KR20130064799A

KR20130064799A - 내파괴 특성 및 내hic 특성이 뛰어난 고강도 강판

Info

Publication number: KR20130064799A
Application number: KR1020137008296A
Authority: KR
Inventors: 이즈루 미나토; 노부아키 다카하시; 아키오 야마모토
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-09-03
Filing date: 2011-09-02
Publication date: 2013-06-18
Also published as: CN103189538A; RU2013114842A; EP2612946B1; RU2532791C1; CN103189538B; US20140144551A1; CA2810167A1; JPWO2012029945A1; WO2012029945A1; JP5299579B2; EP2612946A4; US9528172B2; EP2612946A1; CA2810167C

Abstract

후육이어도 내HIC 특성 및 내파괴 특성이 뛰어난 고강도 강판은, 질량%로, C:0.02% ~ 0.07%, Si:0.05% ~ 0.50%, Mn:1.10% ~ 1.60%, P:0.015% 이하, S:0.0030% 이하, Nb:0.005% ~ 0.030%, Ti:0.005% ~ 0.020%, Al:0.005% ~ 0.060%, Ca:0.0005% ~ 0.0060%, N:0.0015% ~ 0.0070% , Cu, Ni, Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.1% 초과 1.5% 미만, 및 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 면적률로 베이나이트가 10% 이상, 나머지가 페라이트 및 펄라이트로 이루어지는 강 조직을 갖고, 강판 두께 중앙부에 있어서의 Nb 편석도가 1.60 미만, Mn 편석도가 1.40 미만이다.

Description

내파괴 특성 및 내HIC 특성이 뛰어난 고강도 강판{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FRACTURE RESISTANCE PERFORMANCE AND HIC RESISTANCE PERFORMANCE}

본 발명은, 내파괴 특성 및 내수소유기균열 특성이 뛰어난 고강도 강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 후육이어도 뛰어난 내파괴 특성 및 내수소유기균열 특성을 나타내며, 특히 라인 파이프의 제조에 적절한 고강도 강판에 관한 것이다.

현재, 석유, 천연가스 등의 에너지원의 수요가 점점 많아지고, 그에 따라, 고부식 환경, 심해, 영구 동토와 같은, 가혹한 환경에서의 라인 파이프의 부설(敷設) 및 사용이 증가하고 있다. 특히 부식 환경에서는, 수소유기균열(Hydrogen Induced Cracking, 이하, 「HIC」라고도 함)이 발생하기 쉬운 경향에 있다.

이 때문에, 내부식 성능, 특히 상기 HIC가 발생하기 어려운 특성을 갖는 강재(이하, 「내HIC강」이라 함)로 제조된 라인 파이프가 요구되고 있다. HIC의 원리 및 내HIC강에 필요한 특성에 대해서 이하에 기술한다.

(1) HIC의 원리

황화수소(H₂S)를 포함하는 환경 중에서 파이프가 사용되면, 수소가 이온화되어 파이프에 흡장된다. 이 흡장된 수소가 파이프 중의 개재물에 트랩되고, 트랩된 수소가 파이프 내에 고응력을 발생시켜, 파이프 내부에 균열을 발생시킨다.

(2) 내HIC강에 필요한 특성

HIC의 발생을 억제하려면, 파이프 내에 흡장된 수소를 트랩하는 개재물을 감소시키는 것이 바람직하다. 이 때문에, 강의 청정도를 높게 유지할 필요가 있다. 또, 중심 편석부에서는 저온 변태 조직(마르텐사이트, 베이나이트 등)이 형성되기 쉽고, 이 저온 변태 조직에서는 HIC가 발생하기 쉽다. 이 때문에, C, Mn, P 등의 함유량을 저감하여, 편석의 발생을 억제하는 것이 필요하다.

상기 (2)에 나타난 요망 특성을 갖는 강재가 얻어지도록, 내HIC강의 제조에서는, 기본적으로 C 및 Mn의 함유량을 저감시키고, 강도는 다른 합금 원소를 첨가하여 보충할 필요가 있다. 강도의 확보를 위해 일반적으로는 Nb를 함유시키고, 고온 가열을 실시하여 Nb의 고용강화를 이용한다. Nb를 투입한 상태로 저온 가열을 실시하면, HIC를 발생시키는 개재물의 1종이 되는 Nb계 탄질화물이 생성된다. 그 때문에, Nb를 함유시키는 경우에는, 내HIC 성능을 확보하기 위해서라도, 고온 가열의 실시가 필수가 된다. 또, 열간 압연시에 균일 조직이 얻어지도록, 변태 온도 이상의 고온 마무리가 채용된다.

현재, HIC강의 품질 향상을 위해 개시되어 있는 수단으로서 다음과 같은 것이 예시된다.

특허 문헌 1에는, 강재 중에 MnS가 존재하면, 이것을 기점으로 하여 균열이 발생하고, MnS가 압연시에 길게 신전(伸展)되면 균열 감수성을 증대시키는 점에서, 강 중의 S함유량을 저하함과 더불어, 강 중에 Ca나 REM을 첨가함으로써, 강 중의 S를 미세한 구상화한 CaS나 REM 황화물로 하는 것이 개시되어 있다.

특허 문헌 2에는, 주편의 중심 편석부에 상당하는 부위에서는 C, Mn, P 등이 편석함으로써 마르텐사이트나 베이나이트 등의 단단한 조직이 형성되고, 이것이 균열의 전파 경로가 된다는 점에서, 강 중의 C, Mn, P 등의 농도를 저감하는 것 및 확산에 의해 편석을 경감하기 위한 균열 처리를 행함으로써, 단단한 조직이 생성되는 것을 방지하는 것이 개시되어 있다.

특허 문헌 3에는, 연속 주조의 미응고 용강이 남은 단계에서 주편을 일단 벌징시킨 후에 압하함으로써, 중심 편석 그 자체를 해소하는 것이 개시되어 있다.

특허 문헌 4~6에는, 최근의 강재의 요구 강도 스펙의 향상에 수반하여, 상기의 중심 편석부나 MnS 생성에 대한 단독 대책만으로는 불충분한 경우가 많아져 왔기 때문에, 강 중에 Cu나 Ni를 첨가함으로써 표면에 보호 피막을 형성하여 강 중으로의 수소의 침입을 억제함과 더불어, Cr나 Mo 등의 첨가나 압연시의 가공 열처리(TMCP)를 병용하는 것이 개시되어 있다.

일본국 특허 공개 소 54-110119호 공보 일본국 특허 공개 소 61-60866호 공보 일본국 특허 공개 평 9-57410호 공보 일본국 특허 공개 평 6-220577호 공보 일본국 특허 공개 평 9-209037호 공보 일본국 특허 공개 2003-226922호 공보

종래의 내HIC강은, 상기 제조 방법(고온 가열, 압연 고온 마무리)을 실시할 필요가 있었기 때문에, 뛰어난 내HIC 특성과 뛰어난 내파괴 특성의 양립이 곤란했다. 고온 가열은 오스테나이트 입경의 조대화를 일으키는데, 압연으로 고온 마무리를 행하면, 내파괴 특성의 향상에 유효한 2상 조직을 활용할 수 없게 되어, DWTT 특성(Drop Weight Tear Test 시험에 의해 평가되는 내파괴 특성)을 현저하게 열화시키기 때문이다.

특히, 강재의 두께가, 전형적으로는 25mm 이상 커지면, 강재 내부가 원하는 내HIC 특성이 얻어지는 정도의 온도에 이르도록 하기 위해서, 강재 표면부의 온도를 더 높이는 것이 필요했다. 이 때문에, 오스테나이트 입경의 조대화가 현저해져, 내파괴 특성이 두드러지게 저하했다. 그래서, 종래의 내HIC 강재에서는, 내HIC 특성과 내파괴 특성을 고도로 양립시키는 것이 후육인 경우에 특히 곤란했다.

라인 파이프가 후육이 되면, 파이프 내부의 내압이 높아지기 때문에 수송 효율이 높아진다. 이로써, 본래, 라인 파이프용 내HIC 강재의 두께는 두꺼우면 두꺼울수록 바람직하다. 그러나, 상기와 같은 이유로, 종래의 내HIC 강재를 이용한 경우에는, 라인 파이프의 두께를 두껍게 하는 데 한계가 있었다. 특히, 저온 환경에서의 높은 내파괴 특성이 요구되는 한랭 지역용 라인 파이프에 있어서 이 경향은 현저했다. 그래서, 종래의 내HIC강을 소재로 하는 한, 한랭 지역용 라인 파이프에 있어서는, 수송 효율을 포기하고 박육의 강재가 사용되어 왔다.

이러한 배경에 의거하여, 본 발명은, 내HIC 특성 및 내파괴 특성 모두 뛰어난 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해서 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 다음의 지견을 얻었다. 즉, 종래, 내HIC 특성(내Sour 성능)의 평가는, 고H₂S 분압 또한 저pH 환경인 NACE(National Association of Corrosion and Engineer)의 TM0284에 준거한 NACE 조건에서 행해지고 있었다. 그러나, H₂S 분압이나 pH에 의해 부식의 파라미터는 변동하기 때문에, 그러한 가혹한 환경에서의 부식 현상과 실제 부식 환경에서의 부식 현상은 상위할 가능성이 있다. 그 때문에, 뛰어난 내HIC 특성을 얻을 수 있는 강 조직이나 제조 방법을 보다 적절하게 파악하려면, 가혹한 조건에서의 평가보다도 실제 부식 환경에 입각한 조건, 즉 상대적으로 저H₂S 분압 또한 고pH 환경에서 내HIC 특성의 평가를 실시하는 것이 바람직하다. 이 인식에 의거해 검토한 결과, NACE 조건과 같이 가혹한 조건에서 뛰어난 내HIC 특성을 발휘시키려면, 고온 가열 및 고온 마무리는 필수인데, 실제 부식 환경에 가까운 조건에서는, Ca에 의한 개재물 처리 및 편석 대책을 적절하게 실시하면, 고온 가열 및 고온 마무리를 실시하지 않고, 뛰어난 내HIC 성능을 나타내는 강판을 제조할 수 있음이 밝혀졌다.

이 지견에 의거하여 거듭 검토한 결과, 다음 수단에 의해 DWTT 특성과 내HIC 특성의 양립이 가능하게 된다는 지견을 얻었다.

(1) HIC 발생 기점이 되는 Nb, Ti 탄질화물의 첨가량 및 편석도를 제한하고, HIC 발생 기점 사이트를 억제함과 동시에, 중심 편석의 저감에 의해 HIC 파괴 전파를 억제함으로써, 내HIC 특성을 향상시킬 수 있다.

(2) Nb 첨가량 상한을 제한함으로써, 가열 온도를 종래보다도 저감하고, 또한 압연 조건을 Ar₃점 이하로 함으로써, DWTT 특성을 향상시킬 수 있다.

상기 지견에 의거하는 본 발명은 다음과 같다.

질량%로, C:0.02% 이상 0.07% 이하, Si:0.05% 이상 0.50% 이하, Mn:1.10% 이상 1.60% 이하, P:0.015% 이하, S:0.0030% 이하, Nb:0.005% 이상 0.030% 이하, Ti:0.005% 이상 0.020% 이하, Al:0.005% 이상 0.060% 이하, Ca:0.0005% 이상 0.0060% 이하, 및 N:0.0015% 이상 0.0070% 이하, 또한 Cu, Ni, Cr 및 Mo로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.1% 초과 1.5% 미만, 및 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 면적률로 베이나이트가 10% 이상, 나머지가 페라이트 및 펄라이트로 이루어지는 강 조직을 갖고, 강판 두께 중앙부에 있어서의 Nb 편석도가 1.60 미만, 또한 Mn 편석도가 1.40 미만이며, 포화 H₂S 분압(P_H2S)이 0.01×10⁵Pa 및 pH가 4.0인 5%염화나트륨 함유 아세트산 수용액(25℃)에 96시간 침지시킨 후의 균열 면적률이 5.0% 이하이며, 판 두께가 6mm 이상 40mm 이하인 강판에 대해서 DWTT 시험을 -30℃에서 행했을 때의 연성 파면율(DWTT-SA＠-30)이 85% 이상인 것을 특징으로 하는 내파괴 특성 및 내HIC 특성이 뛰어난 고강도 강판.

상기 강판의 강도는 520MPa 이상인 것이 바람직하다.

(2) 상기 화학 조성이 질량%로 V:0.10% 이하를 더 함유한다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 하기 식(i)의 관계를 만족시키는 가열 온도 T(단위:℃)로 가열하고, 가열된 슬래브를, Ar₃점-60℃ 이상, Ar₃점 이하(여기서 Ar₃점(℃)은 하기 식(ii)에 의해 산출된다)의 범위의 온도에서 최종 압연을 완료시키는 열간 압연에 제공하여 강판으로 만들고, 얻어진 강판을 즉시 10℃／sec 이상의 냉각 속도로, 400℃~600℃의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞T≥6770/(2.26-log[Nb][C])-273…(i)

Ar₃=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8)…(ii)

상기 식(i) 및 (ii)에 있어서, 원소 기호는 그 원소의 함유량(단위:질량%)을 의미하고, 상기 식(ii)에 있어서의 t는 최종 압연 완료 후의 강판의 두께(단위:mm)를 의미한다.

본 발명에 의하면, 후육이어도 내파괴 특성 및 내수소유기균열 특성이 뛰어난 고강도 강판이 제공된다. 이러한 고강도 강판을 이용함으로써, 내파괴 특성 및 내수소유기균열 특성과 같은 기본 특성을 고도로 만족시키면서, 수송 효율이 뛰어난 후육의 라인 파이프를 한랭 지역용으로 제공하는 것이 가능해진다.

도 1은 내HIC 특성을 평가하기 위한 시험 조건을 설명하는 도면.

이하에 본 발명에 따른 강판의 화학 조성, 강 조직, 바람직한 제조 조건 등에 대해서 상세하게 설명한다. 이하의 설명에서 합금 원소의 함유량을 나타내는 「%」는 질량%를 의미한다.

1. 화학 조성

C:0.02% 이상 0.07% 이하

일반적으로 C는 강의 강도에 크게 영향을 미치는 원소로 알려져 있고, C함유량이 0.02% 미만이면 라인 파이프 등의 용도에 대해 필요한 강도를 얻는 것이 곤란해진다. C함유량이 0.07% 초과이면, 연속 주조시에는 주편의 두께 중심부에 매크로 편석부가 형성되기 쉬워져 이는 HIC의 발생 원인이 된다. 이 때문에, C의 함유량의 범위를 0.02% 이상 0.07% 이하로 한다.

Si:0.05% 이상 0.50% 이하

Si는 일반적으로 강의 제조 프로세스에서는 탈산 원소로서 강 중의 산소 농도를 저감하기 위해서 유효한 원소의 하나이며, 강을 강화하는 효과도 있다. Si는 또, 강도를 높이는 원소로서도 유용하다. Si함유량이 0.05% 미만이면, 상기 효과를 얻는 것이 곤란하다. 한편, 그 함유량이 0.50%를 넘으면, 섬 형상 마르텐사이트가 생성되게 되어 HAZ인성을 악화시킨다. 이 때문에, Si함유량을 0.05% 이상 0.50% 이하로 한다.

Si는, Ti 사이에 강한 상호작용을 갖기 때문에, TiN의 구성 원소가 아님에도 불구하고 TiN의 생성에 영향을 미쳐, Si함유량이 증가하면 TiN이 생성되기 쉬워진다. 이 TiN을 핵으로서 Nb 탄질화물이 석출될 가능성도 높기 때문에, Si함유량이 많아지면, HIC 성능 열화를 일으킬 우려가 높아진다. 따라서 Si함유량은 0.30% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

Mn:1.10% 이상 1.60% 이하

Mn은 일반적으로 강재의 강도에 크게 영향을 주는 원소이다. Mn함유량이 1.10% 미만으로는 충분한 강도를 얻는 것이 곤란하다. 한편, Mn함유량이 1.60%를 넘으면, MN이 중심 편석부에서 농화해, 내HIC 성능을 열화시킨다. 이 때문에 Mn함유량의 범위를 1.10% 이상 1.60% 이하로 한다. 중심 편석부에서의 내HIC 성능의 확보를 확실하게 하는 관점에서는, Mn함유량을 1.50% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

P:0.015% 이하

P는 강 중에 불가피적으로 함유하는 불순물 원소의 하나이며, 가능한 한 낮은 것이 바람직하다. P는 응고시의 고액계면에 있어서의 분배 계수가 작기 때문에, 현저하게 편석하고, 중심 편석부에서 농화하여, 내HIC 성능을 열화시키는 경향이 있다. 그 때문에, P함유량의 상한을 0.015%로 한다. 중심 편석부에서의 내HIC 성능의 확보를 확실하게 하는 관점에서, P함유량은 0.008% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

S:0.0030% 이하

S도 강 중에 불가피적으로 함유하는 불순물 원소의 하나이며, 가능한 한 낮은 것이 바람직하다. S도 응고시의 고액계면(固液界面)에 있어서의 분배 계수가 작기 때문에, 현저하게 편석할 뿐만 아니라, 편석부에서 MnS를 생성해 HIC의 발생 기점이 된다. 이 때문에, S함유량은 0.0030% 이하로 한다. 고강도 강 등, 더욱 요구되는 레벨의 엄격한 조건에서 안정적으로 높은 내HIC 성능을 확보하는 관점에서, S함유량을 0.001% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Nb:0.005% 이상 0.030% 이하

Nb는 강 중에서 탄질화물을 형성하여 강의 강도를 높임과 더불어, 인성의 향상에도 유효한 원소이다. 특히 TMCP에 있어서는, 고용 및 석출을 제어함으로써 강판의 미크로 조직 제어하기 위해서 Nb가 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb를 0.005% 이상 함유시킨다. 한편, 본 발명에 있어서는, 가열 온도를 낮게 하여 내파괴인성을 확보하기 위해, Nb의 함유량을 제한한다. 또, 조대한 Nb 탄질화물은 HIC의 발생 원인이 된다. 따라서, Nb함유량을 0.030% 이하로 한다. 바람직한 Nb함유량은 0.010% 이상 0.025% 이하이다.

Ti:0.005% 이상 0.020% 이하

Ti는 강의 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 또, 강 중의 N을 TiN으로서 고정함으로써 Nb이나 AlN의 석출량을 감소시키기 때문에, 연속 주조의 주편의 굽힘·교정시에 있어서의 NbN이나 AlN의 γ입계로의 동적 석출에 기인한 주편 표면 균열을 방지하는 효과도 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ti를 0.005% 이상 첨가한다. 그러나, Ti함유량의 증가는 용접 인성의 저하를 초래한다. 또, TiN은 HIC의 발생 원인이 되는 조대한 Nb 탄질화물이 석출될 때의 석출핵으로서 기능한다. 또한, Ti 탄질화물 자체도 HIC의 발생 원인이 된다. 따라서, Ti함유량은 0.020% 이하로 한다. 바람직한 Ti함유량은 0.010% 이상 0.020% 이하이다.

Al:0.005% 이상 0.060% 이하

Al도 Si와 마찬가지로 탈산 원소로서 강 중의 산소 농도를 저감하기 위한 유효한 원소의 하나이다. 이 탈산의 효과를 얻기 위해서 Al함유량은 0.005% 이상으로 한다. Al함유량이 0.005% 미만이 되면, 탈산이 불충분한 것에 기인해 탈황도 불충분하게 된다. 또, Ca첨가의 수율이 악화되어 그 효과도 충분히 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 강 중의 황화물이나 S의 편석이 생기기 쉬워져, 내HIC 특성의 저하를 가져온다. 그 한편, Al에 의한 탈산에 수반하여 생성되는 알루미나가 HIC의 원인이 되는 경우도 있다. 이 때문에, Al함유량은 0.060% 이하로 한다.

Ca:0.0005% 이상 0.0060% 이하

Ca는 S농도를 저감시켜 MnS의 생성을 방지함과 더불어, 황화물의 형태를 제어할 수 있다. 이 때문에, 내HIC강에서는 Ca를 첨가하는 경우가 많다. 상기 효과를 얻기 위해서 0.0005% 이상 Ca를 함유시킨다. 그러나, 0.0060% 이상 첨가해도 그 효과는 포화하여, 제조 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, Ca함유량은 0.0005% 이상 0.0060% 이하로 한다.

N:0.0015% 이상 0.0070% 이하

N은 전로 등의 대기 분위기에서 용제하는 경우에는 강 중에 불가피적으로 침입하는 원소이며, 강재의 기계 특성에 영향을 미침과 더불어, 미크로 조직 형성에 영향을 준다. 강재 중에서는 N은 Al나 Ti 등과 질화물을 형성하고, 이들 질화물은, 열간 가공의 과정에서 핀 고정 입자로서 결정립을 미세화하는 효과를 갖는다. 이러한 N의 바람직한 효과를 얻기 위해서, N함유량은 0.0015% 이상으로 한다. 한편, N은 HIC의 발생 원인이 되는 조대 Nb 탄질화물의 구성 원소이다. 또, 상술과 같이 Nb나 Al의 질화물이 과도하게 많이 존재하면, 연속 주조시에 있어서 γ의 입계에 동적 석출해, 주편 표면 균열의 원인이 된다. 따라서, N함유량은 0.0070% 이하로 한다. 바람직한 N함유량은 0.0015% 이상 0.0050% 이하이다.

0.1%＜Cu+Ni+Cr+Mo＜1.5%

내HIC강에서는, MnS의 발생을 억제함과 더불어 C편석을 저감하기 위해서, C 및 Mn의 함유량의 상한은 비교적 낮게 설정된다. 이 때문에, 강판의 강도를 확보하는 목적으로, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 합금 원소를 함유시키는 경우가 많다. 본 발명에 있어서도, 이러한 목적으로 Cu, Ni, Cr 및 Mo로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유시켜, 이들의 합계 함유량을 0.1% 초과로 한다. 그러나, 이들 원소를 과도하게 함유시키면, 담금질성의 상승을 수반해, 강도 상승과 함께 일부 조직의 경화를 일으켜, 그에 따라 내HIC 성능을 열화시킨다. 따라서, 상기 원소의 합계 함유량을 1.5% 미만으로 한다. 이 합계 함유량은 바람직하게는 0.15% 이상 1.0% 이하이며, 상한은 0.5%인 것이 보다 바람직하다.

이들 각 원소의 역할 및 바람직한 첨가 범위는 다음과 같다.

Cu:0.5% 이하

Cu는 강의 담금질성을 향상시킨다. 강도 상승의 효과를 보기 위해서는, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cu함유량이 0.5%를 넘으면, 강재의 열간 가공성이나 피삭성이 저하한다. 또, 연속 주조시에 있어서의 표면 균열(코퍼(copper) 균열)를 유발한다. 따라서, Cu를 0.2% 이상 함유시키는 경우에는, Cu함유량의 1/3 이상의 함유량으로 Ni를 함께 함유시키는 것이 바람직하다.

Ni:1.0% 이하

Ni에는 고용강화에 의해 강의 강도를 향상시킴과 더불어, 인성을 개선하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서 Ni를 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Ni를 1.0%넘게 함유시켜도 그 효과는 포화해, 오히려 용접성을 악화시킨다는 악영향이 나타날 우려가 있다.

또한 Cu 및 Ni에 대해서는, 각각을 단독으로 함유시키면 강판에 표면흠이 생길 가능성이 높아지는 것이 염려되므로, 이들은 함께 함유시키는 것이 바람직하다.

Cr:0.5% 이하

C당량(Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo)/5+(Cu+Ni)/15)에 있어서의 계수가 크다는 점으로부터도 이해되듯이, Cr은 소량의 첨가로 강도 상승에 큰 폭으로 기여한다. 또, Cr은 강의 인성을 높이는 효과도 갖는다. 이 때문에, API X80 그레이드와 같은 고강도의 사양을 만족시킬 필요가 있는 경우에는, Cr을 함유시키는 경우가 많다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Cr을 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5%를 넘게 Cr을 함유시키면 용접 균열이 발생하는 등의 문제가 발생하기 쉬워진다. 용접성을 중시하는 경우에는 Cr함유량은 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo:0.5% 이하

Mo는 강판의 담금질성을 향상시켜, 강도 상승에 기여한다. 또, 미크로편석이 생기기 어려운 원소이므로, 중심 편석에 기인하는 HIC의 발생을 억제하는 효과를 갖는다. 이러한 Mo의 효과를 얻기 위해서는, Mo를 0.03% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mo는 고가의 원소라서, 함유량의 증가는 비용 증가를 가져온다. 또, Mo함유량을 0.5% 초과로 하면, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 경화상이 생성되기 쉬워져, 내HIC 특성을 오히려 악화시킨다고 우려된다. 이 때문에, Mo함유량은 0.5% 이하로 한다. 내HIC 특성의 저하에 미치는 영향이 타원소에 비해 크기 때문에, Mo함유량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo는 타원소에 비해 고가라서, Mo를 함유시키는 경우에는, 단독으로 함유시키기는 것보다 타원소와 함께 함유시키는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 강철은 V를 더 함유해도 된다.

V:0.01% 이상 0.10% 이하

V는 강 중에서 페라이트 중에 고용되거나 탄질화물을 형성하거나 함으로써 강의 강도를 높인다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 V를 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, V함유량이 0.10%를 넘으면 용접열 영향부에서의 석출 상황이 변화하기 때문에, 인성에 악영향을 주는 것이 염려된다. 따라서, V를 함유시키는 경우에는, 그 함유량은 0.10% 이하로 한다.

2. 강 조직

본 발명에 따른 강판의 강 조직은, 강판을 단면 관찰하여 시야 내에서의 상 또는 조직을 분류함으로써 특정할 수 있다. 본 발명에 따른 강판의 강 조직은, 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트로 이루어지고, 베이나이트의 면적률이 10% 이상이다. 강판의 단면 관찰은 두께 중심에서 행한다.

강 조직이 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트로 구성되는 균일한 조직이며, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등을 실질적으로 포함하지 않는다. 이 때문에, 중심 편석이 경미해져, HIC의 발생이 억제된다. 또, 베이나이트의 면적률을 10% 이상으로 함으로써, 강판의 강도를 확보하는 것이 실현된다. 베이나이트의 면적률의 상한은 특별히 설정되지 않는다.

본 발명에 따른 강판은, 강판 두께 중앙부에 있어서의 Nb 편석도가 1.60 미만, 또한 Mn 편석도가 1.40 미만이다. 이와 같이 편석도가 제어되어 있음으로써, HIC의 발생이 효율적으로 억제된다.

본 발명에 있어서, 강판 두께 중앙부에 있어서의 원소의 편석도는 다음의 방법에 의해 정의된다.

편석도의 측정 기기로서 레이저 ICP 장치(이하 「L-ICP 장치」라고 간략히 기재함)를 이용한다. L-ICP 장치는 발광 분석 장치의 1종이며, 10mm 길이의 측정에 있어서 약 100점의 측정, 즉 100μm마다의 측정이 가능하다. 이 때문에, 매크로편석을 충분히 평가할 수 있다.

강판을 압연 방향으로 직교하는 방향으로 절단하여, 얻어진 단면에 있어서, 판 두께 방향의 중심 부분을 포함하도록 판 두께 방향으로 10mm 길이의 측정 영역을 설정한다. 이 측정 영역을 L-ICP 장치에 의해 측정하고, 얻어진 100점에 있어서의 각 원소의 측정 데이터(함유량)의 평균값을 그 원소의 평균 함유량이라고 정의한다. 그리고, 각 원소에 대해서, 측정 데이터 중 최고값(최고 함유량)을 평균 함유량으로 나누어 얻어지는 수치를, 그 원소의 편석도로 한다.

레이저의 빔 직경은 약 1mm 정도이므로, 각 측정점에 있어서 측정되는 함유량은 이 빔 직경의 범위의 평균값이 된다. 한편, 개재물의 크기는 통상은 수 μm 정도, 크다고 여겨지는 것이라도 수 10μm 정도이다. 따라서, 각 측정점에서 측정된 함유량에는, 그 측정점에 있어서의 개재물의 존재 밀도의 영향이 충분히 반영되어 있다. 따라서, 상기의 편석도를 평가함으로써 개재물의 편석의 정도를 정량적으로 파악할 수 있다.

Nb의 편석도가 1.60 이상인 경우에는, 조대한 Nb 탄질화물이 상당량 형성되어 있을 가능성이 높다. 이로 인해, HIC의 발생이 염려된다. 한편, Mn의 편석도가 1.40 이상인 경우에는, MnS가 상당량 형성되어 있을 가능성이 높다. 이로 인해, 이 경우에도 HIC의 발생이 염려된다. 각각의 편석도의 하한은 설정되지 않는다. 1.0에 가까우면 가까울수록 바람직하다.

3. 그 외의 특성

본 발명에 따른 강판은, 다음의 내HIC 특성 및 내파괴 특성을 갖는다.

(1) 내HIC 특성

일반적으로, 내HIC 특성의 평가에는, NACE Standard TM-02-84로 규정되는 0.5%아세트산+5%NaCl의 1바 H₂S 포화 용액(pH:약 3, 25℃ 이하, 「NACE 용액」이라 불림)이 사용된다. 그러나, 이 NACE 용액을 이용한 시험 조건(「NACE 조건」이라 불림)은, 실제 부식 환경과는 크게 상이하다. 실제 부식 환경은, NACE 조건보다 훨씬 덜 엄격하고, 구체적으로는 pH가 보다 높고, H₂S를 용액에 함유시키기 위해서 포화할 때까지 용액에 공급되는 기체에 포함되는 H₂S의 분압(본 발명에 있어서, 「포화 H₂S 분압」이라고도 함)이 더 낮다. 부식 환경이 상이한 경우에는 부식 현상 그 자체가 서로 다르기도 하므로 실제 부식 환경에 가까운 시험 조건으로 평가를 행하는 것이 바람직하다.

내HIC 특성의 평가에 있어서, 실제 부식 환경과 같은 부식 현상이 일어나는 부식 조건은, 도 1에 나타난 Mild Sour 영역(영역 III) 및 Transition 영역(영역 II)이다. 따라서, 이 영역 II 및 영역 III의 범위 내의 조건으로 내HIC 특성을 평가하는 것이 바람직하다.

상기 영역 II와 III를 합친 영역은, 포화 H₂S 분압(P_H2S) 및 pH가 하기 식 (A)~(C)를 만족시키는 영역이다:

0.003×10⁵Pa＜P_H2S＜0.01×10⁵Pa, 또한 3.5≤pH≤6.0…(A),

0.01×10⁵Pa≤P_H2S＜1×10⁵Pa, 3.5≤pH≤6.0, 또한

pH≥log[P_H2S/10⁵Pa]+5.5…(B),

1×10⁵Pa＜P_H2S≤10×10⁵Pa, 또한 5.5≤pH≤6.0…(C).

보다 상세하게 설명하면, 도 1에 나타낸 Mild Sour 영역(영역 III)은, 실제 부식 환경에 있어서의 조건과 상정되는 조건을 거의 포함하고 있다. 따라서, 이 영역 III의 범위 내의 시험 조건으로 NACE 시험에 사용되면 동일한 염화나트륨 함유 아세트산 수용액 중에 96시간(25℃) 침지시킨 시료의 균열 면적률을 측정하여, 그 면적률이 5.0% 이하이면, 실제 부식 환경에서 요구되는 내HIC 특성을 갖고 있다고 판단할 수 있다.

한편, 도 1에 나타낸 Transition 영역(영역 II)은, 실제 부식 환경보다는 약간 엄격한 조건이지만, 부식 현상은 실제 부식 환경과 거의 동일하다고 상정되는 영역이다. 이 영역 II의 범위 내의 시험 조건에 있어서 위와 동일한 시험을 행했을 때에도 균열 면적률이 5.0% 이하이면, 실제 부식 환경에서 요구되는 내HIC 특성을 안정적으로 갖고 있다고 판단된다.

이에 반해, 도 1에 나타난 Sour 영역(영역 I)은, 실제 부식 환경보다 부식성이 심할 뿐만 아니라, 균열의 발생을 초래하는 부식 현상이 실제 부식 환경에서 보여지는 것과는 상이할 가능성이 높아진다. 그러한 부식 현상이 실제 부식 환경과 상위한 조건으로 시험해도, 실제의 내HIC 특성을 적절하게 판정할 수 없다.

도 1에 나타낸 바와 같이, pH가 3부근(5%NaCl-0.5%아세트산 수용액), 포화 H₂S 분압이 1바(=10⁵Pa)인 NACE 조건은, 영역 I에 포함된다. 또, 같은 포화 H₂S 분압의 인공 해수를 이용하는 BP조건(NACE TM0284-Solution B)도, 역시 영역 I에 포함된다. 즉, 종래의 시험 조건인 NACE 조건이나 BP조건은, 영역 I 내에 포함되어, 실제 부식 환경에서의 내HIC 특성을 평가한다고 하는 목적에 대해서는 적당하지 않다.

이상의 지견에 의거하여, 본 발명에서는 영역 II 내에 있어서 비교적 부식성이 심한 조건인, 포화 H₂S 분압(P_H2S)이 0.01×10⁵Pa 및 pH가 4.0(도 1의 점 A)이라는 시험 조건을 채용한다. 즉, 포화 H₂S 분압(P_H2S)이 0.01×10⁵Pa 및 pH가 4.0인 5%염화나트륨 함유 아세트산 수용액(25℃)에 96시간 침지시킨 후의 균열 면적률에 의해 내HIC 특성을 평가한다. 수용액의 pH는 아세트산 농도에 의해 4.0로 조정된다. 상술한 바와 같이, 영역 II 내에 포함되는 이 조건으로 시험했을 때의 균열 면적률이 5.0% 이하이면, 실제 부식 환경에서 요구되는 내HIC 특성을 안정적으로 갖고 있다고 판단할 수 있다.

본 발명에 따른 강판의 상기 조건으로 측정한 균열 면적률은, 바람직하게는 3.0% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하, 더욱 바람직하게는 1.0% 이하이다. 균열 면적률이 0%이면, 가장 바람직하다.

(2) 내파괴 특성

본 발명에 따른 강판은, 판 두께가 6mm 이상 40mm 이하인 강판에 대해서 DWTT 시험을 -30℃에서 행했을 때의 연성 파면율(DWTT-SA＠-30)이 85% 이상이다. 이 판 두께의 범위 내에서 상기 특성을 갖음으로써, 뛰어난 내파괴 특성을 구비하고, 후육의 라인 파이프를 한랭 지역용으로 제공하는 것이 실현된다. 이 연성 파면율은, 바람직하게는 90% 이상, 보다 바람직하게는 95% 이상, 가장 바람직하게는 100%이다.

상기 (1) 및 (2)의 특성 평가를 위한 시험재를 강판으로부터 채취하는 위치는 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 강판의 압연 방향 및 강판의 폭 방향의 단부는 그 외의 주요한 부분과는 약간 기계 특성이 상이한 경우도 있으므로, 이들 부분으로부터 시험재를 채취하지 않는 것이 바람직하다. 그 한편, 내HIC 특성의 평가에서는, 가장 편석이 생기기 쉬운 부분, 즉 강판의 중심부를 포함하도록 시험재를 채취하는 것이 바람직하다.

4. 제조 방법

본 발명에 따른 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다.

제강 과정에 있어서는, C, P 및 S의 함유량을 충분히 저하시킴과 더불어, 산화물의 함유량이나 그 형태를 적절히 제어하기 위해서, IR(Injection Refining) 및 Ca첨가에 의한 개재물 처리를 행하는 것이 바람직하다.

얻어진 용강으로부터 슬래브를 얻기 위해서 연속 주조를 행할 때에는, 수랭 조건, 압하 조건, 주입 속도를 적정한 값으로 유지함으로써, 주입시에 편석의 발생을 억제하는 것이 바람직하다.

얻어진 슬래브를 열간 압연하여 열연강판을 얻는다. 본 발명에 따른 제조 방법에서는, 열간 압연 강판에 있어서, 슬래브 가열, 최종 압연, 및 그 후의 냉각을 다음과 같이 제어함으로써, 본 발명에 따른 강판을 안정적으로 얻는 것을 실현하고 있다.

(1) 슬래브 가열

연속 주조에 의해 얻어진 슬래브를, 하기 식(i)의 관계를 만족시키는 가열 온도(T(단위:℃))로 가열한다.

6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞T≥6770/(2.26-log[Nb][C])-273…(i)

여기서, 상기 식(i)에 있어서의 각 원소 기호는 질량%로의 그 원소의 함유량을 의미한다.

이 범위의 온도(T)로 슬래브를 가열함으로써, 내HIC 특성을 저하시키는 Nb계 탄질화물을 고용함으로써, 내파괴 특성을 저하시키는 오스테나이트의 입경의 조대화를 억제하는 것이 양립된다. 슬래브의 가열 온도가 이 온도역보다 낮으면 Nb계 탄질화물의 잔류가 현저해지므로, 내HIC 특성의 저하가 염려된다. 한편, 이 온도역을 넘는 온도로 슬래브를 가열하면, 오스테나이트의 입경의 조대화가 현저해지기 때문에 내파괴 특성의 저하가 염려된다.

슬래브의 가열 시간은 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 짧은 경우에는 Nb계 탄질화물의 잔류가 염려되고, 과도하게 긴 경우에는 오스테나이트의 입경의 조대화가 염려된다. 따라서, 슬래브의 가열 시간은 180분간 이상 480분간 이하로 하는 것이 바람직하다.

(2) 최종 압연

상기 가열에 의해 얻어진 슬래브에 대해서, 스케일 제거기에 의해 표면에 붙은 스케일을 제거한 후, 열간 압연을 개시한다. 본 발명에서는, Ar₃점-60℃ 이상, Ar₃점 이하의 온도 범위에서 최종 압연을 완료시키는 열간 압연을 행한다. Ar₃점(℃)은 다음 식(ii)에 의해 정의된다.

상기 식(ii)에 있어서, 각 원소 기호는 질량%로의 그 함유량을 의미하고, t는 최종 압연 완료 후의 강판의 두께(단위:mm)를 의미한다.

최종 압연을［Ar₃점-60℃］이상, Ar₃점 이하의 온도역으로 완료시키면, 강 조직을 2상 조직으로 하는 것이 실현된다. 이로써, 강판의 내파괴 특성이 향상된다. 이에 대해, 최종 압연을 완료시켰을 때의 온도(이하, 「최종 압연 완료 온도」라고 함)가 Ar₃점 초과가 되면, 최종 압연이 완료된 단계에서도 오스테나이트 단상으로 되어 있기 때문에, 그 후의 냉각 과정에 있어서 오스테나이트의 입경이 과도하게 성장하는 것이 염려된다. 한편, 최종 압연 완료 온도가 Ar₃점-60℃ 미만에서는, Mn이 편석하는 것이 염려된다.

또한, 압연율은 특별히 한정되지 않는다. 일반적으로는 60% 이상 100% 이하이며, 과도하게 압연율이 높은 경우에는 압연 능률의 저하가 염려된다.

(3) 최종 압연 후의 냉각

상기 최종 압연이 완료되면, 얻어진 강판을 즉시 10℃／sec 이상의 냉각 속도로 냉각한다. 이와 같이 급속 냉각함으로써, C나 P 등의 합금 원소의 확산이 억제된다. 그래서, 편석의 생성이 억제되어 내HIC 특성의 열화가 억제된다.

여기서, 「즉시」란, 대략 1초간 이내를 의미한다. 최종 압연 완료에서 냉각 개시까지의 시간이 길어지면, 그동안에 합금 원소의 확산이 진행되어, 편석의 생성이 촉진되는 것이 염려된다.

냉각 속도의 상한은 설정되지 않는다. 냉각 속도가 과도하게 높아지면 설비 부하가 과대해지므로, 일반적으로는 200℃／sec 정도를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도는 400℃ 이상 600℃ 이하의 범위로 한다. 냉각 정지 온도가 과도하게 낮으면 마르텐사이트 등의 경화상의 형성이 염려되고, 과도하게 높으면 합금 원소의 확산에 의거하는 편석의 촉진이 염려된다.

또한, 냉각 방법은 한정되지 않지만, 수랭이 일반적이다.

이렇게 하여 얻어진 본 발명에 따른 강판으로부터 임의의 적당한 제관법에 의해 강관으로 성형된 강관은, 고강도이며, 내파괴 특성 및 내수소유기균열 특성이 뛰어나므로, 라인 파이프로서 사용할 수 있다.

본 발명에 따른 강판의 두께는 특별히 제한되지 않지만, 소위 후판(즉, 판 두께 6mm 초과)을 대상으로 한다. 판 두께는 바람직하게는 15mm 이상이며, 보다 바람직하게는 25mm 이상이다. 판 두께의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 일반적으로는 40mm 정도이다. 판 두께 25mm 이상인 후판의 강관은, 일반적으로는 이음매 없는 강관 또는 UOE 강관이다.

실시예

본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.

표 1에 나타낸 화학 조성을 갖는 용강을, 두께 300mm, 폭 1300~2300mm의 수직 굽힘형 슬래브 연속 주조기를 이용하여 0.6~1.0m/min의 주조 속도로 연속 주조 하여 슬래브를 얻었다. 표 1에서의 「-」라는 표시는, 상기 원소의 적극적인 첨가는 행하지 않으므로 불순물 레벨의 함유량인 것을 의미한다.

얻어진 슬래브를, 표 2에 나타낸 온도까지 가열하여 300분간 유지하고, 이 가열 유지가 종료된 슬래브에 대해, 표 2에 마무리 온도로서 나타낸 마무리 압연 완료 온도로 열간열연을 행했다. 압연율은 70% 이상 100% 이하였다. 압연 완료 후, 즉시 수랭을 행하여, 10℃／sec 이상 40℃／sec 이하의 냉각 속도로 400℃ 이상 600℃ 이하의 범위로 냉각했다. 그 후, 실온까지 방랭했다. 압연 완료 후의 강판의 두께는 표 2에 나타낸 바와 같았다.

이렇게 하여 얻어진 강판을 압연 방향으로 직교하는 방향에서 절단하여, 내HIC 특성의 평가, 내파괴 특성의 평가, 인장 강도의 측정, 및 편석도의 측정을 위해서, 각각 적절한 형상의 시험편을 채취했다. 또한, 이들 시험편의 채취에 있어서는, 단면부가 측정 영역이 되고, 또한 강판의 판 두께 방향 중심부가 포함되도록 채취하여, 중심 편석부의 영향을 확인할 수 있도록 했다.

얻어진 시험편을 이용하여, 내HIC 특성의 평가, 내파괴 특성의 평가, 인장 강도(TS)의 측정, 및 편석도의 측정을 행했다.

내HIC 특성의 평가에서는, pH가 4.0이며, H₂S 분압이 0.01×10⁵Pa(잔부:질소)의 기체로 포화시킨, 5%의 NaCl을 함유하는 아세트산 수용액(25℃)에 96시간 침지시킨 후, 균열 면적률(CAR, cracking area ratio)을 측정했다. CAR이 5% 이하인 경우를 양호하다고 판단했다.

내파괴 특성의 평가에서는, DWTT 시험을 -35℃에서 행했다. 파단면의 관찰을 행하여 연성 파면율을 측정했다. 연성 파면율이 85% 이상인 경우를 양호라고 판단했다.

인장 강도는 520MPa 이상인 경우를 양호하다고 판단했다.

Nb 및 Mn의 편석도는, 상술한 L-ICP 장치(시마츠사 제조 ICPV-1017)를 이용한 측정 방법에 의해 측정했다. 또한, 측정 범위는 중심 편석부를 사이에 둔 10mm이며, 측정 점수는 100, 각 측정점에 있어서의 측정 영역은 직경 1mm인 원형이다. Nb에 대해서는 편석도가 1.6 미만인 경우에, Mn에 대해서는 편석도가 1.4 미만인 경우에 양호하다고 판단했다.

강 조직의 평가방법은 다음과 같다. 압연 방향으로 직교하는 방향의 단면의 중심점을, 주사형 전자현미경을 이용하여 500배로 관찰해, 조직의 구성을 특정했다. 또, 이 관찰에 의해 얻어진 관찰 화상에 대해서 화상 처리함으로써, 베이나이트의 면적률을 구했다.

평가 결과를 표 2에 나타냈다. 또한, 표 1 및 2에서, 화학 조성, 제조 조건 및 강판의 특성을 나타내는 수치에 밑줄이 그어져 있는 것은, 본 발명의 범위 밖인 것을 의미하고 있다.

실시예 1~7에 나타난 본 발명의 강판에 대해서는, 내파괴 특성 및 내HIC 특성 모두 양호하고, 게다가 520MPa 이상의 강도를 갖는 적절한 결과가 얻어졌다. 실시예 8에 나타난 비교재의 강판에 대해서는, 슬래브의 가열 온도가 너무 높아서 오스테나이트 입경이 비대화하여 내파괴 특성이 열화했다.

실시예 9에 나타난 비교재의 강판에 대해서는, 마무리 압연 완료 온도가 너무 높아서 오스테나이트 입경이 비대화하여 내파괴 특성이 열화했다.

실시예 10 및 11에 나타난 비교재의 강판에 대해서는, 각각 Nb 및 Ti의 함유량이 너무 많아서 결과적으로 편석도가 상승하여 HIC가 발생했다.

Claims

질량%로, C:0.02% 이상 0.07% 이하, Si:0.05% 이상 0.50% 이하, Mn:1.10% 이상 1.60% 이하, P:0.015% 이하, S:0.0030% 이하, Nb:0.005% 이상 0.030% 이하, Ti:0.005% 이상 0.020% 이하, Al:0.005% 이상 0.060% 이하, Ca:0.0005% 이상 0.0060% 이하, 및 N:0.0015% 이상 0.0070% 이하, 또한 Cu, Ni, Cr 및 Mo로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.1% 초과 1.5% 미만, 및 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로 베이나이트가 10% 이상, 나머지가 페라이트 및 펄라이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
강판 두께 중앙부에 있어서의 Nb 편석도(偏析度)가 1.60 미만, Mn 편석도가 1.40 미만이며,
포화 H₂S 분압(P_H2S)이 0.01×10⁵Pa 및 pH가 4.0인 5%염화나트륨 함유 아세트산 수용액(25℃)에 96시간 침지시킨 후의 균열 면적률이 5.0% 이하이며,
판 두께가 6mm 이상 40mm 이하인 강판에 대해서 DWTT 시험을 -30℃에서 행했을 때의 연성 파면율(DWTT-SA＠-30)이 85% 이상인 것을 특징으로 하는 내파괴 특성 및 내수소유기균열 특성이 뛰어난 고강도 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 화학 조성이 질량%로 V:0.10% 이하를 더 함유하는 고강도 강판.
청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 하기 식(i)의 관계를 만족시키는 가열 온도 T(단위:℃)로 가열하고,
가열된 슬래브를, Ar₃점-60℃ 이상, Ar₃점 이하(여기서 Ar₃점(℃)은 하기 식(ii)에 의해 산출된다)의 범위의 온도에서 최종 압연을 완료시키는 열간 압연에 제공하여 강판으로 만들고,
얻어진 강판을 즉시 10℃／sec 이상의 냉각 속도로, 400℃~600℃의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞T≥6770/(2.26-log[Nb][C])-273…(i)
Ar₃=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8)…(ii)
상기 식(i) 및 (ii)에 있어서, 원소 기호는 그 원소의 함유량(단위:질량%)을 의미하고, 상기 식(ii)에 있어서의 t는 최종 압연 완료 후의 강판의 두께(단위:mm)를 의미한다.