KR101977487B1 - Hot rolled steel sheet with excellent weldability and method for manufacturing thereof - Google Patents

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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시 부품 등에 사용되는 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 전기저항 용접시 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel used for a chassis component of an automobile, and more particularly, to a hot rolled steel sheet for a seamless steel pipe excellent in weldability at the time of electric resistance welding, and a method for manufacturing the same.

Description

용접성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 {HOT ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT WELDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a hot rolled steel sheet having excellent weldability and a method for manufacturing the hot rolled steel sheet.

본 발명은 자동차의 샤시 부품 등에 사용되는 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 전기저항 용접시 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a steel used for a chassis component of an automobile, and more particularly, to a hot rolled steel sheet for a seamless steel pipe excellent in weldability at the time of electric resistance welding, and a method for manufacturing the same.

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.Recently, the automobile industry has been increasing the adoption of high-strength steels that can secure fuel economy and collision safety at a relatively low cost in order to regulate fuel consumption for global environmental protection and to ensure passenger collision stability. The move to lighten this is done not only in the body but also in the chassis components.

일반적으로 차체용 강재에 요구 물성으로는 강도와 성형을 위한 연신율, 그리고 조립을 위해서 필요한 점용접성(spot weldability) 등이 있다. Generally, required properties of steel for a vehicle body include strength, elongation for molding, and spot weldability required for assembly.

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.
On the other hand, steel components for chassis components are required to have fatigue properties in order to secure the arc weldability and the durability of parts to be applied when assembling parts, in addition to the strength and elongation required for the molding due to the characteristics of parts.

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 이루어지고 있다.Particularly, in parts such as CTBA (Coupled Torsion Beam Axle) of chassis components, a hollow pipe is molded and used to secure both rigidity and weight, and the strength of the material is also being increased for additional weight saving.

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 모재 대비 용접부나 용접 열영향부에서 대부분의 파단이 집중하기 때문이다.Since the pipe material is generally manufactured by means of electrical resistance welding, the roll forming property of the material at the time of casting, and the cold forming property after the pipe forming are very important along with the electric resistance weldability. Therefore, it is very important to secure the integrity of the welded part in the electrical resistance welding as the physical properties that these materials should possess. The reason for this is that most of the fractures are concentrated in the welded portion or the welded heat affected portion compared to the base metal due to the deformation during the forming of the welded steel pipe (electric resistance welded steel pipe).

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. In order to improve the roll-forming property when the material is formed, it is advantageous that the yield ratio of the material is as low as possible. When the material is a high-strength steel, the yield strength is high, so that when the yield ratio is high, springback is increased during roll forming, There is a difficult problem.

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.
In order to finally perform the cold forming by using the pipe, it is necessary to secure the elongation of the material. In order to satisfy this requirement, a steel material having a good resistance to elongation and having a low resistance is basically required. As a material capable of satisfying such characteristics, there is a representative type of low-resistance-type hot-rolled steel sheet called dual phase steel (DP steel).

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. The conventional resistance-to-restrained hot-rolled steel sheet is usually an ideal composite steel of ferrite-martensite, and exhibits continuous yielding behavior and low yield strength due to the movable potential introduced at the time of martensitic transformation, and has excellent elongation properties.

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 Si 산화물이 용융부에 다량 생성되어 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 용접시 열에 의한 강도 하락이 커지는 문제가 있다. 특히, 용접 열영향부의 경도 하락(△Hv)이 40을 초과하여 발생하게 된다.In order to secure such physical properties, conventionally, in order to secure a ferrite fraction at the time of cooling after the hot rolling, a component system containing a large amount of Si in the steel was controlled. However, when a pipe is manufactured by the electric resistance welding method, a large amount of Si oxide is generated in the molten portion, causing a defect called a penetrator in the welded portion. After the ferrite transformation, the ferrite is quenched to a martensite transformation starting temperature (Ms) or less to obtain martensite. If the residual phase is composed only of pure martensite, there is a problem that the strength decreases due to heat during welding. Particularly, the hardness drop (? Hv) of the weld heat affected zone exceeds 40.

한편으로는 위와 같은 경도 하락 현상을 줄이기 위한 방안으로서, 페라이트 변태 이후 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 이하로 급냉하여 순수 베이나이트 상을 얻게 되면 경도 하락은 줄일 수 있지만, 항복강도의 상승과 연신율이 저하되는 문제가 있다.
On the other hand, as a method for reducing the above-mentioned hardness decrease phenomenon, after the ferrite transformation, quenching to below the bainite transformation starting temperature (Bs) to obtain a pure bainite phase can reduce the hardness drop. However, There is a problem of deterioration.

일본공개특허공보 제2000-063955호Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-063955

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 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
One aspect of the present invention is to provide a welded heat-affected zone (HAZ) formed at the time of electric resistance welding that has a small decrease in strength relative to the base material strength and is excellent in weldability Hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 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): 0.2~0.5%, 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,An aspect of the present invention provides a method of manufacturing a semiconductor device, comprising 0.15 to 0.22% carbon, 0.1 to 1.0% silicon, 0.8 to 1.8% manganese (Mn), 0.001 to 0.02% phosphorous (P) 0.001 to 0.01% of sulfur (S), 0.2 to 0.5% of aluminum (Al), 0.3 to 1.0% of chromium (Cr), 0.01 to 0.05% of titanium (Ti), 0.025% of niobium (Nb) 0.03% or less of vanadium (V), 0.001 to 0.01% of nitrogen (N), the balance of Fe and other unavoidable impurities, wherein Mn and Si satisfy the following relational expression 1,

미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트 상 및 베이나이트 상으로 구성된 경질상을 혼합하여 포함하며, 상기 경질상의 전체 분율(면적분율) 중 하나의 결정립(single grain) 내에 상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재하는 결정립의 분율이 40% 이상이며, 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 열연강판을 제공한다.
Wherein the microstructure comprises a ferrite phase as a matrix and a hard phase composed of a martensite phase and a bainite phase, wherein the martensite phase and the bainite phase are mixed in a single grain of the total fraction (area fraction) A hot-rolled steel sheet excellent in weldability, characterized in that the fraction of crystal grains in which a bainite phase is mixed is 40% or more and satisfies the following relational expression (2).

[관계식 1][Relation 1]

4 < Mn/Si < 124 < Mn / Si < 12

(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
(Where Mn and Si mean the weight content of each element).

[관계식 2][Relation 2]

SSGM +B / (M+B+SSGM +B) ≥ 0.4SSG M + B / (M + B + SSG M + B )? 0.4

(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.)
(Where M represents martensite phase, B represents bainite phase, SSG M + B is a hard phase in which B and M phases are mixed in a single grain, M phase exists around the grain boundary, and B phase exists in the central region Tissue, and each phase represents an area fraction (%).

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 열연강판의 제조방법을 제공한다.
According to another aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a steel slab, comprising the steps of: reheating a steel slab satisfying the alloy composition and the above-described formula 1 at a temperature range of 1180 to 1300 占 폚; Subjecting the reheated steel slab to finish hot rolling at a temperature equal to or higher than Ar3 to produce a hot-rolled steel sheet; Cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 550 to 750 ° C at a cooling rate of 20 ° C / s or more; A secondary cooling step of cooling the material at a cooling rate of 0.05 to 2.0 占 폚 / s within a range satisfying the following relational expression (3) after the primary cooling; After the secondary cooling, tertiary cooling at a cooling rate of 20 ° C / s or higher to a temperature range of room temperature to 400 ° C; And a step of winding after the third cooling step, thereby producing a hot-rolled steel sheet excellent in weldability.

[관계식 3][Relation 3]

0 ≤ t-ta ≤ 40? T-ta? 4

(상기 [ta = 250 + (90C) + (9.2Mn) + (20.5Cr) - (4.7Si) - (20.4Al) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2) - (12|1.15-(Al/C)|)]이고, 여기서 t는 2차 냉각 유지시간(초, sec), ta은 최적 상 분율 확보를 위한 2차 냉각 유지시간(초, sec), Temp는 2차 냉각 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간 지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
([Ta = 250 + (90C) + (9.2Mn) + (20.5Cr) - (4.7Si) - (20.4Al) - (0.87Temp) + (0.00068Temp ^ (T) is the secondary cooling holding time (sec, sec), ta is the secondary cooling holding time (sec sec) for securing the optimal phase fraction, Temp is the secondary cooling intermediate temperature Means the temperature at the middle point between the cooling start point and the end point of the car cooling, and each alloy component means the weight content).

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 용접성이 우수한 전봉강관을 제공한다.
Another aspect of the present invention provides a seamless steel pipe excellent in weldability produced by electric resistance welding of the hot rolled steel sheet described above.

본 발명에 의하면, 인장강도 980MPa 이상의 고강도 열연강판을 제공할 수 있으며, 상기 열연강판의 전기저항용접시 용접부 결함이 억제될 뿐만 아니라, 용접 열영향부의 경도 하락이 최소화되는 효과를 얻을 수 있다.According to the present invention, it is possible to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, and it is possible not only to suppress the weld defect in the electrical resistance welding of the hot-rolled steel sheet, but also to minimize the hardness of the weld heat affected zone.

또한, 용접 후 파이프 조관 및 확관시 용접부나 용접 열영향부 등에서 크랙 발생이 없으면서, 냉간 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
In addition, it is possible to secure excellent cold forming property without cracking in the welded portion and welded heat affected portion after pipe welding and spreading after welding.

도 1은 EPMA(Electro Probe X-ray Micro Analyzer)를 이용하여 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 3의 SSGM +B 조직 형상을 관찰한 사진(a)과, 위 조직의 구간별 탄소(C)함량의 측정 결과(b)를 나타낸 것이다.FIG. 1 is a photograph (a) of SSG M + B structure observation of Example 3 according to an embodiment of the present invention using EPMA (Electro Probe X-ray Micro Analyzer) C) content (b).

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 980MPa급 열연강판을 제조하기 위하여 깊이 연구하였다. The inventors of the present invention have found that when the yield ratio is controlled to less than 0.8, the roll forming can be easily performed for the tube, the electrical resistance weldability is excellent, and the strength of the weld heat affected portion is small. The depth of 980 MPa hot - rolled steel sheet with excellent cold forming properties was investigated.

그 결과, 강재의 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써, 상술한 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성함으로써, 고강도를 갖으면서 용접성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
As a result, it has been confirmed that a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent weldability can be provided by forming a microstructure favorable to the above-mentioned physical properties by optimizing the alloy composition and the manufacturing conditions of the steel, It came.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail.

본 발명의 일 측면에 따른 용접성이 우수한 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 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): 0.2~0.5%, 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.
According to one aspect of the present invention, a hot-rolled steel sheet having excellent weldability comprises 0.15 to 0.22% of carbon (C), 0.1 to 1.0% of silicon (Si), 0.8 to 1.8% of manganese (Mn) ), 0.001 to 0.02%, sulfur (S): 0.001 to 0.01%, aluminum (Al): 0.2 to 0.5%, chromium (Cr): 0.3 to 1.0%, titanium (Ti) ): 0.025% or less, vanadium (V): 0.035% or less, and nitrogen (N): 0.001 to 0.01%.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 열연강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%이다.
Hereinafter, the reason why the alloy composition of the hot-rolled steel sheet provided in the present invention is limited as described above will be described in detail. At this time, unless otherwise stated, the content of each element is% by weight.

C: 0.15~0.22%C: 0.15 to 0.22%

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.Carbon (C) is the most economical and effective element for strengthening the steel. As the amount of carbon (C) increases, the fraction of low-temperature transformation phase such as bainite and martensite increases in a composite structure steel composed of ferrite, bainite and martensite, The strength is improved.

본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.15% 미만이면 열간압연 이후 냉각 중 저온 변태상의 형성이 용이하지 못하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 함량이 0.22%를 초과하면 강도가 과도하게 상승하고, 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다.In the present invention, when the content of C is less than 0.15%, the formation of the low-temperature transformation phase during cooling after hot rolling is not easy and the strength at the target level can not be secured. On the other hand, if the content exceeds 0.22%, the strength excessively increases, and weldability, moldability and toughness are deteriorated.

따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.15~0.22%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.17~0.21%로 제어할 수 있다.
Therefore, in the present invention, the content of C is preferably controlled to 0.15 to 0.22%, more preferably 0.17 to 0.21%.

Si: 0.1~1.0%Si: 0.1 to 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. Silicon (Si) deoxidizes molten steel, has a solid solution strengthening effect, and has an effect of promoting ferrite transformation during cooling after hot rolling as a ferrite stabilizing element. Therefore, it is an element effective for increasing the ferrite fraction constituting the base of ferrite, bainite and martensite composite steel.

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. If the Si content is less than 0.1%, the effect of stabilizing ferrite is small and it is difficult to form the base structure into a ferrite structure. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, a red color scale due to Si is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, which not only deteriorates the surface quality of the steel sheet but also deteriorates ductility and electrical resistance weldability.

따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~1.0%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.15~0.8%로 제어할 수 있다.
Therefore, in the present invention, the content of Si is preferably controlled to 0.1 to 1.0%, more preferably 0.15 to 0.8%.

Mn: 0.8~1.8%Mn: 0.8 to 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. Manganese (Mn) is an effective element for strengthening the steel in the same manner as Si, and increases the hardenability of the steel to facilitate formation of bainite or martensite phase during cooling after hot rolling.

하지만, 그 함량이 0.8% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 페라이트 상의 적정 분율을 확보하는데에 어려움이 있고, 연주공정에서 슬라브 주조 시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종 제품의 전기저항 용접성을 해치는 문제점이 있다. However, if the content is less than 0.8%, the above-mentioned effect can not be sufficiently obtained. On the other hand, when the content exceeds 1.8%, the ferrite transformation is excessively delayed and it is difficult to secure a proper fraction of the ferrite phase. In the casting process, the segregation portion at the center of thickness is greatly developed during the casting process, There is a problem that the weldability is deteriorated.

따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.8~1.8%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.0~1.75%로 제어하는 것이 유리하다.
Therefore, in the present invention, the content of Mn is preferably controlled to 0.8 to 1.8%, more preferably 1.0 to 1.75%.

P: 0.001~0.02%P: 0.001 to 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.Phosphorus (P) is an impurity present in the steel. When the content exceeds 0.02%, the softness degradation due to micro segregation and the impact characteristics of the steel are impaired. However, in order to produce the P content of less than 0.001%, it takes a long time to perform the steelmaking operation, which results in a problem that productivity is greatly reduced.

따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.001~0.02%로 제어하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable to control the P content to 0.001 to 0.02%.

S: 0.001~0.01%S: 0.001 to 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.Sulfur (S) is an impurity present in the steel. When the content exceeds 0.01%, it forms a nonmetallic inclusion by binding with Mn or the like, thereby significantly lowering the toughness of the steel. However, in order to produce the S content of less than 0.001%, it takes a long time to perform the steelmaking operation, resulting in a problem of low productivity.

따라서, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of S to 0.001 to 0.01%.

Al: 0.2~0.5%Al: 0.2 to 0.5%

알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서 열간압연 후 냉각 중 페라이트 상의 형성에 유효한 원소이다. Aluminum (Al) is a component mainly added for deoxidation and is an element effective for forming a ferrite phase during cooling after hot rolling as a ferrite stabilizing element.

이러한 Al의 함량이 0.2% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하여 고강도 강재의 연성확보가 어려워지고, 0.5%를 초과하면 연속주조 시 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며 열연 후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.2~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.If the content of Al is less than 0.2%, the addition effect becomes insufficient and it becomes difficult to secure the ductility of the high strength steel. When the content of Al exceeds 0.5%, defects are likely to occur in the slab during continuous casting, It is preferable to limit the content to 0.2 to 0.5%.

보다 바람직하게는, 0.2~0.4%로 제어할 수 있다.
More preferably, it can be controlled to 0.2 to 0.4%.

Cr: 0.3~1.0%Cr: 0.3 to 1.0%

크롬(Cr)은 강을 고용강화시키며 Mn과 마찬가지로 냉각 시 페라이트 상 변태를 지연시켜 마르텐사이트의 형성을 유리하게 하는 역할을 한다. Chromium (Cr) strengthens the steel and enhances the formation of martensite by delaying the ferrite phase transformation during cooling as in the case of Mn.

이러한 Cr의 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 분율이 증가되어 연신율이 급격히 열위하게 되는 문제가 있다.If the content of Cr is less than 0.3%, the above-mentioned effect can not be sufficiently obtained. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the ferrite transformation is excessively retarded, and the fraction of the low-temperature transformation phase such as bainite or martensite phase is increased more than necessary and the elongation rate is drastically reduced.

따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.3~1.0%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.4~0.8%로 제어할 수 있다.
Therefore, in the present invention, the content of Cr is preferably controlled to 0.3 to 1.0%, more preferably 0.4 to 0.8%.

Ti: 0.01~0.05%Ti: 0.01 to 0.05%

티타늄(Ti)은 연주시 질소(N)와 결합하여 조대한 석출물을 형성하고 열간압연 공정을 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, 재가열시에 재고용된 Ti은 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출되어 강의 강도를 크게 향상시키는 효과가 있다.Titanium (Ti) bonds with nitrogen (N) at the time of playing to form coarse precipitates. When reheating for the hot rolling process, some of them are not reused and remain in the material. The non-reused precipitates have a high melting point So that it plays a role of suppressing grain growth of the weld heat affected zone. In addition, the reused Ti at the time of reheating is finely precipitated during the phase transformation during the cooling process after the hot rolling, so that the strength of the steel is greatly improved.

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.In order to sufficiently obtain the above-mentioned effect, it is preferable to contain Ti at 0.01% or more. However, if the content exceeds 0.05%, the yield ratio of steel becomes high due to precipitates precipitated by fine precipitates, which makes roll forming at the time of casting difficult.

따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.01~0.05%로 제어하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, the content of Ti is preferably controlled to 0.01 to 0.05%.

Nb: 0.025% 이하(0%는 제외)Nb: 0.025% or less (excluding 0%)

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.Niobium (Nb) is an element that enhances strength by forming precipitates in the form of carbonitrides. Particularly precipitates precipitated during the phase transformation during the cooling process after hot rolling greatly improve the strength of the steel.

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.
If the content of Nb is more than 0.025%, the yield ratio of the steel is greatly increased to make the roll forming at the time of casting difficult, which is not preferable. 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% 이하(0%는 제외)V: 0.035% or less (excluding 0%)

바나듐(V)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.Vanadium (V) plays a role in improving the strength by forming precipitates in the form of carbonitrides. Particularly precipitates precipitated during the phase transformation during the cooling process after hot rolling greatly improve the strength of the steel.

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.
If the content of V exceeds 0.035%, the yield ratio of the steel is increased to make the roll forming at the time of casting difficult, which is not preferable. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the V content to 0.035% or less, and 0% is excluded.

N: 0.001~0.01%N: 0.001 to 0.01%

질소(N)는 상기 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다.Nitrogen (N) is a typical solid solution strengthening element together with C, and coarse precipitates are formed together with Ti, Al and the like.

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. In general, the solubility strengthening effect of N is superior to C, but the toughness is greatly reduced as the amount of N increases in steel. Therefore, in the present invention, the upper limit of N is preferably limited to 0.01%. However, in order to produce the N content of less than 0.001%, it takes a long time to perform the steelmaking and the productivity is low.

그러므로, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable to control the N content to 0.001 to 0.01%.

본 발명에서는 상술한 함량으로 제어되는 망간(Mn)과 실리콘(Si)은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.In the present invention, manganese (Mn) and silicon (Si) controlled by the above-mentioned content preferably satisfy the following relational expression (1).

[관계식 1][Relation 1]

4 < Mn/Si < 124 < Mn / Si < 12

(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
(Where Mn and Si mean the weight content of each element).

상기 관계식 1의 값이 4 이하 또는 12 이상이면 전봉강관으로 제조시 용접부에 Si 산화물 또는 Mn 산화물이 과다하게 생성되어 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. When the value of the relational expression 1 is 4 or less or 12 or more, Si oxide or Mn oxide is excessively generated in the welded portion when manufactured into a seamless steel pipe, which increases the incidence of penetrator defects. This is because the melting point of the oxide generated in the molten portion during the production of the steel pipe is increased, and the probability of remaining in the welded portion during the compression and discharge is increased.

따라서, 본 발명에서는 상술한 함량 범위를 만족하는 동시에, 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable to satisfy the above-mentioned content range and satisfy the relational expression (1).

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.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, in the ordinary manufacturing process, impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.

상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연강판은 미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트 및 베이나이트로 구성된 경질상을 복합하여 포함하는 것이 바람직하다. It is preferable that the hot-rolled steel sheet of the present invention satisfying the above-described alloy composition and the relationship (1) contains a composite of a hard phase composed of martensite and bainite with a microstructure having a ferrite phase as a matrix.

이때, 상기 페라이트 상은 면적분율로 40~70%로 포함하는 것이 바람직하다. 만일 상기 페라이트 상의 분율이 40% 미만이면 강의 연신율이 급격히 하락할 수 있으며, 반면 70%를 초과하게 되면 상대적으로 경질상(베이나이트, 마르텐사이트)의 분율이 감소하여 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다.
At this time, it is preferable that the ferrite phase is contained in an area fraction of 40 to 70%. If the fraction of the ferrite phase is less than 40%, the elongation of the steel may drop sharply. On the other hand, when the content of the ferrite phase exceeds 70%, the fraction of the hard phase (bainite and martensite) decreases, do.

그리고, 본 발명은 상기 경질상 내에 마르텐사이트(M) 상과 베이나이트(B) 상이 혼재하는 결정립 즉, 구 오스테나이트 결정립 내에 M 상과 B 상이 존재하는 결정립을 포함하는 것이 바람직하며, 이러한 결정립은 전체 경질상 분율(면적분율) 중 40% 이상으로 포함하는 것이 보다 바람직하다. 상기 경질상 내에 M 상과 B 상이 혼재하는 결정립을 제외한 나머지는 마르텐사이트 단상 및 베이나이트 단상 조직이다.It is preferable that the present invention includes crystal grains in which martensite (M) phase and bainite (B) phase are mixed, that is, crystal grains in which M phase and B phase exist in old austenite grains, More preferably 40% or more of the total hard phase fraction (area fraction). Except for the crystal grains in which the M phase and the B phase are mixed in the hard phase, are martensite single phase and bainite single phase structure.

도면을 참조하여 설명하면, 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 조직사진, 특별히 전체 경질상 중에 면적비로 40% 이상을 차지하는 조직의 결정립과 그 결정립의 구간별 탄소 함량을 측정한 결과이다. 상기 도 1에 따르면, 상기 결정립의 입계 주변의 탄소 함량과 중심영역의 탄소 함량에 차이가 있음을 확인할 수 있다. 이는, 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재하는 하나의 결정립(single grain) 내에서 입계 주변은 마르텐사이트 상, 그 중심에는 베이나이트 상이 존재함을 의미한다.FIG. 1 is a photograph showing the texture of an inventive steel according to an embodiment of the present invention, specifically, the crystal grains occupying 40% or more of the area ratio of the entire hard phase and the carbon content of each grain region to be. 1, it can be seen that there is a difference between the carbon content around the grain boundary and the carbon content in the central region of the crystal grains. This means that in the single grain where martensite and bainite phases are mixed, a bainite phase is present at the center of the grain boundary and a martensite phase at the grain boundary.

상기와 같이 본 발명은 기존 DP강과는 차별적으로 열적 안정성이 상대적으로 우수한 베이나이트 상을 충분히 확보함으로써 전기저항용접 후 용접 열영향부에서의 경도 하락을 최소화할 수 있으며, 저항복비를 구현함으로써 전봉강관의 용접성을 우수하게 확보하는 효과가 있는 것이다.
As described above, according to the present invention, it is possible to minimize the hardness drop in the weld heat affected zone after electric resistance welding by sufficiently securing a bainite phase having a relatively good thermal stability different from the existing DP steel, It is possible to secure an excellent weldability of the welded portion.

본 발명에서는 입계 주변에는 마르텐사이트 상, 중심영역에는 베이나이트 상이 존재하는 조직상에 대해 SSGM +B로 정의하며, 상기 SSGM +B과 베이나이트(B) 및 마르텐사이트(M) 상 간의 분율이 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.In the present invention, SSG M + B is defined as a martensite phase around the grain boundary and a bainite phase exists in the central region, and a fraction between the SSG M + B and bainite (B) and martensite (M) It is preferable to satisfy the following relational expression (2).

구체적으로, 하기 관계식 2로 표현되는 경질상들 간의 분율 관계가 0.4 미만이면 결정립 내에 베이나이트 상과 마르텐사이트 상이 혼재하는 상(SSGM +B)의 분율이 감소하여 전기저항용접시 형성되는 용접 열영향부의 경도 하락폭이 증가하게 되는 문제가 있다.
Specifically, when the fractional relationship between the hard phases expressed by the following formula 2 is less than 0.4, the fraction of the phase (SSG M + B ) in which the bainite phase and the martensite phase coexist is decreased, There is a problem that the hardness drop of the affected part increases have.

[관계식 2][Relation 2]

SSGM +B / (M+B+SSGM +B) ≥ 0.4SSG M + B / (M + B + SSG M + B )? 0.4

(여기서, M은 마르텐사이트 상, B는 베이나이트 상을 의미하며, SSGM +B 는 single grain 내에 B와 M 상이 혼재하는 경질상으로, 입계 주변으로 M 상이 존재하고 중심영역에는 B 상이 존재하는 조직을 의미한다. 그리고, 각각의 상은 면적분율(%)을 의미한다.)
(Wherein M represents martensite phase and B represents bainite phase, SSG M + B is a hard phase in which B and M phases are mixed in a single grain, M phase exists around the grain boundary, and B phase exists in the central region Tissue, and each phase represents an area fraction (%).

상술한 바와 같이, 합금조성, 관계식 1 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 열연강판은 980MPa 이상의 인장강도를 갖고, 항복비(YR = YS/TS)가 0.8 이하이면서, 전기저항용접시 형성된 용접 열영향부와 모재간의 비커스 경도 차이(△Hv)를 40 이하로 얻을 수 있다.
As described above, the hot-rolled steel sheet of the present invention satisfying all of the alloy composition, the relational expression 1 and the microstructure has a tensile strength of 980 MPa or more and has a yield ratio (YR = YS / TS) of 0.8 or less, The Vickers hardness difference (? Hv) between the heat affected portion and the base material can be obtained to be 40 or less.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 용접성이 우수한 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet having excellent weldability provided by the present invention, which is another aspect of the present invention, will be described in detail.

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.
Briefly, the present invention can produce a target hot-rolled steel sheet through a process of [steel slab reheating-hot rolling-first cooling-second cooling-third cooling-coiling], and the conditions of each step are described in detail below do.

[재가열 단계][Reheating step]

먼저, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1180~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다.First, it is preferable to prepare a steel slab satisfying the above-described alloy composition and the relationship 1 and then reheat the steel slab in a temperature range of 1180 to 1300 ° C.

상기 재가열 온도가 1180℃ 미만이면 슬라브의 숙열이 부족하여 후속하는 열간압연시 온도 확보에 어려움이 있고, 연주시 발생된 편석을 확산을 통해 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 이상입성장에 의하여 강도가 저하되고, 조직 불균일이 조장되는 문제가 있다.If the reheating temperature is less than 1,180 占 폚, it is difficult to secure the temperature during the subsequent hot rolling because of insufficient heat of the slabs, and it is difficult to dissipate the segregation generated during the performance by diffusion. Further, precipitates precipitated at the time of playing can not be sufficiently reused, and it is difficult to obtain precipitation strengthening effect in the process after hot rolling. On the other hand, if the temperature exceeds 1300 DEG C, the strength is lowered due to abnormal grain growth of the austenite grains, and there is a problem that the unevenness of the structure is promoted.

따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 재가열시 1180~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable that the steel slab is heated at a temperature of 1180 to 1300 ° C during reheating.

[열간압연 단계][Hot rolling step]

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 마무리 열간압연은 Ar3(페라이트 상 변태 개시온도) 이상인 것이 바람직하다.It is preferable to prepare the hot-rolled steel sheet by hot-rolling the reheated steel slab. At this time, it is preferable that the finish hot rolling is Ar3 (ferrite phase transformation start temperature) or higher.

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. If the temperature is lower than Ar3 during the final hot rolling, it is difficult to secure the desired structure and physical properties by performing the rolling after the ferrite transformation. On the other hand, when the temperature exceeds 1000 deg. C and the finish rolling is performed, There is a problem.

따라서, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연시 Ar3~1000℃를 만족하는 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
Therefore, in the present invention, it is preferable that the annealing is performed in a temperature range satisfying Ar3 to 1000 deg. C during the final hot rolling.

[1차 냉각단계][Primary cooling step]

상기에 따라 열간압연하여 얻은 열연강판을 냉각하는 것이 바람직하며, 이때 냉각은 단계적으로 실시하는 것이 바람직하다.
It is preferable to cool the hot-rolled steel sheet obtained by the above-described hot rolling, and it is preferable to perform the cooling stepwise.

먼저, 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.First, the hot-rolled steel sheet is preferably subjected to primary cooling at a cooling rate of 20 ° C / s or higher to a temperature range of 550 to 750 ° C.

상기 1차 냉각이 종료되는 온도가 550℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 됨에 따라, 충분한 연신율과 저항복비를 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 750℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 원하는 물성을 확보할 수 없게 된다. If the temperature at which the primary cooling is terminated is less than 550 占 폚, the steel microstructure mainly contains bainite phase, so that the ferrite phase can not be obtained as a base structure, so that sufficient elongation and low resistance can not be secured. On the other hand, when the temperature exceeds 750 ° C, coarse ferrite and pearlite structure are formed, and desired physical properties can not be secured.

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.
Further, when cooling is carried out at a cooling rate of less than 20 캜 / s during cooling to the above-mentioned temperature range, ferrite and pearlite phase transformation occur during cooling, and a hard phase can not be secured to a desired level. The upper limit of the cooling rate is not particularly limited and can be appropriately selected in consideration of the cooling facility.

[2차 냉각단계][Second cooling step]

상기 1차 냉각이 완료된 열연강판을 극서냉대에서 특정 조건으로 냉각하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 하기 관계식 3을 만족하는 범위 내에서 0.05~2.0℃/s의 냉각속도로 극서냉하는 것이 바람직하다.
It is preferable to cool the hot-rolled steel sheet after the primary cooling is completed under a specific condition in an extreme cold-weather zone. More specifically, it is preferable to cool to a very low temperature at a cooling rate of 0.05 to 2.0 캜 / s within a range satisfying the following relational expression (3).

[관계식 3][Relation 3]

0 ≤ t-ta ≤ 40? T-ta? 4

(상기 [ta = 250 + (90C) + (9.2Mn) + (20.5Cr) - (4.7Si) - (20.4Al) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2) - (12|1.15-(Al/C)|)]이고, 여기서 t는 2차 냉각 유지시간(초, sec), ta은 최적 상 분율 확보를 위한 2차 냉각 유지시간(초, sec), Temp는 2차 냉각 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간 지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
([Ta = 250 + (90C) + (9.2Mn) + (20.5Cr) - (4.7Si) - (20.4Al) - (0.87Temp) + (0.00068Temp ^ (T) is the secondary cooling holding time (sec, sec), ta is the secondary cooling holding time (sec sec) for securing the optimal phase fraction, Temp is the secondary cooling intermediate temperature Means the temperature at the middle point between the cooling start point and the end point of the car cooling, and each alloy component means the weight content).

상기 관계식 3은 본 발명에서 목표로 하는 미세조직, 구체적으로 앞서 언급한 관계식 2를 만족하는 미세조직을 얻기 위한 것으로서, 특별히 극서냉대에서의 중간온도(Temp)와 극서냉대에서의 유지시간을 최적화함으로써 경질상 내에 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재한 조직을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 한 결정립 내에 베이나이트와 마르텐사이트가 혼재하는 상(SSGM +B)과 베이나이트 및 마르텐사이트 상의 분율비가 관계식 2를 만족하도록 확보하는 것이 가능하다.The above-mentioned relational expression 3 is for obtaining a target microstructure, specifically, a microstructure satisfying the above-mentioned relational expression 2. Specifically, by optimizing the intermediate temperature (Temp) in the extreme extreme cold extinction and the retention time in the extreme extreme cold extinction (SSG M + B ) in which bainite and martensite coexist in one crystal grain and a fraction ratio of bainite and martensite phase satisfy the relationship of Formula 2, in addition to obtaining a structure in which martensite and bainite phases are mixed in the hard phase. As shown in FIG.

보다 구체적으로 설명하면, 오스테나이트로부터 페라이트 상 변태가 1차 냉각 또는 극서냉대 유지시간(2차 냉각) 중에 발생할 때 잔여 오스테나이트로 탄소의 확산이 일어나는데, 이때 상기 극서냉대의 중간온도(Temp)와 유지시간을 위 관계식 3을 만족하도록 제어함으로써 페라이트와 인접한 부분에서만 탄소 농도가 급격히 상승하게 된다. 그 상태에서 후단 냉각을 개시하게 되면 탄소 농도의 차이에 의해서 일부는 베이나이트로 일부는 마르텐사이트로 변태되어 관계식 2를 만족하는 조직을 확보할 수 있는 것이다.
More specifically, when the ferrite phase transformation from austenite occurs during the primary cooling or the extreme cold weather holding time (secondary cooling), the diffusion of carbon into the residual austenite takes place. At this time, the intermediate temperature (Temp) By controlling the holding time to satisfy the above-mentioned relational expression (3), the carbon concentration rapidly increases only at the portion adjacent to the ferrite. When the rear end cooling is started in this state, part of the bainite is transformed into martensite due to the difference in the carbon concentration, and a structure satisfying the relationship (2) can be secured.

상기 2차 냉각시 관계식 3의 조건을 벗어나게 되면, 하나의 결정립 내에 베이나이트와 마르텐사이트가 혼재하는 상(SSGM +B)의 분율이 현저히 줄어들거나 구현되지 못하고, 베이나이트 상(B) 또는 마르텐사이트 상(M)으로만 구성된 상 분율이 증가하게 된다. 이에 따라 전기저항용접시 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이(△Hv)가 40을 초과하게 되는 문제가 있다.(SSG M + B ) in which bainite and martensite coexist are remarkably reduced or can not be realized in one crystal grain, and when the bainite phase (B) or martensite The phase fraction composed only of the site (M) is increased. Accordingly, there is a problem that the difference in Vickers hardness (? Hv) between the weld heat affected zone and the base material during the electrical resistance welding exceeds 40. [

또한, 상기 2차 냉각 제어시 냉각속도가 2.0℃/s를 초과하게 되면 경질상 내 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재한 조직의 탄소 분포를 형성할 수 있는 충분한 시간을 확보할 수 없으며, 반면 0.05℃/s 미만이면 페라이트 분율이 과도하게 증가하여 목표로 하는 조직과 물성을 확보할 수 없게 된다.
When the cooling rate exceeds 2.0 캜 / s during the secondary cooling control, it is impossible to secure a sufficient time to form a carbon distribution in the structure in which the martensite and bainite phases in the hard phase are mixed. On the other hand, / s, the ferrite content is excessively increased and the target structure and physical properties can not be secured.

[3차 냉각단계][Third Cooling Step]

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.It is preferable to carry out a third cooling step at a cooling rate of 20 DEG C / s or higher to a temperature range of room temperature to 400 DEG C after completion of the second cooling in the pole cold spots. Here, the normal temperature means a range of about 15 to 35 占 폚.

상기 3차 냉각이 종료되는 온도가 400℃를 초과하게 되면 그 온도가 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) 이상이 되므로, 잔여 미변태상의 대부분이 베이나이트 상으로 변태하여 본 발명의 관계식 2를 만족하는 미세조직을 얻을 수 없게 된다.When the temperature at which the tertiary cooling is terminated exceeds 400 DEG C, the temperature becomes Ms (martensitic transformation start temperature) or higher, so that most of the remaining untransformed phase transforms into bainite phase, The microstructure can not be obtained.

또한, 상기 3차 냉각시 냉각속도가 20℃/s 미만이면 베이나이트 상이 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.
If the cooling rate during the third cooling is less than 20 캜 / s, the bainite phase is excessively formed and the target physical properties and microstructure of the present invention can not be obtained. The upper limit of the cooling rate is not particularly limited and can be appropriately selected in consideration of the cooling facility.

[권취 단계][Winding step]

상기에 따라 3차 냉각까지 완료된 열연강판을 그 온도에서 권취하는 공정을 행하는 것이 바람직하다.
It is preferable to carry out the step of winding the hot-rolled steel sheet, which has been subjected to the third cooling, at the temperature.

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.
In the meantime, the present invention can further include a step of naturally cooling the rolled hot-rolled steel sheet to a temperature range of room temperature to 200 ° C, pickling the coated hot-rolled steel sheet to remove the surface layer scale, and then raising. At this time, if the steel sheet temperature before the pickling treatment exceeds 200 ° C, there is a problem that the surface layer portion of the hot-rolled steel sheet is overheated and the surface layer roughness becomes worse.

본 발명은 상기에 따라 제조된 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 전봉강관을 제공하며, 상기 전봉강관은 용접성이 우수한 효과가 있다.
The present invention provides a seamless steel pipe produced by electric resistance welding of the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above, and the above-mentioned seamless steel pipe has an excellent weldability.

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.
Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples. It should be noted, however, that the following examples are intended to illustrate the invention in more detail and not to limit the scope of the invention. The scope of the present invention is determined by the matters set forth in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.

(( 실시예Example ))

하기 표 1에 나타낸 성분계를 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 각각의 강 슬라브를 1250℃로 가열한 다음, 마무리 열간압연(표 2에 마무리 열간압연온도 표기)하여 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.
Steel slabs having the component systems shown in the following Table 1 were prepared, and then each steel slab was heated to 1250 占 폚 and then subjected to finish hot rolling (finish hot rolling temperature in Table 2) to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mmt. Thereafter, primary cooling (indicated by the cooling end temperature in Table 2) at a cooling rate of 80 캜 / s to 550 캜 to 750 캜, control cooling (secondary cooling) at the intermediate cold temperature and holding time shown in Table 2 below, And then subjected to tertiary cooling to a room temperature at a cooling rate of 60 DEG C / s, followed by reeling.

상기에 따라 제조된 각각의 열연강판에 대해 3000배 SEM 사진 촬영 후 각 상(페라이트: F, 마르텐사이트: M, 베이나이트: B)의 면적분율(area%)을 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 측정하였다. 조직 상 중 SSGM +B은 SEM 상에서 관찰된 결정립(베이나이트와 마르텐사이트 상이 혼재하는 조직)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.Each of the hot-rolled steel sheets prepared above was subjected to SEM photographing at a magnification of 3000 times, and then the area percentage of each phase (ferrite: F, martensite: M, bainite: B) was measured by using an image analyzer Respectively. SSG M + B in the tissues was classified by measuring the distribution of C and Mn using the line scanning technique of EPMA for the crystal grains (a mixture of bainite and martensite phases) observed on the SEM. The area fraction (%) was also calculated using an image analyzer.

또한, 각각의 열연강판에 대해 JIS5호 시편을 준비하여 10mm/min의 변형속도로 상온에서 인장시험을 실시하였다.
For each hot-rolled steel sheet, JIS No. 5 specimens were prepared and subjected to a tensile test at a room temperature with a deformation rate of 10 mm / min.

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. The rolled hot-rolled coil was slit and then rolled with a pipe having a diameter of 90 mm by an electric resistance welding method. At this time, the tube was subjected to a heat input of 140 to 200 Kw, a line speed of 20 to 30 m / min, and an upset amount of 0.8 to 1.2.

상기 조관 후 제조된 파이프의 용접부의 연화거동을 비커스 경도 측정기를 이용하여 하중 2.941N(300g)로 0.1mm 간격의 경도 분포를 측정하여 산출하였다.
The softening behavior of the welded portion of the pipe produced after the above-mentioned pipe making was calculated by measuring the hardness distribution at intervals of 0.1 mm with a load of 2.941 N (300 g) using a Vickers hardness tester.

상기에서 측정한 각각의 결과들은 하기 표 3에 나타내었다.
The results thus obtained are shown in Table 3 below.

구분division 합금조성 (중량%)Alloy composition (% by weight) 관계
식1relation
Equation 1 CC SiSi MnMn PP SS CrCr TiTi NbNb VV AlAl NN 발명
강1invent
River 1 0.190.19 0.250.25 1.421.42 0.020.02 0.0030.003 0.50.5 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.220.22 0.0040.004 5.75.7 발명
강2invent
River 2 0.210.21 0.250.25 1.031.03 0.020.02 0.0030.003 0.70.7 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.210.21 0.0040.004 4.14.1 발명
강3invent
River 3 0.190.19 0.250.25 1.511.51 0.010.01 0.0030.003 0.60.6 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.210.21 0.0030.003 6.06.0 발명
강4invent
River 4 0.190.19 0.150.15 1.331.33 0.010.01 0.0040.004 0.50.5 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.220.22 0.0030.003 8.98.9 발명
강5invent
River 5 0.170.17 0.410.41 1.721.72 0.010.01 0.0040.004 0.50.5 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.210.21 0.0040.004 4.24.2 발명
강6invent
River 6 0.190.19 0.350.35 1.721.72 0.020.02 0.0030.003 0.50.5 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.230.23 0.0030.003 4.94.9 발명
강7invent
River 7 0.210.21 0.250.25 1.511.51 0.010.01 0.0030.003 0.60.6 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.290.29 0.0050.005 6.06.0 발명
강8invent
River 8 0.190.19 0.280.28 1.191.19 0.020.02 0.0040.004 0.70.7 0.010.01 0.020.02 0.010.01 0.240.24 0.0030.003 4.34.3 발명
강9invent
River 9 0.210.21 0.290.29 1.251.25 0.020.02 0.0050.005 0.60.6 0.040.04 0.010.01 0.010.01 0.310.31 0.0040.004 4.34.3 발명
강10invent
River 10 0.210.21 0.220.22 1.111.11 0.010.01 0.0030.003 0.50.5 0.010.01 0.010.01 0.030.03 0.270.27 0.0080.008 5.05.0 비교
강1compare
River 1 0.290.29 0.250.25 1.421.42 0.010.01 0.0030.003 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.270.27 0.0030.003 5.75.7 비교
강2compare
River 2 0.140.14 0.250.25 1.111.11 0.020.02 0.0040.004 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.390.39 0.0040.004 4.44.4 비교
강3compare
River 3 0.210.21 2.112.11 1.421.42 0.010.01 0.0030.003 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.240.24 0.0090.009 0.70.7 비교
강4compare
River 4 0.210.21 0.010.01 1.471.47 0.010.01 0.0030.003 0.60.6 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.240.24 0.0080.008 147147 비교
강5compare
River 5 0.190.19 0.210.21 2.332.33 0.020.02 0.0050.005 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.220.22 0.0040.004 11.111.1 비교
강6compare
River 6 0.190.19 0.210.21 0.690.69 0.020.02 0.0040.004 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.210.21 0.0030.003 3.33.3 비교
강7compare
River 7 0.190.19 0.220.22 1.421.42 0.010.01 0.0030.003 1.521.52 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.310.31 0.0030.003 6.56.5 비교
강8compare
River 8 0.190.19 0.290.29 1.421.42 0.010.01 0.0030.003 0.10.1 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.310.31 0.0030.003 4.94.9 비교
강9compare
River 9 0.190.19 0.280.28 1.191.19 0.020.02 0.0040.004 0.70.7 0.010.01 0.020.02 0.010.01 0.150.15 0.0030.003 4.34.3 비교
강10compare
River 10 0.190.19 0.290.29 1.251.25 0.020.02 0.0050.005 0.70.7 0.040.04 0.010.01 0.010.01 0.550.55 0.0030.003 4.34.3 발명
강11invent
River 11 0.190.19 0.250.25 1.411.41 0.020.02 0.0040.004 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.410.41 0.0060.006 5.65.6 발명
강12invent
River 12 0.190.19 0.220.22 1.391.39 0.020.02 0.0040.004 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.220.22 0.0050.005 6.36.3 발명
강13 invent
River 13 0.190.19 0.270.27 1.421.42 0.020.02 0.0040.004 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.310.31 0.0030.003 5.35.3 발명
강14invent
River 14 0.190.19 0.250.25 1.331.33 0.020.02 0.0030.003 0.50.5 0.030.03 0.010.01 0.010.01 0.390.39 0.0040.004 5.35.3 발명
강15invent
River 15 0.170.17 0.250.25 1.111.11 0.020.02 0.0030.003 0.70.7 0.010.01 0.010.01 0.010.01 0.310.31 0.0040.004 4.44.4

강종
Steel grade
마무리
압연 온도
(℃)Wrap-up
Rolling temperature
(° C) 1차 냉각Primary cooling 2차 냉각 조건Secondary cooling conditions 관계식 3Relation 3 구분division 냉각종료
온도 (℃)Cooling shutdown
Temperature (℃) 중간온도
(Temp) (℃)Intermediate temperature
(Temp) (占 폚) 유지시간
(t) (초)Retention time
(t) (sec) 냉각속도
(℃/s)Cooling rate
(° C / s) tata t-tat-ta 발명강 1Inventive Steel 1 880880 645645 640640 88 1.71.7 66 22 발명예 1Inventory 1 발명강 2Invention river 2 875875 605605 600600 88 1.11.1 88 00 발명예 2Inventory 2 발명강 3Invention steel 3 880880 645645 640640 1010 1.11.1 99 1One 발명예 3Inventory 3 발명강 4Inventive Steel 4 865865 625625 620620 66 1.71.7 66 00 발명예 4Honorable 4 발명강 5Invention steel 5 870870 645645 640640 88 1.11.1 66 22 발명예 5Inventory 5 발명강 6Invention steel 6 880880 635635 630630 1010 1.11.1 88 22 발명예 6Inventory 6 발명강 7Invention steel 7 869869 645645 640640 1010 1.41.4 88 22 발명예 7Honorable 7 발명강 8Inventive Steel 8 870870 610610 600600 1010 1.81.8 88 22 발명예 8Honors 8 발명강 9Invention river 9 875875 645645 640640 66 1.11.1 33 33 발명예 9Proposition 9 발명강 10Invented Steel 10 875875 605605 600600 66 1.11.1 44 22 발명예 10Inventory 10 비교강 1Comparative River 1 880880 645645 640640 1010 1.11.1 1212 -2-2 비교예 1Comparative Example 1 비교강 2Comparative River 2 870870 645645 640640 66 1.71.7 -24-24 3030 비교예 2Comparative Example 2 비교강 3Comparative Steel 3 876876 645645 640640 66 1.71.7 -1-One 77 비교예 3Comparative Example 3 비교강 4Comparative Steel 4 881881 645645 640640 1010 1.71.7 1111 -1-One 비교예 4Comparative Example 4 비교강 5Comparative Steel 5 865865 645645 640640 1010 1.11.1 1515 -5-5 비교예 5Comparative Example 5 비교강 6Comparative Steel 6 881881 645645 640640 88 1.71.7 00 88 비교예 6Comparative Example 6 비교강 7Comparative Steel 7 870870 645645 640640 1010 1.11.1 2020 -10-10 비교예 7Comparative Example 7 비교강 8Comparative Steel 8 879879 605605 600600 66 1.71.7 -8-8 1414 비교예 8Comparative Example 8 비교강 9Comparative Steel 9 863863 645645 640640 1010 1.71.7 55 55 비교예 9Comparative Example 9 비교강 10Comparative Steel 10 871871 645645 640640 1010 1.71.7 -19-19 2929 비교예 10Comparative Example 10 발명강 11Invention steel 11 883883 650650 640640 1515 1.31.3 -10-10 2525 비교예 11Comparative Example 11 발명강 12Invention steel 12 875875 650650 530530 00 21.821.8 1414 -14-14 비교예 12Comparative Example 12 발명강 13Invention steel 13 870870 790790 785785 88 1.31.3 1313 -5-5 비교예 13Comparative Example 13 발명강 14Invented Steel 14 880880 530530 525525 88 1.31.3 00 88 비교예 14Comparative Example 14 발명강 15Invented Steel 15 875875 620620 600600 1010 55 -3-3 1313 비교예 15Comparative Example 15

구분division 미세조직 (분율)Microstructure (fraction) 관계식
2Relation
2 기계적 물성Mechanical properties 용접거동Welding behavior FF MM BB SSGM +B SSG M + B YS
(MPa)YS
(MPa) TS
(MPa)TS
(MPa) YRYR El
(%)Hand
(%) ΔHv
(Hv)ΔHv
(Hv) 발명예 1Inventory 1 5555 99 1111 2525 0.560.56 869869 11591159 0.750.75 1515 2828 발명예 2Inventory 2 6161 77 1111 2121 0.540.54 805805 10451045 0.770.77 1717 2929 발명예 3Inventory 3 5454 1010 1212 2424 0.520.52 850850 11811181 0.720.72 1515 3131 발명예 4Honorable 4 5454 88 1313 2525 0.540.54 850850 11811181 0.720.72 1515 3333 발명예 5Inventory 5 6464 33 1111 2222 0.610.61 707707 996996 0.710.71 1717 3131 발명예 6Inventory 6 5757 88 1010 2525 0.580.58 772772 11181118 0.690.69 1616 3030 발명예 7Honorable 7 5656 99 1212 2323 0.520.52 808808 11381138 0.710.71 1515 2929 발명예 8Honors 8 5050 99 1313 2828 0.560.56 905905 12751275 0.710.71 1414 3232 발명예 9Proposition 9 4747 1212 1414 2727 0.510.51 10441044 13561356 0.770.77 1313 3535 발명예 10Inventory 10 4343 1212 1515 3030 0.530.53 10671067 14831483 0.720.72 1212 3737 비교예 1Comparative Example 1 4747 1515 2020 1818 0.340.34 977977 13561356 0.720.72 1313 4949 비교예 2Comparative Example 2 8787 22 1010 1One 0.080.08 520520 733733 0.710.71 2424 4545 비교예 3Comparative Example 3 7070 1212 1212 66 0.200.20 719719 911911 0.790.79 1919 4949 비교예 4Comparative Example 4 4646 1313 2222 1919 0.350.35 10671067 13861386 0.770.77 1313 6060 비교예 5Comparative Example 5 4747 99 2626 1818 0.340.34 10171017 13561356 0.750.75 1313 6363 비교예 6Comparative Example 6 5757 1313 1414 1616 0.370.37 794794 11181118 0.710.71 1616 4949 비교예 7Comparative Example 7 3939 1111 2828 2222 0.360.36 12751275 16351635 0.780.78 1111 6767 비교예 8Comparative Example 8 7070 99 1010 1111 0.370.37 692692 911911 0.760.76 1919 5555 비교예 9Comparative Example 9 4242 1111 2626 2121 0.360.36 10781078 15181518 0.710.71 1111 5252 비교예 10Comparative Example 10 6767 99 1111 1313 0.390.39 676676 951951 0.710.71 1818 5656 비교예 11Comparative Example 11 7777 88 99 66 0.260.26 596596 828828 0.720.72 2121 5454 비교예 12Comparative Example 12 4242 2626 3030 22 0.030.03 11841184 15181518 0.780.78 1111 6262 비교예 13Comparative Example 13 5858 1919 2020 33 0.070.07 857857 10991099 0.780.78 1616 5353 비교예 14Comparative Example 14 5454 2121 2323 22 0.040.04 933933 11811181 0.790.79 1515 5252 비교예 15Comparative Example 15 5656 1414 2222 88 0.180.18 808808 11381138 0.710.71 1515 5050

(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.)
(Y is the yield strength, TS is the tensile strength, YR is the yield ratio (yield strength (in percent of yield strength) / Tensile strength), El means elongation.

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, 전기저항용접 후에도 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이(△Hv)가 40 이하로 용접성을 우수하게 확보할 수 있다.
As shown in Tables 1 to 3, Inventive Examples 1 to 10, in which all of the alloy composition, component relationship, and manufacturing conditions satisfied the present invention, formed the intended microstructure to obtain the desired physical properties, Even after resistance welding, the Vickers hardness difference (DELTA Hv) between the weld heat affected zone and the base material is 40 or less.

한편, 비교예 1 내지 10은 본 발명에서 제한하는 합금조성을 불만족하는 경우이다.On the other hand, Comparative Examples 1 to 10 are cases in which the alloy composition to be limited in the present invention is unsatisfactory.

이 중, 비교예 1은 C의 함량이 과도하고, 비교예 7은 Cr 함량이 과도한 경우로서, 이들은 관계식 3의 ta 값이 각각 12, 20으로 계산된 것을 확인할 수 있다. 즉, 비교예 1과 7은 최적 상 분율을 확보하기 위한 극서냉대 유지시간이 과도하게 요구되는 것으로서, 이는 본 실시예의 극서냉대(ROT 구간)에서 제어 가능한 유지시간 범위를 초과하는 것이다.Among them, in Comparative Example 1, the content of C was excessive, and in Comparative Example 7, the Cr content was excessive, and it was confirmed that ta values in the relational expression 3 were 12 and 20, respectively. That is, the comparative examples 1 and 7 are excessively required to maintain the optimum phase fraction, which exceeds the controllable retention time range in the extreme cold zone (ROT zone) of the present embodiment.

비교예 2와 비교예 8은 각각 C, Cr의 함량이 미비한 경우로서, 이들은 관계식 3의 t-ta 값이 음(-)의 값으로 도출됨에 따라 본 발명에서 의도하는 미세조직(관계식 2를 만족하는 조직)을 확보할 수 없었다.Comparative Example 2 and Comparative Example 8 are cases in which the content of C and Cr is insufficient, and they are derived from the t-ta value of the relational expression 3 as a negative value, Organization) could not be secured.

반면, 비교예 9와 비교예 10은 페라이트 변태를 촉진시키는 Al의 함량이 본 발명을 벗어나는 경우이다. 구체적으로, Al의 함량이 미비한 비교예 9는 관계식 3의 t-ta 값이 4를 초과하게 됨에 따라 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 없었으며, Al의 함량이 과도한 비교예 10의 경우에는 ta 값이 음(-)의 값으로 나타남에 따라 열간압연 후 냉각 중 저온 변태상의 형성이 어려워 SSGM +B 상이 충분하게 형성되지 못하였으며, 목표 수준의 강도(980MPa 이상)도 확보할 수 없었다.On the other hand, in Comparative Example 9 and Comparative Example 10, the content of Al promoting ferrite transformation is out of the present invention. Specifically, in Comparative Example 9 in which the content of Al was insufficient, the t-ta value of the relational expression 3 exceeded 4, so that the intended microstructure of the present invention could not be secured. In the case of Comparative Example 10 in which the content of Al was excessive , The SS value of the SSG M + B phase was not sufficient and the strength at the target level (980 MPa or higher) could not be secured due to the difficulty in forming a low temperature transformation phase during cooling after hot rolling because ta value was negative .

비교예 3과 4는 Si 함량, 비교예 5와 6은 Mn 함량이 본 발명을 벗어나는 경우로서, Si과 Mn 간의 성분관계식(관계식 1)의 값이 12를 이상이거나 4 이하로 나타남에 따라, 위 열연강판을 전기저항용접하는 경우 용접부에서 페너트레이터 결함이 발생할 가능성이 높아져, 파이프 조관 및 확관시 용접부에서 크랙 발생이 용이하게 되었다. 특히, 전기저항용접 후 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이가 40Hv 이상으로 나타난 것을 확인할 수 있다.
In Comparative Examples 3 and 4 and Comparative Example 5 and Comparative Example 5, the Mn content deviates from the present invention. As the value of the component relation (relational expression 1) between Si and Mn is 12 or more or 4 or less, In the case of electric resistance welding of hot-rolled steel sheets, the possibility of occurrence of the penetrator defect in the welded portion is increased, and cracks are easily generated in the welded portion of the pipe pipe. In particular, it can be seen that the difference in Vickers hardness between the weld heat affected zone and the base material after electric resistance welding is more than 40 Hv.

비교예 11 내지 15는 합금조성 및 관계식 1이 본 발명을 만족하는 강에 해당하나, 이 중 비교예 11과 12는 2차 냉각시 유지시간이 각각 15초 , 0초로 제어됨에 따라 관계식 3의 t-ta 값이 유효범위를 벗어남을 확인할 수 있다. 그리고, 비교예 13 및 14는 1차 냉각종료온도가 본 발명의 범위를 벗어나고, 비교예 15는 2차 냉각속도가 2℃/s를 초과함에 따라 역시 관계식 3의 t-ta 값이 유효범위를 벗어남을 확인할 수 있다.In the comparative examples 11 to 15, the alloy composition and the relational expression 1 correspond to the steel satisfying the present invention, but in the comparative examples 11 and 12, the holding time in the second cooling is controlled to be 15 seconds and 0 seconds, respectively, You can see that the -ta value is out of the valid range. In Comparative Examples 13 and 14, the primary cooling termination temperature is out of the range of the present invention. In Comparative Example 15, the secondary cooling rate exceeds 2 DEG C / s. I can confirm the deviation.

위 비교예 11 내지 15 모두 전체 경질상 내에 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재하는 조직의 면적비가 40% 미만으로 형성되었으며, 이로 인해 전기저항용접 후 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이가 40Hv 이상으로 나타난 것을 확인할 수 있다.In Comparative Examples 11 to 15, the area ratio of the structure in which the martensite and bainite phases are mixed is formed in the entire hard phase to be less than 40%. As a result, the difference in Vickers hardness between the weld heat affected portion and the base material after electric resistance welding is more than 40Hv Can be seen.

Claims (7)

중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 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): 0.2~0.5%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.035% 이하(0% 제외), 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 상 및 베이나이트 상으로 구성된 경질상을 혼합하여 포함하며,
상기 경질상의 전체 분율(면적분율) 중 하나의 결정립(single grain) 내에 상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재하는 결정립의 분율이 40% 이상이며, 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 열연강판.

[관계식 1]
4 < Mn/Si < 12
(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)

[관계식 2]
SSGM+B / (M+B+SSGM+B) ≥ 0.4
(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.)
(P): 0.001 to 0.02%, sulfur (S): 0.001 to 0.15% by weight, carbon (C): 0.15 to 0.22%, silicon (Si): 0.1 to 1.0%, manganese (Ti): 0.01 to 0.05%, niobium (Nb): 0.025% or less (excluding 0%), vanadium ( V): not more than 0.035% (excluding 0%), nitrogen (N): 0.001 to 0.01%, the balance Fe and other unavoidable impurities,
Mn and Si satisfy the following relational expression 1,
Wherein the microstructure comprises a mixture of a ferrite phase as a matrix and a hard phase composed of a martensite phase and a bainite phase,
Characterized in that the fraction of crystal grains in which the martensite phase and the bainite phase are mixed is 40% or more in one grain of the total fraction (area fraction) of the hard phase and satisfies the following relational expression 2 Hot rolled steel sheet.

[Relation 1]
4 < Mn / Si < 12
(Where Mn and Si mean the weight content of each element).

[Relation 2]
SSG M + B / (M + B + SSG M + B )? 0.4
(Where M represents martensite phase, B represents bainite phase, SSG M + B is a hard phase in which B and M phases are mixed in a single grain, M phase exists around the grain boundary, and B phase exists in the central region Tissue, and each phase represents an area fraction (%).
제 1항에 있어서,
상기 페라이트 상은 면적분율 40~70%로 포함하는 것인 용접성이 우수한 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the ferrite phase contains an area fraction of 40 to 70%.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 980MPa 이상의 인장강도를 갖고, 항복비(YR = YS/TS)가 0.8 이하인 용접성이 우수한 열연강판.
The method according to claim 1,
The hot-rolled steel sheet has a tensile strength of 980 MPa or more and excellent in weldability with a yield ratio (YR = YS / TS) of 0.8 or less.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 전기저항용접시 형성된 용접 열영향부와 모재 간의 비커스 경도 차이(△Hv)가 40 이하인 용접성이 우수한 열연강판.
The method according to claim 1,
Wherein the hot-rolled steel sheet has excellent weldability with a Vickers hardness difference (? Hv) of not more than 40 between the weld heat affected zone formed at the time of electric resistance welding and the base material.
중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 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): 0.2~0.5%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.035% 이하(0% 제외), 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 열연강판의 제조방법.

[관계식 1]
4 < Mn/Si < 12
(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)

[관계식 3]
0 ≤ t-ta ≤ 4
(상기 [ta = 250 + (90C) + (9.2Mn) + (20.5Cr) - (4.7Si) - (20.4Al) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2) - (12|1.15-(Al/C)|)]이고, 여기서 t는 2차 냉각 유지시간(초, sec), ta은 최적 상 분율 확보를 위한 2차 냉각 유지시간(초, sec), Temp는 2차 냉각 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간 지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
(P): 0.001 to 0.02%, sulfur (S): 0.001 to 0.15% by weight, carbon (C): 0.15 to 0.22%, silicon (Si): 0.1 to 1.0%, manganese (Ti): 0.01 to 0.05%, niobium (Nb): 0.025% or less (excluding 0%), vanadium ( V): 0.035% or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.001 to 0.01%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and the Mn and Si satisfy the following relational expression 1: &Lt; / RTI &gt;
Subjecting the reheated steel slab to finish hot rolling at a temperature equal to or higher than Ar3 to produce a hot-rolled steel sheet;
Cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 550 to 750 ° C at a cooling rate of 20 ° C / s or more;
A secondary cooling step of cooling the material at a cooling rate of 0.05 to 2.0 占 폚 / s within a range satisfying the following relational expression (3) after the primary cooling;
After the secondary cooling, tertiary cooling at a cooling rate of 20 ° C / s or higher to a temperature range of room temperature to 400 ° C; And
The step of winding up after the third cooling
Wherein the hot-rolled steel sheet has excellent weldability.

[Relation 1]
4 &lt; Mn / Si &lt; 12
(Where Mn and Si mean the weight content of each element).

[Relation 3]
0? T-ta? 4
([Ta = 250 + (90C) + (9.2Mn) + (20.5Cr) - (4.7Si) - (20.4Al) - (0.87Temp) + (0.00068Temp ^ (T) is the secondary cooling holding time (sec, sec), ta is the secondary cooling holding time (sec sec) for securing the optimal phase fraction, Temp is the secondary cooling intermediate temperature Means the temperature at the middle point between the cooling start point and the end point of the car cooling, and each alloy component means the weight content).
제 5항에 있어서,
상기 권취된 열연강판을 산세 처리 후 도유하는 단계를 더 포함하는 용접성이 우수한 열연강판의 제조방법.
6. The method of claim 5,
Further comprising a step of pickling the rolled hot-rolled steel sheet and pickling the rolled hot-rolled steel sheet.
제 1항 내지 제 4항 중 어느 한 항의 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 용접성이 우수한 전봉강관.A seamless steel pipe excellent in weldability produced by electric resistance welding of the hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4.
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