KR100996395B1 - 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법 - Google Patents

자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

우수한 성형성, 및 단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후의 우수한 내비틀림 피로 특성을 갖는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공한다. C, Si, Al 을 적정 범위로 하고, Mn : 1.01 ∼ 1.99%, Ti : 0.041 ∼ 0.150%, Nb : 0.017 ∼ 0.150% 를 Ti + Nb : 0.08% 이상을 만족시키도록 함유하고, P, S, N, O 를 소정값 이하로 조정한 조성을 갖는 강 소재에, 가열 온도와 마무리 압연 종료 온도를 적정 범위로 한 열간 압연과, 열간 압연 종료 후, 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 2s 이상의 서랭을 행하고, 660 ∼ 510℃ 의 권취 온도에서 감고, 평균 입경이 2 ∼ 8㎛ 인 페라이트상을 60 체적% 이상, 페라이트상 중에 평균 입경 2 ∼ 40㎚ 인 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 석출되어 이루어지는 조직을 갖는 열연강대에 폭 수축률을 10% 이하로 하는 전봉 조관 공정을 실시하여 용접 강관으로 한다. 이로써, 항복 강도 : 660㎫ 초과의 고강도를 갖고, 저온 인성, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 우수한 고장력 용접 강관이 된다.

Description

자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관 및 그 제조 방법 {HIGH-TENSION WELDED STEEL PIPE FOR AUTOMOTIVE STRUCTURAL MEMBER AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 토션 빔, 액슬 빔, 트레일링 아암, 서스펜션 아암 등의 자동차 구조 부재용으로서 적합한, 660㎫ 초과의 항복 강도를 갖는 고장력 용접 강관에 관한 것이다. 특히 토션 빔용으로서 성형성이 우수하고, 단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후에 우수한 내비틀림 피로 특성을 갖는 고장력 용접 강관과 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 지구 환경의 보전이라고 하는 관점에서 자동차의 연비 향상이 강력하게 요구되고 있다. 이 때문에, 자동차 등의 차체의 철저한 경량화가 지향되고 있다. 자동차 등의 구조 부재에 대해서도 예외는 아니며, 경량화와 안전성의 양립을 도모하기 위해, 일부의 구조 부재에서는 고강도화된 전봉 강관이 채용되고 있다. 종래에는 소재인 전봉 강관을 소정의 형상으로 성형한 후, 담금질 처리 등의 조질 (調質) 처리를 실시하여 부재의 고강도화가 도모되고 있었다. 그러나, 조질 처리를 채용하는 것은 공정이 복잡해지고, 부재의 제조 기간이 장기화되는 데다가 부재의 제조 비용이 높아진다는 문제가 있다.
이러한 문제에 대해, 예를 들어 특허문헌 1 에는 자동차 등의 구조 부재용 초고장력 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는 C, Si, Mn, P, S, Al, N 을 적정량으로 조정한 후에 B : 0.0003 ∼ 0.003% 를 함유하고, 추가로 Mo, Ti, Nb, V 중 1 종 이상을 함유하는 조성의 강 소재에 950℃ 이하 Ar3 변태점 이상에서 마무리 압연을 종료하고, 250℃ 이하에서 감는 열간 압연을 실시하여 관용 강대로 하고, 그 관용 강대를 조관 (造管) 하여 전봉 강관으로 한 후, 500 ∼ 650℃ 에서 시효 처리를 실시하는 전봉 강관의 제조 방법이다. 이 기술에 의하면, B 의 변태 조직 강화와 Mo, Ti, Nb 등의 석출 경화에 의해, 조질 처리를 실시하지 않고 1000㎫ 를 초과하는 초고장력 강관을 얻을 수 있다고 되어 있다.
또, 특허문헌 2 에는 자동차의 도어 임팩트 빔용 및 스태빌라이저용으로서 적합한, 인장 강도 : 1470N/㎟ 이상의 고강도와 동시에 고연성을 갖는 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는 C : 0.18 ∼ 0.28%, Si : 0.10 ∼ 0.50%, Mn : 0.60 ∼ 1.80% 를 함유하고, P, S 를 적정 범위로 조정한 후에 Ti : 0.020 ∼ 0.050%, B : 0.0005 ∼ 0.0050% 를 함유하고, 추가로 Cr, Mo 및 Nb 중 1 종 이상을 함유하는 조성의 소재 강으로 이루어지는 강판을 사용하여 제조한 전봉 강관에 850 ∼ 950℃ 에서 노멀라이즈 처리를 실시하고, 추가로 담금질 처리를 실시하는 전봉 강관의 제조 방법이다. 이 기술에 의하면, 1470N/㎟ 이상의 고강도와, 10 ∼ 18% 정도의 연성을 갖는 전봉 강관이 얻어져 자 동차의 도어 임팩트 빔용 및 스태빌라이저용으로서 적합하다고 되어 있다.
특허문헌 1 : 일본 특허 제2588648호
특허문헌 2 : 일본 특허 제2814882호
발명의 개시
그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술로 제조된 전봉 강관은 연신율 (El) 이 14% 이하로 저연성이기 때문에 성형성이 떨어져, 프레스 성형 또는 하이드로 폼 성형을 동반하는 토션 빔, 액슬 빔 등의 자동차 구조 부재용으로는 적합하지 않다는 문제가 있었다.
한편, 특허문헌 2 에 기재된 기술로 제조된 전봉 강관은 연신율 (El) 이 기껏해야 18% 로서 굽힘 가공에 의해 성형되는 스태빌라이저용으로는 적합하지만, 프레스 성형 또는 하이드로 폼 성형을 동반하는 부재용으로는 연성이 부족하여, 프레스 성형 또는 하이드로 폼 동형을 수반하는 토션 빔, 액슬 빔 등의 자동차 구조 부재용으로는 적합하지 않다는 문제가 있었다. 또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는 노멀라이즈 처리 및 담금질 처리를 필요로 하여 공정이 복잡하고, 치수 정밀도, 경제성이라고 하는 관점에서도 문제를 남기고 있었다.
본 발명은 상기한 종래 기술의 문제를 유리하게 해결하여, 특히 토션 빔용으로서, 단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후에 우수한 내비틀림 피로 특성이 필요로 되는 자동차 구조 부재용으로서 적합한 고장력 용접 강관을 조질 처리를 실시하지 않고 제조할 수 있는, 인장 강도가 660㎫ 초과이고, 우수한 저온 인성, 우수한 성형성, 및 단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후에 우수한 내비틀림 피로 특성을 갖는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에서 말하는 「고장력 용접 강관」이란 항복 강도 (YS) : 660㎫ 초과를 갖는 용접 강관을 말하는 것으로 한다.
또, 본 발명에서 말하는 「우수한 성형성」이란 JIS Z 2201 의 규정에 준거한 JIS 12 호 시험편을 사용하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 실시한 인장 시험에서의 연신율 (El) 이 15% 이상 (JIS 11 호 시험편에서는 22% 이상) 을 나타내는 경우를 말하는 것으로 한다.
또, 본 발명에서 말하는 「단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후의 우수한 내비틀림 피로 특성」이란, 도 3 (일본 공개특허공보 2001-321846호의 도 11) 에 나타내는 바와 같이, 강관의 길이 중앙 부분을 V 자 형상으로 단면 (斷面) 을 성형 가공하고, 추가로 530℃ × 10min 의 응력 제거 소둔을 실시한 후, 양 단부 (端部) 를 척킹에 의해 고정시켜 비틀림 피로 시험을, 1㎐, 양 쪽으로 흔드는 조건에서 실시하여 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 를 구하고, 얻어진 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 와 강관 인장 강도 (TS) 의 비, (σB/TS) 가 0.40 이상인 경우를 말하는 것으로 한다. 또한, 상기한 「단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후의 우수한 내비틀림 피로 특성」은 상기한 단면 성형 가공을 실시하고, 추가로 530℃ × 10min 의 응력 제거 소둔 처리를 실시한 후의 단면 경도 변화율이 -15% 이상, 잔류 응력 저하율이 50% 이상을 만족시키는 경우에 확보할 수 있다.
또, 본 발명에서 말하는 「우수한 저온 인성」이란, 도 3 (일본 공개특허공보 2001-321846호의 도 11) 에 나타내는 바와 같이, 시험재 (강관) 의 길이 중앙 부분을 V 자 형상으로 단면을 성형 가공하고, 성형한 그대로 또는 추가로 530℃ × 10min 의 응력 제거 소둔을 실시한 후, 시험재의 평탄 부분을 관 원주 방향 (C 방향) 이 시험편 길이가 되도록 전개하고, 그 평탄부로부터 JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 V 노치 시험편 (1/4 사이즈) 을 잘라내어 샤르피 충격 시험을 실시한 경우의 파면 천이 온도 (vTrs) 가 모두 -40℃ 이하인 경우를 말하는 것으로 한다.
본 발명자들은 상기한 과제를 달성하기 위해, 강도, 저온 인성, 성형성, 단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후의 내비틀림 피로 특성과 같은 상반되는 특성에 영향을 주는 요인, 특히 강관의 화학 성분, 제조 조건에 대하여 계통적인 검토를 예의 실시하였다. 그 결과, C, Si, Mn, Al 을 적정 범위 내로 조정한 후에, Ti 와 Nb 를 필수로 함유하는 조성의 강 소재 (슬래브) 에 적정 조건의 열간 압연을 실시하여 원주 방향 단면의 평균 결정 입경이 2 ∼ 8㎛ 인 페라이트상이 60 체적% 이상을 차지하고, 또한 그 페라이트상 중에 평균 입경이 2 ∼ 40㎚ 인 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 석출된 조직을 갖는 강관 소재 (열연강대) 로 한 후, 그 강관 소재에 적정 조건의 전봉 조관 공정을 실시하여 용접 강관 (전봉 강관) 으로 함으로써, 항복 강도가 660㎫ 초과이고, 우수한 저온 인성, 우수한 성형성, 및 단면 성형 가공과 그것에 계속되는 응력 제거 소둔을 거친 후의 우수한 내비틀림 피로 특성을 겸비하는 고장력 용접 강관으로 할 수 있다는 것을 알아냈다.
본 발명은 상기한 지견에 기초하고, 더욱 검토하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 질량% 로, C : 0.03 ∼ 0.24%, Si : 0.002 ∼ 0.95%, Mn : 1.01 ∼ 1.99%, Al : 0.01 ∼ 0.08% 를 함유하고, 추가로 Ti : 0.041 ∼ 0.150%, Nb : 0.017 ∼ 0.150% 를 Ti + Nb : 0.08% 이상을 만족시키도록 함유하고, 불순물인 P, S, N, O 를 P : 0.019% 이하, S : 0.020% 이하, N : 0.010% 이하, O : 0.005% 이하로 조정하여 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 또한 원주 방향 단면의 평균 결정 입경이 2 ∼ 8㎛ 인 페라이트상과, 그 페라이트상 이외의 제 2 상으로 이루어지고, 그 페라이트상의 조직 분율이 60 체적% 이상이고, 그 페라이트상 중에 평균 입경 2 ∼ 40㎚ 인 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 석출되어 이루어지는 조직을 가지며, 항복 강도가 660㎫ 초과인 것을 특징으로 하는, 저온 인성, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내(耐)비틀림 피로 특성이 우수한 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관.
(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량% 로, V : 0.001 ∼ 0.150%, W : 0.001 ∼ 0.150%, Cr : 0.001 ∼ 0.45%, Mo : 0.001 ∼ 0.24%, B : 0.0001 ∼ 0.0009%, Cu : 0.001 ∼ 0.45%, Ni : 0.001 ∼ 0.45% 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0001 ∼ 0.005% 를 함유하는 것을 특징으로 하는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관.
(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 추가로 강관 내외면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 2㎛ 이하, 최대 높이 거칠기 (Rz) 가 30㎛ 이하, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) 가 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관.
(4) 강관 소재에 전봉 조관 공정을 실시하여 용접 강관으로 할 때, 상기 강관 소재가, 질량% 로, C : 0.03 ∼ 0.24%, Si : 0.002 ∼ 0.95%, Mn : 1.01 ∼ 1.99%, Al : 0.01 ∼ 0.08% 를 함유하고, 추가로 Ti : 0.041 ∼ 0.150%, Nb : 0.017 ∼ 0.150% 를 Ti + Nb : 0.08% 이상을 만족시키도록 함유하고, 불순물인 P, S, N, O 를 P : 0.019% 이하, S : 0.020% 이하, N : 0.010% 이하, O : 0.005% 이하로 조정하여 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재에, 1160 ∼ 1320℃ 로 가열하고, 980 ∼ 760℃ 범위의 온도에서 마무리 압연을 종료시키는 열간 압연과, 그 열간 압연 종료 후, 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 2s 이상의 서랭을 행하는 서랭 처리를 실시하고, 660 ∼ 510℃ 의 권취 온도에서 감는 열연 공정을 실시하여 얻어진 열연강대로서, 상기 전봉 조관 공정이, 다음의 (1) 식
폭 수축률 (%) = [(강관 소재의 폭) - π {(제품 강관 외경) - (제품 강관 두께)}]/π {(제품 강관 외경) - (제품 강관 두께)} × (100%)………(1)
으로 정의되는 폭 축소율을 10% 이하로 하여, 상기 강관 소재를 연속적으로 롤 성형하고 전봉 용접하여 용접 강관으로 하는 조관 공정인 것을 특징으로 하는, 660㎫ 초과의 항복 강도를 갖고, 저온 인성, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 우수한 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관의 제조 방법.
(5) (4) 에 있어서, 상기 조성에 더하여, 추가로 질량% 로, V : 0.001 ∼ 0.150%, W : 0.001 ∼ 0.150%, Cr : 0.001 ∼ 0.45%, Mo : 0.001 ∼ 0.24%, B : 0.0001 ∼ 0.0009%, Cu : 0.001 ∼ 0.45%, Ni : 0.001 ∼ 0.45% 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0001 ∼ 0.005% 를 함유하는 것을 특징으로 하는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 660㎫ 초과의 항복 강도를 갖고, 우수한 저온 인성, 우수한 성형성, 응력 제거 소둔 후의 우수한 내비틀림 피로 특성을 갖는 고장력 용접 강관을 용이하게, 게다가 조질 처리를 실시하지 않고 저렴하게 제조할 수 있어 산업상 각별한 효과를 나타낸다. 또, 본 발명에 의하면, 자동차 구조 부재의 특성 향상에 현저히 기여한다는 효과도 있다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
먼저, 본 발명의 고장력 용접 강관의 조성 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 이하, 조성에 있어서의 질량% 는 단순히 % 로 기재한다.
C : 0.03 ∼ 0.24%
C 는 강의 강도를 증가시키는 원소로서, 강관 강도를 확보하는 데에 있어서 필수 원소이다. 또, C 는 응력 제거 소둔시에 확산되어, 전봉 조관 공정 및 단면 성형 가공하거나 할 때에 도입된 전위와의 상호 작용에 의해 전위의 이동을 방해하여 초기 피로 균열의 발생을 억제하여, 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과는 0.03% 이상을 함유함으로써 현저해진다. 한편, 0.24% 를 초과하여 함유하면, 강관 조직을 페라이트상이 60 체적% 이상의 페라이트상 주체의 조직으로 할 수 없어 원하는 연신율값을 확보할 수 없게 되며, 강관의 성형성이 저하됨과 함께 저온 인성도 저하된다. 이 때문에, C 는 0.03 ∼ 0.24% 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.14% 이다.
Si : 0.002 ∼ 0.95%
Si 는 열연 공정에 있어서의 페라이트 변태를 촉진시키는 원소로서, 본 발명에서는 원하는 조직과 우수한 성형성을 확보하기 위해 0.002% 이상을 함유하는 것을 필요로 한다. 한편, 0.95% 를 초과하여 함유하는 경우에는 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔시의 잔류 응력 저하율이 저하되고, 내비틀림 피로 특성이 저하됨과 함께, 게다가 표면 성상이나 전봉 용접성이 저하된다. 이 때문에, Si 는 0.002 ∼ 0.95% 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.21 ∼ 0.50% 이다.
Mn : 1.01 ∼ 1.99%
Mn 은 강의 강도 증가에 기여함과 함께, C 와 전위의 상호 작용에 영향을 미쳐 전위의 이동을 방해함과 함께, 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔시의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 증대시키는 기능을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.01% 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 한편, 1.99% 를 초과하여 함유하는 경우에는 페라이트 변태가 억제되어, 원하는 조직과 우수한 성형성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, Mn 은 1.01 ∼ 1.99% 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1.40 ∼ 1.85% 이다.
Al : 0.01 ∼ 0.08%
Al 은 제강시의 탈산제로서 작용함과 함께, N 과 결합하여 열간 압연 공정에서의 오스테나이트 입자의 연신율을 억제하여 결정립을 미세하게 하는 작용을 갖는 원소로서, 원하는 입경 (2 ∼ 8㎛) 을 갖는 페라이트상을 얻기 위해서는 0.01% 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 0.01% 미만 함유하는 경우에는 페라이트상이 조대화 (粗大化) 된다. 한편, 0.08% 를 초과하여 함유해도 효과가 포화됨과 함께, 산화물계 개재물이 증가됨으로써 내피로 특성이 저하된다. 이 때문에, Al 은 0.01 ∼ 0.08% 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ∼ 0.06% 이다.
Ti : 0.041 ∼ 0.150%
Ti 는 강 중에서는 N 과 결합하여 TiN 을 형성하고, 고용 N 을 저감시켜 강관의 성형성 확보에 기여함과 함께, N 과 결합된 이외의 잉여 Ti 가 Nb 와 함께 (Nb, Ti) 복합 탄화물로서 석출되어, 열간 압연 공정에서의 회복ㆍ재결정의 입자의 성장을 억제하여, 페라이트상을 원하는 입경 (2 ∼ 8㎛) 으로 하는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Ti 는 Nb 와 복합하여 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔시의 강도 저하를 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 작용도 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.041% 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 한편, 0.150% 를 초과하여 함유하는 경우에는 석출 탄화물에 의한 강도 상승, 연성 저하, 저온 인성 저하가 현저해진다. 이 때문에, Ti 는 0.041 ∼ 0.150% 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.050 ∼ 0.070% 이다.
Nb : 0.017 ∼ 0.150%
Nb 는 강 중에서는 C 와 결합되고, Ti 와 함께 (Nb, Ti) 복합 탄화물로서 석출되어, 열간 압연 공정에서의 회복ㆍ재결정의 입자의 성장을 억제하여, 페라이트상을 원하는 입경 (2 ∼ 8 ㎛) 으로 하는 작용이 있다. 또한, Nb 는 Ti 와 복합하여 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔시의 강도 저하를 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.017% 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 한편, 0.150% 를 초과하여 함유하는 경우에는 석출 탄화물 에 의한 강도 상승, 연성 저하가 현저해진다. 이 때문에, Nb 는 0.017 ∼ 0.150% 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.031 ∼ 0.049% 이다.
Ti + Nb : 0.08% 이상
본 발명에서는 상기한 범위 내의 Ti 및 Nb 를 Ti + Nb 가 0.08% 이상을 만족시키도록 함유한다. Ti, Nb 의 합계량이 0.08% 미만에서는 항복 강도를 660㎫ 초과로 하여, 원하는 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성을 확보할 수 없게 된다. 또한, 우수한 연성을 확보한다는 관점에서 Ti + Nb 는 0.12% 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 불순물인 P, S, N, O 를 P : 0.019% 이하, S : 0.020% 이하, N : 0.010% 이하, O : 0.005% 이하로 조정한다.
P : 0.019% 이하
P 는 Mn 과의 응고 공편석 (共偏析) 을 통하여 응력 제거 소둔 후의 저온 인성을 저하시킴과 함께 전봉 용접성을 저하시키는 악영향을 갖는 원소로서, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 0.019% 를 초과하여 함유하면 상기한 악영향이 현저해지기 때문에, P 는 0.019% 이하로 한정하였다.
S : 0.020% 이하
S 는 강 중에서는 MnS 등의 개재물로서 존재하며, 강의 전봉 용접성, 내비틀림 피로 특성, 성형성, 저온 인성을 저하시키는 악영향을 갖는 원소로서, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 0.020% 를 초과하여 함유하면 상기한 악영향이 현저해지기 때문에, S 는 0.020% 를 상한으로 하였다. 또한, 바람직하게는 0.002% 이하이다.
N : 0.010% 이하
N 은 강 중에 고용 N 으로서 잔존하면 강관의 성형성, 저온 인성을 저하시키는 악영향을 갖는 원소로서, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 0.010% 를 초과하여 함유하면 이 악영향이 현저해지기 때문에, N 은 0.0 10% 를 상한으로 한다. 또한, 바람직하게는 0.0049% 이하이다.
O : 0.005% 이하
O 는 강 중에서는 산화물계 개재물로서 존재하며, 강의 내피로 특성, 저온 인성을 저하시키는 악영향을 갖는 원소로서, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다.
0.005% 를 초과하여 함유하면 이 악영향이 현저해지기 때문에, O 는 0.005% 를 상한으로 하였다. 또한, 바람직하게는 0.003% 이하이다.
상기한 성분이 기본 성분인데, 본 발명에서는 상기한 기본 조성에 더하여, 추가로 V : 0.001 ∼ 0.150%, W : 0.001 ∼ 0.150%, Cr : 0.001 ∼ 0.45%, Mo : 0.001 ∼ 0.24%, B : 0.0001 ∼ 0.0009%, Cu : 0.001 ∼ 0.45%, Ni : 0.001 ∼ 0.45% 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0001 ∼ 0.005% 를 함유할 수 있다.
V, W, Cr, Mo, B, Cu, Ni 는 모두 Mn 의 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능이 있는 원소로서, 필요에 따라 선택하여 1 종 또는 2 종 이상 함유할 수 있다.
V : 0.001 ∼ 0.150%
V 는 상기한 작용에 더하여, 추가로 C 와 결합하여 탄화물로서 석출되며, Nb 의 열간 압연 공정에서의 회복ㆍ재결정의 입자의 성장을 억제하여, 페라이트상을 원하는 입경으로 하는 작용이나 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 작용을 보완하는 기능을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.150% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, V 는 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.150% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.04% 이하이다.
W : 0.001 ∼ 0.150%
W 는 V 와 마찬가지로 상기한 작용에 더하여, 추가로 C 와 결합하여 탄화물로서 석출되며, Nb 의 열간 압연 공정에서의 회복ㆍ재결정의 입자의 성장을 억제하여, 페라이트상을 원하는 입경으로 하는 작용이나 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 작용을 보완하는 기능을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.150% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성, 저온 인성을 저하시킨다. 이 때문에, W 는 0.001 ∼ 0.150% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.04% 이하이다.
Cr : 0.001 ∼ 0.45%
Cr 은 상기한 바와 같이 Mn 의 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.45% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, Cr 은 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.45% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.29% 이하이다.
Mo : 0.001 ∼ 0.24%
Mo 는 Cr 과 마찬가지로 Mn 의 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능을 갖는다.
이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.24% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, Mo 는 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.24% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.045 ∼ 0.14% 이다.
B : 0.0001 ∼ 0.0009%
B 는 Cr 와 마찬가지로 Mn 의 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능을 갖는다.
이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.0009% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, B 는 함유하는 경우에는 0.0001 ∼ 0.0009% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0005% 이하이다.
Cu : 0.001 ∼ 0.45%
Cu 는 Mn 의 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능을 가짐과 함께, 또한 내식성을 향상시키는 기능을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.45% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, Cu 는 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.45% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.
Ni : 0.001 ∼ 0.45%
Ni 는 Cu 와 마찬가지로 Mn 의 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 후의 강도 저하를 억제하고, 초기 피로 균열의 발생을 억제하여 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과를 보완하는 기능을 가짐과 함께, 또한 내식성을 향상시키는 기능을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.45% 를 초과하여 함유하는 경우에는 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, Ni 는 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.45% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.
Ca : 0.0001 ∼ 0.005%
Ca 는 전신 (展伸) 한 개재물 (MnS) 을 입상의 개재물 (Ca(Al)S(O)) 로 하는, 이른바 개재물의 형태 제어 작용을 갖고, 이 개재물의 형태 제어를 통하여 성형성, 내비틀림 피로 특성을 향상시키는 효과가 있어, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이러한 효과는 0.0001% 이상 함유함으로써 현저해지는데, 0.005% 를 초과하여 함유하는 경우에는 비금속 개재물이 증가하여 오히려 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 이 때문에, Ca 는 함유하는 경우에는 0.0001 ∼ 0.005% 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0025% 이다.
상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
다음으로, 본 발명의 고장력 용접 강관의 조직 한정 이유에 대하여 설명한다.
본 발명의 고장력 용접 강관 (이하, 본 발명 강관이라고도 한다) 에서는, 미크로 조직은 우수한 성형성, 응력 제거 소둔 후의 우수한 내비틀림 피로 특성을 확보하는 데에 있어서 중요한 소재 요인이다.
본 발명의 강관은 페라이트상과 페라이트상 이외의 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖는다. 또한, 여기에서 말하는 「페라이트상」은 폴리고날 페라이트, 아시큘러 페라이트, 위드만스테텐 페라이트, 베이니틱 페라이트를 포함하는 것으로 한다. 또, 제 2 상으로는 페라이트상 이외의 카바이드, 퍼얼라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 중 어느 것, 또는 이들의 혼합상인 것이 바람직하다.
페라이트상은 원주 방향 단면 (관 길이 방향으로 직교하는 단면) 에서의 평균 입경이 2 ∼ 8㎛, 조직 분율이 60 체적% 이상이고, 그 페라이트상은 평균 입경 2 ∼ 40㎚ 인 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 석출된 페라이트상으로 한다.
페라이트상의 조직 분율 : 60 체적% 이상 페라이트상의 조직 분율이 60 체적% 미만에서는 원하는 성형성을 확보할 수 없는 데다가, 성형시에 발생하는 국소적인 두께 감소, 표면 거침 등이 응력 집중부가 되어, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 크게 저하된다. 이 때문에, 본 발명의 강관에서는 페라이트상의 조직 분율을 60 체적% 이상으로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 75 체적% 이상이다.
페라이트상의 평균 입경 : 2 ∼ 8㎛
페라이트상의 평균 입경이 2㎛ 미만에서는 원하는 성형성을 확보할 수 없는 데다가, 성형시에 발생하는 국소적인 두께 감소, 표면 거침 등이 응력 집중부가 되어, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 크게 저하된다. 한편, 페라이트상의 평균 입경이 8㎛ 를 초과하여 조대화되면, 응력 제거 소둔 후의 저온 인성 및 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 이 때문에, 본 발명의 강관에서는 페라이트상의 평균 입경을 2㎛ 이상 8㎛ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 6.5㎛ 이하이다.
페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경 : 2㎚ ∼ 40㎚
페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물은 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 변화율과 잔류 응력 저하율의 밸런스를 맞추게 하여, 높은 비틀림 피로 강도를 확보하고, 또한 원하는 성형성을 확보하기 위해 중요한 조직 요인이다. (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2㎚ 미만인 경우에는, 강관의 연신율 (El) 이 15% 미만이 되어 성형성이 저하됨과 함께, 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔에 의한 단면 경도 변화율이 소정값 (-15%) 을 하회하고, 또 잔류 응력 저하율이 소정값 (50%) 을 하회하여, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 한편, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 40㎚ 를 초과하여 조대화되면, 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔에 의한 단면 경도 변화율이 소정값 (-15%) 을 하회하여, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 이 때문에, 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경을 2㎚ ∼ 40㎚ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 3㎚ ∼ 30㎚이다.
페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경과, 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔에 의한 단면 경도 변화율, 잔류 응력 저하율의 관계를 도 1 에, 또 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경과, 단면 성형 가공 전의 강관의 연신율 (El) (JIS 12 호 시험편), 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 와 강관 강도 (TS) 의 비 (σB/TS) 의 관계를 도 2 에 나타낸다.
또한, 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔 (SR) 에 의한 단면 경도 변화율 (%) 은, 다음 식
단면 경도 변화율 = {(SR 후의 단면 경도) - (SR 전의 단면 경도)}/(SR 전의 단면 경도) × (100%)
으로 정의되는 값을 사용하는 것으로 한다. 또, 단면 성형 가공 후의 응력 제거 소둔에 의한 잔류 응력 저하율 (%) 은 다음 식
잔류 응력 저하율 = {(SR 전의 잔류 응력) - (SR 후의 잔류 응력)}/(SR 전의 잔류 응력) × (100%)
으로 정의되는 값을 사용하는 것으로 한다.
또한, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성은, 도 3 (일본 공개특허공보2001-321846호의 도 11) 에 나타내는 바와 같이, 강관의 길이 중앙 부분을 V 자 형상으로 단면을 성형 가공하고, 추가로 530℃ × 10min 의 응력 제거 소둔을 실시한 후, 양 단부를 척킹에 의해 고정시켜 비틀림 피로 시험을, 1㎐, 양쪽으로 흔드는 조건에서 실시하여 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 를 구하고, 얻어진 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 와 강관 인장 강도 (TS) 의 비, (σB/TS) 에 의해 평가하였다.
도 1 에 나타내는 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경과 단면 경도 변화율, 잔류 응력 저하율의 관계로부터, 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2 ∼ 40㎚ 의 범위를 벗어나면, 단면 경도 변화율이 -15% 를 하회하거나, 또는 게다가 잔류 응력 저하율이 50% 를 하회한다는 것을 알 수 있다. 또, 도 2 에 나타내는 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경과 강관의 연신율 (El), σB/TS 의 관계로부터, 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2 ∼ 40㎚ 의 범위를 벗어나면, σB/TS 가 0.40 을 하회하거나, 또는 게다가 연신율 (El) 이 15% 를 하회한다는 것을 알 수 있다. 이 사실로부터, 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2 ∼ 40㎚ 의 범위를 벗어나면, 응력 제거 소둔 후의 우수한 내비틀림 피로 특성과 우수한 성형성을 겸비하게 할 수 없게 된다는 것을 알 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서, 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경은 다음과 같이 하여 구하는 것으로 한다. 강관으로부터 추출 레플리카법을 사용하여 조직 관찰용 시료를 채취하고, 투과형 전자 현미경 (TEM) 을 사용하여 10 만배로 5 시야 관찰하고, EDS 분석에 의해 Nb, Ti 를 함유하지 않는 세멘타이트, TiN 등을 동정, 제외하고, Nb, Ti 를 함유하는 탄화물 ((Nb, Ti) 복합 탄화물) 에 대하여 화상 해석 장치에 의해 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 면적을 측정하고, 그 면적으로부터 원 상당 직경을 산출하고, 이들의 산술 평균값을 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경으로 하였다. 또한, Mo 등을 함유하는 Nb, Ti 와의 복합 탄화물 등도 (Nb, Ti) 복합 탄화물로서 카운트하였다.
또, 본 발명의 강관에서는 강관 내외면의 표면 거칠기가 JIS B 0601-2001 의 규정에 준거하여, 산술 평균 거칠기 (Ra) : 2㎛ 이하, 최대 높이 거칠기 (Rz) : 30㎛ 이하, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) : 20㎛ 이하가 되는 표면 성상을 갖는 것이 바람직하다. 상기한 표면 거칠기를 벗어나는 강관의 표면 성상에서는 성형성이 저하됨과 함께 단면 성형 가공 등의 가공시에 응력 집중부가 발생하여, 그 후의 내비틀림 피로 특성이 저하된다.
다음으로, 상기한 본 발명의 강관의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.
먼저, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 공지된 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 공지된 주조 방법으로 강 소재로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 이들 강 소재에 열연 공정을 실시하여 열연강대 등의 강관 소재로 하는 것이 바람직하다.
열연 공정은 강 소재에 1160 ∼ 1320℃ 로 가열하고, 980 ∼ 760℃ 범위의 온도에서 마무리 압연을 종료시키는 열간 압연과, 그 열간 압연 종료 후, 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 2s 이상의 서랭을 행하는 서랭 처리를 실시하고, 660 ∼ 510℃ 의 권취 온도에서 감아 열연강대로 하는 공정으로 하는 것이 바람직하다.
강 소재의 가열 온도 : 1160 ∼ 1320℃
강 소재의 가열 온도는 강 중의 Nb, Ti 의 재고용, 석출 상황을 통하여 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 변화율에 영향을 미치며, 연화를 억제하기 위해 중요한 요인이다. 가열 온도가 1160℃ 미만이면, 연속 주조시에 석출된 조대한 Nb 탄질화물, Ti 탄질화물이 고용되지 않은 탄질화물로서 잔존하기 때문에, 그 후의 열연강판에서 얻어지는 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 조대화되고, 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 후의 단면 경도 변화율이 -15% 를 하회하여, 원하는 내비틀림 피로 특성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 가열 온도가 1320℃ 를 초과하여 고온이 되면 결정립이 조대화되기 때문에, 그 후의 열연 공정에서 얻어지는 페라이트상이 조대화되어, 성형성과 응력 제거 소둔 후의 저온 인성 및 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1160 ∼ 1320℃ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 1200 ∼ 1300℃ 이다. 또, Nb, Ti 의 고용 상태의 균일성과 충분한 고용 시간의 확보라는 관점에서, 강 소재의 가열시의 균열 (均熱) 시간은 30min 이상으로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 종료 온도 : 980 ∼ 760℃
열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 강관 소재에 있어서의 페라이트상의 조직 분율, 페라이트상의 평균 입경을 소정 범위로 조정하여 양호한 강관 성형성을 확보하기 위해 중요한 요인이다. 마무리 압연 종료 온도가 980℃ 를 초과하면, 얻어지는 강관 소재의 페라이트상의 평균 입경이 8㎛ 를 초과하고, 또 페라이트상의 조직 분율이 60 체적% 미만이 되어 강관의 성형성이 저하됨과 함께, 강관 내외면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 2㎛ 를 초과하고, 최대 높이 거칠기 (Rz) 가 30㎛ 를 초과하고, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) 가 20㎛ 를 초과하여 표면 성상이 저하되어, 강관의 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 760℃ 미만에서는 얻어지는 강관 소재의 페라이트상의 평균 입경이 2㎛ 미만이 되어 성형성이 저하됨과 함께, 변형 유기 석출로 인하여, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 40㎚ 를 초과하고, 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 후의 단면 경도 변화율이 -15% 를 하회하여, 원하는 내비틀림 피로 특성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 980 ∼ 760℃ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 880 ∼ 820℃ 이다. 또, 양호한 강관 표면 성상을 확보한다는 관점에서, 마무리 압연 전에 9.8㎫ (100㎏/㎠) 이상의 고압수에 의한 디스케일링을 행하는 것이 바람직하다.
서랭 처리 : 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 2s 이상의 서랭
본 발명에서는 열간 압연의 마무리 압연 종료 후에 바로 감지 않고, 권취까지의 사이의 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 서랭을 행하는 서랭 처리를 실시한다. 여기에서, 서랭이란 냉각 속도 20℃/s 이하의 냉각을 말하는 것으로 한다. 상기한 온도 범위에 있어서의 서랭 시간은 2s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 4s 이상이다. 이 서랭 처리에 의해, 페라이트상의 조직 분율을 60 체적% 이상으로 할 수 있으며, 강관의 연신율 (El) 이 JIS 12 호 시험편으로 15% 이상이 되어 원하는 성형성을 확보할 수 있다.
권취 온도 : 660 ∼ 510℃
서랭 처리가 가해진 열연강대는, 이어서 코일상으로 감긴다. 권취 온도는 660 ∼ 510℃ 의 온도 범위로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도는 열연강대의 페라이트상의 조직 분율이나, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 석출 상태를 결정하는 중요한 요인 중 하나이다. 권취 온도가 510℃ 미만에서는 원하는 페라이트상의 조직 분율이 얻어지지 않아, 원하는 성형성이 확보할 수 없다. 또, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2㎚ 미만이 되고, 응력 제거 소둔시의 강도 저하가 커져, 원하는 내비틀림 피로 특성을 확보할 수 없게 된다.
한편, 권취 온도가 660℃ 를 초과하여 고온이 되면, 페라이트상의 평균 입경이 8㎛ 를 초과하여 성형성이 저하됨과 함께, 감은 후의 스케일 형성이 현저해져, 강대의 표면 성상이 저하되고, 강관 내외면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 2㎛ 를 초과하고, 최대 높이 거칠기 (Rz) 가 30㎛ 를 초과하고, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) 가 20㎛ 를 초과하여 표면 성상이 저하되어, 강관의 내비틀림 피로 특성이 저하된다. 게다가 또한, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 오스트발트 성장으로 인하여 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 조대화되고, 평균 입경으로 40㎚ 를 초과하고, 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 후의 단면 경도 변화율이 -15% 를 하회하여, 원하는 내비틀림 피로 특성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 권취 온도는 660 ∼ 510℃ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 620 ∼ 560℃ 이다.
상기한 조성의 강 소재에 상기한 조건으로 열연 공정을 실시함으로써, 미크로 조직, 석출물 상태가 최적화되어, 더욱 표면 성상도 우수하고, 우수한 성형성을 가지며, 게다가 강관으로 조관한 후에도 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 후의 단면 경도 변화율이 적어, 원하는 우수한 내비틀림 피로 특성을 확보할 수 있는 강관 소재 (열연강대) 로 할 수 있다.
본 발명에서는 상기한 강관 소재 (열연강대) 에 추가로 전봉 조관 공정을 실시하여 용접 강관으로 한다. 다음으로, 바람직한 전봉 조관 공정에 대하여 설명한다.
강관 소재는 열연 그대로이어도 되고, 강관 소재에 표면의 흑피를 제거하기 위해 산세 처리, 쇼트 블라스트 등을 실시하는 것이 바람직하다. 게다가 또한, 내식성, 도막 밀착성의 관점에서 강관 소재에 아연 도금, 알루미늄 도금, 니켈 도금, 유기 피막 처리 등의 표면 처리를 실시할 수도 있다.
산세 그대로 또는 표면 처리가 가해진 강관 소재에 전봉 조관 공정을 실시한다. 전봉 조관 공정은 강관 소재를 연속적으로 롤 성형하고 전봉 용접하여 용접 강관으로 하는 공정으로 한다. 전봉 조관 공정에서는 폭 수축률 : 10% 이하 (0% 를 포함한다) 의 전봉 조관을 실시하는 것이 바람직하다. 폭 수축률은 원하는 성형성을 확보하기 위한 중요한 요인로서, 폭 수축률이 10% 를 초과하면 조관에 수반하는 성형성의 저하가 현저해져, 원하는 성형성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 폭 수축률은 10% 이하 (0% 를 포함한다) 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 1% 이상이다. 폭 수축률 (%) 은, 다음의 (1) 식
폭 수축률 (%) = [(강관 소재의 폭) - π {(제품 강관 외경) - (제품 강관 두께)}]/π {(제품 강관 외경) - (제품 강관 두께)} × (100%)………(1)
으로 정의되는 값으로 한다.
또한, 본 발명에서는 강관 소재는 열연강대로 한정되는 것은 아니다. 상기한 조성, 조직을 갖는 소재라면, 상기한 바와 같은 열연강대에 냉간 압연-소둔을 실시한 냉연 소둔 강대, 또는 추가로 각종 표면 처리를 실시한 표면 처리 강대를 사용해도 전혀 문제는 없다. 또, 전봉 조관 공정 대신에 롤 포밍, 절판 (切版) 의 프레스 폐단면화, 조관 후의 냉간ㆍ온간ㆍ열간에서의 축경 압연 및 열처리 등을 조합한 조관 공정으로 해도 되고, 또한 전봉 용접 대신에 레이저 용접, 아크 잠접 (潛接), 플라즈마 용접 등을 사용해도 전혀 문제는 없다.
또, 본 발명의 고장력 용접 강관은 여러 가지 성형 가공이 가해지며, 필요에 따라 응력 제거 소둔이 가해져 토션 빔 등의 자동차 구조 부재가 된다. 본 발명의 고장력 용접 강관에서는 성형 가공 후의 응력 제거 소둔의 조건은 특별히 한정할 필요는 없다. 또한, C 의 확산에 의한 전위 이동을 방해하는 효과가 발현되기 시작하는 약 100℃ 이상, 응력 제거 소둔에 의한 경도 저하가 현저해지는 약 650℃ 미만의 범위에서 응력 제거 소둔에 의한 피로 수명 향상 효과가 현저해진다. 이 때문에, 150 ∼ 200℃ 정도의 도장 소부 공정을 응력 제거 소둔 공정으로서 대용할 수도 있다. 특히, 피로 수명 향상 효과는 460℃ 이상 590℃ 이하에서 커진다. 또, 응력 제거 소둔에 있어서의 균열 시간은 1s ∼ 5h 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 2min ∼ 1h 이다.
도 1 은 페라이트상 중의 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경과 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 변화율, 잔류 응력 저하율의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2 는 페라이트상 중의 (Ni, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경과, 응력 제거 소둔 후의 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 와 강관 인장 강도 (TS) 의 비 (σB/TS), 강관의 JIS 12 호 시험편에서의 연신율 (El) 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3 은 비틀림 피로 시험에 사용하는 시험재의 단면 성형 가공 상태를 모식적으로 나타내는 설명도이다.
실시예 1
표 1 에 나타내는 조성의 용강을 용제하고, 연속 주조법으로 강 소재 (슬래브) 로 하였다. 이들 강 소재를 약 1250℃ 로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도 : 약 860℃ 로 하는 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후, 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 5s 간 서랭하는 서랭 처리를 실시한 후, 권취 온도 : 590℃ 에서 감는 열연 공정을 실시하여 열연강대 (판 두께 : 약 3㎜) 로 하였다.
이어서, 이들 열간 압연강대를 강관 소재로 하여 산세를 실시하고, 소정의 폭 치수로 슬릿 가공한 후, 연속적으로 롤 성형하여 오픈관으로 하고, 그 오픈관을 고주파 저항 용접에 의해 전봉 용접하는 전봉 조관 공정에 의해 용접 강관 (외경 φ89.1㎜ × 두께 약 3㎜) 으로 하였다.
또한, 전봉 조관 공정에서는, (1) 식으로 정의되는 폭 수축률을 4% 로 하였다.
이들 용접 강관으로부터 시험편을 채취하여 조직 관찰 시험, 석출물 관찰 시험, 인장 시험, 표면 거칠기 시험, 비틀림 피로 시험, 저온 인성 시험, 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 측정 시험, 응력 제거 소둔 후의 잔류 응력 측정 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.
(1) 조직 관찰 시험
얻어진 용접 강관으로부터 원주 방향 단면이 관찰면이 되도록 조직 관찰용 시험편을 채취하여 연마하고, 나이탈 부식시켜 주사형 전자 현미경 (3000 배) 으로 조직을 관찰하여 촬상하고, 화상 해석 장치를 사용하여 페라이트상의 체적률, 페라이트상의 평균 결정 입경 (원 상당 직경) 을 측정하였다.
(2) 석출물 관찰 시험
얻어진 용접 강관으로부터 원주 방향 단면이 관찰면이 되도록 석출물 관찰 시험편을 채취하고, 추출 레플리카법을 사용하여 조직 관찰용 시료를 제조하고, 투과형 전자 현미경 (TEM) 을 사용하여 10 만배에서 5 시야 관찰하고, EDS 분석에 의해 Nb, Ti 를 함유하지 않는 세멘타이트, TiN 등을 동정ㆍ제외하고, Nb, Ti 를 함유하는 탄화물 ((Nb, Ti) 복합 탄화물) 에 대하여, 화상 해석에 의해 각 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 면적을 측정하고, 그 면적으로부터 원 상당 직경을 산출하여, 이들의 산술 평균값을 (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경으로 하였다. 또한, Mo 등을 함유하는 Nb, Ti 와의 복합 탄화물 등도 (Nb, Ti) 복합 탄화물로서 카운트하였다.
(3) 인장 시험
얻어진 용접 강관으로부터 L 방향이 인장 방향이 되도록 JIS Z 2201 의 규정에 준거하여 JIS 12 호 시험편을 잘라내고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (인장 강도 (TS), 항복 강도 (YS), 연신율 (El)) 을 구하여, 강도, 성형성을 평가하였다.
(4) 표면 거칠기 시험
얻어진 용접 강관의 내외 표면의 표면 거칠기를 촉침식 조도계를 사용하고, JIS B 0601-2001 의 규정에 준거하여 거칠기 곡선을 측정하고, 거칠기 파라미터로서 산술 평균 거칠기 (Ra), 최대 높이 거칠기 (Rz), 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) 를 구하였다. 또한, 거칠기 곡선의 측정 방향은 관의 원주 방향 (C 방향) 으로 하고, 저역 컷오프값 0.8㎜, 평가 길이 4㎜ 로 하였다. 대표값으로는 내표면 또는 외표면 중에서 값이 큰 쪽을 채용하였다.
(5) 비틀림 피로 시험
얻어진 용접 강관으로부터 시험재 (길이 : 500㎜) 를 채취하고, 그 시험재의 중앙부 약 1000mm에, 도 3 (일본 공개특허공보 2001-321846호의 도 11) 에 나타내는 바와 같이, 강관의 길이 중앙 부분을 V 자 형상으로 단면을 성형 가공하고, 추가로 530℃ × 10min 의 응력 제거 소둔을 실시한 후, 양 단부를 척킹에 의해 고정시켜 비틀림 피로 시험을 실시하였다.
비틀림 피로 시험은 1㎐, 양쪽에서 잡은 조건에서 실시하고, 응력 수준을 여러 가지로 변화시켜 부하 응력 S 에 있어서의 파단까지의 반복 횟수 N 을 구하였다. 얻어진 S-N 선도로부터 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) (㎫) 를 구하고, σB/TS (여기에서 TS 는 강관의 인장 강도 (㎫)) 로 내비틀림 피로 특성을 평가하였 다. 또한, 부하 응력은 처음에 더미편으로 비틀림 시험을 실시하여 피로 균열 위치를 확인하고, 그 위치에 3 축 비틀림 게이지를 붙여 실측하였다.
(6) 저온 인성 시험
얻어진 용접 강관으로부터 시험재 (길이 : 1500㎜) 를 채취하고, 비틀림 피로 시험재와 동일 조건에서 단면 성형 가공, 응력 제거 소둔을 행하여 단면 성형 가공 그대로 및 단면 성형 가공, 응력 제거 소둔 후의 시험재 평탄 부분을 관 원주 방향 (C 방향) 이 시험편 길이가 되도록 전개하고, 그 평탄 부분으로부터 JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 V 노치 시험편 (1/4 사이즈) 을 잘라내어 샤르피 충격 시험을 실시하고, 파면 천이 온도 (vTrS) 를 구하여 저온 인성을 평가하였다.
(7) 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 측정 시험
비틀림 피로 시험용 시험재와 동일 조건에서 단면 성형 가공을 실시하여, 시험재의 피로 균열 상당 위치로부터 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 전후에서 단면 경도 측정용 시험편을 채취하고, 비커스 경도계 (하중 10㎏) 로 비커스 경도를 측정하였다. 경도의 측정 위치는 두께의 1/4, 1/2, 3/4 의 3 점으로 하고, 그 평균값을 그 시험편의 응력 제거 소둔 (SR) 전후의 단면 경도로 하였다. 이 경도 측정 결과로부터, 다음 식
단면 경도 변화율 = {(SR 후의 단면 경도) - (SR 전의 단면 경도)}/(SR 전의 단면 경도) × (100%)
에 의해 응력 제거 소둔 (SR) 후의 단면 경도 변화율 (%) 을 구하여, 응력 제거 소둔 후의 연화 저항의 파라미터로 하였다.
(8) 응력 제거 소둔 후의 잔류 응력 측정 시험
비틀림 피로 시험용 시험재와 동일 조건에서 단면 성형 가공을 실시하여, 시험재의 피로 균열 상당 위치에서 잔류 응력을 응력 제거 소둔 (SR) (530℃ × 10min) 전후에서 각각 3 축 게이지를 사용한 변형 게이지 절취법에 의해 측정하였다. 이 측정 결과로부터, 다음 식
잔류 응력 저하율 = {(SR 전의 잔류 응력) - (SR 후의 잔류 응력)}/(SR 전의 잔류 응력) × (100%)
에 의해 응력 제거 소둔 후의 잔류 응력 저하율 (%) 을 구하였다.
얻어진 결과를 표 2 에 나타낸다.
Figure 112008090938742-pct00001
Figure 112008090938742-pct00002
Figure 112008090938742-pct00003
Figure 112008090938742-pct00004
본 발명예 (강관 No.1 ∼ No.10) 는 모두 페라이트상의 조직 분율이 60 체적% 이상이고, 페라이트상의 평균 결정 입경이 2 ∼ 8㎛ 이고, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2 ∼ 40㎚ 인 조직을 갖고, 항복 강도 (YS) 가 660㎫ 초과이고, JIS 12 호 시험편에서의 연신율 (El) 이 15% 이상을 만족시키는 고강도이고, 성형성이 우수한 고장력 용접 강관으로 되어 있다. 또, 본 발명예는 모두 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 변화율이 -15% 이상, 잔류 응력 저하율이 50% 이상이고, 비틀림 피로 시험에서의 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 와 강관 인장 강도 (TS) 의 비, σB/TS 가 0.40 이상으로 우수한 내비틀림 피로 특성을 갖는 고장력 용접 강관으로 되어 있다. 또, 본 발명예는 모두 단면 성형 가공 그대로 및 응력 제거 소둔 후의 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40℃ 이하로 우수한 저온 인성을 갖는 고장력 용접 강관으로 되어 있다.
한편, 강 성분이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 (강관 No.11 ∼ 31) 는 조직 등이 본 발명 범위를 벗어나고, 강도, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성, 단면 성형 가공 그대로의 저온 인성, 응력 제거 소둔 후의 저온 인성 중 어느 것이 저하되어 있다.
C, Mn, Ti, Nb, N, V, Cr 이 본 발명의 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.12, No.16, No.20, No.22, No.25, No.27, No.28) 는 모두 연신율 (El) 이 15% 미만으로 연성이 부족하고, 또 (σB/TS) 가 0.40 미만으로 내비틀림 피로 특성이 저하되고, 또 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40℃ 를 하회하며, 저온 인성도 저하되어 있다. 또, C, Si, Mn, Al, Ti, Nb 가 본 발명의 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.11, No.13, No.15, No.17, No.19, No.21) 는 모두 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 변화율이 -15% 를 하회하고, (σB/TS) 가 0.40 미만으로 내비틀림 피로 특성이 저하되어 있다.
또, Mo, B, Cu 가 본 발명의 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.29, No.30, No.31) 는 모두 연신율 (El) 이 15% 미만으로 연성이 부족하고, 또 응력 제거 소둔 후의 잔류 응력 저하율이 50% 미만이고, (σB/TS) 가 0.40 미만으로 내비틀림 피로 특성이 저하되어 있다.
또, Si, Al, S, O 가 본 발명의 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.14, No.18, No.24, No.26) 는 모두 응력 제거 소둔 후의 (σB/TS) 가 0.40 미만으로 내비틀림 피로 특성이 저하되어 있다.
또, P 가 본 발명의 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.23) 는 연신율 (El) 이 15% 미만으로 낮아 연성이 부족하고, 또 응력 제거 소둔 후의 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40℃ 를 상회하며, 저온 인성이 저하되어 있다.
또한, 강관 No.1 ∼ 31 은 No.14 를 제외하고, 표면 거칠기가 산술 평균 거칠기 (Ra) : 0.7 ∼ 1.8㎛, 최대 높이 거칠기 (Rz) 가 10 ∼ 22㎛, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) : 7 ∼ 15㎛ 의 범위에 있어 양호하였다. No.14 의 표면 거칠기는 평균 거칠기 (Ra) : 6㎛, 최대 높이 거칠기 (Rz) : 27㎛ 로 양호했지만, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) 는 21㎛ 로 높은 값이었다.
실시예 2
표 1 의 강 No.B, No.C 의 조성을 갖는 강 소재 (슬래브) 에 표 3 에 나타내는 조건의 열간 압연을 실시하여 열연강대로 하였다. 이어서, 이들 열간 압연강대를 강관 소재로 하여 산세를 실시하고, 소정의 폭 치수로 슬릿 가공한 후, 연속적으로 롤 성형하여 오픈관으로 하고, 그 오픈관을 고주파 저항 용접에 의해 전봉 용접하는 전봉 조관 공정에 의해 용접 강관 (외경 70 ∼ 114.3㎜φ × 두께 (t) 2.0 ∼ 6.0㎜) 으로 하였다. 또한, 전봉 조관 공정에서는, (1) 식으로 정의되는 폭 수축률을 표 3 에 나타내는 값으로 하였다.
얻어진 용접 강관으로부터 실시예 1 과 마찬가지로 시험편을 채취하고, 실시예 1 과 마찬가지로 조직 관찰 시험, 석출물 관찰 시험, 인장 시험, 표면 거칠기 시험, 비틀림 피로 시험, 저온 인성 시험, 응력 제거 소둔 후의 단면 경도 측정 시험, 응력 제거 소둔 후의 잔류 응력 측정 시험을 실시하였다.
얻어진 결과를 표 4 에 나타낸다.
Figure 112008090938742-pct00005
Figure 112008090938742-pct00006
본 발명예 (강관 No.33, No.36, No.39, No.41 ∼ No.43, No.45 ∼ No.51) 는 모두 페라이트상의 조직 분율이 60 체적% 이상이고, 페라이트상의 평균 결정 입경이 2 ∼ 8㎛ 이고, (Nb, Ti) 복합 탄화물의 평균 입경이 2 ∼ 40㎚ 인 조직을 갖고, 항복 강도 (YS) 가 660㎫ 초과이고, JIS 12 호 시험편에서의 연신율 (El) 이 15% 이상을 만족시키는 고강도이고, 성형성이 우수한 고장력 용접 강관으로 되어 있다. 또, 본 발명예는 모두 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 후의 단면 경도 변화율이 -15% 이상, 잔류 응력 저하율이 50% 이상이고, 응력 제거 소둔 (530℃ × 10min) 후의 비틀림 피로 시험에서의 5 × 105 반복 피로 한도 (σB) 와 강관 인장 강도 (TS) 의 비, σB/TS 가 0.40 이상으로 우수한 내비틀림 피로 특성을 갖는 고장력 용접 강관으로 되어 있다. 또, 본 발명예는 모두 단면 성형 가공 그대로 및 응력 제거 소둔 후의 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40℃ 이하로 우수한 저온 인성을 갖는 고장력 용접 강관으로 되어 있다.
한편, 강 소재의 열연 공정의 조건 또는 강관의 전봉 조관 공정의 조건이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 (강관 No.32, No.34, No.35, No.37, No.38, No.40, No.44, No.52) 는 강도, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성, 단면 성형 가공 그대로의 저온 인성 응력 제거 소둔 후의 저온 인성 중 어느 것이 저하되어 있다.
열간 압연에 있어서의 서랭 처리 조건, 권취 온도가 본 발명의 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.38, No.44) 에서는 강도가 높고, 연신율 (El) 이 15% 미만으로 낮아 성형성이 저하되고, 또 (σB/TS) 가 0.40 미만으로 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 저하되어 있다.
또, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도, 권취 온도가 본 발명의 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.35, No.40) 에서는, 연신율 (El) 이 15% 미만으로 낮아 성형성이 저하되고, 또 표면 성상이 저하되어, 원하는 표면 거칠기 : 산술 평균 거칠기 (Ra) : 2㎛ 이하, 최대 높이 거칠기 (Rz) : 30㎛ 이하, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) : 20㎛ 이하를 만족시킬 수 없으며, 또 (σB/TS) 가 0.40 미만으로 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 저하되어 있다.
또, 강 소재의 가열 온도, 전봉 조관 공정에 있어서의 폭 수축률이 본 발명의 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.32, No.52) 는 (σB/TS) 가 0.40 미만으로 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 저하되고, 또한 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -40℃ 를 상회하여, 응력 제거 소둔 후의 저온 인성이 저하되어 있다.
또, 강 소재의 가열 온도, 마무리 압연 종료 온도가 본 발명의 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.34, No.37) 는 (σB/TS) 가 0.40 미만으로 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 저하되어 있다.

Claims (5)

  1. 질량% 로,
    C : 0.03 ∼ 0.24%, Si : 0.002 ∼ 0.95%,
    Mn : 1.01 ∼ 1.99%, Al : 0.01 ∼ 0.08%
    를 함유하고, 추가로 Ti : 0.041 ∼ 0.150%, Nb : 0.017 ∼ 0.150% 를 Ti + Nb : 0.08% 이상을 만족시키도록 함유하고, 불순물인 P, S, N, O 를 P : 0.019% 이하, S : 0.020% 이하, N : 0.010% 이하, O : 0.005% 이하로 조정하여 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 또한 원주 방향 단면의 평균 결정 입경이 2 ∼ 8㎛ 인 페라이트상과, 그 페라이트상 이외의 제 2 상으로 이루어지고, 그 페라이트상의 조직 분율이 60 체적% 이상이고, 그 페라이트상 중에 평균 입경 2 ∼ 40㎚ 인 (Nb, Ti) 복합 탄화물이 석출되어 이루어지는 조직을 가지며, 항복 강도가 660㎫ 초과인 것을 특징으로 하는, 저온 인성, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내(耐)비틀림 피로 특성이 우수한 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 조성에 더하여, 추가로 질량% 로, V : 0.001 ∼ 0.150%, W : 0.001 ∼ 0.150%, Cr : 0.001 ∼ 0.45%, B : 0.0001 ∼ 0.0009%, Cu : 0.001 ∼ 0.45%, Ni : 0.001 ∼ 0.45% 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0001 ∼ 0.005% 를 함유하는 것을 특징으로 하는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    추가로 강관 내외면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 2㎛ 이하, 최대 높이 거칠기 (Rz) 가 30㎛ 이하, 10 점 평균 거칠기 (Rz JIS) 가 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관.
  4. 강관 소재에 전봉 조관 공정을 실시하여 용접 강관으로 할 때, 상기 강관 소재가, 질량% 로,
    C : 0.03 ∼ 0.24%, Si : 0.002 ∼ 0.95%,
    Mn : 1.01 ∼ 1.99%, Al : 0.01 ∼ 0.08%
    를 함유하고, 추가로 Ti : 0.041 ∼ 0.150%, Nb : 0.017 ∼ 0.150% 를 Ti + Nb : 0.08% 이상을 만족시키도록 함유하고, 불순물인 P, S, N, O 를 P : 0.019% 이하, S : 0.020% 이하, N : 0.010% 이하, O : 0.005% 이하로 조정하여 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재에, 1160 ∼ 1320℃ 로 가열하고, 980 ∼ 760℃ 범위의 온도에서 마무리 압연을 종료시키는 열간 압연과, 그 열간 압연 종료 후, 750 ∼ 650℃ 의 온도 범위에서 2s 이상의 서랭을 행하는 서랭 처리를 실시하고, 660 ∼ 510℃ 의 권취 온도에서 감는 열연 공정을 실시하여 얻어진 열연강대로서, 상기 전봉 조관 공정이, 하기 (1) 식으로 정의되는 폭 축소율을 10% 이하로 하여, 상기 강관 소재를 연속적으로 롤 성형하고 전봉 용접하여 용접 강관으로 하는 조관 공정인 것을 특징으로 하는, 660㎫ 초과의 항복 강도를 갖고, 저온 인성, 성형성, 응력 제거 소둔 후의 내비틀림 피로 특성이 우수한 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관의 제조 방법.
    기
    폭 수축율 (%) = [(강관 소재의 폭) - π {(강관 외경) - (강관 두께)}]/π {(강관 외경) - (강관 두께)} × (100%)………(1)
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 조성에 더하여, 추가로 질량% 로, V : 0.001 ∼ 0.150%, W : 0.001 ∼ 0.150%, Cr : 0.001 ∼ 0.45%, B : 0.0001 ∼ 0.0009%, Cu : 0.001 ∼ 0.45%, Ni : 0.001 ∼ 0.45% 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0001 ∼ 0.005% 를 함유하는 것을 특징으로 하는 자동차 구조 부재용 고장력 용접 강관의 제조 방법.
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