KR102031460B1 - 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법 - Google Patents

내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 바람직한 측면은 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 부피%로 10%이상의 페라이트 및 90%이하의 퍼얼라이트를 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판, 이를 이용한 강관 및 부재와 이들의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)

Description

내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법 {HOT ROLLED STEEL WITH EXCELLENT IMPACT TOUGHNESS, STEEL TUBE, STEEL MEMBER, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차의 현가 부품 등의 자동차 차체 구성 부품 등에 사용되는 열연강판, 이를 이용한 강관 및 부재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판, 이를 이용한 강관, 부재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차 차체 구성 부품 중에서 현가 부품은 고강도-고인성, 내식성 및 피로 내구성 등이 요구되는 부품 중 하나로서 주로 열연강판이 적용되고 있다.
한편, 이러한 현가 부품은 파이프 형태의 부품이 열간 성형 또는 냉간 성형 및 열처리를 거쳐 제조되는데, 많은 경우에 부품 제조 과정 또는 부품 사용 환경에서 조기 파단이 일어나는 것으로 알려져 있다. 이는 다양한 원인에 의해 초래되는 것으로 알려져 있으나, 기본적으로는 제조된 강판을 이용하여 강관을 제조하는 과정에서 발생하는 ?칭 크랙(Quench Cracking)에 기인하거나 또는 제조과정 또는 사용 환경에서 강관 내부로 혼입되는 수소 원자 및/또는 분자에 의해 수소지연파괴에 기인하는 것으로 생각된다. 여기서 수소지연파괴는 수소취성(Hydrogen Embrittlment), 수소지연파괴(Hydrogen Delayed Cracking) 및 수소유기크랙(Hydrogen Induced Cracking) 등의 기술적 용어를 모두 포함한다. 이는 1800MPa 이상의 열처리후 인장강도를 갖는 초고강도 강판 또는 강관에서는 그 영향이 현저한 것으로 지적되고 있다.
한편, 강관 부품의 피로 내구성을 증대시키기 위한 방법 중 하나로서, 강관 부품의 조기 절손 또는 조기 파단을 억제하는 일 측면에서, 수소지연파괴 (Hydrogen Delayed Fracture or Hydrogen Induced Cracking)에 대한 원인 규명 및 개선 방법을 도출하기 위해 다양한 연구가 진행되어 왔다.
특허문헌 1에서는 냉연 강판 용도로 사용되는 강에 0.1% 미만으로 Nb 원소를 다량으로 첨가하여 강판의 구오스테나이트 결정립의 크기(Prior Austenite Grain Size, PAGS)를 20um 미만, 바람직하게는 15㎛미만으로 오스테나이트 결정립의 크기를 제어한 강을 냉간압연한 강판을 어닐링 열처리후에 ?칭한 냉연 강판 또는 ?칭-템퍼링한 냉연강판에서는 U자형 벤딩 및 HCl (pH=1) 침지한 조건에서 적어도 24hr 정도의 지연파괴가 억제되는 것으로 언급하고 있다.
이는 특허문헌 2에서 제시한 것과 유사하게 강 중 수소가 Nb 또는 Ti 석출물에 의해 미세화된 결정립 입계에 포획되어 지연파괴를 일으키는 임계 수소량을 분산 시키는 효과를 통해 지연 파괴 저항성이 향상된 것으로 언급되고 있다.
한편, 동 특허문헌에서는 0.5% 이상의 높은 Si 첨가강에 Ni 원소가 지연 파괴 저항성을 열화시키는 것으로 확인되었기에 0.5% 미만의 Ni 원소를 첨가하되 가능한 0.03% 수준의 불순물 수준으로 제어하는 것이 바람직한 것으로 언급하고 있다. 한편, 이는 100℃/sec 이상의 급속 냉각으로 (수중급냉)?칭한 강판 시편을 U자 벤딩 및 HCl 산에 침지시키거나, 또는 ?칭-템퍼링 열처리한 강판 시편으로 확인한 실험 결과로서 지연파괴 특성이 열위한 이유는 마르텐사이트 상 조직을 갖는 ?칭 강판에 크랙이 잔존한 것에 기인하거나 또는 수중 급냉으로 형성된 전위(dislocations)를 포함하는 다수의 결함 사이트에로 강 중에 이미 유입되었거나 또는 유입되는 수소가 확산되어 응력 집중부를 형성함으로써 크랙 개시 또는 전파에 필요한 임계응력을 감소시키는 한 가지 형태로 강의 수소 지연파괴를 촉진하기 때문인 것으로 판단된다.
또한, 강의 지연파괴 저항성의 개선은 강의 국부 부식(pitting, 공식)을 억제시키거나, 강 내부에 수소 원자의 침투를 최소화하거나 또는 강 내부에 전위/결정입계/석출물계면을 포함하는 다양한 결함 사이트(sites)를 형성시켜 침투된 수소 원자가 임계 함량을 초과하지 않도록 포집하는 시키는 방법이 제시되고 있다. 특히, 특허문헌 3에서는 1~3% 수준의 높은 Si 함유 강을 연속 어닐링 공정을 통해 가열-급냉-템퍼링 공정을 통해 제조한 냉연강판을 이용하여 냉간 성형시 형성되는 베이니틱 페라이트 + 마르텐사이트 + 잔류오스테나이트로 구성되는 미세조직 구성 상에서 잔류오스테나이트의 축비(장축/단축)가 5 이상이 되도록 잔류 오스테나이트의 형상을 제어함으로써 강 부품의 인장 시험후 판단면 관찰 과정에서 벽계 파괴가 억제되는 것으로 수소취화 특성이 개선됨을 제시했다. 한편, 이는 1500Mpa 미만의 열처리후 인장강도 특성을 갖는 강판으로서 상대적으로 수소취화에 대한 민감성이 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 단상 조직 강보다는 작을 것으로 생각된다. 한편, 마르텐사이트 단상 조직의 지연파괴 특성은 선재 부품의 피로수명을 개선하기 위한 방법으로 제시되어 왔는데, 특허문헌 4 및 특허문헌 5에서는 높은 Si+Cr 함유 강에 0.04 미만으로 B/Cr 함량비율을 제어하여 강 부품 표층에 붕소(B,보론) 농화 층이 형성되도록 제어하여 부품 내부로 수소의 침투를 억제하는 방법을 제시하고 있다.
한편, 선재 볼트 부품 제조를 위한 소려(뜨임) 열처리시 제시한 온도는 350~550oC 범위로 상대적으로 고온 뜨임 열처리로서 강 내부에 잔존할 수 있는 수소 양이 고온 뜨임 열처리 과정에서 외부로 방출되었을 가능성이 있으며, 고온 열처리에 따른 부품의 열처리 강도가 수소취하 민감성이 크지 않은 수준으로 낮았을 것으로 생각되는데, 동 문헌에서는 열처리후 부품의 최종 강도가 아닌 파괴강도만을 제시하고 있다.
상기 특허 문헌들에 제안된 강판 및 강 부품 제조공정의 검토로부터, 내충격성 및 가열-급냉 또는 가열-급냉-템퍼링 열처리시 강판 또는 부품의 인장강도가 1800MPa 이상을 가지면서 ?칭 강의 인장 조기 절손 또는 조기 파단이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수한 열연 강판, 강관 및 그 제조방법에 대한 제안은 없다.
대한민국 공개특허 제2006-0076741호 대한민국 공개특허 제2006-0076741호 대한민국 등록특허 제0886052호 대한민국 공개특허 제 2007-0068665호 대한민국 등록특허 제1253790호
본 발명의 바람직한 일 측면은 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험 시 조기절손 및 비정상 파단 발생이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험 시 조기절손 및 비정상 파단 발생이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험 시 조기절손 및 비정상 파단 발생이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판을 이용하여 제조된 강관을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험 시 조기절손 및 비정상 파단 발생이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판을 이용하여 강관을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험 시 조기절손 및 비정상 파단 발생이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판을 이용하여 제조된 강관을 이용한 부재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험 시 조기절손 및 비정상 파단 발생이 없는 내충격성 및 발청 저항성이 우수하고 열처리 후 초고강도를 나타내는 열연강판을 이용하여 제조된 강관을 이용하여 부재를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 부피%로 10~30%의 페라이트 및 70 ~90%의 퍼얼라이트를 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판이 제공된다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn) ≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판의 제조방법이 제공된다.
상기 내충격성이 우수한 열연강판의 제조방법은 상기 열연 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 부피%로 10~60%의 페라이트 및 40 ~ 90%의 퍼얼라이트를 포함하는 강관이 제공된다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및
상기 강관을 소둔 열처리하는 단계를 포함하는 강관의 제조방법이 제공된다.
상기 강관의 제조방법은 소둔 열처리 단계 후에 인발하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 90%이상의 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 또는 2종과 10%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 부재가 제공된다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계;
상기 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계;
상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는 단계; 및
상기 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리하는 단계를 포함하는 부재의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 인장시험시 조기 절손이 없는 충격 인성 및 발청 저항성이 우수한 열연강판 및 강관을 제공할 수 있고, 또한 강관 제조 과정 또는 강관 부품의 in-service 과정에서 발생할 수 있는 수소 취성을 저감시킬 수 있는 효과가 있는 것이다.
도 1은 실시예의 발명재(4,6,15) 및 비교재(3)의 파단형태를 나타내는 인장 곡선이다.
도 2a는 실시예의 발명재 (4) 및 (12)의 열연강판의 표층에 존재하는 구리(Cu) 원소의 분포도를 나타낸다.
도 2b는 실시예의 발명재 (4) 및 (12)의 열연강판의 표층에 존재하는 니켈(Ni) 원소의 분포도를 나타낸다.
도 3은 실시예의 발명재(4)의 인발 파이프의 열처리 전 및 후의 광학 미세조직을 나타내는 것으로서, (a)는 열처리 전의 인발 파이프의 미세조직을 나타내고, (b)는 열처리 후의 인발 파이프의 미세조직을 나타낸다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
먼저, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내충격성이 우수한 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내충격성이 우수한 열연강판은 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족시킨다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
C: 0.35 ~ 0.55중량%(이하, "%"라고도 칭함)
상기 탄소(C)은 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서 ?칭 열처리후 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.35% 미만에서는 뜨임 열처리후 1800Mpa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면에 0.55% 를 초과하면 과도한 경도를 갖는 마르텐사이트가 형성되어 강판 소재 또는 강관 부품의 균열 발생으로 피로 내구성에 열화를 초래할 수 있다. 따라서, 탄소(C) 함량은 0.35 ~ 0.55%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.7 ~ 1.5%
상기 망간(Mn)은 강의 강도를 높이는데 필수적인 원소로서 강의 ?칭 열처리후 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.7% 미만에서는 뜨임 열처리후 1800Mpa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면에 1.5% 를 초과하면 연주 슬라브 및 열연 강판의 내부 및/또는 외부에 편석대를 형성시킬 수 있고 강관 조관시 높은 빈도의 가공불량을 초래할 수 있다. 또한, 과도한 뜨임 열처리후 강도 증가를 초래하는 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 망간(Mn) 함량은 0.7 ~ 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다
Si: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 규소(Si)는 강도 또는 연성을 향상시키기 위해 첨가하는 원소로서 열연 강판 및 열연산세강판의 표면 스케일성 문제가 없는 범위에서 첨가된다. 그 함량이 0.3% 이상 초과시 실리콘 산화물 생성으로 표면 결함을 발생시켜 산세에 의한 제거가 쉽지 않기 때문에 그 함량은 0.3%(0% 제외)로 제한한다.
P: 0.03% 이하(0% 포함)
상기 인(P)은 오스테나이트 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, 인(P)의 함량은 기능한 낮게 유지하며, 그 상한은 0.03% 로 한정한다. 바람직한 인(P) 함량은 0.02% 이하이다. 본 발명에서는 ?칭시 강의 ?칭 크랙 발생위치에서 P 함량보다는 S 원소의 존재를 확인하였기에 상대적으로 덜 엄격하게 관리하지만, 파이프 인발 제조 과정에서 스케일 제거를 위해 실시되는 파이프 인산염(H3PO4) 처리후 부적정한 산세 처리시 잔존하는 P 원소에 기인하여 강관 내벽에 결함을 유발하는 경우도 있기 때문에 P 원소의 함량은 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.004% 이하(0% 포함)
상기 황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발 할 수 있다. 또한 열처리 강판 또는 강관의 충격인성을 열화시킬 수 있기 때문에 가능한 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서, 본 발명에서 황(S) 함량은 가능한 낮게 유지하며, 그 상한은 0.004%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al: 0.04% 이하(0% 제외)
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 한편, 강 중에 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 박 슬라브 제조 시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.04% 이하(0% 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 크롬(Cr)은 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 ?칭 열처리시소입성을 증대 및 열처리 강도를 향상시키는 원소이다. 0.35% 이상의 탄소(C) 함유 강에 크롬(Cr)이 0.3%를 초과하여 첨가 시에는 강의 과도한 소입성을 유발할 수가 있기 때문에 그 함량은 0.3%이하(0% 제외)로 제한한다.
Mo: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키고 미세 석출물을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 또한 강의 열처리후 강도를 향상시키고 인성을 향상시키는데 효과가 있지만 그 함량이 0.3% 초과시에는 강의 제조 비용을 증가 시킬 수 있기 때문에 그 함량은 0.3% 이하(0% 제외)로 제한한다.
본 발명에서는 Ni과 Cu 중 1종 또는 2종이 함유된다.
Ni: 0.1 ~ 1.0%
상기 니켈(Ni)은 강의 소입성 및 인성을 동시에 증가시키는 원소이다. 한편, 본 발명에서 기본 성분에 니켈(Ni) 함량을 증가시킨 강판 또는 강관의 열처리후에 인장 물성을 평가한 경우에 열처리후 강도가 Ni 함량 증가에 따라 감소되는데 이는 니켈(Ni) 원소가 마르텐사이트 내에 도입된 전위의 이동을 촉진하는 것으로 생각된다. 그 함량이 0.1% 미만에서는 소입성 및 인성을 증가시키는 효과가 불충분하며, 반면에 그 함량이 1.0% 초과하는 경우에 상기 장점에도 불구하고 강판의 제조 원가를 급격하게 증가시키며 또한 강관 제조을 위한 용접성을 열화시킬 수 있다. 또한, Ni 함량 증가는 열처리 부품의 표면에 농화되어 부품 내부로 유입되는 수소의 확산을 억제하거나 및/또는 부식 환경에서 치밀한 부식 생성물(Cu-Ni rich FeOOH)을 형성하여 수소의 침투를 억제하여 응력부식균열 저항성을 증가시키는 유익한 효과가 있다. 따라서, 그 함량은 0.1 ~ 1.0% 범위로 제한한다.
Cu: 0.1 ~ 1.0%
상기 구리(Cu)는 강의 내식성을 증가시키고 열처리후 ?칭(소입) 및 ?칭(소입)-템퍼링 강도를 효과적으로 증가시킬 수 있는 합금원소이다. 그 함량이 0.1% 미만에서는 상기 효과를 확보하기 어려운 반면에 그 함량이 1.0% 초과하는 경우에는 열연강판에 균열을 발생시켜 강판의 제조 실수율을 하락시키거나 또는 열처리 후 강도를 급격하게 증가시켜 균열을 발생시키거나 또는 열처리 후 강도를 급격하게 증가시켜 인성을 하락시킬 수 있다. 따라서, 그 함량은 0.1 ~ 1.0% 범위로 제한한다. 한편, 구리(Cu) 원소 자체는 열연 강판의 표면 균열을 발생시킬 수 있기 때문에 단독으로 사용하는 것 보다는 니켈(Ni) 원소와 함께 사용하는 것이 보다 바람직하다.
Cu+Ni: 0.4%이상
상기 Cu+Ni 합은 강판 및 강관의 발청 저항성을 증가시키고 인성을 증가시키는데 중요하다.
본 발명에서는 0.35% 이상의 탄소(C) 함유 강에 Cu+Ni의 함량 합이 0.4% 미만이 되도록 첨가하는 경우에는 상기 효과를 동시에 확보하는데 어려움이 있기 때문에 Cu+Ni 합을 0.4% 이상으로 한다. 또한, 적정 함량의 탄소(C) 및 망간(Mn) 함유 강에 Cu+Ni 합을 0.4% 이상으로 첨가한 강판 또는 강관 부품의 가열 열처리시에 강판 또는 강관 부품의 표층에 발생하는 탈탄층의 깊이 감소, 충격 인성 개선 및 발청 저항성 등의 유익한 효과를 나타내는 것을 확인하였다. 특히 탈탄층의 깊이 증가는 강관 부품의 피로 내구성능을 열화시키는 요인으로 작용한다. 따라서, Cu+Ni의 함량 합은 0.4% 이상으로 제한한다
N: 0.006%이하(0% 제외)
상기 질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 질소(N) 함량이 0.006%를 초과하면 조대한 AlN 질화물을 형성하여 열처리 강판 또는 강관 부품의 내로 내구성 평가시 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 그 함량은 0.006% 이하(0% 제외)로 제한한다.
또한, 보론(B) 원소가 함께 첨가되는 경우에는 유효 보론(B) 함량을 증가시키기 위하여 가능한 질소(N) 함량은 낮게 제어하는 것이 필요하다.
상기 Mn과 Si는 하기 관계식 1을 만족시켜야 한다.
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
상기 Mn/Si 비율은 강관의 용접부 품질을 결정하는 중요한 파라미터이다. Mn/Si 비가 3 미만으로 되면 상대적으로 Si 함량이 높아 용접부 용융 금속내에 실리콘 산화물을 형성하여 강제적으로 배출시키지 않으면 용접부에 결함을 형성하여 강관 조관 불량을 초래할 수 있기 때문에 Mn/Si 비율을 3 이상으로 제한한다.
상기 C, Mn, Ni과 Cu는 하기 관계식 2를 만족시켜야 한다.
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
상기 (Ni+Cu)/(C+Mn) 비율은 ?칭 또는 ?칭-템퍼링 열처리후 강도를 확보하면서도 만족할 만한 수준의 충격인성 및 수소취화 저항성을 확보하는데 필요한 조건이다. (Ni+Cu)/(C+Mn) 비율이 0.2 미만으로 되면 물 또는 물+오일 또는 오일 ?칭시 ?칭 크랙이 발생하거나 또는 퀸칭후 장시간의 자연시효를 하지 않으면 강관 또는 강관 부품의 수소지연파괴가 발생할 수 있다. 한편, (Ni+Cu)/(C+Mn) 비율이 0.2를 넘는 경우에는 강의 ?칭 시 단시간의 자연시효에도 수소지연파괴가 효과적으로 억제될 수 있는 장점이 있다.
상기 Ni과 Si는 하기 관계식 3을 만족시켜야 한다.
[관계식 3]
(Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
상기 Ni/Si 비율은 강의 ?칭 열처리에 따른 ?칭 강도 또는 ?칭-템퍼링 열처리에 따른 템퍼링 강도에 영향을 주는 중요한 파라미터이다. 본 발명에서는 실리콘(Si) 원소 보다는 니켈(Ni) 원소의 함량을 상대적으로 많이 첨가하는 것을 특징으로 한다. Ni/Si 비율이 1 미만으로 되면 강에 실리콘(Si) 함량이 상대적으로 높아 열연 강판의 강도가 상대적으로 높기 때문에 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 증가하여 예를 들면, 3mm 미만 박물 두께의 열연 강판을 제조하는데 어려움이 있다. 반면에 Ni/Si 비율이 1 이상으로 되면, Ni 함량이 상대적으로 높아 열연 강판의 강도가 상대적으로 낮으며, ?칭 강도 및 ?칭-템퍼링 강도가 상대적으로 낮기 때문에 열연 강판 또는 강관 부품의 인성을 확보하는데 유리한 측면이 있으며 ?칭 또는 ?칭-템퍼링 열처리에 따른 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 조직 상 내부에 잔존하는 잔류 오스테나이트의 분율이 상대적으로 작기 때문에 오스테나이트/소지철 계면에 포집되는 확산성 수소의 임계 함량은 높을 수 있는 반면에, 열처리 강판 또는 강관 부품 내부로 침투하는 수소의 양을 상대적으로 높게 차단할 수 있기 때문에 수소취성 발생에 대한 저항성은 더욱 개선될 것으로 생각된다. 또한, 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트에 잔류 오스테나이트 함량의 증가는 강의 내구성을 감소시키는 한 가지 요인이 될 수 있다. 따라서, Ni/Si 비율은 1 이상으로 제한한다.
본 발명에서는 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성된다.
또한 상기와 같이 조성되는 성분 강에 추가 특성 개선을 위해 다른 합금 원소를 추가적으로 첨가할 수 있다.
본 발명에서는 필요에 따라 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
Ti: 0.04% 이하(0% 제외)
상기 티타늄(Ti)은 열연강판 내에 석출물(TiC, TiCN, TiNbCN) 형성 원소하는 원소로서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 열연강판의 강도를 증가시킨다.
그 함량이 0.04% 초과하는 경우에는 ?칭-템퍼링 열처리 강의 강도를 증가시키고, TiN 계면에 확산성 수소를 포집하는데 효과적일 수 있지만, 열연 강판 내에 미세 석출물이 아닌 조대 정출물 형태로 존재하는 경우에는 인성을 나쁘게 하거나 또는 피로 크랙의 발생 기점으로 작용하여 열처리 강판 또는 강관 부품의 피로 내구성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.04%이하(0% 제외)로 제한한다.
B: 0.005% 이하(0% 제외)
상기 보론(B)은 낮은 함량에도 강의 경화능을 매우 증가시키는 유익한 원소이다. 적정한 함량 첨가되면 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이지만, 과다 함유되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다. 보론(B) 함량이 0.005%를 초과하면 상기 효과가 포화되거나 또는 적절한 강도 및 인성을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서, 그 함량은 0.005% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 열처리강의 강도 및 인성을 동시에 확보하는데 더 효과적이다.
Sb: 0.03% 이하(0% 제외)
상기 안티몬(Sb)은 원소는 고탄소 열연 강판의 표층 탈탄을 억제할 수 있는 유익한 원소이다. 적정한 함량 첨가되면 열연강판의 표층에 농화되어 강판의 표층 탈탄을 억제하는데 효과적이지만, 과다 함유되면 강 슬라브의 냉각과정에서 강의 고온 연성을 감소시켜 슬라브 코너부에 크랙을 발생시켜 슬라브의 표면 품질을 나쁘게 한다. 안티몬(Sb) 함량이 0.03%를 초과하면 상기 탈탄 억제효과가 포화되거나 또는 슬라브 표면 품질을 나쁘게 하여 열연강판의 표면에 결함을 발생시켜 열연 코일의 실수율을 하락시킬 수 있다. 따라서, 그 함량은 0.03% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 표면 탈탄 및 슬라브 또는 열연 강판의 표면 품질을 동시에 확보하는데 더 효과적이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내충격성 및 발청 저항성이 우수한 열연강판은 부피%로 10~30%의 페라이트 및 70~90%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖는다. 상기 페라이트의 분율이 10%미만인 경우에는 퍼얼라이트 함량이 너무 증가하여 강도가 높아지므로 예를 들면, 3mm이하의 두께를 갖는 박물 강판의 제조를 어렵게 할 수 있다. 따라서, 상기 페라이트의 분율은 10%이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 바람직한 페라이트의 분율은 10~30% 이다.
상기 열연강판은 2~7mm의 두께를 가질 수 있다.
상기 열연강판은 600~1000Mpa의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내충격성 및 발청 저항성이 우수한 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내충격성 및 발청 저항성이 우수한 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
[관계식 1]
(Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
[관계식 2]
(Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
[관계식 3]
(Ni/Si)≥ 1 (중량비)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함한다.
강 슬라브의 가열단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열한다.
상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 것은 슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 갖도록 하기 위함으로 슬라브 가열온도가 1150℃미만으로 낮으면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용 및 성분 균일성을 확보할 수 없다.
한편, 슬라브 가열온도가 1300℃를 초과하는 경우에는 탈탄 깊이의 과도한 증가 및 결정립 성장이 발생하기 때문에 열연 강판의 목표 재질 및 표면 품질을 확보하기에 어려움이 있다. 따라서, 슬라브 가열온도는 1150~1300℃ 범위로 제한한다.
열연강판을 얻는 단계
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 열간압연은 Ar3 이상에서 열간마무리 압연하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연이 Ar3 미만의 온도에서 실시되면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트로 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일하게 되어 강판의 직진성을 포함한 통판성이 나빠져 판 파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 높다. 특히, 마무리압연온도가 950℃를 초과하게 되면 스케일 결함 등이 발생하기 때문에 마무리압연온도는 950℃이하로 제한하는 것이 바람직하다.
권취단계
상기와 같이 열간압연을 통해 얻어진 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취한다.
상기 열간압연후 런아웃테이블에서 냉각하고 550~750℃의 온도 범위에서 권취하는 것은 열연 강판의 균일 재질을 확보하기 위함으로 권취온도가 550℃미만으로 너무 낮으면 강판의 폭방향 에지부에 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 변태 상이 도입되어 강판의 강도가 급격하게 높아질 우려가 있으며 폭 방향으로 열연 강도에 편차가 증가하게 된다.
한편, 권취온도가 750℃를 초과하는 경우에는 강판의 표층부에 내부 산화가 조장되는데 열연 산세 이후에 표면에 크랙과 같은 표면 흠 또는 표면 요철이 발생할 수 있다. 또한, 퍼얼라이트의 조대화로 강판의 표면 경도 편차가 유발될 수 있다. 따라서, 열연강판의 냉각 후 권취하는 온도는 550~750℃로 제한한다.
본 발명에서는 상기와 같이 제조된 열연강판을 추가로 산세 처리하여 열연산세강판으로 제조할 수도 있다. 산세처리방법은 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 산세처리 방법이라면 어떠한 방법으로도 가능하므로 특정 방법을 제한하지는 않는다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 내충격성 및 발청 저항성이 우수한 열연강판의 제조방법에 의하면, 부피%로 10%이상의 페라이트 및 90%이하의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 열연강판은 2 ~ 7mm의 두께를 가질 수 있다.
상기 열연강판은 600 ~ 1000Mpa의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관 및 그 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관은 상기한 본 발명의 열연강판을 이용하여 제조되는 것으로, 상기한 본 발명의 열연강판의 합금조성 및 부피%로 10~60%의 페라이트 및 40~ 90%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 갖는다. 바람직하게는, 강관의 미세조직은 부피%로 20~ 60%의 페라이트를 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관의 제조방법은 상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 이용하여 강관을 제조하는 방법이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관의 제조방법은 상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및 상기 강관을 소둔 열처리하는 단계를 포함한다.
강관을 얻는 단계
상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 용접하여 강관을 얻는다.
상기 열연강판 또는 열연산세 강판을 이용하여 예를 들면, 전기저항용접 또는 유도가열용접 등을 통해 조관하여 강관을 얻는다.
강관의 소둔 열처리단계
상기와 같이 조관하여 얻어진 강관을 소둔 열처리한다.
본 발명에서는 소둔 열처리된 강관을 인발하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 강관을 냉간 인발하여 강관의 구경을 축소시킬 수 있다. 상기 인발법으로는 냉간 인발 법을 들 수 있다.
본 발명에서는 상기 열연강판 또는 열연산세 강판을 이용하여 예를 들면, 전기저항용접 또는 유도가열용접을 통해 강관을 조관, 소둔 가열 및 냉간 인발하는 과정을 포함하는 통상의 냉간 성형 방법을 이용하여 소구경 강관을 제조할 수 있다.
상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1 -50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 실시하는 것이 바람직하다. 상기 소둔 열처리는 로냉 및 공냉을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재 및 그 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재는 상기한 본 발명의 강관을 이용하여 제조되는 것으로, 상기한 본 발명의 강관의 합금조성을 갖고, 90%이상의 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 또는 2종과 10%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트의 분율이 90% 미만인 경우에는 목표하는 1400MPa 이상의 항복강도 또는1800MPa 이상의 인장강도를 확보하기 어려운 문제가 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 함량이 10%를 초과하는 경우에는 확산성 수소의 포집을 통한 수소지연파괴 저항성을 증가시킬 수 있지만, 피로 크랙 사이트로 작용하여 피로 내구성을 하락시킬 우려가 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재는 1400MPa 이상의 항복강도 및 1800MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재는 45hr 미만의 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험시 조기절손 또는 비정상 파단 발생이 없는 내충격 및 발청 저항성이 우수한 열처리후 초고강도를 갖는다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 부재의 제조방법은 상기한 본 발명의 강관의 제조방법에 따라 얻은 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계; 및
상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는 단계; 및
상기 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리하는 단계를 포함한다.
부재를 얻는 단계
상기와 같이 인발된 강관을 성형하여 부재를 얻는다.
상기 강관의 성형은 예를 들면, 강관을 고온으로 가열하여 열간성형하는 방법에 의해 실시될 수 있다. 상기 부재의 일례로는 현가 부품을 들 수 있다.
상기 강관의 열간성형은 특정 길이의 강관을 900~980℃의 온도 범위로 가열하고 60~1000초 이내로 등온 유지한 후, 추출하여 금형 등을 이용하여 열간성형하여 부재를 얻는다.
강관을 900~980℃의 온도범위로 가열하는 것은 강관 부품의 미세조직을 오스테나이트화 하고 성분을 균일하게 하기 위함으로 강관의 가열온도가 900℃ 미만인 경우에는 열연 성형 및 ?칭 열처리하는 과정에서 온도 하락이 크고 강관 표면에 페라이트가 형성되어 충분한 열처리후 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 980℃를 초과하는 경우에는 강관의 오스트나이트 결정립의 크기가 증가하거나 또는 강관의 내/외벽에 탈탄이 발생이 하여 최종 부품의 피로 강도가 하락할 수 있다.
더욱이 상기 온도 이상으로 가열하면 최종 부품의 열처리후 목표 강도를 확보하기 어렵다. 따라서, 강관의 가열온도는 900~980℃의 온도범위로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 충분한 열처리 강도를 확보하고 탈탄이 발생하지 않도록 하기 위해서는 60~1000sec 범위의 시간 동안 가열 열처리한다. 가열(유지)시간이 60sec 미만인 경우에는 균일 성분 분포 및 조직을 확보하기 어려우며, 1000sec를 초과하여 가열 및 유지하는 경우에는 결정립 성장이나 탈탄을 방지하는데 어려움이 있다.
따라서, 상기 가열온도에서 유지하는 시간은 60~1000sec 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
부재의 소입처리 단계 또는 소입 및 소려처리하는 단계
상기와 열간성형을 통해 얻은 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리한다.
소입처리 시 가열온도는 900~980℃ 일 수 있다.
상기 소입처리에서는 열간성형된 부재를 예를 들면, 물 또는 오일 냉매에 직접 담궈 수냉 또는 유냉을 행하여 마르텐사이트 상 조직을 형성시키기 위해 200℃ 이하로 냉각할 수 있다.
상기와 열간성형을 통해 얻은 부재를, 물 또는 물+오일 혼합 또는 오일 냉매를 사용하여 소입 열처리를 하는데 이는 열간 성형 부재(부품)의 조직이 마르텐사이트 상을 갖도록 하기 위함으로 열간 성형 부품을 냉매에 담궈 부재(부품)의 온도가 200℃이하가 되도록 ?칭(급속냉각)한다. 이 때, 냉각속도는 예를 들면, Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) ~ Mf (마르텐사이트 변태 종료온도)의 온도 범위 구간에서 10~70℃/sec일 수 있다.
Ms ~ Mf 온도 범위 구간에서 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트 상을 형성하기 어렵고, 냉각속도가 70℃/sec 를 초과하는 경우에는 강관 내/외벽의 급격한 냉각 편차에 의한 과도한 마르텐사이트 상의 형성으로 부재 (부품)의 형상이 변하는 치수 불량 또는 ?칭 크랙과 같은 부품 제조 불량이 발생하기 쉽다. 특히, 이는 1800MPa 이상의 열처리 후 인장 물성을 나타내는 강판 또는 부재(부품)에 현저하게 나타나는데, 상기 부품 제조 불량을 최소화하기 위해서는 Ms~Mf 온도 구간에서 부재의 냉각속도를 10 ~ 70℃/sec 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 부재의 열처리후 인장강도를 효율적으로 확보하기 위해 냉각속도를 20 ~ 60℃/sec 범위로 제한하는 것이 더욱 바람직하다. 한편 상기 냉각속도를 확보하기 위해 물 또는 오일+물 또는 오일의 냉각매체의 온도를 상온에서 고온으로 온도를 증가시켜 이용할 수도 있다.
본 발명에서는 부재를 상기와 같이 소입처리만 할 수 있지만, 상기와 같이 소입처리 후, 인성(toughness)을 부여하기 위하여 소려처리할 수도 있다.
상기 소려처리는 소입처리된 부재(부품)를 150~230℃의 소려온도에서 120~3600초 동안 유지하여 실시될 수 있다.
상기 소려온도가 150℃미만인 경우에는 열처리후 강도는 높지만, 상온 충격인성이 매우 낮고, 소려온도가 230℃를 초과하는 경우에는 부재의 총 연신율 또는 균일 연신율이 급격히 감소하는 템퍼취성 (temper embrittlement)이 발생할 수 있고, 또한, 열처리후 목표 강도을 확보하는데 어려움이 있거나 또는 목표하는 열처리후 강도를 확보하기 위해 충분한 경화능을 확보할 수 있도록 합금원소의 추가가 필요한데, 이는 경제적 관점에서 추천할 만하지 않다. 또한, 목표 강도를 확보하기 어렵다. 따라서, 상기 소려온도는 150~230℃로 한정하는 것이 바람직하다.
충분한 열처리후 강도 및 충격인성을 확보하기 위해서는 150~230℃의 소려온도에서 120~3600sec 동안 유지하는 것이 바람직하다.
상기 유지시간이 120sec 미만인 경우에는 ?칭열처리된 부재의 마르텐사이트 조직 상 내부에 도입된 전위밀도에 큰 변화가 없기 때문에 항복강도가 낮고 인장강도가 매우 높아 충격인성이 불충분하고, 3600sec를 초과하는 경우에는 상대적으로 만족할 만한 충격인성을 확보할 수 있지만 열처리후 강도를 확보하는데 어려움이 있을 수 있다. 따라서, 소려온도에서 유지하는 시간은 120~3600sec 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 부재의 제조방법에 의하면, 45hr 미만의 짧은 자연시효 시간에서도 인장시험시 조기절손 또는 비정상 파단 발생이 없는 내충격 및 발청 저항성이 우수한 열처리후 초고강도를 갖는 부재를 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1 및 표 2와 같이 조성되는 강을 사용하여 하기 표 3의 조건으로 열간 압연을 실시하여 3mm 두께의 열연강판을 제조한 후에 산세처리를 하였다. 열간 압연 전에 제조된 현장 슬라브 또는 랩 제조 잉곳은 1200±20℃ 범위에서 200분 가열하여 균질화처리 하였으며, 후속으로 개별 슬라브 또는 잉곳을 조압연 및 마무리압연을 실시하여 600~700℃ 온도로 권취하여 3mm 두께의 열연 강판을 제조하였다.
하기 표 1 및 표 2에서, 발명강(1~14)는 관계식 (1)~(3)을 만족하고 Cu+Ni 합이 0.4 이상을 만족한다. 비교강(1-7)은 관계식 (1)~(3)중 적어도 하나를 충족시키지 못하고 있다. Ms 온도는, Ms = 539 - 423C - 30.4Mn - 12.1Cr - 17.7Ni - 7.5Mo, 경험식으로 이용하여 산출하였다.
상기와 같이 제조된 열연강판에 대하여, 미세조직, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 페라이트 이외의 미세조직은 퍼얼라이트이다.
상기 열연 강판을 산세하여 일부 소재는 전기저항용접을 이용하여 직경 28mm 강관을 제조하였으며 소둔 열처리 및 냉간 인발을 실시하여 직경 23.5mm 인발 강관을 제조하였다. 이때, 소둔온도는 721℃ 였다. 상기 강관을 하기 표 4의 조건으로 가열-열간성형-소입 열처리 또는 가열-열간성형-소입-소려열처리를 실시하여 부재를 제조하였다.
이때, 소입은 930~950℃ 온도로 가열하고 부재의 온도가 200℃ 이하로 냉각되어 가능한 상온까지 완전히 냉각되도록 200sec 동안 오일 냉매에 담궈 냉각하여 실시하였다.
소입 열처리후 부재의 크랙 발생 여부를 조사하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 크랙 발생 여부는 발생: O, 미발생: X, 미발생: X (자연시효시간후) 등으로 구분하여 나타내었다.
상기와 같이 제조된 부재에 대하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 항복비(YR) 및 충격에너지를 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
또한, 상기와 같이 제조된 부재에 대하여 내식성(발청), 미세조직 및 표층 탈탄깊이를 측정하고, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.
열연강판 및 부재의 기계적 물성 값은 JIS 5 시편을 폭 w/4 지점에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 측정한 값이다.
?칭크랙 및 수소취성 발생의 민감성은 개별 ?칭 열처리를 실시한 시편을 자연시효 시간에 변화를 주면서 인장시험을 실시한 결과 이다.
상온 충격시험 값은 ?칭-템퍼링 열처리한 시편을 ASTM E23 규격을 따르면서 sub-size 두께로 치수 가공하고 시편 양면에 표면 그라이딩(grinding-off)을 하여 탈탄층을 제거한 시편을 대상으로 평가한 값이다.
발청 평가 결과는 개별 강종의 열처리전/후 강관 또는 평판 시편을 대상으로 시편 표면에 물을 분사한 후에 대기에 노출시킨 후에 시편 표면에 녹(rust, 발청)이 생기는 시간을 측정한 값이다. 상기 결과는 강종의 부식 저항성의 정도를 판단할 수 있는 간접적인 증거로 생각할 수 있다
상기 부재의 미세조직은 광학 현미경, 주사전자현미경, 투과전자현미경, EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) 를 포함하는 정량 분석 장비를 이용하여 측정하였다.
탈탄 층의 깊이는 Ferrite 탈탄(complete decarburization, 완전탈탄) 및 전 탈탄(total decarburization) 으로 구분하여 측정한 것이다.
한편, 발명재(4,6,15) 및 비교재(3)에 대하여 45 hr 동안 자연 시효 처리후 인장시험을 실시하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
또한, 발명재(4) 및 (12)의 열연강판에 대하여 표층부 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 원소의 분포를 조사하고, 그 결과를 각각 도 2a 및 도 2b에 나타내었다.
또한, 발명재(4)의 인발 파이프의 열처리 전, 후의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 3에 나타내었다. 도 3에서 (a)는 열처리 전의 인발 파이프의 미세조직을 나타내고, (b)는 열처리 후의 인발 파이프의 미세조직을 나타낸다.
강종 C Si Mn P S S.Al Cr Mo Ti Cu Ni B N
발명강1 0.405 0.247 1.290 0.0150 0.0020 0.033 0.147 0.148 0.038 0.103 0.306 0.0026 0.0040
발명강2 0.405 0.255 1.300 0.0170 0.0022 0.031 0.147 0.147 0.040 0.106 0.870 0.0026 0.0036
발명강3 0.420 0.094 1.330 0.0100 0.0020 0.028 0.200 0.151 0.030 0.300 0.155 0.0021 0.0039
발명강4 0.427 0.093 1.310 0.0095 0.0022 0.0333 0.199 0.149 0.030 0.299 0.310 0.0021 0.0044
발명강5 0.427 0.095 1.000 0.0096 0.0020 0.028 0.197 0.101 0.030 0.095 0.710 0.002 0.0036
발명강6 0.420 0.095 1.000 0.0090 0.0018 0.022 0.198 0.102 0.028 0.096 0.924 0.0018 0.0032
발명강7 0.420 0.091 1.010 0.0100 0.0015 0.033 0.198 0.100 0.030 0.710 0.100 0.0021 0.0035
발명강8 0.425 0.092 1.030 0.0100 0.0017 0.031 0.201 0.104 0.032 0.916 0.098 0.0021 0.0042
발명강9 0.416 0.089 1.010 0.0095 0.0017 0.022 0.198 0.100 0.001 0.105 0.905 0.0019 0.0033
발명강10 0.425 0.092 1.020 0.0090 0.0021 0.033 0.197 0.102 0.031 0.101 0.923 0.0003 0.0044
발명강11 0.423 0.091 1.320 0.0095 0.002 0.033 0.200 0.149 0.030 0.299 0.910 0.0020 0.0037
발명강12 0.412 0.092 1.310 0.0090 0.0026 0.025 0.199 0.150 0.029 0.300 0.903 0.0021 0.0043
발명강13 0.412 0.092 1.000 0.0095 0.0020 0.032 0.196 0.147 0.029 0.293 0.901 0.0021 0.0043
발명강14 0.544 0.093 0.909 0.0090 0.0019 0.026 0.200 0.100 0.030 0.101 0.915 0.0019 0.0036
비교강1 0.402 0.098 1.300 0.0090 0.0022 0.030 0.200 0.148 0.029 0.000 0.000 0.0019 0.0053
비교강2 0.450 0.360 0.809 0.0090 0.0019 0.031 0.195 0.001 0.030 0.300 0.310 0.0019 0.0041
비교강3 0.430 0.632 0.535 0.0110 0.0020 0.030 0.160 0.160 0.030 0.110 0.517 0.0022 0.0042
비교강4 0.412 0.108 1.320 0.0095 0.0020 0.024 0.203 0.149 0.030 0.200 0.100 0.0021 0.0055
비교강5 0.410 0.260 1.340 0.0100 0.0023 0.007 0.15 0.153 0.042 0.110 0.103 0.0026 0.0047
비교강6 0.420 0.095 1.320 0.0090 0.0020 0.025 0.199 0.150 0.029 0.001 0.000 0.0020 0.0034
비교강7 0.438 0.099 1.310 0.0100 0.0020 0.030 0.199 0.149 0.029 0.002 0.001 0.0020 0.0041
강종 관계식 (1) (Mn/Si) 관계식 (2) (Cu+Ni)/(C+Mn) 관계식 (3) (Ni/Si)
발명강1 5.2 0.24 1.24
발명강2 5.1 0.57 3.41
발명강3 14.1 0.26 1.65
발명강4 14.1 0.35 3.33
발명강5 10.5 0.56 7.47
발명강6 10.5 0.72 9.73
발명강7 11.1 0.57 1.10
발명강8 11.2 0.70 1.07
발명강9 11.3 0.71 10.17
발명강10 11.1 0.71 10.03
발명강11 14.5 0.69 10.00
발명강12 14.2 0.70 9.82
발명강13 10.9 0.85 9.79
발명강14 9.8 0.70 9.84
비교강1 13.3 0.00 0.00
비교강2 2.2 0.48 0.86
비교강3 0.8 0.65 0.82
비교강4 12.2 0.17 0.93
비교강5 5.2 0.12 0.40
비교강6 13.9 0.00 0.00
비교강7 13.2 0.00 0.01
강종 시편No 슬라브가열온도(℃) 마무리압연온도(℃) 권취온도(℃) 페라이트 분율(%) YS(MPa) TS
(MPa)		 EL(%)
발명강1 발명재1 1250 880 700 20.3 517 753 19
발명강2 발명재2 1250 880 600 21.2 470 723 18
발명강3 발명재3 1250 880 600 20.7 476 715 21
발명강4 발명재4 1250 880 700 22.2 484 714 21
발명강5 발명재5 1200 880 700 26.1 448 680 23
발명강6 발명재6 1200 880 700 25.9 460 701 22
발명강7 발명재7 1200 880 700 28.1 447 674 23
발명강8 발명재8 1200 880 600 27.9 471 705 22
발명강9 발명재9 1200 880 700 23.1 414 652 24
발명강10 발명재10 1200 880 700 24.9 457 693 22
발명강11 발명재11 1250 880 700 22.5 549 789 19
발명강12 발명재12 1200 880 650 18.6 552 790 20
발명강13 발명재13 1250 880 650 24.2 479 706 21
발명강13 발명재14 1250 880 700 26.3 479 706 21
발명강14 발명재15 1250 880 700 27.5 394 645 23
비교강1 비교재1 1250 880 700 15.1 574 781 19
비교강1 비교재2 1250 880 700 15.1 574 781 19
비교강2 비교재3 1200 880 700 12.9 446 725 22
비교강3 비교재4 1220 880 630 11.3 591 829 17
비교강4 비교재5 1250 880 700 25 547 763 19
비교강5 비교재6 1250 880 700 20.2 561 789 18
비교강6 비교재7 1250 880 700 21.2 413 635 22
비교강7 비교재8 1250 880 700 27.2 420 721 18
강종 시편No. 가열온도(℃) 냉각속도(℃/초) ?칭크랙 소려온도
(℃)
발명강1 발명재 1 930 25 O→X(〉15hr) 200
발명강2 발명재2 930 25 X 200
발명강3 발명재3 930 25 O→X(〉15hr) 200
발명강4 발명재4 930 20 O→X(〉15hr) 200
발명강5 발명재5 930 50 X 220
발명강6 발명재6 950 25 X 220
발명강7 발명재7 930 25 X 200
발명강8 발명재8 900 25 X 220
발명강9 발명재9 930 20 X 220
발명강10 발명재10 930 20 X 200
발명강11 발명재11 930 20 X 200
발명강12 발명재12 930 20 X 200
발명강13 발명재13 900 20 X 200
발명강13 발명재14 950 50 O→X(〉15hr) -
발명강14 발명재15 930 20 X 200
비교강1 비교재1 930 20 O 200
비교강1 비교재2 930 20 O 250
비교강2 비교재3 930 20 O 200
비교강3 비교재4 930 25 O 200
비교강4 비교재5 930 20 O 200
비교강5 비교재6 930 20 O 200
비교강6 비교재7 930 20 O 200
비교강7 비교재8 930 20 O 200
강종 시편No. YS(MPa) TS(MPa) EL(%) YR 충격에너지(J)
발명강1 발명재 1 1491 1923 8.5 0.78 27.4
발명강2 발명재2 1500 1908 8.3 0.79 30.2
발명강3 발명재3 1594 2102 9.5 0.76 30.2
발명강4 발명재4 1514 2072 9.1 0.73 33.2
발명강5 발명재5 1508 1953 9.5 0.77 24.1
발명강6 발명재6 1474 1916 9.1 0.77 28.6
발명강7 발명재7 1481 1901 9.9 0.78 23.0
발명강8 발명재8 1499 1948 9.7 0.77 25.6
발명강9 발명재9 1430 1903 8.9 0.75 24.2
발명강10 발명재10 1446 1876 10.0 0.77 21.4
발명강11 발명재11 1431 2029 9.3 0.71 34.8
발명강12 발명재12 1459 1964 9.5 0.74 -
발명강13 발명재13 1409 1931 9.0 0.73 -
발명강13 발명재14 1267 2159 8.8 0.59 17
발명강14 발명재15 1519 1989 9.0 0.76 21.4
비교강1 비교재1 1568 1984 7.1 0.79 17.5
비교강1 비교재2 1504 1815 7.9 0.83 22.5
비교강2 비교재3 1511 2202 7.3 0.69 17.0
비교강3 비교재4 1488 1941 9.4 0.77 31.8
비교강4 비교재5 1525 1921 8.5 0.79 21.8
비교강5 비교재6 1524 1900 8.7 0.80 27.7
비교강6 비교재7 1590 2134 8.3 0.75 28.8
비교강7 비교재8 1707 2347 2.4 0.73 12.6
강종 시편No. 내식성[발청(hr)] 평균결정립크기(㎛) 잔류오스테나이트 분율(%) 표층탈탄깊이(㎛)
발명강1 발명재 1 5 19.9 2,3 38~188
발명강2 발명재2 7 20.2 3.1 25~125
발명강3 발명재3 3 18.3 2.2 113~200
발명강4 발명재4 4 28.1 2.3 0 ~153
발명강5 발명재5 5 18.1 2.9 70~205
발명강6 발명재6 6 18.8 3.9 75~198
발명강7 발명재7 - 14.9 3.5 98~245
발명강8 발명재8 10 12.5 2.9 62~220
발명강9 발명재9 8 32.2 2.8 102~216
발명강10 발명재10 9 25.3 3.5 100~205
발명강11 발명재11 6 25.5 3.4 0~100
발명강12 발명재12 6 18.8 3.6 -
발명강13 발명재13 5 20.2 3.7 -
발명강13 발명재14 5 20.3 3.8 -
발명강14 발명재15 8 22.7 4.2 91~201
비교강1 비교재1 2.5 19.2 2.5 -
비교강1 비교재2 3 19.5 2.6 -
비교강2 비교재3 - 16.1 6.5 84~206
비교강3 비교재4 4 17.1 6.2 -
비교강4 비교재5 5 - 2.2 -
비교강5 비교재6 2 - - 63~188
비교강6 비교재7 1.5 - - 125~200
비교강7 비교재8 1.5 - - 38 ~ 220
상기 표 1 내지 6에 나타난 바와 같이, 관계식 (1)~(3)을 만족하는 발명강(1-14)을 사용하여 제조된 발명재(1-15)는 ?칭 크랙이 발생하지 않거나 또는 ?칭후 짧은 유지 시간 이후에도 비정상 파단이 없는 정상 파단(인장시험 시 )이 발생함을 알 수 있다. 반면에 관계식 (1)~(3)중 적어도 하나를 충족시키지 못하는 비교강(1-7)을 사용하여 제조된 비교재(1-8)은 ?칭 크랙이 발생하거나 또는 ?칭 열처리후 장시간의 유지 후에만 정상 파단이 발생하였다. 여기서, 비정상 파단은 인장 시험시 응력-변형율 곡선에서 총 연신율 값이 매우 낮은 조기 파단(pre-failure, pre-fracture)을 의미한다.
또한, 발명재(1-15)는 1400~1600Mpa의 항복강도, 1900~2100MPa의 인장강도, 0.7 이상의 항복비, 상대적으로 높은 충격흡수 에너지 및 장시간의 발청 시간을 나타냄을 알 수 있다.
또한, 발명재(1-15)는 비교재(1-8)에 비하여 탈탄층이 상대적으로 얕은 깊이로 발생됨을 알 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명재(4,6,15)는 정상파단을 나타내지만, 비교재(3)은 조기 파단을 나타냄을 알 수 있다. 즉, 비교재(3)은 최대인장응력 값이 나타내기 전에 파단이 일어나며, 연신율 값이 매우 낮다.
또한, 도 2a 및 도 2b에 나타난 바와 같이, 발명재(4) 및(12)의 열연강판의 표층에 구리 및 니켈 함량이 상대적으로 강판 내부보다 높은 농화층이 존재하고, 니켈 원소의 농화가 상대적으로 높음을 알 수 있다.
도 3에 나타난 바와 같이, ?칭-템퍼링 열처리 전의 인발 파이프[도 3(a)]는 페라이트 및 퍼얼라이트 상으로 구성되어 있으며, 반면에 ?칭-템퍼링 열처리 후의 인발 파이프[도 3(b)]는 전형적인 템퍼드 마르텐사이트 상을 가지고 있음을 알 수 있다.

Claims (20)

  1. 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 부피%로 10~30%의 페라이트 및 70 ~ 90%의 퍼얼라이트를 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판.
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
    [관계식 3]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
  2. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 600~1000MPa의 인장강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 내충격성이 우수한 열연강판.
  4. 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
    [관계식 3]
    (Ni/Si)≥ 1 (중량비)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서, 상기 열연 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 추가로 포함하는 내충격성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  7. 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 부피%로 10~60%의 페라이트 및 40~90%의 퍼얼라이트를 포함하는 강관.
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
    [관계식 3]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
  8. 제7항에 있어서, 상기 강관은 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 강관.
  9. 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
    [관계식 3]
    (Ni/Si) ≥1 (중량비)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및
    상기 강관을 소둔 열처리하는 단계를 포함하는 강관의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 강관의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 소둔 열처리 단계 후에 인발하는 단계를 추가로 포함하는 강관의 제조방법.
  12. 제9항 또는 제11항에 있어서, 상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1-50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 실시되는 것임을 특징으로 하는 강관의 제조방법.
  13. 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하고, 미세조직은 90%이상의 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 또는 2종과 10%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 부재.
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
    [관계식 3]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
  14. 제13항에 있어서, 상기 부재는 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 부재.
  15. 제13항에 있어서, 상기 부재는 1400MPa 이상의 항복강도 및 1800MPa 이상의 인장강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 부재
  16. 중량%로, C: 0.35 ~ 0.55%, Mn: 0.7 ~ 1.5%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하(0% 제외), Mo: 0.3% 이하(0% 제외), Ni: 0.1~1.0%과 Cu: 0.1~1.0% 중 1종 또는 2종, Cu+Ni: 0.4%이상, N: 0.006%이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 합금원소가 하기 관계식 1~3을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 단계;
    [관계식 1]
    (Mn/Si) ≥ 3 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni+Cu)/(C+Mn)≥0.2 (중량비)
    [관계식 3]
    (Ni/Si) ≥ 1 (중량비)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계;
    상기 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계;
    상기와 같이 인발된 강관을 열간성형하여 부재를 얻는 단계; 및
    상기 부재를 소입처리하거나 소입 및 소려처리하는 단계를 포함하는 부재의 제조방법.
  17. 제16항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Ti: 0.04% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외) 및 Sb: 0.03% 이하(0% 제외)로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 부재의 제조방법.
  18. 제16항에 있어서, 상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1-50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 실시되는 것임을 특징으로 하는 부재의 제조방법.
  19. 제16항에 있어서, 상기 소입처리 시 냉각속도가 10~70℃/sec인 것을 특징으로 하는 부재의 제조방법.
  20. 제16항에 있어서, 상기 소려처리는 150~230℃의 소려온도에서 120~3600초 동안 유지하여 실시되는 것을 특징으로 하는 부재의 제조방법.
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