WO2018117466A1 - 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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나현택
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Definitions

  • the present invention relates to steel used in chassis parts of automobiles and the like, and more particularly, to a hot rolled steel sheet for an electric resistance steel pipe having excellent weldability during electric resistance welding, and a manufacturing method thereof.
  • parts such as CTBA (Coupled Torsion Beam Axle) among chassis parts are used by forming hollow pipes to secure rigidity and light weight at the same time.
  • CTBA Coupled Torsion Beam Axle
  • the material used as the pipe member generally manufactures the pipe through electric resistance welding, so the roll forming property of the material at the time of piping and the cold formability after the pipe is very important because of electrical resistance weldability. Therefore, as a physical property of such a material, it is very important to secure the integrity of the welded portion during electric resistance welding. This is because most of the fractures in the weld zone or the heat affected zone are concentrated compared to the base material due to deformation during forming of the electric resistance welded steel pipe (electric resistance welded steel pipe).
  • the yield ratio of the material is as low as possible. If the material is a high-strength steel, the yield strength is high and the yield ratio is high, thereby increasing the spring back during roll forming to secure roundness. There is a problem that becomes difficult.
  • a steel having excellent elongation while having a resistive ratio is basically required.
  • a resistance-ratio-type hot-rolled steel sheet which is called a dual phase steel (DP steel)
  • DP steel dual phase steel
  • Conventional resistance-ratio-type hot-rolled steel sheet is usually a ferritic-martensitic ideal composite steel, exhibiting continuous yield behavior and low yield strength characteristics by an operating potential introduced during martensite transformation, and having excellent elongation.
  • it was controlled by a component system containing a large amount of Si in steel for the purpose of stably securing the ferrite fraction during cooling after hot rolling.
  • a large amount of oxides of Si are formed in the molten portion, which causes a defect called a penetrator in the welded portion.
  • martensite is rapidly cooled to below the martensite transformation start temperature (Ms) to obtain martensite.
  • Ms martensite transformation start temperature
  • the residual phase consists only of pure martensite, there is a problem in that the strength decreases due to heat during welding.
  • the hardness drop ( ⁇ Hv) of the weld heat affected zone occurs in excess of 30.
  • the quenching temperature is lower than the bainite transformation start temperature (Bs) to obtain a pure bainite phase.
  • Bs bainite transformation start temperature
  • the strength of the welding heat affected zone (HAZ) formed during electrical resistance welding is less than that of the base material strength, excellent weldability without cracks in the weld zone, weld heat affected zone even when the pipe after pipe piping expansion It is to provide a hot-rolled steel sheet for an electric rod steel pipe and a manufacturing method thereof.
  • M is a martensite phase
  • B is a bainite phase
  • SSG M + B is a hard phase in which B and M phases are mixed in a single grain, where the M phase exists around the grain boundary and the B phase exists in the central region.
  • Organization, and each phase represents an area fraction (%).
  • the step of reheating the steel slab that satisfies the above-described alloy composition and relationship 1 in the temperature range of 1180 ⁇ 1300 °C Manufacturing a hot rolled steel sheet by finishing hot rolling of the reheated steel slab at a temperature of Ar 3 or higher; First cooling the hot rolled steel sheet at a cooling rate of 20 ° C./s or more to a temperature range of 550 ° C.
  • Another aspect of the present invention provides an electric resistance steel pipe excellent in expandability produced by welding the above-mentioned hot rolled steel sheet.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in weldability, not only can weld defects be suppressed during electrical resistance welding of the hot-rolled steel sheet, but also the effect of minimizing the hardness reduction of the weld heat affected zone can be obtained.
  • Figure 1 is a photograph (a) of observing the shape of the SSG M + B tissue according to an embodiment of the present invention using an EPMA (Electro Probe X-ray Micro Analyzer), and the measurement of the alloying element content of each section of the tissue The result (b) is shown.
  • EPMA Electro Probe X-ray Micro Analyzer
  • the inventors of the present invention control the yield ratio to be less than 0.8, which facilitates roll forming molding for the tube, and has excellent electrical resistance weldability, and less strength drop in the weld heat affected zone.
  • 0.8 the yield ratio
  • Hot-rolled steel sheet for an electric welded steel pipe excellent in weldability by weight, carbon (C): 0.05 ⁇ 0.14%, silicon (Si): 0.1 ⁇ 1.0%, manganese (Mn): 0.8 ⁇ 1.8%, Phosphorus (P): 0.001-0.02%, sulfur (S): 0.001-0.01%, aluminum (Al): 0.1-0.3%, chromium (Cr): 0.3-1.0%, titanium (Ti): 0.01-0.05%, Niobium (Nb): 0.025% or less, vanadium (V): 0.035% or less, and nitrogen (N): It is preferable to contain 0.001-0.01%.
  • Phosphorus (P) is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.02%, it degrades the ductility due to micro segregation and the impact property of steel.
  • Phosphorus (P) is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.02%, it degrades the ductility due to micro segregation and the impact property of steel.
  • a large amount of time is required during steelmaking operation, and thus there is a problem in that productivity is greatly reduced.
  • Chromium (Cr) solidifies the steel and, like Mn, retards the transformation of ferrite phase upon cooling, which serves to favor the formation of martensite.
  • the content of Nb exceeds 0.025%, it is not preferable because the yield ratio of the steel is greatly increased, making roll forming difficult during the tubing. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Nb to 0.025% or less, and 0% is excluded.
  • V 0.035% or less (except 0%)
  • Vanadium (V) is an element that serves to increase the strength by forming a carbonitride-like precipitate, in particular, precipitates that are finely precipitated during the phase transformation during the cooling process after hot rolling greatly improve the strength of the steel.
  • Nitrogen (N) is a representative solid solution strengthening element together with C and forms coarse precipitates with Ti, Al and the like.
  • the solid solution strengthening effect of N is better than C, but as the amount of N increases in steel, there is a problem that the toughness is greatly reduced, so in the present invention, it is preferable to limit the upper limit of the N to 0.01%.
  • the upper limit of the N it is preferable to limit the upper limit of the N to 0.01%.
  • N in order to manufacture such a content of N less than 0.001% takes a lot of time in the steelmaking industry productivity is reduced.
  • manganese (Mn) and silicon (Si) controlled by the above-mentioned contents satisfy the following relational formula (1).
  • the microstructure contains a mixture of martensite and bainite phase with a ferrite phase as a known structure.
  • the present invention preferably further includes a hard phase in which bainite and martensite are present in addition to the bainite and martensite phases.
  • a martensite phase exists around the grain boundary and a bainite phase exists in the central region, and in the present invention, the tissue phase is defined as SSG M + B. .
  • the present invention forms a phase (SSG M + B ) in which the martensite phase and the bainite phase are mixed, thereby minimizing the hardness drop of the weld heat-affected portion during electric resistance welding, thereby making it excellent in the stiffness of the manufactured steel pipe. It is effective.
  • the fraction between the SSG M + B and the bainite and martensite phases satisfy the following relational formula (2).
  • M is the martensite phase
  • B is the bainite phase
  • SSG M + B is a hard phase in which the B and M phases are mixed in a single grain (former austenite).
  • Area refers to the organization where phase B exists, and each phase represents the area fraction (%).
  • the fractional relationship between the hard phases represented by the above Equation 2 is less than 0.6, the fraction of the phase (SSG M + B ) in which the bainite phase and martensite phase are mixed in the crystal grains decreases, so that the hardness of the weld heat affected zone formed during electric resistance welding is reduced.
  • the problem that causes the decline to increase have.
  • the Vickers hardness difference ( ⁇ Hv) between the heat affected zone and the base material can be obtained at 30 or less.
  • the reheating temperature is less than 1180 ° C., there is a lack of aging of the slab, thus making it difficult to secure a temperature during subsequent hot rolling, and it is difficult to eliminate segregation generated during playing.
  • the precipitate precipitated during playing is not sufficiently reusable, so it is difficult to obtain a precipitation strengthening effect in the process after hot rolling.
  • the temperature exceeds 1300 ° C., the strength decreases due to abnormal grain growth of the austenite grains, and there is a problem in that tissue nonuniformity is encouraged.
  • the temperature during the finish hot rolling is less than Ar3, rolling is performed after the ferrite transformation, and thus it is difficult to secure the target structure and physical properties.
  • the temperature is over 1000 ° C., the finish rolling is performed to increase the scale defect on the surface. There is a problem.
  • Comparative Examples 1 to 8 are cases where the alloy composition is outside the present invention.

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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시부품 등에 사용되는 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 전기저항 용접시 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차의 샤시 부품 등에 사용되는 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 전기저항 용접시 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업계는 지구 환경보전을 위한 연비 규제와 탑승자의 충돌 안정성의 확보를 위하여, 상대적으로 저 원가로 연비와 충돌 안전성을 동시에 확보 가능한 고강도 강재의 채용을 늘려가고 있다. 이러한 경량화에 대한 움직임은 차체뿐만 아니라 샤시 부품에도 동일하게 이뤄지고 있다.
일반적으로 차체용 강재에 요구 물성으로는 강도와 성형을 위한 연신율, 그리고 조립을 위해서 필요한 점용접성(spot weldability) 등이 있다.
한편, 샤시 부품용 강재는 부품의 특성상 강도와 성형을 위해서 필요한 연신율 이외에도, 부품 조립 시 적용되는 아크 용접성과 부품의 내구 품질을 확보하기 위한 피로특성이 요구된다.
특히 샤시 부품 중 CTBA (Coupled Torsion Beam Axle)와 같은 부품에서는 강성과 경량화를 동시에 확보하기 위해 중공형 파이프를 성형하여 사용하고 있으며, 추가적인 경량화를 위하여 소재의 고강도화 또한 이뤄지고 있다.
이와 같이, 파이프 부재로 사용되는 소재는 일반적으로 전기저항용접을 통해서 파이프를 제조하기 때문에 전기저항 용접성과 함께 조관 시 소재의 롤 포밍성, 그리고 파이프로 조관 후의 냉간 성형성이 매우 중요하다. 따라서, 이러한 소재가 가져야 할 물성으로는 전기저항 용접 시 용접부의 건전성의 확보가 매우 중요하다. 그 이유는 전봉강관(전기저항 용접강관)의 성형 시 변형에 의해 용접부나 용접 열영향부에서 대부분의 파단이 모재에 비해 집중되기 때문이다.
소재의 조관 시 롤 포밍성을 좋게 하기 위해서는 소재의 항복비가 가능한 낮은 것이 유리한데, 상기 소재가 고강도 강재인 경우 항복강도가 높아 항복비가 높아지면 롤 포밍 시 스프링 백(spring back)이 심해져 진원도를 확보하기 어려워지는 문제가 있다.
그리고, 최종적으로 파이프를 이용하여 냉간 성형을 하기 위해서는 소재의 연신율 확보도 필요한데, 이를 만족하기 위해서는 저항복비를 갖으면서 연신율이 우수한 강재가 기본적으로 필요하다. 이러한 특성을 만족시킬 수 있는 소재로는 이상조직(dual phase) 강(DP 강)으로 불려지는 저항복비형 열연강판이 대표적이다.
종래의 저항복비형 열연강판은 통상 페라이트-마르텐사이트의 이상 복합조직강으로, 마르텐사이트 변태 시 도입되는 가동 전위에 의해 연속항복 거동과 낮은 항복강도 특성이 발휘되며, 연신율이 우수한 특성을 갖는다. 이러한 물성을 확보하기 위하여 종래에는 열간압연 후 냉각 시에 페라이트 분율을 안정적으로 확보할 목적으로 강 중 Si을 다량 함유하는 성분계로 제어하였다. 하지만, 전기저항용접방법으로 파이프를 제조할 경우 Si의 산화물이 용융부에 다량 형성하여 용접부에 페너트레이터(penetrator)라고 불려지는 결함을 유발하는 문제가 발생하게 된다. 그리고, 페라이트 변태 후 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하로 급냉하여 마르텐사이트를 얻게 되는데, 이때 잔여 상(phase)이 순수 마르텐사이트로만 구성되면 용접 시 열에 의한 강도 하락이 커지는 문제가 있다. 특히, 용접 열영향부의 경도 하락(△Hv)이 30을 초과하여 발생하게 된다.
한편으로는 위와 같은 경도 하락 현상을 줄이기 위하여 페라이트 변태를 시킨 후에 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 이하로 급냉하여 순수 베이나이트 상을 얻게 되면 경도 하락은 줄일 수 있지만, 항복강도의 상승과 연신율이 떨어지는 문제가 있다.
본 발명의 일 측면은, 전기저항 용접시 형성된 용접 열영향부(HAZ)의 강도가 모재 강도 대비 그 하락이 적어, 파이프 조관 후 확관시에도 용접부, 용접 열영향부에서 크랙 발생이 없는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.02%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하, 바나듐(V): 0.035% 이하, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si은 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트 및 베이나이트 상을 혼합하여 포함하며, 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판을 제공한다.
[관계식 1]
4 < Mn/Si < 12
(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
[관계식 2]
SSGM+B / (M+B+SSGM+B) ≥ 0.6
(여기서, M은 마르텐사이트 상, B는 베이나이트 상을 의미하며, SSGM+B 는 single grain 내 B와 M 상이 혼재하는 경질상으로, 입계 주변으로 M 상이 존재하고 중심영역에는 B 상이 존재하는 조직을 의미한다. 그리고, 각각의 상은 면적분율(%)을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 하기 관계식 3을 만족하는 범위 내에서 0.05~2.0℃/s의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 상기 2차 냉각 후 상온~400℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 3]
│t-ta│ ≤ 2
(상기 ta = 252 + (109[C]) + (10.2[Mn]) + (22.81[Cr]) - (3.46[Si]) - (5.41[Al]) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2) 이고, 여기서 t는 2차 냉각(극서냉대) 유지시간(초), ta은 최적 상 분율 확보를 위한 2차 냉각(극서냉대) 유지시간(초), Temp는 2차 냉각(극서냉대) 중간온도로서 2차 냉각 개시 지점과 종료지점 사이 중간 지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 확관성이 우수한 전봉강관을 제공한다.
본 발명에 의하면, 용접성이 우수한 고강도 열연강판을 제공할 수 있으며, 상기 열연강판의 전기저항용접시 용접부 결함이 억제될 뿐만 아니라, 용접 열영향부의 경도 감소가 최소화되는 효과를 얻을 수 있다.
또한, 용접 후 파이프 조관 및 확관시 용접부, 용접 열영향부 등에서 크랙 발생이 없으면서, 냉간 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
도 1은 EPMA(Electro Probe X-ray Micro Analyzer)를 이용하여 본 발명의 일 실시예에 따른 SSGM+B 조직의 형상을 관찰한 사진(a)과, 위 조직의 구간별 합금원소 함량의 측정 결과(b)를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 항복비가 0.8 미만으로 제어되어 조관을 위한 롤 포밍 성형이 용이하고, 전기 저항 용접성이 우수할 뿐만 아니라 용접 열영향부의 강도 하락이 적어서 조관 후 확관 가공 시에 용접부나 열영향부에서 파단이 일어나지 않는 냉간 성형성이 우수한 590MPa급 열연강판을 제조하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 강재의 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써, 상술한 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성함으로써, 고강도를 갖으면서 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.02%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하, 바나듐(V): 0.035% 이하, 질소(N): 0.001~0.01%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 열연강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%이다.
C: 0.05~0.14%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로서, 그 첨가량이 증가하면 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트로 구성되는 복합조직강에서 베이나이트, 마르텐사이트와 같은 저온 변태상의 분율이 증가하여 인장강도가 향상된다.
본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 열간압연 이후 냉각 중 저온 변태상의 형성이 용이하지 못하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 함량이 0.14%를 초과하면 강도가 과도하게 상승하고, 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.05~0.14%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.07~0.13%로 포함하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~1.0%
실리콘(Si)은 용강을 탈산 시키고 고용강화 효과가 있으며, 페라이트 안정화 원소로서 열간압연 후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있다. 그러므로, 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 복합조직강의 기지를 구성하는 페라이트 분율 증대에 효과적인 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.1% 미만이면 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 형성하기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하면 열간압연 시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 전기저항 용접성도 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.15~0.80%로 포함하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.8~1.8%
망간(Mn)은 상기 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열간압연 후 냉각 중 베이나이트 또는 마르텐사이트 상의 형성을 용이하게 한다.
하지만, 그 함량이 0.8% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 과도하게 페라이트 변태를 지연하여 페라이트 상의 적정분율을 확보하는데에 어려움이 있고, 연주공정에서 슬라브 주조 시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종 제품의 전기저항 용접성을 해치는 문제점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.8~1.8%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.0~1.75%로 포함하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.02%
인(P)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.02%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 연성 저하 및 강의 충격특성을 열위하게 한다. 다만, 상기 P의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 크게 떨어지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.001~0.02%로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 다만, 상기 S의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.1~0.3%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서 열간압연 후 냉각 중 페라이트 상의 형성에 유효한 원소이다.
이러한 Al의 함량이 0.1% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하여 고강도 강재의 연성확보가 어려워지고, 0.3%를 초과하면 연속주조 시 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며 열연 후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.1~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.3~1.0%
크롬(Cr)은 강을 고용강화시키며 Mn과 마찬가지로 냉각 시 페라이트 상 변태를 지연시켜 마르텐사이트의 형성을 유리하게 하는 역할을 한다.
이러한 Mn의 함량이 0.3% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 필요 이상으로 베이나이트 또는 마르텐사이트 상과 같은 저온 변태상의 분율을 증가시켜 연신율이 급격히 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.3~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.01~0.05%
티타늄(Ti)은 연주시 질소(N)와 결합하여 조대한 석출물을 형성하고 열연을 위한 재가열시에 일부는 재고용되지 않고 소재 중에 남게 되는데, 상기 재고용되지 않은 석출물은 용접 시에도 융점이 높아 재고용되지 않으므로 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제하는 역할을 하게 된다. 또한, 재가열시 재고용된 Ti은 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출되어 강의 강도를 크게 향상시키는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Ti을 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 미세 석출된 석출물에 의해 강의 항복비가 높아져 조관시의 롤 포밍을 어렵게 하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.01~0.05%로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.025% 이하(0%는 제외)
니오븀(Nb)은 탄질화물 형태의 석출물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소로서, 특히 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출된 석출물은 강의 강도를 크게 향상시킨다.
이러한 Nb의 함량이 0.025%를 초과할 경우, 강의 항복비를 크게 높여 조관시의 롤 포밍을 어렵게 함으로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.025% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
V: 0.035% 이하(0%는 제외)
바나듐(V)은 탄질화물 형태의 석출물을 형성하여 강도를 올리는 역할을 하는 원소로서, 특히 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출된 석출물은 강의 강도를 크게 향상시킨다.
이러한 V의 함량이 0.035%를 초과할 경우 강의 항복비를 크게 높여 조관시의 롤 포밍을 어렵게 함으로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.035% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 상기 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다.
일반적으로 N의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가 될수록 인성이 크게 저하되는 문제점이 있으므로, 본 발명에서는 상기 N의 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 이러한 N의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.
그러므로, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상술한 함량으로 제어되는 망간(Mn)과 실리콘(Si)은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
4 < Mn/Si < 12
(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
상기 관계식 1의 값이 4 이하 또는 12 이상이면 전봉강관으로 제조시 용접부에서 페너트레이터(penetrator) 결함 발생률이 증가하게 되므로 바람직하지 못하다. 이는, 전봉강관의 제조시 용융부에 발생하는 산화물의 융점이 높아져 압착 배출하는 과정에서 용접부 내에 잔존하는 확률이 증가하기 때문이다.
따라서, 본 발명에서는 상술한 함량 범위를 만족하는 동시에, 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연강판은 미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트 및 베이나이트 상을 혼합하여 포함하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 페라이트 상은 면적분율로 60~85%로 포함하는 것이 바람직하다. 만일 상기 페라이트 상의 분율이 60% 미만이면 강의 연신율이 급격히 하락할 수 있으며, 반면 85%를 초과하게 되면 상대적으로 저온조직 상(베이나이트, 마르텐사이트)의 분율이 감소하여 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다.
그리고, 본 발명은 베이나이트, 마르텐사이트 각각의 상 이외에 베이나이트와 마르텐사이트가 혼재하여 존재하는 경질상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 도 1의 (a)에 나타낸 것과 같이, 입계 주변에는 마르텐사이트 상이 존재하고, 중심영역에는 베이나이트 상이 존재하는 조직 상으로서, 본 발명에서는 이 조직 상에 대해서 SSGM+B로 정의한다.
상기와 같이 본 발명은 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재하는 상(SSGM+B)을 형성함으로써, 전기저항용접시 용접 열영향부의 경도 하락을 최소화함으로써, 제조된 전봉강관의 확관성을 우수하게 하는 효과가 있다.
다만, 본 발명은 상기 SSGM+B과 베이나이트 및 마르텐사이트 상 간의 분율이 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
SSGM+B / (M+B+SSGM+B) ≥ 0.6
(여기서, M은 마르텐사이트 상, B는 베이나이트 상을 의미하며, SSGM+B 는 single grain (구 오스테나이트) 내 B 상과 M 상이 혼재하는 경질상으로, 입계 주변으로 M 상이 존재하고 중심영역에는 B 상이 존재하는 조직을 의미한다. 그리고, 각각의 상은 면적분율(%)을 의미한다.)
상기 관계식 2로 표현되는 경질상들 간의 분율 관계가 0.6 미만이면 결정립 내에 베이나이트 상과 마르텐사이트 상이 혼재하는 상(SSGM +B)의 분율이 감소하여 전기저항용접시 형성되는 용접 열영향부의 경도 하락폭이 증가하게 되는 문제가 있다.
상술한 바와 같이, 합금조성, 관계식 1 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 열연강판은 590MPa 이상의 인장강도를 갖고, 항복비(YR = YS/TS)가 0.8 이하이면서, 전기저항용접시 형성된 용접 열영향부와 모재간의 비커스 경도 차이(△Hv)를 30 이하로 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 1차 냉각 - 2차 냉각 - 3차 냉각 - 권취] 공정을 거쳐 목표로 하는 열연강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[재가열 단계]
먼저, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1180~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 온도가 1180℃ 미만이면 슬라브의 숙열이 부족하여 후속하는 열간압연시 온도 확보에 어려움이 있고, 연주시 발생된 편석을 해소하기 어렵다. 또한, 연주시 석출된 석출물이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출강화 효과를 얻기 어렵다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하되고, 조직 불균일이 조장되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 재가열시 1180~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
[열간압연 단계]
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 마무리 열간압연은 Ar3(페라이트 상 변태 개시온도) 이상인 것이 바람직하다.
만일, 상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3 미만이면 페라이트 변태 후 압연이 이루어져 목표로 하는 조직과 물성을 확보하기 어려우며, 반면 그 온도가 1000℃를 초과하여 마무리 압연을 행하게 되면 표면에 스케일성 결함이 증가하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연시 Ar3~1000℃를 만족하는 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
[1차 냉각단계]
상기에 따라 열간압연하여 얻은 열연강판을 냉각하는 것이 바람직하며, 이때 냉각은 단계적으로 실시하는 것이 바람직하다.
먼저, 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각이 종료되는 온도가 550℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 750℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 물성을 확보할 수 없게 된다.
또한, 상기 온도범위까지 냉각시 20℃/s 미만의 냉각속도로 냉각할 경우, 냉각 중에 페라이트와 펄라이트 상 변태가 발생하여 원하는 수준으로 경질상을 확보할 수 없게 된다. 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
[2차 냉각단계]
상기 1차 냉각이 완료된 열연강판을 극서냉대에서 특정 조건으로 2차 냉각(극서냉)하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 하기 관계식 3을 만족하는 범위 내에서 0.05~2.0℃/s의 냉각속도로 극서냉하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
│t-ta│ ≤ 2
(상기 ta = 252 + (109[C]) + (10.2[Mn]) + (22.81[Cr]) - (3.46[Si]) - (5.41[Al]) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2) 이고, 여기서 t는 2차 냉각(극서냉대) 유지시간(초), ta은 최적 상 분율 확보를 위한 2차 냉각(극서냉대) 유지시간(초), Temp는 2차 냉각(극서냉대) 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간 지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
상기 관계식 3은 본 발명에서 제안하는 미세조직, 구체적으로 앞서 언급한 관계식 2를 만족하는 미세조직을 얻기 위한 것으로서, 특별히 극서냉대에서의 중간온도(Temp)와 극서냉대에서의 유지시간을 최적화함으로써 베이나이트 상(B), 마르텐사이트 상(M) 및 하나의 결정립 내에 베이나이트와 마르텐사이트가 혼재하는 상(SSGM +B)의 분율비가 관계식 2를 만족하도록 확보하는 것이 가능하다.
상기 2차 냉각시 관계식 3의 조건을 벗어나게 되면, 하나의 결정립 내에 베이나이트와 마르텐사이트가 혼재하는 상(SSGM +B)의 분율이 현저히 줄어들게 되고, 베이나이트 상(B) 또는 마르텐사이트 상(M)으로만 구성된 상 분율이 증가하게 된다. 이와 같이, 기지조직인 페라이트 상을 제외한 제 2상이 베이나이트 상(B)으로만 형성될 경우 항복비가 증가하는 문제가 발생하고, 또한 마르텐사이트 상(M)으로만 구성될 경우 항복비는 낮아져서 조관 시 롤 포밍 성형에는 유리하지만 전기저항용접시에 열영향부의 경도 하락이 커지는 문제가 발생한다.
도 1에 나타낸 것과 같이, 오스테나이트로부터 페라이트 상 변태가 1차 냉각 또는 극서냉대 유지시간(2차 냉각) 중에 발생할 때 잔여 오스테나이트로 탄소의 확산이 일어나지만, 상기 극서냉대의 중간온도와 유지시간을 제어함으로써 페라이트와 인접한 부분의 탄소 농도만이 급격히 상승하게 된다. 그 상태에서 후단 냉각을 개시하게 되면 탄소 농도의 차이에 의해서 일부는 베이나이트로 일부는 마르텐사이트로 변태하게 되어 관계식 2를 만족하게 된다.
하지만, 2차 냉각시 상기 관계식 3을 만족하지 못하게 되면 탄소의 농도가 균일해져 베이나이트 상(B) 또는 마르텐사이트 상(M)의 형태로 변태하게 되므로 바람직하지 못하다.
또한, 상기 급냉대에서 2차 냉각시 냉각속도가 2.0℃/s를 초과하게 되면 베이나이트 상(B)의 분율이 증가하여 의도하는 미세조직을 형성할 수 없게 된다. 반면 급냉대에서 보온 또는 가열 형태의 온도 제어를 통해 냉각속도를 0.05℃/s 미만으로 구현함에 어려움이 있으므로, 상기 냉각속도를 0.05℃/s 이상, 2.0℃/s 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
[3차 냉각단계]
상기 극서냉대에서의 2차 냉각을 완료한 후, 상온~400℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도 3차 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 여기서, 상온은 15~35℃ 정도의 범위를 의미한다.
상기 3차 냉각이 종료되는 온도가 400℃를 초과하게 되면 Ms(마르텐사이트 변태 온도) 이상이므로 잔여 미변태상의 대부분이 베이나이트 상으로 변태하여 본 발명의 관계식 2를 만족하는 미세조직을 얻을 수 없게 된다.
또한, 상기 3차 냉각시 냉각속도가 20℃/s 미만이면 베이나이트 상(B)이 과다하게 형성되어 본 발명에서 목표로 하는 물성 및 미세조직을 얻을 수 없게 된다. 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
[권취 단계]
상기에 따라 3차 냉각까지 완료된 열연강판을 그 온도에서 권취하는 공정을 행하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명은 권취된 열연강판에 대해 상온~200℃의 온도범위로 자연냉각한 후 산세 처리하여 표층부 스케일을 제거한 다음, 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이때, 산세 처리 전 강판 온도가 200℃를 초과하게 되면 열연강판 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지는 문제가 있다.
본 발명은 상기에 따라 제조된 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 전봉강관을 제공하며, 상기 전봉강관은 확관성이 우수한 효과가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 각각의 강 슬라브를 1250℃로 가열한 다음, 860±20℃의 범위에서 마무리 열간압연하여 두께 3mmt의 열연강판을 제조하였다. 이후, 80℃/s의 냉각속도로 550~750℃까지 1차 냉각(표 2에 냉각종료온도 표기)한 다음, 하기 표 2에 나타낸 극서냉대 중간온도와 유지시간으로 제어 냉각(2차 냉각)을 행한 후, 60℃/s의 냉각속도로 상온까지 3차 냉각을 실시한 다음, 권취하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 열연강판에 대해서 JIS5호 시편을 준비하여 10mm/min의 변형속도로 상온에서 인장시험을 실시하였다.
또한, 각 열연강판의 미세조직은 3000배 SEM 사진 촬영 후 각 상의 (페라이트(F), 마르텐사이트(M), 베이나이트 (B)) 면적분율을 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 측정하였다. 조직 상 중 SSGM+B은 SEM 상에서 관찰된 2상(베이나이트와 마르텐사이트 상)에 대하여 EPMA의 라인 스캐닝(line scanning) 기법을 이용하여 C와 Mn의 분포를 측정하여 구분하였으며, 위와 동일하게 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 면적분율(area%)을 산출하였다.
그리고, 권취된 열연코일은 슬리팅한 후 전기저항용접법으로 직경 90mm의 파이프로 조관하였다. 이때, 조관은 140~200Kw의 입열량, 20~30m/min의 라인 스피드, 0.8~1.2의 업셋(upset)량으로 실시하였다.
상기 조관 후 제조된 파이프의 용접부의 연화거동을 비커스 경도 측정기를 이용하여 하중 2.941N(300g)로 0.1mm 간격의 경도 분포를 측정하여 산출하였다.
상기에서 측정한 각각의 결과들은 하기 표 3에 나타내었다.
강종 합금성중 (중량%) 관계식1
C Si Mn P S Cr Ti Nb V Al N
발명강1 0.09 0.25 1.42 0.02 0.003 0.5 0.01 0.01 0.01 0.12 0.004 5.7
발명강2 0.11 0.25 1.03 0.02 0.003 0.7 0.01 0.01 0.01 0.10 0.004 4.1
발명강3 0.13 0.25 1.51 0.01 0.003 0.3 0.01 0.01 0.01 0.10 0.003 6.0
발명강4 0.09 0.15 1.13 0.01 0.004 0.5 0.01 0.01 0.01 0.12 0.003 7.5
발명강5 0.09 0.41 1.72 0.01 0.004 0.5 0.01 0.01 0.01 0.11 0.004 4.2
발명강6 0.10 0.35 1.72 0.02 0.003 0.5 0.01 0.01 0.01 0.13 0.003 4.9
발명강7 0.07 0.25 1.21 0.01 0.003 0.7 0.01 0.01 0.01 0.19 0.005 4.8
발명강8 0.10 0.28 1.19 0.02 0.004 0.7 0.01 0.02 0.01 0.14 0.003 4.3
발명강9 0.10 0.29 1.25 0.02 0.005 0.7 0.04 0.01 0.01 0.22 0.004 4.3
발명강10 0.10 0.22 1.11 0.01 0.003 0.7 0.01 0.01 0.03 0.17 0.008 5.0
비교강1 0.19 0.25 1.42 0.01 0.003 0.5 0.03 0.01 0.01 0.19 0.003 5.7
비교강2 0.01 0.25 1.11 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.19 0.004 4.4
비교강3 0.09 2.11 1.42 0.01 0.003 0.5 0.03 0.01 0.01 0.14 0.009 0.7
비교강4 0.10 0.01 1.47 0.01 0.003 0.6 0.03 0.01 0.01 0.14 0.008 147
비교강5 0.09 0.21 2.33 0.02 0.005 0.5 0.03 0.01 0.01 0.12 0.004 11.1
비교강6 0.11 0.21 0.69 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.11 0.003 3.3
비교강7 0.09 0.22 1.42 0.01 0.003 1.52 0.03 0.01 0.01 0.10 0.003 6.5
비교강8 0.09 0.29 1.42 0.01 0.003 0.1 0.03 0.01 0.01 0.10 0.003 4.9
비교강9 0.06 0.39 1.69 0.01 0.003 0.4 0.09 0.01 0.01 0.12 0.004 4.3
비교강10 0.06 0.31 1.55 0.02 0.004 0.6 0.03 0.04 0.01 0.11 0.004 5.0
비교강11 0.06 0.25 1.42 0.03 0.003 0.5 0.03 0.01 0.07 0.11 0.003 5.7
발명강11 0.12 0.25 1.41 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.21 0.006 5.6
발명강12 0.12 0.22 1.39 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.20 0.005 6.3
발명강13 0.10 0.27 1.42 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.11 0.003 5.3
발명강14 0.10 0.25 1.33 0.02 0.003 0.5 0.03 0.01 0.01 0.19 0.004 5.3
발명강15 0.09 0.25 1.11 0.02 0.003 0.7 0.01 0.01 0.01 0.10 0.004 4.4
강종 1차 냉각 2차 냉각 조건 관계식 3 구분
냉각종료온도 (℃) 중간온도 (Temp) (℃) 유지시간 (t) (초) 냉각속도(℃/s) ta(초) │t-ta│
발명강 1 645 640 6 1.7 7.9 1.9 발명예 1
발명강 2 605 600 10 1.0 11.9 1.9 발명예 2
발명강 3 645 640 10 1.0 8.7 1.3 발명예 3
발명강 4 625 620 6 1.7 5.6 0.4 발명예 4
발명강 5 645 640 9 1.1 10.5 1.5 발명예 5
발명강 6 625 620 10 1.0 11.9 1.9 발명예 6
발명강 7 605 600 7 1.4 8.8 1.8 발명예 7
발명강 8 610 600 11 1.8 12.1 1.1 발명예 8
발명강 9 645 640 10 1.0 11.2 1.2 발명예 9
발명강 10 605 600 10 1.0 11.3 1.3 발명예 10
비교강 1 645 640 10 1.0 18.4 8.4 비교예 1
비교강 2 645 640 6 1.7 -4.3 10.3 비교예 2
비교강 3 645 640 6 1.7 1.4 4.6 비교예 3
비교강 4 645 640 6 1.7 12.5 6.5 비교예 4
비교강 5 645 640 10 1.0 17.3 7.3 비교예 5
비교강 6 645 640 6 1.7 2.8 3.2 비교예 6
비교강 7 645 640 10 1.0 31.4 21.4 비교예 7
비교강 8 605 600 6 1.7 -0.2 6.2 비교예 8
비교강 9 645 640 6 1.7 4.6 1.4 비교예 9
비교강 10 645 640 6 1.7 8.1 2.1 비교예 10
비교강 11 645 640 6 1.7 4.7 1.3 비교예 11
발명강 11 650 640 15 1.3 10.6 4.4 비교예 12
발명강 12 650 530 0 21.8 18.7 18.7 비교예 13
발명강 13 790 785 8 1.3 23.3 15.3 비교예 14
발명강 14 530 525 8 1.3 16.7 8.7 비교예 15
발명강 15 620 600 10 4.0 10.5 0.5 비교예 16
구분 미세조직 (분율) 관계식2 기계적 물성 용접거동
F M B SSGM+B YS(MPa) TS(MPa) YR El(%) ΔHv(Hv)
발명예 1 69 3 2 26 0.84 599 799 0.75 20 17
발명예 2 61 5 3 31 0.79 670 971 0.69 18 18
발명예 3 60 6 3 31 0.78 712 989 0.72 17 18
발명예 4 74 2 2 22 0.85 523 727 0.72 22 15
발명예 5 65 3 3 29 0.83 593 835 0.71 19 18
발명예 6 62 4 3 31 0.82 620 899 0.69 19 18
발명예 7 80 2 1 17 0.85 435 612 0.71 25 16
발명예 8 60 3 4 33 0.83 611 860 0.71 19 16
발명예 9 60 3 3 34 0.85 724 940 0.77 20 17
발명예 10 63 4 2 31 0.84 655 910 0.72 20 15
비교예 1 30 32 23 15 0.21 865 1201 0.72 16 48
비교예 2 88 2 10 0 0.00 257 422 0.61 42 35
비교예 3 95 2 2 1 0.20 469 679 0.69 25 46
비교예 4 60 2 28 10 0.60 471 699 0.67 19 47
비교예 5 52 10 26 12 0.25 634 975 0.65 18 53
비교예 6 97 0 2 1 0.33 269 456 0.59 25 30
비교예 7 60 6 19 15 0.38 619 910 0.68 19 60
비교예 8 92 2 6 0 0.00 579 878 0.66 22 49
비교예 9 63 3 4 30 0.81 766 833 0.92 19 25
비교예 10 63 3 3 31 0.83 614 683 0.90 28 24
비교예 11 65 4 2 29 0.82 621 691 0.90 29 22
비교예 12 41 18 39 2 0.20 606 841 0.72 19 39
비교예 13 25 20 53 2 0.03 768 962 0.80 12 50
비교예 14 70 13 16 1 0.03 611 899 0.68 18 43
비교예 15 60 10 27 3 0.03 604 875 0.69 18 41
비교예 16 61 3 30 6 0.15 645 889 0.73 18 43
(상기 표 3에서 'F'는 페라이트 상, 'M'은 마르텐사이트 상, 'B'는 베이나이트 상을 의미한다. 그리고, YS는 항복강도, TS는 인장강도, YR은 항복비(항복강도/인장강도), El은 연신율을 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 합금조성, 성분관계 및 제조조건이 모두 본 발명에서 제안하는 바를 만족하는 발명예 1 내지 10은 의도하는 미세조직이 형성되어 목표로 하는 물성이 얻어지고, 용접성을 우수하게 확보할 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 8은 합금조성이 본 발명을 벗어나는 경우이다.
이중 비교예 1과 7은 C와 Cr 함량이 과도하게 첨가된 경우로, 관계식 3의 ta값이 각각 17초 및 31초 계산된 것을 확인할 수 있다. 즉, 최적 상 분율 확보를 위한 극서냉대 유지시간이 과도하게 요구되는 것으로, 이는 본 실시예의 극서냉대(ROT 구간)에서 제어 가능한 유지시간 범위를 초과하는 것이다.
또한, 비교예 2와 8은 C와 Cr 함량이 충분히 첨가되지 못한 경우로서, 관계식 3의 ta의 값이 음(-)의 값으로 나타났으며, 이에 열간압연 후 냉각 중 저온 변태상의 형성이 어려워 SSGM+B 상이 전혀 형성되지 못하였다.
비교예 3, 4, 5 및 6은 Si과 Mn의 함량이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 상기 Si과 Mn 간의 성분관계식(관계식 1)의 값이 유효범위를 벗어나거나, |t-ta| 값이 유효범위를 벗어남에 따라, 위 열연강판을 전기저항용접하는 경우 용접부에서 페너트레이터 결함이 발생할 우려가 높으며, 파이프 조관 및 확관시 용접부에서 크랙 발생이 용이하게 되었다. 특히, 전기저항용접 후 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이가 30Hv 이상으로 나타난 것을 확인할 수 있다.
비교예 9 내지 11은 Ti, Nb, V와 같은 석출원소들의 함량이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 이들의 경우 관계식 1과 관계식 3을 만족함으로써 충분한 분율의 SSGM+B 상을 확보하는 것은 가능하였다. 하지만, 극서냉 중 상 변태를 동반하는 미세 석출물이 다량 형성되어 항복강도가 과도하게 높아져 목표로 하는 항복비를 만족하지 못하였다. 이 경우, 롤 포밍시 스프링 백 현상이 심해져 진원도를 확보하기 어려워지는 문제가 발생하여, 품질이 우수한 파이프로의 조관이 어렵게 되었다.
비교예 12 내지 16은 합금조성 및 관계식 1이 본 발명을 만족하는 강종이다.
이중, 비교예 12 내지 15는 조업 중 극서냉대(2차 냉각) 중간온도 및 유지시간이 본 발명에서 제안하는 조건을 벗어나는 경우이다. 상기 비교예 12와 13은 극서냉대 유지시간이 각각 15초와 0초로 제어되어 관계식 3을 만족하지 못하게 됨에 따라 충분한 분율의 SSGM +B 상이 형성되지 못하였다. 또한, 상기 비교예 14 및 15는 1차 냉각 종료온도가 너무 높거나 너무 낮아서, 극서냉대 중간온도가 각각 785℃, 525℃로 제어되어 이들 역시 관계식 3을 만족하지 못하게 되어 충분한 SSGM +B 상이 형성되지 못하였다.
또한, 비교예 16은 2차 냉각시 냉각속도가 2℃/s를 초과한 경우로서, 베이나이트 상(B)의 분율이 30% 이상으로 과도하게 형성되고, 상대적으로 SSGM +B 상 분율이 6%로 적게 형성되어 전기저항용접 후 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이가 43으로 크게 나타났다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.02%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하, 바나듐(V): 0.035% 이하, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Mn과 Si은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트 및 베이나이트 상을 혼합하여 포함하며, 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
    [관계식 1]
    4 < Mn/Si < 12
    (여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
    [관계식 2]
    SSGM+B / (M+B+SSGM+B) ≥ 0.6
    (여기서, M은 마르텐사이트 상, B는 베이나이트 상을 의미하며, SSGM+B 는 single grain 내 B와 M 상이 혼재하는 경질상으로, 입계 주변으로 M 상이 존재하고 중심영역에는 B 상이 존재하는 조직을 의미한다. 그리고, 각각의 상은 면적분율(%)을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 페라이트 상은 면적분율 60~85%로 포함하는 것인 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 590MPa 이상의 인장강도를 갖고, 항복비(YR = YS/TS)가 0.8 이하인 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 전기저항용접시 형성된 용접열영향부와 모재간의 비커스 경도 차이(△Hv)가 30 이하인 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.02%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하, 바나듐(V): 0.035% 이하, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Mn과 Si은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 하기 관계식 3을 만족하는 범위 내에서 0.05~2.0℃/s의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계;
    상기 2차 냉각 후 상온~400℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각 후 권취하는 단계
    를 포함하는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    4 < Mn/Si < 12
    (여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
    [관계식 3]
    │t-ta│ ≤ 2
    (상기 ta = 252 + (109[C]) + (10.2[Mn]) + (22.81[Cr]) - (3.46[Si]) - (5.41[Al]) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2) 이고, 여기서 t는 2차 냉각(극서냉대) 유지시간(초), ta는 최적 상 분율 확보를 위한 2차 냉각(극서냉대) 유지시간(초), Temp는 2차 냉각(극서냉대) 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간 지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 권취된 열연강판을 산세 처리 후 도유하는 단계를 더 포함하는 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판의 제조방법.
  7. 제 1항 내지 제 4항 중 어느 한 항의 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 확관성이 우수한 전봉강관.
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