KR101321681B1 - Hollow member and method for manufacturing same - Google Patents

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Abstract

내구성이 우수한 중공 부재의 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, 강판을 소재로 하고 감탄층 폭이 2h 인 전봉 용접 강관에, 가열 속도 Vh (K/s) 로 Ac3 변태점 이상의 가열 온도 T (K) 로 가열하고, 바로 1 차 냉각 속도 Vc (K/s) 로 담금질 개시 온도 Tq (K) 까지 냉각시킨 후 2 차 냉각 (급랭) 시키는 담금질 처리를 실시함에 있어서, 가열 속도 Vh, 최고 가열 온도 T, 1 차 냉각 속도 Vc 를, 하기 식 (여기에서, C0 (질량％) : 강판의 C 함유량 (질량％), t : 확산 시간 (s), t = 50/Vh ＋ 50/Vc ＋ k, Vh : 가열 속도 (K/s), Vc : 1 차 냉각 속도 (K/s), k : 균열 시간 (s), D : 확산 계수 (㎡/s), D = D0 exp (-Q/RT), D0 : 4.7 × 10-5 (㎡/s), Q = 155 (kJ/㏖·K), R = 8.31 (J/㏖·K), T : 최고 가열 온도 (K)) 을 만족하도록 조정하고, 담금질 개시 온도 Tq 를 Ar3 변태점 초과의 온도로 한다. 이로써, 전봉 용접부의 담금질 경도의 저하가 억제되어, 열처리 후의 부재의 내구성이 현저히 향상된다.

Figure 112010049058483-pct00008
Provided is a method for producing a hollow member having excellent durability. Specifically, the electric resistance welded steel pipe having a steel sheet as the material and having an admiration layer width of 2 h is heated at a heating temperature T (K) of the Ac 3 transformation point or more at a heating rate V h (K / s), and immediately after the primary cooling rate V In performing the quenching treatment of cooling to quenching start temperature Tq (K) at second (K / s) and then performing secondary cooling (quenching), heating rate V h , maximum heating temperature T, and primary cooling rate V c are The following formula (here, C 0 (mass%): C content (mass%) of the steel sheet, t: diffusion time (s), t = 50 / V h + 50 / V c + k, V h : heating rate ( K / s), V c : primary cooling rate (K / s), k: crack time (s), D: diffusion coefficient (m 2 / s), D = D 0 exp (-Q / RT), D 0 : 4.7 x 10 -5 (m2 / s), Q = 155 (kJ / molK), R = 8.31 (J / molK), T: maximum heating temperature (K)), and adjusted to satisfy The start temperature Tq is set to a temperature above the Ar 3 transformation point. Thereby, the fall of the hardening hardness of an electric welding part is suppressed, and the durability of the member after heat processing improves remarkably.
Figure 112010049058483-pct00008

Description

중공 부재 및 그 제조 방법 {HOLLOW MEMBER AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}Hollow member and manufacturing method thereof {HOLLOW MEMBER AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 스태빌라이저 (stabilizer) 등의 용도로 바람직한, 전봉 (電縫) 용접 강관제 중공 부재 (electric resistance welded steel pipe for hollow article) 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 급속으로 단시간의 가열 (rapid heating for a short time) 등의 열처리 후의 전봉 용접부의 강도 향상에 관한 것이다. BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to an electric resistance welded steel pipe for hollow article and a method for producing the same, which is preferable for use in a stabilizer or the like, and particularly, rapid heating in a short time. It relates to the improvement of the strength of the electric resistance welded part after heat treatment such as for a short time).

최근, 지구 환경 보전 (global environmental protection) 의 관점에서, 자동차의 배기 가스 규제 (emission gas standards) 가 강화되고, 연비 향상을 위해 자동차 차체의 경량화가 추진되고 있다. 차체의 경량화의 하나의 방법으로서, 최근에는, 중실 부품 (solid-core parts) 을 중공 부품 (hollow parts) 으로 변경하는 것이 지향되고 있다. 이 경향은, 코너링시 (in the corners) 에 차체 (automobile body) 의 롤링 (rolling) 을 억제하거나, 고속시의 주행 안정성을 향상시키는 스태빌라이저 (stabilizer) 에 있어서도 예외가 아니며, 봉강 (bar steel) 을 사용한 중실품으로부터 강관을 사용한 중공품 (중공 스태빌라이저) 으로의 전환이 이루어져, 차체의 경량화가 도모되고 있다. In recent years, from the viewpoint of global environmental protection, automobile emission gas standards have been tightened, and lightweight automobile bodies have been promoted to improve fuel efficiency. As one method of lightening the vehicle body, in recent years, it has been oriented to change solid-core parts into hollow parts. This tendency is no exception for stabilizers that suppress rolling of the auto body at the corners or improve running stability at high speeds. The switch from the used solid article to the hollow article (hollow stabilizer) using a steel pipe is made, and weight reduction of a vehicle body is aimed at.

이와 같은 중공품 (중공 스태빌라이저) 은, 통상적으로 이음매무 강관 (seamless steel pipe) 이나 전봉 용접 강관을 소재로 하여, 냉간에서 원하는 형상으로 성형한 후, 이어서 담금질 (quenching) 또는 담금질 뜨임 (quenching and tempering) 등의 조질 처리 (thermal refining) 를 실시하여 제품이 된다. 그 중에서도, 전봉 용접 강관 (electric resistance welded steel pipe) 은, 비교적 저렴하고 게다가 치수 정밀도 (accuracy of dimension) 가 우수한 점에서, 중공 스태빌라이저용 소재로서 널리 이용되고 있다. 예를 들어, 일본 특허공보 평1-58264호에는, C : 0.35 ％ 이하, Si : 0.25 ％ 이하, Mn : 0.30 ∼ 1.20 ％, Cr : 0.50 ％ 미만, N ＋ O : 0.0200 ％ 이하, Ti : 강 중의 (N ＋ O) 의 4 ∼ 12 배, B : 0.0005 ∼ 0.009 ％ 를 함유하고, 또는 추가로 Ca : 200 ppm 이하 및/또는 Nb : C × 4/10 이하 함유하고, 이상 임계 직경 (ideal critical diameter) DI 값이 1.0 in. 이상이 되도록 C, Si, Mn, Cr 함유량을 조정하고, 또한 탄소 당량 (carbon equivalent) Ceq 가 0.60 ％ 이하가 되도록 C, Si, Mn, Cr 함유량을 조정한, 중공 형상 스태빌라이저용 전봉 강관용 강이 제안되어 있다.Such hollow products (hollow stabilizers) are usually made of seamless steel pipes or electric welded welded steel pipes, formed into a desired shape in cold form, and then quenched or quenched and quenched. The product is subjected to thermal refining. Among them, an electric resistance welded steel pipe is widely used as a material for hollow stabilizers in view of relatively low cost and excellent in accuracy of dimension. For example, Japanese Patent Publication No. Hei 1-58264 discloses C: 0.35% or less, Si: 0.25% or less, Mn: 0.30 to 1.20%, Cr: less than 0.50%, N + O: 0.0200% or less, and Ti: steel. 4 to 12 times (N + O) in water, B: 0.0005 to 0.009%, or further, Ca: 200 ppm or less and / or Nb: C × 4/10 or less, and contain an abnormal critical diameter diameter) D I value is 1.0 in. The steel for the electric resistance steel pipe for hollow shape stabilizer which adjusted C, Si, Mn, Cr content, and adjusted C, Si, Mn, Cr content so that carbon equivalent Ceq might be 0.60% or less so that Proposed.

또, 일본 특허공보 소61-45688호에는, C : 0.35 ％ 이하, Si : 0.25 ％ 이하, Mn : 0.30 ∼ 1.20 ％, Cr : 0.50 ％ 미만, N ＋ O : 0.0200 ％ 이하, Ti : 강 중 (N ＋ O) 의 4 ∼ 12 배, B : 0.0005 ∼ 0.009 ％ 를 함유하고, 또는 추가로 Ca : 200 ppm 이하 함유하고, DI 값이 1.0 in. 이상이 되도록 C, Si, Mn, Cr 함유량을 조정하고, 또한 Ceq 가 0.60 ％ 이하가 되도록 C, Si, Mn, Cr 함유량을 조정한 강의 슬래브에, 열간 압연 (hot rolling) 을 실시하고, 권취 온도 (coiling temperature) 570 ∼ 690 ℃ 로 제어하여 권취하는 중공 형상 스태빌라이저용 전봉 강관용 강의 제조 방법이 제안되어 있다. In Japanese Patent Publication No. 61-45688, C: 0.35% or less, Si: 0.25% or less, Mn: 0.30 to 1.20%, Cr: less than 0.50%, N + O: 0.0200% or less, Ti: in steel ( N + O) 4 to 12 times, B: 0.0005 to 0.009%, or Ca: 200 ppm or less, and the D I value is 1.0 in. Hot rolling is performed to the slab of steel which adjusted C, Si, Mn, Cr content, and adjusted C, Si, Mn, Cr content so that Ceq might be 0.60% or less, and winding temperature. (Coiling temperature) The manufacturing method of the steel for electric resistance steel pipes for hollow-type stabilizers wound up by winding at 570-690 degreeC is proposed.

또, 일본 공개특허공보 평6-93339호에는, 스태빌라이저 등에 사용할 수 있는 고강도 고연성 전봉 강관의 제조 방법이 제안되어 있다. 일본 공개특허공보 평6-93339호에 기재된 기술은, C : 0.18 ∼ 0.28 ％, Si : 0.10 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.60 ∼ 1.80 ％, Ti : 0.020 ∼ 0.050 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 추가로 Cr : 0.20 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.5 ％ 이하, Nb : 0.015 ∼ 0.050 ％ 중 1 종 이상을 함유하고, 또는 추가로 Ca : 0.0050 ％ 이하 함유하는 강을 소재로 한 전봉 강관에 850 ∼ 950 ℃ 에서 노멀라이징 처리 (normalizing treatment) 를 실시한 후, 담금질하는 고강도 고연성 전봉 강관의 제조 방법이다. In addition, Japanese Unexamined Patent Publication No. Hei 6-93339 proposes a method for producing a high strength, high-ductility, electric resistance steel pipe that can be used in a stabilizer or the like. The technique described in JP-A-6-93339 contains C: 0.18 to 0.28%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.60 to 1.80%, Ti: 0.020 to 0.050%, and B: 0.0005 to 0.0050%. 850 in an electric resistance steel pipe made of steel which contains at least one of Cr: 0.20% to 0.50%, Mo: 0.5% or less, and Nb: 0.015% to 0.050%, or further contains Ca: 0.0050% or less. It is a manufacturing method of the high strength high ductility electrically sealed steel pipe which is quenched after performing a normalizing treatment at -950 degreeC.

비교적 저렴하고 치수 정밀도가 우수한 점에서, 중공품용 소재로서, 전봉 용접 강관이 널리 이용되고 있다. 그러나, 최근에는 더 나은 경량화 (weight saving) 가 지향되고, 중공품에 가해지는 응력도 높아져, 일본 특허공보 평1-58264호, 일본 특허공보 소61-45688호, 일본 공개특허공보 평6-93339호에 기재된 기술만으로는 피로 내구성 (fatigue durability), 특히 전봉 용접부의 피로 내구성이 부족한 경우가 발생하였다. 이것은, 전봉 용접부의 담금질성 (hardenability) 의 부족이 원인이며, 특히, 강관을 냉간에서 원하는 형상으로 굽힘 성형한 후, 통전 가열에 의해 급속으로 단시간에 가열하여 담금질하는 담금질 처리를 실시하면, 전봉 용접부의 담금질 후의 경도 (이후, 담금질 경도 (hardness as quenching) 라고 한다) 가 저하되어, 부재의 피로 내구성이 저하되는 경우가 있었다. 또한, 통전 가열은 스태빌라이저의 담질질 공정에서 널리 이용되고 있는 방법으로서, 대기 중에서의 탈탄이 현저하게 발생하는 900 ℃ 이상의 가열 시간을 1 분 이내의 단시간으로 실시할 수 있기 때문에 대기 중의 가열에서도 탈탄을 방지할 수 있다는 특징이 있다. 탈탄이 발생하면 소정의 표면 경도가 얻어지고 않고 피로 내구성이 저하된다. 본 특허에 있어서의 통전 가열이란 실온에서 900 ℃ 이상의 최고 가열 온도로의 평균 가열 속도가 10 ℃/초 이상이고, 900 ℃ 이상이 된 시간이 1 분 이내인 가열 방법을 말한다. In terms of relatively low cost and excellent dimensional accuracy, an electric weld welded steel pipe is widely used as a material for hollow products. However, in recent years, better weight savings have been sought, and the stress applied to hollow products also increases, and Japanese Patent Laid-Open Nos. 1-58264, Japanese Patent Laid-Open No. 61-45688, and Japanese Patent Laid-Open No. 6-93339. Only the technique described in the case of the fatigue durability (fatigue durability), in particular, the case where the fatigue durability of the electric resistance welded portion occurred. This is caused by the lack of hardenability of the electric weld welds. In particular, if the steel pipe is bent and formed into a desired shape from cold to cold, the electric weld welding part is subjected to a quenching treatment by rapidly heating and quenching by energizing heating. The hardness after quenching (hereinafter referred to as hardness as quenching) may decrease, and the fatigue durability of the member may decrease. In addition, energization heating is a method widely used in the stabilizing process of the stabilizer. Since the heating time of 900 deg. It can be prevented. When decarburization occurs, a predetermined surface hardness is not obtained and fatigue durability is lowered. Current-carrying heating in this patent means the heating method in which the average heating rate from room temperature to the highest heating temperature of 900 degreeC or more is 10 degreeC / sec or more, and the time to become 900 degreeC or more is within 1 minute.

본 발명은 전술한 종래 기술의 문제를 해결하여, 급속으로 단시간 가열하고, 담금질을 하는 담금질 처리가 실시되어도, 전봉 용접부의 담금질 경도의 저하를 억제할 수 있어, 피로 내구성이 우수한 부재가 되는, 전봉 용접 강관제 중공 부재의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. The present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and even if a quenching treatment for rapid heating and quenching is performed quickly, a decrease in the quenching hardness of the electric welding weld portion can be suppressed, resulting in a member having excellent fatigue durability. An object of the present invention is to provide a method for producing a hollow member made of a welded steel pipe.

즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다. That is, the gist of the present invention is as follows.

(1) 강판을 소재로 하고 감탄층 폭 (width of lower carbon layer) 이 2h (m) 인 전봉 용접 강관에, 가열 속도 Vh (K/s) 로 Ac3 변태점 (transformation temperature) 이상의 가열 온도 T (K) 로 가열하고, 균열 (均熱) 시간 k (s) 유지한 후, 바로 1 차 냉각 속도 Vc (K/s) 로 담금질 개시 온도 Tq (K) 까지 냉각시킨 후 2 차 냉각 (급랭) 시키는 담금질 처리와, 또는 추가로 뜨임 처리로 이루어지는 열처리를 실시하여 원하는 고강도를 갖는 부재로 함에 있어서, 상기 담금질 처리에 있어서의 상기 가열 속도 Vh, 상기 최고 가열 온도 T, 상기 균열 시간 k, 상기 1 차 냉각 속도 Vc 를, 하기 (1) 식 (1) Heating temperature T above Ac 3 transformation temperature at a heating rate V h (K / s) in an electric welded welded steel pipe made of steel and having a width of lower carbon layer of 2h (m). After heating to (K) and maintaining the cracking time k (s), immediately after the primary cooling rate V c The quenching treatment is carried out by cooling to quenching start temperature Tq (K) at (K / s), followed by quenching treatment for secondary cooling (quenching), or further tempering treatment to obtain a member having a desired high strength. The heating rate V h in the treatment, the maximum heating temperature T, the crack time k, and the primary cooling rate V c are represented by the following formula (1)

Figure 112010049058483-pct00001
Figure 112010049058483-pct00001

(여기에서, C0 (질량％) : 강판의 C 함유량 (질량％), t : 확산 시간 (diffusion time) (s), t = 50/Vh ＋ 50/Vc ＋ k, Vh = 가열 속도 (heating rate) (K/s), Vc : 1 차 냉각 속도 (primary cooling rate) (K/s), k : 균열 시간 (soaking time) (s), D : 확산 계수 (diffusion coefficient) (㎡/s), D = D0 exp (-Q/RT), D0 : 4.7 × 10-5(㎡/s), Q = 155 (kJ/㏖·K), R = 8.31 (J/㏖·K), T : 최고 가열 온도 (maximum heating temperature) (K)) 을 만족하도록 조정함과 함께, 상기 담금질 개시 온도 Tq 를 Ar3 변태점 초과의 온도로 하는 중공 부재의 제조 방법. 또한, 상기의 D : 확산 계수 (㎡/s) 는, (사) 일본 금속 학회편 : 개정 2판 금속 데이터북 ((1984), p26, [마루젠]) 으로부터 인용하였다. (Here, C 0 (mass%): C content (mass%) of the steel sheet, t: diffusion time (s), t = 50 / V h + 50 / V c + K, V h = heating rate (K / s), V c : primary cooling rate (K / s), k: soaking time (s), D: Diffusion coefficient (㎡ / s), D = D 0 exp (-Q / RT), D 0 : 4.7 × 10 -5 (m2 / s), Q = 155 (kJ / molK), R = 8.31 (J / molK), T: maximum heating temperature ( A method for producing a hollow member in which the quenching start temperature Tq is set to a temperature above Ar 3 transformation point, while adjusting to satisfy maximum heating temperature (K)). In addition, said D: diffusion coefficient (m <2> / s) was quoted from the Japan Metal Society edition: Rev. 2 edition metal data book ((1984), p26, [Maruzen]).

(2) (1) 에 있어서, 상기 강판이, 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.40 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.04 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, 또한 Ti 및 N 이, (N/14) ＜ (Ti/47.9) 를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강판인 중공 부재의 제조 방법. (2) In (1), the steel sheet is, by mass%, C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.001 to 0.04 %, B: 0.0005% to 0.0050%, N: 0.0010% to 0.0100%, and Ti and N satisfy (N / 14) <(Ti / 47.9), and have a composition consisting of residual Fe and unavoidable impurities. The manufacturing method of the hollow member which is a steel plate.

(3) (2) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 중공 부재의 제조 방법. (3) In addition to the said composition, in (2), In mass%, In Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less A method for producing a hollow member, characterized in that the composition contains one or more selected ones.

(4) (2) 또는 (3) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 중공 부재의 제조 방법. (4) The hollow member according to (2) or (3), wherein, in addition to the above-mentioned composition, the hollow member is composed of one or two selected from Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less by mass%. Method of preparation.

(5) (2) 내지 (4) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하는 중공 부재의 제조 방법. (5) The method for producing a hollow member according to any one of (2) to (4), wherein the composition further contains, in mass%, Ca: 0.0050% or less by mass%.

(6) 강판을 모재로 하고 감탄층의 폭이 2h (m) 인 전봉 용접부를 갖는 전봉 용접 강관에, 적어도 담금질 처리를 실시하여 이루어지는 중공 부재로서, 상기 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 과 모재부의 C 함유량 C0 의 비 C1/C0 이 0.83 이상인 중공 부재. (6) A hollow member comprising at least a quenching treatment on an electric resistance welded steel pipe having a steel plate as a base material and having an electric resistance weld portion having a width of 2 h (m), wherein the minimum C content C 1 of the electric resistance weld portion and the base material portion ratio C 1 / C 0 is 0.83 or more hollow members of the C content C 0.

(7) (6) 에 있어서, 상기 전봉 용접부 이외의 모재부가, 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.40 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.04 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, 또한 Ti 및 N 이, (N/14) ＜ (Ti/47.9) 를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 중공 부재. (7) In (6), the base material parts other than the said electric welding part are mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.30-2.00%, Al: 0.01-0.10%, Ti : 0.001-0.04%, B: 0.0005-0.0050%, N: 0.0010-0.0100%, Ti and N satisfy (N / 14) <(Ti / 47.9), and remainder Fe and an unavoidable impurity The hollow member which has a composition which consists of.

(8) (7) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 중공 부재. (8) In (7), in addition to the above composition, in mass%, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less The hollow member which has a composition containing 1 type (s) or 2 or more types selected.

(9) (7) 또는 (8) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 중공 부재. (9) A hollow member according to (7) or (8), wherein, in addition to the above-mentioned composition, the hollow member is composed of one or two selected from Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less by mass%. .

(10) (7) 내지 (9) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하는 중공 부재.(10) The hollow member according to any one of (7) to (9), wherein the hollow member has a composition containing Ca: 0.0050% or less in mass% in addition to the composition.

본 발명에 의하면, 전봉 용접부의 담금질 경도의 저하를 억제할 수 있고, 내구성이 우수한 중공 스태빌라이저 등의 용도로 바람직한 중공 부재를 용이하고 게다가 안정적으로 제조할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. Industrial Applicability According to the present invention, it is possible to suppress a decrease in the hardening hardness of the electric resistance welded portion, and to manufacture a hollow member which is suitable for use in a hollow stabilizer or the like with excellent durability, which can be easily and stably produced.

도 1 은 전봉 용접부의 담금질 경도 HV 0.5 와, 전봉 용접도의 최저 C 량 C1 과 모재부 C 량 C0 의 비, C1/C0 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2 는 담금질 처리의 열 사이클 패턴 (heat cycle pattern) 을 모식적으로 나타내는 그래프이다.
도 3 은 감탄층 폭의 측정예를 나타내는 도면이다.
도 4 는 리듀싱 압연시의 축경 압연 압하율과 축경 후의 본드 폭의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5 는 피로 강도와 전봉 용접부 경도와 모재부 경도의 비의 관계를 나타내는 그래프이다. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Fig. 1 is a graph showing the relationship between the quenching hardness HV 0.5 of an electric resistance welding portion, the ratio of the minimum C amount C 1 of the electric resistance welding degree, the base material portion C amount C 0 , and C 1 / C 0 .
2 is a graph schematically showing a heat cycle pattern of the quenching treatment.
It is a figure which shows the measuring example of an admiration layer width.
It is a graph which shows the relationship of the shaft diameter rolling reduction ratio at the time of reducing rolling, and the bond width after shaft diameter.
5 is a graph showing the relationship between the fatigue strength, the ratio of the electric resistance of the electric weld weld portion and the hardness of the base metal portion.

발명을 실시하기Carrying out the invention 위한 최선의 형태 Best form for

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 전봉 용접 강관에 통전 가열 등에 의한 급속으로 단시간 가열 후의 담금질 처리를 실시한 경우, 전봉 용접부의 담금질 경도가 저하되는 요인에 대하여 예의 연구하였다. 그 결과, 전봉 용접 강관에는, 도 3 이 나타내는 EPMA (전자선 마이크로 애널라이저 (Electron Probe Micro-Analysis)) 에 의한 C 의 농도 분포에 나타내는 바와 같이 전봉 용접부에 탄소량이 감소된 층 (감탄층) 이 형성되어 있고, 감탄층의 폭이 커지면, 통전 가열에 있어서의 급속으로 단시간의 가열에서는, 전봉 용접부가 소정값 이상의 탄소량까지 완전히 복탄 (復炭) 되지 않는 경우가 있고, 전봉 용접부의 담금질성이 저하되어, 충분한 담금질 경도를 확보할 수 없는 경우가 있는 것을 지견하였다. 이 감탄층은, 전봉 용접에서는 피하기 어려운 것으로서, 다음과 같이 하여 형성되는 것으로 본 발명자들은 생각하였다. MEANS TO SOLVE THE PROBLEM In order to achieve the said objective, the present inventors earnestly studied about the factor which the hardening hardness of an electroplating weld part falls, when the electroplating welded steel pipe is subjected to the quenching treatment after rapid short-time heating by energization heating etc. As a result, a layer (exclamation layer) in which the amount of carbon is reduced is formed in the electric resistance welded steel pipe as shown in the concentration distribution of C by EPMA (Electron Probe Micro-Analysis) shown in FIG. 3. When the width of the admiration layer increases, the rapid welding for a short time in the energization heating may not completely reappear the electric resistance welded portion to a carbon amount of a predetermined value or more, and the hardenability of the electric resistance welded portion is lowered. It has been found that sufficient hardening hardness may not be obtained. The present inventors thought that this admiring layer is difficult to avoid in electric welding, and is formed as follows.

(1) 전봉 용접시에, 접합부는 고액 공존역 (solid-liquid phase coexisting zone) 까지 가열되고, C 는 액상으로 농화되고, 고상에서는 감소한다. (1) In electric welding, the joint is heated to a solid-liquid phase coexisting zone, C is concentrated in the liquid phase and reduced in the solid phase.

(2) C 가 농화된 액상은, 접합시의 업셋 (upset) 에 의해 전봉 용접부 밖으로 배출되어, 비드를 형성한다. 이 때문에 전봉 용접부에는 C 가 감소된 고상만이 잔존하게 되어, 전봉 용접부에 감탄층이 형성된다. (2) The liquid phase in which C is concentrated is discharged out of the electric welding weld section by an upset during joining to form beads. For this reason, only the solid phase by which C was reduced remain | survives in an electric resistance weld part, and an admiration layer is formed in an electric resistance weld part.

따라서, 본 발명자들은 더욱 연구를 계속한 결과, 담금질 처리 조건 중, 가열 속도, 최고 도달 온도, 균열 시간, 및 담금질 개시 온도까지의 1 차 냉각 속도를, 전봉 용접부의 감탄층의 폭과의 관계에서 특정한 관계를 만족하도록 조정함으로써, 담금질 처리시에 C 가 충분한 담금질 경도를 확보할 수 있을 만큼의 양이, 모재부로부터 전봉 용접부로 확산되어, 담금질 처리 후의 전봉 용접부 경도를 원하는 경도로 할 수 있고, 부재의 피로 내구성을 향상시킬 수 있는 것을 알아내었다. Accordingly, the present inventors have further studied, and, as a result of the quenching treatment conditions, the primary cooling rate up to the heating rate, the highest achieved temperature, the cracking time, and the quenching start temperature is determined in relation to the width of the admiration layer of the electrodeposited weld. By adjusting so as to satisfy a specific relationship, the amount sufficient to secure sufficient hardening hardness C during the quenching treatment can be diffused from the base material portion to the electroplating welding portion, and the hardness of the electroplating welding portion after the quenching treatment can be made desired. It was found that the fatigue durability of the member can be improved.

먼저, 본 발명자들이 실시한 본 발명의 기초가 된 실험 결과에 대하여 설명한다. First, the experimental result used as the basis of this invention performed by this inventor is demonstrated.

표 1 에 나타내는 조성의 열연 강판 A 를 강관 소재로 하고, 그 강관 소재를 성형하여 대략 원통 상의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 단부 (端部) 끼리를 맞대어 고주파 저항 용접에 의해 전봉 용접하거나, 또는 추가로 리듀싱 압연을 실시하여 각종 감탄층 폭 (2h : 7 ∼ 54 ㎛(×10-6m)) 의 전봉 용접 강관으로 하였다. 이어서, 이들 전봉 용접 강관에, 도 2 에 나타내는 바와 같은 열 사이클로 이루어지는 담금질 처리, 즉, 가열 속도 Vh 로 도달 최고 온도 (최고 가열 온도) T 까지 가열하고, 균열 시간 k 유지한 후, 바로 1 차 냉각 속도 VC 로 담금질 개시 온도 Tq 까지 냉각시키고, 2 차 냉각 (급랭) 시키는 처리를 실시하였다. The hot-rolled steel sheet A having the composition shown in Table 1 is used as a steel pipe material, and the steel pipe material is molded into an approximately cylindrical open tube, and the end portions of the open tube are faced to each other by high frequency resistance welding. Or further, reducing rolling was performed to obtain an electric resistance welded steel pipe having various admiration layer widths (2h: 7 to 54 µm (x 10 -6 m)). Subsequently, the electrodeposited welded steel pipes were quenched by a heat cycle as shown in FIG. 2, that is, heated to the highest temperature (maximum heating temperature) T reached at the heating rate V h , and immediately maintained after the crack time k. at a cooling rate V C was cooled to quenching start temperature Tq, was subjected to treatment for secondary cooling (rapid cooling).

담금질 처리 후, 경도를 측정하여, 담금질 상태 경도를 구하였다. 경도 측정은, 하중 500 g (시험력 : 4.9 N) 의 비커스 경도 HV 0.5 를, 모재부, 전봉 용접부에 대하여 판 두께 방향으로 측정하여, 그들의 평균값을 각각의 부위의 담금질 경도로 하였다. 또한, 실험에서는, 가열 속도 Vh, 도달 최고 온도 T, 1 차 냉각 속도 Vc 를 다양하게 변화시키고, 2 차 냉각 (급랭) 의 냉각 속도는 일정 (80 ℃/s) 하게 하였다. After the quenching treatment, the hardness was measured to determine the hardness of the quenched state. The hardness measurement measured Vickers hardness HV0.5 of the load 500g (test force: 4.9N) in the plate | board thickness direction with respect to a base material part and an electroplating weld part, and made those average values the hardening hardness of each site | part. In the experiment, the heating rate V h , the maximum temperature T reached, and the primary cooling rate V c were varied in various ways, and the cooling rate of the secondary cooling (quenching) was made constant (80 ° C./s).

이와는 별도로, 상기한 담금질 처리시의 열 사이클에 기초하는 C 의 확산에 대하여 검토하고, 계산에 의해, 담금질 처리 후의 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 을 추정하였다. 또한, 전봉 용접부의 C 함유량 C1 의 추정은, 담금질 처리시의 열 사이클 후의, 강관의 전봉 용접부에 형성된 감탄층의 폭 방향의 중심으로부터의 거리 거리 x 에 있어서의 C 함유량을 나타내는 하기 식 (a) 식을 사용하였다.Separately from this, the diffusion of C based on the heat cycle during the quenching treatment was examined, and the minimum C content C 1 of the electric resistance welded portion after the quenching treatment was estimated by calculation. In addition, the estimation of the C content C 1 of the electroplating welded portion shows a C content in the distance distance x from the center of the width direction of the admiration layer formed in the electroplated welded portion of the steel pipe after the heat cycle during the quenching treatment (a ) Was used.

Figure 112010049058483-pct00002
Figure 112010049058483-pct00002

여기에서, 상기 (a) 식의 (C0 - 0.09) 이후에 기재되어 있는 적분식의 의미는, 감탄층의 폭 방향의 중심으로부터의 거리 y 의 위치에 폭 dy 로, 어느 C 의 초기 농도가 있는 경우, 시간 t 후에 C 가 모재부에서 감탄층으로 확산되면, x 위치의 농도가 어떻게 변화되는지를 나타낸 것이다. 여기에서, 초기값으로서, 전봉 용접시에 형성되는 감탄층의 C 농도는, 폭 방향의 -h 에서 ＋h 에 C 함유량이 0.09 ％ 일정한 직사각형상의 농도로 하였다. 이것은, 전봉 용접시에 형성되는 감탄층의 C 농도가, 모재의 C 농도 C0 이나 용접 조건에 관계없이, 거의 0.09 mass ％ 일정해지는 사실에 기초한 것이다. 따라서, 상기 (a) 식의 (C0 - 0.09) 이후에 기재되어 있는 적분식 중의 y 에 대하여 -h ∼ ＋h 까지 적분함으로써, 상기 (a) 식으로부터, 감탄층의 폭 방향의 중심으로부터의 거리 x 의 위치에 있어서의 C 함유량이 얻어진다. Here, the meaning of the integral formula described after (C 0 -0.09) of the above formula (a) means the width dy at the position y of the distance y from the center of the width direction of the admiration layer. If present, it shows how the concentration at the x position changes when C diffuses from the base material into the admiration layer. Here, as an initial value, C density | concentration of the admiration layer formed at the time of electric welding was made into the rectangular density which C content is 0.09% constant from -h to + h of the width direction. This is based on the fact that the C concentration of the admiration layer formed at the time of electric welding becomes almost 0.09 mass%, regardless of the C concentration C 0 of the base metal and the welding conditions. Thus, the (a) formula (C 0 - 0.09) by integrating to -h ~ + h with respect to y in the integral equation which is described later, the from (a) expression, the distance from the exclamation center in the width direction of the layer C content in the position of x is obtained.

또한, C0 : 강판의 C 함유량 (질량％), D : 확산 계수 (㎡/s), D = D0 exp (-Q/RT), D0 : 4.7 × 10-5(㎡/s), Q = 155 (kJ/㏖·K), R = 8.31 (J/㏖·K), T : 도달 최고 온도 (최고 가열 온도) (K), t : 확산 시간 (s), t = 50/Vh ＋ 50/Vc ＋ k, Vh : 가열 속도 (K/s), Vc : 1 차 냉각 속도 (K/s), k : 균열 시간 (s) 이다. 또, 상기 D : 확산 계수 (㎡/s) 의 식은, (사) 일본 금속 학회편 : 개정 2판 금속 데이터북 ((1984), p26, [마루젠]) 으로부터 인용하였다. 또, Vh, Vc 는 실질적으로 900 ℃ 이상의 온도역의 속도 (K/s) 로 하였다. 또한, 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 은 (a) 식의 C1 (x) 에서 x = 0 인 경우에 상당한다. In addition, C 0 : C content of the steel (mass%), D: diffusion coefficient (㎡ / s), D = D 0 exp (-Q / RT), D 0 : 4.7 × 10 -5 (m2 / s), Q = 155 (kJ / molK), R = 8.31 (J / molK), T: maximum temperature reached ( Maximum heating temperature) (K), t: diffusion time (s), t = 50 / V h + 50 / V c + k, V h : heating rate (K / s), V c : Primary cooling rate (K / s), k: crack time (s). In addition, the formula of said D: diffusion coefficient (m <2> / s) was quoted from the Japan Metal Society edition: Rev. 2 edition metal data book ((1984), p26, [Maruzen]). In addition, V h , V c Was made into the speed | rate (K / s) of the temperature range of 900 degreeC or more substantially. In addition, the minimum C content C 1 of jeonbong welds (a) Expression of C 1 Corresponds to the case where x = 0 in (x).

측정한 평균 경도 HV 0.5 와, 강판의 C 함유량 C0 에 대한 계산된 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 의 비 C1/C0 의 관계를 도 1 에 나타낸다. 도 1 로부터, C1/C0 으로 전봉 용접부의 경도 (담금질 경도) 를 정리할 수 있고, C1/C0 을 0.83 이상으로 조정함으로써, 담금질 경도의 저하를 방지할 수 있는 것을 알 수 있다. 도 5 는, 피로 내구성과, 담금질, 뜨임 후의 전봉 용접부 경도와 모재부 경도의 비의 관계를 나타내었다. 피로 내구성은, JIS Z 2273 의 규정에 준거한 양진 (兩振) 비틀림 피로 시험에 의해 구한 반복수 106 회에서의 피로 강도를 사용하였다. 도 5 로부터 전봉 용접부 경도가 모재부 경도의 86 ％ 이상이면 현저한 피로 강도의 저하가 없는 것을 알 수 있다. The relationship between the measured average hardness HV 0.5 and the ratio C 1 / C 0 of the minimum C content C 1 of the calculated electric resistance welded portion to the C content C 0 of the steel sheet is shown in FIG. 1. By from Figure 1, the C 1 / C 0, and can clean the hardness (quenching hardness) of jeonbong welds, adjusting the C 1 / C 0 to 0.83 or more, it can be seen that to prevent a decrease in quenching hardness. Fig. 5 shows the relationship between the fatigue durability, the ratio of the hardness of the electric weld welded portion to the base metal portion after quenching and tempering. Fatigue durability used the fatigue strength in the repetition number 106 times calculated | required by the positive torsional fatigue test based on the specification of JISZ2273. It can be seen from FIG. 5 that there is no significant decrease in fatigue strength if the electric resistance welded portion hardness is 86% or more of the hardness of the base material portion.

따라서, C1/C0 을 0.83 이상으로 조정함으로써 담금질 경도의 저하에 의한 전봉 용접부의 피로 내구성의 저하를 방지할 수 있게 된다. C1/C0 이 0.83 미만이 되는 경우에는, 담금질 경도가 현저하게 저하된다.Therefore, by adjusting C 1 / C 0 to 0.83 or more, it is possible to prevent a decrease in fatigue durability of the electric resistance welded portion due to a decrease in the hardening hardness. When C 1 / C 0 is less than 0.83, the quenching hardness is significantly lowered.

본 발명은 이러한 지견에 기초하여, 더욱 검토하여 완성된 것이다. The present invention has been completed based on these findings.

먼저, 본 발명에서는, 강판을 소재로 하고, 감탄층 폭이 2h (m) 인 전봉 용접 강관을 사용한다. 사용하는 전봉 용접 강관은, 강판을 소재로 하고, 성형하여, 바람직하게는 연속 성형하여, 대략 원통 형상의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 단부끼리를 맞대어 고주파 용접에 의해 전봉 용접되어 감탄층 폭이 2h (m) 인 전봉 용접부를 갖는 강관이 된다. 감탄층 폭의 측정은, 도 3 의 상단의 도면에 나타내는 바와 같이, EPMA (전자선 마이크로 애널라이저 (Eletron Probe Micro-Analysis)) 에 의한 C 분석, 나이탈 에칭 (nital etching) 에 의한 백색층 폭의 측정 (도 3 의 중단의 도면), 등 다양한 방법으로 측정할 수 있다. 그러나, 전봉 용접한 상태로, 및 950 ℃ 이상 1000 ℃ 미만의 온도에서 10 s 이하, 900 ℃ 이상 950 ℃ 미만의 온도에서 1 min 이하, 800 ℃ 이상 900 ℃ 미만의 온도에서 2 min 이하, 혹은 800 ℃ 미만의 온도에서의 열 처리밖에 실시되지 않은 전봉 용접 강관이라면, 도 3 의 하단의 도면에 나타내는 바와 같이 메탈 플로우 에칭 (metal flow etching) 을 실시하여 전봉 용접부에 편석선이 관찰되지 않는 층, 이른바 본드 폭 (width of bond) 을 측정하는 것은 비교적 간단하고 게다가 명료하게 측정할 수 있다. 이하, 메탈 플로우 에칭 방법을 사용할 수 있는 경우에는, 메탈 플로우 에칭 방법을 사용하여 측정한 본드 폭 2h 를 감탄층 폭 2h 로서 사용하는 것으로 하였다. First, in the present invention, an electric resistance welded steel pipe having a steel sheet as a raw material and having an admiration layer width of 2 h (m) is used. The electroplated welded steel pipe to be used is made of a steel sheet, and is molded, preferably continuously formed into an open cylinder having a substantially cylindrical shape, and then electroplated by high frequency welding to face the ends of the open tubes to be admired. A steel pipe having an electric resistance welded portion having a width of 2h (m) is obtained. As shown in the upper figure of FIG. 3, the measurement of an admiration layer width is C analysis by EPMA (Eletron Probe Micro-Analysis), and measurement of the white layer width by nital etching. (A diagram of interruption in FIG. 3), etc. can be measured by various methods. However, in the state of electric welding, and at a temperature of 950 degreeC or more and less than 1000 degreeC, it is 10 s or less, 900 degreeC or more and less than 950 degreeC, 1 min or less, 800 degreeC or more and less than 900 degreeC, 2 min or less, or 800 In the case of an electric resistance welded steel pipe which is only subjected to heat treatment at a temperature of less than 0 ° C, as shown in the lower drawing of FIG. 3, metal flow etching is performed to prevent segregation lines from being observed in the electric resistance welded part. Measuring the width of bond is relatively simple and can also be made clearly. Hereinafter, when the metal flow etching method can be used, the bond width 2h measured using the metal flow etching method was used as the admiration layer width 2h.

본 발명에서는, 측정한 본드 폭 (감탄층 폭) 2h 에 대응하여, (1) 식을 만족하도록 담금질 처리 조건을 조정한다. In this invention, hardening process conditions are adjusted so that (1) Formula may be satisfied corresponding to the measured bond width (interpretation layer width) 2h.

본 발명에서는, 사용하는 전봉 용접 강관에, 바람직하게는 원하는 부재 형상으로 가공하는 냉간 가공을 실시한 후, 담금질 처리와, 또는 추가로 뜨임 처리로 이루어지는 열 처리를 실시하여, 원하는 고강도를 갖는 부재로 한다. 본 발명에서 말하는 「담금질 처리」는, 도 2 에 나타내는 바와 같은 급속으로 단시간의 가열 처리로 한다. 즉, 가열 속도 (heating rate) Vh 로 도달 최고 온도 (최고 가열 온도) T 까지 가열하고, 균열 시간 k 유지한 후, 바로 1 차 냉각 속도 Vc 로 담금질 개시 온도 Tq 까지 냉각시키고, 2 차 냉각 (secondary cooling) (급랭) 시키는 처리이다. 또한, 본 특허에 있어서의 급속으로 단시간의 가열 처리란, 실온에서 900 ℃ 이상의 최고 가열 온도로의 평균 가열 속도가 10 ℃ /초 이상이고, 900 ℃ 이상이 된 시간이 1 분 이내인 가열 방법을 말한다. 구체적인 가열 방법은, 통전 가열이 바람직하다. In the present invention, after the cold working to be processed into a desired member shape is preferably applied to the electric resistance welded steel pipe to be used, heat treatment consisting of quenching treatment or further tempering treatment is performed to obtain a member having a desired high strength. . The "quenching treatment" referred to in the present invention is a rapid short-time heat treatment as shown in FIG. That is, heating to the highest temperature (highest heating temperature) T reached at the heating rate V h , and maintained at the crack time k, and then immediately cooled to the quenching start temperature Tq at the primary cooling rate V c, followed by secondary cooling (secondary cooling) In addition, the rapid short-time heat treatment in this patent is a heating method in which the average heating rate from room temperature to the highest heating temperature of 900 ° C. or higher is 10 ° C./sec or more, and the time when the temperature reaches 900 ° C. or more is within 1 minute. Say. As for a specific heating method, energization heating is preferable.

본 발명에 있어서의 담금질 처리에서는, 가열 속도 Vh, 최고 가열 온도 T, 균열 시간 k, 1 차 냉각 속도 Vc 를, 하기 (1) 식을 만족하도록 조정함과 함께, 담금질 개시 온도 Tq 를 Ar3 변태점 초과 온도로 한다. In the quenching treatment in the present invention, the heating rate V h , the maximum heating temperature T, the crack time k, the primary cooling rate V c are adjusted to satisfy the following formula (1), and the quenching start temperature Tq is Ar 3 Let the temperature exceed the transformation point.

Figure 112010049058483-pct00003
Figure 112010049058483-pct00003

(여기에서, C0 (질량％) : 강판의 C 함유량 (질량％), t : 확산 시간 (s), t = 50/Vh ＋ 50/Vc ＋ k, Vh : 가열 속도 (K/s), Vc : 1 차 냉각 속도 (K/s), k : 균열 시간 (s), D : 확산 계수 (㎡/s), D = D0 exp (-Q/RT), D0 : 4.7 × 10-5 (㎡/s), Q = 155 (kJ/㏖·K), R = 8.31 (J/㏖·K), T : 최고 가열 온도 (K)) (Here, C 0 (mass%): C content (mass%) of the steel sheet, t: diffusion time (s), t = 50 / V h + 50 / V c + k, V h : heating rate (K / s), V c : primary cooling rate (K / s), k: crack time (s), D: diffusion coefficient (m 2 / s), D = D 0 exp (-Q / RT), D 0 : 4.7 × 10 -5 (m2 / s), Q = 155 (kJ / molK), R = 8.31 (J / molK), T: highest heating temperature (K)

또한, (1) 식의 우변은, 전술한 (a) 식에 있어서, x = 0 으로 하고, 양 변을 강판의 C 함유량 C0 으로 나눔으로써 구하였다. 즉, (1) 식의 우변은, 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 (0) 과 강판의 C 함유량 C0 의 비가 0.83 이상이 되는 것을 의미한다. In addition, the right-hand side of equation (1) is, as was determined in the above-described (a) equation, with x = 0, and dividing the both sides in the C content C 0 of the steel sheet. That is, the right side of the formula (1) is the minimum C content C 1 of the electric resistance weld zone. Means that the C content is more than 0.83 the ratio of C 0 (0) and the steel sheet.

가열 속도 Vh, 최고 가열 온도 T, 균열 시간 k, 1 차 냉각 속도 VC 가, (1) 식을 만족하지 않는 담금질 처리인 경우에는, 전봉 용접부의 C 함유량을, 모재부와 동등한 담금질 경도를 확보할 수 있을 때까지 복탄시킬 수 없다. 그 때문에, 전봉 용접부의 경도를 원하는 담금질 경도까지 높일 수 없어, 제조되는 부재의 내구성이 저하된다. 또한, 균열 시간 k 는 0s 인 경우 (유지없음) 를 포함하는 것으로 한다. When the heating rate V h , the maximum heating temperature T, the crack time k, and the primary cooling rate V C are quenching treatments that do not satisfy the formula (1), the C content of the electrodeposited weld portion is the same as the base metal portion. You can't take it until you can secure it. Therefore, the hardness of the electric resistance welded part cannot be raised to the desired quenched hardness, and durability of the member to be manufactured falls. In addition, the crack time k shall be included when it is 0s (No maintenance).

또, 본 발명에서는, 담금질 처리에 있어서의 담금질 개시 온도 Tq 는, 전봉 용접부의 Ar3 변태점 초과의 온도로 한다. 담금질 개시 온도 Tq 가 Ar3 변태점 이하에서는, 2 차 냉각 (급랭) 의 개시 전에 페라이트 (ferrite) 나, 베이나이트 (bainite) 등의 변태가 개시되고, 전봉 용접부를 100 ％ 마르텐사이트 조직 (martensite structure) 으로 할 수 없게 되어, 원하는 담금질 경도를 확보할 수 없어, 원하는 피로 내구성을 확보할 수 없게 된다. 또한, 전봉 용접부의 Ar3 변태점은, 다음의 계산식을 이용하여 산출한 값 (Ac3 변태점) 으로 대용한다. Ac3 변태점은, 담금질 개시 온도 Tq 의 결정 (決定) 후에는 Ar3 변태점보다 고온 측으로 벗어나므로, 안전측의 값이다. In addition, in the present invention, the quenching start temperature Tq in the quenching treatment is set to a temperature above the Ar 3 transformation point of the electric welding weld portion. When the quenching start temperature Tq is equal to or lower than the Ar 3 transformation point, transformation of ferrite, bainite, or the like is initiated before the start of the secondary cooling (quenching), and the electrodeposited weld portion is 100% martensite structure. It becomes impossible to make the desired hardening hardness, and it becomes impossible to secure the desired fatigue durability. Further, Ar 3 transformation point of the weld is jeonbong, substitutes the value (Ac 3 transformation point) calculated by using the following calculating formula. The Ac 3 transformation point is a value on the safety side since the deviation from the Ar 3 transformation point is higher than that of the Ar 3 transformation point after the determination of the quenching start temperature Tq.

Ac3 변태점 (℃) = 910 - 203 (√C) - 15.2Ni ＋ 44.7Si ＋ 104V ＋ 31.5Mo ＋ 13.1W - (30Mn ＋ 11Cr ＋ 20Cu- 700P - 400Al - 120As - 400Ti)Ac 3 transformation point (℃) = 910-203 (√C)-15.2Ni + 44.7Si + 104V + 31.5Mo + 13.1W-(30Mn + 11Cr + 20Cu- 700P-400Al-120As-400Ti)

(여기에서, C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As, Ti : 각 원소의 함유량 (질량％))(Here, C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As, Ti: Content of each element (mass%))

또한, Ac3 변태점의 계산식은, 코우다 감역 : 레스리 철강 재료학, (1985), p273, [마루젠] 으로부터 인용하였다. In addition, the calculation formula of the Ac 3 transformation point was quoted from Kouda Sensitivity: Lesri Steel Materials, (1985), p273, [Maruzen].

또, 2 차 냉각은, 100 ％ 마르텐사이트 조직을 생성할 수 있는 냉각 조건이면 되고, 소재인 강판의 조성에 의존한다. 후술하는 강판 조성이면, 담금질 개시 온도 Tq 로부터, 평균 30 ℃/s 이상의 냉각 속도로 실온까지 냉각시키는 처리로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 80 ℃/s 이상이다. 2 차 냉각은, 생산성이라는 관점에서는, 수랭 (water cooling), 유랭 (oil cooling) 등으로 하는 것이 바람직하다. Moreover, secondary cooling should just be cooling conditions which can produce 100% martensite structure, and depend on the composition of the steel plate which is a raw material. If it is a steel plate composition mentioned later, it is preferable to set it as the process which cools to room temperature at the cooling rate of 30 degrees C / s or more on average from a hardening start temperature Tq. More preferably, it is 80 degreeC / s or more. Secondary cooling is preferably water cooling, oil cooling, or the like from the viewpoint of productivity.

또한, 미리 전봉 용접 강관의 열처리 조건이 설정되어 있는 경우에는, 전봉 용접 강관의 전봉 용접부의 감탄층 폭을, (1) 식을 만족할 수 있는 감탄층 폭 2h 이하로 조정해 둘 필요가 있게 된다. 이 경우, 먼저, 미리 설정된 담금질 처리 조건과 (1) 식으로부터, 설정된 담금질 처리 조건에서 (1) 식을 만족할 수 있는 감탄층 폭 2h 를 구해 둔다. 전봉 용접부의 감탄층 폭이 구한 값 이하가 되도록, 전봉 용접 조건 (electric resistance welding condition), 특히 입열량 (heat input) 을 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 이 경우, 전봉 용접부의 본드 폭이 지나치게 좁아지면, 가공성이 저하되는 경우가 있기 때문에, 전봉 용접부의 굽힘 시험 등을 실시하여, 동시에 가공성을 확인해 두는 것이 매우 중요하다. (1) 식을 만족할 수 있는 김탄층 폭 2h 가 작아, 전봉 용접 상태에서는 전봉 용접부의 가공성이 저하되는 경우에는, 전봉 용접시에는, 적정한 값보다 넓은 본드 폭이 되도록 용접하고, 계속해서, 전봉 용접 강관에 축경 (diameter reducing) 을 실시하여, 본드 폭을 기계적으로 좁게 하는 것이 유효하다. 또한, 축경은, 다이스 등을 사용한 당겨 빼기, 밀어 빼기나 구멍형 롤을 사용한 압연 등이 바람직하다. 또, 축경의 온도는, 냉간, 온간, 열간 중 어느 것이어도 된다. 축경은, 특히 유도 가열 (induction heating) 을 이용하여 950 ∼ 1000 ℃ 로 가열하고, 50 ∼ 70 ％ 의 축경률 (reduction of diameter) 로, 마무리 온도를 800 ℃ 정도로 하는 리듀싱 압연 (reducing rolling) 으로 하는 것이 바람직하다. 도 4 에 나타내는 바와 같이, 리듀싱 압연시의 축경 압연 압하율을 높임으로써, 본드 폭 (감탄층 폭) 2h 를 좁게 할 수 있다. 또한, 도 4 에 있어서는 감탄층 폭으로서 본드 폭 2h 를 측정하였다. 또한, 본 발명의 감탄층 폭 2h 는, 종래 행해져 온 통전 가열이 탈탄을 방지하기 위해 1000 ℃ 로 가열 후, 길어도 1 분 이내에 900 ℃ 이하가 된 것으로 생각되는 점에서, 25 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 16 ㎛ 이하이다. 또한, 당연하지만, 열 처리의 관점에서는 감탄층 폭은 좁을수록 유리하지만, 전술한 바와 같이, 감탄 층 폭을 작게 하기 위해 전봉 용접시의 입열을 저하시켜 가면 전봉 용접부에 냉접 (cold weld) 등의 결함이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에 전봉 용접 상태에서의 감탄층 폭은 10 ㎛ 이상인 것이 바람직하고, 나아가서는 30 ㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다. 전봉 용접 상태에서 30 ㎛ 를 초과하는 감탄층 폭인 것에 대해서는 리듀싱 압연 등으로 축경 압연 압하율을 높여, 감탄층 폭을 기계적으로 25 ㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 16 ㎛ 이하로 작게 하는 것이 유효하다. In addition, when heat treatment conditions of an electric resistance welded steel pipe are previously set, it is necessary to adjust the width of the admiration layer of the electric resistance weld part of an electric resistance welded steel pipe to 2 h or less of the admiration layer width which can satisfy | fill Formula (1). In this case, first, the quenching layer width 2h which satisfies the formula (1) under the set quenching treatment conditions is obtained from the preset quenching treatment conditions and the formula (1). It is preferable to adjust an electric resistance welding condition, especially a heat input, so that the width of the admiration layer of an electric resistance weld part may be below the calculated value. In addition, in this case, when the bond width of an electric resistance weld part becomes too narrow, workability may fall, It is very important to carry out bending test etc. of an electric resistance weld part, and to confirm workability simultaneously. When the lamellar layer width 2h that satisfies the formula (1) is small and the workability of the electric welding weld portion decreases in the electric welding state, the electric welding is performed so that the bond width becomes wider than an appropriate value during electric welding, and then electric welding is performed. It is effective to perform a diameter reduction on the steel pipe to mechanically narrow the bond width. The shaft diameter is preferably pulled out using a die or the like, pushed out or rolled using a hole roll. Moreover, any of cold, warm, and hot may be sufficient as the temperature of a shaft diameter. The shaft diameter is heated by heating at 950-1000 ° C., especially using induction heating, at a reduction of diameter of 50-70%, and by reducing rolling with a finishing temperature of about 800 ° C. It is desirable to. As shown in FIG. 4, the bond width (interpretation layer width) 2h can be narrowed by increasing the reduction ratio of the shaft diameter rolling at the time of reducing rolling. In addition, in FIG. 4, the bond width 2h was measured as the admiration layer width. In addition, the width 2h of the admiration layer of this invention is 25 micrometers or less, More preferably, since it is thought that it has become 900 degrees C or less within at least 1 minute after heating to 1000 degreeC in order to prevent decarburization by the electricity supply heating conventionally performed. Is 16 µm or less. Of course, from the viewpoint of heat treatment, the narrower the width of the admiration layer is, the better, but as described above, in order to reduce the admiration layer width, the heat input during the electric resistance welding is reduced, such as cold welds. Defects tend to occur. Therefore, it is preferable that it is 10 micrometers or more, and also it is more preferable that it is 30 micrometers or more in the admiration layer width in an electric welding welding state. It is effective to increase the reduction diameter reduction rolling ratio by reducing rolling or the like, and to make the admiration layer width mechanically smaller to 25 µm or less, more preferably 16 µm or less, in the case of an electric wave welding state exceeding 30 µm.

본 발명에서는, 상기한 담금질 처리 (quenching treatment) 에 이어서, 필요에 따라 인성을 향상시키기 위해 뜨임 처리 (tempering treatment) 를 실시해도 된다. 뜨임 처리에 있어서의 가열 온도는, 150 ∼ 450 ℃ 의 범위의 온도로 하는 것이 바람직하다. 뜨임 가열 온도가 150 ℃ 미만에서는, 원하는 인성 (toughness) 을 확보할 수 없게 된다. 한편, 450 ℃ 를 초과하면, 경도가 저하되어, 원하는 피로 내구성을 확보할 수 없게 된다. In the present invention, following the above quenching treatment, tempering treatment may be performed to improve toughness as necessary. It is preferable to make heating temperature in tempering process into the temperature of the range of 150-450 degreeC. If tempering heating temperature is less than 150 degreeC, desired toughness will not be ensured. On the other hand, when it exceeds 450 degreeC, hardness will fall and it will become impossible to ensure desired fatigue durability.

본 발명에서 전봉 용접 강관의 소재로서 바람직한 강판은, 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.40 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.04 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, 또한 Ti 및 N 이, (N/14) ＜ (Ti/47.9) 를 만족하고, 또는 추가로 Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는 Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종, 및/또는 Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강판, 바람직하게는 열연 강판이다. 또한, 여기에서 말하는 「강판」에는 강대 (鋼帶) 도 포함하는 것으로 한다. In the present invention, the steel sheet preferable as a raw material of the electric resistance welded steel pipe is, by mass%, C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.001 to 0.04 %, B: 0.0005% to 0.0050%, N: 0.0010% to 0.0100%, and Ti and N satisfy (N / 14) <(Ti / 47.9), or further Cr: 1.0% or less, Mo 1 type or 2 or more types selected from: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, and / or Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less It is a steel sheet which contains 2 types and / or Ca: 0.0050% or less, and has a composition which consists of remainder Fe and an unavoidable impurity, Preferably it is a hot rolled sheet steel. In addition, the "steel plate" here shall also include a steel strip.

이하, 조성 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 이하, 질량 ％ 는 간단히 ％ 로 기재한다. Hereinafter, the reason for composition limitation is demonstrated. In addition, below, mass% is described simply as%.

C : 0.15 ∼ 0.40 ％C: 0.15% to 0.40%

C 는 고용 (solid solution) 되어 강의 강도를 증가시킴과 함께, 탄화물 (carbide) 및/또는 탄질화물 (carbonitride) 로서 석출되어, 뜨임 후의 강도를 높이는 유용한 원소이다. 본 발명에서는, 원하는 강관의 강도, 및 중공 스태빌라이저용 등의 부재로서 원하는 담금질 처리 후의 강도를 확보하기 위해, 0.15 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.40 ％ 를 초과하여 함유하면, 담금질 처리 후의 인성이 저하된다. 이 때문에 C 는 0.15 ∼ 0.40 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.20 ∼ 0,35 ％ 이다. C is a useful element that solidifies to increase the strength of the steel and precipitates as carbide and / or carbonitride to increase the strength after tempering. In the present invention, 0.15% or more of content is required in order to secure the desired strength of the steel pipe and the strength after the desired quenching treatment as a member for hollow stabilizers. On the other hand, when it contains exceeding 0.40%, the toughness after a hardening process will fall. For this reason, C was limited to 0.15 to 0.40% of range. Moreover, Preferably it is 0.20 to 0,35%.

Si : 0.05 ∼ 0.50 ％ Si: 0.05% to 0.50%

Si 는 탈산제 (deoxidizing agent) 로서 작용하는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유해도 탈산의 효과가 포화되기 때문에, 함유량에 걸맞는 효과를 기대할 수 없어, 경제적으로 불리할 뿐만 아니라, 전봉 용접시에 개재물이 발생하기 쉬워져, 전봉 용접부의 건전성에 악영향을 미친다. 이 때문에 Si 는 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 ％ 이다. Si is an element which functions as a deoxidizing agent, and in order to acquire such an effect, it requires 0.05% or more of containing. On the other hand, even if it contains more than 0.50%, since the effect of deoxidation is saturated, the effect suitable for content cannot be expected, it is not economically disadvantageous, and an interference | inclusion easily arises at the time of electric welding, Adversely affects. For this reason, Si was limited to 0.05 to 0.50% of range. Moreover, Preferably it is 0.10 to 0.30%.

Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％Mn: 0.30 to 2.00%

Mn 은 고용되어 강의 강도를 높임과 함께, 강의 담금질성을 향상시키는 원소이며, 본 발명에서는, 원하는 강도를 확보하기 위해서는 0.30 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.00 ％ 를 초과하여 함유하면, 잔류 오스테나이트 (γ) 가 생성되어, 뜨임 후의 인성이 저하된다. 이 때문에 Mn 은 0.30 ∼ 2.00 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.30 ∼ 1.60 ％ 이다. Mn is an element which solidifies to increase the strength of the steel and improves the hardenability of the steel. In the present invention, the content of 0.30% or more is required in order to secure the desired strength. On the other hand, when it contains exceeding 2.00%, residual austenite ((gamma)) is produced | generated and the toughness after tempering will fall. For this reason, Mn was limited to 0.30 to 2.00% of range. Moreover, Preferably it is 0.30 to 1.60%.

Al : 0.01 ~ 0.10 ％Al: 0.01% to 0.10%

Al 은 탈산제로서 작용함과 함께, N 을 고정시켜, 담금질성 향상에 유효한 고용 B 량을 확보하는 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면, 개재물 (inclusion) 의 생성이 많아져, 피로 수명 (fatigue life) 을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 Al 은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ∼ 0.05 ％ 이다. Al acts as a deoxidizer, fixes N, and has an effect of securing an amount of solid solution B effective for improving hardenability. In order to obtain such an effect, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, when it contains exceeding 0.10%, generation | occurrence | production of an inclusion will increase and the fatigue life may fall. For this reason, Al was limited to 0.01 to 0.10% of range. Further, it is preferably 0.02 to 0.05%.

B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％B: 0.0005 to 0.0050%

B 는 강의 담금질성을 향상시키는 유효한 원소이고, 또, B 는 입계를 강화시키는 작용을 가지며, 담금질 균열 (quenching crack) 을 방지하는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.0005 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유해도, 상기한 효과가 포화되어 경제적으로 불리해진다. 또, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유하면, 조대한 B 함유 석출물이 발생하여 인성이 저하되는 경우가 있다. 이와 같은 점에서, B 는 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.0010 ∼ 0.0025 ％ 이다. B is an effective element for improving hardenability of steel, and B has an effect of strengthening grain boundaries, and has an effect of preventing quenching cracks. In order to acquire such an effect, 0.0005% or more of containing is required. On the other hand, even if it contains exceeding 0.0050%, the said effect is saturated and it becomes economically disadvantageous. Moreover, when it contains exceeding 0.0050%, coarse B containing precipitate may generate | occur | produce and toughness may fall. In such a point, B was limited to 0.0005% to 0.0050% of range. Preferably it is 0.0010 to 0.0025%.

Ti : 0.001 ∼ 0.04 ％ Ti: 0.001% to 0.04%

Ti 는 N 고정화 원소로서 작용하여, 담금질성 향상에 유효한 고용 B 량을 확보하는 효과를 갖는다. 또, Ti 는 미세한 탄화물로서 석출되어, 용접시나 열 처리시의 결정 입자의 조대화를 억제하고, 인성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.04 ％ 를 초과하여 함유하면, 개재물의 형성이 현저해져 인성이 저하된다. 이 때문에 Ti 는 0.001 ∼ 0.04 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ∼ 0.03 ％ 이다. Ti acts as an N immobilization element and has an effect of securing an amount of solid solution B effective for improving hardenability. In addition, Ti precipitates as fine carbides, suppresses coarsening of crystal grains during welding and heat treatment, and contributes to improvement of toughness. In order to obtain such an effect, the content is required to be 0.001% or more. On the other hand, when it contains exceeding 0.04%, formation of an inclusion becomes remarkable and toughness falls. For this reason, Ti was limited to 0.001 to 0.04% of range. Moreover, Preferably it is 0.02 to 0.03%.

Ni : 0.0010 ∼ 0.0100 ％ Ni: 0.0010% to 0.0100%

N 은 강 중의 합금 원소와 결합하여 질화물 (nitride), 탄질화물을 형성하고, 뜨임 후의 강도 확보에 기여하는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0010 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0100 ％ 를 초과하는 함유는, 질화물의 조대화를 초래하여, 인성이나 피로 수명이 저하된다. 이 때문에 N 은 0.0010 ∼ 0.0100 ％ 의 범위로 한정하였다. N is an element which combines with an alloying element in steel to form nitrides and carbonitrides and contributes to securing strength after tempering. In order to obtain such an effect, the content of 0.0010% or more is required. On the other hand, containing exceeding 0.0100% will cause coarsening of a nitride, and will fall toughness and fatigue life. For this reason, N was limited to 0.0010 to 0.0100% of range.

Ti 및 N 은, 상기한 범위 내에서 또한, 하기 식Ti and N are also within the above ranges, the following formula

(N/14) ＜ (Ti/47.9)(N / 14) <(Ti / 47.9)

를 만족하도록 함유한다. Ti 및 N 이, 상기한 식을 만족하지 않는 경우에는, 담금질시의 고용 B 량이 불안정해져 바람직하지 않다. It is contained to satisfy. If Ti and N do not satisfy the above formula, the amount of solid solution B during quenching becomes unstable, which is not preferable.

상기한 성분이 바람직한 기본 성분이지만, 상기 기본 조성에 추가하여 또한, 본 발명에서는, 이하에 나타내는 A 군, B 군 및 C 군 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다. Although said component is a preferable basic component, in addition to the said basic composition, in this invention, you may contain 1 type, or 2 or more types of group A, B, and C shown below.

A 군 : Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는 A group: Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less selected from one or two or more, and / or

B 군 : Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종, 및/또는Group B: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less selected from 1 or 2 types, and / or

C 군 : Ca : 0.0050 ％ 이하를 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. C group: Ca: 0.0050% or less can be selected and contained as needed.

A 군 : Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상A group: Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less selected from one kind or two or more kinds

Cr, Mo, W, Cu, Ni 는 모두 강의 담금질성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 1 종 또는 2 종 이상 함유할 수 있다. Cr, Mo, W, Cu, and Ni are all elements having the effect of improving the hardenability of steel, and may be selected as necessary and contained one or two or more.

Cr 은 담금질성 향상에 추가하여, 미세한 탄화물을 형성하고 강도를 상승시키는 작용도 가져, 원하는 강도 확보에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 1.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 상기한 효과는 포화되어, 경제적으로 불리해짐과 함께, 전봉 용접시에 개재물이 발생하기 쉬워져, 전봉 용접부의 건전성 (soundness) 에 악영향을 미친다. 이 때문에 Cr 은 1.0 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 ％ 이다. In addition to improving the hardenability, Cr also has a function of forming fine carbides and increasing the strength, thereby contributing to securing the desired strength. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more, but when it contains exceeding 1.0%, the said effect will become saturated and it will become economically disadvantageous, and an inclusion will generate | occur | produce easily at the time of electric welding, and an electric welding part Adversely affects soundness. For this reason, it is preferable to limit Cr to 1.0% or less. Moreover, More preferably, it is 0.10 to 0.30%.

Mo 는 담금질성 향상에 추가하여, 미세한 탄화물을 형성하고 강도를 상승시키는 작용도 가져, 원하는 강도 확보에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 1.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 상기한 효과는 포화되어, 경제적으로 불리해짐과 함께, 조대한 탄화물을 생성하여, 인성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Mo 는 1.0 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 ％ 이다. In addition to improving hardenability, Mo also has a function of forming fine carbides and increasing the strength, thereby contributing to securing the desired strength. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more, but when it contains exceeding 1.0%, the said effect becomes saturated, it becomes economically disadvantageous, produces coarse carbide, and toughness falls. have. For this reason, it is preferable to limit Mo to 1.0% or less. Moreover, More preferably, it is 0.10 to 0.30%.

W 는 담금질성 향상에 추가하여, 조질 처리 (thermal refining) 후의 경도와 인성의 밸런스를 양호하게 하는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되어, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에 W 는 1.0 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 ％ 이다. W is an element having an effect of improving the balance between hardness and toughness after thermal refining in addition to the hardenability improvement. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more. On the other hand, even if it contains exceeding 1.0%, an effect becomes saturated and it becomes economically disadvantageous. For this reason, it is preferable to limit W to 1.0% or less. Moreover, More preferably, it is 0.10 to 0.30%.

Ni 는 담금질성 향상에 추가하여 인성 향상에도 기여하는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 1.0 ％ 를 초과하여 함유해도 상기한 효과가 포화되어 경제적으로 불리해질 뿐만 아니라, 가공성이 저하된다. 이 때문에 Ni 는 1.0 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.50 ％ 이다. Ni is an element which contributes to the toughness improvement in addition to the hardenability improvement, and in order to obtain such an effect, Ni is preferably contained at 0.05% or more. , Workability is lowered. For this reason, it is preferable to limit Ni to 1.0% or less. Moreover, More preferably, it is 0.10 to 0.50%.

Cu 는 담금질성 향상에 추가하여 지연 파괴 (delayed fracture) 방지에 효과가 있는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하여 함유해도 상기한 효과가 포화되어 경제적으로 불리해질 뿐만 아니라, 가공성이 저하된다. 이 때문에 Cu 는 1.0 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.30 ％ 이다. Cu is an element which is effective in preventing delayed fracture in addition to the hardenability improvement, and in order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more. On the other hand, even if it contains exceeding 1.0%, the said effect is saturated and it becomes economically disadvantageous, and workability falls. For this reason, it is preferable to limit Cu to 1.0% or less. Moreover, More preferably, it is 0.10 to 0.30%.

B 군 : Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종Group B: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less selected from one or two

Nb, V 는, 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Nb : 0.01 ％ 이상, V : 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, Nb : 0.2％, V : 0.2 ％ 를 각각 초과하여 함유해도 효과가 포화되어 경제적으로 불리해진다. 이 때문에 Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하로 각각 한정하는 것이 바람직하다. Nb and V are elements which form carbide and contribute to the increase in strength, and may be selected and contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain Nb: 0.01% or more and V: 0.01% or more, However, even if it contains exceeding Nb: 0.2% and V: 0.2%, respectively, the effect becomes saturated and it becomes economically disadvantageous. For this reason, it is preferable to limit to Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less, respectively.

C 군 : Ca : 0.0050 ％ 이하C group: Ca: 0.0050% or less

Ca 는 황화물 (sulfide) 등의 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 한편, 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는 강의 청정도 (cleanness) 를 저하시킨다. 이 때문에 Ca 는 0.0050 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0003 ％ ∼ 0.0010 ％ 이다. Ca is an element which controls the form of inclusions, such as a sulfide, and improves workability, and it can contain as needed. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.0001% or more, while the content exceeding 0.0050% reduces the cleanness of steel. For this reason, it is preferable to limit Ca to 0.0050% or less. More preferably, they are 0.0003%-0.0010%.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로는 P: 0.020 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하를 허용할 수 있다. Remainder other than the above-mentioned component consists of Fe and an unavoidable impurity. As unavoidable impurities, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, and O: 0.005% or less can be allowed.

P 는, 용접 균열성 (weld cracking resistance), 인성에 악 영향을 미치는 원소이며, 0.020 ％ 이하로 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다. P is an element which adversely affects weld cracking resistance and toughness, and is preferably adjusted to 0.020% or less. Moreover, More preferably, it is 0.015% or less.

S 는, 강 중에서는 황화물계 개재물 (sulfide inclusion) 로서 존재하며, 강관의 가공성, 인성, 피로 수명을 저하시킴과 함께, 재열 균열 감수성 (reheat crack sensitivity) 을 증대시키는 원소이며, 중공 스태빌라이저용으로는 0.010 ％ 이하로 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. S is an element that exists as sulfide inclusion in steel and decreases the workability, toughness and fatigue life of steel pipe, and increases reheat crack sensitivity, and is used for hollow stabilizers. It is preferable to adjust to 0.010% or less. More preferably, it is 0.005% or less.

O 는, 강 중에서는 주로 산화물계 개재물 (oxide inclusion) 로서 존재하며, 강관의 가공성, 인성, 피로 수명을 저하시키기 때문에, 중공 스태빌라이저용으로는 0.005 ％ 이하로 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. O mainly exists as an oxide inclusion in steel, and since it reduces the workability, toughness, and fatigue life of a steel pipe, it is preferable to adjust to 0.005% or less for a hollow stabilizer. Moreover, More preferably, it is 0.002% or less.

상기한 제조 방법으로 얻어지는 중공 부재는, 강판을 소재로 하고 감탄층의 폭이 2h (m) 인 전봉 용접부를 갖는 전봉 용접 강관에, 적어도 담금질 처리를 실시하여 이루어지고, 바람직하게는 전봉 용접부 이외의 모재부 (강판) 가, 상기한 조성을 만족하는 중공 부재이다. 그리고 본 발명이 되는 중공 부재는, 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 과 모재부 (강판) 의 C 함유량 C0 의 비 C1/C0 이 0.83 이상인 것을 특징으로 하는 내구성이 우수한 부재이다. 또한, 중공 부재에 있어서의 전봉 용접부에 대하여 관 둘레 방향의 EPMA 혹은 화학 분석에 의한 C 분석에 의해 얻어진 값을 사용하는 것으로 한다. The hollow member obtained by the above-described manufacturing method is formed by subjecting at least a quenching treatment to an electric weld welded steel pipe made of a steel sheet and having an electric weld weld having a width of 2 h (m), and preferably other than an electric weld weld. A base material part (steel plate) is a hollow member which satisfy | fills said composition. And a hollow member to which the present invention is a durable member, characterized in that ratio C 1 / C 0 of the C content C 0 of the minimum C content C 1 and the base material portion (steel sheet) of jeonbong weld is not less than 0.83. In addition, the value obtained by CMA by EPMA or chemical analysis of a pipe circumferential direction shall be used with respect to the electric resistance weld part in a hollow member.

이하, 실시예에 기초하여 추가로 본 발명에 대하여 설명한다. EMBODIMENT OF THE INVENTION Hereinafter, this invention is further demonstrated based on an Example.

실시예Example

표 1 에 나타내는 조성의 열연 강판 (hot rolled stee1 sheet) 을 소재로 하였다. 이들 소재를, 냉간에서 연속 성형 (continuous cold forming) 하여 대략 원통 형상의 오픈관 (open pipe) 으로 한 후, 그 오픈관의 단부끼리를 맞대어 고주파 저항 용접 (high-frequency resistance welding) 에 의해 전봉 용접하여, 전봉 용접 강관 (외경 30 ㎜ φ × 두께 6 ㎜) 으로 하였다. 또, 일부에서는, 열연 강판을 소재로 하여, 냉간에서 동일하게 오픈관으로 한 후, 전봉 용접하여, 외경 89 ㎜ φ × 두께 6.2 ㎜ 의 모관을 제조한 후, 추가로 950 ℃ 로 가열하고, 마무리 온도 800 ℃ 의 리듀싱 압연을 실시하여, 외경 30 ㎜ φ × 두께 6 ㎜ 의 강관으로 하였다. 또한, 전봉 용접시에는, 용접 조건을 다양하게 변경하여, 표 2 및 표 3 에 나타내는 바와 같이 다양한 본드 폭 (감탄층 폭) 2h 로 조정하였다. 또한, 본드 폭 (감탄층 폭) 2h 는, 얻어진 전봉 용접 강관으로부터 전봉 용접부를 포함하는 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 조직 관찰로부터 구하였다. 이어서, 이들 전봉 용접 상태의 전봉 용접 강관에, 도 2 에 나타내는 패턴 (pattern) 의 열 사이클로 표 2 및 3 에 나타내는 조건에서 담금질 처리를 실시하였다. 얻어진 담금질 상태의 전봉 용접 강관으로부터 전봉 용접부를 포함하는 경도 측정용 시험편을 채취하고, 경도 시험 (hardness measurement) 을 실시하여, 모재부와 전봉 용접부의 담금질 상태 경도를 측정하였다. 또, 얻어진 전봉 용접 강관의 전봉 용접부에 대하여, 관의 외표면으로부터 100 ㎛ 의 위치에서, 관 둘레 방향의 EPMA 에 의한 C 농도의 분석에 의해, 실측의 최저 C 함유량 C1 (실측) 을 구하였다. 그리고, (a) 식의 x = 0 인 경우의 담금질 처리 후의 최저 C 함유량 C1 을 산출하고, 모재부 (강판) 의 C 함유량 C0 으로 나눠 계산값의 C1/C0 및 실측값의 C1/C0 을 산출하였다. 또한, 담금질한 강관을 350 ℃ 에서 20 min 의 뜨임을 실시한 후, 비틀림 피로 시험 (torsion fatigue test) 에 제공하여, 전봉 용접부를 따른 이상 (異常) 한 균열의 유무를 조사하였다. 전봉 용접부를 따른 균열인 경우를× 로 표시하고, 그 밖의 균열을 ○ 로 표시하였다. The hot rolled steel sheet (hot rolled stee1 sheet) of the composition shown in Table 1 was used as a raw material. These materials were formed by continuous cold forming into an approximately cylindrical open pipe, and then electroplated by high-frequency resistance welding with the ends of the open tubes facing each other. And an electric resistance welded steel pipe (outer diameter 30mm (phi) x thickness 6mm). In some cases, a hot-rolled steel sheet is used as a raw material, which is then cold-opened in the same manner, followed by electroplating to prepare a mother tube having an outer diameter of 89 mm φ × 6.2 mm, and further heated to 950 ° C. to finish Reducing rolling of the temperature of 800 degreeC was performed, and it was set as the steel pipe of external diameter 30mm (phi) x thickness 6mm. Moreover, at the time of electric welding, welding conditions were changed variously and it adjusted to various bond widths (interpretation layer width) 2h as shown in Table 2 and Table 3. In addition, the bond width (interpretation layer width) 2h extract | collected the test piece for tissue observation including an electric welding weld part from the obtained electric welding weld steel pipe, and calculated | required it from the structure observation. Subsequently, the electrical resistance welded steel pipe of the electrical resistance welding state was quenched on the conditions shown in Tables 2 and 3 by the thermal cycle of the pattern shown in FIG. The test piece for hardness measurement containing an electroplating welded part was extract | collected from the obtained quenched welded steel pipe, the hardness test was performed, and the hardening state hardness of the base material part and the electroplating welded part was measured. Also, was obtained, in 100 ㎛ position from the outer surface of the tube, by the analysis of the C concentration by EPMA of the tube circumferential direction, the measured minimum C content C 1 (actual measurement) for jeonbong weld jeonbong welded steel pipe obtained . And, (a) expression of x = 0 is the minimum C content C quenching calculation 1, and the base material portion (steel sheet) of the C content C 0 by dividing C 1 / C 0 of the calculated value after the process in the case And C 1 / C 0 of the measured value Was calculated. In addition, after tempering the quenched steel pipe at 350 ° C. for 20 min, a torsion fatigue test was provided to check for the presence of abnormal cracks along the electric welds. The case of the crack along the electric welding weld part was represented by x, and the other crack was represented by (circle).

시험 방법은 다음과 같이 하였다. The test method was as follows.

(1) 조직 관찰 (microstructure observation)(1) microstructure observation

얻어진 전봉 용접 강관으로부터 전봉 용접부를 포함하는 관축 방향으로 수직 단면을 잘라내어, 연마, 메탈 플로우 에칭액 (5 ％ 피크르산 (picric acid) ＋ 계면 활성제 (surface acting agent)) 을 사용하여 부식시키고, 광학 현미경 (light microscope) (배율 (magnification ratio) : 400 배) 을 사용하여, 단면 조직 (sectional structure) 을 관찰하였다. 그 단면 조직에 있어서의 편석선 (segregation line) 이 관찰되지 않는 영역 (층) 의 최대 폭을 측정하여 본드 폭 (감탄층 폭) 2h 로 하였다.From the obtained electroplated welded steel pipe, a vertical cross section is cut out in the direction of the tube axis including the electroplated welded portion, which is corroded by polishing and using a metal flow etching solution (5% picric acid + surface acting agent), followed by optical microscopy (light). A sectional structure was observed using a microscope (magnification ratio: 400 times). The maximum width of the area | region (layer) in which the segregation line in the cross-sectional structure is not observed was measured, and it was set as bond width (interpretation layer width) 2h.

(2) 경도 시험 (hardness measurement)(2) hardness measurement

얻어진 전봉 용접 강관으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하여, 전봉 용접부 및 모재부에 대하여, 판 두께 방향으로 비커스 경도계 (Vickers hardness meter) (하중 (load) ; 4.9 N) 로 비커스 경도 Hv 0.5 를 측정하였다. The test piece for hardness measurement was extract | collected from the obtained electric resistance welded steel pipe, and Vickers hardness Hv0.5 was measured with the Vickers hardness meter (load; 4.9 N) in the plate | board thickness direction with respect to the electric resistance welded part and a base material part.

측정은 외표면으로부터 0.2 ㎜ 피치 (pitch) 에서 실시하고, 얻어진 값을 산술 평균 (arithmetic average) 하여, 각 강관의 전봉 용접부, 모재부에서의 경도로 하였다. The measurement was carried out at a 0.2 mm pitch from the outer surface, and the arithmetic average of the obtained values was used as the hardness at the electric resistance welded portion and the base metal portion of each steel pipe.

(3) 비틀림 피로 시험 (torsion fatigue test)(3) torsion fatigue test

외경 30 ㎜ φ × 두께 6 ㎜ 의 얻어진 전봉 용접 강관으로부터 피로 시험용 시험재 (관축 방향 길이 : 250 ㎜) 를 채취하여, JIS Z 2273 에 준거한 양진 비틀림 피로 시험을 실시하였다. 비틀림 피로 시험의 응력 τ 는, 성분 A, B, E 재에 대해서는 τ = 380 ㎫, C, D 재에 대해서는 τ = 470 ㎫ 로 실시하였다. The test material for fatigue test (tube axis length: 250 mm) was extract | collected from the obtained electric resistance welded steel pipe of outer diameter 30mm (phi) x thickness 6mm, and the positive torsional fatigue test based on JISZ2273 was done. The stress τ of the torsion fatigue test was performed at τ = 380 MPa for the components A, B, and E materials, and τ = 470 MPa for the C, D materials.

얻어진 결과를 표 2 및 3 에 나타낸다. The obtained results are shown in Tables 2 and 3.

본 발명예 (공시재 No.1 ∼ 8, 10 및 33 ∼ 35) 는 모두 전봉 용접부의 담금질 후의 경도의 현저한 저하는 관찰되지 않고 (전봉 용접부 경도/모재부 경도 : 0.98 이상), 또한, 비틀림 피로 시험에서도 전봉 용접부를 따라 이상하게 균열되지 않는다 (표 2 및 표 3 에서는, ○ 로 표시). 한편, 본 발명의 감탄 폭 2h 와 열 처리 조건의 적정 범위 식 (C1/C0 이 0.83 이상) 을 만족하지 않는 비교예 (공시재 No.9, 11 ∼ 32) 는, 전봉 용접부의 담금질 경도의 현저한 저하가 발생하였고, 또한, 비틀림 피로 시험에서도 전봉 용접부를 따라 이상하게 균열되었다 (표 2 및 표 3 에서는, × 로 표시). 또, 본 발명의 성분 범위인 (N/14) ＜ (Ti/47.9) 를 만족하지 않는 비교예 성분 E 재의 공시재 No.36 에서는, 본 발명의 감탄 폭 2h 와 열 처리 조건의 적정 범위 식을 만족 (C1/C0 이 0.83 이상) 해도, 동일한 C 량의 A 재와 비교하여 모재부, 전봉 용접부 모두 담금질 경도가 현저히 저하되었다.In this invention example (Test Materials Nos. 1 to 8, 10 and 33 to 35), no significant decrease in hardness after quenching was observed in all of the electrodeposited welds (electrode welded part hardness / base metal part hardness: 0.98 or more), and torsional fatigue. Even in the test, the crack is not abnormally cracked along the electric weld weld (in Tables 2 and 3, indicated by ○). On the other hand, the appropriate range formula of the present invention impressed width 2h and heat treatment conditions of (C 1 / C 0 is 0.83 or more), the comparative example (published material No.9, 11 ~ 32) are not satisfied, the quenching hardness of the weld jeonbong A significant decrease in occurred and, in the torsion fatigue test, abnormally cracked along the electric weld welds (in Tables 2 and 3, denoted by x). Moreover, in the test material No. 36 of the comparative example component E material which does not satisfy (N / 14) <(Ti / 47.9) which is the component range of this invention, the appropriate range formula of the admiration width 2h of this invention and heat processing conditions is given. Even if satisfactory (C 1 / C 0 is 0.83 or more), the hardening hardness of the base material portion and the electric resistance welded portion was significantly lowered compared to the same amount of A material.

Figure 112010049058483-pct00004
Figure 112010049058483-pct00004

Figure 112013025148772-pct00014
Figure 112013025148772-pct00014

Figure 112013025148772-pct00015
Figure 112013025148772-pct00015

Claims (12)

강판을 소재로 하고 감탄층 (減炭層) 폭이 2h (m) 인 전봉 (電縫) 용접 강관에, 가열 속도 Vh (K/s) 로 Ac3 변태점 이상의 가열 온도 T (K) 로 가열하고, 균열 (均熱) 시간 k (s) 유지한 후, 바로 1 차 냉각 속도 Vc (K/s) 로 담금질 개시 온도 Tq (K) 까지 냉각시킨 후 2 차 냉각시키는 담금질 처리와, 또는 추가로 뜨임 처리로 이루어지는 열처리를 실시하여 원하는 고강도를 갖는 부재로 함에 있어서, 상기 담금질 처리에 있어서의 상기 가열 속도 Vh, 상기 가열 온도 T, 상기 균열 시간 k, 상기 1 차 냉각 속도 Vc 를, 하기 (1) 식을 만족하도록 조정함과 함께, 상기 담금질 개시 온도 Tq 를 Ar3 변태점 초과의 온도로 하는 것을 특징으로 하는 내구성이 우수한 중공 부재의 제조 방법.
Figure 112012074197904-pct00007

여기에서, C0 : 강판의 C 함유량 (질량％),
t (s) : 50/Vh ＋ 50/Vc ＋ k
Vh : 가열 속도 (K/s), Vc : 1 차 냉각 속도 (K/s), k : 균열 시간 (s)
D (㎡/s) = D0 exp (-Q/RT)
D0 : 4.7 × 10-5 (㎡/s), Q = 155 (kJ/㏖·K), R = 8.31 (J/㏖·K), T : 가열 온도 (K)The steel plate is used as a material and is heated to a heating temperature T (K) of Ac 3 transformation point or more at a heating rate V h (K / s) to an electric welded welded steel pipe having an admiration layer width of 2 h (m). A quenching treatment, which is maintained after the cracking time k (s) and immediately cooled to the quenching start temperature Tq (K) at the first cooling rate V c (K / s), and then further cooled. In a member having a desired high strength by performing a heat treatment consisting of a tempering treatment, the heating rate V h , the heating temperature T, the crack time k, and the primary cooling rate V c in the quenching treatment are as follows ( 1) A method for producing a hollow member having excellent durability, characterized in that the quenching start temperature Tq is set to a temperature above the Ar 3 transformation point, while being adjusted to satisfy the equation.
Figure 112012074197904-pct00007

Here, C 0 : C content (mass%) of the steel sheet,
t (s): 50 / V h + 50 / V c + k
V h : heating rate (K / s), V c : primary cooling rate (K / s), k: crack time (s)
D (㎡ / s) = D 0 exp (-Q / RT)
D 0 : 4.7 × 10 -5 (m2 / s), Q = 155 (kJ / molK), R = 8.31 (J / molK), T: heating temperature (K) 제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로,
C : 0.15 ∼ 0.40 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％,
Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Ti : 0.001 ∼ 0.04 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,
N : 0.0010 ∼ 0.0100 ％
를 함유하고, 또한 Ti 및 N 이, (N/14) ＜ (Ti/47.9) 를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강판인 것을 특징으로 하는 중공 부재의 제조 방법. The method of claim 1,
The steel sheet according to claim 1,
C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.30-2.00%, Al: 0.01-0.10%,
Ti: 0.001% to 0.04%, B: 0.0005% to 0.0050%,
N: 0.0010% to 0.0100%
And a Ti and N satisfying (N / 14) &lt; (Ti / 47.9), and having a composition composed of the balance Fe and unavoidable impurities. 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 중공 부재의 제조 방법. 3. The method of claim 2,
In addition to the above composition, it may further contain one or two or more selected from Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less. The manufacturing method of the hollow member characterized by the above-mentioned composition. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 중공 부재의 제조 방법. The method according to claim 2 or 3,
In addition to the said composition, it is set as the composition containing 1 type or 2 types selected from Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less by mass%, The manufacturing method of the hollow member characterized by the above-mentioned. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 중공 부재의 제조 방법. The method according to claim 2 or 3,
In addition to the composition described above, the composition further comprises, in mass%, Ca: 0.0050% or less. 강판을 모재로 하고 감탄층의 폭이 2h (m) 인 전봉 용접부를 갖는 전봉 용접 강관에, 적어도 담금질 처리를 실시하여 이루어지는 중공 부재로서, 상기 전봉 용접부의 최저 C 함유량 C1 과 모재부의 C 함유량 C0 의 비 C1/C0 이 0.83 이상인 중공 부재. A hollow member formed by at least a quenching treatment on an electric resistance welded steel pipe having a steel plate as a base material and having an electric resistance weld portion having a width of 2 h (m), wherein the minimum C content C 1 of the electric resistance weld portion and the C content C of the mother portion are as follows. 0 ratio C 1 / C 0 is 0.83 or more of the hollow member. 제 6 항에 있어서,
상기 전봉 용접부 이외의 모재부가, 질량％ 로, C : 0.15 ∼ 0.40 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.04 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, 또한 Ti 및 N 이, (N/14) ＜ (Ti/47.9) 를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 중공 부재. The method according to claim 6,
The base material parts other than the said electric welding part are mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.30-2.00%, Al: 0.01-0.10%, Ti: 0.001-0.04%, B: 0.0005 The hollow member which contains-0.0050%, N: 0.0010-0.0100%, and Ti and N satisfy | fill (N / 14) <(Ti / 47.9), and have a composition which consists of remainder Fe and an unavoidable impurity. 제 7 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하, W : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하, Cu : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 중공 부재. The method of claim 7, wherein
In addition to the above composition, it may further contain one or two or more selected from Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less. The hollow member made into composition to make. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Nb : 0.2 ％ 이하, V : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 중공 부재. 9. The method according to claim 7 or 8,
In addition to the above composition, a hollow member comprising, in mass%, one or two selected from Nb: 0.2% or less and V: 0.2% or less. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하는 중공 부재.9. The method according to claim 7 or 8,
In addition to the above composition, a hollow member having a composition containing, in mass%, Ca: 0.0050% or less. 제 4 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 중공 부재의 제조 방법. 5. The method of claim 4,
In addition to the composition described above, the composition further comprises, in mass%, Ca: 0.0050% or less. 제 9 항에 있어서,
상기 조성에 추가하여 또한, 질량％ 로, Ca : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하는 중공 부재.The method of claim 9,
In addition to the above composition, a hollow member having a composition containing, in mass%, Ca: 0.0050% or less.
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Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2325435B2 (en) 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1403689B1 (en) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa HIGH-RESISTANCE STEEL TUBES WITH EXCELLENT LOW TEMPERATURE HARDNESS AND RESISTANCE TO CORROSION UNDER VOLTAGE SENSORS.
JP5736929B2 (en) * 2011-04-19 2015-06-17 Ｊｆｅスチール株式会社 Ultra-high-strength ERW steel pipe with excellent workability and low-temperature toughness and method for producing the same
JP5594226B2 (en) * 2011-05-18 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 High carbon steel sheet and method for producing the same
BR112014028915B1 (en) * 2012-05-25 2019-05-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation HOLLOW STABILIZER, AND STEEL PIPE FOR HOLLOW STABILIZERS AND METHOD OF PRODUCTION
JP6204496B2 (en) 2013-01-11 2017-09-27 テナリス・コネクシヨンズ・ベー・ブイ Go-ring resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US9803256B2 (en) * 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
KR102197204B1 (en) 2013-06-25 2021-01-04 테나리스 커넥션즈 비.브이. High-chromium heat-resistant steel
DE202013012601U1 (en) * 2013-07-03 2017-11-28 J. D. Theile Gmbh & Co. Kg Chain link for mining applications
JP6287363B2 (en) * 2014-03-06 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 Hollow material with excellent fatigue characteristics and method for producing the same
KR102081525B1 (en) * 2015-09-29 2020-02-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Manufacturing method of electric resistance steel pipe for high strength hollow stabilizer, electric resistance steel pipe for high strength hollow stabilizer, manufacturing method of high strength hollow stabilizer, and high strength hollow stabilizer
JP6551224B2 (en) * 2015-12-25 2019-07-31 日本製鉄株式会社 Steel pipe manufacturing method
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US10434554B2 (en) 2017-01-17 2019-10-08 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
KR102390423B1 (en) 2017-12-27 2022-04-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Electric resistance welded steel pipe or tube and production method for electric resistance welded steel pipe or tube
JP7196549B2 (en) * 2018-11-13 2022-12-27 日本製鉄株式会社 Steel pipe manufacturing method
DE102018132908A1 (en) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Process for the production of thermo-mechanically produced hot strip products
DE102018132860A1 (en) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Process for the production of conventionally hot-rolled, profiled hot-rolled products
DE102018132816A1 (en) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Process for the production of thermo-mechanically produced profiled hot-rolled products
DE102018132901A1 (en) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Process for the production of conventionally hot rolled hot rolled products

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060086445A (en) * 2003-12-01 2006-07-31 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 Steel product excellent in fatigue characteristics and method for production thereof
KR20060134199A (en) * 2004-05-07 2006-12-27 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 Seamless steel pipe and method for production thereof

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57126917A (en) 1981-01-30 1982-08-06 Nisshin Steel Co Ltd Production of hollow stabilizer
JPS58123858A (en) 1982-01-16 1983-07-23 Nisshin Steel Co Ltd Steel for electric welded steel pipe for hollow stabilizer
JPS59153841A (en) * 1983-02-23 1984-09-01 Nippon Steel Corp Production of high-tension electric welded steel pipe having uniform strength
JPH04135013A (en) * 1990-09-20 1992-05-08 Kobe Steel Ltd High strength steel pipe for reinforcing door of car
JP2814882B2 (en) 1992-07-27 1998-10-27 住友金属工業株式会社 Method for manufacturing high strength and high ductility ERW steel pipe
JP2004011009A (en) * 2002-06-11 2004-01-15 Nippon Steel Corp Electric resistance welded steel tube for hollow stabilizer
JP4506486B2 (en) * 2005-01-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 ERW steel pipe for high-strength hollow stabilizer and method for producing high-strength hollow stabilizer
JP2007056283A (en) * 2005-08-22 2007-03-08 Nippon Steel Corp High-strength thick-wall electric resistance welded steel tube having excellent hardenability and decarburization resistance, and its manufacturing method
JP4837601B2 (en) * 2006-03-09 2011-12-14 新日本製鐵株式会社 Steel pipe for hollow parts and manufacturing method thereof
JP5303842B2 (en) * 2007-02-26 2013-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 Manufacturing method of ERW welded steel pipe for heat treatment with excellent flatness

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060086445A (en) * 2003-12-01 2006-07-31 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 Steel product excellent in fatigue characteristics and method for production thereof
KR20060134199A (en) * 2004-05-07 2006-12-27 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 Seamless steel pipe and method for production thereof

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Publication number Publication date
JP2009197327A (en) 2009-09-03
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EP2239343A1 (en) 2010-10-13

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