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1 [Review Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 54, No. 12 (2016), pp.862~874 DOI: /KJMM 내진용고강도철근의제조와기술개발동향 황병철 1 심재혁 2 이명규 3 이준호 3,* 정준호 4 김보성 5 원성빈 6 1 서울과학기술대학교신소재공학과 2 한국과학기술연구원고온에너지재료연구센터 3 고려대학교신소재공학부 4 현대제철전기로제품개발 1 팀 5 대한제강생산관리팀 6 동국제강봉형강연구팀 Technical Developments and Trends of Earthquake Resisting High-Strength Reinforcing Steel Bars Byoungchul Hwang 1, Jae-Hyeok Shim 2, Myoung-Gyu Lee 3, Joonho Lee 3,*, Jun-Ho Jung 4, Bo-Sung Kim 5, and Sung-Bin Won 6 1 Department of Materials Science and Engineering, Seoul National University of Science and Technology, Seoul 01811, Republic of Korea 2 High Temperature Energy Materials Research Center, Korea Institute of Science and Technology, Seoul 02792, Republic of Korea 3 Department of Materials Science and Engineering, Korea University, Seoul 02841, Republic of Korea 4 Hyundai Steel, Incheon 22525, Republic of Korea 5 Daehan Steel, Busan 49433, Republic of Korea 6 Dongkuk Steel, Gyeongsangbuk-do 37874, Republic of Korea Abstract: Since reconstruction of old town in Korea requires high-rise and seismic design construction, many attentions have been paid to high strength seismic reinforced steel bar. In the present paper, technical developments and trends are summarized for developing next-generation seismic reinforced steel bar of grade 700 MPa. Steelmaking process requires high energy efficiency and refining ability. Effects of alloying elements are explained, and alloy design based on computational thermodynamics is introduced. On the other hand, it is considered that grain size refinement by the controlled rolling and low temperature transformation structures formed by the accelerated cooling are effective to obtain acceptable mechanical properties with high strength. Finite element simulation analysis is also useful to understand plastic deformation by rolling, internal and external heat transfer, and corresponding phase transformation of austenite phase to various low-temperature transformation structures. (Received September 20, 2016; Accepted September 26, 2016) Keywords: metals, thermomechanical processing, strength, computer simulation, seismic design 1. 서론 최근재건축단지의고층화와내진설계의무화에따라내진용고강도철근개발및생산기술의안정성확보가중요한화두로떠오르고있다. 특히새롭게건축또는증축되는고층 건물의재건축이어려워짐에따라현재의건축물보다안전 하면서도기대수명을더욱늘리기위해서는내진용고강도 *Corresponding Author: Joonho Lee [Tel: , joonholee@korea.ac.kr] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 철근제조를위한새로운기술개발이필요한실정이다. 내진용철근이일반철근과다른점은안장강도대비항복강도의비율이 80% 이하의저항복비 (low yield-to-tensile ratio) 로설계된다는점이며, 이는지진발생시철근의소성변형이시작되는시점부터최종파단에이르기까지의시간적인여유를확보하면서건축물의내진성능을개선, 인명피해를최소화하게된다. 내진용철근의경우 2016년개정된 KSD 3504( 철근콘크리트용봉강 ) 에는항복강도 600 MPa급까지반영되었으나중국등신흥기술국의추격이빨라짐에따라

2 863 황병철 심재혁 이명규 이준호 정준호 김보성 원성빈 국내철강사의경쟁력향상을위해 700 MPa급이상의내진용고강도철근개발에대한요구가커지고있다 [1-4]. 미국의 MMFX(microcomposite multistructural formable steel) Technology Corporation에서는항복강도 690 MPa과 830 MPa의 MMFX 철근을개발하여고강도철근적용철근콘크리트구조물에대한연구를수행하였으며, 내진용철근의경우 ASTM 706M을통하여항복강도 MPa의내진용철근을사용할수있도록규정하였다 [5,6]. 일본은철근업체내부규격으로 685, 785, 985 MPa급철근을생산하여공급하고있으며, 내진용철근의경우국토교통성인증을통하여항복강도기준 590 MPa 및 685 MPa급내진용철근을사용하고있다. 국내에서는 2004년 2010년기간에 초고장력 H형강및철근개발사업 을통하여항복강도기준 600 MPa 및 700 MPa급일반철근을상용화하였으며, 800 MPa급일반철근의시제품을생산하였다. 또한내진용철근의경우에는 400 MPa 및 500 MPa급철근을상용화하고, 600 MPa급의시작품을제조한바있다 [4]. 본논문에서는 700 MPa급이상의내진용고강도철근개발을위하여필수적인핵심기술을중심으로관련연구결과들을정리하고, 최근연구동향을파악하여관련기술및연구수행에도움이되고자하였다. 본논문의구성은내진용고강도철근제조및기술개발을위한순서에따라제강공정을먼저설명하고, 새로운합금설계를위한전산모사기법과제어압연및냉각기술을소개한후소성변형과상변태에기초한유한요소해석의적용예를기술하였다. 2. 제강공정 철근생산을위해서는먼저반제품인빌렛 (billet) 을생산한다. 국내에서는주로철스크랩 (scrap) 을원료로하는전기로방식을채택하고있으나국가에따라고로-산소전로제강으로대표되는일관제철방식으로생산하고있다. 재료의전과정평가 (life-cycle assessment, LCA) 측면에서는전기로방식이유리한면이있으나, 이는각나라의전기생산량과도밀접하게연관되어있어, 단순히유 불리를논하기는어렵다. 본논문에서는국내에서일반적으로활용되고있는전기로제강법을중심으로논의하고자한다. 최근전기로제강에서는로의대형화와초고전력화 (ultra-high power, UHP), 에너지저감기술의발전이두드러진다. 1970년대에전기로의에너지사용량은대략 600 kwh/t-steel이었으나, 최근의기술진보를통해에너지사용 량은약 300 kwh/t-steel 수준으로감소하였다 [7]. 또한조업의생산성과밀접한연관성을보이는작업시간 (tap-to-tap, TTT) 시간의경우 180분에서 40분으로감소되는등비약적발전을보이고있다. 1 톤의용강을생산하기위해서는대략 580 kwh/t의에너지가요구되는데, 초기전기로의경우대부분의에너지가전기에너지로공급되었다면, 최근의전기로에서는 20 50% 의에너지가화학에너지형태로공급되어에너지저감을이루고있다 [8]. 대표적인에너지저감기술로는버너가열, 산소부화, 2차연소 (post-combustion), 슬래그포밍 (slag foaming), 스크랩예열기술을들수있다. 산소부화조업은 1970년대오일쇼크이후에너지대체수단도입을통한전력에너지절감에대한방법으로개발되었으며산소취입량은매년지속적으로증가추세를나타내다가최근온실가스절감을위해다소감소추세를나타내고있다 [8]. 전기로에취입된산소 (O) 는스크랩과산화반응을일으켜식 (1) 과같이반응생성열에의한승온효과를기대할수있다 [9]. (1) 산소취입은산화열을활용한철스크랩용해시간단축을통한생산성향상및운용비용절감의효과는있으나, 용강의과산화로인하여출강실수율이감소하는단점이있다 [8,9]. 대체로산소 1 Nm 3 취입시철 (Fe) 의회수율은 0.1% 감소하는것으로알려져있으며이를보완하기위해분탄취입을통한슬래그포밍으로에너지효율을높임과동시에 Fe을다시환원시키는조업을실시하고있다. UHP 조업은 1964년미국의 W.E. Schwabe에의해제창된기술로, 종전대비 2 3배의대전력을투입하여, 저전압대전류의저역율조업을통해단락아크 (short arc) 를발생시키는기술이다. 이를이용하여전기로내의내화물보호와플리커 (flicker) 개선에유리하나, 전력원단위및전극원단위상승의단점도갖고있다. 최근에는수냉노벽및수냉천정설비의발전에따라고전압고역율조업을통해롱아크 (long arc) 를사용하고있다. 고전압고역율조업에서는무효전력을최소화시키고 UHP의문제점으로지적된전력원단위및전극원단위를감소시키는효과를가져왔다. 에너지효율극대화를위해화학에너지를투입한것을초고화학전력 (ultra-high chemical power, UHCP) 라고하며, 이경우산소사용량을최

3 대한금속 재료학회지제 54 권제 12 호 (2016 년 12 월 ) 864 대 70 Nm 3 취입함과동시에고성능버너를통한가열은물론분탄취입슬래그포밍제어시스템을갖추고있다 [8]. 전기로의스크랩예열기술은콘스틸 (consteel), 트윈쉘 (twin Shell) 로, 샤프트 (shaft) 로등에서활용되고있는데전기로배가스를통한스크랩예열을통해전력원단위를 60 90kWh/t까지절감시킨것으로보고되었다 [7]. CONSTEEL 은수평컨베이어벨트를이용하여예열된스크랩을연속장입하도록설계된반면, Fuchs 샤프트로의경우스크랩을상부에서장입하여예열된뒤전기로측면에서장입되도록설계하였다. 또한, IHI 샤프트로의경우상부에서예열된스크랩을전기로중앙부에장입하여조업을진행하도록되어있다. ECOARC에서는샤프트로를이용한스크랩예열은물론배가스의 2차연소로 (post combustion chamber) 를설치하여버너로 900 까지가열후스프레이냉각을통해다이옥신방출을억제하는친환경설비를갖추었다 [10]. 슬래그포밍조업은고역율조업에서슬래그로롱아크를유효하게감싸주어, 전극봉으로부터용강으로의열전달효율을높여주어결과적으로전력원단위및전극원단위를저감시키는데기여한다 [9]. 슬래그포밍은일반적으로기포가슬래그내에체류하는시간을나타내는포밍지표 (foaming index, ) 로표시하며식 (2) 로나타낼수있다 [11]. 슬래그의정련능을나타내는 P 의 capacity 는식 (4) 로나타 낼수있다 [13]. (4) 단, 는용강중 P 의활동도계수, 는산소분압, 는슬래그중산소이온의활동도, 는슬래그중 의활동도계수를나타낸다. 식 (4) 로부터산소분압이높을 수록 ( 즉슬래그중 FeO 농도가높을수록 ), 염기도가높을수 록, 그리고온도는낮을수록탈린에유리함을알수있다. 또 한, 슬래그중 의활동도계수가낮을수록정련능이높 아지며, 이를고려한슬래그설계가요구된다 [14]. 단, P 의 정련능을높이기위해 FeO 농도를높이거나생석회사용량 을늘릴경우슬래그포밍지표가감소하게되므로적절한주 의가요구된다. S의경우주로정련호 (ladle furnace, LF) 등을이용한노외 정련을통해식 (5) 와같은반응에의해제거된다 [9]. (5) (2) 단, 는점도, 는표면장력, 는밀도, 는기포의직경을 나타낸다. 슬래그중 FeO 의함량이증가할수록, 염기도가커 질수록포밍지표는감소하는경향을나타낸다 [12]. 한편, 2016년개정된 KSD 3504에서는 SD300은인 (P) 과 황 (S) 의농도를기존과같이 wt% 이하로제한한반면, SD400에서는 wt%, SD500 이상의강종에서는 wt% 이하로제한하였다. 특히용접용및내진용철근에서는 강도와무관하게 wt% 이하로제한하였다 [1]. 이러한 성분규제강화는전기로내외의정련능향상을통해극복될 수있다. P은주로전기로내부에서식 (3) 과같은산화정련을통해 제거된다. (3) S 도 P 와마찬가지로슬래그정련을통해제거되는데, 슬래 그정련능을나타내는 S 용량 (capacity) 는다음과같이식 (6) 으로나타낸다 [13]. (6) 단, 는용강중 S 의활동도계수, 는슬래그중 의 활동도계수를나타낸다. 식 (6) 으로부터 S 의정련을위해서 는높은온도, 낮은산소분압, 높은염기도가유리한것을알 수있다. 높은정련능을얻기위해서는 CaO 와 3CaO SiO 2 의 이중포화조건인 CaO-SiO 2-CaF 2 슬래그를사용하는것이 제안되었으나 [15], 환경문제로인해플루오르 (F) 의사용이 제한되고있어적절한슬래그조성설계가요구되고있다. 전기로에용선을사용할경우슬래그포밍및정련에대한새로운설계가요구된다. Lee와 Sohn [16] 은전기로에서철 스크랩과함께용선을사용할경우 S, P, 질소 (N) 의정련능에 대한연구결과를보고하였으며, Matsuura 와 Fruehan [17] 은

4 865 황병철 심재혁 이명규 이준호 정준호 김보성 원성빈 Table 1. Composition of various steel bars (wt%) and their applications [18]. Alloy C Mn Cr Ni Mo Other Application M Low strength steel for non-critical applications M For non-critical condition with higher strength Micro Ti=0.013, Medium high stress, very good V=0.11 weldability and machinability Medium high stress, good fatigue properties Highest dynamic stress, excellent fatigue properties < Food processing, fasteners and springs < High stress shafts, fasteners with high corrosion resistance 슬래그포밍지표의변화에대한연구를수행하였다. 3. 합금설계 고강도철근의합금설계는크게석출강화와고용강화를 이용하는방법을통해이루어지고있다. 일반적으로철근에 포함되는합금원소는탄소 (C) 와망간 (Mn) 이다. 채심입방 (Body Centered Cubic, BCC) 구조 (nutrensite) 의 Fe 에서 C 의 고용도는매우낮기때문에열간압연을거쳐냉각되는과정 에서 C 는대부분탄화물형태로석출되게된다. Mn 외에다 른합금원소가없는경우에 C 는 Fe 와반응하여세멘타이트 (Fe 3C) 를형성하게된다. 따라서합금내에 C 함량이증가할 수록세멘타이트에의한석출강화효과가커져강도가증가 한다. 다만최근고강도철근생산을위해열간압연후철근 표면을수냉하는템프코어 (tempcore) 공정을적용하는경우 에는냉각속도가빠른표면부에는 C 가과포화된마르텐사 이트가형성되며 [4], 이렇게형성된마르텐사이트는냉각존 통과후내부변태에의한잠열에의하여다시온도가상승하 여템퍼링 (tempering) 효과가나타나과포화된 C 는다시탄 화물을형성한다. 용접성을고려할때강도향상을위해 C 함 량을크게증가시키기는어려우며통상적으로 C 의최대첨 가량은 0.4 wt% 를초과하지않는다. 참고로 2016 년개정된 KSD 3504 에서항복강도 600 MPa 급내진용철근의화학성 분규격에도 D35 가초과되는철근에대해최대 C 함량은 0.40 wt% 이하로제한하고있다. 실제로 C 함량이증가할수 록철근의항복강도상승폭대비인장강도상승폭이조금 더크기때문에저항복비의내진용철근설계시효과적이다. 일반적으로 Mn은치환형원자로고용되어고용강화효과를유발하는것으로알려져있다. C 당량이비교적높은 Mn 역시용접성을고려하여통상적으로 2 wt% 를초과하지않는범위에서첨가된다. 표 1은 Atlas Specialty Metals가생산하는다양한철근의합금성분과용도를나타내고있다 [18]. 일반적인용도의철근에는 C와 Mn 정도만첨가되지만특수용도의철근에는 C 와 Mn 외에도크롬 (Cr), 니켈 (Ni) 및몰리브덴 (Mo) 등의원소가첨가된다. Micro900은 C와 Mn 외에미량합금 (micro-alloying) 원소로티이타늄 (Ti) 과바나듐 (V) 이첨가된고강도철근으로서미량합금원소가미세한탄질화물 (carbonitride) 을석출시켜강도를향상시키는특징을갖고있다. 미량합금원소를사용하는것의장점은 C와 Mn의증가없이도미량의합금원소첨가로큰강도향상효과를얻을수있어고강도이면서도용접성이크게저하되지않는다는점이다 및 6580은 C와 Mn 외에 Cr, Ni 및 Mo이첨가되어기계적성질을향상시킨철근이며특히피로특성이크게향상된다. 304 및 431은각각오스테나이트계 (austenite) 및마르텐사이트계 (martensite) 스테인레스강철근이며다량의 Cr이포함되어있어내식성을크게요구하는분야에응용된다. 최근고강도철근의합금설계방향은니오븀 (Nb), Ti 및 V 과같은미량합금원소를첨가하여미세한탄질화물을형성시켜강도를향상시키는것이다. 미세한탄질화물은그자체로전위의움직임을방해하여강도를시킬뿐아니라결정립성장도억제하여결정립미세화에의한강도향상도기대할수있다. 구체적으로이들 Nb, Ti, V은 C 및 N과강한친화력을가지고있어열간압연영역에서탄화물, 질화물, 탄질화물로석출하게되며, 압연을위한가열시대부분용해된다. 그러나 TiN은오스테나이트영역의매우높은온도에서도안정하여통상열간압연을위한가열조건에서석출상태로잔존한다. 오스테나이트와페라이트 (ferite) 에서탄질화물의석출은주로재료내의결함에서일어나는데이는석출현상을통해기지와탄질화물간의격자상수의큰차이에서기인되는탄성변형에너지를줄이기위함이다. 각미량합금원소의첨가효과를자세히살펴보면, Ti은 N 과결함하여 TiN을형성하며, 고온에서아주느린속도로성장및석출한다. TiN은가열로에서소재를재가열하는동안오스테나이트결정립의성장을억제하는중요한석출물로알려져있다. 결정립성장을효과적으로억제시키기위해서는 TiN의크기가가능한미세해야하는데, 일반적으로강의응고속도가늦으며 TiN이조대하고, 같은냉각속도에서는

5 대한금속 재료학회지제 54 권제 12 호 (2016 년 12 월 ) 866 Fig. 1. Calculated equilibrium phase amount of Fe-0.2C-0.6Mn alloy as a function of temperature. Ti, N의양적비율에따라석출온도가변하여그크기가달라진다. 한편 V은오스테나이트온도영역내에서고용상태로있을때입계에대해당기는힘 (drag force) 이작아오스테나이트결정립의재결정거동을방해하기어려우며, 오스테나이트에서페라이트로변태시페라이트내에 V(C,N) 로석출함으로써석출강화효과가큰원소이다. 또한 V(C,N) 의석출로기지내에고용된 C, N의양을감소시킴으로써충격인성이증가되는효과도있다. 또한 Nb은압연중고용상태로오스테나이트계면에존재하거나 N와결합하여수나노미터의석출물을형성하기때문에압연후일어나는재결정을억제하여변형된오스테나이트결정립계를연신된형태로유지함으로써이로부터생성되는페라이트결정립을미세화시키는역할을한다. 한편최근소재개발에적용가능한다양한전산모사기법이개발되어철근의합금설계에도충분히적용하는것이가능하다. 먼저 CALPHAD법은합금계에존재하는다양한상의깁스 (Gibbs) 자유에너지를실험데이터를기반으로도출하고합금계의상평형을계산하는기법으로서다원계합금의상평형도빠른시간내에계산할수있는장점이있다 [19]. 이미국내에도다양한열역학계산프로그램및관련열역학데이터베이스가보급되어있는상태이다. 그림 1은대표적인철근합금조성인 Fe-0.2C-0.6Mn에대하여온도변화에따른평형상분율을 Thermo-Calc [20] 프로그램을이용하여계산한결과이다 부터페라이트 (δ) 가형성되어응고가시작되며, 1490 에서오스테나이트 (γ) 가형성되기 Fig. 2. Simulated (a) amount and (b) size of NbC precipitate in Fe-0.2C-0.6Mn alloy at 700 as a function of Nb content. 시작한다. 820 이하에서는오스테나이트가페라이트 (α) 로변태되기시작하며, 710 에서는 γ-α 변태가거의완료되 면서세멘타이트가형성된다. 단순한열역학평형계산에핵생성및성장모델을결합하여석출거동을속도론적으로계산하는기법도발달하고있다. 대표적인프로그램으로는 MatCalc [21] 가있으며그밖 에유사한프로그램도속속발표되고있다. 그림 2 는 MatCalc 를이용하여 Fe-0.2C-0.6Mn 합금에다양한함량의 Nb 을첨가할때 700 에서석출거동을계산한결과를나타 내고있다. 700 에서는약 4 시간정도에서 Nb 탄화물 (NbC) 의석출이완료되는것으로보이며, Nb 함량이증가함 에따라석출량도계속증가하는것으로확인된다. Nb 탄화 물의크기는 nm로매우미세한것으로예측되며, Nb 함량이증가함에따라크기도증가하는것으로나타나지만그증가폭은감소하는것으로확인된다. 그림 3은 Nb 탄화물

6 867 황병철 심재혁 이명규 이준호 정준호 김보성 원성빈 Fig. 3. Calculated Orowan strength in Fe-0.2C-0.6Mn alloy as a function of Nb content. Fig. 5. Calculated amount of phase transformation products of Fe-0.2C-0.6Mn-0.05Nb alloy as a function of cooling rate. Fig. 4. Calculated continuous cooling transformation curve of Fe-0.2C-0.6Mn-0.05Nb alloy. 의석출강화효과를위해 Orowan 강도를 MatCalc 로계산한 결과이다. Nb 함량이증가함에따라 Orowan 강도도증가하 는것으로나타나나그증가폭은약간줄어드는것으로예측 된다. 이는 Nb 함량이증가함에따라 Nb 탄화물석출량도증 가하지만석출물의크기도약간증가하여석출강화효과가 직선적으로증가하지않음을나타낸다. JMatPro [22] 는철강의 γ-α 변태모델을기반으로상변태 시나타나는페라이트, 펄라이트, 베이나이트 (bainite) 및마 르텐사이트의변태속도를계산할수있으며냉각속도변화 에따른변태상의분율과기계적성질까지예측이가능하다. 그림 4는 Fe-0.2C-0.6Mn-0.05Nb 합금의연속냉각변태 (continuous cooling transformation, CCT) 곡선을 JMatPro 로 계산한결과를나타내고있다. 1 /s보다느린냉각속도에서는오스테나이트가페라이트와펄라이트로변태하나 1 /s보다빠른냉각속도에서는저온변태조직 (low-temperature transformation structure) 인베이나이트가나타나기시작하고 30 /s 부근에서는마르텐사이트변태가일어남을확인할수있다. 그림 5는 JMatPro를이용하여 Fe-0.2C-0.6Mn-0.05Nb 합금의변태조직의구성을냉각속도의함수로나타낸결과이다. 냉각속도가증가함에따라페라이트의분율은지속적으로감소하며베이나이트의분율은증가한다. 30 /s 이상에서는베이나이트를대신하여마르텐사이트분율이크게증가하는경향을나타낸다. 그림 6은 JMatPro를이용하여 Fe-0.2C-0.6Mn-0.05Nb 합금의항복강도및인장강도를냉각속도의함수로나타낸결과이다. 냉각속도가증가함에따라항복강도및인장강도는증가하는양상을나타내나 30 /s과 40 /s 사이에서는약간감소하는경향을나타내고이후계속증가하는양상을나타내고있다. 따라서석출및고용강화효과없이공정제어만으로는항복강도를 800 MPa 이상높이는것은어려울것으로보이며석출및고용강화효과를극대화할수있는합금원소의활용이필요하다. 4. 제어압연및냉각공정 현재초고층빌딩이나교량, 해양구조물, 압력용기, 라인파이프에사용되는구조용철강재료의경우고강도와함께우수한저온인성, 용접성, 고변형능, 내부식성등다양한특성

7 대한금속 재료학회지제 54 권제 12 호 (2016 년 12 월 ) 868 Fig. 6. Calculated yield and tensile strength of Fe-0.2C-0.6Mn- 0.05Nb alloy as a function of cooling rate. 이동시에요구되고있다. 이들은모두합금원소의첨가를 최소화하면서고강도를얻기위해결정립미세화나베이나 이트및마르텐사이트와같은저온변태조직을적극이용하 는방향으로연구가진행되고있다. 가공열처리 (thermo-mechanical control process, TMCP) 로잘알려진이 러한방법은제어압연에의한결정립미세화와가속냉각에 의해형성된저온변태조직을통해고강도와함께다양한특 성을동시에얻을수있다 [23-26]. 그림 7은 TMCP 공정과미세조직형성에대한전형적인 예를보여주고있다. 철근의경우반제품빌렛을가열로에장 입한후강종및용도에따라가열온도와시간을조절하여 내부의오스테나이트결정립크기를조절한다. 강종에 Nb, V, Ti 등의미량합금원소들이일정량첨가될때이들이고용 상태로존재하는경우끌림 (solute drag) 효과에의해오스테 나이트의재결정이지연되며, 탄질화물로석출되는경우피 닝 (pinning) 효과에의해오스테나이트의결정립성장이억 제된다. 특히 Nb 첨가는재결정정지온도 (recrystallization stop temperature) 를효과적으로높여오스테나이트의미재 결정영역 (non-recrystallization region) 을확대시키는데이 영역에서큰압하량이가해질경우연신된오스테나이트와 변형띠 (deformation band) 가형성되어결정립계와함께결정 립내부에서도페라이트의핵생성이일어나최종조직이더 욱미세해진다. 실제로철근분야의경우위와같은 TMCP 공정에대한연구나실용화가많이부족한실정인데이는철근이저부가가치제품으로취급되어연구개발에대한관심이상대적으로적고선재와같이열간변형속도가매우빨라 Fig. 7. Schematic diagram of a typical thermo-mechanical control process. (a) (b) Fig. 8. (a) Strain-based design and (b) strain demand, strain capacity distributions and probability of failure [27]. 재결정거동에대한이해가어렵기때문이다 [25]. 최근내진용고강도철근과같이지진, 폭풍우, 구조물자 체의하중등에의해수반되는급격한또는점진적인변형에 대한파괴저항성을증가시키기위하여강재의변형능 (strain capacity) 에대한관심이커지고있다. 이를고려한강종설계 를흔히 변형기초설계 (strain-based design, SNBD) 라하는 데 ( 그림 8(a)) 강재가낮은항복비나높은균일연신율을갖 는것이주된특징이다. 실제로요구변형률이상의충분한

8 869 황병철 심재혁 이명규 이준호 정준호 김보성 원성빈 Fig. 9. (a) Continuous cooling transformation diagram, (b) hardness, and (c) microstructure as a function of cooling rate with different Mo contents for the boron-added steels. Dotted parallel lines in (c) indicate martensite and bainite start temperatures [32]. 변형능을갖는강재는변형에대한파손 (failure) 확률이상대 적으로낮다 ( 그림 8(b)) [27]. 따라서높은강도와우수한변 형능을동시에갖는내진용고강도철근을제조하기위해서 는합금원소와함께 TMCP 공정변수의조절에따른최적화 된미세조직적설계가필요하다. 이전의많은연구결과에따 르면 2 상조직 (dual phase) 은우수한변형능과함께고강도를 얻을수있는가장적합한미세조직으로알려져있다 [26-32]. 이는연한페라이트에서초기항복이쉽게일어나고 이후베이나이트나마르텐사이트와같은강한저온변태조 직으로하중이전달되는과정에서일어나는가공경화에의 해높은변형경화능을제공할수있기때문이다. 현재저항 복비와높은균일연신율을얻기위한라인파이프강의연구 에서다양한미세조직을갖는 2 상조직의고강도강이개발되 어제조되고있다 [26-32]. 일반적으로고강도철근의경우템프코어 (tempcore) 라는 수냉공정을거치면서표면부에는경한마르텐사이트조직 이형성되고중심부에는상대적으로연한페라이트 - 펄라이 트조직이형성된다 [4]. 이는미세조직적측면에서균일한 형태의 2 상조직이아니기때문에저항복비나높은균일연 신율과같은충분한변형능을얻는데한계가있다. 따라서 700 MPa 급이상의내진용고강도철근을개발하기위해서는 압연및냉각공정의제어를통해표면부나중심부에균일한 2 상조직을얻는것이하나의방안으로제시될수있다. 그림 7과같이 Ar 3 이상의온도에서마무리압연후 2상 ( 오스테나이트-페라이트 ) 영역을통과하면서미변형된페라이트 (fresh ferrite) 를형성시키거나 (SA, SB, SC로표시 ) Ar 3 와 Ar 1 사이의 2상영역에서마무리압연을실시하여변형된페라이트를형성시킨후 (IA, IB, IC로표시 ) 냉각과정을통해새로운 2상조직을만들수있다. 이러한과정에서마무리압연후냉각시작온도가낮을수록미세조직내에형성되는페라이트의부피분율은증가되며, 냉각종료온도가낮을수록보다경한저온변태조직의형성이가속화된다 [28]. 일반적인고강도철근은수냉공정에서이송속도, 냉각수량및수압에의한냉각속도와강종에따른경화능 (hardenability) 차이로인해표면부와중심부의미세조직형성이달라진다. 실제로템프코어공정의경우냉각이종료된후철근단면에형성된온도구배에의해중심부는페라이트- 펄라이트조직이나타나지만, 표면부는잠열 (latent heat) 에의해마르텐사이트가템퍼링됨으로써템퍼드마르텐사이트조직이형성되는것으로알려져있다 [4]. 따라서고강도철근을제조하기위해서는표면부에서중심부로최대한깊은곳까지마르텐사이트나베이나이트와같은경한저온변태조직을형성시켜야하는데이를위하여 Mn, Cr, Mo 등의합금원소가다량첨가하기도한다. 그러나 Cr, Mo 등의합금원소는가격이비싸기때문에철근의원가절감측면에서보론 (B) 과같은효과적인경화능향상원소를고려할필요가있다. B은 Cr, Mo 등의일반적인합금원소와달리수십 ppm의미량첨가를통해서도오스테나이트에서페라이트로의확산변태를지연시켜강의경화능을크게증가시킬수있다 [29,30]. 이러한 B의경화능향상효과는오스테나이트결정립계에편석된 B 원자들이결정립계에너지를감소시켜초석페라이트의생성을억제하기때문으로알려져있지만그효과는공정조건에따라달라질수있다. B은강중고용도가낮기때문에냉각과정에서오스테나이트결정립계에석출물로쉽게형성되어경화능향상효과를저하시키기도하며, 다른합금원소와의상호작용으로인해경화능을더욱증가시키기도한다 [29-32]. 즉 B의경화능향상효과는다른합금원소와의상호작용과함께온도, 변형, 냉각속도등의공정변수에따른결정립계에서의 B 편석과석출거동에따라변할수있다. 따라서 B이첨가된강의경화능을극대화시키기위해서는 B의최적함량과함께다른합금원소와의상호작용, 공정변수의영향등을이해하는것이매우중요하다. 최근연구에의하면 Mo은다른합금원소에비해 B의경화능향상효과에큰기여를하는것으로보고되는데이는

9 대한금속 재료학회지제 54 권제 12 호 (2016 년 12 월 ) 870 Fig. 10. Three major units for the finite element simulation of steel bar. Mo 첨가가결정립계에석출되는 M 23(C,B) 6 의석출을억제시 켜결정립계에형성되는용질 B 의농도를증가시키기때문 으로설명되고있다 [31]. 실제로 Mo 이첨가된보론강시편 의 CCT 곡선, 경도, 미세조직을그림 9에나타내었다. CCT 곡선을보면 ( 그림 9(a)), Mo이 0.05 wt% 만첨가되어도변태 종료온도가크게낮아져경화능이향상되는것을알수있 다. 또한 90 % 마르텐사이트경도값에해당되는임계냉각 속도를보면 ( 그림 9(b)), Mo 함량증가에따라임계냉각속 도가작아져경화능이향상됨을알수있다. 냉각속도에따 른미세조직의변화를살펴본결과 Mo 이첨가되지않은시 편의경우초석페라이트의형성을억제하기위해서는 20 /s 이상의빠른냉각속도가필요하였으나 0.2 wt% 이상의 Mo 이첨가된시편의경우에는 0.2 /s 의가장느린냉각속 도에서도초석페라이트의형성이완전히억제되었다 [32]. 따라서 B의적극적인활용을통한고강도철근을제조하기 위해서는 B 과다른합금원소와의상호작용에대한보다근 본적인연구가필요할것으로생각된다. 5. 소성변형및상변태를고려한유한요소해석 내진용고강도철근생산공정최적화를위하여철근의압 연에의한소성변형, 철근내부및외부와의열전달, 그리고 높은온도에서의오스테나이트조직으로부터다양한저온 변태조직으로의상변태를해석하는유한요소전산모사기 술이활발히연구되고있다. 특히고강도철근생산을위한 템프코어공정은열간압연후철근표면을수냉하는공정이 필수적이므로수냉에의한냉각속도와이로인한강한마르 텐사이트조직의생성, 냉각종료후잠열에의한철근자체 가열과이로인한템퍼링된마르텐사이트의상변태모사는해석정확도를높이기위해필수적으로고려되어야할사항이다. 철근생산공정의유한요소해석은크게압연중압하량과롤간인장력을소성 (plasticity) 모델로적용하는 기계적 (mechanical) 유닛 (unit), 가열된철근이변형과함께소재내또는압연기사이의열전달, 철근표면으로부터공기중으로열전달해석과관련된 열적 (thermal) 유닛, 그리고철강고유의상변태에의한철근의미세조직의변화를해석하는 금속학적 (metallurgical) 유닛 으로나눠진다. 하지만이렇게 3가지의주요유닛은독립적이지않고서로유기적으로연결되어있기때문에전통적인기계적압연해석등과는다른매우고차원적인해석방법의개발이필요하다. 예를들면, 상변태에의해공정중에지속적으로변하는미세조직은구성상의기계적성질을변화하게하며, 이는구성상의응력- 변형률관계를변화시킨다. 또한, 상변태중발생하는잠열은열적유닛의온도증가를가져오며, 이러한온도의변화는기계적거동및금속학적특성에영향을줄수있다. 그림 10에통상적인철근생산공정을위해요구되는전산모사법의개요를나타내고있다. 철근공정중발생하는철근의기계적특성, 온도변화및상변태를해석하기위해서는무엇보다정확한열해석이필요하다. 유한요소해석에사용되는열전달문제는식 (7) 과같은지배식이이용된다 [33]. (7) 식 (7) 에서, c, k는각각밀도, 비열, 열전도도, 는열원 (heat source) 을나타낸다. 철근의압연및템프코어중철근을구성하는미세조직은연속적으로변화하기때문에이들상수들은각상들의현재부피분율을고려하여구해진다. 가장간단하면서도효과적인가정은다음과같은혼합법칙 (mixture rule) 을적용하는것이다. 즉,. 여기서 와 는 I 상의열적물성과부피분율을각각나타낸다. 템프코어에의한고강도철근생산전산모사에서가장중요한것은철근중심부분에서의주요조직인연질상들과철근표면부에생성된마르텐사이트조직을예측하는것이다. 고온의오스테나이트조직으로부터생성되는마르텐사이트는비확산 (diffusionless) 변태에의하며템퍼링된마르텐사이트를포함한나머지상들은통상적으로확산변태모델을적

10 871 황병철 심재혁 이명규 이준호 정준호 김보성 원성빈 면심입방 (face-centered cubic; FCC) 에서체심정반 (bodycentered tetragonal, BCT) 로미세조직변화에의한비확산변태로이는마르텐사이트상이시작되는온도 ( ) 와현재온도와의차이, 의함수로표현된다. 여러가지상변태모델중가장널리사용되는모델은 Koistinen & Marburger [39] 가제안한모델로식 (11) 과같이 exponential이다. exp (11) Fig. 11. Calculated transformed phase fractions of Fe-C-Mn-Si steel under continuous cooling at different cooling rates [36]. 용하는것이대부분이다 [34]. 확산변태모델중에서도간단 하면서도정확도가높기때문에 Johnson-Mehl-Avrami(JMA) 식이대표적이며이는식 (8) 로표현될수있다 [35-37]. exp (8) 식 (8) 에서 f 는상변태부피분율을, n 은 JMA 지수를나타 낸다. 여기서변수인 는아래에식 (9) 와같은온도 (T) 와시 간 (t) 의함수로표현될수있다. exp (9) 식 (9) 에서 Q 는활성화에너지, 는상수, R 는기체상수로 J/mol 을나타낸다. 식 (9) 는일반적으로등온상변태로 부터유도된것으로실제적으로일어나는비등온 (non-isothermal) 공정해석을위해서는 Mittemeijer 등 [35] 이제안한합의법칙 (additivity principle) 을적용하여야한다. 이에따르면등온상변태상수 는매순간변하는온도변화를고려하여아래와같은식 (10) 으로표현할수있다. (10) 만약일정한속도로증가또는감소하는경우식 (10) 은 와같이나타낼수있다 [38]. 고온오스테나이트상으로부터마르텐사이트상의변태는 Han 와 Park [36] 은위의 Avrami 형식의등온상변태식과 합의법칙을적용하여 0.2 wt%c의상변태소성철강 (TRIP 강 ) 의다양한냉각조건에따른상변태곡선을딜리로미터 (dilatometer) 에의해서실험적으로측정된곡선들과비교하 였으며이를그림 11 에나타내었다. 결과에서보듯이냉각속 도가낮은경우 JMA 형태의비등온상변태모델이냉각에따 른부피변화및상변태특성을매우잘모사함을알수있다. 철근제조공정중발생하는열전달해석과상변태해석에의한각구성상들의분율이결정되면현재온도에서의각상의기계적물성을고려한식 (12) 와같은방정식이구성된다. (12) 식 (12) 에서 는이차텐서를나타낸다. 식 (12) 로부터 일반적인탄소성문제와달리철근의변형중온도변화에의 한변형율 (th), 상변태에의한부피변화 (tr), 상변태소성 (tp), 일반적인기계적소성 (p), 잔류변형율등의효과가모두고 려되어야함을알수있다. 이들각각의변형율은구체적으로 식 (13 16) 과같이나타내어지며유한요소해석중기계적 유닛에서사용되며이를통해서철근의변형및내부의응력 상태를결정하게된다. (13) (14) (15) (16) 위의식 (13 16) 에서 는각구성상의선형열팽창계수 를나타내며 는상 I 와 J 사이의부피의차를나타낸다.

11 대한금속 재료학회지제 54 권제 12 호 (2016 년 12 월 ) 872 Fig. 13. Circumferential stress distributions of thin-wall after (a) quenching and (b) tempering process [40]. Fig. 12. (a) FEM model of rotor heat treatment and (b) quenching and (c) tempering processes [33]. 또한, 와 는유효변형율과유효응력을각각나타낸다. 탄성계수는식 (17) 과같이계산의간략화를위하여등방성 을가정하며영률 E( 전단강성 G) 와포아송비 로구성된다.,, (17) 철근제조공정중롤에의한변형및롤과롤사이의인장 력등에의해재료의소성변형이발생하며이를정확하게해 석하여야만철근의단면형상등의정확도를향상시킬수있 다. 대부분의연구는철근의소성은방향성이없다고가정하 며소성구성방정식의두주요구성요소인항복함수는 von Mises를, 경화거동은완전소성변형으로무시하거나등방 경화 (isotropic hardening) 로가정한다. Liu 등 [33] 은위의구 성방정식을이용하여자체적으로유한요소프로그램을작성 하였으며이를활용하여로터 (roter) 의급냉및템퍼링중상 변태특성과변형특성을예측하였고이를실험과비교하여검증하였다. 그림 12(a, b) 에서고려된로터형상과두가지의열처리조건을보여주고있으며그림 12(c) 에템퍼링중미세조직변화및온도의변화를보여주고있다. 또한 Deng와 Ju [40] 는원형파이프형상의 80MnCr 5 철강재의급냉과템퍼링시에발생하는응력및열처리후경도를예측하기위하여유한요소해석을사용하였으며, 그결과 Q&T 공정에서발생하는상변태해석이특정소재의금속학적특성을정확히반영할경우에만그효율성이확보될수있다는것을확인하였다. 그림 13에얇은벽을가지는철강의급랭및템퍼링시응력을나타내었다. 그림에서보듯이템퍼링시급랭후발생한응력이완화되었음을나타내며이때형상의변화가매우클것을시사한다. 철근제조공정의유한요소해석을위해서는소재자체의금속학적성질, 기계적성질, 철강및주위환경과의열적성질의정확한측정과이해가중요하며유한요소해석은이들 3 개의중요모듈간의상호작용을효율적으로고려하여야만한다. 특히고강도철근제조법인템프코어는수냉에의해형성된다양한상들의두께방향의분포, 특히표면부의마르텐사이트분포의정밀한예측이필요하며이로부터내부잠열에의한템퍼링공정을예측하는것이최종철근의강도및변형을예측하는데필수적이다. 이를위해서는정밀한유한요소해석법이외에도상변태특성및고온기계적물성을측정할수있는실험또한매우중요한부분을차지하기때문에금속-기계학적측면에서의실험법개발도중요한반드시해

12 873 황병철 심재혁 이명규 이준호 정준호 김보성 원성빈 결되어야한다. 6. 결론 앞으로항복강도 700 MPa 급이상의내진용고강도철근 을개발하기위해서는제강및압연, 냉각공정을고려한합 금설계부터물성예측모델까지통합적인기술개발이필요 할것이다. 철근의기계적물성확보를위해제강공정에서의 S, P, N 등불순물정련에대한최적화기법개발이요구되며, 에너지절감을위해슬래그포밍지표의최적화에대한연구가병행될필요가있다. 한편최근개발된다양한전산모사 기법들은원하는석출물, 저온변태조직및기계적성질을 갖는철근을개발하는데충분히적용할만한것으로생각된 다. 실제로짧은시간내에적은비용으로물성을크게향상 시켜야하는소재개발의특성상다양한실험법개발과함께 전산모사기법들을적극적으로활용함으로써새로운개념의 내진용고강도철근개발이가능할것으로기대된다. 한편으 로내진용고강도철근을활용한철근콘크리트구조설계기 준에대한연구도병행되어야할것으로생각되며, 이를위해 슬래그를활용한고강도시멘트개발연구의활성화가요구 된다 [41,42]. 감사의글 본연구는산업통상자원부가지원하는산업기술혁신사업 -산업핵심기술개발사업의 사회안전확보를위한 700 MPa 급철근활용내진용철근콘크리트개발 연구비지원으로 수행되었으며 ( 과제번호 : ), 이에감사드립니다. REFERENCES 1. KS D 3504, Steel bars for concrete reinforcement, Korean Agency for Technology and Standards (2016). 2. J. Lee, D. J. Min, J. H. Lee, Y. S. Yoon, H. C. Song, Y. Kim and B. Hwang, Research report - Strategy of national standardization of reinforced bars for building a sustainable and low-energy consuming society, Korea University Research & Business Foundation (2015). 3. D. W. Kim, Fundamentals of Reinforced Bars, Steel & Metals News (2012). 4. S. Lee, H. Lee, C. Park, K. Woo and Y. Suh, Magazine of the Korea Concrete Institute 22, 28 (2010). 5. ASTM A615/A615M-15, Standard Specification Deformed and Plain Carbon-Steel Bars for Concrete Reinforcement, p.8, American Association State Highway and Transportation Officials Standard (2015). 6. ASTM A706/A706M-14, Standard Specification for Deformed and Plain Low-Alloy Steel Bars for Concrete Reinforcement, p.7, American Association State Highway and Transportation Officials Standard (2014). 7. B. Lee and I. Sohn, JOM 66, 1581 (2014). 8. J. Ki, The 43rd Steel Technology Symposium Sustainable EAF Processing Technology, pp , Korean Inst. Metals & Mater., Pohang, Korea (2008). 9. H. G. Lee, Bull. Korean Inst. Met. Mater. 11, 371 (1998). 10. J. Jones, The 43rd Steel Technology Symposium Sustainable EAF Processing Technology, pp , Korean Inst. Metals & Mater., Pohang, Korea (2008). 11. Y. Zhang and R. J. Fruehan, Metall. Mater. Trans. B 26, 803 (1995). 12. H. S. Kim, D. J. Min and J. H. Park, ISIJ Int. 41, 317 (2001). 13. N. Sano, W. K. Lu, R. V. Riboud and M. Maeda, Advanced Physical Chemistry for Process Metallurgy, Academic Press, San Diego (1997). 14. M. K. Cho, K. H. Park and D. J. Min, Korean J. Met. Mater. 47, 188 (2009). 15. M. Uo, E. Sakurai, F. Tsukihashi and N. Sano, Steel Res. 60, 496 (1989). 16. B. Lee and I. Sohn, ISIJ Int. 55, 491 (2015). 17. H. Matsuura and R. J. Fruehan, ISIJ Int. 49, 1530 (2009). 18. Atlas Specialty Metals, Technical Handbook of Bar Products, (2005). 19. L. Kaufman and H. Bernstein, Computer Calculation of Phase Diagrams, Academic Press, New York (1970). 20. B. Sundman, B. Jansson and J. O. Andersson, Calphad 9, 153 (1985). 21. E. Kozeschnik, J. Svoboda, P. Fratzl and F. D. Fischer, Mater. Sci. Eng. A 385, 157 (2004). 22. Sente Software Ltd., JMatPro, (2016). 23. I. Tamura, H. Sekine, T. Tanaka and C. Ouchi, Thermomechanical Processing of High-strength Low-alloy Steels, Butterworths & Co. Ltd. (1988). 24. T. Gladman, The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels, The Institute of Materials, London (1997). 25. D. L. Lee, S. J. Yoo and W. Y. Choo, Trends in Metals & Materials Engineering 13, 17 (2000). 26. B. Hwang, C. G. Lee, S. Lee and C. H. Lee, Trends in Metals & Materials Engineering 22, 28 (2009). 27. W. C. Kan, M. W. Weir, M. M. Zhang, D. B. Lillig, S. T. Barbas, M. L. Macia and N. E. Biery, Proceedings of the Eighteenth International Offshore and Polar Engineering Conference, pp , Vancouver, BC, Canada (2008). 28. B. Hwang, C. G. Lee and S. J. Kim, Metall. Mater. Trans. A 42, 717 (2011). 29. S. K. Banerji and J. E. Morral, Proc. Int. Symp. Boron

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