KR100605399B1

KR100605399B1 - 고강도 강판과 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100605399B1
Application number: KR1020040086172A
Authority: KR
Inventors: 오카구치슈지; 후지와라가즈키; 하마다마사히코
Original assignee: 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Priority date: 2004-02-18
Filing date: 2004-10-27
Publication date: 2006-07-28
Also published as: KR20050082417A; JP2005232513A

Abstract

인장 강도가 750㎫ 이상이고, -46℃의 극저온 환경하에서도 뛰어난 저온 인성을 가지며, 용접부 저온 인성도 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명의 고강도 강판은 C:0.01∼0.10%, Si:0.30% 이하, Mn:1.20∼2.50%, P:0.010% 이하, S:0.002% 이하, Ni:0.2∼1.5%, Mo:0.1∼0.8%, Nb:0.005∼0.06%, Ti:0.004∼0.025%, sol.Al:0.05% 이하, N:0.0050% 이하 및 O(산소):0.003% 이하, 또는, 추가로 Cr, Cu, V, B, Ca, Mg, Zr 및 REM 중의 1종 이상을 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기의 (1)식(식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량을 의미)으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강으로 이루어지고, 또한 (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상, 또는, 추가로 소정의 금속 조직을 가지며, 인장 강도가 750㎫ 이상이다.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

Description

고강도 강판과 그 제조 방법{High-strength steel plate and method for manufacturing the same}

도 1은 강의 X선 회절 강도의 데이터(회절 패턴)를 모식적으로 도시하는 도면이고, (a)는 피크가 하나인 경우, (b)는 피크가 둘로 나뉘어져 있는 경우이다.

본 발명은 극저온 인성이 뛰어나고, 인장 강도 750㎫ 이상이고, 천연 가스나 원유를 수송하는 라인 파이프나 각종 압력 용기 등에 이용하는 바람직한 고강도 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

천연 가스나 원유를 장거리 수송하는 파이프라인에 있어서는, 부설 비용이나 수송 비용의 저감을 목표로 하여, 파이프 소재 그 자체를 고강도화하여 벽 두께의 증대를 제한하는 것에 대한 요구가 높아지고 있다. 현재, 미국석유협회(API)에 있어서는, X80 그레이드(인장 강도 620㎫ 이상) 강이 규격화되어, 실용적으로 이용되고 있고, 더욱 강도가 높은 X100(인장 강도 750㎫ 이상) 및 X100 초과(예를 들면, 인장 강도 900㎫ 이상)의 고강도 그레이드 강의 적용도 검토되어 있다.

한편, 라인 파이프에서는, 구조 재료로서 구비해야 하는 요구 특성 중에서도, 강도 특성과 모재 저온 인성의 양쪽을 겸비하는 것이 중요하다. 특히, 극한랭지에 부설하는 경우는, 모재의 저온 인성이 지극히 중요하고, 이 저온 인성이 충분하지 않으면 파이프라인이 파괴될 염려가 있다. 그러나 일반적으로는, 강도 특성을 증가시키면 인성이 악화하고, 반대로 인성을 증가시키려고 하면 강도가 부족하다는 바와 같이, 이들 양 특성을 만족시키기 위해서는 곤란해지고, 강재가 미세 결정 입자를 갖는 것이 필요해진다.

이러한 고강도 및 뛰어난 저온 인성에 대한 요청에 부응하기 위해, 예를 들면, 일본국 특개평 8-199292호 공보 및 일본국 특개 2000-199036호 공보에는, Mn 함유량을 높게 설정한 X100 초과 그레이드의 저온 인성이 뛰어난 고강도 강 및 고강도 라인 파이프와 그 제조 방법이 제안되고 있다.

또, 일본국 특개 2002-220634호 공보에는 내변형 시효 특성이 뛰어난 인장 강도가 600㎫ 이상의, 게다가 소망의 저온 인성이 확보된 고강도 강재와 그 제조 방법이, 또한, 일본국 특개 2003-3233호 공보에는, X100 그레이드 이상의 고강도 라인 파이프에서는 특히 강관 전체 두께의 시험편을 이용한 파괴 시험에 의한 평가가 필요하다는 인식하에, API에서 규정되는 DWTT 시험에 의한 실관(實管)에서의 파괴 특성의 평가에 기초하는 불안정 파괴 저항 특성이 뛰어난 고강도 강이 개시되어 있다.

그러나, 상기 일본국 특개평 8-199292호 공보, 일본국 특개 2000-199036호 공보 및 일본국 특개 2002-220634호 공보에 나타난 기술에 있어서는, 저온 인성은 샤르피 충격 시험에서밖에 평가되어 있지 않다. 또, 일본국 특개 2003-3233호 공 보에 기재되는 DWTT 시험에 대해서도, -30℃에서밖에 실시되어 있지 않아, 극한랭지에서 예상되는 -40℃∼-50℃와 같은 극저온 환경에서의 인성에 대해서는 검토되어 있지 않다.

본 발명은 상기와 같은 실정을 감안하여 행하여진 것으로서, 그 목적은 인장 강도가 750㎫ 이상이고, -46℃(-50F)의 극저온 환경하에서도 뛰어난 저온 인성을 가지며, 게다가, 용접 이음새부의 흡수 에너지가 동일 환경하에서 80J 이상이라는, 용접부 저온 인성도 뛰어난 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 데에 있다.

구체적으로는, 하기의 성능을 모두 구비하는 고강도 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.

모재 강도:인장 강도(TS)≥750㎫

모재 인성:충격 흡수 에너지(_vE_-46℃)≥200J

모재 인성:DWTT 시험에 의한 연성면 파면율(SA_-46℃)≥75%

용접 이음새부 인성:충격 흡수 에너지(_vE_-46℃)≥80J

본 발명자는 상기 과제를 달성하기 위해서, 실험 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 지견했다.

일반적으로, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서, 강재의 조직을 베이나이 트, 마르텐사이트 혹은 이들 혼합 조직으로 하는 것이 유효하다는 것은 잘 알려져져 있지만, 저온에서의 사용시에는, 이들 조직 자신이 갖는 미세 조직으로는 충분하지 않다. 그렇지만, 열간 가공 중에 형성되는 발달한 전위 하부 조직을 미세화하고, 또한, 이들을 베이나이트, 마르텐사이트 조직에 계승시킴으로써, 저온에 있어서의 파괴 발생을 억제하고, 파괴 전파를 정지시키는 성능(이들 성능을, 여기서는 특히 「파괴 발생 억제 특성」, 「파괴 전파 정지 특성」이라고 칭한다)이 현격히 향상하는 것이 밝혀졌다.

또한, 전위 하부 조직의 미세화에는, 모재 중의 P, S, N 및 O(산소)의 총량을 제한하는 것이 지극히 효과적이고, 적절한 열간 압연과 압연 후의 처리(냉각 조건 등)의 조합에 의해 미세하게 발달한 전위 하부 조직을 갖는 베이나이트, 마르텐사이트 혹은 이들 혼합 조직이 얻어지는 것, 고강도와 저온 인성을 양립시키기 위해서는, 후술하는 본 발명의 고강도 강판이 갖는 화학 조성의 강에서, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭을 제어함으로써 가능해지는 것이 밝혀졌다. 또, P, S, N 및 O의 총량의 제한은 이 고강도 강의 용접열 영향부의 미세화에도 유효하다는 것이 확인되었다.

여기서 칭하는 「전위 하부 조직」이란 열간 가공 등으로 조직 중에 도입된 전위 등에 의한 조직을 칭하고, 「미세하게 발달한 전위 하부 조직」이란 미세한 서브그레인 또는 셀 형상 조직으로, 이웃하는 서브그레인의 각도가 0.5도 이상인 조직을 칭한다. 다시 말해, 열간 가공에 의해 오스테나이트 중에 다량의 전위가 도입되지만, 적절한 모재 성분과 열간 가공 및 압연 후의 처리에 의해, 도입된 다 량의 전위는 미세한 서브그레인 등을 형성하고, 이 서브그레인 등이 냉각에 의한 변태 후도 조직에 잔존하여, 강재의 인성 향상에 기여한다.

이렇게 고강도 강의 인성의 향상에 기여하는 미세하게 발달한 전위 하부 조직은 통상의 재료를 통상의 방법으로 제조할 뿐으로는 얻을 수 없다. 이 조직을 얻기 위해서는, 하기 (a), (b) 및 (c)의 조건을 동시에 충족시킬 필요가 있다.

(a) 표층부와 두께방향 중앙부의 금속 조직에서 차지하는 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 합계 비율을 각각, 95체적% 이상 및 80체적% 이상으로 한다.

(b) 모재 중의 P, S, N 및 O의 총량을 제한한다. 다시 말해, 하기 (1)식의 A값을 0.5% 이하로 제한한다. 한편, (1)식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

(c) 또한, (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭을 0.18도 이상, 바람직하게는 0.22도 이상, 더욱 바람직하게는 0.25도 이상으로 한다.

이들 조건을 충족시킴으로써, 모재에 있어서, 750㎫ 이상의 고강도와, -46℃에 있어서의 뛰어난 샤르피 충격 특성 및 DWTT 특성을 양립시킬 수 있다.

본 발명은 상기 지견에 기초해서 행하여진 것으로, 그 요지는 하기 (1), (2)의 고강도 강판, (3)의 고강도 용접 강관, 및 (4)의 고강도 강의 제조 방법에 있다.

(1) 질량%로, C:0.01∼0.10%, Si:0.30% 이하, Mn:1.20∼2.50%, P:0.010% 이하, S:0.002% 이하, Ni:0.2∼1.5%, Mo:0.1∼0.8%, Nb:0.005∼0.06%, Ti:0.004∼0.025%, sol.Al:0.05% 이하, N:0.0050% 이하 및 O(산소):0.003% 이하를 함유하고, 또는, 추가로 하기 제1 그룹 또는/및 제2 그룹의 성분을 함유하고,

제1 그룹의 성분··Cr:1.0% 이하, Cu:0.1∼1.5%, V:0.1% 이하 및 B:0.0030% 이하 중의 1종 이상

제2 그룹의 성분··Ca:0.01% 이하, Mg:0.01% 이하, Zr:0.01% 이하 및 REM:0.05% 이하 중의 1종 이상

잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기의 (1)식으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강으로 이루어지고, 또한 (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상이고, 인장 강도가 750㎫ 이상인 고강도 강판.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

여기서, (1)식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.

(2) 표층부와 두께방향 중앙부의 금속 조직에서 차지하는 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 합계 비율이 각각, 95체적% 이상, 80체적% 이상인 상기 (1) 기재의 고강도 강판.

(3) 상기 (1) 또는 (2) 기재의 고강도 강판을 가공하여 얻어지는 고강도 용접 강관.

(4) 질량%로, C:0.01∼0.10%, Si:0.30% 이하, Mn:1.20∼2.50%, P:0.010% 이하, S:0.002% 이하, Ni:0.2∼1.5%, Mo:0.1∼0.8%, Nb:0.005∼0.06%, Ti:0.004∼0.025%, sol.Al:0.05% 이하, N:0.0050% 이하 및 O(산소):0.003% 이하를 함유하고, 또는, 상기 성분에 더하여, 추가로, 하기 제1 그룹 또는/및 제2 그룹의 성분을 함유하고,

제1 그룹의 성분··질량%로, Cr:1.0% 이하, Cu:0.1∼1.5%, V:0.1% 이하 및 B:0.0030% 이하 중의 1종 이상

잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기 (1)식으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강을 950∼1200℃로 가열 후, 열간 압연을 행하여 마감 온도 900∼600℃에서 압연을 종료하고, 600℃를 하회하지 않는 온도 영역으로부터 550℃ 이하의 온도까지 4℃/초 이상의 냉각 속도로 가속 냉각한 후, 복열 온도 폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 고강도 강의 제조 방법.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

상기 「X선 회절 강도의 반가폭」이란 X선 회절 강도의 데이터(「회절 강도-각도」 데이터)에 있어서, 회절 강도가 가장 높은 강도값의 1/2인 곳에서의 분포의 폭을 각도로 나타낸 것이다. 한편, 「반가폭」에 대해서는, 후에 상술한다.

또, 「REM」이란 희토류 원소로, 스칸듐(Sc), 이트륨(Y) 및 란탄족(15개 원소)을 가리킨다. REM의 함유량은 함유되어 있는 희토류 원소의 합계의 함유량이다.

(발명을 실시하기 위한 최량의 형태)

이하, 본 발명의 고장력 강판과 그 제조 방법 및 용접 강관을 상기한 바와 같이 규정한 이유에 대해서 상세하게 설명한다. 한편, 이하에 있어서, 합금 원소의 「%」는 「질량%」를 의미한다.

우선, 강의 화학 조성에 대해서 설명한다.

C:0.01∼0.10%

C는 강도를 확보할 목적으로 함유시키지만, 0.01% 미만의 함유량에서는 담금질성이 부족하여 750㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 어렵고, 또 인성도 충분하지 않다. 반대로, 0.10%를 초과하여 함유시키면, 강(모재) 및 용접부, 특히 용접열 영향부(HAZ)의 인성이 저하한다. 또, 용접 시공시에 있어서의 용접성도 저하한다. 이 때문에, C 함유량은 0.01∼0.10%로 했다. 바람직한 범위는 0.02∼0.08%, 보다 바람직한 범위는 0.03∼0.08%이다.

Si:0.30% 이하

Si는 탈산제로서 보통 첨가되지만, 그 함유량이 0.30%를 초과하면, 강 및 그 용접부의 인성이 저하한다. 이 때문에, Si 함유량은 0.30 이하로 했다. 바람직한 상한은 0.20%, 보다 바람직한 상한은 0.15%이다. 한편, 하한은 특별히 규정되지 않지만 충분한 탈산 효과를 얻기 위해서는 Si 함유량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn:1.20∼2.50%

Mn은 담금질성을 향상시켜 강도를 높이기 위해서 함유시키지만, 1.20% 미만 의 함유량에서는 750㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란하다. 반대로 2.50%를 초과하여 함유시키면, 강 및 그 용접부의 인성이 저하한다. 이 때문에, Mn 함유량은 1.20∼2.50%로 했다. 바람직한 범위는 1.2∼2.2%, 보다 바람직한 범위는 1.2∼1.7%이다.

P:0.010% 이하

P는 불순물 원소로, 강 및 그 용접부, 그 중에서도 용접열 영향부의 저온 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 용접성도 저하시킨다. 따라서, P 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하지만, 불가피한 혼입은 피할 수 없고, 과도한 저감은 비용 상승을 초래하므로, 실질적인 해를 발생시키지 않는 한도로서, 그 상한을 0.010%로 했다. 바람직한 상한은 0.008%, 보다 바람직한 상한은 0.005%이다. 한편, P 함유량은 후술하는 (1)식을 충족시킬 필요가 있다.

S:0.002% 이하

S는 상기 P와 마찬가지의 불순물 원소로, 강 및 그 용접부, 그 중에서도 용접열 영향부의 저온 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 용접성도 저하시킨다. 본 발명에 있어서는 그 함유량의 저감이 필수적인 원소이다. 다시 말해, 인장 강도 750㎫ 이상의 고강도 강판에 충분한 극저온 인성을 확보하기 위해서는 S 함유량을 될 수 있는 한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 불가피한 혼입은 피할 수 없고, 과도한 저감은 비용 상승을 초래하므로, 실질적인 해를 발생시키지 않는 한도로서, 0.002% 이하로 했다. 바람직한 상한은 0.0008%, 보다 바람직한 상한은 0.0005%이다. 한편, S 함유량은 후술하는 (1)식을 충족시킬 필요가 있다.

Ni:0.2∼1.5%

Ni는 강의 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 성능을 개선시키는 이외, 용접성도 향상시키는 작용을 갖는다. 이들 효과는 불순물량 레벨에서도 얻어지지만, 0.2% 이상의 함유량에서 현저해진다. 그러나, 1.5%를 초과하여 함유시켜도, 비용 상승에 비해 상기 효과의 향상 여유분이 작아질 뿐만 아니라, 담금질-템퍼링 처리에 의해 과도한 잔류 오스테나이트가 생성하고, 항복 강도가 저하하여 버리는 경우가 있다. 이 때문에, 적극적으로 첨가 함유시키는 경우의 Ni 함유량은 0.2∼1.5%로 하는 것이 좋다.

Mo:0.1∼0.8%

Mo는 담금질성을 향상시킴과 더불어, 고용 강화에 의해 강의 강도 및 인성을 향상시킨다. 또, Nb와의 복합 첨가시에는 조직의 미세화를 촉진하는 동시에, 적당한 잔류 오스테나이트를 강 중에 분산시켜서 모재 및 용접부 인성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이들 효과는 0.1% 이상의 함유량에서 현저해진다. 그러나, 0.8%를 초과하여 함유시키면, 강도를 과도하게 증가시켜, 모재 및 그 용접부의 인성을 손상한다. 이 때문에, Mo 함유량은 0.1∼0.8%로 했다.

Nb:0.005∼0.06%

Nb는 강의 조직을 미세화시켜, 고강도 강의 인성을 대폭으로 향상시키는 원소이지만, 0.005% 미만의 함유량에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.06%를 초과하여 함유시키면, 용접성이 손상된다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.005∼0.06%로 했다. 바람직한 범위는 0.005∼0.03%, 보다 바람직한 범위는 0.005∼ 0.02%이다.

Ti:0.004∼0.025%

Ti는 강 및 그 용접열 영향부의 조직을 미세화하고, 모재 및 그 용접열 영향부의 저온 인성을 향상시키는 원소이지만, 0.004% 미만의 함유량에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 0.025%를 초과하여 함유시키면, 강 및 그 용접부, 그 중에서도 용접열 영향부의 저온 인성을 손상할 뿐만 아니라, 용접성도 저하시킨다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.004∼0.025%로 했다. 바람직한 범위는 0.004∼0.015%, 보다 바람직한 범위는 0.004∼0.010%이다.

sol.Al:0.05% 이하

Al은 탈산제로서 보통 첨가되는 원소로, 강 중에 불순물로서 함유되는 N을 AlN으로서 고정하는 작용을 갖지만, 그 함유량이 sol.Al 함유량으로 0.05%를 초과하면, 용접부의 특성이 열화할 뿐만 아니라, 용접성도 오히려 저하하는 동시에, M-A 비율(섬 형상 마르텐사이트 조직의 존재 비율)이 증가하여, 인성이 열화한다. 이 때문에, Al의 함유량은 sol.Al 함유량으로 0.05% 이하로 했다. 바람직한 상한은 0.035%, 보다 바람직한 상한은 0.025%이다. 한편, 하한은 특별히 규정될 필요는 없지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 sol.Al 함유량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

N:0.0050% 이하

N은 불순물 원소로, 강의 인성을 저하시키는 유해한 원소이며, 그 함유량이 0.0050%를 초과하면, 소망의 저온 인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, N 함 유량은 0.0050% 이하로 했다. 바람직한 상한은 0.0025%, 보다 바람직한 상한은 0.0020%이지만, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 한편, N 함유량은 후술하는 (1)식을 충족시킬 필요가 있다.

O(산소):0.003% 이하

O는 상기 N과 마찬가지의 불순물 원소로, 강의 인성을 저하시키는 지극히 유해한 원소이며, 그 함유량이 0.003%를 초과하면, 소망의 저온 인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, O 함유량은 0.003% 이하로 했다. 바람직한 상한은 0.0018%, 보다 바람직한 상한은 0.0012%이지만, O 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 한편, O 함유량은 다음에 설명하는 (1)식을 충족시킬 필요가 있다.

A값:0.5% 이하

P, S, N 및 O의 각 원소는 각각 전술한 범위 내의 함유량으로 억제하는 동시에, 하기 (1)식(식 중의 원소 기호는 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(%)을 의미한다)으로 표시되는 A값이 0.5% 이하인 것이 필요하다.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

즉, A값이 0.5%를 초과하는 강재에 있어서는, 적절한 열간 압연 및 압연 후의 처리(후술하는 가속 냉각)를 실시해도 강 조직 중에 미세한 전위 하부 조직이 충분히 도입되지 않고, 또 용접부도 충분히 미세화되지 않아, 목적으로 하는 고강도, 고인성을 얻을 수 없다. 이 때문에, A값은 0.5% 이하로 했다. A값의 바람직한 상한은 0.4%이다.

본 발명의 고강도 강판은 강의 화학 조성에 대해서는, 이상에 설명한 성분과 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 것이면 충분하지만, 필요에 따라서 Cr, Cu, V, B, Ca, Mg, Zr 및 REM 중 어느 1종 이상을 적극적으로 첨가 함유시켜도 된다. 이 경우는, 강 및 그 용접부, 그 중에서도 용접열 영향부의 저온 인성, 용접성을 해치는 일 없이 고강도가 얻어지고, 보다 고강도의 강판이나 강관 등을 얻을 수 있다.

Cu:0.1∼1.5%

Cu는 담금질성을 향상시켜, 용접성을 그다지 해치는 일 없이 강(모재)을 강인화하는 작용을 가지며, 그 효과는 0.1% 이상의 함유량에서 현저해진다. 그러나, 1.5%를 초과하여 함유시키면, 모재 및 그 용접부의 인성이 손상될 뿐만 아니라, 열간 연성을 크게 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에, 첨가하는 경우의 Cu 함유량은 0.1∼1.5%로 하는 것이 좋다.

Cr:1.0% 이하

V:0.1% 이하

B:0.0030% 이하

이들 원소는 어느 것이나, 담금질성을 향상시켜서 강을 강인화하는 작용을 갖는다. 그러나, Cr, V 및 B는 각각, 1.0%, 0.1%, 0.0030%를 초과하여 함유시키면, 어느 것이나 강도 상승이 과도해지고, 강 및 그 용접부의 인성이 손상되는 일이 있다. 이 때문에, Cr, V 및 B의 함유량은 각각, 1.0% 이하, 0.1% 이하 및 0.0030% 이하로 했다. 상기 효과는 어느 원소에 대해서도, 불순물량 레벨에서도 얻어진다. 따라서, 하한은 특별히 규정되지 않지만 Cr에서는 0.01% 이상, V에서는 0.005% 이상, B에서는 0.0003% 이상의 함유량에서 현저한 효과가 보여지므로, 적극 적으로 첨가 함유시키는 경우의 Cr, V 및 B의 함유량은 각각, 0.01∼1.0%, 0.005∼0.1%, 0.0003∼0.0030%로 하는 것이 바람직하다.

Ca:0.01% 이하

Mg:0.01% 이하

Zr:0.01% 이하

REM(희토류 원소):0.05% 이하

이들 원소는 어느 것이나, 강 중의 개재물의 형태를 제어하고, 강 및 그 용접부의 인성 및 내식성을 향상시키는 이외, 저온 인성에 유해한 원소(N, C, O)를 안정화시키는 작용을 갖는다. 그러나, Ca, Mg 및 Zr은 어느 것이나, 0.01%를 초과하여 함유시키면, 또 REM에 대해서는 0.05%를 초과하여 함유시키면, 강의 청정도가 저하하고, 강 및 그 용접부의 인성이 저하한다. 이 때문에, Ca, Mg 및 Zr의 함유량은 어느 것이나 0.01% 이하, REM의 함유량은 0.05% 이하로 했다.

상기 효과는 어느 원소에 대해서도, 불순물량 레벨에서도 얻어진다. 따라서, 하한은 특별히 규정되지 않지만, 어느 것이나 0.0005% 이상의 함유량에서 현저한 효과가 보여지므로, 적극적으로 첨가 함유시키는 경우의 Ca, Mg 및 Zr의 함유량은 어느 것이나 0.0005∼0.01%, REM의 함유량은 0.0005∼0.05%로 하는 것이 바람직하다.

한편, 용접성이나 강의 청정도를 고려하여, 이하에 나타내는 탄소 당량 C_eq 및 V_s를 각각 0.40∼0.58 및 0.28∼0.42%의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

C_eq(%)=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5}

V_s(%)=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)

여기서, 원소 기호는 어느 것이나 그 원소의 함유량(%)을 의미한다.

C_eq를 0.40∼0.58%로 하는 것이 바람직한 이유는 모재뿐만 아니라 용접열 영향부에 있어서도 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 함으로써, 인성의 열화를 수반하는 일 없이 넓은 제조 조건으로 소망의 조직을 갖는 강을 얻는 것이 가능해지기 때문이다. 탄소 당량이 하한값에 미치지 못하는 경우에는 담금질성의 부족 때문에 모재의 인장 강도를 750㎫ 이상으로 유지하는 것이 곤란해진다. 또, 탄소 당량이 상한값을 초과하는 경우에는, 담금질성의 과도한 상승 때문에 용접열 영향부에서의 인성 및 강판 표면에서의 인성이 열화한다.

V_s를 0.28∼0.42%로 하는 것은 연속 주조 주편의 중심 편석을 경감하기 위해서이다. V_s값이 0.42%를 초과하면, 중심 편석이 강하게 발생하고, 인장 강도가 750㎫ 이상의 고강도 강인 경우, 중심부의 인성의 열화가 발생한다. 한편, 0.28% 미만에서는, 중심 편석은 발생하지 않지만 인장 강도 750㎫ 이상을 확보할 수 없다.

상기 (1) 기재의 고강도 강판은 이상에 설명한 화학 조성을 갖는 강으로 이루어지고, 또한 (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상인 강판이다. 상기 X선 회절 강도의 반가폭을 0.18도 이상으로 하는 것은, 이하의 이유에 따른다.

도 1은 강의 (110)면에 있어서의 X선 회절 강도의 데이터를 모식적으로 도시하는 도면으로, X선 회절 강도의 반가폭을 설명하기 위한 도면이다. 도 1의 (a)는 피크가 하나인 경우, (b)는 피크가 둘로 나뉘어져 있는 경우이다. 도 1에 도시하는 바와 같이, 반가폭은 이 회절 강도의 피크에 있어서, 회절 강도가 가장 높은 강도값(피크값)의 1/2인 강도값의 곳에 있어서의 분포의 폭을 각도로 나타낸 것이다. 도 1(b)에 도시하는 바와 같이, 피크가 둘로 나뉘어져 있는 경우에는, 높은 쪽의 피크 강도값의 1/2인 값을 취한다.

X선 회절 강도의 반가폭은 금속 조직 등에 있어서의 격자 결함 밀도의 평가 파라미터의 1개이지만, 본 발명의 고강도 강판에서는, 이 반가폭을 이용하여, 저온 영역에서의 고인성을 달성하기 위한 지표가 되는 격자 결함 밀도를 한정했다. 다시 말해, 베이나이트 상이나 마르텐사이트 상의 (110)면에서의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상이라는 조건을 만족하면, 미세한 서브그레인의 형성에 관련한 격자 결함 밀도가 크고, 저온 영역에서 뛰어난 고인성이 발휘된다. 한편, 상기 X선 회절 강도의 반가폭은 0.22도 이상이 바람직하고, 0.25도 이상이면 더욱 바람직하다.

X선 회절을 행하는 결정면을 (110)면으로 한 것은, 이 결정면이 X선 회절에 있어서 가장 일반적으로 이용되기 때문이다. 본 발명의 고강도 강판에서는, 양호한 저온 인성을 얻기 위해서, 「(110)면에서의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상」이라고 규정하지만, 인장 강도에서 750㎫급 이상의 강도를 갖는 강판의 경우는, 강도 등의 밸런스의 관점으로부터, 반가폭을 0.20∼0.30도로 하는 것이 바람직 하다.

상기 반가폭은 회절 패턴으로 Kα1과 Kα2의 피크가 독립적으로 드러날 때는, Kα1의 피크의 1/2 강도값의 곳에서의 값을 취하고, Kα1과 Kα2의 피크의 1/2 강도값의 곳에서의 값이 일부 중첩되어 나타날 때는 합계의 폭으로 측정한다. 한편, 상기 반가폭의 측정은 두께 방향에서 강판 표면으로부터 1㎜ 내부로 들어간 부위에 있어서, 압연면과 평행한 면에서 행하는 것으로 한다.

(1) 기재의 고강도 강판은 상기와 같이 화학 조성(A값이 0.5 이하라는 조건도 포함한다)과 X선 회절 강도의 반가폭을 규정한 강판이다. 반가폭을 0.18도 이상으로 하는 것은, 후술하는 바와 같이, 열간 압연과 압연 후의 처리를 적절히 행함으로써 가능하고, 이에 의해 미세하게 발달한 전위 하부 조직을 갖는 베이나이트, 마르텐사이트 혹은 이들 혼합 조직이 얻어진다. 이 금속 조직을 정량적으로 규정한 강판이 다음에 설명하는 (2) 기재의 강판이다.

상기 (2) 기재의 고강도 강판은 (1)의 고강도 강판에 있어서, 또한, 금속 조직이, 표층부의 금속 조직에서 차지하는 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 합계 비율이 95체적% 이상이며, 두께방향 중앙부의 금속 조직에서 차지하는 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 합계 비율이 80체적% 이상인 강판이다.

이 강판에서는 상기 (a)∼(c)의 조건이 명확히 충족되고 있어, 충분히 미세하고 발달한 전위 하부 조직을 갖는 베이나이트, 마르텐사이트 혹은 이들 혼합 조직이 얻어진다. 따라서, 저온에 있어서의 파괴 발생 억제 특성, 파괴 전파 정지 특성이 현격히 뛰어나므로, 불안정 파괴 저항 특성이 한층 더 향상하고, 750㎫ 이 상의 고강도와, -46℃에 있어서의 샤르피 충격 특성 및 DWTT 특성을 양립시킬 수 있다.

상기 반가폭이 0.18도 미만의 강판에서는, 전위 하부 조직의 발달이 충분하지 않고, 또 미세하지 않기 때문에, 금속 조직이 상기 조건을 충족시키고 있어도, 충분한 샤르피 충격 특성이나 DWTT 특성을 얻을 수 없다.

또, 반대로, 강의 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나거나, 강의 조직이 본 발명에서 규정하는 조직이지 않은 경우에는, (110)면 피크의 반가폭이 0.18도 이상이어도, 미세한 전위 하부 조직으로는 되지 않고, 고강도와 고인성의 양쪽을 겸비한 강판은 얻어지지 않는다.

다음에, 전술한 본 발명의 고강도 강의 제조 방법(상기 (4)의 방법)에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은 강의 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 조건을 충족시키는 한, 통상의 열간 압연 후에 재가열 담금질하여 템퍼하는 방법이나, 마찬가지로 통상의 열간 압연 후에 직접 담금질하여 템퍼하는 방법, 또한 마찬가지로 통상의 열간 압연 후에 가속 냉각 처리하는 방법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 그러나, 확실하게, 또한 안정하게 제조하는 데는 하기의 조건에 따라 열간 압연을 실시한 후, 가속 냉각 처리하는 방법으로 제조하는 것이 바람직하다.

가열 온도:950∼1200℃

가열 온도가 950℃ 미만이면, 750㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없는 경우가 있다. 또, 가열 온도가 1200℃를 초과하면, 그 후의 열간 압연 후에 취성 파 괴의 발생 및 저온 인성에 유해한 원소(N, C, O)의 안정화가 불충분해지고, 소망의 저온 인성을 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 가열 온도는 950∼1200℃로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연의 마감 온도:900∼600℃

열간 압연의 마감 온도가 600℃ 미만이면, 750㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없는 경우가 있다. 또, 열간 압연의 마감 온도가 900℃를 초과하면, 압연 및 그 후의 가속 냉각에 의한 조직의 미세화가 충분하지 않고, 취성 파괴의 발생 및 저온 인성에 유해한 원소(N, C)의 안정화가 불충분해지고, 소망의 저온 인성을 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 열간 압연의 마감 온도는 900∼600℃로 한다.

한편, (110)면의 X선 반가폭을 0.18도 이상으로 하기 위해서는, 저온 오스테나이트 영역에서 충분히 압하를 가한 후, 오스테나이트 입자 내로부터 하부 베이나이트를 핵 생성시키고, 또한 하부 베이나이트의 성장을 억제하는 것이 필요하다. 이 때문에 고밀도의 전위가 필요하며, 그 때문에 오스테나이트의 미(未)재결정 온도 영역(975℃ 이하 A_r3 변태점 이상)에서 50% 이상의 압연을 행하는 것이 바람직하다. 한편, 오스테나이트의 미재결정 온도 영역에서의 압하율이 90%를 초과하면 기계적 성질의 이방성이 현저해지기 때문에, 미재결정 온도 영역에서의 압하율은 90% 이하로 하는 것이 바람직하다.

수냉 개시 온도:600℃ 이상

가속 냉각시의 수냉 개시 온도가 600℃ 미만이면, 750㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없는 일이 있다. 이 때문에, 가속 냉각시의 수냉 개시 온도는 600℃ 이상으로 하는 것이 좋다.

냉각 속도:4℃/초 이상

가속 냉각시의 냉각 속도가 4℃/초 미만이면, 조직 중에 거칠고 큰 베이나이트가 혼입하여, 양호한 저온 인성을 확보할 수 없다. 또, 압연 가공으로 도입된 발달한 전위 하부 조직이 변태 후의 조직에 잔존하지 않아, 최종 제품에 도입되지 않게 되는 일이 있다. 이 때문에, 가속 냉각시의 냉각 속도는 4℃/초 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않는다.

수냉 정지 온도:550℃ 이하

가속 냉각시의 수냉 정지 온도가 550℃를 초과하면, 750㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없고, 또 조직의 미세화가 충분하지 않을 뿐만 아니라, 압연 가공으로 도입된 발달한 전위 하부 조직이 변태 후의 최종 제품에 도입되지 않게 되어, 소망의 불안정 파괴 저항 특성을 확보할 수 없는 일이 있다. 이 때문에, 가속 냉각시의 수냉 정지 온도는 550℃ 이하로 하는 것이 좋다.

한편, 템퍼링 효과에 의한 인성 향상 및 수소성 결함 방지의 관점으로부터는, 냉각을 실온까지 행하지 않고, 500∼300℃에서 정지하여 그 후는 서냉하는 것이 바람직하다. 상기 수냉 정지 온도는 500∼300℃의 온도 영역이 한도이고, 그것보다 고온에서의 수냉 정지는 담금질 부족으로 직결한다. 상기 템퍼링 효과를 보 다 한층 높이고자 하는 경우에는, A_c1변태점 미만에서 템퍼링을 행한다.

복열 온도 폭:70℃ 이하

복열 온도 폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료한다. 여기서, 「복열 온도 폭」이란, 냉각을 정지했을 때의 강판의 도달 온도와, 냉각 정지 후, 강판 내부의 열로 표면 온도가 상승하고, 안정했을 때의 강판의 온도와의 차를 의미한다. 구체적으로는, 수냉 장치를 나온 직후에 측정한 강판 온도와, 그 후, 20∼50초(판 두께에 따라 상이하다) 경과했을 때에 측정한 강판 온도와의 차이다.

가속 냉각 정지 후, 냉각 종료까지의 동안의 복열 온도 폭이 70℃를 초과하는 경우에는, 압연 가공으로 도입되어 발달한 전위 하부 조직이 변태 후의 최종 제품에 도입되지 않게 되어, 파괴 전파 정지 특성이 열화한다. 복열 온도 폭을 작게 하기 위해서는, 냉각 중의 강판 표층과 중심부의 온도차를 작게 하는 동시에, 냉각 종료시에 있어서 적어도 표층부의 상 변태를 종료시켜 두는 것이 바람직하다.

이상 설명한 방법에 따르면, 고강도로 뛰어난 극저온 인성을 겸비한 상기 (1) 또는 (2) 기재의 고강도 강판을 확실하게, 또한 안정하게 제조할 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 용접 강관(상기 (3)의 용접 강관)에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 용접 강관은 전술한 본 발명의 고강도 강판을 가공하여 얻어지는 용접 강관이다. 이 용접 강관은 본 발명의 고강도 강판을 모재로 하는 것이면, 주지의 어떠한 용접에 의한 제관 방법으로 가공하여 얻어진 것이어도 된다.

예를 들면, 고강도 강판을 U자형으로 가공하고, 이어서 O자형으로 가공하고, 통상의 방법으로 용접하고 확관하는 방법(UO 프레스 방식)에 의해 강관을 제조하고, 담금질하고, 필요에 따라서 템퍼하는 방법을 적용할 수 있다. 상기 UO 프레스, 용접 및 확관은 통상의 제관 공장에 구비되어 있는 장치를 이용함으로써 실시할 수 있다. 용접은 시판의 용접 재료를 이용하여 서브머지드 아크 용접법 등에 의해 행하면 된다.

(실시예)

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 실험실적으로 진공 용해하여, 두께 100∼160㎜의 슬래브로 하고, 여러 가지 조건에서 열간 압연을 실시한 후, 여러 가지 조건에서 냉각하여 두께가 14∼35㎜인 후강판으로 했다. 열간 압연 조건과 냉각 조건을 표 2에 나타낸다.

(표 1)

(표 2)

얻어진 강판에 대해서, 강의 조직, X선 회절 강도의 반가폭, 인장 특성 및 인성을 이하의 방법으로 조사했다. 또, 용접 이음새부에 대해서도 인성의 조사를 행했다.

강의 조직의 조사에서는, 판 두께의 1/4에 상당하는 부분으로부터 채취한 시료의 단면을 연마하고, 2% 나이탈 부식액에 의해 에칭을 실시한 면에 대해서, 광학 현미경 관찰에 의해 마르텐사이트와 베이나이트의 합계 면적률(합계 비율)을 측정했다. 1개의 시료에 대해서 10시야 측정하고, 10개의 측정값의 평균을 이 강판의 합계 비율로 했다.

X선 회절 강도의 반가폭의 측정은 두께 방향에서 강판 표면으로부터 1㎜ 내부로 들어간 부위의 압연면과 평행한 면을 포함하는 25평방㎜의 시험편을 채취하고, 그 면을 전해 연마하여, 그 중의 직경 20㎜의 범위를 측정면으로 하여 행하였다. 한편, 측정에는, 리카덴키(주)제 RU-200을 사용하여, 코발트 선원을 이용했다. 출력은 30KV, 100㎃이었다.

인장 특성에 대해서는, 판 두께의 중심부에서 JIS Z 2201에 규정되는 14A호 인장 시험편을 압연 방향으로 평행하게 채취하여 인장 시험에 이용하여, 항복 강도 YS(㎫), 인장 강도 TS(㎫)을 구했다.

인성에 대해서는, JIS Z 2202에 규정되는 4호의 샤르피 충격 시험편을 판 두께방향 중앙부로부터 압연 방향으로 수직으로 채취하여 샤르피 충격 시험을 행하여, 충격 흡수 에너지 _vE_-46℃(J) 및 연성-취성 파면 전이 온도 vTs(℃)를 구했다. 또한, API 5L에 규정되는 DWTT 시험편을 압연 방향으로 수직으로 채취하여, DWTT 시험에 이용하여, -46℃에 있어서의 연성 파면율 SA_-46℃(면적%)과 75% 연성-취성 파면 전이 온도 SATT_75%(℃)를 측정했다.

또, 표리면 각 1패스의 서브머지드 아크 용접(입열 3.2∼7.6kJ/㎜)에 의해 용접 이음새를 제작하고, 샤르피 시험편을, 그 노치부가 용접 FL부(용접 금속과 모재의 경계선)에 위치하도록, 용접선에 수직으로, 표면으로부터 1㎜ 내부로 들어간 부위로부터 채취하여 샤르피 충격 시험을 행하여, 동일 부위의 충격 흡수 에너지 _vE_-46℃(J)을 측정했다.

강의 조직(마르텐사이트와 베이나이트의 합계 비율) 및 X선 회절 강도의 반가폭을 상기 표 2에 함께 나타낸다. 또, 표 3에, 모재의 인장 특성(YS, TS), 및 모재의 인성(_vE_-46℃, _vT_s 및 SA_-46℃, SATT_75%)과 용접 FL부의 인성(_vE_-46℃)을 나타낸다.

(표 3)

표 3으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 예에서는, 모재의 인장 강도(TS)가 750㎫ 이상이며, -46℃에서 200J 이상의 샤르피 흡수 에너지(_vE_-46℃) 및 75% 이상의 DWTT 연성 파면율(SA_-46℃)을 나타내고, 이음새 샤르피 시험에서도 80J를 크게 상 회하는 높은 샤르피 흡수 에너지(_vE_-46℃)를 나타냈다. 다시 말해, 상기 「발명이 이루고자 하는 기술적 과제」의 항목란에 표시한 목표 성능을 모두 달성하고 있고, 고강도로 뛰어난 극저온 인성을 겸비하여, 불안정 파괴 저항 특성이 뛰어난 강판인 것을 알 수 있다.

이것에 대하여, 강판의 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나거나, 규정의 화학 조성은 만족시켜도 반가폭이나 금속 조직이 본 발명의 규정으로부터 벗어나는 비교예에서는, 특히 DWTT 연성 파면율이 목표의 75%를 크게 하회하고, 750㎫의 고강도와, -46℃에 있어서의 샤르피 충격 특성 및 DWTT 특성, 및 용접 FL부 샤르피 특성을 동시에 만족할 수는 없었다.

본 발명의 고강도 강판 및 이 강판을 가공하여 얻어지는 용접 강관은 고강도로, 게다가, 용접부를 포함하며, 극저온에서의 인성도 뛰어나다. DWTT 시험에 의한 평가에 기초하는 불안정 파괴 저항 특성이 뛰어나기 때문에, 예를 들면, 본 발명의 강관을 극저온 환경하에서 라인 파이프로서 사용했을 때의 안전성이 비약적으로 향상하는 등의 효과가 얻어진다. 이 강판은 본 발명의 방법으로 확실하게 또한 안정하게 제조할 수 있다.

Claims

질량%로, C:0.01∼0.10%, Si:0.30% 이하, Mn:1.20∼2.50%, P:0.010% 이하, S:0.002% 이하, Ni:0.2∼1.5%, Mo:0.1∼0.8%, Nb:0.005∼0.06%, Ti:0.004∼0.025%, sol.Al:0.05% 이하, N:0.0050% 이하 및 O(산소):0.003% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기의 (1)식으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강으로 이루어지고, 또한 (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상이고, 인장 강도가 750㎫ 이상인 고강도 강판.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

[여기서, (1)식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.]
제1항에 있어서, 표층부와 두께방향 중앙부의 금속 조직에서 차지하는 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 합계 비율이 각각, 95체적% 이상, 80체적% 이상인 고강도 강판.
제1항 기재의 성분에 더하여, 추가로, 하기 제1 그룹 또는 제2 그룹의 성분을 함유하거나 또는 제1 그룹 및 제2 그룹의 성분을 모두 함유하고,

이때 상기 제1 그룹의 성분은 질량%로, Cr:1.0% 이하, Cu:0.1∼1.5%, V:0.1% 이하 및 B:0.0030% 이하 중의 1종 이상,

제2 그룹의 성분은 Ca:0.01% 이하, Mg:0.01% 이하, Zr:0.01% 이하 및 REM:0.05% 이하 중의 1종 이상이고,

잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기 (1)식으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강으로 이루어지고, 또한 (110)면으로부터의 X선 회절 강도의 반가폭이 0.18도 이상이고, 인장 강도가 750㎫ 이상인 고강도 강판.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

[여기서, (1)식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.]
제3항에 있어서, 표층부와 두께방향 중앙부의 금속 조직에서 차지하는 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 합계 비율이 각각, 95체적% 이상, 80체적% 이상인 고강도 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항 기재의 고강도 강판을 가공하여 얻어지는 고강도 용접 강관.
질량%로, C:0.01∼0.10%, Si:0.30% 이하, Mn:1.20∼2.50%, P:0.010% 이하, S:0.002% 이하, Ni:0.2∼1.5%, Mo:0.1∼0.8%, Nb:0.005∼0.06%, Ti:0.004∼0.025%, sol.Al:0.05% 이하, N:0.0050% 이하 및 O(산소):0.003% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기 (1)식으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강을 950∼1200℃ 로 가열 후, 열간 압연을 행하여 마감 온도 900∼600℃에서 압연을 종료하고, 600℃를 하회하지 않는 온도 영역으로부터 550℃ 이하의 온도까지 4℃/초 이상의 냉각 속도로 가속 냉각한 후, 복열 온도 폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 고강도 강의 제조 방법.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

[여기서, (1)식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.]
제6항 기재의 성분에 더하여, 추가로, 하기 제1 그룹 또는 제2 그룹의 성분을 함유하거나 또는 제1 그룹 및 제2 그룹의 성분을 모두 함유하고,

이때 상기 제1 그룹의 성분은 질량%로, Cr:1.0% 이하, Cu:0.1∼1.5%, V:0.1% 이하 및 B:0.0030% 이하 중의 1종 이상,

제2 그룹의 성분은 Ca:0.01% 이하, Mg:0.01% 이하, Zr:0.01% 이하 및 REM:0.05% 이하 중의 1종 이상이고,

잔부가 Fe 및 불순물이고, 하기 (1)식으로 표시되는 A값이 0.5% 이하의 강을 950∼1200℃로 가열 후, 열간 압연을 행하여 마감 온도 900∼600℃에서 압연을 종료하고, 600℃를 하회하지 않는 온도 영역으로부터 550℃ 이하의 온도까지 4℃/초 이상의 냉각 속도로 가속 냉각한 후, 복열 온도 폭이 70℃ 이하가 되도록 하여 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 고강도 강의 제조 방법.

A=12P+45S+67(N+O) ···(1)

[여기서, (1)식 중의 원소 기호는 어느 것이나 강 중에 함유되는 각 원소의 함유량(질량%)을 의미한다.]