WO2021256590A1 - 철근 및 그 제조방법 - Google Patents

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정준호
김태형
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to a reinforcing bar and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a high-strength reinforcing bar having excellent fatigue resistance and a method for manufacturing the same.
  • the technical problem to be achieved by the present invention is to reduce the cost in manufacturing high-strength reinforcing bars, and to minimize the temp core process so that new equipment is not input and productivity is not lowered, and manufacturing thereof to provide a way
  • Reinforcing bars according to an embodiment of the present invention for achieving the above object are carbon (C): 0.07 to 0.43 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, silicon (Si): 0.05 to 0.5 wt%, chromium (Cr): more than 0 and up to 0.5% by weight, copper (Cu): more than 0 and up to 4.5% by weight, boron (B): more than 0 and up to 0.003% by weight, vanadium (V): more than 0 and up to 0.25% by weight, nitrogen (N) ): greater than 0 and 0.012% by weight or less, phosphorus (P): greater than 0 and 0.03% by weight or less, sulfur (S): greater than 0 and 0.03% by weight or less, nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti) at least any Sum of one or more: 0.01 to 0.5% by weight and the remainder consisting of iron (Fe) and other un
  • the final microstructure may have a bainite fraction of 90% or more, and a retained austenite fraction of 5% or less.
  • the reinforcing bar may have a yield strength (YS) of 750 MPa or more, a tensile strength (TS) of 1000 MPa or more, an elongation of 11% or more, and a ratio of tensile strength and yield strength (TS/YS) of 1.25 or more.
  • Yield strength 750 MPa or more
  • TS tensile strength
  • TS/YS ratio of tensile strength and yield strength
  • the method for manufacturing a reinforcing bar according to an embodiment of the present invention for achieving the above object is (a) carbon (C): 0.07 to 0.43 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, silicon (Si): 0.05 ⁇ 0.5% by weight, chromium (Cr): greater than 0 and less than or equal to 0.5% by weight, copper (Cu): greater than 0 and less than or equal to 4.5% by weight, boron (B): greater than 0 and less than or equal to 0.003% by weight, vanadium (V): greater than 0, 0.25% by weight % or less, nitrogen (N): greater than 0 and less than 0.012 wt%, phosphorus (P): greater than 0 and less than or equal to 0.03 wt%, sulfur (S): greater than 0 and less than or equal to 0.03 wt%, nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti) the sum of at least
  • the final microstructure after performing step (c) may be composed of precipitates containing ferrite, bainite, pearlite, retained austenite and copper.
  • the final microstructure may have a bainite fraction of 90% or more, and a retained austenite fraction of 5% or less.
  • the yield strength (YS) of the reinforcing bar after performing step (c) is 750 MPa or more
  • the tensile strength (TS) is 1000 MPa or more
  • the elongation is 11% or more
  • the tensile strength and yield strength A ratio of TS/YS may be greater than or equal to 1.25.
  • a high-strength reinforcing bar and a method for manufacturing the same which can minimize the temp core process so that the cost is lowered in manufacturing high-strength and high-toughness reinforcing bars, new equipment is not input and productivity is not lowered.
  • the scope of the present invention is not limited by these effects.
  • 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 graph showing the hardness of a specimen according to an experimental example of the present invention.
  • FIG 3 is a graph showing the hardness of a specimen according to an experimental example of the present invention.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength reinforcing bar and a method for manufacturing the same, which can reduce some of the expensive alloying elements and minimize the temp core process so that productivity is not lowered.
  • Reinforcing bars according to an embodiment of the present invention are carbon (C): 0.07 to 0.43% by weight, manganese (Mn): 0.5 to 2.0% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, chromium (Cr): more than 0 0.5% by weight or less, copper (Cu): more than 0 and 4.5% by weight or less, boron (B): more than 0, 0.003% by weight or less, vanadium (V): more than 0, 0.25% by weight or less, nitrogen (N): more than 0, 0.012% by weight % or less, phosphorus (P): more than 0 and 0.03 wt% or less, sulfur (S): more than 0 and 0.03 wt% or less, the sum of at least one of nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.01 to 0.5% by weight and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • C carbon
  • Mo manganese
  • Carbon (C) is the most effective and important element for increasing the strength of steel. In addition, it is dissolved in austenite by the addition of carbon to form a martensitic structure during quenching. As the amount of carbon increases, the quenching hardness is improved, but the possibility of deformation during quenching is increased. Furthermore, it is combined with elements such as iron, chromium, molybdenum, and vanadium to form a carbide to improve strength and hardness. Carbon (C) may be added in a content ratio of 0.07 to 0.43% by weight of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • Manganese (Mn) is partially dissolved in steel and some is combined with sulfur contained in steel to form MnS, a non-metallic inclusion. MnS is ductile and elongates in the machining direction during plastic working. However, as the sulfur component in the steel decreases due to the formation of Mns, the crystal grains become weak and the formation of FeS, a low-melting-point compound, is suppressed. Although it inhibits the acid resistance and oxidation resistance of steel, the pearlite becomes finer and the yield strength is improved by solid-solution strengthening of ferrite. Manganese may be added in a content ratio of 0.5 to 2.0% by weight of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • the manganese content is less than 0.5% by weight, the above-described effect of adding manganese cannot be sufficiently exhibited.
  • the content of manganese exceeds 2.0% by weight, quenching cracks or deformation is caused, weldability is deteriorated, MnS inclusions and center segregation occur, so that the ductility of the reinforcing bar is lowered and the corrosion resistance is lowered.
  • Silicon (Si) is well known as a ferrite stabilizing element and is well known as an element that increases ductility by increasing the ferrite fraction during cooling.
  • silicon is added together with aluminum as a deoxidizer for removing oxygen in steel in the steelmaking process, and may also have a solid solution strengthening effect.
  • the silicon may be added in a content ratio of 0.05 to 0.5% by weight of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention. When the content of silicon is less than 0.05% by weight of the total weight, the above-described effect of adding silicon cannot be properly exhibited.
  • Chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element and when added to C-Mn steel, it delays the diffusion of carbon due to a solute-interfering effect, thereby affecting grain size refinement.
  • the chromium may be added in a content ratio of more than 0 and 0.5% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention. When the content of chromium exceeds 0.5% by weight of the total weight, when a large amount is added, toughness may be reduced and workability and machinability may deteriorate.
  • Copper (Cu) is an element that improves hardenability and low-temperature impact toughness of steel. Since it is dissolved in ferrite at room temperature and exhibits a solid solution strengthening effect, strength and hardness are slightly improved, but elongation is lowered.
  • the copper may be added in a content ratio of more than 0 and 4.5% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention. When the content of copper exceeds 4.5% by weight of the total weight, hot workability deteriorates when a large amount is added, which may cause red hot brittleness and impair product surface quality.
  • Boron (B) is an important element for securing hardenability.
  • the boron may be added in a content ratio of greater than 0 to 0.003% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • the content of boron exceeds 0.003% by weight of the total weight, when a large amount is added, the effect of the addition is saturated and the elongation may decrease, so it is preferable to limit to 0.003% by weight or less.
  • Vanadium (V) is a useful component for strengthening solid solution and precipitation. It has a stronger carbide-forming ability than chromium and has the effect of suppressing the amount of carbon added because it refines crystal grains. is an element
  • the vanadium may be added in a content ratio of greater than 0 and 0.25% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention. When the content of vanadium exceeds 0.25% by weight of the total weight and is added in a large amount, there is a problem in that the manufacturing cost of the steel is excessively increased in comparison with the effect of improving the strength.
  • Nitrogen (N) is an element that increases strength by precipitating vanadium and nitride or carbonitride.
  • the nitrogen may be added in a content ratio of greater than 0 and 0.012% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention. When the content of nitrogen exceeds 0.012% by weight of the total weight, it may act as an element impairing toughness when a large amount is added.
  • Phosphorus (P) may perform a function of increasing the strength of strength by solid solution strengthening and suppressing the formation of carbides.
  • the phosphorus may be added in a content ratio of greater than 0 and 0.03% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • the phosphorus content exceeds 0.03% by weight, there is a problem in that the impact resistance is lowered, temper brittleness is promoted, and the low-temperature impact value is lowered by the precipitation behavior.
  • Sulfur (S) can improve the machinability of steel by combining with manganese, titanium, etc., and can improve machinability by forming fine MnS precipitates.
  • the sulfur may be added in a content ratio of greater than 0 and 0.03% by weight or less of the total weight of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention. When the content of sulfur exceeds 0.03% by weight, toughness and weldability may be impaired, and a low-temperature impact value may be reduced. If the amount of manganese in the reinforcing bar is not sufficient, it combines with iron to form FeS. Because this FeS is very brittle and has a low melting point, it cracks during hot and cold working. Therefore, in order to avoid the formation of such FeS inclusions, the ratio of manganese to sulfur can be adjusted to 5:1.
  • Nickel (Ni) is an element that increases hardenability and improves toughness
  • niobium (Nb) is an element that precipitates in the form of NbC or Nb (C, N) to improve the strength of the base material and weld
  • titanium (Ti) ) is an element that suppresses the formation of AlN by forming high-temperature TiN and has the effect of refining the grain size by forming Ti(C,N).
  • the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention contains at least one or more of nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti), but the sum of the content is 0.01 to 0.5% by weight of the total weight of the reinforcing bar It can be added by rain.
  • the sum of the content of at least one of nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti) contained in the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention is less than 0.01% by weight, the above-described additive effect cannot be expected, and 0.5
  • it is included in excess of weight % the manufacturing cost of parts increases, brittle cracks occur, and the carbon content in the matrix decreases, which may cause problems in which the properties of steel are deteriorated.
  • the final microstructure of the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention having an alloying element composition is ferrite, bainite, pearlite, retained austenite and precipitates containing copper. Furthermore, in the final microstructure, the bainite fraction may be 90% or more, and the retained austenite fraction may be 5% or less.
  • the reinforcing bar according to an embodiment of the present invention having the alloy element composition as described above has a yield strength (YS) of 750 MPa or more, a tensile strength (TS) of 1000 MPa or more, an elongation of 11% or more, and the tensile strength and The ratio of yield strength (TS/YS) may be 1.25 or more.
  • the reinforcing bar has a yield strength (YS) of 750 to 1000 MPa, a tensile strength (TS) of 1000 to 1300 MPa, and an elongation of 11 to 25%, and the ratio of tensile strength to yield strength (TS/YS) is 1.25 to 1.40.
  • Yield strength 750 to 1000 MPa
  • TS tensile strength
  • TS/YS ratio of tensile strength to yield strength
  • FIG. 1 is a flowchart schematically showing a method of manufacturing a reinforcing bar according to an embodiment of the present invention.
  • the method of manufacturing a reinforcing bar is (a) carbon (C): 0.07 to 0.43 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, silicon (Si): 0.05 ⁇ 0.5 wt%, chromium (Cr): more than 0 and less than 0.5 wt%, copper (Cu): more than 0 and less than 4.5 wt%, boron (B): more than 0 and less than or equal to 0.003 wt%, vanadium (V): more than 0 0.25 wt% % or less, nitrogen (N): greater than 0 and less than 0.012 wt%, phosphorus (P): greater than 0 and less than or equal to 0.03 wt%, sulfur (S): greater than 0 and less than or equal to 0.03 wt%, nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti) the sum of
  • Reinforcing bars according to an embodiment of the present invention are manufactured through a reheating process, a hot deformation process, and a cooling process.
  • the reheating process the semi-finished billet is reheated to 1050 ⁇ 1230°C.
  • the hot rolling process goes through each rolling roll (RM, IM, FM) and performs final finish rolling at 950 ⁇ 1020°C. It is characterized by aging heat treatment while maintaining for 15 to 60 minutes at 400 to 600° C. in the previous and cooling phase.
  • the rebar steelmaking/casting process generally consists of an electric furnace, LF, and casting.
  • the secondary refining process, LF, and then VD (vacuum degassing) process to lower the oxygen content to a predetermined level or less, it can be solidified into a semi-material in the playing process.
  • the steel is carbon (C): 0.07 to 0.43 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, silicon (Si): 0.05 to 0.5 wt%, chromium (Cr): more than 0 and 0.5 wt% or less, copper ( Cu): greater than 0 and up to 4.5% by weight, boron (B): greater than 0 and up to 0.003% by weight, vanadium (V): greater than 0 and up to 0.25% by weight, nitrogen (N): greater than 0 and up to 0.012% by weight, phosphorus (P) : more than 0 and 0.03 wt% or less, sulfur (S): more than 0 and 0.03 wt% or less, the sum of at least one of nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.01 to 0.5 wt% and the remainder iron ( Fe) and other unavoidable impurities.
  • C carbon
  • Si manganese
  • the steel may be reheated at a temperature of 1050 ⁇ 1230 °C.
  • the segregated component during the continuous casting process may be re-dissolved.
  • the present invention aims to improve strength through precipitation and solid solution strengthening. Therefore, it is necessary to sufficiently dissolve these elements in austenite before hot rolling, and for that reason, it is necessary to heat the billet to 1050°C or higher.
  • the reheating temperature is lower than 1050° C., the solid solution of various carbides may not be sufficient, and there may be a problem that the segregated components are not sufficiently evenly distributed during the continuous casting process.
  • the reheating temperature exceeds 1230°C
  • adverse effects such as austenite coarsening and decarburization occur, and the desired strength cannot be obtained. That is, when the reheating temperature exceeds 1230 °C, very coarse austenite grains are formed, so it may be difficult to secure strength.
  • the reheating temperature exceeds 1230° C., the heating cost increases and process time is added, which may result in an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity.
  • the hot deformation finishing temperature range may be 950 to 1020 °C.
  • the hot deformation finishing temperature is a very important factor affecting the final material, and rolling at 950 ⁇ 1020°C is the temperature that can refine the austenite.
  • the hot-rolling temperature is less than 950° C., the rolling load is increased and an edge (EDGE) mixed grain structure may be generated.
  • EDGE edge
  • the target mechanical properties cannot be obtained due to grain coarsening.
  • the final microstructure has ferrite and pearlite structures, whereas in the case of the rebar of the present invention subjected to aging heat treatment, bainite was formed through temperature maintenance and retained austenite was also formed to 5% or less, the reinforcing bar
  • the yield strength (YS) is 750 MPa or more
  • the tensile strength (TS) is 1000 MPa or more
  • the elongation is 11% or more
  • the ratio of tensile strength to yield strength (TS/YS) is 1.25 or more. .
  • alloy element compositions (unit: weight %) and process conditions of Tables 1 and 2 are provided.
  • the composition disclosed in Table 1 is carbon (C): 0.07 to 0.43 wt%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0 wt%, silicon (Si): 0.05 to 0.5 wt%, chromium (Cr): more than 0 and 0.5 wt% or less , copper (Cu): greater than 0 and up to 4.5 wt%, boron (B): greater than 0 and up to 0.003 wt%, vanadium (V): greater than 0 and up to 0.25 wt%, nitrogen (N): greater than 0 and up to 0.012 wt%, phosphorus (P): greater than 0 0.03% by weight or less, sulfur (S): greater than 0 and 0.03% by weight or less, the sum of at least one of nickel (Ni), niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.01 to 0.5% by weight and All of the composition ranges consisting of the remaining iron (Fe) are satisfied.
  • the embodiments of Table 2 include the steps of reheating the steel of the above-described composition at 1050 ⁇ 1230 °C; hot rolling the reheated steel material under conditions of a finish rolling temperature of 950 to 1020 °C; And while satisfying the process conditions of performing an aging heat treatment step for 15 to 60 minutes at 400 to 600 ° C. with respect to the hot-rolled steel, Comparative Example 1 in Table 2 shows the hot-rolled steel. The temp core process was performed, but the aging heat treatment process was not applied. In addition, in Comparative Example 2, Comparative Example 3, and Comparative Example 4 of Table 2, the aging heat treatment was performed at 500 to 600° C. for more than 15 to 60 minutes for 120 minutes.
  • 2 and 3 are graphs showing the hardness of the specimen according to the experimental example of the present invention.
  • Item ⁇ of FIG. 2 corresponds to a specimen to which the composition conditions of Example 1 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 1 of Table 2 are applied, and 600° C. for Example 1 of aging heat treatment was performed for 0 minutes, 30 minutes, 60 minutes, 90 minutes, and 120 minutes.
  • Item ⁇ of FIG. 2 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Example 2 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 2 of Table 2 are applied, and 600° C. for Example 2 of aging heat treatment was performed for 0 minutes, 30 minutes, 60 minutes, 90 minutes, and 120 minutes.
  • Example 3 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Example 3 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 3 of Table 2 are applied, and 600° C. for Example 3 of aging heat treatment was performed for 0 minutes, 30 minutes, 60 minutes, 90 minutes, and 120 minutes.
  • the item ⁇ in FIG. 2 (Comparative Material 1) corresponds to the specimen to which the composition conditions of Comparative Example 1 in Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Comparative Example 1 in Table 2 were applied, and 630 ° C. for Comparative Material 1
  • Item ⁇ of FIG. 3 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Example 1 in Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 1 in Table 2 are applied, and 500° C. for Example 1 of aging heat treatment was performed for 0 minutes, 30 minutes, 60 minutes, 90 minutes, and 120 minutes.
  • Item ⁇ of FIG. 3 corresponds to a specimen to which the composition conditions of Example 2 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 2 of Table 2 are applied, and 500° C. for Example 2 of aging heat treatment was performed for 0 minutes, 30 minutes, 60 minutes, 90 minutes, and 120 minutes.
  • Example 3 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Example 3 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 3 of Table 2 are applied, and 500° C. for Example 3 of aging heat treatment was performed for 0 minutes, 30 minutes, 60 minutes, 90 minutes, and 120 minutes.
  • the item ⁇ in FIG. 3 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Comparative Example 1 in Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Comparative Example 1 in Table 2 were applied, and 630 ° C. for Comparative Material 1
  • Table 3 shows the strength, yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation, tensile strength and yield strength of reinforcing bars subjected to aging heat treatment at a temperature of 500 °C for 30 minutes for a specimen according to an experimental example of the present invention shows the ratio (TS/YS) of In Table 3,
  • Example 1 corresponds to a specimen to which the composition conditions of Example 1 in Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 1 in Table 2 are applied, and aging heat treatment at 500° C. for Example 1 is applied.
  • the mechanical properties were evaluated after performing for 30 minutes.
  • Example 2 corresponds to a specimen to which the composition conditions of Example 2 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 2 of Table 2 are applied, and aging heat treatment at 500° C. for Example 2 The mechanical properties were evaluated after performing for 30 minutes.
  • Example 3 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Example 3 of Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Example 3 of Table 2 are applied, and aging heat treatment at 500° C. for Example 3 The mechanical properties were evaluated after performing for 30 minutes.
  • Comparative Material 1 corresponds to the specimen to which the composition conditions of Comparative Example 1 in Table 1 and the reheating temperature and finish rolling temperature process conditions of Comparative Example 1 in Table 2 are applied, and without applying aging heat treatment to Comparative Material 1 Mechanical properties after performing the tempcore process were evaluated.
  • the final microstructure has ferrite and pearlite structures
  • bainite was formed through temperature maintenance and retained austenite was also formed to 5% or less
  • the reinforcing bar has a yield strength (YS) of 750 MPa or more, a tensile strength (TS) of 1000 MPa or more, an elongation of 11% or more, and a tensile strength ratio of yield strength (TS/YS) of 1.25 or more. was confirmed.

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Abstract

본 발명은 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지되, 최종 미세 조직은 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 구리를 함유하는 석출물로 이루어진 것을 특징으로 하는 철근을 제공한다.

Description

철근 및 그 제조방법
본 발명은 철근 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내피로 특성이 우수한 고강도의 철근 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근에는 구조물을 설치함에 있어 공간의 활용도를 높이기 위해 설치되는 구조물들이 거대화 및 장대화되어 가고 있는 실정이다. 예기치 못한 자연재해나 기후변화의 원인은 지구환경의 오염으로 인하여 지구 온난화가 지속적으로 이루어지고 있기 때문으로 분석되고 있다. 한편 지구 온난화의 주요 요인은 CO 2 발생인 것으로 지적되고 있다. 고강도 철근 배근 시 철근량 감소로 과밀 배근을 해소할 수 있으며 이를 통해 철근 1톤 생산 시 발생하는 CO 2 0.4톤을 초고강도 철근 적용 시 가구 1호당 0.2톤으로 절감하는 효과를 얻을 수 있다. 이에 따라, 이전보다는 높은 강도를 가지는 철근이 필요하다. 예를 들어, 항복강도를 기준으로 500MPa까지 요구되던 것이 최근에는 600 ~ 700MPa까지 요구되고 있는 실정이며, 향후 1.0GPa급의 철근에 대한 수요도 예상되고 있다. 하지만 철근의 고강도화 뿐만 아니라, 거대화 및 장대화되어 가는 건축물 자체의 자중에 의한 부하와 지진 등과 자연재해 가운데에서도 안전성을 확보하는 것도 중요한 사안이다. 단순히 합금원소의 첨가량을 증가시키는 것만으로는 고 합금 첨가로 인한 원가상승 및 철근의 균열 흠 발생 및 인성과 연성이 저하되는 문제가 있다. 나아가, 제품 표면경화를 위하여 적용하는 템프코어 공정은 생산성 측면에서 부담이 되는 문제가 있다.
관련 선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-2003-0095071호, 발명의 명칭: 고항복비형 고강도 용융아연 철근의 제조방법)가 있다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위하여, 본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 고강도 철근을 제조함에 있어 원가를 낮추며 새로운 설비가 투입되지 않고 생산성이 저하되지 않도록 템프코어 공정을 최소화할 수 있는 고강도 철근 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 철근은 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지되, 최종 미세 조직은 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 구리를 함유하는 석출물로 이루어진다.
상기 철근에서, 상기 최종 미세 조직은 베이나이트 분율이 90% 이상이며, 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이하일 수 있다.
상기 철근은 항복강도(YS)가 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상일 수 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 1050 ~ 1230℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 950 ~ 1020℃의 조건으로 열간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 400 ~ 600℃에서 15 ~ 60분 동안 에이징(aging) 열처리하는 단계; 를 포함한다.
상기 철근의 제조방법에서, 상기 (c) 단계를 수행한 후의 최종 미세 조직은 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 구리를 함유하는 석출물로 이루어질 수 있다.
상기 철근의 제조방법에서, 상기 최종 미세 조직은 베이나이트 분율이 90% 이상이며, 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이하일 수 있다.
상기 철근의 제조방법에서, 상기 (c) 단계를 수행한 후의 철근의 항복강도(YS)는 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 고강도 및 고인성 철근을 제조함에 있어 원가를 낮추며 새로운 설비가 투입되지 않고 생산성이 저하되지 않도록 템프코어 공정을 최소화할 수 있는 고강도 철근 및 그 제조 방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 철근의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 경도를 나타낸 그래프이다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 경도를 나타낸 그래프이다.
도 4는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 철근 및 그 제조 방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. 이하에서는 고가의 합금원소 등을 일부 줄이고, 생산성이 저하되지 않도록 템프코어 공정을 최소화할 수 있는 고강도 철근 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
철근
본 발명의 일 실시예에 따르는 철근은 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하에서는, 본 발명의 일 실시예에 따른 철근에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 가장 효과적이며 중요한 원소이다. 또한, 탄소의 첨가에 의하여 오스테나이트에 고용되어 담금질시 마르텐사이트 조직을 형성시킨다. 탄소량 증가에 따라 담금질 경도를 향상시키지만 담금질시 변형 가능성을 크게 만든다. 나아가, 철, 크롬, 몰리브덴, 바나듐 등의 원소와 화합하여 탄화물을 형성, 강도와 경도를 향상시킨다. 탄소(C)는 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0.07 ~ 0.43중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 탄소의 함량이 전체 중량의 0.07중량% 미만일 경우에는 상술한 효과를 구현할 수 없으며 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소의 함량이 전체 중량의 0.43중량%를 초과할 경우에는 과도한 강도와 용접성 열위성이 나타날 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 일부는 강속에 고용되며 일부는 강중에 함유된 황과 결합하여 비금속개재물인 MnS를 형성하는데 이 MnS는 연성이 있어서 소성가공시 가공방향으로 길게 연신된다. 그러나 Mns의 형성으로 강속에 있는 황성분이 감소하면서 결정립이 취약해지고 저융점화합물인 FeS의 형성을 억제시킨다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화 시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 망간은 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0.5 ~ 2.0중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 망간의 함량이 0.5중량% 보다 작을 경우, 상술한 망간의 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 망간의 함량이 2.0중량%를 초과할 경우, 담금질 균열이나 변형을 유발시키며, 용접성이 저하되고, MnS 개재물 및 중심 편석(center segregation)이 발생하여 철근의 연성이 저하되고 내부식성이 저하될 수 있다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 잘 알려져 있다. 한편, 실리콘은 알루미늄과 함께 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가질 수 있다. 상기 실리콘은 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0.05 ~ 0.5중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 실리콘의 함량이 전체 중량의 0.05중량% 미만일 경우에는 상술한 실리콘 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘의 함량이 전체 중량의 0.5중량%를 초과하여 다량 첨가시 인성이 저하되고 소성 가공성이 저하되는 문제가 있으며 강의 용접성을 저하시키며, 뜨임 시 연화 저항성을 증대시키며, 재가열 및 열간압연 시에 붉은 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있다.
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 C-Mn강에 첨가시 용질 방해효과로 탄소의 확산을 지연하여 입도 미세화에 영향을 미친다. 상기 크롬은 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 0.5중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 크롬의 함량이 전체 중량의 0.5중량%를 초과하여 다량 첨가시 인성이 저하되고 가공성과 피삭성이 열화될 수 있다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 강의 경화능 및 저온 충격인성을 향상시키는 원소이다. 상온에서 페라이트에 고용되며 고용강화효과를 나타내므로 강도 및 경도는 약간 개선되나 연신율을 저하시킨다. 상기 구리는 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 4.5중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 구리의 함량이 전체 중량의 4.5중량%를 초과하여 다량 첨가시 열간가공성이 열화되며 적열취성의 원인이 되고 제품 표면 품질을 저해할 수 있다.
붕소(B)
붕소(B)는 담금질성을 확보하기 위한 중요한 원소이다. 상기 붕소는 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 0.003중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 붕소의 함량이 전체 중량의 0.003중량%를 초과하여 다량 첨가시 첨가 효과는 포화되며 연신율이 감소할 수 있으므로 상한치를 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 고용, 석출 강화에 유용한 성분으로 탄화물 형성능은 크롬보다 강하며 결정립을 미세화시키기 때문에 탄소 첨가량을 억제할 수 있는 효과를 가지며, 결정립계에 피닝(pinning)으로 작용하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 상기 바나듐은 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 0.25중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 바나듐의 함량이 전체 중량의 0.25중량%를 초과하여 다량 첨가시 상기 강도 향상 효과와 대비하여 강의 제조 비용이 과도하게 상승시키는 문제가 있다.
질소(N)
질소(N)는 바나듐과 질화물 혹은 탄질화물을 석출시켜 강도를 상승시키는 원소이다. 상기 질소는 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 0.012중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 질소의 함량이 전체 중량의 0.012중량%를 초과하여 다량 첨가시 인성을 저해하는 원소로 작용할 수 있다.
인(P)
인(P)은 고용 강화에 의해 강도의 강도를 높이며, 탄화물의 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 상기 인은 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 0.03중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 인의 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우에는 충격저항을 저하시키고 뜨임취성을 촉진시키며 석출거동에 의해 저온 충격치가 저하되는 문제가 있다.
황(S)
황(S)은 망간, 티타늄 등과 결합하여 강의 피삭성을 개선시키며 미세 MnS의 석출물을 형성하여 가공성을 향상시킬 수 있다. 상기 황은 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 전체 중량의 0 초과 0.03중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 황의 함량이 0.03중량%를 초과할 경우, 인성 및 용접성을 저해하고, 저온 충격치를 저하시킬 수 있다. 철근 중에 망간의 양이 충분하지 못할 경우 철과 결합하여 FeS를 형성한다. 이 FeS는 매우 취약하고 용융점이 낮기 때문에 열간 및 냉간가공 시에 균열을 일으킨다. 따라서 이러한 FeS 개재물 형성을 피하기 위해 망간과 황의 비는 5대 1로 조절될 수 있다.
니켈(Ni), 니오븀(Nb), 티타늄(Ti)
니켈(Ni)은 경화능을 증대시키고, 인성을 향상시키는 원소이고, 니오븀(Nb)은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 향상시키는 원소이고, 티타늄(Ti)은 고온 TiN 형성으로 AlN의 형성을 억제하고 Ti(C,N) 등의 형성으로 결정립 크기 미세화 효과를 가지는 원소이다. 본 발명의 일 실시예에 따른 철근은 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중 적어도 1종 이상을 함유하되, 그 함량의 합이 철근의 전체 중량의 0.01 ~ 0.5중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따른 철근에 함유된 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중 적어도 1종 이상의 함량의 합이 0.01중량% 미만인 경우 상술한 첨가효과를 기대할 수 없으며, 0.5중량%를 초과하여 포함시 부품의 제조원가가 높아지며, 취성 크랙이 발생하며, 모상 내 탄소 함량이 감소하여 강의 특성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
상술한 바와 같은, 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 철근은 최종 미세 조직은 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 구리를 함유하는 석출물로 이루어진다. 나아가, 상기 최종 미세 조직에서 베이나이트 분율이 90% 이상이며, 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이하일 수 있다.
또한, 상술한 바와 같은 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 철근은 항복강도(YS)가 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상일 수 있다.
예를 들면 상기 철근은 항복강도(YS) 750~1000MPa, 인장강도(TS) 1000~1300MPa, 연신율이 11~25%이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25~1.40 일 수 있다.
이하에서는 상술한 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 제조 방법을 설명한다.
철근의 제조 방법
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 철근의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 철근의 제조 방법은 (a) 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 1050 ~ 1230℃에서 재가열하는 단계(S100); (b) 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 950 ~ 1020℃의 조건으로 열간 압연하는 단계(S200); 및 (c) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 400 ~ 600℃에서 15 ~ 60분 동안 에이징(aging) 열처리하는 단계(S300);를 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 철근은 재가열 과정, 열간변형 공정, 냉각 공정을 통하여 제조된다. 재가열 과정에서는 반제품 상태인 빌렛(Billet)을 1050 ~ 1230℃까지 재가열 한다. 다음으로, 열간 압연 공정은 각 압연롤 (RM, IM, FM)을 거치며 950 ~ 1020℃에서 최종 마무리압연을 실시하여 압연 완료 후, 400 ~ 600℃까지 공냉 후 요구 물성에 따라 특정 시간만큼 냉각상 이전 및 냉각상에서 400 ~ 600℃에서 15분 내지 60분 유지하며 에이징 열처리 하는 것을 특징적으로 한다.
철근 제강/연주 공정은 일반적으로 전기로, LF, 연주로 구성된다. 내피로 특성 향상을 위해 2차 정련공정인 LF 이후 VD(vacuum Degassing) 공정을 거쳐 산소함량을 소정의 수준 이하로 낮춘 뒤 연주공정에서 반소재로 응고시킬 수 있다.
상기 강재는 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
일 실시예에서, 상기 강재는 1050 ~ 1230℃의 온도에서 재가열될 수 있다. 상기 강재는 상술한 온도에서 재가열될 때, 연속주조 공정 시에 편석된 성분이 재고용될 수 있다. 본 발명은 석출 및 고용강화를 통해 강도 향상을 도모하고 있다. 때문에 열간 압연 전 이들 원소를 오스테나이트 내 충분히 고용 시켜야 하고 그 때문에 빌렛을 1050℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 재가열온도가 1050℃보다 낮을 경우, 각종 탄화물의 고용이 충분하지 않을 수 있으며, 연속주조공정시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제가 있을 수 있다. 하지만 재가열온도가 1230℃를 넘는 온도로는 오스테나이트 조대화나 탈탄 등 악영향이 있고 목적하는 강도를 얻을 수 없다. 즉, 재가열온도가 1230℃를 초과할 경우, 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 재가열온도가 1230℃를 초과할 경우 가열 비용이 증가하고 공정 시간이 추가되어, 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 가져올 수 있다.
열간 압연 단계(S200)에서, 재가열된 상기 강재를 열간 압연한다. 열간 변형 마무리 온도 범위는 950 ~ 1020℃일 수 있다. 열간 변형 마무리 온도는 최종 재질에 미치는 매우 중요한 인자로 950 ~ 1020℃에서의 압연은 오스테나이트를 미세화 할 수 있는 온도이다. 그러나, 열간 압연 온도가 950℃ 미만으로 압연 시 압연 부하가 증가되고 에지(EDGE)부 혼립 조직이 발생할 수 있다. 또한 1020℃를 초과하는 고온영역에서 압연시, 결정립 조대화로 목표 기계적 성질을 얻을 수 없다.
열간압연 직후 공냉후 400 ~ 600℃를 유지할 수 있는 보온뱅크나 보온조 내에 바로 투입한다. 보온조 내에서의 선재 온도는 400 ~ 600℃ 정도 된다. 템프코어를 적용한 항복강도 600MPa급 철근 대비 표면부에 마르텐사이트가 미발생 하므로 연성과 인성에도 유리하다. 또한 제품 자체 온도로 온도 유지를 시키므로 추가적인 열처리가 필요 없어 생산 비용 발생이 절감된다. 보온 시 400 ~ 600℃에서 15 ~ 60분 동안 유지시 강도, TS/YS비 및 연성 증가에 유리함을 확인하였다. 400℃ 보다 낮은 온도에서는 템퍼링 효과가 부족하고, 600℃ 보다 높은 온도에서는 강도 상승 효과가 부족하므로 400 ~ 600℃ 온도범위를 정했다.
에이징 열처리를 수행하지 않은 경우 최종 미세조직은 페라이트 및 펄라이트 조직을 가지는 반면 에이징 열처리를 수행한 본 발명의 철근의 경우 온도 유지를 통해 베이나이트를 형성시켰고 잔류 오스테나이트 역시 5% 이하로 형성되었으며, 철근의 항복강도(YS)는 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상의 기계적 특성을 확보할 수 있다. 즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 제조방법을 통해 구리 첨가를 통한 나노 석출물 형성으로 고기능 확보 및 기존 바나듐 계에서도 템프코어 공정 없이 특정온도 보온을 통해 충분한 석출강화효과를 극대화 할 수 있는 초간단 공정 및 원가 절감형 제조방법을 개시하여 공정이 단순화 되었음에도 불구하고 종래 기계적 특성을 상회하는 고강도, 고내진특성, 인장강도가 항복강도의 높은 비율을 발현시킬 수 있음을 보여주며 건축 구조물의 안정성을 진일보 시킬 수 있을 것으로 기대된다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것으로, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 한정되지는 않는다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
1. 시편의 제조
본 실험예에서는 표 1 및 표 2의 합금 원소 조성(단위: 중량%)과 공정 조건으로 구현된 시편들을 제공한다.
[표 1]
Figure PCTKR2020007971-appb-img-000001
[표 2]
Figure PCTKR2020007971-appb-img-000002
표 1에 개시된 조성은 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)로 이루어진 조성범위를 모두 만족한다.
한편, 표 2의 실시예들은 상술한 조성의 강재를 1050 ~ 1230℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 950 ~ 1020℃의 조건으로 열간 압연하는 단계; 및 상기 열간 압연된 강재에 대하여 400 ~ 600℃에서 15 ~ 60분 동안 에이징(aging) 열처리하는 단계를 수행하는 공정 조건을 만족하는 반면에, 표 2의 비교예1은 상기 열간 압연된 강재에 대하여 템프코어 공정을 수행하되 에이징 열처리 공정을 적용하지 않았다. 또한, 표 2의 비교예2, 비교예3, 비교예4는 에이징 열처리를 500 ~ 600℃에서 15 ~ 60분을 초과하여 120분 동안 수행하였다.
2. 물성 및 미세조직 평가
도 2 및 도 3은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 경도를 나타낸 그래프이다.
도 2의 ■ 항목(실시재1)은 표 1의 실시예1의 조성 조건과 표 2의 실시예1의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재1에 대하여 600℃의 에이징 열처리를 0분, 30분, 60분, 90분, 120분 동안 수행하였다. 도 2의 ● 항목(실시재2)은 표 1의 실시예2의 조성 조건과 표 2의 실시예2의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재2에 대하여 600℃의 에이징 열처리를 0분, 30분, 60분, 90분, 120분 동안 수행하였다. 도 2의 ▲ 항목(실시재3)은 표 1의 실시예3의 조성 조건과 표 2의 실시예3의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재3에 대하여 600℃의 에이징 열처리를 0분, 30분, 60분, 90분, 120분 동안 수행하였다. 도 2의 ▼ 항목(비교재1)은 표 1의 비교예1의 조성 조건과 표 2의 비교예1의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 비교재1에 대하여 630℃의 복열조건을 가지는 템프코어 공정을 수행하였다.
도 3의 ■ 항목(실시재1)은 표 1의 실시예1의 조성 조건과 표 2의 실시예1의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재1에 대하여 500℃의 에이징 열처리를 0분, 30분, 60분, 90분, 120분 동안 수행하였다. 도 3의 ● 항목(실시재2)은 표 1의 실시예2의 조성 조건과 표 2의 실시예2의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재2에 대하여 500℃의 에이징 열처리를 0분, 30분, 60분, 90분, 120분 동안 수행하였다. 도 3의 ▲항목(실시재3)은 표 1의 실시예3의 조성 조건과 표 2의 실시예3의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재3에 대하여 500℃의 에이징 열처리를 0분, 30분, 60분, 90분, 120분 동안 수행하였다. 도 3의 ▼항목(비교재1)은 표 1의 비교예1의 조성 조건과 표 2의 비교예1의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 비교재1에 대하여 630℃의 복열조건을 가지는 템프코어 공정을 수행하였다.
[표 3]
Figure PCTKR2020007971-appb-img-000003
표 3은 본 발명의 실험예에 따른 시편에 대하여 500℃의 온도에서 30분 동안 에이징 열처리를 수행한 철근에 대한 강도, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)를 나타낸 것이다. 표 3에서 실시재1은 표 1의 실시예1의 조성 조건과 표 2의 실시예1의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재1에 대하여 500℃의 에이징 열처리를 30분 동안 수행한 후의 기계적 특성을 평가하였다. 표 3에서 실시재2는 표 1의 실시예2의 조성 조건과 표 2의 실시예2의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재2에 대하여 500℃의 에이징 열처리를 30분 동안 수행한 후의 기계적 특성을 평가하였다. 표 3에서 실시재3은 표 1의 실시예3의 조성 조건과 표 2의 실시예3의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 실시재3에 대하여 500℃의 에이징 열처리를 30분 동안 수행한 후의 기계적 특성을 평가하였다. 표 3에서 비교재1은 표 1의 비교예1의 조성 조건과 표 2의 비교예1의 재가열온도 및 마무리압연온도 공정 조건을 적용한 시편에 해당하며, 비교재1에 대하여 에이징 열처리를 적용하지 않고 템프코어 공정을 수행한 후의 기계적 특성을 평가하였다.
[표 4]
Figure PCTKR2020007971-appb-img-000004
400 ~ 600℃에서 15 ~ 60분 동안 유지시 강도, TS/YS비 및 연성 증가에 유리함을 확인하였다. 에이징 열처리를 수행하지 않은 경우 최종 미세조직은 페라이트 및 펄라이트 조직을 가지는 반면 에이징 열처리를 수행한 본 발명의 철근의 경우 온도 유지를 통해 베이나이트를 형성시켰고 잔류 오스테나이트 역시 5% 이하로 형성되었으며, 철근의 항복강도(YS)는 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도가 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상의 기계적 특성을 확보할 수 있음을 확인하였다.
본 발명의 일 실시예에 따른 철근의 제조방법을 통해 구리 첨가를 통한 나노 석출물 형성으로 고기능 확보 및 기존 바나듐 계에서도 템프코어 공정 없이 특정온도 보온을 통해 충분한 석출강화효과를 극대화 할 수 있는 초간단 공정 및 원가 절감형 제조방법을 개시하여 공정이 단순화 되었음에도 불구하고 종래 기계적 특성을 상회하는 고강도, 고내진특성, 인장강도가 항복강도의 높은 비율을 발현시킬 수 있음을 보여주며 건축 구조물의 안정성을 진일보 시킬 수 있을 것으로 기대된다.
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 (7)

  1. 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지되,
    최종 미세 조직은 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 구리를 함유하는 석출물로 이루어진 것을 특징으로 하는 철근.
  2. 제1항에 있어서, 상기 최종 미세 조직은 베이나이트 분율이 90% 이상이며, 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 철근.
  3. 제1항에 있어서, 항복강도(YS)가 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상인 철근.
  4. (a) 탄소(C): 0.07 ~ 0.43중량%, 망간 (Mn): 0.5 ~ 2.0중량%, 실리콘 (Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.5중량% 이하, 구리(Cu): 0 초과 4.5중량% 이하, 붕소(B): 0 초과 0.003중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.25중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.012중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.03중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.03중량% 이하, 니켈(Ni), 니오븀(Nb) 및 티타늄(Ti) 중에서 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.01 ~ 0.5중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 1050 ~ 1230℃에서 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 강재를 마무리압연온도 950 ~ 1020℃의 조건으로 열간 압연하는 단계; 및
    (c) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 400 ~ 600℃에서 15 ~ 60분 동안 에이징(aging) 열처리하는 단계;를 포함하는 철근의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서, 상기 (c) 단계를 수행한 후의 최종 미세 조직은 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 구리를 함유하는 석출물로 이루어진 것을 특징으로 하는 철근의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 최종 미세 조직은 베이나이트 분율이 90% 이상이며, 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 철근의 제조방법.
  7. 제4항에 있어서, 상기 (c) 단계를 수행한 후의 철근의 항복강도(YS)는 750MPa 이상이며, 인장강도(TS)가 1000MPa 이상이며, 연신율이 11% 이상이며, 인장강도와 항복강도의 비(TS/YS)가 1.25 이상인 것을 특징으로 하는 철근의 제조방법.
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