KR102492994B1 - 균일한 인장재질 및 용접부 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 균일한 인장재질을 가지며, 용접부의 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 고강도를 구비하면서도 용접 시, 용접부의 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

균일한 인장재질 및 용접부 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법 {STEEL SHEET AND STEEL PIPE HAVING UNIFORME TENSILE PROPERTIES AND EXCELLENT TRANSVERSE CRACK RESISTANCE ONTO WELDED PART AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 균일한 인장재질을 가지며, 용접부의 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 고강도를 구비하면서도 용접 시, 용접부의 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

자동자 차체 구성 부품 중 현가 부품인 스테빌라이저 또는 도어 임팩트 빔 등은 제조 원가 또는 피로 내구 성능 측면을 고려하여, 통상 용접 강관 자체 또는 인발 강관으로 제조된다. 한편, 용접 강관 자체로 현가 부품을 제조하는 경우, 부품 제조 과정에서 용접 강관의 용접부에서 크랙이 발생하거나, 용접 강관 자체에서 검출되지 않은 크랙이 인발 강관 제조 과정 중 발생하는 문제점이 있다. 이러한 용접부 크랙은 여러 가지 원인으로 인해 발생하는 것이나, 기본적으로는 강관 용접부의 과도한 냉각으로 마르텐사이트가 형성되어 체적 변화가 발생하기 때문이거나, 혹은 모재부 대비 용접부의 높은 확산성 수소(Diffusional Hydrogen) 함량으로 용접부에서 수소지연파괴가 일어나기 때문으로 알려져 있다. 특히, 급속 냉각 또는 ??칭 후 1500MPa 이상의 인장강도를 가지는 강관에서는 용접부 ??칭 크랙 또는 수소지연파괴 발생이 현저하여, 용접 강관 제조 시, 적정 용접 조건 또는 냉각 속도 설정이 매우 중요하다.

또한, 용접 강관으로 적용되는 열연강판의 ??칭 과정에서도 크랙이 발생하는 것으로 인지되며, 구체적으로는 시편이 휘어지거나 인장시험 과정에서 목표 강도보다 상대적으로 낮은 강도 및 연신을 보이며 조기 파단(Premature Fracture)이 종종 발생하게 된다. 따라서, ??칭 후 1600MPa 이상의 인장강도를 갖는 용접 강관을 부품으로 적용하기 위해서는 상기 크랙이 발생하지 않도록 최적 용접 조건 또는 냉각 속도를 설정할 수 있으며, 또 다른 방법으로는 용접 강관의 용접부를 후열처리(Post Heating)를 실시할 수 있다. 다만, 상기 현가 부품용 소구경 용접 강관은 용접부 후열처리를 하기에 조업상 어려움이 있으며, 추가적인 설비 도입에 따른 제조 원가 상승을 초래할 수 있다.

한편, 용접 강관의 제조방법 또는 용접 강관을 이용하여 부품을 제조하는 방법은 여러 문헌에서 개시되고 있다.

특허문헌 1에서는 용접 강관을 10℃/s 이상의 가열속도, 900℃ 이상의 가열온도, 1min 이내의 균열시간 등의 가열조건을 적용하여 용접부 본드라인(Bond line) 위치로 주위의 탄소를 확산시키는 복탄이 일어나도록 하여 모재부/용접부 간의 경도 차이를 완화시킨 후, 1차 냉각 후 980℃ 고온에서 80℃/s 이상의 냉각속도로 ??칭을 실시한 강관의 경우 높은 비틀림 피로 수명을 가진다고 개시하고 있다. 이 경우, 열처리된 전봉 강관의 모재부/용접부 사이에 탄소 함량 차이를 0.05% 이하 및 Hv 경도 차이를 40 미만으로 제어하면 전봉 강관의 용접부를 따라 균열 발생이 없는 것으로 기재하고 있다. 한편, 상기 결과는 용접부 크랙 발생이 없는 양호한 전봉 강관을 가열(Normalizing) 및 ??칭(Quenching)을 통해 강관의 강도를 증가시켜 강관 자체의 피로수명 또는 내구성을 증가시키는 것을 언급하고 있지만, 용접 강관을 제조하는 단계에서 발생하는 용접부 크랙에 대해서는 언급하고 있지 않다. 더하여, 상온에서 용접 강관의 직경을 감소시키는 공법을 적용하는 경우에는 용접 강관 자체의 잔존하는 크랙에 기인하여 용접부 크랙이 발생할 우려가 있다. 따라서, ??칭을 통해 1600MPa 이상의 높은 강도를 가지는 강판을 이용하여 용접 강관을 제조하는 경우, 용접부 크랙이 발생하지 않도록 적정한 용접 및 냉각 조건이 필요한 실정이다.

특허문헌 2에서는 고주파 전기저항 용접 강관의 제조방법에 대해 개시하고 있다. 상세하게는, 접합되는 강판의 양단을 수렴각도 4~6도 간격으로 유지하며 특정 용접 조건으로 용접하여, 강관의 외부 표면을 950~970℃ 온도범위로 용접부를 가열 및 후속 공냉을 실시하는 경우에는 전봉 강관의 용접부에서 수소유기균열 발생을 억제할 수 있음을 개시하고 있다. 특히, 상기 고주파 전기저항용접 시에, 고주파 출력(P.I), 용접속도(W.S), 업셋량(U.F) 및 강재 두께(t)를 포함하는 용접 변수로 구성된 관계식이 23~27 수준을 충족하는 경우에는 실험적으로 측정한 수소유기균열 면적율(HIC CAR: Hydrogen Induced Cracking Area Ratio, %) 값이 3% 미만으로 제시한다. 한편, 상기 전기저항용접(ERW, Electric resistance welding) 및 용접부 가열(Seam Annealing)로 구성된 전봉 강관의 제조방법은 박육 소구경 제조에도 직접적으로 적용할 수 있는 지는 확인이 필요한 실정이다.

한국 공개특허공보 제10-2020-0096652호(2020.08.12 공개) 한국 등록특허공보 제10-0651774호(2006.12.01 공고)

본 발명의 일 측면에 따르면 고강도를 구비하면서도 용접 시, 용접부의 횡크랙 저항성이 우수한 강판, 강관 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며,

하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상인 강판을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)

[관계식 2]

R = ([Mn]+[Ti])/[S]

(여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)

상기 강판은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

상기 강판의 미세조직은 면적%로, 10~40%의 페라이트와 나머지 펄라이트로 이루어질 수 있다.

상기 강판은 소성변형 비(r-value) 값이 0.9 이상일 수 있다.

상기 강판은 ??칭 또는 ??칭-템퍼링을 실시한 후 인장강도가 1600MPa 이상일 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상인 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하는 단계; 및

상기 열간압연된 강을 10~70℃/s의 냉각속도로 560~640℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)

[관계식 2]

R = ([Mn]+[Ti])/[S]

(여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)

상기 강판은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

상기 냉각 후 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며,

하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상이고,

용접부와 모재부의 경도 값 차이가 470Hv 미만이며,

용접부 확산성 수소 함량이 0.5ppm 이하인 강관을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)

[관계식 2]

R = ([Mn]+[Ti])/[S]

(여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)

상기 강관은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

상기 강관의 용접부 미세조직은 면적%로, 10% 미만의 템퍼드 마르텐사이트와 나머지 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.

상기 강관은 직경이 52mm 이하일 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상인 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하는 단계;

상기 열간압연된 강을 10~70℃/s의 냉각속도로 560~640℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계;

상기 권취된 강을 용접하여 조관하는 단계; 및

조관된 강관의 용접부를 70℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고,

상기 조관 시, 하기 관계식 3에서 정의되는 T의 값이 0.13~0.21이고,

하기 관계식 4에서 정의되는 K의 값이 4.0~9.0인 용접하는 강관 제조방법을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)

[관계식 2]

R = ([Mn]+[Ti])/[S]

(여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)

[관계식 3]

T = t/D

(여기서, t는 용접 강관의 두께를 의미하며, D는 용접 강관의 직경을 의미한다.)

[관계식 4]

K = (Power Input/Welding Speed) + (Thickness/Upset Force)

(여기서, Power Input은 전력(kw), Welding Speed는 용접속도(mpm), Thickness는 강판의 두께(mm), Upset Force는 업셋량(mm))

상기 강관은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

상기 냉각 단계 후, 강관의 직경이 52mm 이하가 되도록 소둔, 인발 및 성형하는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면 ??칭 또는 ??칭 및 템퍼링 후 1600MPa 이상의 인장강도를 가지는 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면에 따르면, 상기 열연강판을 이용하여 강관 형상으로 용접 시, 용접부의 횡크랙 저항성이 우수한 강관 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1의 (A) 및 (B)는 일실시예에 따른 ??칭 후 열연강판에 대하여 인장곡선을 나타낸 것으로, (A)는 비정상 파단을 나타낸 것이며, (B)는 본 발명에서 제안하는 정상 파단을 나타내는 것이다.
도 2는 용접부에 횡크랙이 발생한 일실시예에 따른 용접 강관의 사진이다.
도 3은 용접부에 획크랙이 발생한 일실시예에 따른 용접 강관의 광학 미세조직을 나타낸 사진이다. (A)는 강관의 용접부의 사진이고, (B)는 용접열영향부(HAZ) 조직의 저배율 사진이다. (C)는 용접열영향부(HAZ) 조직의 고배율 사진이며, (D)는 인발강관의 용접부의 사진이다.

이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.

본 발명자는 상술한 문제점을 해결하기 위하여, 강판의 합금조성 및 제조방법을 최적화하였으며, 제조된 ??칭 열처리 후 1600MPa 이상의 인장강도를 갖는 열연강판을 이용하여 전기저항 용접방법으로 용접 강관을 제조할 경우, 용접조건을 최적화함으로써 횡크랙이 발생되지 않음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

탄소(C): 0.30~0.45%

탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데 효과적인 원소로, ??칭 후 강도를 증가시킨다. 탄소(C)의 함량이 0.30% 미만이면 템퍼링 후 1600MPa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면, 그 함량이 0.45%를 초과하면 과도한 경도를 가지는 마르텐사이트가 형성되어 강판의 소재 또는 용접 강관의 용접부 균열 발생으로 후속 인발 강관 또는 강관 부품의 제조에 어려움이 있을 수 있다.

따라서, 탄소(C)의 함량은 0.30~0.45%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.34~0.43%일 수 있다.

망간(Mn): 0.9~1.5%

망간(Mn)은 강의 강도를 향상시키는데 필수적인 원소로서, 강의 ??칭 후 강도를 증가시킨다. 망간(Mn)의 함량이 0.9% 미만이면 템퍼링 후 1600MPa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면, 그 함량이 1.5%를 초과하면 연주 슬라브 및 열연강판의 내부 또는 외부에 과도한 편석대를 형성시킬 수 있으며, 용접 강관 조관 시, 높은 빈도의 가공불량을 초래할 우려가 있다.

따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.9~1.5%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.9~1.3%일 수 있다.

실리콘(Si): 0.3% 이하

실리콘(Si)은 강도 또는 연성을 향상시키기 위하여 첨가하는 원소로, 열연강판 및 열연산세강판의 표면 스케일 문제가 없는 범위에서 첨가할 수 있다. 한편, 실리콘(Si)의 함량이 과도하면 실리콘 산화물 생성으로 인한 표면 결함을 발생시키게 되는데, 이는 이후 산세에 의해서도 쉽게 제거되지 않으므로 그 상한을 0.3%로 제한한다.

따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.3% 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.25% 이하일 수 있다.

인(P): 0.01% 이하

인(P)은 오스테나이트 결정립계 또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있으므로, 그 함량을 가능한 낮게 유지하는 것이 유리하다. 본 발명에서는 용접 강관 자체 또는 인발 강관을 부품으로 제조하는 과정에서 구오스테나이트 결정립계(PAGS)에 편석을 유발하여 부품의 인성을 저하시킬 수 있기 때문에 그 상한을 0.01%로 한다.

따라서, 인(P)의 함량은 0.01% 이하일 수 있다.

황(S): 0.002% 이하

황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있다. 또한, 열처리 강판 또는 강관의 충격인성을 열화시킬 수 있어 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.002%로 한다.

따라서, 황(S)의 함량은 0.002% 이하일 수 있다.

알루미늄(Al): 0.04% 이하

알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 한편, 강 중에 N와 반응하여 AlN이 석출되는데 슬라브 코너부 온도가 목표 온도보다 낮을 경우에 미세 크기로 석출하게 되어 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있어 그 상한을 0.04%로 제한한다.

따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.04% 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.035% 이하일 수 있다.

크롬(Cr): 0.3% 이하

크롬(Cr)은 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 ??칭 시, 소입성을 증대 및 열처리 강도를 향상시키는 원소이다. 0.36% 이상의 C 함유 강에 크롬(Cr)의 함량이 0.3%를 초과하면 강의 과도한 소입성을 유발할 수 있다.

따라서, 크롬(Cr)의 함량은 0.3% 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.1~0.2%일 수 있다.

티타늄(Ti): 0.04% 이하

티타늄(Ti)은 열연강판 내에 TiC, TiCN 석출물을 형성하는 원소로, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 열연강판의 강도를 증가시킨다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.04%를 초과하면 열연강판 내에 미세 석출물이 아닌 조대 정출물 형태로 존재하게 되어, 인성을 저하시키거나 열처리 강판 또는 강관 부품의 성능을 저하시킬 수 있다.

따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.04% 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.03% 이하일 수 있다.

보론(B): 0.005% 이하

보론(B)은 낮은 함량에도 강의 경화능을 증가시키는 원소이다. 다만, 적정한 함량 첨가 시, 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이지만, 과다 함유될 경우, 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성이 저하될 수 있다. 보론(B)의 함량이 0.005%를 초과하면 상술한 효과가 포화되거나 적절한 강도 및 인성을 확보하는데 어려움이 있을 수 있다.

따라서, 보론(B)의 함량은 0.005% 이하일 수 있다. 강도 및 인성 동시 확보를 위해서 보다 바람직하게는 0.003% 이하일 수 있다.

질소(N): 0.006% 이하

질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소로, 그 함량이 0.006%를 초과하면 조대한 AlN, TiN 또는 TiCN 질화물을 형성하여 강판 또는 강관의 내구성 평가 시, 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 또한, 유효 B 함량을 증가시키기 위해서는 질소(N)의 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하다.

따라서, 질소(N)의 함량은 0.006% 이하일 수 있다.

본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

몰리브덴(Mo): 0.1% 이하

몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키고 미세 석출물을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 또한, 강의 열처리 후 강도를 향상시키고 인성을 향상시키는데 효과적이지만, 그 함량이 0.1%를 초과하면 강의 제조 비용이 증가될 수 있다.

따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.1% 이하일 수 있다.

니오븀(Nb): 0.02% 이하

니오븀(Nb)은 열연강판 내에 NbC, NbCN, TiNbCN 석출물을 형성하는 원소로, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 강의 강도를 증가시킨다. 다만, 니오븀(Nb)의 함량이 0.02%를 초과하면 강판 또는 용접 강관 제조 비용이 과도하게 증가할 수 있다.

따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.02% 이하일 수 있다.

구리(Cu): 0.5% 이하

구리(Cu)는 강의 내식성을 증가시키고 열처리 후 ??칭(소입) 및 ??칭-템퍼링 강도를 효과적으로 증가시킬 수 있는 원소이다. 한편, 본 발명에서의 0.6 이상의 Ceq 값을 갖는 강에서의 구리(Cu) 첨가는 ??칭 또는 ??칭-템퍼링 후 강판 또는 용접 강관의 인성을 증가시킬 수 있으나, 그 함량이 0.5%를 초과하면 강도의 과도한 증가로 인성 저하를 초래할 수 있다.

따라서, 구리(Cu)의 함량은 0.5% 이하일 수 있다.

니켈(Ni): 0.5% 이하

니켈(Ni)은 강의 소입성 및 인성을 동시에 증가시키는 원소이다. 또한, 니켈(Ni)은 마르텐사이트 내에 도입된 전위의 이동을 원활하게 하거나 또는 강판 표층부에 농화되어 외부에서 침투하는 수소의 이동을 제한하는 방법으로 소지철 내부에 확산성 수소의 함량을 낮게 유지할 수 있다. 한편, 본 발명에서의 0.6 이상의 Ceq 값을 갖는 강에서의 니켈(Ni) 첨가는 ??칭 또는 ??칭-템퍼링 후 강판 또는 용접 강관의 인성을 증가시킬 수 있으며, 적정 수준의 항복강도를 확보하는데 유리하게 작용할 수 있어, 그 상한을 0.5%로 한다.

따라서, 니켈(Ni)의 함량은 0.5% 이하일 수 있다.

본 발명의 강은 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상일 수 있다.

본 발명에서는 강관 제조 시, 양호한 용접성을 확보하고, 용접균열 발생을 최소화하면서도 최종 강관 부품의 ??칭 또는 ??칭-템퍼링 시, 1600MPa 이상의 고강도를 확보하기 위하여 Ceq 값을 0.6 이상으로 제한할 수 있다. 본 발명에서는 보다 바람직하게 Ceq 값을 0.73 이하로, 보다 바람직하게는 0.71 이하로 제한할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)

본 발명의 강은 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상일 수 있다.

하기 관계식 2는 강관 용접부 크랙 발생에 영향을 미치는 것으로, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 미만이면 용접 강관의 용접부와 모재부 사이의 계면에 Mn 농화층이 형성되고, 이 농화층 내에 MnS 또는 TiS 황화물이 잔존하여 용접부 계면을 취약하게 하거나, 용접부 내에 확산성 수소의 트랩 사이트로 작용하여 그 함량이 높에 유지되도록 할 수 있으므로, 용접 강관의 가공성을 열화시키고 용접부 횡크랙 발생을 악화 시킬 수 있다.

[관계식 2]

R = ([Mn]+[Ti])/[S]

(여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)

관계식 2의 R 값을 700 이상으로 제어할 경우, 상대적으로 S 함량이 낮아, 슬라브 냉각과정에서 오스테나이트 입계에 편석(Segregation)되는 S 농도가 감소된다. 이로 인해 오스테나이트 입계 취하 저항성이 증가하여 슬라브 내부품질이 향상되는 유리한 측면이 있다. 또한, 열연강판의 미세조직 내에 연속적으로 길게 늘어진 군집성 MnS 형성이 어렵기 때문에 열연강판의 가공성이 향상될 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판의 미세조직은 면적%로, 10~40%의 페라이트와 나머지 펄라이트를 포함할 수 있다.

본 발명에서 페라이트의 분율이 10% 미만일 경우, 펄라이트 함량이 증가하여 강도가 과도하게 높아져 본 발명에서 목적하는 두께의 열연강판을 제조하기 어려울 수 있으며, 그 분율이 40%를 초과하면 목적하는 강도 확보가 어려울 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강관의 용접부 미세조직은 10% 미만의 템퍼드 마르텐사이트 및 나머지 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.

강관의 용접 후 냉각 시, 용접부의 미세조직으로 마르텐사이트를 가지는 것이 가장 바람직하나, 제조 여건 상 템퍼드 마르텐사이트가 일부 형성될 수 있으므로, 본 발명에서는 용접부 미세조직이 10% 미만의 템퍼드 마르텐사이트 및 나머지 마르텐사이트로 제한할 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연 및 냉각하여 제조될 수 있다.

슬라브 재가열

상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.

슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 갖도록 하기 위하여 재가열을 행하는 것으로, 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용되며, 성분 균일성을 확보할 수 없게 되는 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하면 탈탄 깊이의 과도한 증가 및 결정립 성장이 발생하므로 열연강판의 목표 재질 및 표면품질을 확보하기에 어려움이 있다.

열간압연

상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연할 수 있다.

마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만이면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일하게 되어 강판의 직진성을 포함한 통판성이 열위해져 판파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 있다. 단, 그 온도가 950℃을 초과하면 스케일 결함 등이 발생할 수 있으므로, 바람직하게는 Ar3~950℃로 행할 수 있다.

냉각 및 권취

상기 열간압연된 강판을 10~70℃/s의 냉각속도로 560~640℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취할 수 있다.

본 발명에서의 냉각은 연속냉각 또는 전/후단 냉각 패턴으로 행할 수 있다. 상기 열간압연 후 열연 강판의 균일 재질을 확보하기 위한 것으로, 냉각종료온도가 560℃ 미만이면 강판의 폭방향 에지부에 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 변태 상이 도입되어 강판의 강도가 급격히 높아질 우려가 있으며, 폭 방향으로 열연 강도에 편차가 증가할 수 있다. 반면, 그 온도가 640℃를 초과하면 강판의 표층부에 탈탄 및 내부 산화가 조장되고, 강판 표층부와 심층부의 경도 차이를 유발하므로 용접 강관 또는 인발 강관으로 사용하기에 어려움이 있다. 본 발명에서 더욱 바람직하게는 권취온도를 600℃ 이하로 제한할 수 있다.

냉각속도가 10℃/s 미만이면 느린 통판속도와 불충분한 주수(Water Spraying)양으로 인하여 ROT 냉각대 구간에서 페라이트 변태가 일어날 수 있으며, 이 경우에 페라이트 및 펄라이트 결정립 크기가 조대화되는 문제가 있으며, 그 속도가 70℃/s를 초과하면 강판의 상면 또는 하면에 과도한 주수로 강판의 폭방향으로 온도 불균일이 발생할 수 있기에 코일 형상이 나빠질 수 있는 문제가 있다. 본 발명에서는 필요에 따라, 냉각 후 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻을 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강관은 상술한 합금조성 및 제조방법을 만족하는 강판을 조관 및 용접하여 제조될 수 있다.

조관

상기 열간압연하여 제조된 열연강판 또는 열연산세강판을 전기저항용접 또는 고주파 유도 용접 방법을 이용하여 강관을 제조할 수 있다.

본 발명에서 용접 강관 제조 시, 용접 변수 및 용접부 냉각속도를 제어함으로써 용접부 횡크랙 발생이 없는 소구경 용접 강관을 제조할 수 있다.

본 발명에서는 용접 강관을 제조하는 방법을 특별히 한정하지 않으며, 통상적인 소구경 강관 제조방법을 이용할 수 있다. 구체적으로, 목표하는 강관 직경에 부합하는 열연 또는 산세강판 스켈프(Skelp)를 이용하여 강판의 양단부를 중심으로 원형으로 조관하는 과정, 양단부를 용접한 후 용접 금속을 가압하여 산화물을 배출하는 과정, 용접부를 수냉하여 급속 냉각하는 과정 및 강관 외부 및 내부에 형성된 비드를 제거하는 과정이 포함될 수 있다. 용접부 냉각 시, 본 발명에서는 냉매로 물을 개시하고 있으나, 특별히 한정하지 않으며, 조관 오일 등 다양한 냉각 매체를 사용할 수 있다.

한편, 본 발명에서 조관 시, 하기 관계식 3에서 정의되는 T의 값이 0.13~0.21일 수 있다.

본 발명에서는 소구경의 강관을 제조하기 위한 기술로, 소구경 강관 제조 시, 두께와 직경을 관계식 3으로 제어함으로써 크랙의 발생을 억제할 수 있다. 관계식 3의 T 값이 0.13 미만이면 강성 및 내구성이 요구되는 자동차 부품에 적합하지 않고, 강판의 두께가 얇은 경우에 본 발명에서 제안하는 용접 조건에서 벗어날 수 있기에 건전한 용접품질을 확보하는데 어려움이 있을 수 있다. 반면, 그 값이 0.21을 초과하면 강판의 두께가 두꺼운 경우에 강관의 원주 길이의 차이가 크게 발생할 수 있어 강관 진원도(Circularity)가 불량하거나 용접품질이 열위할 수 있는 문제점이 있다. 또한, 강판의 두께가 두꺼운 경우, 강관의 가공경화(Strain Hardening)량이 커질 수 있어 성형성이 열위할 수 있다.

[관계식 3]

T = t/D

(여기서, t는 용접 강관의 두께를 의미하며, D는 용접 강관의 직경을 의미한다.)

더하여, 본 발명의 용접 조건으로, 하기 관계식 4에서 정의되는 K의 값이 4.0~9.0일 수 있다.

하기 식 4는 Power Input (전력), Welding Speed (용접속도), Thickness (두께), Upset Force (업셋량)의 관계를 나타낸다. 본 발명에서는 소구경의 강관을 제조하기 위한 기술로, 용접 조건을 하기 관계식 4으로 제어함으로써 용접 품질을 향상시킬 수 있기에 크랙 발생을 억제하는데 효과가 있을 수 있다.

관계식 4의 K 값이 4.0 미만이면 전기저항 용접과정에서 용접부 입열량이 높은 경우로, 용접부에 용접 개재물이 다량으로 생성될 수 있으며, 충분한 업셋량(Upset Force) 적용에도 용접부에 개재물이 잔존할 수 있기 때문에 건전한 용접 품질을 확보하는데 어려움이 있을 수 있다. 반면, 그 값이 9.0을 초과하면 용접부 입열량이 낮은 경우로 용접부가 충분하게 용융되지 않아 업셋 적용에도 냉접(Cold Weld)을 포함하는 용접 결함이 발생할 수 있기에 강관의 용접 품질이 열위할 수 있다. 보다 바람직하게, 본 발명에서 전력은 100~250kw, 용접속도 또는 라인속도는 20~40mpm일 수 있다.

[관계식 4]

K = (Power Input/Welding Speed) + (Thickness/Upset Force)

(여기서, Power Input은 전력(kw), Welding Speed는 용접속도(mpm), Thickness는 강판의 두께(mm), Upset Force는 업셋량(mm))

용접 후 냉각

상기 용접된 강관의 용접부를 70℃/s 이하의 냉각속도로 냉각할 수 있다.

전봉 강관의 용접부 냉각속도가 70℃/s 이하일 경우 최종 강관의 용접부의 횡크랙 발생을 억제할 수 있다. 상세하게는, 최종 용접 강관의 용접부와 모재부 사이에 경도 값의 차이(ΔHv)를 470 미만으로 확보할 수 있다. 열연강판 또는 그 스켈프(Skelp)의 Ceq 값이 클수록(0.65~0.75) 용접부 냉각속도를 낮게 제어하여 용접부와 모재부 사이의 경도 값의 차이를 낮게 유지하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명에서 용접부 냉각속도를 제어하는 방법으로는 수냉각 욕조에 용접부를 장입, 용접 강관에 수냉각 분사, 상기 두 가지를 병행하거나 또는 물+오일 혼합하는 냉매를 사용하여 냉각하는 경우 등을 구분하지 않으며, 본 발명에서는 특정 방법을 제한하지 않는다.

한편, 전봉 강관의 용접부 냉각속도가 70℃/s를 초과하면 용접부와 모재부 사이에 경도 값의 차이가 과도하게 증가되는데, 이러한 경우, 용접부의 미세조직 내에 마르텐사이트 분율이 매우 높고, 마르텐사이트 내에 전위 밀도가 매우 높다. 따라서, 최종 용접 강관의 냉각과정 또는 대기 노출 과정에서 용접부 내에 상대적으로 매우 높은 확산성 수소(Diffusional Hydrogen) 함량을 포함할 수 있다. 본 발명에서는 횡크랙이 발생한 강관의 용접부 확산성 수소 함량을 측정한 결과 0.5ppm 이상의 함량을 나타내었다.

용접 강관의 용접부 냉각 속도가 70℃/s 이하일 경우, 용접부와 모재부 사이의 경도 값의 차이가 작거나 마르텐사이트 분율 및 전위밀도가 낮아 용접부 확산성 수소가 상대적으로 낮을 수 있다. 이 경우 용접부 횡크랙 발생이 최소화될 수 있다.

소둔, 인발 및 성형 단계

상기와 같이 조관하여 얻어진 강관을 소둔, 인발 및 성형할 수 있다.

본 발명에서는 상기 소둔, 인발 및 성형 단계를 특별히 한정하지 않으며, 통상의 조건으로 관 부재를 제조할 수 있다.

상기와 같이 제조된 본 발명의 열연강판은 소성변형 비(r-value) 값이 0.9 이상이며, ??칭 또는 ??칭-템퍼링을 실시한 후 인장강도가 1600MPa 이상일 수 있다. 여기서, 소성변형 비(εw/εt)는 인장시험에서 시험편의 폭 방향의 변형(εw)과 판 두께 방향의 변형(εt)의 비를 나타낸다. 상기 비 값이 0.9 미만일 경우 강판의 압연 방향에 수직한 방향 및 대각선 방향으로의 성형성이 다르거나, 180° 굽힘 또는 압축 성형 또는 확관성(Expandability)과 같은 강관 자체의 성형성이 열위할 수 있다.

상기 열연강판을 이용하여 제조된 본 발명의 강관은 직경이 52mm 이하이고, 용접부와 모재부의 경도 값 차이가 470 미만이며, 용접부 횡크랙 저항성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

(실시예)

하기 표 1에는 강종에 따른 합금조성을 개시하였으며, 관계식 1 및 2를 계산하여 나타내었다. 하기 표 1의 강을 사용하여 열간압연을 실시하여 표 3에 기재된 바와 같이, 3~8mm 두께의 열연강판을 제조한 후 산세처리를 하였다. 상기 열간압연 전 강 슬라브를 1200±20℃의 범위에서 200분 가열하였으며, 강 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연한 후, 하기 표 2의 냉각 조건으로 냉각한 후 권취하였다. 이 때, 냉각속도는 10~70℃/s로 적용하였다.

강종	합금성분(중량%)														관계식 1	관계식 2
	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Mo	Ti	B	N	Nb	Cu	Ni
A	0.360	0.160	1.290	0.0070	0.0010	0.034	0.130	0.08	0.03	0.002	0.0031	0	0	0	0.64	1320
B	0.341	0.214	1.298	0.0072	0.0006	0.033	0.130	0.08	0.03	0.002	0.0035	0.002	0.01	0.09	0.64	2213
C	0.370	0.080	0.600	0.0140	0.0020	0.050	0	0.15	0.02	0.0019	0.0047	0.016	0	0	0.51	310
D	0.433	0.097	1.301	0.0057	0.0022	0.033	0.178	0.076	0.031	0.0019	0.0050	0	0.28	0.27	0.75	605
E	0.432	0.02	0.985	0.0052	0.0007	0.002	0.019	0.08	0.028	0.0021	0.0047	0	0.28	0.29	0.65	1447
F	0.346	0.152	1.285	0.0039	0.0011	0.034	0.142	0.078	0.030	0.0018	0.0034	0	0.02	0.02	0.63	1195
G	0.335	0.215	1.261	0.0084	0.0009	0.035	0.150	0	0.031	0.0021	0.0037	0	0	0	0.61	1436
H	0.382	0.200	1.289	0.0063	0.0012	0.039	0.130	0	0.030	0.0023	0.0047	0	0	0	0.66	1099
I	0.436	0.098	0.997	0.0052	0.0007	0.0024	0.190	0.08	0.028	0.0021	0.0047	0	0.28	0.29	0.71	1464

[관계식 1]

Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15

(여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)

[관계식 2]

R = ([Mn]+[Ti])/[S]

(여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)

상기 제조된 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정하여 표 2에 나타내었다. 미세조직은 광학현미경을 통해 측정되었으며, 항복강도, 인장강도 및 연신율에 대해서는 열연강판을 JIS 규격의 시편으로 가공하여 실시하였다. 소성변형 비(εw/εt)는 인장시험에서 시험편의 폭 방향의 변형(εw)과 판 두께 방향의 변형(εt)의 비를 계산하여 나타내었다. 더하여, 제조된 시편에 대하여 ??칭 및 템퍼링을 한 후 인장강도 및 파단 발생여부를 나타내었다. 이때 파단 발생여부는 인장 시, 조기파단이 발생할 경우 비정상으로 표기하였다. ??칭은 930℃로 가열한 후, 30~200초 유지한 후 추출하여 물, 물+오일 등의 냉매에 장입하여 20~80℃/s의 냉각속도로 냉각하였으며, 템퍼링은 200~220℃에서 30~3600초 유지하는 열처리를 1회 또는 3회 반복 실시하였다.

시편 번호	강종	냉각	미세조직		기계적 물성				열처리 후 물성
		권취 온도 (℃)	페라이트 (면적%)	펄라이트 (면적%)	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	r-value (소성변형 비)	TS (MPa)	파단 발생 여부
1	A	640	36.8	63.2	447	713	24	0.92	1697	정상
2	B	620	38.7	61.3	487	694	22	0.91	1899	정상
3	C	650	35.4	64.6	423	680	22	0.87	1587	비정상
4	D	620	24.9	75.1	452	703	22	0.95	2042	정상
5	E	600	26.0	74.1	451	718	23	0.96	2086	정상
6	F	590	38.7	61.3	578	792	26	0.95	1697	정상
7	G	620	39.2	60.8	478	721	20	0.92	1861	정상
8	H	640	33.8	66.2	387	680	24	0.97	1826	정상
9	I	600	29.7	70.3	456	710	24	0.95	2065	정상

상기 제조된 강판을 이용하여 강관을 제조하였다. 각 강종에 대하여, 하기 표 3에 나타낸 조건을 적용하여 전기저항용접을 하였다. 기재된 조건 외로, 업셋량(Upset Force)을 4.1~4.6mm의 범위로 적용하였으며, 시편번호 7에 대해서는 업셋량을 1.5로 적용하였다. 용접 강관을 제조한 후, 용접부 미세조직, 물성 및 횡크랙 발생 여부를 확인하였다. 횡크랙의 발생여부는 강관 제조 후 7~14일 내에 크랙의 발생여부로 판단하였다. 본 발명에서 횡크랙이 발생하지 않은 강관은 용접부 확산성 수소 함량이 0.5ppm 이하였으며, 횡크랙이 발생한 강관의 용접부 확산성 수소 함량을 측정한 결과 0.5ppm을 초과하는 함량을 나타내었다. 모재 및 용접부의 평균 경도 값을 비커스 경도계로 측정하여 나타내었으며, 이들의 경도차를 계산하여 나타내었다. 또한, 광학현미경을 이용하여 용접부 미세조직을 측정하였으며, 마르텐사이트의 분율을 하기 표 3에 나타내었다. 미세조직은 마르텐사이트 외에 템퍼드 마르텐사이트로 이루어져있다.

시편 번호	강종	ERW 용접 조건							용접부 미세 조직	용접부 물성			지연 파괴 발생 여부	구분
		두께 (mm)	직경 (mm)	관계식 3 (T)	전력 (kw)	용접 속도 (mpm)	관계식 4 (K)	냉각 속도 (℃/s)	마르텐사이트 (면적%)	모재 평균 경도 (Hv)	용접부 평균 경도 (Hv))	경도차 (ΔHv)
1	A	6.2	34.0	0.182	186	28	8.0	75	≥95	236	730	494	O	비교강1
2	B	8.0	50.3	0.159	210	30	8.7	73	≥95	239	775	536	O	비교강2
3	C	4.0	28.0	0.143	126	32	4.6	72	≥95	232	705	473	X	비교강3
4	D	4.0	28.0	0.143	126	32	4.9	69	≥91	262	716	454	O	비교강4
5	E	4.0	28.0	0.143	126	32	4.9	69	≥92	253	723	469	X	발명강 1
6	F	4.0	28.0	0.143	126	34	4.5	51	≥90	261	642	381	X	발명강2
7	F	5.0	31.8	0.157	126	31	9.1	75	≥95	262	660	398	O	비교강5
8	F	5.0	31.8	0.157	128	45	3.9	65	≥95	261	652	398	O	비교강6
9	G	6.0	31.8	0.189	124	34	5.0	68	≥90	255	631	376	X	발명강3
10	H	3.5	28.0	0.125	126	34	4.5	62	≥90	212	611	399	O	비교강7
11	I	4.0	28.0	0.143	126	32	4.9	64	≥90	256	707	451	X	발명강4

[관계식 3]

T = t/D

(여기서, t는 용접 강관의 두께를 의미하며, D는 용접 강관의 직경을 의미한다.)

[관계식 4]

K = (Power Input/Welding Speed) + (Thickness/Upset Force)

(여기서, Power Input은 전력(kw), Welding Speed는 용접속도(mpm), Thickness는 강판의 두께(mm), Upset Force는 업셋량(mm))

본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명강 1 내지 3은 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하고 있으며, 지연파괴가 발생하지 않았다.

한편, 비교강 1 및 2는 본 발명에서 제안하는 합금조성과 강판의 제조조건을 만족하였으나, 용접 시, 냉각속도가 본 발명의 범위를 초과한 경우이다. 그 결과, 용접부의 경도가 과도하게 상승하였다. 이 경우, 용접부와 모재의 계면 또는 용접부 미세조직 내에 잔존하는 개재물의 계면에서 크랙이 발생할 수 있다. 강관의 용접부에서 검출 가능한 크랙이 발생하지 않더라도, 상온에서 마르텐사이트 조직을 갖는 용접부는 매우 높은 전위(dislocation) 결함 및 마르텐사이트 래스(lath)/래스(lath) 계면을 가질 수 있어 용접부 냉각 과정에서 또는 대기 중에 있는 수소가 포집(trap) 될 수 있으며, 그러한 국부 위치에서의 수소 농도가 강관 소재가 수용할 수 있는 임계 농도를 초과하는 경우에 수소지연파괴가 발생할 수 있다. 실시예에서 보여지듯이, 비교강 1 및 2는 모재와 용접부의 경도차가 본 발명에서 목적하는 범위를 벗어났으며, 이로 인해, 크랙 발생에 대한 저항성이 열위하여 지연파괴가 발생하였다.

비교강 3은 관계식 2를 만족하지 못하였으며, 권취온도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 상대적으로 높은 권취온도 적용에 따른 페라이트 결정립의 성장으로 결정립 평균 크기가 조대해지고, 시편 방향에 따른 페라이트 조직의 균일성이 하락하여 소성변형 비가 열위하였고, 열처리 후 인장강도가 저하되었으며, 파단 또한 발생하였다.

비교강 4는 본 발명의 관계식 2를 만족하지 못한 경우로, 충분한 업셋량을 적용하더라도 상대적으로 Mn 및 S 함량이 높아 용접부에 MnS를 포함하는 산화성 또는 제강성 개재물의 분율이 증가하였기 때문에 강관 제조 후 지연파괴가 발생되었다.

비교강 5 내지 7은 본 발명에서 제안하는 합금조성은 만족하였으나, 용접조건을 만족하지 못한 경우이다. 비교강 5의 경우 관계식 4의 범위를 초과한 것으로, 냉접(cold welding)을 포함하는 조관 과정에서 발생한 용접 결함으로 인해 지연파괴가 발생한 것으로 판단되었다. 비교강 6의 경우 관계식 4의 범위에 미달된 것으로, 용접부 내에 다량으로 존재하는 개재물 또는 전위 결함 등으로 인해 0.5ppm 수준 이상의 수소가 포집되어 지연파괴가 발생한 것으로 판단되었다. 비교강 7의 경우, 관계식 3을 만족하지 못한 예시로, 강관의 직경 대비 두께가 얇아 적정 수준의 전력(power) 인가를 통해 입열량을 효과적으로 제어하여 양호한 용접 품질을 확보하는데 어려움이 있었다. 또한, 얇은 두께로 인하여 용접부의 냉각속도가 빨라 미세한 래스 마르텐사이트가 형성되었으며, 이로 인해, 냉각 중 또는 대기 중 수소를 쉽게 포집하여 지연파괴가 발생한 것으로 판단되었다.

이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (15)

1. 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
   하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며,
   하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상이고,
   소성변형 비(r-value) 값이 0.9 이상인 강판.
   [관계식 1]
   Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15
   (여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)
   [관계식 2]
   R = ([Mn]+[Ti])/[S]
   (여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)
   
2. 제1항에 있어서,
   상기 강판은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 강판.
   
3. 제1항에 있어서,
   상기 강판의 미세조직은 면적%로, 10~40%의 페라이트와 나머지 펄라이트로 이루어지는 강판.
   
4. 삭제
5. 제1항에 있어서,
   상기 강판은 ??칭 또는 ??칭-템퍼링을 실시한 후 인장강도가 1600MPa 이상인 강판.
   
6. 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상인 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하는 단계; 및
   상기 열간압연된 강을 10~70℃/s의 냉각속도로 560~640℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계를 포함하는 강판 제조방법.
   [관계식 1]
   Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15
   (여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)
   [관계식 2]
   R = ([Mn]+[Ti])/[S]
   (여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)
   
7. 제6항에 있어서,
   상기 강판은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 강판 제조방법.
   
8. 제6항에 있어서,
   상기 냉각 후 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
   
9. 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
   하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며,
   하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상이고,
   용접부와 모재부의 경도 값 차이가 470Hv 미만이며,
   용접부 확산성 수소 함량이 0.5ppm 이하이고,
   용접부 미세조직은 면적%로, 10% 미만의 템퍼드 마르텐사이트와 나머지 마르텐사이트로 이루어지는 강관.
   [관계식 1]
   Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15
   (여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)
   [관계식 2]
   R = ([Mn]+[Ti])/[S]
   (여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)
   
10. 제9항에 있어서,
    상기 강관은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 강관.
    
11. 삭제
12. 제9항에 있어서,
    상기 강관은 직경이 52mm 이하인 강관.
    
13. 중량%로, C: 0.30~0.45%, Mn: 0.9~1.5%, Si: 0.3% 이하, P: 0.01% 이하, S: 0.002% 이하, Al: 0.04% 이하, Cr: 0.3% 이하, Ti: 0.04% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.6 이상이며, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 700 이상인 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강을 10~70℃/s의 냉각속도로 560~640℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계;
    상기 권취된 강을 용접하여 조관하는 단계; 및
    조관된 강관의 용접부를 70℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 조관 시, 하기 관계식 3에서 정의되는 T의 값이 0.13~0.21이고,
    하기 관계식 4에서 정의되는 K의 값이 4.0~9.0인 용접하는 강관 제조방법.
    [관계식 1]
    Ceq = [C] + ([Mn]+[Si])/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Cu]+[Ni])/15
    (여기서, [C], [Mn], [Si], [Cr], [Mo], [V], [Cu] 및 [Ni]은 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    R = ([Mn]+[Ti])/[S]
    (여기서, [Mn], [Ti] 및 [S]는 해당 원소의 중량%이다.)
    [관계식 3]
    T = t/D
    (여기서, t는 용접 강관의 두께를 의미하며, D는 용접 강관의 직경을 의미한다.)
    [관계식 4]
    K = (Power Input/Welding Speed) + (Thickness/Upset Force)
    (여기서, Power Input은 전력(kw), Welding Speed는 용접속도(mpm), Thickness는 강판의 두께(mm), Upset Force는 업셋량(mm))
    
14. 제13항에 있어서,
    상기 강관은 Mo: 0.1% 이하, Nb: 0.02% 이하, Cu: 0.5% 이하 또는 Ni: 0.5% 이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 강관 제조방법.
    
15. 제13항에 있어서,
    상기 냉각 단계 후, 강관의 직경이 52mm 이하가 되도록 소둔, 인발 및 성형하는 단계를 더 포함하는 강관 제조방법.
    

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