KR102031447B1 - 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족하고,
[관계식 1]
7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
(상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
미세조직은 면적 분율로, 40% 이상의 폴리고날 페라이트; 3%이하의 펄라이트와 나머지 침상 형페라이트를 포함하는 복합 조직인 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

열연강판 및 그 제조방법{HOT RODLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 파이프 등에 사용되는 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 ERW 파이프를 제조하는 조관 공정 후에도 강도 하락이 크지 않는 열연강판에 관한 것이다.
최근 중국, 인도 등 신흥 개발국에서 에너지 수요가 급증하고 있다. 이러한 에너지 수요 증가에 따라 라인파이프용 강재의 수요 또한 증가할 것으로 예상된다.
통상적으로 라인파이프는 판재(또는 코일)를 스파이럴(spiral), 전기저항용접(ERW), JCO 등의 다양한 조관 방법을 통해 성형 및 용접함으로써 제조된다. 이러한 라인 파이프용 강재는 판재 형태(또는 코일 형태)에서 요구되는 물성과 파이프로 조관된 후 파이프에서 요구되는 물성에 차이가 발생하며, 특히 ERW강관의 경우에 강도가 하락하는 현상이 더욱 두드러진다.
이는 판재(또는 코일)을 파이프로 조관하게 되면, 바우싱거 효과에 의해 강도가 떨어지기 때문이며, 이에 따라 파이프를 제조하는 회사에서는 판재(또는 코일) 상태에서 더 높은 강도를 요구하고 있는 상황이다.
일반적으로, 파이프 조관 후 전위밀도가 높아짐으로 인해 인장시험시 불연속항복거동이 연속항복거동으로 변함으로써, 항복강도가 하락하게 되지만, 조관 및 인장시험편 제조과정에서 파이프 외경기준으로 인장-압축-인장의 응력(strain) 이력을 받아 발생하는 바우싱거 효과의 영향이 더 지배적이라고 볼 수 있다.
관련된 선행기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 특허문헌 1에서는 바우싱거 효과에 의한 항복강도 하락의 문제를 해결하기 위한 기술이 개시되어 있으나, 베이나이트 조직을 면적분율로 60% 이상 확보하는 방법을 적용하고 있어 이는 합급성분의 과도한 첨가 및 공정상의 제약이 불가피하며, ERW 파이프 경우가 아닌 대구경 JCO나 UOE 파이프의 경우에 적용되는 경우이다.
특히, t/OD(t: 두께, OD: 파이프 외경)이 3% 이하 정도로 작은 경우에 상기 강도하락이 더 심한테, 이때 파이프 요구수준의 강도를 만족하기 위해서는 판재(또는 코일)상태에서 매우 높은 강도가 필요하다.
이 때문에, ERW 파이프 요구 강도에 맞춰, 판재(또는 코일)에 보다 높은 강도를 확보하기 위해, 다량의 합금성분을 포함하거나, 추가적인 공정을 부가하는 등 추가적인 노력이 요구되고 있다.
대한민국 공개특허공보 제2012-0083935호
본 발명의 바람직한 일 측면은 ERW 파이프 조관 시 t/D가 3%이하의 경우에도 항복강도의 하락이 크지 않은 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 ERW 파이프 조관 시 t/D가 3%이하의 경우에도 항복강도의 하락이 크지 않은 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족하고,
[관계식 1]
7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
(상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
미세조직은 면적 분율로, 40% 이상의 폴리고날 페라이트; 3%이하의 펄라이트와 나머지 침상형 페라이트를 포함하는 복합 조직인 열연강판이 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃에서 가열하는 단계;
[관계식 1]
7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
(상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 ~900℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 Ar3~900℃의 온도에서 냉각을 개시하여 540~600℃에서 종료한 후, 권취하는 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 열연강판의 조성과 미세조직을 제어하여, ERW 파이프 조관 후 파이프 강도를 강판대비 20MPa이내로 낮거나 오히려 초과하는 열연강판을 제공할 수 있다. 이를 통해, 파이프 제조 시에 강도 불량율을 낮춰 제품의 신뢰성을 확보할 수 있으며, 열연강판 제조시 불필요한 합금성분이나 공정 제어의 추가적인 노력을 기울이지 않아도 되는 장점이 있다.
도 1 내지 도 5는 실시예의 발명예 1, 발명예 2, 비교예 1, 비교예 3 및 비교예 6의 각각의 미세조직을 나타낸 사진이다.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 열연강판은 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1]
7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
(상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
탄소(C): 0.015~0.05중량%(이하,"%"라고도 함)
C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다. 다만, 상기 C가 0.015%미만으로 첨가되는 경우에는 Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적고, 0.05%를 초과하는 경우에는 조관 후 강도하락을 조장하는 조대한 펄라이트가 증대되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.015~0.05%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.05~0.3%
상기 Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 상기 효과를 위해서는 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.3%를 초과하는 경우에는 용접성 및 취성을 저하시키므로, 상기 Si의 함량은 0.05~0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.5~1.4%
상기 Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이나, 0.5% 미만으로 첨가되는 경우에는 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 1.4%를 초과하는 경우에는 연주 시 중심 편석을 조장하여 충격인성 등의 물성을 저하시키고 용접성을 저하시킬 수 있으며, 경화능이 너무 커져서 폴리고날 페라이트를 충분히 확보할 수 없다. 따라서, 상기 Mn 함량은 0.5~1.4%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.015%이하(0은 제외)
상기 P의 함량이 0.015%를 초과하게 되는 경우에는 연주 시 Mn과 함께 중심 편석을 조장하여 충격인성 및 용접성도 저하시키므로, 상기 P의 함량은 0.015%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.003%이하(0은 제외)
상기 S는 강 중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.003%를 초과하는 경우 후크 크랙 같은 조관 후 결함을 야기하거나 용접성을 감소시킨다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.003%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
상기 Al은 Si와 함께 탈산 작용을 하는 성분으로서, 0.02% 미만으로 첨가되는 경우에는 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 용접성을 저하시키므로, 상기 Al의 함량은 0.02~0.05%의 범위가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.02~0.05%
상기 Nb는 소량 첨가에 의해 석출강화와 변태강화 효과를 동시에 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.02% 이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 각각 0.05% 초과시 소입성이 너무 커져 저온변태조직이 많아짐으로써, 폴리고날 페라이트를 충분히 확보하기 어렵다. 따라서, 상기 Nb 함량은 0.02~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.
V: 0.02~0.05%
상기 V역시 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.02% 이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 각각 0.05% 초과시 석출강화에 의한 강도증가가 크지 않으므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 V 함량은 0.02~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.02%
상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 Ti의 함량이 0.005% 이상일 필요가 있다. 한편, Ti의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화상태에 이르게 되므로, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.01~0.3%
상기 Cr은 강도증가 및 내식성 확보를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Cr은 0.01% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.3%를 초과할 경우에는 경화능이 증대되어 폴리고날 페라이트가 충분히 확보되지 못하므로, 그 함량은 0.1~0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 본 발명의 기술 사상을 벗어나지 않는 범위에 다른 합금원소의 첨가를 배제하지는 않는다.
상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1]
7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
여기에서, 상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다.
상기 관계식은 수차례 실험을 통해 얻어진 경험식이며, 상기 관계식 1의 조건식 값이 7 미만일 경우에는 변태강화효과가 충분치 않아 강도를 확보하기 어렵고, 강도를 충분히 확보할 수 있는 경우라 하더라도 석출강화가 심해져 ERW 파이프 조관후 강도하락이 심해질 수 있다.
상기 관계식 1의 조건식 값이 15를 초과하는 경우에는 변태강화로 강도는 충분히 확보 가능하나 베이나이트(bainite)나 마르텐사이트/오스테나이트(MA)상 등의 저온변태 이차 상의 양이 늘어나거나 펄라이트 양이 많아짐으로써, 폴리고날 페라이트 분율을 충분히 확보하지 못하게 되어 결국 ERW 파이프 조관후 강도하락이 심해져 파이프 강도를 안정적으로 확보하기 어렵다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 열연강판은 면적 분율로, 40% 이상의 폴리고날 페라이트; 3%이하의 펄라이트와 나머지 침상형 페라이트를 포함하는 복합 조직인 미세조직을 갖는다.
본 발명의 열연강판에서 미세조직의 제어는 매우 중요하며, 본 발명에서와 같이 미세조직이 제어되지 않는 경우, 인장시험 시 불연속 항복거동이 심해지거나 바우싱거 효과가 커지는 쪽으로 치우쳐, 조관 후에는 연속 항복거동을 보이므로, 강도를 많이 떨어뜨린다는 문제가 있으므로, 조관 후에도 강도 하락을 최소화하기 위해서는 상기와 같이 미세조직을 제어하는 것이 바람직하다.
특히, 바우싱거효과 대비 가공경화효과가 큰 폴리고날 페라이트 분율이 40%미만일 경우, 바우싱거효과가 커져서 조관 후 항복강도가 떨어질 수 있다. 또한, 펄라이트 분율이 3%를 초과할 경우, 불연속항복거동이 심화되면서 조관 후 항복강도 감소량이 증가하게 된다. 따라서, 본 발명에서 폴리고날 페라이트의 면적분율은 40%이상인 것이 바람직하며, 펄라이트 면적분율은 3% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 열연강판은 350~550MPa의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 열연강판은 ERW 파이프 조관 후 파이프의 강재 두께(t)를 파이프 외경(OD)로 나눈 값인 t/OD이 3% 이하에서 열연 강판대비 파이프의 감도감소량이 20MPa 이하일 수 있다. 상기 열연강판은 ERW 파이프 조관 후에도 강도 하락이 거의 없거나 오히려 증가하게 된다.
상기 열연강판은 14mm이하의 두께를 가질 수 있다. 바람직한 열연강판의 두께는 4~14mm이다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃에서 가열하는 단계;
[관계식 1]
7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
(상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
상기 가열된 슬라브를 Ar3 ~900℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 Ar3~900℃의 온도에서 냉각을 개시하여 540~600℃에서 종료한 후, 권취하는 단계를 포함한다.
슬라브 가열단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1150~1350℃에서 가열한다.
상기 가열온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃이상에서 고용이 가능하며, 1350℃를 초과하여 가열하는 경우에는 강판의 결정립이 매우 커져 인성이 저하되므로 상기 가열온도는 1150~1350℃로 한정하는 것이 바람직하다.
열연강판을 얻는 단계
상기와 같이 가열된 슬라브를 Ar3 ~ 900℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 마무리 열간압연이 900℃ 이상에서 수행될 경우 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 수 있는 가능성이 커서 조관 후 강도하락을 증대시킬 수 있으며, Ar3 미만의 온도범위에서 마무리 열간압연이 행해질 경우에는 이상역 압연으로 페라이트 베이나이트 이상 조직이 발달되어, 충격인성이 낮아지고, 큰 베이나이트 분율 때문에 바우싱거효과가 커져 항복강도가 감소할 수 있다.
따라서, 마무리 열간압연온도는 Ar3 ~ 900℃로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판은 14mm이하의 두께를 가질 수 있다. 바람직한 열연강판의 두께는 4~14mm이다.
권취단계
상기와 같이 열간압연하여 얻은 열연강판을 Ar3~900℃의 온도에서 냉각을 개시하여 540~600℃에서 종료한 후, 권취한다.
상기 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3 미만의 온도에서 개시되는 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트와 베이나이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으며, 인장시험 시 불연속 항복거동을 조장하여 조관 후 강도를 떨어뜨릴 수 있다. 따라서 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각시 속도는 10℃/sec 이상이 되는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 조관 후 항복강도를 떨어뜨리는 조대한 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있다. 바람직한 냉각속도는 10 ~ 30℃/sec이다.
이후, 상기 냉각은 540~600에서 종료되고, 이 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 600℃를 초과하는 경우에는 변태가 불안정하여 조대한 펄라이트 조직이 형성될 수 있으며, 이로 인해 조관 후 항복강도가 저하될 수 있다. 540℃ 미만인 경우에는 충분한 폴리고날 페라이트 형성이 어려워 조관 후 항복강도 감소량이 커진다. 따라서, 상기 권취온도는 540~600℃로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 열연강판의 제조방법에 의하면, 면적 분율로, 40%이상의 폴리고날 페라이트; 3%이하의 펄라이트와 나머지 침상 형페라이트를 포함하는 복합 조직인 미세조직을 갖는 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 열연강판은 350~550MPa의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 열연강판은 ERW 파이프 조관 후 파이프의 강재 두께(t)를 파이프 외경(OD)로 나눈 값인 t/OD이 3% 이하에서 열연 강판대비 파이프의 감도감소량이 20MPa 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것이며, 본 발명을 한정하기 위한 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1의 조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물)을 갖는 슬라브를 준비한 후, 하기 표 2의 제조조건으로 재가열, 열간압연 및 권취를 행하여, 두께 11㎜의 열연강판을 제조하였다. 이 때, 열간압연 후, 열연강판의 냉각속도는 20~26℃/sec이었다.
상기와 같이 제조된 열연강판에 대하여 폴리고날 페라이트 및 펄라이트의 면적분율, 열연강판의 항복강도, t/OD(t: 두께, OD: 파이프 외경)에 따른 ERW 파이프 항복강도 및 항복강도 차이(조관 후 파이프와 조관 전 강판의 강도 차이)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 폴리고날 페라이트 및 펄라이트 분율은 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 이미지 분석을 통해 측정하였으며, 강도시험은 인장시험기를 사용하여 상온에서 항복강도를 측정하였다.
한편, 상기 발명예 1 및 2와 비교예 1, 3 및 6의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1 내지 도 5에 나타내었다. 도 1, 도 2, 도 3, 도 4 및 도 5는 각각 발명예 1, 발명예 2, 비교예 1, 비교예 3 및 비교예 6의 미세조직을 나타낸다.
구분 C Si Mn P S Al Cr Ti Nb V 관계식 1의 값
발명강 1 0.032 0.19 1.19 0.006 0.0009 0.025 0.23 0.013 0.04 0.04 8.42
발명강 2 0.035 0.18 1.29 0.008 0.0007 0.024 0.25 0.015 0.035 0.04 10
발경강 3 0.046 0.2 1.25 0.007 0.0008 0.025 0.3 0.01 0.048 0.03 10.79
발명강 4 0.015 0.25 1.3 0.012 0.001 0.026 0.29 0.015 0.045 0.047 7.45
비교강 1 0.06 0.2 1.6 0.009 0.001 0.03 0.2 0.01 0.04 0.04 10
비교강 2 0.041 0.18 1.23 0.008 0.0007 0.029 0.41 0.012 0.045 0.045 12.14
비교강 3 0.038 0.19 1.32 0.009 0.0008 0.03 0.25 0.011 0.06 0.045 6.85
비교강 4 0.027 0.22 1.25 0.009 0.0008 0.029 0.15 0.011 0.048 0.047 5.03
비교강 5 0.048 0.23 1.3 0.011 0.0009 0.028 0.28 0.01 0.025 0.025 17.6
구분 강종 No. 재가열온도(℃) 마무리열간압연온도(℃) 권취온도(℃)
발명예1 발명강 1 1288 875 584
발명예2 발명강 2 1276 884 556
발명예3 발경강 3 1311 853 560
발명예4 발명강 4 1284 881 561
비교예1 비교강 1 1291 831 555
비교예2 비교강 2 1274 856 558
비교예3 비교강 3 1268 866 549
비교예4 비교강 4 1287 876 582
비교예5 비교강 5 1293 846 591
비교예6 발명강2 1279 888 621
비교예7 발강명1 1293 874 519
구분 항복강도
(MPa)		 폴리고날 페라이트 (%) 침상형 페라이트(A) ,베이나이트(B) 분율 (%) 펄라이트 (%) t/OD ERW 파이프 항복강도(MPa) 항복강도차(MPa)
발명예1 526 68 A: 32 0.0 0.0181 518 -8
발명예2 498 56 A: 43.9 0.1 0.0156 485 -13
발명예3 489 48 A: 49.9 2.1 0.025 510 +21
발명예4 391 89 A: 9.9 1.1 0.0137 422 +31
비교예1 562 11 A: 75, B: 13.9 0.1 0.0181 486 -76
비교예2 536 36 A: 62.8 1.2 0.0187 487 -49
비교예3 554 6 A: 82, B:11.2 0.8 0.0187 492 -62
비교예4 492 58 A: 41.4 0.6 0.0181 451 -41
비교예5 488 33 A: 63.7 3.3 0.025 452 -36
비교예6 461 68 A: 27.4 4.6 0.0187 416 -45
비교예7 546 26 A: 73.2 0.8 0.0187 488 -58
상기 표 1 내지 3에도 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예(1-4)는 조관 후 파이프의 항복강도가 조관 전 강판의 항복강도에 비하여 20MPa 이내에서 감소하거나 오히려 증가함을 알 수 있다. 이에 비해, 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 1 내지 7의 경우에는 초기 강판의 강도는 높으나, ERW 조관 후 파이프의 항복강도 하락이 급격히 일어나는 것을 알 수 있다.
한편, 도 1 내지 도 5에 나타난 바와 같이, 발명예 1 및 2에서는 충분한 폴리고날 페라이트 분율과 펄라이트 분율이 매우 낮게 확보됨을 알 수 있으며, 이러한 경우에는 ERW파이프 조관 후 항복강도 감소량이 매우 작거나 오히려 증가하게 된다. 그러나, 비교예 1 및 3에서는 주요조직이 저온변태상으로서, 폴리고날 페라이트가 충분하지 않고, 비교예 6은 권취온도가 기준을 초과하여 조대한 펄라이트가 형성됨을 알 수 있고, 이로 인해, 파이프 조관 후 항복강도 감소량이 매우 크게 된다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족하고,
    [관계식 1]
    7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
    (상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
    미세조직은 면적 분율로, 40% 이상의 폴리고날 페라이트; 3%이하의 펄라이트와 나머지 침상 형페라이트를 포함하는 복합 조직인 열연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 350~550MPa의 항복강도를 갖는 것임을 특징으로 하는 열연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 ERW 파이프 조관 후 파이프의 강재 두께(t)를 파이프 외경(OD)로 나눈 값인 t/OD이 3% 이하에서 열연 강판대비 파이프의 항복강도 감소량이 20MPa 이하인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 14mm이하의 두께를 갖는 것임을 특징으로 하는 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.015~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.015%이하(0은 제외), S: 0.003%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02~0.05%, Ti: 0.005~0.02%, Cr: 0.01~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Cr, Nb 및 V는 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃에서 가열하는 단계;
    [관계식 1]
    7 ≤ (10C + 3Cr)/(2Nb+V) ≤ 15
    (상기 C, Cr, Nb, V는 성분의 중량% 값을 의미한다)
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 ~900℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 Ar3~900℃의 온도에서 냉각을 개시하여 540~600℃에서 종료한 후, 권취하는 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 열연강판은 14mm이하의 두께를 갖는 것임을 특징으로 하는 열연강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서, 열연강판의 냉각속도가 10℃/sec 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판의 제조방법.
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