KR100799421B1

KR100799421B1 - 용접성이 우수한 490ＭＰａ급 저항복비 냉간성형강관 및 그제조방법

Info

Publication number: KR100799421B1
Application number: KR1020060078718A
Authority: KR
Inventors: 미츠아키 시바타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2005-09-28
Filing date: 2006-08-21
Publication date: 2008-01-30
Also published as: JP2007119899A; JP5069863B2; KR20070035952A

Abstract

본 발명의 냉간성형강관은, 소정의 화학성분조성을 가지고 강판의 마이크로조직이 4~70면적%의 폴리고날페라이트상, 20면적% 이하의 의(擬)폴리고날페라이트상 및 5면적% 이하이고, 아스펙트비(장경/단경)가 4.0 이하인 마르텐사이트상, 잔부가 베이나이트상으로 구성되고, 판 두께를 t(mm), 외측 냉간굽힘 직경을 d(mm)라고 했을 때, t/d가 10% 이하인 냉간성형부위를 갖는 것이다. 이러한 구성에 의해, SR 처리를 행하지 않고도, 인장강도가 490MPa 이상에서 저항복비의 냉간성형강관을 얻을 수 있다.

Description

용접성이 우수한 490ＭＰａ급 저항복비 냉간성형강관 및 그 제조방법{Cold-formed steel pipe and tube having excellent in weldability with 490MPa-class of low yield ratio, and manufacturing process thereof}

(기술분야)

본 발명은 용접성이 우수한 저항복비 인장강도가 490MPa급인 냉간성형강관 및 그 제조방법에 관한 것으로, 특히 내진성(耐震性)이 우수한 CFT(Concrete-Filled Tube) 구조 건축물에 적절히 이용할 수 있는 490MPa 급의 냉간성형강관 및 이러한 냉간성형강관을 제조하는데 유용한 방법에 관한 것이다.

(배경기술)

건축구조물에는 우수한 내진성(耐震性)과 내화성(耐火性)이 요구되고, 특히 내진성이 우수한 상기 CFT구조의 건축물을 구축하는 데에는 고강도, 저항복비로 뛰어난 용접성을 발휘하는 냉간성형강관이 필요하게 된다.

이러한 요구특성을 만족하는 냉간성형용 강관에 관한 기술로서, 지금까지 다양한 기술이 제안되어 있다. 예컨데, 특개평6-128641호 공보에는, 600MPa급 및 800MPa급의 저항복비 강관을 대상으로, 열간압연 후 공냉(空冷) 혹은 수냉한 강판 을 t/D(t:판 두께, D:강관외경)≤10%의 범위에서 냉간성형으로 강관을 제작하고, 항복비(YR)≤80-0.8×t/D로 제어한 강판을, 그 후에 750~850℃의 온도범위에서 노멀라이징(normalizing)하는 기술에 관해 개시되어 있다.

또한 특허 제 2529042호 공보에는, 590MPa급의 저항복비 강관을 대상으로, 압연 마무리온도:(Ar₃-20℃)~(Ar₃+120℃)로 되도록 압연을 행한 후, 강판을 (Ar₃-100℃)~(Ar₃-120℃)까지 공냉하고, 이어서 이 온도에서 곧바로 상온까지

칭(quenching)하고, 또한 Ac₁점 이하의 온도범위까지 템퍼링(tempering)처리를 행하여 상기 t/D≤10%의 범위에서 관 형태로 냉간성형하고, 그 후 500~600℃의 온도범위에서 아닐링(annealing)하는 것에 관하여 개시되어 있다.

또한, 특개평7-233416호 공보에는, 590MPa급 저항복비 강관을 대상으로, Ac₃점 이상의 온도로 재가열하여

칭 혹은

칭ㆍ템퍼링을 행하고, 상기 t/D≤10%의 범위에서 냉간성형을 행하여 강관을 제작하고, 그 후 650~750℃의 온도범위로 재가열하여 노멀라이징하는 것에 대하여 개시되어 있다.

상기 각 기술은 모두 590MPa급 저항복비의 냉간성형강관을 대상으로 한 것이지만, 그 중 특개평6-128641호 공보는 냉간성형 후, 노멀라이징을 하는 것에 대한 내용이고, 특허 제 2529042호 공보는 압연라인 위에서 2상역(二相域)까지 공냉하는 것에 관한 것으로, 모두 압연에서의 생산성 저하를 초래하게 되어, 경제적인 관점으로 보면 바람직하지 않다.

상기 특개평7-233416호 공보의 기술은 강소재에 Cu, Ni 등의 원소를 필수성분으로 함유하는 것으로, 소재 단가가 비싸진다는 문제가 있다. 또한, 이 기술은 Cu 첨가에 의한 석출강화로 강관의 강도향상을 꾀하고 있지만, 열처리공정에 있어 외면측과 내면측의 온도가 불균일하게 되어 Cu의 석출이 고르지 못하므로, 재질에 편차가 발생한다는 것을 충분히 예상할 수 있다.

상기 열거한 모든 기술은, 냉간성형 후에는 항복비의 저감을 목적으로 열처리를 행할 필요가 있으므로 비용면 및 생산성에 문제가 있다. 또한, 상기 특허 제 2529042호 공보의 소위 Delay DQ법을 적용하면, Ar₃점 이상의 온도에서의 직접담금질(

칭)(DQ)에 비해

칭 그대로의 강도가 낮아지므로, 그것을 보충하기 위해 합금원소를 증량할 필요가 있어, 그 결과 용접성이 열화하게 된다.

이러한 이유로, 냉간성형 후에 열처리를 행하지 않는 방법으로 특개평7-109521호 공보와 같은 기술도 제안되어 있다. 이 기술은 열간압연 후 Ac₃~1000℃으로 재가열하여

칭하고, 이어서 700~850℃의 온도로 재가열하여

칭하여 Ac₁점 이하에서 템퍼링 처리를 행하며, 또한 YR(%)≤80-0.8×t/D로 제어한 강판을 이용하여 t/D≤10%의 범위에서 냉간성형으로 강관을 제작하는 것으로, 이에 의하면 두께:100㎜ 이하, 관축방향의 YR이 80% 이하인 건축용 저항복비 600MPa급 강관을 얻을 수 있다.

이 기술은 600MPa급의 저항복비 강관을 대상으로 한 것으로, 압연 후에 조직을 베이나이트화하기 위한 재가열

칭, 강관의 인성개선과 용접, 응력제거 처리 등에 의한 연화를 방지하기 위한 템퍼링을 필수공정으로 하는데, 생산성과 비용이라는 관점에서 약간의 문제가 남아있다. 게다가, 이 기술로는 강도확보라고 하는 관점에서는 합금원소의 증량이 필요하기 때문에 용접성이 자연 문제가 된다.

한편, 490MPa급의 저항복비 고장력강판(低降伏比高張力鋼板)의 제조방법으로, 예컨데 특개소55-115921호 공보와 같은 기술도 제안되어 있다. 이 기술은, 900℃ 이하에서의 누적압하율이 50% 이상이 되도록 압연하고, 또한 Ar₃점 이상에서 압연을 종료하여 Ac₁점 이하로 냉각한 후, 730~850℃ 이하의 범위에서 재가열하여 공냉하는 것이다.

이 기술에서는, 2상역온도(Ac₁점 초과, Ac₃점 미만)에서의

칭(Q′)처리한 것에 비해 강도가 낮아지게 되므로, 탄소당량 Ceq(JIS)가 0.40% 이하에서 용접성이 양호한 것은 32㎜정도까지의 판두께에 적용할 수 있지만(예컨데 표 1의 강 No. 1, 2, 4~6), 냉간성형용 두꺼운 강관에 적용하고자 할 때에는 탄소당량 Ceq를 대폭 높일 필요가 있어(예컨데 표 1의 No.3), 이에 따라 용접성이 열화하고 예열이 필요하게 된다. 게다가, 오스테나이트 미재결정역(未再結晶域)(약 900℃~Ar₃점)에서의 압하율을 크게하기 위해, 건축용 강에 요구되는 음향이방성이 작아야 한다는 요건을 만족하지 못하게 된다.

(발명이 해결하고자 하는 과제)

그런데 신(新) 내진설계법의 개정(1981년)에 의해 건축분야에서는, 대지진이 일어날 때 강재의 소성변형(塑性變形)을 허용하고, 지진의 에너지를 흡수하여 구조물의 붕괴를 방지하는 설계개념이 고층 건축물을 중심으로 채택되고, 따라서 강재에 필요한 특성으로서 저항복비(低降伏比)가 요구되게 되었다.

콘크리트 충전강관기둥에 적용되는 냉간성형강관에서는, t/D:5~10%의 혹독한 냉간굽힘이 가해졌을 경우, t/4부로 약 2.5~5% 상당의 스트레인(ε)이 부여되게 되어서 항복응력이 상승하므로, 인장강도가 490MPa급인 강재라고 해도 목표항복비(항복점/인장강도) 85% 이하를 확보할 수 없게 된다. 이러한 경우에는, 냉간성형 후에 잔류응력의 제거를 목적으로 한 스트레인 제거소둔(Stress Relieving:SR처리)을 해야만 하므로, 고비용화, 공기(工期)의 장기화 및 생산성의 저하를 초래한다.

본 발명은, 이러한 상황 하에 이루어진 것으로, 그 목적은 SR처리를 하지 않고도, 인장강도 490MPa 이상에서 저항복비를 가진 냉간성형강관 및 이러한 냉간성형강관을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 데 목적이 있다.

(과제를 해결하기 위한 수단)

상기 목적을 달성할 수 있는 본 발명의 490MPa급 저항복비 냉간성형강관은, C:0.07~0.18%(질량%, 이하 동일), Si:0.05~1.0%, Mn:0.7~1.7%, Ti:0.002~0.025%, sol. Al:0.005~0.1% 및 N:0.001~0.008%을 각각 함유하는 외에, Cr:0.6% 이하(0% 포함), Mo:0.5% 이하(0% 포함) 및 V:0.08% 이하(0% 포함)으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고, Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비가 [Mn]/[C]≤15를 만족하고, 하기 (1)식으로 나타나는 탄소당량 Ceq 값이 0.34~0.42%의 범위 내에 있음과 동시에, 하기 (2)식으로 나타나는 A 값이 1.1~2.6을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피불순물로 이루어지는 화학성분조성을 가지며, 또한 마이크로조직이 필수적으로 구성되는 상조직으로서 4~70면적%의 폴리고날페라이트 상, 20면적% 이하의 의(擬) 폴리고날페라이트 상, 및 5면적% 이하이고, 아스펙트비(장경(長徑)/단경(短徑))가 4.0 이하인 도상(島狀) 마르텐사이트 상, 잔부가 베이나이트 상으로 이루어지며, 판 두께가 t(㎜) 강판으로 얻어지고, 상기 강관의 외측냉간굽힘 직경을 d(㎜)라고 했을 때, t/d가 10% 이하인 냉간성형부위를 얻을 수 있게 하는 강관이다.

Cep=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15 ‥‥ (1)

단, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각 C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량(질량%)을 나타낸다.

A=(2.16{Cr}+1)×(3.0{Mo}+1)×(1.75{V}+1) ‥‥ (2)

단, {Cr}, {Mo} 및 {V}는 각각 Cr, Mo 및 V의 강판중의 고용량(固溶量)(질량%)을 나타낸다.

본 발명의 냉간성형강관에는 필요에 따라, 또한 (a) Cu:0.5% 이하(0% 포함하지 않음) 및/또는 Ni:3.0% 이하(0% 포함하지 않음), (b) Nb:0.015% 이하(0% 포함하지 않음), (c) Ca:0.003% 이하(0% 포함하지 않음), (d) 희토류(希土類) 원소:0.02% 이하(0% 포함하지 않음) 등을 함유하는 것도 유효하므로, 이들 함유된 성분에 의해 강관의 특성을 한층 향상시킬 수 있다.

전술한 바와 같은 냉간성형강관을 제조하는 데 있어서, 본 발명에서 규정하는 화학성분조성을 갖는 강편을 950~1250℃의 온도범위로 가열하고, 하기 (3)식에 서 나타난 오스테나이트 미재결정화 온도 Aγ(℃) 이하에서의 누적압하율을 60% 이하(0%를 포함)로 하고 압연을 완료하여 강판으로 한 후, Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 450℃ 이하까지 4~100℃/sec.의 냉각속도로 가속냉각하고, 이어서 730~830℃의 온도범위로 재가열한 후

칭하고, 상기 t/D가 10% 이하의 범위에서 냉간성형되도록 하는 것이 바람직하다.

Aγ(℃)=887+467[C]+(6445[Nb]-644√[Nb])+(732[V]-230√[V])+890[Ti]+363 [Al]-357[Si] ‥‥(3)

단, [C], [Nb], [V], [Ti], [Al] 및 [Si]는 각각 C, Nb, V, Ti, Al 및 Si의 함유량(질량%)을 나타낸다.

이 제조방법에 있어서는, (1) 730~830℃의 온도범위로 재가열하고

칭한 후, 상기 강판을 500℃ 이하로 템퍼링을 행한다, (2)상기 압연을 종료한 후, 가속냉각하기 전에 온라인레벨러 교정을 행한다, (3) 강판온도를 400℃ 이하로 하여 냉간성형한다, 등의 조건을 부가하는 것이 바람직하다.

(발명을 실시하기 위한 최량의 형태)

본 발명자들은, 판두께를 t(㎜), 외측 냉간굽힘직경을 d(㎜)로 했을 때, t/d가 10% 이하인 냉간성형부위를 갖고, 인장강도가 490MPa 이상인 강관으로서 용접성이 우수하고, 또한 항복비를 목표치인 85% 이하로 달성하기 위하여 화학성분조성과 마이크로조직에 대하여 상세히 검토하였다.

그 결과, 강관의 항복비를 저감시키기 위해서는, 강판단계에서의 항복비를 미리 강관에서의 상승분 이상 내려둘 것, 및 균일연신(uniform elongation) δu(최대하중까지의 소성연신)을 증대시키는 것이 중요하다는 것을 알게 되었다.

그리고, 강판 단계에서 저항복비와 인장강도를 양립시키기 위해서는, 마이크로조직을 경질상으로 되는 베이나이트상(B)과, 연질상으로 되는 폴리고날화한 페라이트상(폴리고날페라이트상:αP)을 공존시켜, 그 폴리고날페라이트상(αP)의 면적분율을 40~70%로 제어하는 것이 유효하다는 것이 판명되었다. 또한 균일연신δu은, 페라이트상을 폴리고날화시키므로써 증대시킬 수 있다는 것을 알게 되었다.

강판단계(냉간성형 전)에서, 마르텐사이트가 도상(島狀), 즉 섬 형상으로 형성된 경우에는, 항복점을 저감하고 냉간굽힘 후의 항복비를 또한 낮게 위치하도록 하는 작용을 발휘한다. 섬(島)상 마르텐사이트는, 마르텐사이트상과 오스테나이트상(잔류 오스테나이트상)이 혼합한 상으로부터 이루어진 것이지만(Martensite-Austenite constitute:M-A상), 섬상 마르텐사이트 중에 존재하는 잔류 오스테나이트상γR이 냉간굽힘에 의해 가공 유기(誘起) 마르텐사이트로 변태하므로써 균일연신δu을 또한 증대시킬 수 있게 된다. 또한, 이러한 조직에 냉간굽힘을 행하여 냉간성형강관으로 한 경우에는, 조직 중의 잔류 오스테나이트상은 없어지고, 변태한 마르텐사이트상으로 존재하게 된다.

본 발명의 냉간성형강관은, 상기 관점에서 마이크로조직을 적절히 제어할 필요가 있는데, 이 조직 중의 각 상의 범위(면적분율)를 한정한 이유는 다음과 같다.

[폴리고날페라이트상αP : 40~70면적%]

항복비를 낮추기 위해서는, 변태 후의 마이크로조직에 전위밀도(轉位密度)가 작은 폴리고날화한 페라이트(αP)를 생성시키는 것이 유효하고, 항복비를 강판단계에서 미리 낮추려면, 그 면적분율을 40~70%의 범위로 제어할 필요가 있다. 폴리고날화한 페라이트(αP)의 면적분율이 70%를 넘으면, 두꺼운 재료에서의 목표강도를 확보하기 어렵게 된다. 한편, 폴리고날페라이트상(αP)의 면적분율이 40% 미만이 되면 항복비가 목표치(85%)를 넘어버리게 된다.

이 폴리고날페라이트상의 면적분율 조건을 만족하기 위해서는, 본 발명에서 규정한 조성조건을 만족함과 아울러(상기 식(1),(2)를 만족하는 것도 포함함), 후술하는 제조조건을 만족할 필요가 있다.

[의(擬) 폴리고날페라이트상αq : 20면적% 이하]

전위밀도가 높은 의(擬) 폴리고날페라이트상αq는, 강도를 상승시키는 한편, 가동전위(可動轉位)의 이동을 막아 항복비를 상승시키므로, 가능한 한 적을수록 좋고, 면적분율로 20% 이하정도로 할 필요가 있다. 바람직하게는 15% 이하정도로 하는 것이 좋다.

의(擬) 폴리고날페라이트상은, 6각형(JIS G0551로 규정되어 있다)으로 성장하지 않고, 둥글게되지도 않으며, 들쭉날쭉한 톱니형태를 띄고 있다. 따라서, 의(擬) 폴리고날페라이트상과 폴리고날페라이트상은 현미경으로 관찰하면 명확히 구별할 수 있다.

[섬 형상 마르텐사이트상 M-A : 5면적% 이하]

강판단계에서 마르텐사이트상(M) 또는 마르텐사이트-오스테나이트 혼합상(M-A상)은, 미변태 오스테나이트에서의 C, 합금원소 편석이 큰 부분이 베이나이트 변태를 하지 않고, 국부적으로 섬 형상(島狀)으로 마르텐사이트상(M)과 잔류 오스테나이트상(γR)으로 되는 것이다. 그 중, 마르텐사이트상(M)은 인장강도가 상승하여 항복비의 저감에 유효히 작용한다. 또한 잔류 오스테나이트(γR)는 외부로부터의 가공 스트레인에 의해 가공유기변태를 발현시키게 되므로, 균일연신δu의 증대에 유효히 작용한다. 따라서, 냉간성형강관에는, 항복비의 저감 및 균일연신δu의 증대를 보다 촉진하기 위하여, 섬 형상 마르텐사이트상(M-A:잔류 오스테나이트로부터의 변태후 마르텐사이트상 M도 포함)을 생성시킨다. 섬 형상 마르텐사이트상(M-A)의 면적분율은, 5% 이하정도로 하는 것이 좋다. 섬 형상 마르텐사이트상(M-A)의 면적분율이 5%를 초과하면, 인성이 열화하게 된다. 이 면적분율은 바람직하게는 4% 이하정도로 하는 것이 좋다.

[섬 형상 마르텐사이트상(M-A)의 아스펙트비:4.0 이하]

섬 형상 마르텐사이트상(M-A)의 면적분율이 5% 이하여도 그 형상에서 아스펙트비(장경/단경)가 4.0을 넘으면, 균일연신δu가 증대하지 않고, 인성도 열화하게 된다. 또한 M-A상은 구 오스테나이트 입계에 형성되기 때문에, 그 아스펙트비를 4.0 이하로 제어하는 것은 구 오스테나이트립의 전신도(展伸度)가 적은 것으로 귀결되고, 압연집합조직의 형성도 극히 작아지기 때문에, 강관의 시임(seam) 용접부(단곡(端曲)의 무(無)가공부에 상당)의 음향이방성을 작게 하는 것이 가능하다.

본 발명의 냉간성형강관에는, 판두께를 t(㎜), 외측 냉간굽힘직경을 d(㎜)로 했을 때, t/d가 10% 이하인 냉간성형부위를 갖는 것이지만, 이 t/d가 10%를 초과한 냉간가공에서는 인장 변형측의 항복비가 가공 후에 85%를 넘어버리게 되므로, 항복비의 상승을 억제하기 위하여 열간, 온간에서의 성형, 또는 성형 후의 응력제거 소둔처리(상기 SR처리)가 필요하게 된다. 따라서, 상기 t/d는 10% 이하로 할 필요가 있다. 이 t/d는 바람직하게는 7.5% 이하로 하는 것이 좋다. 이 t/d를 달성하기 위한 가공방법은 프레스굽힘성형에 한정되는 것이 아니라, 예컨데 롤굽힘, 압축프레스, 스피닝 등의 적용도 가능하다. 또한 굽힘온도는 상온에서뿐만 아니라 본 발명의 강판 재질을 손상하지 않는 정도(400℃ 정도)의 온도까지 허용할 수 있다. 또한, 본 발명의 냉간성형강관은 그 단면형상이 원형, 각형인 것을 모두 포함한다. 또한, 상기 외측 냉간굽힘직경 d는 냉간성형(굽힘가공)된 부위에 있어 곡률직경을 의미하고, 강관의 단면형상이 원형일 때에는 외측 냉간굽힘직경 d는 강관 외경 D와 일치하게 된다.

본 발명의 냉간성형강관에 있어서, 마이크로조직의 페라이트(αP)의 양적 비율(割合)을 상기와 같은 방법으로 제어하는 데에는(면적분율 40~70%), 변태곡선의 페라이트노즈를 단시간으로 이행시킬 것, 구체적으로는 Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]와의 비([Mn]/[C])를 15 이하로 하고, 2상역(α+γ영역) 온도유지에서의 C의 2상분리화(二相分離化)를 용이하게 하는 것이 효과적이다. 또한 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 2상역

칭온도를 730~830℃ 정도로 하는 것이 유효하다(이 조건에 대해서는 후술한다).

페라이트 연질화(軟質化), 및 세멘타이트의 경질화(硬質化)는, 페라이트에 부(負)의 편석원소를 첨가하고 2상역온도 유지에서 존재하는 오스테나이트와 페라이트의 공존상태에서의 페라이트에 부(負)의 편석원소를 미변태 오스테나이트로 확산시키고, 그 후 베이나이트 변태를 시켜서 베이나이트 변태과정에서 토출된 합금원소를 세멘타이트 안으로 농화시키는 것이 유효하다고 생각된다.

페라이트에 있어서 부의 편석원소로는, Cr, Mo 및 V의 작용이 크다는 것에 착안하여, 이들의 고용량으로 상기 (2)식에서 규정된 량을 1.1~2.6으로 제어하므로써, 합금원소를 2상분리화 할 수 있다. 또한, 상기 (2)식에서 규정된 량을 1.1~2.6으로 제어하기 위해서는 강편을 950~1250℃의 온도범위로 가열하는 것과 압연종료 후에 Ar₃ 변태점 이상의 온도에서의 급냉으로, 상기 각 원소의 질화물 석출온도역에서의 석출 회피를 꾀하고, Cr, Mo 및 V를 고용상태로 한 후, 2상역

칭하는 것이 유효하다(이 조건에 대해서는 후술한다).

항복점을 내리는 것, 및 균일연신δu를 증대시키는 것은, 페라이트 변태 후 무가공으로 입(粒)을 성장시켜 폴리고날화시키므로써, 페라이트의 전위밀도를 낮게하는 데 유효하다.

냉간성형강관의 항복비를 저감하고 또한 인성도 확보하는 데에는, 보다 등방적(等方的)인 마르텐사이트상을 형성시킬 필요가 있는데, 이러한 관점으로 상기 아스펙트비는 4.0 이하로 할 필요가 있다. 또한 아스펙트비를 낮게 하므로써 압연집합조직도 작아지기 때문에, 강관의 시임 용접부(단곡의 무(無)가공부에 상당)에서의 음향이방성의 저감에도 효과적이다.

강판단계에서의 마르텐사이트상 또는 오스테나이트와의 혼합층의 편평화(扁平化)를 억제하는 수단으로는, 상기 (3)식에서 나타난 오스테나이트 미재결정화 온도 Aγ 이하에서의 누적압하율을 60% 이하(0%를 포함)로 하여 압연을 종료하는 것이, 구 오스테나이트립 및 입계석출한 마르텐사이트상 또는 오스테나이트와의 혼합상의 편평화를 억제하는 데에는 유효하다. 또한, 이 때의 압연종료 온도는, 구 오스테나이트립의 편평화의 억제라고 하는 관점에서, 오스테나이트 미재결정화 온도 Aγ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 마르텐사이트의 조직분율을 전술한 바와 같이 제어하기 위해서는, 탄소당량식에서의 C를 본 발명의 합금원소(특히 Cr, No, V 등)로 치환하는 것이 필요하다.

본 발명의 냉간성형강관에 있어서 그 마이크로 조직은, 상기 이외(잔부)에는 기본적으로 베이나이트로 이루어지는 것이지만, 그러기 위해서는 본 발명 범위의 폴리고날페라이트αP를 석출시킨 후, 펄라이트 변태시키지 않도록 즉시 가속냉각하는 것이 좋다.

그러므로 본 발명의 냉간성형강관에서는, 용접성이 양호한 것도 필요하지만, 그러기 위해서는 B를 무첨가하므로써 용접열영향부(HAZ)에서 마르텐사이트화, 혹은 베이나이트화 하는 것을 억제할 수 있고, 내크랙성과 HAZ인성을 향상시킬 수 있게 된다. 또한, Ti의 첨가로 TiN을 생성시키고, 모재 및 HAZ에서의 구 오스테나이트립의 미세화 작용을 발휘시키므로써 인성이 향상하게 된다.

이어서, 본 발명의 냉간성형강관에 있어서 화학성분조성을 한정하는 이유에 대하여 설명한다. 우선 본 발명은, 전술한 바와 같이 C:0.07~0.18%, Si:0.05~1.0%, Mn:0.7~1.7%(단, Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비 [Mn]/[C]≤15), Ti:0.002~0.025%, sol.Al:0.005~0.1% 및 N:0.001~0.008%을 함유하는 외에, Cr:0.6% 이하(0% 포함), Mo:0.5% 이하(0% 포함) 및 V:0.08% 이하(0% 포함)으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유함과 아울러, 하기 (1)식 및 (2)식에서 규정하는 값을 적정한 범위로 제어할 필요가 있다. 이들 원소의 범위한정 이유는 다음과 같다.

[C : 0.07 ~ 0.18%]

C는 가장 값싼 원소로 강도상승에 효과적인 원소이지만, 과잉 함유되면 용접성이 현저히 저하되므로, 함유량의 상한을 0.18%로 한다. 그렇지만, C 함유량이 0.07% 미만이 되면 강도부족이 생기고, 그것을 보충하기 위해서는 합금원소의 첨가가 필요하게 되는데, 이들 합금원소를 과잉 첨가하게 되면 항복비의 증가를 초래하게 되므로 바람직하지 않다. 이 항복비의 증가를 억제하면서 목표 강도(인장강도 490MPa 이상)를 확보하기 위해서는, C를 적어도 0.07% 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, 모재강도와 용접HAZ인성의 양립의 관점에서, C 함유량의 바람직한 하한은 0.08%이고, 바람직한 상한은 0.16%이다.

[Si : 0.05 ~ 1.0%]

Si는 탈산을 위해서 0.05% 이상 함유시키는 것이 필요하지만, 1.0%를 넘어 과잉 함유시키면 용접성과 HAZ인성을 저하시키게 된다. 따라서, Si 함유량은 0.05~1.0%로 할 필요가 있다. 또한, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.10%이고, 바람직한 상한은 0.9%이다.

[Mn : 0.7 ~ 1.7%(단, Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비 [Mn]/[C]≤15)]

Mn은 강도와 인성을 같이 높이는 원소로 효과적이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서, Mn은 0.7% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그렇지만, Mn을 과잉 함유시키면 용접성 및 HAZ인성이 현저히 열화하게 되므로, 상한을 1.7%로 한다. 또한, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.0%이고, 바람직한 상한은 1.6%이다.

또한, Mn 함유량은 C 함유량과의 관계에서 적절한 범위로 조정할 필요가 있다. Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]와의 비 [Mn]/[C]는, 연속냉각 변태곡선(CCT곡선) 및 등온변태곡선(TTT곡선)에서의 페라이트 변태곡선에서 튀어나온 부분(노즈)의 정도를 성분적으로 제어하는 인자가 되므로, 상기 비 [Mn]/[C]가 15를 초과하면 페라이트 노즈가 장시간측으로 후퇴하고, 2상역 열처리(Q′)에서 평형상태의 2상조직(α+γ)로 하기 위한 유지기간이 길어져 생산에 제약을 받아 비효율적이다. 따라서, 상기 비 [Mn]/[C]는 15이하로 할 필요가 있다.

[Ti : 0.002 ~ 0.025%]

Ti는 슬라브 가열시에 강중에 미세한 TiN으로 존재하고, 가열 오스테나이트립의 조대화를 방지하는 효과가 있다. 적당한 오스테나이트(γ) 재결정온도역 압연, 이어서 γ 미재결정온도 Aγ역 압연 및 미세한 TiN생성과의 복합효과에 의해 양호한 인성과 초음파 음향이방성을 확보하는 것이 가능하다. 또한 Ti는 직접담금질(

칭) 후의 Q′처리에서도 역변태 오스테나이트로부터 TiN을 페라이트변태핵(核)으로 하여 폴리고날페라이트의 석출을 촉진시키고, 항복비저감, 균일연신δu의 증대에도 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti함유량은 0.002% 이 상으로 할 필요가 있다. 그렇지만, Ti를 과잉 함유시켜도 그 효과가 포화하므로, 그 상한을 0.025%로 한다. 또한, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.008%이고, 바람직한 상한은 0.015%이다.

[sol. Al : 0.005 ~ 0.1%]

Al은 탈산을 위해 적어도 0.005% 함유시킬 필요가 있지만, 과잉 함유시키면 비금속개재물이 증가하여 인성이 저하하므로, 0.1% 이하로 할 필요가 있다. Al 함유량의 바람직한 하한은 0.01%이고, 바람직한 상한은 0.06%이다.

[N : 0.001 ~ 0.008%]

N은 Ti와 반응하여 TiN을 생성하고, 가열시의 오스테나이트의 조대화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 적어도 0.001% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 과잉 함유시키면 용접이음부의 인성이 열화하므로, 0.008% 이하로 할 필요가 있다. N 함유량의 바람직한 하한은 0.002%이고, 바람직한 상한은 0.006%이다.

[Cr:0.6% 이하(0% 포함), Mo:0.5% 이하(0% 포함) 및 V:0.08% 이하(0% 포함)으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상, 또한 고용량이 상기 (2)식을 만족하는 량]

Cr, Mo 및 V는, 강도를 향상시키는 원소이지만, 화합물로 석출되는 경우, 석출강화에 의해 항복비를 상승시키는 한편, 인성을 열화시키게 된다. 항복비를 낮게 유지한 채 고강도와 고인성을 확보하기 위해서는, 고용상태로 세멘타이트에 정편석, 페라이트에 부편석시키는 것이 효과적이다. 이러한 이유로 Cr, Mo 및 V의 함유 량을 각각 0.6% 이하, 0.5% 이하, 0.08% 이하로 하고(모두 0% 포함), 그 고용량을 상기 (2)식에서 규정된 A값으로 1.1~2.6의 범위 내에서 제어할 필요가 있다. 이 성분원소량 및 A값이 상한을 초과하면, 용접성을 저해하게 된다. 또한 A값이 1.1 미만이 되면, 강관성형후의 항복비가 목표치를 만족할 수 없게 된다. 각 원소는, 바람직하게는 Cr:0.3% 이하, Mo:0.3% 이하, V:0.06% 이하로 하는 것이 좋다. 또한, A값의 바람직한 범위는 1.05~2.0정도이다.

[Ceq : 0.34 ~ 0.42%]

상기 (1)식에서의 탄소당량 Ceq는, HAZ의 경화성을 나타내는 지표로서(예컨데 JIS G 3106), 용접크랙 감수성을 저감하고, y형 용접크랙시험으로의 크랙방지 예열온도를 25℃ 이하로 하기 위해서는 Cep값을 0.42% 이하로 할 필요가 있다. 한편, 인장강도 490MPa 이상을 확보하기 위해서는, Ceq값은 0.34% 이상으로 할 필요가 있다. Ceq값의 바람직한 하한은 0.36%이고, 바람직한 상한은 0.40%이다. 또한, 상기 (1)식에는, 기본성분인 C, Si, Mn, Cr, Mo, V 외에, 필요에 따라 함유되는 성분 (Ni)도 식 중 항목으로 포함되어 있는데, 이들 성분이 함유될 때에는 그 함유량도 고려하여 (1)식의 값으로 계산하는 것이 좋고, 함유하지 않을 때에는 이들 함유량을 고려하지 않고 계산하는 것이 좋다.

본 발명의 냉간성형강관에 있어서, 상기 성분 외에는 Fe 및 불가피불순물으로 이루어지는 것이 있지만, 용제상 불가피적으로 혼입되는 미량성분(허용성분)도 포함될 수 있는 것이고(예컨데 P, S, O, B≤0.0005% 등), 이러한 강 슬라브도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다. 또한, 본 발명의 냉간성형강관에는 필요에 따라, 또한 (a) Cu:0.5% 이하(0% 포함하지 않음) 및/또는 Ni:3.0% 이하(0% 포함하지 않음), (b) Nb:0.015% 이하(0% 포함하지 않음), (c) Ca:0.003% 이하(0% 포함하지 않음), (d) 희토류(希土類) 원소:0.02% 이하(0% 포함하지 않음) 등을 함유하는 것도 유효한데, 이들 성분을 함유시킬 때의 범위한정 이유는 다음과 같다.

[Cu:0.5% 이하(0% 포함하지 않음) 및/또는 Ni:3.0% 이하(0% 포함하지 않음)]

이들 원소는 고가(高價)일 뿐 아니라 항복비를 상승시키기 때문에, 그 첨가는 가능한 한 피하는 것이 바람직하다. 그러나, 두꺼운 강판에서, 판두께 중심부의 강도저하를 억제하는 작용이 있으므로 미량첨가하는 경우가 있다. 이들 원소를 첨가하는 경우에는, Cu는 0.5%, Ni는 3.0%를 상한으로 함유시킬 필요가 있다. Cu 함유량의 바람직한 상한은 0.3%이고, Ni의 보다 바람직한 상한은 1.5%이다.

[Nb:0.015% 이하(0% 포함하지 않음)]

Nb는 강도, 인성을 모두 향상시키는 원소로서 알려져 있지만, 열간압연후 가속냉각을 행했을 경우,

칭성 향상원소인 Nb를 함유시킨 강에서는 약 2상조직의 베이나이트 량이 증가하고, 연질의 페라이트가 생성되기 어렵게 된다. 그 결과, 항복비가 상승하게 된다. 이러한 이유로, Nb를 함유시킨 경우에는 0.015%정도까지로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.010%이다.

[Ca:0.005% 이하(0% 포함하지 않음)]

Ca는 비금속개재물의 구상화(球狀化) 작용을 갖는, 이방성의 저감에 유효한 원소이지만, 0.005%를 초과하여 함유시키면, 개재물의 증가로 인해 인성이 열화하게 된다. 따라서, Ca를 함유시킬 때에는, 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0005%이고, 보다 바람직한 상한은 0.003%이다.

[희토류(希土類) 원소:0.02% 이하(0% 포함하지 않음)]

희토류원소(이하「REM」이라 함)는, 그 옥시설파이드(oxysulfide)로 TiN 공존하에서 오스테나이트 이상성장을 억제하여 HAZ의 인성을 향상시키는 원소이지만, 0.02%을 초과하여 과잉 함유시키면, 강의 청정도를 나쁘게 하여 내부결함을 발생시킨다. REM에 의한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.002% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 상한은 0.01%이다. 또한, REM으로는, 주기율표 제 3속에 속하는 스칸지움(Sc), 잇트리움(Y) 및 란타노이드 계열 희토류원소 모두 사용할 수 있다.

본 발명의 냉간성형강관을 제조하는 데에는, 기본적으로는 연주법(連鑄法) 혹은 조괴법(造塊法)으로 제작된 슬라브에서의 강편을 이용하여, 가열-열간압연-냉각-열처리 등의 공정, 또는 열간압연 후의 제어냉각(가속냉각이나 직접담금질(

칭)도 포함) 등의 공정을 거치므로써, 상기와 같은 화학성분조성 및 조직을 갖는 강관을 제조하는 것이 바람직하고, 따라서 제조방법에 대해서는 특히 한정하는 것은 아니지만(후술 실시예의 실험 No. 42~46), 본 발명 방법에 따라 제조하는 것이 바람직하다. 다음으로, 본 발명의 제조방법으로 규정하는 각 요건에 대하여 설명한다.

[강편의 가열온도 : 950 ~ 1250℃]

강편의 가열온도를 1250℃가 넘는 온도로 하면, 강편의 오스테나이트립이 급격히 립성장을 일으키고, 변태 후의 조직이 조대 베이나이트 조직으로 되어서 강판 의 인성이 현저히 낮아진다. 한편, 가열온도가 950℃ 미만이 되면, (γ미재결정화 온도 Aγ-50℃) 미만에서의 누적압하율이 커지게 되어, 구 오스테나이트립의 과대한 미립화가 일어나고, 항복점 YP, 0.2% 내력α 0.2 및 항복비 YR이 대폭 상승하게 된다. 이러한 이유로, 강편의 가열온도는 950~1250℃의 범위로 할 필요가 있다. 이 가열온도는, 바람직하게는 1000℃ 이상, 1150℃ 이하로 하는 것이 좋다.

[γ미재결정화 온도 Aγ 이하에서의 누적압하율이 60% 이하]

전술한 바와 같이, 강판단계에서의 마르텐사이트상 혹은 오스테나이트와의 혼합상의 편평화를 억제하기 위해, γ미재결정화온도 Aγ 이하에서의 누적압하율을 60% 이하로 할 필요가 있다. 또한 이 누적압하율이 60%를 넘으면, 구 오스테나이트립의 과대한 세립화가 일어나 항복비가 상승하게 된다. 또한 상기「압하율」이란, 압연전ㆍ후의 강판의 두께를 각각 t1(㎜) 및 t2(㎜)라고 했을 때, {(t1-t2)/t1}×100(%)로 구해지는 것이다.

[압연종료 후, Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 450℃ 이하까지 4~100℃/sec.의 냉각속도로 냉각한다]

강판의 마이크로조직에서의 C의 균일분산 및 Cr, Mo, V의 고용을 꾀하는 것과, 강도의 확보를 목적으로, 압연 후에 Ar₃ 변태점 이상에서 450℃ 이하까지를 가속냉각할 필요가 있다. 냉각개시온도가 Ar₃ 변태점보다도 낮게 되거나, 냉각정지온도가 450℃보다도 높아지거나, 냉각속도가 4℃/sec. 미만이거나 하면, 변태강화가 불충분하게 됨(즉, 복상(複相)조직의 제 2상이 베이나이트로 되기 어렵다)과 아울 러, Cr, Mo 및 V의 모든 고용이 달성되지 않게 된다. 이 때의 냉각속도의 상한에 대해서는, 냉각 매체의 냉각능의 한계라고 하는 관점에서, 100℃/sec. 이하로 할 필요가 있다. 또한, 본 발명의 Ar₃ 변태점은, 하기 (4)식에 의해 계산되는 값을 채용한 것이다.

Ar₃ 변태점=910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]+0.35(t-8)‥(4)

단, t는 강판 두께

[730~830℃의 온도범위로 재가열하고

칭]

가속냉각한 강판을 2상역(α+γ) 온도로 유지하므로써, 일단 분산된 C가 가속냉각시에 생성된 의 폴리고날페라이트와 역변태 오스테나이트로 2상분리되어, 의 폴리고날페라이트의 C의 부(負)편석(평균농도(첨가량)보다도 낮은 농도), 오스테나이트의 정편석(평균농도(첨가량)보다도 높은 농도)을 생기게 했다. 또한, 가속냉각에 의해, 일단 고용시킨 Cr, Mo 및 V의 각 원소에 대해서도, 이 2상역유지에 있어서, 의 폴리고날페라이트로의 부편석, 오스테나이트로의 정편석을 일으켜 항복비의 저감과 고강도의 확보라고 하는 상반되는 과제를 해결할 수 있게 되었다. 2상역에서의 유지온도가 730℃ 미만인 경우, 및 830℃를 초과하는 경우에는, 각각 역변태 오스테나이트 량, 의 폴리고날페라이트의 량이 너무 적기 때문에, 강판단계에서의 항복비가 높아져서 냉간성형강관 후의 항복비가 목표항복비를 만족할 수 없게 된다. 또한 2상역온도에 유지한 후

칭하는 것은, 역변태 오스테나이트에서

칭으로 주상(主相)인 베이나이트 조직과 섬형상 마르텐사이트상을 석출시키기 위해서이 다.

[판두께를 t(㎜), 외측 냉간굽힘직경을 d(㎜)로 했을 때, t/d 10% 이하의 범위로 냉간성형한다]

본 발명의 냉간성형강관은, 인장변형측의 항복비가 가공 후에 85% 이하로 되기 위해서 t/d가 10% 이하인 냉간성형부위를 갖는 것으로, 이러한 부위를 형성하기 위해서 t/d가 10% 이하인 범위에서 냉간성형하는 것이다.

본 발명의 제조방법은, 필요에 따라 (1) 730~830℃의 온도범위로 재가열하고

칭한 후, 상기 강판을 500℃ 이하로 템퍼링을 행한다, (2)상기 압연을 종료한 후, 가속냉각하기 전에 온라인레벨러 교정을 행한다, (3) 강판온도를 400℃ 이하로 하여 냉간성형한다, 등의 조건을 부가하는 것이 바람직한데, 이들 요건을 규정하는 이유는 다음과 같다.

[730~830℃의 온도범위로 재가열하고

칭한 후, 상기 강판을 500℃ 이하로 템퍼링에서 행한다]

2상역 담금질한 강판의 잔류응력을 없애기 위해 선택적으로 500℃ 이하에서 템퍼링을 행하는 것도 효과적이다. 이 때의 템퍼링 온도가 500℃를 넘으면,

칭 자체에서 생성된 베이나이트 조직 중의 C가 확산ㆍ응집되어 펄라이트를 생성시키므로, 강도가 저하하게 된다. 따라서, 템퍼링 온도는 500℃ 이하로 하는데, 바람직하게는 480℃ 이하로 하는 것이 좋다.

[상기 압연을 종료한 후, 가속냉각하기 전에 온라인레벨러 교정을 행한다]

압연종료 후, 압연이 끝난 강판의 앞ㆍ뒷끝단에 평탄불량이 생긴 경우에도, 직접담금질(

칭) 전의 열간교정에 의해 평탄도가 양호하게 되므로, 앞ㆍ뒷끝단부에 대한 균일냉각이 가능하게 되고, 기계적 성질이 안정되며 회수율(收率)이 향상된다. 따라서, 압연종료 후에 직접담금질 전에서의 온라인레벨러 교정(on-line leveller 矯正)을 행하는 것이 효과적이다.

[강판온도를 400℃ 이하로 하여 냉간성형한다]

굽힘온도(성형온도)는, 상온뿐만 아니라, 본 발명의 강판 재질을 손상하지 않는 정도(400℃ 정도)의 온도까지 허용할 수 있다는 것은 상술한 대로이지만, 냉간성형시의 스프링백 등의 성형저해요인을 경감하기 위하여, 마이크로조직이 변화하지 않고, 전위밀도가 저감할 수 있는 400℃ 이하에서 선택적으로 성형(온간성형)하는 것도 유효하다. 이 때의 성형온도가 400℃를 넘으면, C가 확산하여 주상인 베이나이트의 일부가 펄라이트로 변화하기 시작하므로, 강도저하를 초래하게 된다. 이 형성온도의 바람직한 온도는 300℃ 이하이다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니고, 전ㆍ후기의 취지에 적합한 범위에서 변경 실시하는 것은 물론 가능하고, 그것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 속한다.

[ 실시예 ]

하기 표 1, 2에 나타난 화학성분조성의 강을 통상의 용제방법으로 용제하고, 하기에 나타난 모든 처리를 행하여(타입 1~3) 강판을 제조하였다. 또한 표 1, 2에는 상기 (1)식으로 규정된 탄소당량 Ceq의 값, [Mn]/[C]의 값 및 γ미재결정화 온도에 대해서도 나타내었다.

[처리수순]

타입 1 : 통상의 가열, 열간압연을 행한 후, 직접담금질(DQ)를 행하고, 그 뒤에 2상역온도(Ac₁점 이상, Ac₃점 미만)에서 열처리 유지 후에 담금질(Q′) 또는 500℃ 이하까지 가속냉각하였다.

타입 2 : 압연종료 후, Ar₃점 미만까지 공냉정도로 완냉각한 후, 2상역온도(Ar₁점 초과, Ar₃점 미만)에서 가속냉각 또는 직접담금질(DQ′)을 행하였다.

타입 3 : 열간압연 후, 가속냉각하여 2상역온도로 유지한 후, 다시 가속냉각 또는 직접담금질(DQ)를 행하였다.

그 뒤, 일부의 것에 대해서는 Ac₁점 미만의 온도에서 템퍼링(T) 없이 하고, 템퍼링을 한 것도 실시하였다. 이 때의 제조조건을 상기 (2)식의 값 및 Ar₃ 변태점 등과 함께 하기 표 3~5에 나타내었다.

[ 표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

[표 5]

얻어진 각 강판에 대해, t/d를 변화시켜 냉간프레스 성형을 행하여 강관을 제작하였다. 강판의 기계적 특성(항복점 YP, 인장강도 TS, 균일연신 δu) 및 마이크로조직의 종류를 측정함과 아울러, 강관의 관축방향(L 방향)의 기계적 특성(항복점, 인장강도 TSk, 항복비 YR 및 인성) 및 Cr, Mo, V의 고용량, 마이크로조직을 측정하고, 하기 기준으로 재질을 평가하였다.

[Cr, Mo, V의 고용량]

강관의 Cr, Mo 및 V의 고용량에 대해서는, 각 원소의 첨가량-석출물로서 석출된 각 원소량으로 산정하였다. 석출물로서 석출된 Cr, Mo, V의 원소량에 대해서는, 강관의 외측 t/4부의 표면에 평행한 단면에서 전해추출 잔사법으로 석출원소량을 측정하였다.

[재질평가 기준]

재질평가기준으로는, 강관의 관축방향에서의 인장강도 TS:490MPa 이상, 항복비 YR:85% 이하, 파면천이온도(破面遷移溫度)(vTrs):-20℃ 이하를 목표로 설정하였다.

기계적 특성(강판 및 강관)의 평가방법, 강관의 인성 평가방법, 및 마이크로조직 측정방법은 다음과 같다.

[기계적 특성의 평가방법]

강판의 t/4부(t는 판두께)에서 L방향(압연방향), 및 강관의 외측 t/4부의 관축에 평행방향(강판의 주 압연방향에 상당)으로, JIS Z 2201 4호 시험편을 취하여 JIS Z 2241의 요령으로 인장시험을 행하고, 강판의 기계적 특성(항복점 YP, 인장강 도 TS, 균일연신 δu), 강관의 기계적 특성(항복점 YP, 인장강도 TS, 항복비(항복점/인장강도×100%:YR))을 측정하였다.

[인성 평가방법]

강관의 외측 t/4부에서 관축에 평행방향(강판의 주 압연방향)으로, JIS Z 2202 4호시험편을 취하여 JIS Z 2242에 준거하여 샤피 충격시험(Charpy impact test)을 행하고, 파면천이온도(vTrs)를 측정하였다.

[마이크로조직 측정방법]

강판단계에서는, 강판의 주 압연방향의 t/4부의 마이크로조직을 광학현미경으로 관찰하고, 존재하는 잔류 오스테나이트 γR에 대해서는, 50~100㎛으로 전해연마 (電解硏磨)한 강판 t/4부의 X선 회절을 행하여, α-Fe(200)면(面)과 γ-Fe(200)면(面)의 최고 강도비로부터 잔류 오스테나이트 γR의 존재를 확인하였다. 강관의 관축에 평행방향(강판의 주 압연방향에 상당)의 외측 t/4부, 및 강판의 주 압연방향의 t/4부를, 나이탈엣칭한 마이크로조직의 사진을 화상해석하고, 페라이트 형태(폴리고날페라이트 αp, 의 폴리고날페라이트αq), 그것들의 면적분율, 베이나이트(B)의 면적분율, 펄라이트(P)의 면적분율 등을 측정하였다. 섬형상 마르텐사이트상(M-A상)은, 압연방향 판두께면의 1/4부를 레페라시약으로 엣칭한 마이크로조직의 사진을 화상해석하여 면적분율과 아스펙트비를 측정하였다.

상기 재질기준을 만족한 강관에 대하여, 용접성(내 용접크랙성 및 HAZ인성)을 다음과 같은 방법으로 평가하였다.

[내 용접크랙성]

JIS Z 3158에 규정된 y형 용접크랙시험법에 따라, 입열량:1.7KJ/mm으로 탄산가스 용접을 행하고, 루트 크랙방지 예열온도를 측정하였다. 25℃ 이하를 합격으로 하였다.

[HAZ 인성]

입열량 7KJ/mm의 양면 서브머지아크 용접(SAW)의 시임 용접을 행하고(X 개선), 외측 t/4부에서 관축과 직각방향으로 샤피 충격시험편(JIS Z 2204 4호)을 취하여, 0℃에서의 평균충격흡수에너지 vE0을 구하였다(3회 시험의 평균치). 평균 vE0가 47J 이상인 것을 합격으로 하였다.

용접성 시험결과를 기계적 특성(강판과 강관) 및 마이크로조직 등과 함께 하기 표 6~8에 나타내었는데, 이들 결과로부터 다음과 같은 사실을 알 수 있었다. 우선, 실험 No. 1은, V 단독첨가강의 제어압연 그대로의 재(材)로서, Ceq가 본 발명에서 규정한 범위를 초과하였기 때문에 내 용접크랙방지 예열온도가 50℃로 높아져서 HAZ 인성도 낮아졌다.

실험 No. 2는, Nb 단독첨가강의 가속냉각 450℃ 정지재(停止材)로서, 마이크로조직에 폴리고날페라이트가 생성되어 있지 않으므로, 냉간굽힘 후에 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 3의 것은, Nb 단독첨가강의 가속냉각 450℃ 정지한 후에 2상역 온도에서

칭(Q′)한 것으로, 폴리고날페라이트상의 면적분율이 본 발명에서 규정하는 범위보다 작아졌으므로, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족 하지 못하게 되었다.

실험 No. 14의 것은, 상기 (2)식의 값(A값)이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있지만, C 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많아져서, 모재 및 HAZ 인성이 낮아졌다.

실험 No. 15는, Mn 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 많아져서, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 18은 C 함유량 및 Mn 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 적어진 것으로, 냉간굽힘 후의 인장강도 TS가 목표치인 490MPa 이상을 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 22는, Ti 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 24는, Mo 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, HAZ 인성이 목표치인 47J 이상을 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 29는, Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, 강관의 섬형상 마르텐사이트 분율이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 32는 Cu 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, 내 용접크랙방지 예열온도가 목표인 25℃ 이하를 만족하지 못하게 되었다. 또한 파면천이온도 vTrs가 -20℃ 이하, 및 HAZ 인성은 47J 이상인 목표치를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 35는, Nb 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 38은, Ca와 REM의 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다도 많아져서, 냉간굽힘 후의 파면천이온도 vTrs가 -20℃ 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 51은, 가열온도가 1300℃으로 되어, 냉간굽힘 후의 파면천이온도 vTrs가 -20℃ 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 54는, 가열온도가 900℃로 되고 또한 누적압하율이 100%로 되어, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다. 또한 실험 No. 55는, 누적압하율이 80%로 되어서, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 58은, 압연 후의 가속냉각 개시온도가 760℃여서, 폴리고날페라이트 분율이 80면적%로 되어 인장강도 TS가 저하하였다.

실험 No. 60은, 압연 후의 가속냉각 정지온도가 580℃여서, 가속냉각시에 베이나이트가 줄어 펄라이트가 생성되었기 때문에, 인장강도 TS가 저하하였다.

실험 No. 61은, 압연 후의 가속냉각속도가 1.5℃/sec로 되어, 가속냉각시에 베이나이트가 줄어 펄라이트가 생성되었기 때문에, 인장강도 TS가 저하하였다.

실험 No. 63은,

칭 전의 재가열온도가 850℃로 되고, 폴리고날페라이트분율이 35면적%로 되어, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 66은,

칭 전의 재가열온도가 Ac₁ 직하의 700℃로 되고,

칭 전의 재가열 승온시에 생성된 펄라이트가 남아있게 되어, 인장강도 TS가 저하하였다.

실험 No. 68은, 템퍼링 온도가 600℃로 되고, 폴리고날페라이트분율이 80면적%로 되어, 인장강도 TS가 저하함과 아울러, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

실험 No. 70은, 냉간성형시의 t/d가 15%로 되어, 냉간굽힘 후의 항복비 YR이 목표치인 85% 이하를 만족하지 못하게 되었다.

이에 반해, 본 발명에서 규정하는 요건을 모두 만족한 것(실험 No. 4~13, 16, 17, 19~21, 23, 25~28, 30, 31, 34, 36, 37, 39~50, 52, 53, 56, 57, 59, 62, 64, 65, 67, 69, 71)은 모든 특성에 있어서 목표치를 만족하게 되었다.

또한, 실험 No. 4~71에 있어서의 제조상 포인트는 다음과 같다. 즉, 실험 No. 4~38은, 상기 표 1, 2에 나타난 화학성분조성의 강재를 압연종료 후에 2상역 온도

칭(Q′)한 것, 실험 No. 39는 또한 템퍼링처리(T)를 행한 것이다.

실험 No. 40은, 압연종료 후, 가속냉각 450℃에서 정지한 것이고, 실험 No. 41은 또한 템퍼링처리(T)를 행한 것이다.

실험 No. 42는, 압연종료 후, 완냉(공냉)하고 2상역온도에서 직접담금질 (DQ′)한 것이고, 실험 No. 43은 또한 템퍼링처리(T)를 행한 것이다.

실험 No. 44는, 압연종료 후, Ar₁점 초과, Ar₃점 미만까지 가속냉각하고, 그 후 공냉으로 60초 유지하여 폴리고날페라이트 αP를 생성시키고, 이어서 직접담금 질한 것이다.

실험 No. 45는, 압연 종료 후, Ar₁점 초과, Ar₃점 미만까지 가속냉각하고, 그 후 온라인유지로(on-line 保持爐)에서 2상역온도로 유지하여 폴리고날페라이트 αP를 생성시키고, 이어서 직접담금질한 것이고, 실험 No. 46은 또한 템퍼링처리(T)를 행한 것이다.

실험 no. 47, 48은, 본 발명에서 규정하는 범위 내에서 t/d를 7.5, 5(%)로 변화시킨 것이다. 실험 No. 49는, 판 두께가 40mm인 것의 결과이다. 실험 No.50은, 400℃ 승온 후 프레스 굽힘한 것이다.

실험 No. 51~54는, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 가열온도를 900~1300℃의 범위에서 변화시킨 것이다. 실험 No. 55~58은, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 압연 후의 가속냉각 개시온도를 변화시킨 것이다.

실험 No. 59, 60은, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 가속냉각 정지온도를 변화시킨 것이다. 실험 No. 60~62는, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 압연 후의 가속냉각속도를 변화시킨 것이다.

실험 No. 63~66은, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로,

칭할 때의 가열온도(Q′)를 변화시킨 것이다. 실험 No. 67, 68은, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 템퍼링 온도(T)를 변화시킨 것이다.

실험 No. 69는, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 가속냉각 전에 온라인레벨러 교정을 행한 것이다. 실험 No. 70은, 본 발명에서 규정하는 화학성분으로, 냉간굽힘의 t/d를 본 발명에서 규정하는 범위 바깥으로 한 것이다. 실험 No. 71은, 본 발명에서 규정하는 성분으로, 굽힘성형 온도를 400℃로 한 것이다.

[표 6]

[표 7]

[표 8]

본 발명으로, 강판의 화학성분조성을 적정히 조정함과 동시에, 마이크로조직중의 각 상(相)의 체적분율을 적절히 제어하므로써, SR처리를 행하지 않고도 저항복비로 490MPa급 냉간성형강관을 얻을 수 있고, 이와 같이 하여 얻은 냉간성형강관은 그 제조조건을 적절히제어하므로써, 얻어진 강관은 CFT구조의 건축물 등에 적절히 이용할 수 있다.

Claims

냉간성형강관으로서,

C : 0.07 ~ 0.18%, (질량%, 이하 모두 동일)

Si : 0.05 ~ 1.0%,

Mn : 0.7 ~ 1.7%,

Ti : 0.002 ~ 0.025%,

sol.Al : 0.005 ~ 0.1% 및

N : 0.001 ~ 0.008%을 각각 함유하고,

Cr : 0.6% 이하(0% 포함), Mo : 0.5% 이하(0% 포함) 및 V : 0.08% 이하(0% 포함)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하고,

Mn 함유량 [Mn]과 C 함유량 [C]의 비가

[Mn]/[C]≤15

를 만족하고,

하기 (1)식에서 나타난 탄소당량 Ceq 값이 0.34~0.42%의 범위 안에 있고,

하기 (2)식에서 나타난 A값이 1.1~2.6을 만족하고,

마이크로조직이, 40~70면적%의 폴리고날페라이트상, 20면적% 이하의 의(擬) 폴리고날페라이트 상, 및 5면적% 이하이고, 아스펙트비(장경(長徑)/단경(短徑))가 4.0 이하인 섬형상(島狀) 마르텐사이트 상, 잔부가 베이나이트 상으로 이루어지며,

판 두께가 t(㎜)인 강판에서 얻어지고, 상기 강관의 외측냉간굽힘 직경을 d(㎜)라고 했을 때, t/d가 10% 이하인 냉간성형부위를 가지는 냉간성형강관(冷間成形鋼管).

Cep=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/15 ‥‥ (1)

단, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각 C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량(질량%)을 나타낸다.

A=(2.16{Cr}+1)×(3.0{Mo}+1)×(1.75{V}+1) ‥‥ (2)

단, {Cr}, {Mo} 및 {V}는 각각 Cr, Mo 및 V의 상기 강판중의 고용량(固溶量)(질량%)을 나타낸다.
제 1항에 있어서, 또한 Cu:0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)와 Ni:3.0% 이하(0%를 포함하지 않음)의 적어도 한쪽을 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관.
제 1항에 있어서, 또한 Nb:0.015% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관.
제 1항에 있어서, 또한 Ca:0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것 을 특징으로 하는 냉간성형강관.
제 1항에 있어서, 또한 희토류 원소:0.02% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관.
제 1항의 냉간성형강관을 제조하는 방법은,

강편을 950~1250℃의 온도범위로 가열하고;

하기 (3)식에서 나타난 오스테나이트 미재결정화 온도 Aγ(℃) 이하에서의 누적압하율이 60% 이하(0%를 포함)가 되도록 상기 강편을 압연하여 강판으로 하고;

Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 450℃ 이하까지 4~100℃/sec.의 냉각속도로 상기 강판을 가속냉각하고;

가속냉각된 상기 강판을 730~830℃의 온도범위로 재가열한 후
칭하고;

칭한 상기 강판을 상기 t/d가 10% 이하인 범위에서 냉간성형하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관 제조방법(冷間成形鋼管製造方法).

Aγ(℃)=887+467[C]+(6445[Nb]-644√[Nb])+(732[V]-230√[V])+890[Ti]+363 [Al]-357[Si] ‥‥(3)

단, [C], [Nb], [V], [Ti], [Al] 및 [Si]는 각각 C, Nb, V, Ti, Al 및 Si의 함유량(질량%)을 나타낸다.
제 6항에 있어서, 730~830℃의 온도범위로 재가열되고
칭된 상기 강판에 대해, 500℃ 이하로 템퍼링 하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관 제조방법.
제 6항에 있어서, 상기 압연을 완료한 후의 상기 강판에 대하여, 가속냉각하기 전에 온라인레벨러 교정을 행하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관 제조방법.
제 6항에 있어서, 상기 냉간성형을, 강판온도 400℃ 이하로 행하는 것을 특징으로 하는 냉간성형강관 제조방법.