KR20240106708A

KR20240106708A - 강관용 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20240106708A
Application number: KR1020220189706A
Authority: KR
Inventors: 서명규; 유용재; 김재명
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2022-12-29
Filing date: 2022-12-29
Publication date: 2024-07-08

Abstract

본 발명의 일 실시예에 의하면, 강관용 고강도 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족한다.

Description

강관용 고강도 열연강판 및 그 제조방법{High strength hot rolled steel sheet for steel pipe and method of manufacturing the same}

본 발명의 기술적 사상은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 극저온 충격인성 및 내 사우어 성능이 우수한 강관용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법과 이를 이용하여 제조한 강관에 관한 것이다.

최근 석유 및 천연 가스 등 채굴 자원 고갈로 인해 심층 및 극한 환경에서의 자원 채굴이 증가하고 있는 추세이다. 이러한 가혹한 환경에 대응하기 위해서 송유관 소재에 고강도 및 고성능의 복합 특성을 요구할 수 밖에 없는 상황이다. 중동 등의 지역의 경우 카스피해 주변 유정 지역에서는 겨울에 -20℃ 이하까지 온도가 급격하게 감소하는 시기를 가지고 있기 때문에, 이에 대응하기 위해 저온인성 특성을 요구하고 있다. 이러한 저온인성 특성을 평가하는 방법으로는 CVN(Charpy V-notch) 및/또는 DWTT(Drop Weight Tear Test)를 이용한 파괴 전파 천이 온도를 평가하여 송유관의 파괴 전파 양상을 확인하여 적합성을 판단할 수 있는 방법이 있다. 또한, 채굴 환경이 점차 사우어(sour) 분위기화 됨에 따라 API 규격에서 요구하는 HIC(Hydrogen Induced Cracking) 특성도 동시에 만족시켜야 하는 상황이다. 규격상으로 CLR(Critical Length Ratio) 15% 이하, CTR(Critical Thickness Ratio) 5% 이하, CSR(Crack Sensitivity Ratio) 2% 이하를 요구하지만, 현실에서는 CLR 10% 이하의 가혹한 조건을 만족시켜야 한다.

송유관 소재는 일반적으로 Nb/Ti 등의 석출원소를 첨가하여 결정립 미세화 강화기구를 이용하며, 강도 및 저온인성을 향상시키는 방향으로 제조하고 있다. 하지만 이러한 경우, 결정립 미세화에 따른 고항복비형 재질 특성을 보이는 문제가 발생한다. 최근 저항복비 및 저온인성을 동시에 만족할 수 있는 복합 특성을 요구하고 있는 추세이기 때문에 가혹한 환경에서 사용하기에는 어려운 단점을 가지고 있다.

한국특허출원번호 제10-2017-0156278호

본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 극저온 충격인성 및 내사우어 성능이 우수한 강관용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법과 이를 이용하여 제조한 강관을 제공하는 것이다.

그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 일 관점에 의하면, 극저온 충격인성 및 내사우어 성능이 우수한 강관용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법과 이를 이용하여 제조한 강관을 제공한다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강관용 고강도 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족한다.

상기 강관용 고강도 열연강판에서, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(acicular ferrite)일 수 있다.

상기 강관용 고강도 열연강판에서, -30℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 27J 이상일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,180℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 900℃ ~ 1,000℃의 마무리압연 종료온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 500℃ ~ 650℃ 미만의 권취온도에서 권취하는 단계;를 포함한다.

상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서, 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계는 상기 열간압연된 강재를 마무리압연 종료온도에서 620℃ ~ 650℃의 1차 냉각 종료온도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 등온 유지하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 590℃ ~ 620℃의 2차 냉각 종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함한다.

상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서, 상기 1차 냉각하는 단계는 15℃/초 ~ 25℃/초의 냉각속도로 수행될 수 있다.

상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서, 상기 등온 유지하는 단계는 15초 ~ 25초 범위의 시간 동안 수행될 수 있다.

상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서, 상기 2차 냉각하는 단계는 25℃/초 ~ 35℃/초의 냉각속도로 수행될 수 있다.

상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서, 상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에 의하여 제조된 열연강판은, 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족하고, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(acicular ferrite)일 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강관은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족한다.

상기 강관에서, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(acicular ferrite)일 수 있다.

상기 강관에서, 티타늄(Ti)과 몰리브덴(Mo)의 비는 5 내지 10일 수 있다.

상기 강관에서, -30℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 27J 이상일 수 있다.

본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 극저온 충격인성 및 내사우어 성능이 우수한 강관용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법과 이를 이용하여 제조한 강관을 구현할 수 있다.

상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실험예 중 비교예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 미세조직을 비교예와 비교한 주사전자현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 실험예 중 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 미세조직을 비교예와 비교한 주사전자현미경 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법에서 열처리 및 냉각 공정을 도해하는 그래프이다.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.

본 발명은 극저온 충격인성 및 내사우어 성능이 우수한 강관용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법과 이를 이용하여 제조한 강관을 제공한다.

극저온 충격인성 및 내사우어 성능이 우수한 강관용 고강도 열연강판

이하, 본 발명의 일 측면인 강관용 고강도 열연강판에 대하여 설명한다.

본 발명의 일 측면인 강관용 고강도 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명에 따른 강관용 고강도 열연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.

탄소(C): 0.03% ~ 0.10%

탄소는 강도 확보 및 미세조직 제어를 위해 첨가한다. Nb, V, Cr, Cu, Ni을 첨가하지 않고 항복강도 555MPa 이상의 강도를 얻기 위해 0.03wt% 이상 첨가하여야 하나, 너무 많은 탄소가 첨가되면 펄라이트 미세구조의 형성으로 내 사우어(sour) 성능을 감소시키며, 용접성을 저하시키며 펄라이트 상의 분율이 지나치게 높아져 원하는 미세조직을 제어하기 어려워지므로 상한은 0.10wt%로 제한한다.

실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%

실리콘은 페라이트 안정화 원소로써 페라이트 변태시 과냉도를 증가시켜 결정립을 미세하게 하고 탄화물 형성을 억제한다. 그러나 다량 첨가시 강의 용접성을 떨어뜨리고 열연공정시 재가열공정 및 열간압연 시에 적스케일을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며 용접 후 도금성을 저해할 수 있다. 반면 0.5wt% 이상의 망간이 첨가되는 강의 경우 강관 제조를 위한 ERW 용접시 Mn/Si 비가 5 ~ 10 범위 내에 들어야 한다. 이는 용접시 발생하는 Mn-Si-O 산화물(Mn₂SiO₄ 또는 MnSiO₃)이 영역에서 형성되며 이들의 용융온도가 가장 낮기 때문이며 이로 인해 용접시 산화물 배출을 용이하게 한다. 실리콘의 함량이 0.15% 미만인 경우에는, 상술한 실리콘 첨가효과가 불충분할 수 있다. 실리콘의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는, 붉은형 스케일을 유발하여 표면 품질을 저하시키며, 용접부 균열이 발생할 수 있다.

망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%

망간은 오스테나이트 안정화 원소로써 고용강화에 매우 효과적이고 강의 경화능 증가에 큰 영향을 미친다. 망간 첨가시 강의 평형온도가 감소하여 페라이트 감소 및 펄라이트 증가와 펄라이트의 라멜라 간격을 감소시키게 된다. 이렇듯 망간 함량에 따라 강도와 인성 및 항복비를 제어할 수 있으나 다량 첨가시 MnS 개재물 형성 및 주조시 중심편석을 유발하여 강의 내 사우어 성능을 떨어뜨리게 된다. 이상의 효과를 고려할 때 적정 망간 함량은 0.5 ~ 1.5wt% 이다. 망간의 함량이 0.5% 미만인 경우에는, 상술한 망간 첨가효과가 불충분할 수 있다. 망간의 함량이 1.5%를 초과하는 경우에는, S와 결합하여 다량의 MnS가 형성되어 내식성이 저하될 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%

알루미늄은 제강시의 탈산을 위해 첨가한다. 알루미늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 충분한 탈산 효과를 얻을 수 없다. 알루미늄의 함량이 0.06%를 초과하는 경우에는, 강 내에 존재하는 N과 결합하여 조대한 AlN계 질화물을 생성하고, 용접성을 저해할 수 있다.

칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%

칼슘은 황과의 결합력이 높아 CaS 개재물을 형성함으로써 용접성에 저해를 주는 MnS의 생성을 억제하기 위해 첨가한다. 칼슘은 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써 ERW 용접 특성을 향상시키고자 첨가한다. 즉 칼슘은 망간에 비해 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가 시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 발생은 줄어든다. 일반적으로 MnS는 압연 중에 연신되어 ERW 용접 시 후크 크랙(Hook crack) 등의 결함을 유발함으로 칼슘의 첨가 시 ERW 용접성이 개선될 수 있다. 칼슘의 함량이 0.001wt% 미만이면 MnS 제어 효과가 떨어지고 0.003wt%를 초과하면 CaS의 생성이 과도하여 문제를 발생시킬 수 있으며 연주성을 저하시키므로 그 함량은 0.001 ~ 0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti) : 0.01% ~ 0.03%

티타늄은 몰리브덴과 함께 고온안정성이 높은 TiMo(C,N) 석출물을 생성시킴으로써 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부 조직을 미세화 시킴으로써 열연 제품의 강도를 향상시키는 효과를 가지고 있다. 그러나 다량 첨가 시에는 고온에서 형성된 조대한 TiN 석출물을 생성시킴으로써 강의 내부식성을 저하시킬 수 있으므로 상기 티타늄의 함량은 고용 질소를 충분히 제거 가능한 0.01 ~ 0.03 wt%로 제한한다.

몰리브덴(Mo) : 0.01% ~ 0.10%

몰리브덴은 망간과 마찬가지로 평형온도를 저하시키므로 강의 강도와 항복비에 영향을 줄 수 있다. 또한 몰리브덴은 탄화물로 석출하지 않을 경우 경화능을 향상시키기 때문에 강의 상변태시 페라이트 변태 이후의 2차상을 적절히 제어할 수 있다. 또한 티타늄 석출물의 성장을 방해하여 결과적으로 미세한 탄화물로 남게하여 내 사우어 성능을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 이유로 고강도 및 내 사우어 성능을 확보하기 위해 함량을 0.01% ~ 0.10%로 첨가하였다.

인(P): 0% 초과 ~ 0.01% 이하

인은 시멘타이트의 형성을 억제하고 강도를 증가시키는 효과를 나타낸다. 인의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우에는, 용접성이 악화되고 슬라브 중심 편석에 의해 강의 인성 및 용접성을 저하시킬 수 있다. 또한, 오스테나이트 결정립계에 편석하여 인성을 열화시킬 수 있다. 본 발명에서는 인은 의도적으로 첨가하지 않고, 불가피한 불순물로서 함유될 수 있다. 따라서, 인의 함량을 열연강판 전체 중량의 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S): 0% 초과 ~ 0.001% 이하

황은 강의 인성 및 용접성을 저해하고, 망간과 결합하여 MnS를 형성함으로써 강의 내 사우어 성능을 저하시키고 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있다. 본 발명에서는 황은 의도적으로 첨가하지 않고, 불가피한 불순물로서 함유될 수 있다. 따라서, 황의 함량을 열연강판 전체 중량의 0.001% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%

니오븀은 열연강재 전체 중량의 0.06% ~ 0.13%로 첨가된다. 니오븀은 열연강재에 포함되는 탄소 및 질소와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성하여 강도를 증가시킬 수 있다. 니오븀의 함량이 0.06 중량% 미만일 경우에는 니오븀 첨가 효과가 미미하다. 니오븀의 함량이 0.13 중량%를 초과하는 경우에는, 항복비 증가로 인하여 가공성이 저하되고, 연성이 저하되며, 제조 단가가 상승할 수 있다.

바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%

바나듐(V)은 탄소와 결합하여 강도 증가에 영향을 끼치는 탄화물을 형성한다. 바나듐은 니오븀(Nb)과 함께 열간 압연시 재결정을 지연시켜 결정립 미세화를 도모할 수 있다. 또한, 석출물 생성을 통한 결정립 미세화 및 강도 향상에 기여하며, 고용 강화 및 복합 석출물 형성을 통해 강도 향상에 기여할 수 있다. 바나듐의 함량이 0.01% 미만인 경우 상술한 효과가 나타나지 않으며, 0.07%를 초과하는 경우 제조 단가가 상승할 뿐 아니라, 연성 확보에 어려움이 있다. 또한, 용접성을 저하시키고 저온에서의 과다 석출에 의하여 권취시 문제를 발생시킬 수 있다. 따라서, 바나듐은 열연 강판 전체 중량에 대해 0.01% ~ 0.07%로 포함된다.

구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5% 이하

구리는 열연강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.5% 이하로 첨가된다. 구리의 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는, 녹는점이 낮은 금속으로 열간 압연 시 표면의 결정립계에서 용융하여 견고한 스케일을 생성시켜 디스케일링을 어렵게 한다.

니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5% 이하

니켈은 열연강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.5% 이하로 첨가된다. 니켈은 고용강화에 효과적으로 작용하여 강도를 향상시키는 원소이다. 니켈의 합계 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는, 경화능이 증가되어 연신율이 감소하며, 탄소 당량을 증가시켜 용접성이 저하될 수 있다.

크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%

크롬은 망간과 마찬가지로 평형온도를 저하시키므로 강의 강도와 항복비에 영향을 줄 수 있다. 크롬은 다량 첨가시 탄소와 결합하여 조대한 탄화물을 형성할 수 있으며, 이는 강도를 미약하게 상승시키지만, 인성에는 취약하므로 다량 첨가는 지양하여야 한다. 따라서, 저항복비 특성을 위해 강의 상변태 및 고용강화에만 영향을 주고 탄화물 생성을 억제하는 함량으로 제어되어야 한다. 크롬의 함량의 총합이 0.5%를 초과하는 경우에는, 인성이 저하되고, 탄소당량을 크게 상승시키는 문제점이 있으며, 내용접 균열특성이 저하될 수 있다. 따라서, 크롬은 열연강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 강관용 고강도 열연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.

전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 열연강판의 제조방법을 통해 제조한 강관용 고강도 열연강판은, 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족할 수 있다.

또한, 상기 강관용 고강도 열연강판은, -30℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 27J 이상일 수 있다.

상기 강관용 고강도 열연강판은, 최종 미세조직이 침상형 페라이트(acicular ferrite)일 수 있다.

송유관 소재는 일반적으로 Nb/Ti 등의 석출원소를 첨가하여 결정립 미세화 강화기구를 이용하며, 강도 및 저온인성을 향상시키는 방향으로 제조하고 있다. 하지만 이러한 경우, 결정립 미세화에 따른 고항복비형 재질 특성을 보이는 문제가 발생한다. 최근 저항복비 및 저온인성을 동시에 만족할 수 있는 복합 특성을 요구하고 있는 추세이기 때문에 가혹한 환경에서 사용하기에는 어려운 단점을 가지고 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mo을 첨가하여 고용 강화 효과를 적용하여 80ksi 재질을 만족하면서 저온 인성 및 내 사우어 성능이 우수한 열연 강판을 제공하고자 하였다. 종래에는 Nb계 성분 설계를 활용하여 고강도를 확보하였다. 또한 내 사우어 성능을 확보하기 위해 P, S 성분을 엄격히 제어하고 조업 조건을 통제하였다. 하지만 해당 성분계의 고용강화 효과의 한계로 인해 80ksi급의 강도를 구현하기는 부족하였고, 이를 해결하기 위해 추가로 강도를 높이기 위해 신규 성분 설계를 검토하였다. 내 사우어 성능을 확보하기 위해 동일하게 유지해야 할 성분 설계들은 유지하고 추가로 강도를 확보 할 수 있는 방안을 제시하였다.

본 발명에서는 Mo를 첨가하여 강도 및 내 사우어 성능을 확보하였다. 기존의 Ti 단독 첨가로는 용강 주조 단계에서 이미 석출물이 생성되기 때문에 열간압연 단계에서는 석출강화 효과로 인한 강도 보상 효과를 기대할 수 없다. 이는 석출 강화 효과를 극대화 시키기 위해서는 석출물의 크기를 10nm 이하로 제어해야 하는데, 가열로 내에서 모든 Ti 석출물을 고용시키지 못하면 석출물 크기를 초기화 시킬 수 없기 때문이다. 따라서 본 발명에서는 Ti의 성장을 억제하기 위해 Mo를 적절히 추가 하였다. Mo는 고용상태에서 고용강화 효과 및 상변태를 억제하는 효과가 있어 냉각 단계에서 침상형 페라이트(acicular ferrite) 생성에 기여할 뿐만 아니라, 앞서 언급한 Ti 석출물의 성장을 방해하기 때문에 V, Cu, Ni을 대체할 수 있다. 본 발명을 통해 송유관 강관 제품인 API-X80급에서 저온인성 및 내 사우어 성능을 보장하는 열연소재를 제공하였고, 물성은 항복강도 555~705MPa, 인장강도 625~825MPa 이상급을 만족할 수 있다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.

강관용 고강도 열연강판의 제조방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.

본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.

상기 열연강판을 형성하기 위한 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법은, 재가열단계(S110), 열간압연 단계(S120), 1차 냉각 단계(S130), 등온 유지 단계(S140), 2차 냉각 단계(S150), 및 권취 단계(S160)를 포함한다.

재가열 단계(S110)

재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 예를 들어 1,180℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 40분 이상, 예를 들어, 약 2 시간 ~ 4시간 동안 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,180℃ 미만인 경우에는, 타이타늄 탄화물의 고용이 충분하지 않으며, 주조시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제점이 있으며, 열간 압연시 압연 부하가 야기될 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어렵게 된다. 또한 재가열 온도가 올라갈수록 가열 비용 및 압연 온도를 맞추기 위한 추기 시간 소요 등으로 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 야기하므로 바람직하지 않다.

열간압연 단계(S120)

열간압연 단계(S120)에서는, 상기 가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 폭압연, 조압연, 및 사상압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 강판을 형성할 수 있다.

조압연 온도는 결정립 미세화를 위해 제어가 필요하다. Nb, Ti 등 미세 탄화물 형성 원소가 첨가될 경우 압연중 재결정이 지연되어 결정립을 미세화할 수 있다. 재결정이 정지되는 온도를 Tnr이라 부르는데, 이 온도 이하에서 압연이 되어야 결정립 미세화 효과가 있게 된다. 오스테나이트 결정립을 미세화하게 되면 페라이트의 핵생성 속도를 증가시켜 최종 미세조직의 미세화를 가져오게 되므로 내식성 및 저온 인성이 향상된다. 그러나 조압연 종료 온도(RDT, Rough mill Delivery Temperature)를 너무 낮게 하면 온도를 낮추기 위한 대기 시간이 발생하여 생산성을 떨어뜨리게 된다. 본 발명 성분계의 적정 RDT는 900 ~ 1000℃가 적절하다.

열연 코일 전장에 대해 균일한 침상형 페라이트를 얻기 위해 적정한 온도에서 사상압연을 종료한다. 마무리압연 종료온도(FDT; Finishing Delivery Temperature, 사상 압연 종료 온도)가 800℃ 미만이면 미세한 오스테나이트 결정립으로 인해 냉각중 빠른 상변태가 발생하여 다각형 페라이트가 형성되며 이로 인해 인성 확보가 어렵다. 또한, 오스테나이트 및 페라이트의 2상 영역에서 압연이 진행되기 때문에 결정립의 불균일성이 증가하고 페라이트의 분율이 증가하여 재질을 저하시키게 된다. 또한, 후물화에 따라 두께 중심부에서의 제어 압연이 어려우며, 열연 코일의 전장 재질 편차를 야기할 수 있다. 한편, 마무리압연 종료온도(FDT)가 900℃ 이상으로 너무 높으면 오스테나이트 결정립이 조대해져, 핵생성 사이트 수의 감소하게 되기 때문에 냉각대(ROT)에서 상변태 지연으로 인하여, 권취 후 조대 펄라이트가 생성되어 인장강도가 저하되며, 내 사우어 성능을 저하시키게 된다.

1차 냉각 단계(S130)

1차 냉각 단계(S130)에서는, 상기 열간압연된 강재를, 예를 들어 마무리압연 종료온도에서 620℃ ~ 650℃의 1차 냉각 종료온도(CST)로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각하는 단계는, 예를 들어 15℃/초 ~ 25℃/초의 냉각속도로 수행될 수 있다.

본 발명의 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서는 저온인성 및 내 사우어 재질을 얻고자 하므로 냉각 제어가 중요하다.

상기 1차 냉각 종료온도가 620℃ 미만인 경우에는, 베이나이트가 생성되어, 하드 스팟이 발생하거나 목표한 재질을 초과할 수 있다. 상기 1차 냉각 종료온도가 650℃를 초과하는 경우에는, 권취 온도에서 목표 온도에 도달하여도, 권취하기 전에 변태가 완료되지 않게 되어, 조대한 펄라이트가 생성될 수 있고, 이에 따라 재질 미달이 발생할 수 있다.

상기 1차 냉각 종료시간은 런아웃 테이블(ROT)의 중간 지점보다 전의 시점에서 종료하는 것이 바람직하다. 1차 냉각 단계(S130)는 CST(Cooling Stop Temperature) 제어 단계로 지칭될 수 있다. 또한, 상기 냉각은 공냉 및 수냉 모두 가능하다.

등온 유지 단계(S140)

등온 유지 단계(S140)에서는, 상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 등온으로, 예를 들어 620℃ ~ 650℃ 범위의 온도로 유지한다. 상기 등온 유지 단계(S140)는 15초 ~ 25초 범위의 등온 유지 시간 동안 수행될 수 있다.

2차 냉각 단계(S150)

2차 냉각 단계(S150)에서는, 상기 1차 냉각된 강재를, 예를 들어 상기 1차 냉각 종료온도에서 590℃ ~ 620℃의 2차 냉각 종료온도(CT)로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각하는 단계는, 예를 들어 25℃/초 ~ 35℃/초의 냉각속도로 수행될 수 있다.

상기 2차 냉각 종료온도는 권취온도(CT)와 동일할 수 있다. 2차 냉각 단계(S130)는 CT(Coiling Temperature) 제어 단계로 지칭될 수 있다. 상기 2차 냉각 종료온도는 변태 발열을 제어하고 상변태 완료를 위한 범위로 설정될 수 있다. 또한, 상기 냉각은 공냉 및 수냉 모두 가능하다.

권취 전에 펄라이트 생성을 집중적으로 발생시켜야 하므로 전단에서 적정 온도로 냉각 후, 발생하는 변태발열을 억제해야 한다. 변태발열에 의하여 강판의 온도가 상승한 체로 두면, 페라이트의 상변태가 활성화 되고 펄라이트 상변태가 억제되어 재질 미달이 발생할 수 있다. 변태 발열을 제어하고 상변태 완료를 위해 권취 온도는 500℃ ~ 650℃ 미만일 수 있으며, 엄격하게는, 590℃ ~ 620℃일 수 있다.

권취 단계(S160)

권취 단계(S160)에서는, 상기 냉각된 강재를 500℃ ~ 650℃ 미만의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 강재를 권취한다. 상기 권취온도가 500℃ 미만이 경우에는, 결정립 미세화로 강도가 증가하여 조관이 어려워지고, 용접성이 저하될 수 있다. 상기 권취온도가 650℃ 이상인 경우에는, 충분한 강도 확보가 어려울 수 있다.

실험예

이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.

표 1은 실시예와 비교예의 열연강판들의 조성을 나타낸다. 표 1에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 단위는 중량%이다.

	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	V	Cu	Ni	Ti	Cr	Mo	Ca
조성A	0.05	0.16	1.15	0.0068	0.0008	0.04	0.062	0.056	0.02	0.01	0.017	0.17	-	0.0021
조성B	0.063	0.17	1.26	0.0086	0.0009	0.035	0.077	0.05	0.021	0.01	0.014	0.2	0.12	0.0021

표 1을 참조하면, 조성B는 본 발명의 실시예에 따른 열연강판의 조성범위를 만족한다. 구체적으로, 조성B는 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

이에 반하여, 조성A는 비교예로서 몰리브덴(Mo)을 함유하지 않는다.

표 2는 비교예와 실시예의 열연강판을 형성하는 공정 조건 값들을 나타낸다.

1차 냉각 종료온도 (℃)	1차 냉각속도 (℃/초)	1차 냉각후 등온 시간 (초)	2차 냉각 종료온도 (℃)	2차 냉각속도 (℃/초)
620	20	19	590	30

표 2를 참조하면, 상술한 공정 조건들은 상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계로서 상기 열간압연된 강재를 마무리압연 종료온도에서 620℃ ~ 650℃의 1차 냉각 종료온도로 15℃/초 ~ 25℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 15초 ~ 25초 범위의 시간 동안 등온 유지하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 590℃ ~ 620℃의 2차 냉각 종료온도로 25℃/초 ~ 35℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;를 적용한 조건들이다. 그 외의 공정조건은 도 1을 참조하여 설명한 공정 조건 범위 내에서 동일한 조건을 적용하였다.

표 3는 상기 제조된 열연강판에 대하여, 기계적 물성으로서, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 및 연신율(EL)을 각각 측정하여 그 결과를 나타낸다. 도 2는 본 발명의 실험예 중 비교예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 미세조직을 비교예와 비교한 주사전자현미경 사진이고, 도 3은 본 발명의 실험예 중 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 미세조직을 비교예와 비교한 주사전자현미경 사진이다.

구분	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	CVN (J, @-30℃)
비교예	616	551	25	218
실시예	686	626	28	188

표 1 내지 표 3을 참조하면, 비교예는 표 1의 몰리브덴(Mo)을 함유하지 않는 조성A의 강재에 대하여 표 2의 공정조건을 적용하여 구현한 열연강판이고, 실시예는 표 1의 조성B의 강재에 대하여 표 2의 공정조건을 적용하여 구현한 열연강판이다.

실시예의 열연강판은 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상, -30℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값: 27J 이상을 모두 만족하지만, 비교예의 열연강판은 항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa의 범위를 하회하여 만족하지 못한다.

도 3을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법으로 구현된 열연강판의 미세조직은 침상형 페라이트(acicular ferrite)으로 이루어짐을 확인할 수 있다.

한편, 본 발명의 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법으로 구현된 열연강판은 API 규격에서 요구하는 HIC(Hydrogen Induced Cracking) 특성도 동시에 만족함을 확인하였다. 구체적으로, CLR(Critical Length Ratio): 15% 이하, CTR(Critical Thickness Ratio): 5% 이하, CSR(Crack Sensitivity Ratio): 2% 이하를 만족함을 확인하였다.

이하에서는 열연 공정 후 권취 공정 전 냉각 공정에 대한 추가적인 실험예를 설명한다.

도 4는 본 발명의 실험예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법에서 열처리 및 냉각 공정을 도해하는 그래프이고, 표 4는 본 발명의 실험예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조방법에서 열처리 및 냉각 공정 조건과 물성을 나타낸 것이다.

구 분	냉각1			냉각2		물 성
구 분	CST (℃)	냉속 (℃/s)	등온 시간 (s)	CT (℃)	냉속 (℃/s)	YP (MPa)	TS (MPa)	EL (%)
비교예1	680	20	19	650	30	560	612	28
비교예2	650	20	20	650	-	566	611	27
비교예3	680	20	18	620	30	569	659	25
비교예4	650	20	19	620	30	581	657	25
실시예1	620	20	20	620	-	595	664	28
실시예2	650	20	18	590	30	601	679	24
실시예3	620	20	19	590	30	609	677	26

표 4 및 도 4를 참조하면, 비교예1은 A1 - A2 - B1 - C1 - C2 - D1의 열처리 경로를 제공하며, 비교예2는 A1 - A2 - B2 - C2 - D1의 열처리 경로를 제공하며, 비교예3은 A1 - A2 - B1 - C1 - C3 - D2의 열처리 경로를 제공하며, 비교예4는 A1 - A2 - B2 - C2 - C3 - D2의 열처리 경로를 제공하며, 실시예1은 A1 - A2 - B3 - C3 - - D2의 열처리 경로를 제공하며, 실시예2는 A1 - A2 - B2 - C2 - C4 - D3의 열처리 경로를 제공하며, 실시예3은 A1 - A2 - B3 - C3 - C4 - D3의 열처리 경로를 제공한다.

비교예1, 비교예2는 권취온도(CT)가 650℃로 인장강도(TS)가 미달이다. 1차 냉각 종료온도(CST)가 680℃에서 650℃으로 하향시 항복강도(YP)가 6MPa 상승함을 확인할 수 있다. 비교예3, 비교예4는 1차 냉각 종료온도(CST): 620℃로 인장강도(TS)는 655℃이상을 만족하지만, 미달의 우려가 있다. 1차 냉각 종료온도(CST)가 680℃에서 650℃으로 하향시 항복강도(YP)가 12MPa 상승함을 확인할 수 있다. 실시예1은 1차 냉각 종료온도(CST): 620℃, 권취온도(CT): 620℃로 비교예3, 비교예4보다 1차 냉각 종료온도(CST)를 하향하였는데, 항복강도(YP)와 인장강도(TS) 모두 소폭 상승하였다. 실시예2, 실시예3은 권취온도(CT)를 590℃, 1차 냉각 종료온도(CST)를 각 650℃/620℃로 하였으며, 실시예1에 비해 항복강도(YP)와 인장강도(TS)가 안정적으로 확보되었다. 이를 통해 비교예1, 비교예2와 같이 권취온도(CT)를 650℃로 하면 인장강도(TS) 미달이 발생하고, 비교예3, 비교예4와 같이 권취온도(CT)를 620℃으로 하되 1차 냉각 종료온도(CST)가 650℃ 이상으로 하면 인장강도(TS)가 미달될 가능이 있다. 실시예1과 같이 권취온도(CT)를 620℃로 하되 1차 냉각 종료온도(CST)도 620℃로 하향해야 안정적인 재질을 확보 할 수 있음을 확인할 수 있다. 따라서, 재질을 더 상향하기 위해서는 실시예2, 실시예3과 같이 권취온도(CT)를 하향하는 것이 발람직함을 확인할 수 있다.

상술한 실험예에 의하면, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에서 냉각 단계는 상기 열간압연된 강재를 마무리압연 종료온도에서 620 ~ 650℃의 1차 냉각 종료온도로 20℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 18초 ~ 19초 범위의 시간 동안 등온 유지하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 590℃의 2차 냉각 종료온도로 30℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.

이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족하는,
강관용 고강도 열연강판.
제 1 항에 있어서
최종 미세조직이 침상형 페라이트(acicular ferrite)인 것을 특징으로 하는,
강관용 고강도 열연강판.
제 1 항에 있어서,
-30℃에서의 샤르피충격흡수에너지(CVN) 값이 27J 이상인 것을 특징으로 하는,
강관용 고강도 열연강판.
중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.10%, 실리콘(Si): 0.15% ~ 0.3%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.06%, 니오븀(Nb): 0.06% ~ 0.13%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%, 니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.03%, 크롬(Cr): 0.01% ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.1%, 칼슘(Ca): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.001%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 1,180℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 900℃ ~ 1,000℃의 마무리압연 종료온도에서 종료되도록 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강재를 500℃ ~ 650℃ 미만의 권취온도에서 권취하는 단계;를 포함하는,
강관용 고강도 열연강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 열간압연된 강재를 냉각하는 단계는
상기 열간압연된 강재를 마무리압연 종료온도에서 620℃ ~ 650℃의 1차 냉각 종료온도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 등온 유지하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 강재를 상기 1차 냉각 종료온도에서 590℃ ~ 620℃의 2차 냉각 종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는,
강관용 고강도 열연강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 1차 냉각하는 단계는 15℃/초 ~ 25℃/초의 냉각속도로 수행되는,
강관용 고강도 열연강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 등온 유지하는 단계는 15초 ~ 25초 범위의 시간 동안 수행되는,
강관용 고강도 열연강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 2차 냉각하는 단계는 25℃/초 ~ 35℃/초의 냉각속도로 수행되는,
강관용 고강도 열연강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 강관용 고강도 열연강판의 제조 방법에 의하여 제조된 열연강판은,
항복강도(YS): 555 MPa ~ 705 MPa, 인장강도(TS): 625 MPa ~ 825 MPa, 및 연신율(EL): 22% 이상을 만족하고,
최종 미세조직이 침상형 페라이트(acicular ferrite)인,
강관용 고강도 열연강판의 제조 방법.