과이다. 상기 극저온 특성 평가를 위한 인장 시편으로서, 언노치 시편과 노치 시편을 준비한다. 유럽 표준(EN14620-3)의 기준에 따른 상기 노치 시편은 내부 각이 45°인 브이-노치(V-notch)을 가질 수 있으며, 상기 브이-노치는 베이스에서의 반경이 0.25 mm 일 수 있다. 상기 브이-노치는 인장 시험기의 그립부 사이에서 시편의 1/2 길이의 위치에 형성될 수 있다.
비교예 6 내지 9, 실시예 4 및 5의 시편에 대해 상온 특성 평가를 실시하였으며, 실시예4 및 5의 시편에 대해 -170℃에서의 극저온 특성 평가를 실시하였다.
경화층 깊이(반지름비) 상온 특성 극저온 특성 (-170℃)
YS (MPa) TS (MPa) TS/YS EL (%) YS_un(MPa) UE_un(%) TS_n(MPa) NSR
비교예6 0.57 631 712 1.13 12.4 - - - -
실시예4 0.38 553 677 1.22 13.4 810 9.0 911 1.12
비교예7 0.24 490 588 1.2 14.2 - - - -
비교예8 0.65 644 728 1.13 14.1 - - - -
실시예5 0.47 570 676 1.19 16.9 836 10.2 920 1.10
비교예9 0.29 496 595 1.20 17.7 - - - -
표 6을 참조하면, 표 4에 개시된 동일한 합금 조성을 가지는 빌렛에 대해, 표 5에 개시된 바와 같이, 복열 온도를 달리하여 조업을 진행한 결과, 복열 온도에 따라 서로 다른 경화층 깊이를 나타냈다.
비교예 6, 7 및 실시예 4 시편을 검토하면, 복열 온도가 증가할수록, 경화층의 깊이가 작아지는 것을 확인할 수 있다. 마찬가지로, 비교예 8, 9 및 실시예 5 시편을 검토하면, 복열 온도가 증가할수록, 경화층의 깊이가 작아지는 것을 확인할 수 있다
이어서, 비교예 6, 7 및 실시예 4 시편의 상온 특성을 살펴보면, 복열 온도가 본 출원 제조 방법의 복열 온도의 하한치보다 낮은 비교예 6 시편의 경우, 상온에서 인장 강도(TS)/항복강도(YS)의 비의 목표치인 1.15 이상을 달성하지 못하였다. 복열 온도가 본 출원 제조 방법의 복열 온도의 상한치보다 높은 비교예 7 시편의 경우, 상온 항복 강도의 목표치인 500 MPa 이상을 달성하지 못하였다. 반면에, 실시예 4 시편의 경우, 상온 특성의 목표치를 모두 만족시켰다.
한편, 실시예 4 시편의 경우, -170 ℃에서의 극저온 특성 평가를 살펴보면, 언노치 시편의 항복강도(YS_un) 810 MPa, 균일 연신율(UE_un) 9.0%, 노치 시편의 인장강도(TS_n) 911 MPa, 노치 민감율(NSR) 1.12를 나타냈다. 이로서, 실시예 4 시편의 경우, -170 ℃에서의 극저온 특성의 목표치를 모두 만족시켰다.
비교예 8, 9 및 실시예 5 시편의 상온 특성을 살펴보면, 복열 온도가 본 출원 제조 방법의 복열 온도의 하한치보다 낮은 비교예 8 시편의 경우, 상온에서 인장 강도(TS)/항복강도(YS)의 비의 목표치인 1.15 이상을 달성하지 못하였다. 복열 온도가 본 출원 제조 방법의 복열 온도의 상한치보다 높은 비교예 9 시편의 경우, 상온 항복 강도의 목표치인 500 MPa 이상을 달성하지 못하였다. 반면에, 실시예 5 시편의 경우, 상온 특성의 목표치를 모두 만족시켰다.
한편, 실시예 5 시편의 경우, -170 ℃에서의 극저온 특성 평가를 살펴보면, 언노치 시편의 항복강도(YS_un) 836 MPa, 균일 연신율(UE_un) 10.2%, 노치 시편의 인장강도(TS_n) 920 MPa, 노치 민감율(NSR) 1.10를 나타냈다. 이로서, 실시예 5 시편의 경우, -170 ℃에서의 극저온 특성의 목표치를 모두 만족시켰다.
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 (9)

  1. 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    철근은 표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 구비하되,
    상기 철근은 상기 표층부에서 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비하고, 상기 중심부에서 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직을 가지는
    철근.
  2. 제1 항에 있어서,
    상기 중심부에서 면적분율로 35 내지 45%의 베이나이트, 45 내지 55%의 침상페라이트 및 5 내지 15%의 펄라이트를 포함하는
    철근.
  3. 제1 항에 있어서,
    상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상 및 연신율 10% 이상을 만족하며,
    -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상이며,
    상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비인
    철근.
  4. 제1 항에 있어서,
    상기 경화층은 상기 철근의 표면으로부터, 상기 철근의 반지름 길이의
    0.31 내지 0.55에 대응되는 깊이를 가지는
    철근.
  5. 제1 항에 있어서,
    상기 중심부에서 상기 페라이트는 9 내지 11㎛의 결정립 크기를 가지는
    철근.
  6. 탄소(C) 0.06 중량% 내지 0.11 중량%, 실리콘(Si) 0 초과 0.25 중량% 이하, 망간(Mn) 0.8 중량% 이상 2.0 중량% 미만, 인(P) 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 초과 0.01 중량% 이하, 알루미늄(Al) 0.01 내지 0.03 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.00 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.027 내지 0.125 중량%, 크롬(Cr) 0 초과 0.25 중량% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.28 중량% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 주편을 1030℃ 내지 1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 주편을 920℃ 내지 1030℃의 마무리 압연 온도로 열간압연하여 철근을 형성하는 단계; 및
    상기 열간압연된 철근을 템프코어 공정을 거쳐 상기 철근의 표면 온도를 마르텐사이트 변태시작온도(Ms) 이하로 냉각하는 단계를 포함하되,
    상기 템프코어 공정은 상기 철근을 520℃ 내지 600℃에서 복열하는 단계를 포함하는
    철근의 제조 방법.
  7. 제6 항에 있어서,
    상기 마무리 압연 온도는 하기의 식의 조건에 따르는
    마무리 압연 온도(℃) < (850 + 0.80*Ae1 / 12.0*[C] + 5.8*[Mn] + 35.0*[Ni])- Ae3
    (이때, Ae1 및 Ae3는 각각 온도(℃) 단위를 가지며, [C]는 주편 내 탄소의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Mn]은 주편 내 망간의 함량이며 단위는 중량% 이며, [Ni]은 주편 내 니켈의 함량이며 단위는 중량%이며, 계수 0.8은 무계수이며, 계수 12.0, 및 5.8은 1/중량%의 단위를 가지며, 상수 850은 온도(℃) 단위를 가짐.)
    철근의 제조 방법.
  8. 제6 항에 있어서,
    상기 철근은
    표층부와 상기 표층부를 제외한 중심부를 구비하되,
    상기 표층부에서 실질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 경화층을 구비하며,
    상기 중심부에서 면적분율로 35 내지 45%의 베이나이트, 45 내지 55%의 침상페라이트 및 5 내지 15%의 펄라이트를 포함하는
    철근의 제조 방법.
  9. 제6 항에 있어서,
    상기 제조된 철근은 상온에서 항복강도(YS) 500MPa 이상, 인장강도(TS)/항복강도(YS)의 비가 1.15 이상 및 연신율 10% 이상을 만족하며,
    -170 ℃에서 언노치 시편에서의 균일 연신율 3% 이상, -170℃ 에서 노치 민감율(Notch Sensitive Ratio)이 1.0 이상이며,
    상기 노치 민감율은 (노치 시편의 인장강도) / (언노치 시편의 항복강도)의 비인
    철근의 제조 방법.
PCT/KR2018/000953 2017-12-29 2018-01-22 철근 및 이의 제조 방법 WO2019132098A1 (ko)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880084377.6A CN111527229A (zh) 2017-12-29 2018-01-22 增强性钢筋及其制备方法
AU2018395571A AU2018395571B2 (en) 2017-12-29 2018-01-22 Steel reinforcing bar and production method therefor
US16/957,406 US11674196B2 (en) 2017-12-29 2018-01-22 Steel reinforcing bar and production method therefor

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170184688A KR102057765B1 (ko) 2017-12-29 2017-12-29 철근 및 이의 제조 방법
KR10-2017-0184688 2017-12-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019132098A1 true WO2019132098A1 (ko) 2019-07-04

Family

ID=67063918

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2018/000953 WO2019132098A1 (ko) 2017-12-29 2018-01-22 철근 및 이의 제조 방법

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11674196B2 (ko)
KR (1) KR102057765B1 (ko)
CN (1) CN111527229A (ko)
AU (1) AU2018395571B2 (ko)
WO (1) WO2019132098A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115074497A (zh) * 2022-07-08 2022-09-20 连云港兴鑫钢铁有限公司 一种热轧带肋钢筋轧后仿真退火的方法

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102173920B1 (ko) * 2018-11-16 2020-11-04 고려대학교 산학협력단 항복비와 균일연신율이 우수한 항복강도 700 MPa급 철근 및 그 제조 방법
KR102289520B1 (ko) * 2019-11-25 2021-08-12 현대제철 주식회사 철근 및 그 제조방법
KR102418039B1 (ko) * 2020-08-12 2022-07-07 현대제철 주식회사 초고강도 철근 및 이의 제조방법
CN112474793A (zh) * 2020-11-02 2021-03-12 南京钢铁股份有限公司 一种轧制-170℃工况低温螺纹钢的工艺方法
CN113278868A (zh) * 2021-05-07 2021-08-20 石横特钢集团有限公司 一种耐氯离子腐蚀钢筋用坯冶炼工艺及其生产方法
KR102607616B1 (ko) * 2021-10-29 2023-11-30 현대제철 주식회사 봉강 및 그 제조 방법
CN116987954B (zh) * 2023-08-09 2024-02-06 常熟市龙腾特种钢有限公司 一种高强韧球扁钢及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000129394A (ja) * 1998-10-19 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法
KR20090132796A (ko) * 2008-06-23 2009-12-31 동국제강주식회사 고강도 저항복비 철근의 제조방법
KR20130002181A (ko) * 2011-06-28 2013-01-07 현대제철 주식회사 내진용 철근 및 그 제조방법
KR20150013246A (ko) * 2012-06-08 2015-02-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강선재 또는 막대강
KR20170075936A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 제조방법
KR101757591B1 (ko) * 2016-05-27 2017-07-12 현대제철 주식회사 내진용 철근의 제조 방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH062037A (ja) * 1992-06-15 1994-01-11 Kawasaki Steel Corp 引張強度７０ｋｇｆ／ｍｍ▲２▼以上の非調質高張力鋼の製造方法
RU2252972C1 (ru) 2004-06-07 2005-05-27 Закрытое акционерное общество Научно-производственное объединение "ПОЛИМЕТАЛЛ" Труба для нефте-, газо- и продуктопроводов и способ ее производства
RU2336322C1 (ru) * 2006-12-25 2008-10-20 Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" Трубная заготовка из микролегированной стали
WO2011093227A1 (ja) 2010-01-28 2011-08-04 大阪瓦斯株式会社 低温タンク
CN103422033B (zh) 2013-07-26 2016-01-27 南京钢铁股份有限公司 一种低温用螺纹钢及其生产工艺
JP6068314B2 (ja) * 2013-10-22 2017-01-25 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板
KR101677350B1 (ko) * 2014-12-24 2016-11-18 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000129394A (ja) * 1998-10-19 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法
KR20090132796A (ko) * 2008-06-23 2009-12-31 동국제강주식회사 고강도 저항복비 철근의 제조방법
KR20130002181A (ko) * 2011-06-28 2013-01-07 현대제철 주식회사 내진용 철근 및 그 제조방법
KR20150013246A (ko) * 2012-06-08 2015-02-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강선재 또는 막대강
KR20170075936A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 극저온인성이 우수한 후물 고강도 라인파이프 강재 및 제조방법
KR101757591B1 (ko) * 2016-05-27 2017-07-12 현대제철 주식회사 내진용 철근의 제조 방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115074497A (zh) * 2022-07-08 2022-09-20 连云港兴鑫钢铁有限公司 一种热轧带肋钢筋轧后仿真退火的方法
CN115074497B (zh) * 2022-07-08 2024-01-16 连云港兴鑫钢铁有限公司 一种热轧带肋钢筋轧后仿真退火的方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR102057765B1 (ko) 2019-12-19
AU2018395571B2 (en) 2021-10-07
US20200347480A1 (en) 2020-11-05
US11674196B2 (en) 2023-06-13
CN111527229A (zh) 2020-08-11
AU2018395571A1 (en) 2020-06-18
KR20190081861A (ko) 2019-07-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019132098A1 (ko) 철근 및 이의 제조 방법
WO2016104975A1 (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2015174605A1 (ko) 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2018074887A1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
WO2020067685A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2021091138A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2019124945A1 (ko) 저온에서의 내파괴 특성이 우수한 극지 환경용 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2018117501A1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018117646A1 (ko) 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
WO2018004297A1 (ko) 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2018117676A1 (ko) 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
WO2018117497A1 (ko) 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
WO2017222159A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
WO2015099222A1 (ko) 용접성 및 버링성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
WO2018117507A1 (ko) 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법
WO2018080108A1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2019124809A1 (ko) 취성균열 전파 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
WO2017111443A1 (ko) 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
WO2013154254A1 (ko) 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
WO2016072679A1 (ko) 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2022065797A1 (ko) 연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법
WO2019132179A1 (ko) 고강도 고인성 열연강판 및 그 제조방법
WO2023239198A1 (ko) 연신율 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2022131539A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18896571

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018395571

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20180122

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 18896571

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1