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KR101988764B1 - 확관성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

확관성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR101988764B1
KR101988764B1 KR1020170177510A KR20170177510A KR101988764B1 KR 101988764 B1 KR101988764 B1 KR 101988764B1 KR 1020170177510 A KR1020170177510 A KR 1020170177510A KR 20170177510 A KR20170177510 A KR 20170177510A KR 101988764 B1 KR101988764 B1 KR 101988764B1
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KR
South Korea
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cooling
hot
steel sheet
rolled steel
phase
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Application number
KR1020170177510A
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English (en)
Inventor
나현택
서석종
Original Assignee
주식회사 포스코
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Publication date
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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시 부품 등에 사용되는 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

확관성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 {HOT ROLLED STEEL SHEET FOR ELECTRO RESISTANCE WELDED PIPE WITH EXCELLENT EXPANDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차의 샤시 부품 등에 사용되는 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업계는 지구 환경보전을 위한 연비 규제와 탑승자의 충돌 안정성의 확보를 위하여 상대적으로 저 원가로 연비와 충돌 안전성을 동시에 확보 가능한 고강도 강재의 채용을 늘려가고 있다. 이러한 경량화에 대한 움직임은 차체뿐만 아니라 샤시 부품에도 동일하게 이뤄지고 있다.
일반적으로 차체용 강재에 요구되는 물성으로는 강도와 성형을 위한 연신율, 그리고 조립을 위해서 필요한 점용접성(spot weldability) 등이 있다.
한편, 샤시 부품용 강재는 부품의 특성상 강도와 성형을 위해서 필요한 연신율 이외에도, 부품 조립 시 적용되는 아크 용접성과 부품의 내구 품질을 확보하기 위한 피로특성이 요구된다.
특히 샤시 부품 중 CTBA(Coupled Torsion Beam Axle)와 같은 부품에서는 강성과 경량화를 동시에 확보하기 위해 중공형 파이프를 성형하여 사용하고 있으며, 추가적인 경량화를 위하여 소재의 고강도화 또한 이루어지고 있다.
이와 같이 파이프 부재로 사용되는 소재는 일반적으로 전기저항용접을 통해서 파이프를 제조하기 때문에 전기저항 용접성과 함께 조관 시 소재의 롤 포밍성, 그리고 파이프로 조관 후의 냉간 성형성이 매우 중요하다. 따라서, 이러한 소재가 가져야 할 물성으로는 전기저항 용접 시 용접부의 건전성의 확보가 매우 중요하다. 그 이유는 전봉강관(전기저항 용접강관)의 성형 시 변형에 의해 모재 대비 용접부나 용접 열영향부에서 대부분의 파단이 집중하기 때문이다.
소재의 조관 시 롤 포밍성을 좋게 하기 위해서는 소재의 항복비가 가능한 낮은 것이 유리한데, 상기 소재가 고강도 강재인 경우 항복강도가 높아 항복비가 높아지면 롤 포밍(roll forming) 시 스프링 백(spring back)이 심해져 진원도를 확보하기 어려워지는 문제가 있다.
그리고, 최종적으로 파이프를 이용하여 냉간 성형을 하기 위해서는 소재의 연신율 확보도 필요한데, 이를 만족하기 위해서는 저항복비를 가지면서 연신율이 우수한 강재가 기본적으로 요구된다. 이러한 특성을 만족시킬 수 있는 소재로는 이상조직(dual phase) 강(DP 강)으로 불려지는 저항복비형 열연강판이 대표적이다.
종래의 저항복비형 열연강판은 통상 페라이트-마르텐사이트의 이상 복합조직강으로, 마르텐사이트 변태시에 도입되는 가동 전위에 의해 연속항복 거동과 낮은 항복강도 특성이 발휘되며, 연신율이 우수한 특성을 갖는다.
이러한 물성을 확보하기 위하여 종래에는 열간압연 후 냉각시에 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) 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 30을 초과하여 발생하게 된다.
한편, 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.
일본공개특허공보 제2000-063955호
본 발명의 일 측면은, 전기저항용접시 형성된 용접 열영향부(HAZ)의 강도 하락이 모재 대비 적고, 확관성이 우수한 고강도 전봉강관용 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
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): 0.001~0.03%, 황(S): 0.001~0.01%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.001~0.19%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하, 바나듐(V): 0.035% 이하, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트와 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 50% 이상이며, 상기 결정립 내 탄소 분포가 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판을 제공한다.
[관계식 1]
4 < Mn/Si < 12
(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
[관계식 2]
1.2 ≤ PCB/PCC ≤ 2.0
(여기서, PCB는 경질상 내에 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재하는 결정립의 중앙으로부터 상기 결정립의 경계까지 해당하는 거리의 70% 지점에서의 탄소의 EPMA intensity 측정값이고, PCC는 동일 결정립의 중앙지점에서의 탄소의 EPMA intensity 측정값을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 하기 관계식 3을 만족하는 범위 내에서 0.05~2.0℃/s의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계; 상기 2차 냉각 후 상온~400℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 3]
0 ≤ t-ta ≤ 3
(상기 [ta = 250 + (65.1[C]) + (9.2[Mn]) + (20.5[Cr]) - (4.7[Si]) - (4.8[Sol.Al]) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2)] 이고, 여기서 t는 2차 냉각 유지시간(초, sec), ta은 최적 상 분율의 확보를 위한 2차 냉각 유지시간(초, sec), Temp는 2차 냉각 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 용접성이 우수한 전봉강관을 제공한다.
본 발명에 의하면, 인장강도 980MPa 이상의 고강도 및 저항복비를 가지는 열연강판을 제공할 수 있으며, 상기 열연강판의 전기저항용접시 용접부 결함이 억제될 뿐만 아니라, 용접 열영향부의 경도 하락을 최소화할 수 있다.
또한, 용접 후 파이프 조관 및 확관시 용접부나 용접 열영향부 등에서 크랙 발생이 없으면서, 냉간 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
도 1은 EPMA(Electro Probe X-ray Micro Analyzer)를 이용하여 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 전체 경질상 내 면적비로 50% 이상을 차지하는 조직의 형상을 관찰한 사진(a)과 위 조직의 구간별 측정된 탄소(C) 함량의 분포(b)를 나타낸 것이다.
도 2는 EPMA(Electro Probe X-ray Micro Analyzer)를 이용하여 종래 DP강의경질상 조직의 형상을 관찰한 사진(a)과 위 조직의 구간별 측정된 탄소(C) 함량의 분포(b)를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 항복비가 0.8 미만으로 제어되어 조관을 위한 롤 포밍 성형이 용이하고, 전기 저항 용접성이 우수할 뿐만 아니라 용접 열영향부의 강도 하락이 적어서 조관 후 확관 가공 시에 용접부나 열영향부에서 파단이 일어나지 않는 냉간 성형성이 우수한 980MPa급 열연강판을 제조하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 강재의 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써, 상술한 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성함으로써, 고강도를 갖으면서 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.03%, 황(S): 0.001~0.01%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.001~0.19%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.025% 이하, 바나듐(V): 0.035% 이하, 질소(N): 0.001~0.01%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 열연강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%이다.
C: 0.15~0.22%
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.
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.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.15~0.22%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.17~0.21%로 제어할 수 있다.
Si: 0.1~1.0%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 페라이트 안정화 원소로서 열간압연 후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있다. 그러므로, 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 복합조직강의 기지를 구성하는 페라이트 분율 증대에 효과적인 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.1% 미만이면 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 형성하기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하면 열간압연 시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 전기저항 용접성도 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~1.0%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.15~0.8%로 제어할 수 있다.
Mn: 0.8~1.8%
망간(Mn)은 상기 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열간압연 후 냉각 중 베이나이트 또는 마르텐사이트 상의 형성을 용이하게 한다.
하지만, 그 함량이 0.8% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 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.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.8~1.8%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.0~1.75%로 제어하는 것이 유리하다.
P: 0.001~0.03%
인(P)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.03%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 연성 저하 및 강의 충격특성을 열위하게 한다. 다만, 상기 P의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 크게 떨어지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.001~0.03%로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이로 인해 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 다만, 상기 S의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.001~0.19%
가용 알루미늄(Sol.Al)은 페라이트 안정화 원소로서 열간압연 후 냉각 중 페라이트 상의 형성에 유효한 원소이다.
이러한 Sol.Al의 함량이 0.001% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하여 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 현저히 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.19%를 초과하게 되면 전기저항 용접시 상대적으로 융점이 높은 Al계 산화물(예컨대, Al2O3)의 생성이 용이해져 확관시 개재물 주변에 응력이 국부적으로 집중되어 균열 개시의 요인이 될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Sol.Al의 함량을 0.001~0.19%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.003~0.15%, 보다 더 바람직하게는 0.003~0.10%로 제어할 수 있다.
Cr: 0.3~1.0%
크롬(Cr)은 강을 고용강화시키며 Mn과 마찬가지로 냉각 시 페라이트 상 변태를 지연시켜 마르텐사이트의 형성을 유리하게 하는 역할을 한다.
이러한 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 증가하여 연신율이 급격히 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.3~1.0%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.4~0.8%로 제어할 수 있다.
Ti: 0.01~0.05%
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, 재고용된 Ti은 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출되어 강의 강도를 크게 향상시키는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Ti을 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 미세 석출된 석출물에 의해 강의 항복비가 높아져 조관시의 롤 포밍을 어렵게 하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.01~0.05%로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.025% 이하(0%는 제외)
니오븀(Nb)은 탄질화물 형태의 석출물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소로서, 특히 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출된 석출물은 강의 강도를 크게 향상시킨다.
이러한 Nb의 함량이 0.025%를 초과할 경우, 강의 항복비를 크게 높여 조관시의 롤 포밍을 어렵게 함으로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.025% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
V: 0.035% 이하(0%는 제외)
바나듐(V)은 탄질화물 형태의 석출물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소로서, 특히 열간압연 후 냉각 과정 중의 상 변태 과정에서 미세하게 석출된 석출물은 강의 강도를 크게 향상시킨다.
이러한 V의 함량이 0.035%를 초과할 경우 강의 항복비를 크게 높여 조관시의 롤 포밍을 어렵게 함으로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.035% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 상기 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, 티타늄, 알루미늄 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다.
일반적으로 N의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가 될수록 인성이 크게 저하되는 문제점이 있으므로, 본 발명에서는 상기 N의 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 이러한 N의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.
그러므로, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상술한 함량으로 제어되는 망간(Mn)과 실리콘(Si)은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
4 < Mn/Si < 12
(여기서, Mn과 Si은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
상기 관계식 1의 값이 4 이하 또는 12 이상이면 전봉강관으로 제조시 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.
따라서, 본 발명에서는 상술한 함량 범위를 만족하는 동시에, 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연강판은 미세조직이 페라이트 상을 기지조직으로 하여 마르텐사이트 및 베이나이트로 구성된 경질상을 복합하여 포함하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 페라이트 상은 면적분율로 60~80%로 포함하는 것이 바람직하다. 만일 상기 페라이트 상의 분율이 60% 미만이면 강의 연신율이 급격히 하락할 수 있으며, 반면 80%를 초과하게 되면 상대적으로 경질상(베이나이트, 마르텐사이트)의 분율이 감소하여 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다.
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 바람직하다. 이러한 결정립은 전체 경질상 분율(면적분율) 중 50% 이상으로 포함하는 것이 보다 바람직하다. 상기 경질상 내에서 M 상과 B 상이 혼재하는 결정립을 제외한 나머지는 마르텐사이트 단상 및/또는 베이나이트 단상 조직이다.
도면을 참조하여 설명하면, 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 조직사진(a), 구체적으로 전체 경질상 내 면적비로 50% 이상을 차지하는 조직의 결정립과 그 결정립의 구간별 탄소 함량을 측정한 결과(b)로서, 상기 결정립의 입계 주변의 탄소 함량과 중심 영역의 탄소 함량에 차이가 있음을 확인할 수 있다. 이는, 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재하는 하나의 결정립(single grain) 내에서 입계 주변은 마르텐사이트 상, 그 중심에는 베이나이트 상이 존재함을 의미한다.
도 2는 통상의 DP강의 조직을 가지는 종래 강의 조직사진(a), 즉 경질상 내 면적비로 90% 이상을 차지하는 마르텐사이트 결정립과, 그 결정립의 탄소 함량을 측정한 결과(b)이다. 본 발명과는 대조적으로 결정립계에서부터 결정립의 중심부까지의 탄소 분포가 비교적 균일한 것을 확인할 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 열연강판은 기존 DP강과는 차별적으로 베이나이트 상을 충분히 확보함과 동시에, 경질상과 페라이트 상의 경계에서 충분한 가동 전위를 도입함으로써 용접 열영향부에서의 경도 하락을 최소화할 수 있으며, 동시에 저항복비를 구현함으로써 전봉강관의 확관성을 우수하게 확보하는 효과가 있는 것이다.
보다 구체적으로, 본 발명의 열연강판은 하나의 결정립(single grain) 내에 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재하는 결정립을 경질상의 전체 분율(면적분율) 중 50% 이상으로 포함하는 것이 바람직하며, 그 결정립 내 탄소분포가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
하기 관계식 2로 표현되는 탄소분포가 1.2 미만이면 경질상 내에 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재하는 결정립이 구현되지 못하고, 마르텐사이트 단상조직이 형성됨으로 본 발명에서 목표로 하는 바를 달성할 수 없게 된다. 반면, 그 값이 2.0을 초과하게 되면 결정립의 입계 주변은 침상 형태의 마르텐사이트가 형성되고, 그 중심영역에는 베이나이트가 아닌 페라이트 상이 형성됨에 따라 확관성이 크게 열위하게 되는 문제가 있다.
[관계식 2]
1.2 ≤ PCB/PCC ≤ 2.0
(여기서, PCB는 경질상 내에 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재하는 결정립의 중앙으로부터 상기 결정립의 경계까지 해당하는 거리의 70% 지점에서의 탄소의 EPMA intensity 측정값이고, PCC는 동일 결정립의 중앙지점에서의 탄소의 EPMA intensity 측정값을 의미한다.)
상술한 바와 같이, 합금조성, 관계식 1 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 열연강판은 980MPa 이상의 인장강도를 갖고, 항복비(YR = YS/TS)를 0.8 이하로 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 열연강판을 파이프로 조관할 경우, 상기 파이프의 확관율을 상기 열연강판의 연신율 대비 85% 이상으로 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 1차 냉각 - 2차 냉각 - 3차 냉각 - 권취] 공정을 거쳐 목표로 하는 열연강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[재가열 단계]
먼저, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1180~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 온도가 1180℃ 미만이면 슬라브의 숙열이 부족하여 후속하는 열간압연시 온도 확보에 어려움이 있고, 연주시 발생된 편석을 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.
따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 재가열시 1180~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
[열간압연 단계]
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 마무리 열간압연은 Ar3(페라이트 상 변태 개시온도) 이상인 것이 바람직하다.
만일, 상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3 미만이면 페라이트 변태 후 압연이 이루어져 목표로 하는 조직과 물성을 확보하기 어려우며, 반면 그 온도가 1000℃를 초과할 경우 표면에 스케일성 결함이 증가하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연시 Ar3~1000℃를 만족하는 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
[1차 냉각단계]
상기에 따라 열간압연하여 얻은 열연강판을 냉각하는 것이 바람직하며, 이때 냉각은 단계적으로 실시하는 것이 바람직하다.
먼저, 상기 열연강판을 550~750℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각이 종료되는 온도가 550℃ 미만이면 강 중 미세조직이 베이나이트 상을 주로 포함하게 되어 페라이트 상을 기지조직으로 얻을 수 없게 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.
또한, 상술한 온도범위까지 냉각시 20℃/s 미만의 냉각속도로 냉각할 경우, 냉각 중에 페라이트와 펄라이트 상 변태가 발생하여 원하는 수준의 경질상을 확보할 수 없게 된다. 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 냉각설비를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
[2차 냉각단계]
상기 1차 냉각이 완료된 열연강판을 극서냉대에서 특정 조건으로 냉각하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 하기 관계식 3을 만족하는 범위 내에서 0.05~2.0℃/s의 냉각속도로 극서냉하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
0 ≤ t-ta ≤ 3
(상기 [ta = 250 + (65.1[C]) + (9.2[Mn]) + (20.5[Cr]) - (4.7[Si]) - (4.8[Sol.Al]) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2)] 이고, 여기서 t는 2차 냉각 유지시간(초, sec), ta은 최적 상 분율의 확보를 위한 2차 냉각 유지시간(초, sec), Temp는 2차 냉각 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
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 전체 분율 중 50% 이상을 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재하는 조직으로 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 상기 조직의 탄소 분포가 위 관계식 2를 만족하도록 하는 것이 가능하다.
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.
상기 2차 냉각 제어시 위 관계식 3을 만족하지 못하게 되면, 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 혼재한 조직이 구현되지 못하고, 일반적인 DP강 조직이 형성되어 전기저항용접시 용접 열영향부에서의 경도 하락이 커져 확관성이 열위하는 문제가 있다.
또한, 상기 2차 냉각 제어시 냉각속도가 2.0℃/s를 초과하게 되면 경질상 내 마르텐사이트 상과 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.
[3차 냉각단계]
상기 극서냉대에서의 2차 냉각을 완료한 후, 상온~400℃의 온도범위까지 20℃/s 이상의 냉각속도 3차 냉각을 실시하는 것이 바람직하다. 여기서, 상온은 15~35℃ 정도의 범위를 의미한다.
상기 3차 냉각이 종료되는 온도가 400℃를 초과하게 되면 그 온도가 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) 이상이 되므로, 잔여 미변태상의 대부분이 베이나이트 상으로 변태하여 본 발명의 관계식 2를 만족하는 미세조직을 얻을 수 없게 된다.
또한, 상기 3차 냉각시 냉각속도가 20℃/s 미만이면 베이나이트 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.
[권취 단계]
상기에 따라 3차 냉각까지 완료된 열연강판을 그 온도에서 권취하는 공정을 행하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명은 권취된 열연강판에 대해 상온~200℃의 온도범위로 자연냉각한 후 산세 처리하여 표층부 스케일을 제거한 다음, 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이때, 산세 처리 전 강판 온도가 200℃를 초과하게 되면 열연강판 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지는 문제가 있다.
본 발명은 상기에 따라 제조된 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 전봉강관을 제공하며, 상기 전봉강관은 확관성이 우수한 효과가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 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 1차 냉각(표 2에 냉각종료온도 표기)한 다음, 하기 표 2에 나타낸 극서냉대 중간온도와 유지시간으로 제어 냉각(2차 냉각)을 행한 후, 60℃/s의 냉각속도로 상온까지 3차 냉각을 실시한 다음, 권취하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 열연강판에 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. 경질상 전체 분율 중 50% 이상의 분율을 차지하고 있는 조직의 결정립 입내를 7000배 배율에서 20~35nm 간격으로 EPMA 라인 스캐닝(line scanning) 기법을 이용하여 탄소(C)의 분포 거동을 측정하였다 (Acc V: 15.0 kV, Prob C: 1.009e-007 A).
또한, 각각의 열연강판에 대해 JIS5호 시편을 준비하여 10mm/min의 변형속도로 상온에서 인장시험을 실시하였다.
그리고, 각각의 열연강판을 이용하여 전기저항용접법으로 101.6Φ 구경의 파이프를 조관 후 KS규격 B ISO 8493 (금속재료-관-확관시험) 기준 또는 이와 동등한 기준에 의거하여 확관실험을 실시하였다. 이때, 조관된 파이프의 확관율을 열연강판의 연신율과 대비하여 나타내었다.
상기에서 측정한 각각의 결과들은 하기 표 3에 나타내었다.
구분 합금조성 (중량%) 관계
식1
C Si Mn P S Cr Ti Nb V Sol.Al N
발명
강1		 0.19 0.25 1.42 0.02 0.003 0.5 0.01 0.01 0.01 0.022 0.004 5.7
발명
강2		 0.21 0.23 1.03 0.02 0.003 0.7 0.01 0.01 0.01 0.021 0.004 4.5
발명
강3		 0.19 0.25 1.51 0.01 0.003 0.6 0.01 0.01 0.01 0.009 0.003 6.0
발명
강4		 0.19 0.15 1.31 0.01 0.004 0.5 0.01 0.01 0.01 0.015 0.003 8.7
발명
강5		 0.17 0.39 1.72 0.01 0.004 0.5 0.01 0.01 0.01 0.092 0.004 4.4
발명
강6		 0.19 0.35 1.69 0.02 0.003 0.5 0.01 0.01 0.01 0.074 0.003 4.8
발명
강7		 0.21 0.22 1.41 0.01 0.003 0.6 0.01 0.01 0.01 0.011 0.005 6.4
발명
강8		 0.19 0.28 1.19 0.02 0.004 0.7 0.01 0.02 0.01 0.003 0.003 4.3
발명
강9		 0.21 0.29 1.25 0.02 0.005 0.6 0.04 0.01 0.01 0.002 0.004 4.3
발명
강10		 0.21 0.22 1.11 0.01 0.003 0.5 0.01 0.01 0.03 0.028 0.008 5.0
비교
강1		 0.29 0.23 1.42 0.01 0.003 0.5 0.03 0.01 0.01 0.002 0.003 6.2
비교
강2		 0.14 0.25 1.11 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.015 0.004 4.4
비교
강3		 0.21 2.11 1.42 0.01 0.003 0.5 0.03 0.01 0.01 0.066 0.003 0.7
비교
강4		 0.21 0.01 1.47 0.01 0.003 0.6 0.03 0.01 0.01 0.092 0.003 147
비교
강5		 0.19 0.21 2.33 0.02 0.005 0.5 0.03 0.01 0.01 0.045 0.004 11.1
비교
강6		 0.19 0.21 0.69 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.011 0.003 3.3
비교
강7		 0.19 0.23 1.42 0.01 0.003 1.52 0.03 0.01 0.01 0.023 0.003 6.2
비교
강8		 0.19 0.29 1.42 0.01 0.003 0.1 0.03 0.01 0.01 0.051 0.003 4.9
비교
강9		 0.16 0.28 0.11 0.02 0.004 0.7 0.01 0.02 0.01 0.21 0.003 0.4
비교
강10		 0.16 0.27 0.09 0.02 0.005 0.7 0.04 0.01 0.01 0.31 0.003 0.3
발명
강11		 0.19 0.25 1.38 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.092 0.006 5.5
발명
강12		 0.19 0.21 1.39 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.074 0.005 6.6
발명
강13 		0.19 0.27 1.41 0.02 0.004 0.5 0.03 0.01 0.01 0.011 0.003 5.2
발명
강14		 0.19 0.25 1.33 0.02 0.003 0.5 0.03 0.01 0.01 0.003 0.004 5.3
발명
강15		 0.17 0.25 1.11 0.02 0.003 0.7 0.01 0.01 0.01 0.002 0.004 4.4
강종
 마무리
압연 온도
(℃)		 1차 냉각 2차 냉각 조건 관계식 3 구분
냉각종료
온도 (℃)		 중간온도
(Temp) (℃)		 유지시간
(t) (초)		 냉각속도
(℃/s)		 ta
(초)		 t-ta
발명강 1 870 650 645 8 1.3 6 2 발명예 1
발명강 2 875 610 605 10 1.1 9 1 발명예 2
발명강 3 870 650 645 10 1.1 9 1 발명예 3
발명강 4 870 630 625 8 1.3 6 2 발명예 4
발명강 5 875 650 645 8 1.3 7 1 발명예 5
발명강 6 870 640 635 8 1.3 8 0 발명예 6
발명강 7 878 650 645 10 1.1 10 0 발명예 7
발명강 8 870 610 605 10 1.1 9 1 발명예 8
발명강 9 877 650 645 10 1.1 8 2 발명예 9
발명강 10 880 615 610 8 1.3 5 3 발명예 10
비교강 1 870 650 645 10 1.1 13 -3 비교예 1
비교강 2 890 645 640 6 1.7 0 6 비교예 2
비교강 3 870 640 635 6 1.7 -2 8 비교예 3
비교강 4 878 645 640 10 1.1 11 -1 비교예 4
비교강 5 890 650 645 10 1.1 15 -5 비교예 5
비교강 6 870 645 640 6 1.7 0 6 비교예 6
비교강 7 875 650 640 10 1.7 27 -17 비교예 7
비교강 8 870 610 605 6 1.7 -2 8 비교예 8
비교강 9 900 645 640 6 1.7 -5 11 비교예 9
비교강 10 870 645 640 6 1.7 -5 11 비교예 10
발명강 11 890 650 640 15 1.3 5 10 비교예 11
발명강 12 870 650 530 0 21.8 14 -14 비교예 12
발명강 13 885 790 785 10 1.1 20 -10 비교예 13
발명강 14 870 530 525 10 1.1 14 -4 비교예 14
발명강 15 900 630 605 6 5.1 7 -1 비교예 15
구분 미세조직 (분율) 관계
식2
(PCB/PCC)		 기계적 물성 (파이프
확관율)/(강판 연신율)
F+P M+B PCB PCC YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 YR El
(%)
발명예 1 64 36 2439 1523 1.60 872 1194 0.73 14 0.89
발명예 2 61 39 2613 1873 1.40 912 1216 0.75 15 0.85
발명예 3 66 34 2233 1631 1.37 862 1181 0.73 15 0.90
발명예 4 68 32 2967 1953 1.52 864 1183 0.73 15 0.90
발명예 5 68 32 2670 1965 1.36 718 997 0.72 16 1.08
발명예 6 61 39 2801 1505 1.86 848 1195 0.71 16 0.91
발명예 7 58 42 2978 1831 1.63 966 1342 0.72 15 0.80
발명예 8 64 36 3203 1722 1.86 857 1174 0.73 14 0.91
발명예 9 59 41 2809 1818 1.55 974 1298 0.75 14 0.80
발명예 10 61 39 2918 1929 1.51 882 1225 0.72 12 0.88
비교예 1 52 48 2435 2095 1.16 963 1356 0.71 13 0.68
비교예 2 83 17 1926 1916 1.01 528 733 0.72 23 0.79
비교예 3 84 16 2825 2543 1.11 701 911 0.77 18 0.81
비교예 4 56 44 2658 2593 1.03 1053 1386 0.76 13 0.69
비교예 5 51 49 3091 2754 1.12 990 1356 0.73 11 0.69
비교예 6 70 30 2768 2719 1.02 805 1118 0.72 14 0.72
비교예 7 55 45 2893 2659 1.09 1259 1635 0.77 11 0.65
비교예 8 77 23 3135 2754 1.14 683 911 0.75 17 0.78
비교예 9 81 19 3179 2842 1.12 599 821 0.73 11 0.71
비교예 10 85 15 3263 2877 1.13 587 815 0.72 19 0.79
비교예 11 76 24 3075 2988 1.03 588 828 0.71 20 0.81
비교예 12 52 48 2763 2541 1.09 1154 1518 0.76 12 0.65
비교예 13 51 49 2891 2785 1.04 824 1099 0.75 15 0.71
비교예 14 53 47 2538 2516 1.01 909 1181 0.77 15 0.71
비교예 15 58 42 2681 20937 0.13 820 1138 0.72 15 0.73
(표 3에서 'F'는 페라이트 상, 'P'는 펄라이트 상, 'M'은 마르텐사이트 상, 'B'는 베이나이트 상을 의미한다. 그리고, YS는 항복강도, TS는 인장강도, YR은 항복비(항복강도/인장강도), El은 연신율을 의미한다. 여기서, 펄라이트는 면적분율 5% 이하이다.)
(표 3에서 F+P는 페라이트과 펄라이트 각 상의 분율을 합한 것으로, 전체 F+P 분율 중 85% 이상이 페라이트 상이다.)
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, 조관 후 확관율이 모재(열연강판)의 연신율 대비 85% 이상으로 우수하게 확보됨을 확인할 수 있다.
한편, 비교예 1 내지 12는 본 발명에서 제한하는 합금조성을 불만족하는 경우이다.
이 중, 비교예 1은 C의 함량이 과도하고, 비교예 7은 Cr 함량이 과도한 경우로서, 이들은 관계식 3의 ta 값이 각각 13(초), 27(초)로 계산된 것을 확인할 수 있다. 즉, 비교예 1과 7은 최적 상 분율을 확보하기 위한 극서냉대(2차 냉각, ROT 구간) 유지시간이 과도하게 요구되는 것으로서, 이는 본 실시예의 극서냉대에서 제어 가능한 유지시간 범위를 초과하는 것이다.
비교예 2와 비교예 8은 각각 C, Cr의 함량이 미비한 경우로서, 이들은 관계식 3의 ta 값이 1(초) 미만으로 도출됨에 따라 열간압연 후 냉각 중 경질상의 형성이 어려워 본 발명에서 의도하는 미세조직(관계식 2를 만족하는 조직)을 확보할 수 없었다.
비교예 9와 10은 페라이트 변태를 촉진시키는 Sol.Al 함량이 과도한 경우로서, 경질상이 충분히 확보되지 못하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었다. 뿐만 아니라, 용접부 내에 Al2O3와 같은 융점이 높은 산화성 개재물이 형성됨에 따라 확관시 개재물 주변에 응력이 국부적으로 집중되어 균열 개시의 요인이 되는 문제가 있다.
비교예 3과 4는 Si 함량이 벗어나고, 비교예 5 및 6은 Mn 함량이 벗어난 경우로서, Mn의 Si의 함량관계(관계식 1에 해당)가 본 발명을 벗어나거나 관계식 3의 t-ta 값이 불만족함에 따라 용접시 용접부에서 페너트레이터 결함이 발생할 가능성이 높아져, 파이프 조관 및 확관시 용접부에서 크랙 발생이 용이하게 되었다. 실제로 위 비교예들은 확관성이 열위하였다.
비교예 11 내지 15는 합금조성 및 관계식 1이 본 발명을 만족하는 강에 해당하나, 이 중 비교예 11과 12는 2차 냉각시 유지시간이 각각 15초, 0초로 제어되어 관계식 3의 t-ta 값이 유효값을 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 그리고, 비교예 13과 14는 1차 냉각종료온도가 본 발명의 범위를 벗어나고, 비교예 15는 2차 냉각시 냉각속도가 2.0℃/s를 초과함에 따라 관계식 3의 t-ta 값이 유효값을 만족하지 못한 것을 확인할 수 있다.
위 비교예 11 내지 15 모두 전체 경질상 내 면적비로 50% 이상을 차지하는 결정립 내 탄소 분포가 본 발명의 관계식 2를 만족하지 못하게 됨에 따라 조관 후 확관율이 열연강판 연신율 대비 80% 이상을 확보하지 못하였다.
한편, 본 발명에서는 Sol.Al의 함량이 0.001% 미만인 비교 실시예를 제시하고 있지 아니하나, 이 경우 조업성 측면에서 현저한 생산성 저하를 야기하며, 이는 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.03%, 황(S): 0.001~0.01%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.001~0.19%, 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 마르텐사이트와 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 50% 이상이며, 상기 결정립 내 탄소 분포가 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판.

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

    [관계식 2]
    1.2 ≤ PCB/PCC ≤ 2.0
    (여기서, PCB는 경질상 내에 마르텐사이트와 베이나이트 상이 혼재하는 결정립의 중앙으로부터 상기 결정립의 경계까지 해당하는 거리의 70% 지점에서의 탄소의 EPMA intensity 측정값이고, PCC는 동일 결정립의 중앙지점에서의 탄소의 EPMA intensity 측정값을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 페라이트 상은 면적분율 60~80%로 포함하는 것인 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도(TS)가 980MPa 이상이고, 항복비(YR=YS/TS)가 0.8 이하인 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 파이프로 조관 후, 상기 파이프의 확관율이 상기 열연강판의 연신율 대비 85% 이상인 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.22%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 인(P): 0.001~0.03%, 황(S): 0.001~0.01%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.001~0.19%, 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 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판의 제조방법.

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

    [관계식 3]
    0 ≤ t-ta ≤ 3
    (상기 [ta = 250 + (65.1[C]) + (9.2[Mn]) + (20.5[Cr]) - (4.7[Si]) - (4.8[Sol.Al]) - (0.87Temp) + (0.00068Temp^2)] 이고, 여기서 t는 2차 냉각 유지시간(초, sec), ta은 최적 상 분율의 확보를 위한 2차 냉각 유지시간(초, sec), Temp는 2차 냉각 중간온도로서 2차 냉각 개시지점과 종료지점 사이 중간지점의 온도를 의미한다. 그리고, 각 합금성분은 중량 함량을 의미한다.)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연은 Ar3~1000℃의 온도범위에서 행하는 것인 확관성이 우수한 전봉강관용 열연강판의 제조방법.
  7. 제 1항 내지 제 4항 중 어느 한 항의 열연강판을 전기저항용접하여 제조된 확관성이 우수한 전봉강관.
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