KR20150050709A

KR20150050709A - 열연강판 및 고강도 강관 제조 방법

Info

Publication number: KR20150050709A
Application number: KR1020130130561A
Authority: KR
Inventors: 김형래; 최종민; 한성경; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2013-10-30
Filing date: 2013-10-30
Publication date: 2015-05-11
Also published as: KR101572319B1

Abstract

열처리 특성이 우수한 열연강판 제조 방법 및 내부식 특성이 우수한 강관 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 열연강판 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.05~0.2%, 망간(Mn) : 0.4~0.6%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.1% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.02%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.5%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 질소(N) : 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1200℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 재가열하는 단계; 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 조압연하는 단계; 조압연이 완료된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 사상압연하는 단계; 및 사상압연이 완료된 판재를 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 650℃ 이하까지 냉각한 후, 공냉하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

열연강판 및 고강도 강관 제조 방법 {METHOD OF MANUFACTURING HOT-ROLLED STEEL SHEET AND HIGH STRENGTH STEEL PIPE}

본 발명은 강재 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열처리 특성이 우수한 열연강판 및 내부식 특성이 우수한 고강도 강관 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 심해저와 같이 황화수소(H₂S)로 인해 강관이 부식될 수 있는 가혹한 환경에서 원유나 가스의 채굴 및 수송이 증가하고 있다. 이에 따라, 원유나 가스의 채굴이나 수송을 위한 대규모 파이프 라인 건설 역시 증가하고 있다.

이러한 파이프 라인에 사용되는 소재는 고강도를 가져야 함과 동시에 황화수소에 대한 내부식 특성이 우수할 것이 요구된다.

본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-0770572호(2007.10.26 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 소입 열처리특성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.

본 발명의 하나의 목적은 열처리 특성이 우수한 열연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 내부식성 특성이 우수한 고강도 강관을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연강판 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.05~0.2%, 망간(Mn) : 0.4~0.6%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.1% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.02%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.5%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 질소(N) : 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1200℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 재가열하는 단계; 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 조압연하는 단계; 조압연이 완료된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 사상압연하는 단계; 및 사상압연이 완료된 판재를 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 공냉하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 슬라브 판재는 바나듐(V) : 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.

또한, 상기 조압연은 60% 이상의 압하율로 수행되고, 상기 사상압연은 70% 이상의 압하율로 수행되는 것이 바람직하다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강관 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.05~0.2%, 망간(Mn) : 0.4~0.6%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.1% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.02%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.5%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 질소(N) : 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1200℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 재가열하는 단계; 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 조압연하는 단계; 조압연이 완료된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 사상압연하는 단계; 사상압연이 완료된 판재를 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 공냉하는 단계; 상기 공냉된 판재를 조관하여, 관재를 형성하는 단계; 및 상기 관재를 열처리하여, 관재의 항복강도가 760MPa 이상이 되도록 하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 열처리는 관재를 900~950℃로 10~20분동안 가열하는 단계와, 상기 가열된 관재를 퀀칭하는 단계와, 상기 퀀칭된 관재를 600~700℃에서 20~40분동안 템퍼링하는 단계를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 고강도 강관 제조 방법에 의하면, 항복강도 760MPa 이상이면서, CLR(Crack Length Ratio) : 10% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하의 우수한 내부식 특성을 갖는 고강도 강관을 제조할 수 있다.

이에 따라, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 고강도 강관은 열연강판은 심해저와 같이 황화수소로 인한 부식 환경에서 송유관 등의 소재로 활용하기 적합하다.

도 1은 본 발명에 따른 열연강판 제조 방법을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명에 따른 고강도 강관 제조 방법에서, 조관 후 열처리 단계를 나타낸 것이다.
도 3은 시편 1의 HIC 테스트 후, C-scan 결과를 나타낸 것이다.
도 4는 시편 3의 HIC 테스트 후, C-scan 결과를 나타낸 것이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 열연강판 및 강관 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

본 발명에 따른 열연강판 제조 방법을 설명함에 앞서, 우선 열연강판의 합금 성분에 대하여 설명하기로 한다.

본 발명에 따른 열연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.05~0.2%, 망간(Mn) : 0.4~0.6%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.1% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.02%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.5%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003% 및 질소(N) : 0.006% 이하를 포함한다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판은 바나듐(V) : 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.

상기 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 제강 과정 등에서 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어진다.

탄소(C)는 소재 강도를 확보 확보를 위해서 첨가된다. 본 발명에서는 조관 후 열처리시 열처리경화능을 확보하여 560MPa 이상의 높은 항복강도를 가질 수 있도록, 탄소가 강판 전체 중량의 0.1중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 탄소가 0.2중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 슬라브 내 다량의 크랙 발생으로 인하여 내부품질의 문제가 발생할 우려가 있으며, 아울러 조관시 조관기기에 부하를 높일 수 있다.

실리콘(Si)은 오스테나이트 온도까지 열처리시 탄소(C)의 확산을 증대시켜 에시큘러(acicular) 형태의 시멘타이트 형성을 억제시키는 역할을 함으로써 제조되는 강관의 인성 및 내부식성을 향상시키는 역할을 한다. 실리콘은 강판 전체 중량의 0.05중량% 이상 첨가될 때 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 다만, 실리콘이 0.2중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우, 강의 용접성을 떨어뜨리고, 슬라브 재가열 및 열간압연 시에 적스케일을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며, 또한 용접 후 도금성을 저해할 수 있다.

망간(Mn)은 고용강화 및 경화능을 통하여 강도확보에 효과적인 원소이다. 또한, 망간은 오스테나이트 안정화를 통하여 페라이트, 펄라이트 변태를 지연시킴으로써 페라이트의 결정립 미세화에 기여한다. 망간은 강판 전체 중량의 0.4중량% 이상 첨가될 때 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 다만, 망간이 0.6중량%를 초과하여 첨가될 경우, 강의 용접성을 크게 떨어뜨리며, MnS 게재물 생성 및 중심편석 등을 발생시킴으로써 강의 내부식성을 크게 떨어뜨린다.

인(P)은 용접성이 악화되고 슬라브 중심 편석에 의해 내부식성을 저하시키는 요인이 된다. 이에, 본 발명에서는 인의 함량을 강판 전체 중량의 0.01%이하로 제한하였다.

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 강의 내부식성을 저하시키는 요인이 된다. 이에, 본 발명에서는 황의 함량을 강판 전체 중량의 0.001% 이하로 제한하였다.

알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 함께 탈산제로 작용하나, 다량 함유되어 있을 경우, 슬라브의 표면 품질이 저하될 수 있다. 이에 본 발명에서는 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0.1중량% 이하로 제한하였다.

니오븀(Nb)은 강 중에 탄질화물을 석출하거나 또는 Fe 내 고용강화를 통하여 강판의 강도를 향상시키는데 기여한다. 특히, 니오븀은 압연시 재결정 온도를 상승시켜 재결정을 억제함으로써 미재결정역 압화를 증대시키며, 망간 저감에 따른 γ→α 변태온도 증가하는 것을 억제시켜 충분한 사상압연 영역을 확보하며, 아울러 최종 미세조직의 결정립을 미세화시켜 저온인성을 향상시키는 역할을 한다. 니오븀은 강판 전체 중량의 0.01중량% 이상 첨가될 때 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 다만, 본 발명에서는 0.1중량% 이상의 다량의 탄소가 함유되는 데, 니오븀의 첨가량이 0.05중량%를 초과하는 경우, 탄소에 의해서 니오븀의 고용도가 감소하여 니오븀이 완전히 고용되지 못하고 정출될 수 있다.

티타늄은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써 용접시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부 조직을 미세화시키며, 이를 통하여 강의 인성 및 강도를 향상시키는데 기여한다. 티타늄은 강판 전체 중량의 0.01중량% 이상 첨가될 때 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 다만, 티타늄의 첨가량이 0.02중량%를 초과하는 경우, 조대한 석출물을 생성시켜 강의 내부식성을 저하시키는 요인이 될 수 있다.

몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로서 고용강화를 통해 열연강판의 강도를 향상시키고 또한 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 몰리브덴은 후술하는 크롬과 함께 조관 후 열처리시 강 내부에 많은 카바이드를 형성하며, 형성된 카바이드는 수소의 집적 장소가 되어 수소의 확산을 방해한다. 이러한 수소 확산의 방해로 강 내부에 수소로 인한 유기 크랙의 발생이 억제되어 내부식성이 향상될 수 있다. 상기 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0.1중량% 이상 첨가될 때 그 효과가 충분히 발휘된다. 다만, 몰리브덴이 0.4중량%를 초과하여 과다하게 첨가될 경우, 더 이상의 효과없이 강판 제조 비용을 크게 상승시킬 수 있다.

크롬(Cr)은 슬라브 제조시 망간(Mn)의 확산을 증대시켜 중심편석을 억제시키는데 기여하며, 열간압연 후 냉각시 저온 변태상을 형성하여 강도 향상에 기여한다. 또한, 크롬은 전술한 몰리브덴과 함께 조관 후 열처리시 다량의 카바이드를 형성하여 내부식성 향상에 기여한다. 크롬은 강판 전체 중량의 0.2중량% 이상 첨가될 때 그 효과가 충분히 발휘될 수 있다. 다만, 크롬의 첨가량이 0.5중량%를 초과하는 경우, 용접성이 저하될 수 있다.

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시켜, 내부식성 및 용접성을 저하시키는 요인이 되는 MnS 개재물의 생성을 방해하는 역할을 한다. 칼슘은 강판 전체 중량의 0.001중량% 이상 첨가될 때 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 다만, 칼슘의 첨가량이 0.003중량%를 초과하는 경우, 연주성을 저해하는 요인이 된다.

질소(N)는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써 결정립을 미세화하는데 기여한다. 그러나 질소가 강 내 다량 함유되어 있을 경우, 고용 질소가 증가하여 강의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부 인성을 크게 저해된다. 이에 본 발명에서는 질소의 함량을 강판 전체 중량의 0.006중량% 이하로 제한하였다.

바나듐(V)은 니오븀(Nb)과 마찬가지로 강 중에 탄질화 석출물을 석출하거나 또는 철(Fe) 내 고용강화를 통하여 강판의 강도 향상에 기여한다. 바나듐이 첨가될 경우, 그 함량은 강판 전체 중량의 0.2중량% 이하인 것이 바람직하다. 바나듐의 첨가량이 0.2중량%를 초과하는 경우, 더 이상의 효과없이 강판 제조 비용만 크게 증가할 수 있다.

열연강판 제조 방법

도 1은 본 발명에 따른 열연강판 제조 방법을 나타낸 것이다.

도 1을 참조하면, 도시된 열연강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 조압연 단계(S120), 사상압연 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다.

우선, 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 전술한 합금 조성을 갖는 반제품 상태의 슬라브 판재를 재가열한다. 슬라브 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분의 재고용 및 니오븀 등의 재고용이 이루어질 수 있다. 슬라브 재가열은 1200℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 수행되는 것이 바람직하며, 1200~1300℃에서 2~4시간동안 수행하는 것이 보다 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1200℃에 미치지 못하거나, 재가열 시간이 2시간에 미치지 못할 경우, 니오븀(Nb) 등의 충분한 재고용이 이루어지지 않을 수 있다.

다음으로, 조압연 단계(S120)에서는 재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 온도 영역, 대략 900~950℃에서 조압연한다. 조압은 후술하는 사상압연에서 충분한 압하가 이루어질 수 있도록 60% 이상의 압하율로 수행될 수 있다.

다음으로, 사상압연 단계(S130)에서는 조압연이 완료된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역, 대략 800~860℃에서 사상압연한다. 본 발명에서는 오스테나이트 미재결정 온도증가로 인하여 고온에서 사상압연이 가능하다. 사상압연은 γ→α의 핵생성 사이트 형성을 위해서 충분한 전단(shear) 영역이 형성될 수 있도록 70% 이상의 압하율로 수행되는 것이 바람직하다.

다음으로, 냉각 단계(S140)에서는 사상압연이 완료된 판재를 10℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 15~60℃/sec의 평균냉각속도로 650℃ 이하, 보다 바람직하게는 500~600℃의 온도로 냉각한 후, 공냉한다. 본 발명에서 열간압연 후 평균냉각속도를 10℃/sec 이상으로 하고, 냉각종료온도를 650℃ 이하로 제한한 이유는 γ→α의 변태 촉진, 그리고 변태시 미세한 석출물 형성하기 위함이다. 냉각시 평균냉각속도가 10℃/sec 미만이거나, 냉각종료온도가 650℃를 초과하는 경우, 결정립이 조대화될 수 있고, 석출물 형성이 불충분할 수 있다.

고강도 강관 제조 방법

본 발명에 따른 고강도 강관 제조 방법은 상기의 과정을 통하여 제조된 열연강판을 조관하여, 관재를 형성한다.

이후, 관재를 열처리하여, 관재의 항복강도가 760MPa 이상이 되도록 한다.

열처리는 도 2에 도시된 예와 같이, 오스테나이트화 단계(S210), 퀀칭 단계(S220) 및 템퍼링 단계(S230)를 포함할 수 있다.

오스테나이트화 단계에서는 관재를 900~950℃로 10~20분동안 가열한다. 상기 조건으로 관재를 가열할 때 내부조직이 충분히 오스테나이트화될 수 있다. 가열 온도가 900℃ 미만이거나 가열 시간이 10분 미만일 경우, 오스테나이트화가 불충분할 수 있다. 반대로, 가열 온도가 950℃를 초과하거나 가열 시간이 20분을 초과하는 경우, 결정립 조대화가 발생할 수 있다.

퀀칭 단계는 가열된 관재를 퀀칭(quenching)하여 균일한 마르텐사이트 조직을 형성한다. 퀀칭은 워터 퀀칭(water quenching), 오일 퀀칭(oil quenching) 등이 이용될 수 있다.

템퍼링 단계에서는 퀀칭된 관재를 600~700℃에서 20~40분동안 템퍼링한다. 상기 조건에서 템퍼링을 수행함으로써 관재 내부에 충분한 카바이드를 형성함과 동시에 전위 밀도가 감소된 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있다. 템퍼링 온도가 600℃ 미만이거나 20분 미만일 경우, 상기의 효과가 불충분한 경우가 발생할 수 있다. 반대로, 템퍼링 온도가 700℃를 초과하거나 40분을 초과할 경우, 석출물 성장에 의한 강의 내부식 특성이 저하될 수 있다.

상기의 과정을 통하여 제조된 강관은, 항복강도 760MPa 이상을 나타낼 수 있으며, 또한 CLR(Crack Length Ratio) : 10% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 4% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하의 우수한 내부식 특성을 나타낼 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 1~5를 제조하였다. 이후, 시편들을 전기저항용접을 통하여 조관한 후, 표 3에 기재된 바와 같은 조건으로 열처리하였다. 열처리시 퀀칭은 워터 퀀칭(water quenching) 방식으로 실온까지 수행하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2]

[표 3]

제조된 시편 1~5에 대하여 인장시험 및 HIC(Hydrogen induced cracking) 테스트를 실시하였으며, 그 결과를 표 4에 나타내었다. 또한, 시편 1 및 시편 3의 HIC 테스트 후, C-scan 결과를 도 3(시편 1) 및 도 4(시편 3)에 나타내었다.

[표 4]

표 4를 참조하면, 본 발명에서 제시한 합금 조성 및 제조 조건을 만족하는 시편 1 및 시편 2의 경우, 항복강도 760MPa 이상을 가지면서 우수한 내부식 특성을 나타내었다. 반면, 크롬, 몰리브덴 등이 첨가되지 않은 시편 3의 경우, 항복강도가 760MPa에 미치지 못하였을 뿐만 아니라 내부식 특성 역시 좋지 못하였다.

또한, 도 3 및 도 4를 참조하면, 시편 1에 비하여 시편 3의 경우, 다량의 크랙이 발생한 것을 볼 수 있다. 이를 통하여, 시편 1이 시편 3에 비하여 내부식 특성이 현저히 우수한 것을 알 수 있다.

한편, 열간압연 후 냉각 조건이 본 발명에서 제시한 조건에 부합하지 않는 시편 4의 경우, 내부식 특성은 양호하였으나, 항복강도가 760MPa에 미치지 못하였다. 또한, 합금 조성 및 열연 조건은 시편 1과 동일하나, 조관 후 열처리 과정 중 템퍼링 온도가 상대적으로 낮은 시편 5의 경우, 기계적 특성은 양호하였으나, 내부식 특성이 약간 좋지 못하였다. 이는 시편 5의 경우, 시편 1에 비하여 상대적으로 낮은 템퍼링 온도로 인하여 템퍼링 과정에서 카바이드 형성이 충분치 못하였기 때문이라 볼 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 조압연 단계
S130 : 사상압연 단계
S140 : 냉각 단계
S210 : 오스테나이트화 단계
S220 : 퀀칭 단계
S230 : 템퍼링 단계

Claims

중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.05~0.2%, 망간(Mn) : 0.4~0.6%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.1% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.02%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.5%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 질소(N) : 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1200℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 재가열하는 단계;
재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 조압연하는 단계;
조압연이 완료된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 사상압연하는 단계; 및
사상압연이 완료된 판재를 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 공냉하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 열연강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
바나듐(V) : 0.2% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열연강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 조압연은 60% 이상의 압하율로 수행되고,
상기 사상압연은 70% 이상의 압하율로 수행되는 것을 특징으로 하는 열연강판 제조 방법.
중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.05~0.2%, 망간(Mn) : 0.4~0.6%, 인(P) : 0.01% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.1% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.02%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.4%, 크롬(Cr) : 0.2~0.5%, 칼슘(Ca) : 0.001~0.003%, 질소(N) : 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 1200℃ 이상의 온도에서 2시간 이상 재가열하는 단계;
재가열된 판재를 오스테나이트 재결정 온도 영역에서 조압연하는 단계;
조압연이 완료된 판재를 오스테나이트 미재결정 영역에서 사상압연하는 단계;
사상압연이 완료된 판재를 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 650℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 공냉하는 단계;
상기 공냉된 판재를 조관하여, 관재를 형성하는 단계; 및
상기 관재를 열처리하여, 관재의 항복강도가 760MPa 이상이 되도록 하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강관 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 슬라브 판재는 바나듐(V) : 0.2% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강관 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 조압연은 60% 이상의 압하율로 수행되고,
상기 사상압연은 70% 이상의 압하율로 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강관 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 열처리는
관재를 900~950℃로 10~20분동안 가열하는 단계와,
상기 가열된 관재를 퀀칭하는 단계와,
상기 퀀칭된 관재를 600~700℃에서 20~40분동안 템퍼링하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강관 제조 방법.