KR20170117547A

KR20170117547A - 고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20170117547A
Application number: KR1020177025931A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 오타; 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-27
Filing date: 2015-03-27
Publication date: 2017-10-23
Also published as: CN107429339A; KR101997381B1; JPWO2016157235A1; CN107429339B; JP6137435B2; US20180066332A1; EP3276020A4; CA2980983A1; EP3276020B1; EP3276020A1; CA2980983C; US10954576B2; WO2016157235A1

Abstract

API X80 이상의 강관에 요구되는 인장 강도 620 MPa 이상 (API X80 이상) 을, 중온도역의 장시간 시효 후에 있어서도 실현할 수 있는 기술을 제공한다. 특정 성분 조성으로 이루어지고, 파라미터 P_eff 가 0.050 ％ 이상이고, Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15700 인 조건에서 실시하는 시효 후에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS) 와, 그 시효 전에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS₀) 가 (TS₀ － TS)/TS₀ ≤ 0.050 의 관계를 만족하고, 용접했을 때에 형성되는 용접열 영향부의 인성이 vE_-20 에서 100 J 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강으로 한다.

Description

고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 강관 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL, PRODUCTION METHOD THEREFOR, STEEL PIPE, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 중온도역에서의 장시간 시효 후에 있어서의 인장 강도가 620 MPa 이상인 고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 당해 고강도 강으로 구성되는 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 증기 배관용의 고강도 강관에 바람직하게 적용할 수 있다.

캐나다 등에 매장되어 있는 유층으로부터 오일 샌드를 회수하는 방법으로서, 노천굴에 의한 방법과, 고온ㆍ고압의 증기를 강관에 의해 유층에 삽입하는 스팀 인젝션법이 있다. 노천굴을 적용할 수 있는 지역은 적어, 많은 지역에서는 스팀 인젝션법이 채용되고 있다.

스팀 인젝션법으로 유층 내로 보내지는 증기의 온도는, 300 ∼ 400 ℃ 의 온도역 (이하, 중온도역이라고 한다) 에 있다. 스팀 인젝션법에서는, 중온도역의 온도를 갖는 증기가, 고압으로 유층 내로 보내진다. 이 증기의 이송에는, 상기와 같이 강관이 사용된다. 최근, 에너지 수요의 증가에 수반하는 중질유의 회수율의 향상 및 부설 비용의 저감을 목적으로 하여, 강관의 대직경화 및 고강도화가 요망되고 있다.

스팀 인젝션법에 사용할 수 있는 증기 수송용의 강관의 종래 기술로서, 특허문헌 1 및 특허문헌 2 가 있다. 이들 특허문헌에서는, API X80 상당의 이음매 없는 관이 보고되어 있으며, 이 이음매 없는 관의 강관 외경이 최대로 16 인치이다.

최근, 용접에 의해 제조되고, 대직경화가 가능한 고강도 강관의 제조 기술에 관하여, API X80 이상의 강도를 갖는 고강도 강관의 제조 기술이 특허문헌 3, 4 에 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2000-290728호 일본 특허공보 제4821939호 일본 특허공보 제5055736호 국제 공개 2012/108027호

특허문헌 3 에서는, 중온도역에 있어서의 고온 특성은 X80 정도이지만, 장시간 사용했을 때의 강도 특성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

API X100 의 고강도 강의 제조 기술로서, 상기 특허문헌 4 가 있다. 그러나, 특허문헌 4 의 기술에서, 중온도역에서의 강도를 확보하기 위해서는 합금 성분을 다량으로 사용해야 한다.

또, 특허문헌 4 에 기재된 기술은, 중온도역에서 장시간 유지했을 때에는 인장 강도의 저하가 현저한 것이 본 발명의 완성에 이르는 과정에서 분명해졌다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위한 것으로, 그 목적은, API X80 이상의 강관에 요구되는 인장 강도 620 MPa 이상 (API X80 이상) 을, 중온도역의 장시간 시효 후에 있어서도 실현할 수 있는 기술을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 중온도역에서의 고강도 강의 특성에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 제어 압연 후의 가속 냉각과 그 후의 재가열이라고 하는 제조 프로세스에 있어서, Nb 를 고용한 Nb 계 강, 혹은, Nb 와 V 를 고용한 Nb-V 계 강에 있어서의 베이나이트 변태 도중에 재가열을 실시하면, 가속 냉각시의 베이나이트 변태에 의한 강화에 추가하여, 재가열시에 베이나이트 및 미변태 오스테나이트로부터 석출되는 미세 석출물에 의한 석출 강화, 중온도역에서의 전위 (轉位) 회복의 억제에 의해 중온도역에서의 강도 저하의 억제가 가능해진다고 하는 지견을 얻었다.

또, TiN 이 존재하는 경우, Nb 가 고용되기 어려워진다. 그 결과, Ti 를 첨가하지 않는 경우에 비해, 가속 냉각 후의 재가열시에, 미세한 Nb 탄화물이 분산 석출되기 어려워져, 중온도역에서의 강도 저하의 억제가 곤란해진다. 그러나, 하기 식 (1) 에 의해 구해지는 P_eff 값이 0.070 ％ 이상인 경우에는, Ti 를 첨가한 경우에 있어서도 재가열시의 미세한 Nb 및 V 탄화물의 분산 석출이 충분히 얻어져, 중온도역에서의 강도 저하의 억제가 가능해진다.

P_eff (％) ＝ (0.13Nb ＋ 0.24V － 0.125Ti)/(C ＋ 0.86N) (1)

식 (1) 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다. 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.

또, Nb 및 V 는 강 중에서 탄화물을 형성하는 원소이다. NbC 의 석출에 의해 강을 강화시키는 것은 종래부터 실시되고 있다. 또, V 계 탄화물은 고온에서 장시간 유지했을 때에도 응집 조대화되기 어려워, 고온 크리프 강도의 확보 등에 유용한 원소이다. 본 발명에서는 가속 냉각 후, 재가열할 때의 가열 속도를 빠르게 하여 가열시의 석출물의 성장을 억제한다. 이 억제에 의해, 기본으로서 Nb 를, 혹은, Nb 와 V 를 함유하는 탄화물을 강 중에 다량으로 미세 석출시켜, 중온도역에서의 강도 저하 억제 효과를 얻고 있다.

본 발명에서는, 가속 냉각 후의 재가열에 있어서, 대기로 (大氣爐) 에서, 종래의 공업적으로 채용되고 있는 가열 속도보다 고속으로 가열한다. 이와 같이 함으로써, 기본으로서 Nb 를, 혹은, Nb 와 V 를 함유하는 탄화물의 성장을 억제시켜, 입경이 10 nm 미만인 매우 미세한 석출물을 다량으로 얻고 있다.

또한, 본 발명의 고강도 강을 제조할 때에는, 입자 내 조직 중에 다량의 전위를 도입하기 위해, 가속 냉각 후의 재가열에 의한 미세 탄화물의 분산 석출에 앞서, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율과 압연 마무리 온도를 조정한다. 요컨대, 본 발명의 고강도 강을 제조할 때에는, 압연 및 가속 냉각의 양 공정에서 입자 내의 전위를 증가시킨다.

상기 서술한 바와 같이, 본 발명은 압연과 가속 냉각에 의한 전위의 증가와, 가속 냉각 후의 가열에 의해 분산 석출되는 미세 탄화물에 의한 중온도역에서의 전위의 회복 억제에 의해, 중온도역에서의 고강도를 확보한다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 완성된 것이다. 구체적으로는, 본 발명은 이하의 것을 제공한다.

[1] 질량％ 로, C : 0.040 ∼ 0.090 ％, Si : 0.05 ∼ 0.30 ％, Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Mo : 0.20 ∼ 0.60 ％, Nb : 0.020 ∼ 0.070 ％, Ti : 0.020 ％ 이하, V : 0.080 ％ 이하, Al : 0.045 ％ 이하, N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 (1) 식으로 나타내는 파라미터 P_eff 가 0.050 ％ 이상이고, Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15700 의 조건에서 실시하는 시효 후에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS) 와, 그 시효 전에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS₀) 가 (TS₀ － TS)/TS₀ ≤ 0.050 의 관계를 만족하고, 용접했을 때에 형성되는 용접열 영향부의 인성이 vE_-20 에서 100 J 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강.

P_eff (％) ＝ (0.13Nb ＋ 0.24V － 0.125Ti)/(C ＋ 0.86N) (1)

[2] Ti/N 이 2.0 ∼ 4.0 이고, 식 (2) 로 나타내는 X 가 0.70 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 고강도 강.

X ＝ 0.35Cr ＋ 0.9Mo ＋ 12Nb ＋ 8V (2)

식 (2) 중에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다. 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.

[3] 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.004 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,

베이나이트 분율이 70 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강.

[4] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강관.

[5] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강의 제조 방법으로서,

강 소재를 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열하는 가열 공정과,

상기 가열 공정에서 가열된 강 소재를, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 압연 종료 온도가 850 ℃ 이하인 조건에서 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연판을, 냉각 속도가 5 ℃/초 이상, 냉각 정지 온도가 250 ∼ 550 ℃ 인 조건에서 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정과, 상기 가속 냉각 후, 즉시, 승온 속도가 0.5 ℃/s 이상, 도달 온도가 550 ∼ 700 ℃ 인 조건에서, 열연판을 재가열하는 재가열 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강의 제조 방법.

[6] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강판을 관상으로 냉간 성형하는 냉간 성형 공정과, 상기 냉간 성형 공정에서 관상으로 성형된 강판의 맞댐부를 용접하는 용접 공정을 갖는 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 강관을 대직경화해도, 중온도역에 있어서 장시간 유지한 후의 인장 강도가 620 MPa 이상인 강관을 얻을 수 있다.

또, 본 발명에 의하면, 합금 원소의 사용량을 억제하여, 제조 비용을 억제해도, 상기 특성을 갖는 강관을 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

＜고강도 강＞

본 발명의 고강도 강은, 질량％ 로, C : 0.040 ∼ 0.090 ％, Si : 0.05 ∼ 0.30 ％, Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Mo : 0.20 ∼ 0.60 ％, Nb : 0.020 ∼ 0.070 ％, Ti : 0.020 ％ 이하, V : 0.080 ％ 이하, Al : 0.045 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하를 함유한다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.040 ∼ 0.090 ％

C 는 고용 강화 및 석출 강화에 의해 강의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 특히 고용 C 량의 증가와 석출물의 형성은 중온도역에서의 강도 확보에 중요하다. C 함유량을 0.040 ％ 이상으로 함으로써 실온 및 중온도역에 있어서 소정의 강도를 확보할 수 있기 때문에, 0.040 ％ 이상으로 하고, 0.050 ％ 이상인 것이 바람직하다. C 함유량이 0.09 ％ 를 초과하면 C 의 첨가는 인성 열화 및 용접성 열화의 원인이 되기 때문에, 0.090 ％ 이하로 하고, 0.080 ％ 이하인 것이 바람직하다.

Si : 0.05 ∼ 0.30 ％

Si 는 탈산을 위해서 첨가된다. Si 함유량이 0.05 ％ 미만에서는 충분한 탈산 효과가 얻어지지 않기 때문에, 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면 인성이 열화되기 때문에 0.30 ％ 이하로 하고, 0.20 ％ 이하인 것이 바람직하다. API X100 이상의 강도로 하는 관점에서는 0.05 ∼ 0.20 ％ 가 바람직하다.

Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％

Mn 은 강의 강도 및 인성의 향상에 유효한 원소이다. Mn 함유량을 1.50 ％ 이상으로 함으로써 그 효과가 충분히 얻어진다. 또, Mn 함유량이 2.50 ％ 를 초과하면 인성 및 용접성이 현저히 열화된다. 그래서, Mn 의 함유량은 1.50 ∼ 2.50 ％ 로 하였다. Mn 함유량은, 2.00 ％ 이하인 것이 바람직하다.

P : 0.020 ％ 이하

P 는 불순물 원소이며 인성을 현저히 열화시킨다. 이 때문에, P 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, P 함유량을 과도하게 저감시키려고 하면 제조 비용의 상승을 초래한다. 그래서, P 의 함유량을 0.020 ％ 이하로 하고, 0.010 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.002 ％ 이하

S 는 불순물 원소이며 인성을 현저히 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에, S 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 또, S 는 Ca 를 첨가하여 MnS 로부터 CaS 계의 개재물로 형태 제어를 실시했다고 하더라도, X80 그레이드 이상의 고강도재인 경우에는 미세하게 분산된 CaS 계 개재물도 인성 열화의 요인이 될 수 있다. 그래서, S 함유량을 0.002 ％ 이하로 하고, 0.001 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.20 ∼ 0.60 ％

Mo 는 고용 혹은 석출물의 형성에 의해 실온 및 중온도역에서의 강도 상승에 크게 기여한다. 그러나, Mo 함유량이 0.2 ％ 미만에서는 중온도역에서 충분한 강도가 얻어지지 않기 때문에 0.20 ％ 이상 함유시키고, 0.25 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 0.60 ％ 를 초과하면 인성 및 용접성이 열화되기 때문에 0.60 ％ 이하로 하고, 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.020 ∼ 0.070 ％

Nb 는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 구체적으로는, Nb 는, 탄화물을 형성하여 실온 및 중온도역에서의 강도 확보에 필요한 성분이다. 또, 슬래브 가열시와 압연시의 결정립의 성장을 억제함으로써, 마이크로 조직을 미세화하여, 충분한 강도와 인성을 부여하기 위해서도 Nb 는 필요하다. 그 효과는 Nb 함유량이 0.020 ％ 이상일 때에 현저하기 때문에 0.020 ％ 이상 함유시키고, 0.030 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Nb 함유량이 0.07 ％ 를 초과하면 그 효과가 거의 포화될 뿐만 아니라, 인성이 열화되기 때문에 0.070 ％ 이하로 하고, 0.065 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.020 ％ 이하

Ti 는 TiN 을 형성하여 슬래브 가열시나 용접열 영향부의 입자 성장을 억제한다. 이와 같이 Ti 는 마이크로 조직의 미세화를 가져와 인성을 개선하는 효과를 갖는다. 이 효과를 얻기 위해서는 Ti 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. Ti 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, TiN 의 존재에 의해, 미세한 탄화물이 분산 석출되기 어려워져, 중온도역에서의 강도 저하의 억제가 곤란해진다. 그래서, Ti 함유량을 0.020 ％ 이하로 하고, 0.015 ％ 이하인 것이 바람직하다.

V : 0.080 ％ 이하

V 는 Ti, Nb 와 함께 복합 석출물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 또, V 계 탄화물은 고온에서 장시간 유지했을 때에도 응집 조대화되기 어려워, V 는, 고온 크리프 강도의 확보 등에 유용한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 V 함유량은 0.010 ％ 이상인 것이 바람직하다. V 함유량이 0.080 ％ 를 초과하면 용접열 영향부의 인성이 열화된다. 그래서, V 함유량은 0.080 ％ 이하로 규정하고, 0.050 ％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, V 이외에서, 상기 V 를 함유함에 따른 효과가 얻어지는 것이라면, 본 발명의 고강도 강은 V 를 함유하지 않아도 된다.

Al : 0.045 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 첨가된다. 탈산제로서의 효과를 얻기 위해서는 Al 함유량을 0.020 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량이 0.045 ％ 를 초과하면 강의 청정성이 저하되고, 인성이 열화된다. 그래서, Al 함유량을 0.045 ％ 이하로 하였다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은 Ti 와 함께 TiN 을 형성한다. TiN 은, 1350 ℃ 이상에 이르는 용접열 영향부의 고온역에 있어서 미세 분산된다. 이 미세 분산에 의해, 용접열 영향부의 구오스테나이트 입자를 세립화하여 용접열 영향부의 인성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는 N 함유량을 0.0020 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, N 함유량이 0.010 ％ 를 초과하면, 석출물의 조대화 및 고용 N 의 증가에 의해 모재 인성이 열화되어, 강관에서의 용접 금속의 인성이 열화된다. 그래서, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 하고, 0.006 ％ 이하인 것이 바람직하다. API X100 이상의 강도로 하는 관점에서는 0.006 ％ 이하가 바람직하다.

P_eff (％) : 0.050 ％ 이상

P_eff는 (0.13Nb ＋ 0.24V － 0.125Ti)/(C ＋ 0.86N) 으로 정의된다. 이 식에 있어서, 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다. P_eff 가 0.050 ％ 가 되도록, 상기 원소의 함유량을 조정하는 것이 본 발명에 있어서 필요하다. P_eff 는 상기 성분 범위에서 구성되는 강을 중온도역에서 우수한 강도를 갖는 강으로 하기 위한 중요한 인자이다. P_eff (％) 가 0.050 ％ 미만인 경우에는 냉각 후의 재가열시에 석출되는 미세 분산 탄화물량이 적어진다. 그 결과, 강도, 특히 장시간 열처리 후에 있어서의 인장 강도가 현저히 저하된다. 그래서, P_eff (％) 는 0.050 ％ 이상으로 하고, 열처리 후의 강도 저하를 충분히 억제하기 위해서는 0.070 ％ 이상인 것이 바람직하다. 또, 용접열 영향부에 있어서 다량의 석출을 일으켜, 인성을 열화시키는 이유로 P_eff 는 0.280 ％ 이하인 것이 바람직하다. API X100 이상의 강도로 하는 관점에서는 0.070 ％ 이상이 바람직하다.

본 발명의 고강도 강에는, 더욱 특성을 향상시킬 목적으로, Cu, Ni, Cr, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유시켜도 된다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 0.50 ％ 를 초과하여 Cu 를 함유하는 것은 용접성을 저해하기 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는 0.50 ％ 이하로 하였다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Ni 함유량은 0.05 ％ 이상이 바람직하다. Ni 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용의 상승을 초래한다. 그래서, Ni 를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 하였다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cr 함유량은 0.05 ％ 이상이 바람직하다. Cr 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 용접성에 악영향이 있다. 그래서, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하였다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0040 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태를 제어하여 인성을 개선한다. Ca 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 함으로써 그 효과가 나타난다. Ca 함유량이 0.004 ％ 를 초과하면 효과가 포화될 뿐만 아니라, 청정도가 저하되고 인성이 열화된다. 그래서, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량은 0.0005 ∼ 0.0040 ％ 로 하였다.

Cu ＋ Ni ＋ Cr ＋ Mo : 1.50 ％ 이하

Cu ＋ Ni ＋ Cr ＋ Mo (원소 기호는 각 원소의 함유량을 의미하고, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다) 는, 1.50 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이들 원소는, 강도 상승에 기여하고, 다량으로 함유할수록 특성이 높아진다. 그러나, 제조 비용을 저렴하게 억제하기 위해 상기 원소의 합계 함유량의 상한을 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.20 이하, 더욱 바람직하게는 1.00 이하이다. 또한, 이들 성분의 사용량을 억제해도 원하는 특성을 얻을 수 있는 것은, 본 발명의 특징 중 하나이다. API X100 이상의 강도로 하는 관점에서는 이 구성을 갖는 것이 바람직하다.

Ti/N : 2.0 ∼ 4.0

Ti/N 을 적정한 범위로 규정함으로써, TiN 이 미세하게 분산되어, 용접열 영향부에서의 구오스테나이트 입자의 미세화가 달성된다. 이 미세화에 의해 -20 ℃ 이하에서의 저온역 및 300 ℃ 이상에서의 중온도역에 있어서의 용접열 영향부의 인성이 향상된다. Ti/N 이 2.0 미만인 경우, 그 효과가 충분하지는 않기 때문에, 2.0 이상으로 하고, 2.4 이상인 것이 바람직하다. Ti/N 이 4.0 을 초과하면 석출물의 조대화에 수반하는 구오스테나이트 입자의 조대화를 초래한다. 이 조대화에 의해 용접열 영향부의 인성이 열화되기 때문에, Ti/N 은 4.0 이하로 하고, 3.8 이하인 것이 바람직하다.

X ＝ 0.35Cr ＋ 0.9Mo ＋ 12.5Nb ＋ 8V … (2) : 0.70 ％ 이상

단, Cr, Mo, Nb, V : 질량％

X 를 나타내는 상기 식은, 상기 성분 범위에서 구성되는 강에 대하여, 템퍼링 연화 저항을 향상, 압연 중의 입자 내 석출 강화에 기여한다. 장시간 열처리 후에 있어서의 중온도역에서의 X80 그레이드 이상의 우수한 강도를 갖고, 또한, 양호한 저온 인성을 갖는 강으로 하기 위해, (2) 식은 중요한 인자이기 때문에 본 발명에서는 X 가 0.70 ％ 이상인 것이 바람직하다. 이후에 기술하는 제조 조건과 조합함으로써, (2) 식을 만족함에 따른 효과가 크게 발현된다. 350 ℃ 에서의 장시간 열처리 후에 있어서의 X80 그레이드의 강도의 실현에는, X 를 0.70 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.75 ％ 이상으로 한다. 350 ℃ 에서의 장시간 열처리 후에 있어서의 X100 그레이드의 강도의 실현에는, X 를 0.90 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.00 ％ 이상으로 한다. 또, X 가 2.0 ％ 이상이 되면 용접부 저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그래서, X 는 2.0 ％ 미만인 것이 바람직하다. 바람직하게는 1.8 ％ 미만, 보다 바람직하게는 1.6 ％ 미만이다.

이어서, 본 발명의 고강도 강의 조직에 대하여 설명한다. 본 발명의 고강도 강의 조직은 특별히 한정되지 않지만, 베이나이트 분율이 면적률로 70 ％ 이상인 것이 바람직하다. 베이나이트 분율이 70 ％ 이상이면 강도-인성 밸런스를 확보할 수 있다는 이유에서 바람직하다. 또, 베이나이트 분율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 변형 성능을 높이는 관점에서, 베이나이트 분율은 95 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 베이나이트 이외의 상으로서, 페라이트, 펄라이트, 마텐자이트, 섬상 마텐자이트 (MA) 등을, 합계의 면적률로 30 ％ 이하를 포함해도 된다.

(TS₀ － TS)/TS₀ ≤ 0.050

본 발명에서는, Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15700 의 조건에서 실시하는 시효 후에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS) 와, 그 시효 전에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS₀) 가 (TS₀ － TS)/TS₀ ≤ 0.050 의 관계를 만족한다. (TS₀ － TS)/TS₀은, 중온도역에서 장시간 유지했을 때에 인장 강도의 저하를 평가하는 지표이다. 이 지표가 0.050 이하이면, 중온도역에 있어서 장시간 유지한 후의 인장 강도의 저하가 실용상 문제 없는 범위가 된다.

용접열 영향부의 인성 : vE_-20 이 100 J 이상

본 발명의 고강도 강을 다른 강과 용접했을 때에 형성되는 용접열 영향부 (HAZ) 의 인성은, 시험 온도가 -20 ℃ 인 샤르피 충격 시험에 의해 실시했을 때의 흡수 에너지 vE_-20에서 100 J 이상이다. vE_-20 이 100 J 이상이면, 구조관으로서 필요해지는 인성을 확보할 수 있다. 또한, 샤르피 충격 시험편의 노치 위치는, 용접 금속과 모재의 경계인 본드부로부터, 모재측으로 3 mm (HAZ 3 mm) 의 위치로 한다. 또, 각 조건에 대하여 3 개의 시험편을 사용하여 샤르피 충격 시험을 실시했을 때의 흡수 에너지 (vE_-20) 의 평균값이 100 J 이상인 경우를 본 발명 범위 내로 한다.

또, 본 발명의 고강도 강은, 350 ℃ 에서 측정한 항복 강도가 555 MPa 이하, 인장 강도가 620 MPa 이상이다. 또, 중온도역에서의 장시간 시효 후에 있어서의 인장 강도가 620 MPa 이상이다. 특정 성분 조성으로 조정함과 함께, 후술하는 제조 조건을 채용함으로써, 이들의 우수한 물성을 실현할 수 있다.

＜강관＞

본 발명의 강관은, 상기의 고강도 강으로 구성된다. 본 발명의 강관은, 본 발명의 고강도 강으로 구성되기 때문에, 대직경으로 해도, 증기 수송용의 고강도 용접 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는다.

대직경이란, 강관의 외경 (직경) 이 400 mm 이상인 것을 의미한다. 특히, 본 발명에 의하면, 증기 수송용의 고강도 용접 강관에 요구되는 강도 특성을 유지하면서, 상기 외경 813 mm 까지는 충분히 대직경화할 수 있다.

또, 강관의 두께는, 특별히 한정되지 않지만, 증기 수송용의 경우, 15 ∼ 30 mm 이다.

＜고강도 강의 제조 방법＞

본 발명의 고강도 강의 제조 방법은, 가열 공정과 열간 압연 공정과 가속 냉각 공정과 재가열 공정을 갖는다. 각 공정의 설명에 있어서의 온도는, 특별히 규정하지 않는 한, 강판의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 판두께 방향의 평균 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도로부터, 판두께, 열전도율 등의 파라미터를 사용하여 차분법 등의 전열 계산에 의해 산출함으로써 파악할 수 있다. 또, 냉각 속도는, 열간 압연 종료 후, 냉각 정지 (종료) 온도까지 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각을 실시하는 데에 필요로 한 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다. 또, 재가열 속도 (승온 속도) 는, 냉각 후, 재가열 온도까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요로 한 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다.

가열 공정

가열 공정이란, 강 소재를 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열하는 공정이다. 여기에서 강 소재란, 예를 들어 슬래브이다. 강 소재의 성분 조성이, 고강도 강의 성분 조성이 되기 때문에, 고강도 강의 성분 조성의 조정은, 슬래브의 성분 조성의 조정의 단계에서 실시하면 된다. 또한, 강 소재의 제강 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 경제성의 관점에서, 전로법에 의한 제강 프로세스와, 연속 주조 프로세스에 의한 강편의 주조를 실시하는 것이 바람직하다.

열간 압연시에, 오스테나이트화 및 탄화물의 고용을 충분히 진행시켜, 실온 및 중온도역에서의 충분한 강도를 얻기 위해, 가열 온도를 1050 ℃ 이상으로 한다. 한편, 가열 온도가 1200 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 입자의 성장이 현저하여, 모재 인성이 열화된다. 그래서, 가열 온도는 1050 ∼ 1200 ℃ 로 하였다.

열간 압연 공정

열간 압연 공정이란, 가열 공정에서 가열된 강 소재를, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 압연 종료 온도가 850 ℃ 이하인 조건에서 열간 압연하는 공정이다.

본 프로세스는 본 발명의 중요한 제조 조건이다. 900 ℃ 이하에서의 온도역에 있어서 압연을 실시하고, 압연 종료 온도를 850 ℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트 입자가 신전 (伸展) 하여 판두께, 판폭 방향에서 세립이 됨과 함께, 압연에 의해 도입되는 입자 내의 전위 밀도가 증가한다.

900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상이고 압연 종료 온도를 850 ℃ 이하로 함으로써, 이 효과가 발휘된다. 그 결과, 강도, 특히 중온도역에서의 강도가 상승하여 인성이 현저히 향상된다.

900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 미만 혹은 압연 종료 온도가 850 ℃ 를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 입자의 세립화가 충분하지 않고, 입자 내의 전위의 증가량이 작다. 그 결과, 중온도역에서의 강도 및 인성이 열화된다. 그래서, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율은 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도는 850 ℃ 이하로 한다.

또한, 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 가공 집합 조직이 발달하여, 모재 인성의 열화로 이어진다는 이유에서 80 ％ 이하인 것이 바람직하다. 또, 상기 압연 종료 온도의 하한도 특별히 한정되지 않지만, 완전 미재결정역에서의 압하량을 증가시켜 조직의 미세화를 달성한다는 이유에서 880 ℃ 이하가 바람직하다.

가속 냉각 공정

가속 냉각 공정이란, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연판을, 냉각 속도가 5 ℃/초 이상, 냉각 정지 온도가 250 ∼ 550 ℃ 인 조건에서 가속 냉각시키는 공정이다.

강의 강도는 가속 냉각에서의 냉각 속도의 증가에 따라 상승하는 경향을 나타낸다. 가속 냉각시의 냉각 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 고온에서 강이 변태를 개시하고, 냉각 중에 전위의 회복도 진행된다. 이 때문에, 가속 냉각시의 냉각 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 실온 및 중온도역에서 충분한 강도를 얻을 수 없다. 그래서, 가속 냉각시의 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 한다.

강의 강도는 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 저하됨에 따라 상승하는 경향을 나타낸다. 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하는 경우, 탄화물의 성장이 촉진되어 고용 탄소량이 저감된다. 그 결과, 충분한 강도, 특히 중온도역에서의 충분한 강도가 얻어지지 않는다.

냉각 정지 온도가 250 ℃ 미만인 경우에는, 저온 변태 생성물의 석출이 현저해져 모재 인성이 열화됨과 함께, 중온도역에서의 저온 변태 생성물의 분해에 의해 중온도역에서의 강도가 현저히 저하된다. 그래서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 250 ∼ 550 ℃ 로 한다.

재가열 공정

재가열 공정이란, 가속 냉각 후, 즉시, 승온 속도가 0.5 ℃/s 이상, 도달 온도가 550 ∼ 700 ℃ 인 조건에서, 열연판을 재가열하는 공정이다. 여기에서, 「가속 냉각 후, 즉시」란 냉각 정지 온도가 되고 나서 150 초 이내인 것을 의미한다. 바람직하게는 120 초 이내이다.

가속 냉각 후의 승온 속도 : 속도 0.5 ℃/s 이상, 및 도달 온도 : 550 ∼ 700 ℃ 의 본 프로세스는 본 발명에 있어서 중요하다. 이 프로세스에 의해, 실온 및 중온도역에서의 강화에 기여하는 미세 석출물을 재가열시에 석출시킬 수 있다. 미세 석출물을 얻기 위해서는, 가속 냉각 후 즉시 550 ∼ 700 ℃ 의 온도역까지 재가열할 필요가 있다. 또한, 재가열 공정에 있어서, 특히 온도 유지 시간을 설정할 필요는 없다. 또, 재가열 후의 냉각 과정에서도 베이나이트 변태와 함께 석출이 진행되기 때문에, 재가열 후의 냉각 속도는 기본적으로는 공랭으로 한다.

승온 속도가 0.5 ℃/s 미만에서는, 목적으로 하는 재가열 온도에 이를 때까지 장시간을 필요로 하기 때문에 제조 효율이 악화된다. 또, 승온 속도가 0.5 ℃/s 미만에서는, 석출물이 성장하기 때문에, 미세 석출물의 분산 석출이 얻어지지 않아 충분한 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 승온 속도는 0.5 ℃/s 이상으로 하고, 5.0 ℃/s 이상인 것이 바람직하다.

재가열 온도가 550 ℃ 미만에서는 Mo 와 Nb, V 의 석출 온도역으로부터 벗어나기 때문에 충분한 석출 강화를 도모할 수 없으므로, 550 ℃ 이상으로 하고, 600 ℃ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 재가열 온도가 700 ℃ 를 초과하면 석출물이 조대화되어 실온 및 중온도역에서 충분한 강도가 얻어지지 않기 때문에, 700 ℃ 이하로 하고, 680 ℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서 규정하는 가속 냉각 후의 승온 속도 : 속도 0.5 ℃/s 이상은, 판두께에 따라서는 대기로에서 달성하는 것이 어렵다. 그래서, 가열 장치로서, 강판의 급속 가열이 가능한 가스 연소로나 유도 가열 장치를 사용하는 것이 바람직하다. 그리고, 가스 연소로나 유도 가열 장치를, 가속 냉각을 실시하기 위한 냉각 설비의 하류측에서 반송 라인 상에 설치하면 보다 바람직하다.

유도 가열 장치는 균열로 등에 비해 온도 제어가 용이하고 비용도 비교적 낮다. 또, 유도 가열 장치는, 냉각 후의 강판을 신속하게 가열할 수 있기 때문에 특히 바람직하다. 또, 복수의 유도 가열 장치를 직렬로 연속해서 배치함으로써, 라인 속도나 강판의 종류ㆍ치수가 상이한 경우에도, 통전하는 유도 가열 장치의 수나 공급 전력을 임의로 설정하는 것만으로, 승온 속도, 재가열 온도를 자유롭게 조작하는 것이 가능하다.

또한, 재가열 후의 냉각 속도는 기본적으로는 공랭으로 하는 것이 바람직하다.

＜강관의 제조 방법＞

본 발명은 상기 서술한 방법에 의해 제조된 강판을 사용하여 강관을 이룬다.

증기 수송용의 강관을 제조하는 경우에는, 상기 강판의 두께는 15 ∼ 30 mm 인 것이 바람직하다.

강관의 성형 방법으로는, UOE 프로세스나 프레스 벤드 (벤딩 프레스라고도 칭한다) 등의 냉간 성형에 의해 강관 형상으로 성형하는 방법을 들 수 있다.

UOE 프로세스에서는, 소재가 되는 후강판의 폭 방향 단부 (端部) 에 홈 가공을 실시한 후, 프레스기를 사용하여 강판의 폭 방향 단부의 끝 굽힘을 실시하고, 계속해서, 프레스기를 사용하여 강판을 U 자 형상으로 그리고 O 자 형상으로 성형함으로써, 강판의 폭 방향 단부끼리가 대향하도록 강판을 원통 형상으로 성형한다. 이어서, 강판의 대향하는 폭 방향 단부를 맞대어 용접한다. 이 용접을 시임 용접이라고 부른다. 이 시임 용접에 있어서는, 원통 형상의 강판을 구속하고, 대향하는 강판의 폭 방향 단부끼리를 맞대어 가용접하는 가용접 공정과, 서브머지 아크 용접법에 의해 강판의 맞댐부의 내외면에 용접을 실시하는 본용접 공정의, 2 단계의 공정을 갖는 방법이 바람직하다. 시임 용접을 실시한 후에, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도의 향상을 위해, 확관을 실시한다. 확관 공정에 있어서 확관율 (확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비) 은, 통상적으로, 0.3 ％ ∼ 1.5 ％ 의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 밸런스의 관점에서, 확관율은 0.5 ％ ∼ 1.2 ％ 의 범위인 것이 바람직하다.

프레스 벤드의 경우에는, 강판에 3 점 굽힘을 반복함으로써 축차 성형하여, 거의 원형의 단면 형상을 갖는 강관을 제조한다. 그 후에는, 상기 서술한 UOE 프로세스와 마찬가지로, 시임 용접을 실시한다. 프레스 벤드의 경우에도, 시임 용접 후, 확관을 실시해도 된다.

실시예

표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강 A ∼ Q 를 사용하여, 표 2 에 나타내는 제조 조건에서 제작한 강판 (표 2 에 나타내는 판두께) 을 냉간 성형 후, 시임 용접에 의해, 표 2 에 나타내는 외경, 관 두께 (판두께) 의 강관을 제작하였다. 또한, 표 2 에 있어서의 「압하율」은 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율, 「마무리 온도」는 압연 종료 온도, 「정지 온도」는 냉각 정지 온도를 의미한다.

상기와 같이 제조한 강판 (강관으로 하기 전의 강판) 의 판폭 중앙부로부터 강 조직 관찰용 샘플을 채취하고, 압연 길이 방향과 평행한 판두께 단면을 경면 연마한 후, 나이탈 부식함으로써 마이크로 조직을 출현시켰다. 그 후, 광학 현미경을 사용하여, 400 배의 배율로 무작위로 5 시야에 대하여 강 조직 사진을 촬영하고, 사진 중의 베이나이트 분율을 화상 해석 장치로 측정하였다. 결과를 표 2 에 나타냈다.

강판 특성에 대하여, 350 ℃ 에서의 인장 시험을, 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 사용하여 실시하였다. 인장 강도 및 항복 강도의 측정을 실시하였다. 표 2 에 결과를 기재하였다. 또한, 강판 특성은 강관으로 성형하기 전의 강판으로부터 시험편을 채취하여 실시하였다.

강관 특성은, 원주 방향에서 인장 시험편을 채취하고, 350 ℃ 에서의 항복 강도 및 인장 강도를 구하였다. 350 ℃ 에서의 인장 시험은 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 사용하여 실시하였다. 표 2 에 결과를 나타냈다.

또, 중온도역에 장시간 유지한 후의 고온 강도를 모의하기 위해, 증기 배관의 적용 온도인 350 도에 있어서 20 년 유지된 경우에 상당하는, (2) 식으로 나타내는 템퍼링 파라미터인 Lerson-Miller Parameter 가 15700 인 조건 (450 ℃, 50 시간) 의 열처리를 실시한 후의 350 ℃ 에서의 항복 강도 및 인장 강도를 구하였다. 또한, 강판, 강관 모두에 대하여 상기 측정을 열 처리 전의 경우와 동일하게 실시하고, 결과를 표 2 에 나타냈다.

LMP ＝ (T ＋ 273) × (20 ＋ log(t)) (2)

T : 열처리 온도 (℃), t : 열처리 시간 (sec) 으로 한다.

또, 중온도역에서 장시간 유지했을 때에는 인장 강도의 저하가 작은 것을 평가하기 위해, 강관 특성의 인장 강도에 대하여, ((열처리 전 인장 강도 (TS₀)) － (열처리 후 인장 강도 (TS)))/열처리 전 인장 강도 (TS₀) 를 산출하여, 0.050 이하를 양호하다고 평가하였다.

용접열 영향부 (HAZ) 인성의 평가는, 샤르피 충격 시험에 의해 실시하였다. 샤르피 충격 시험편의 노치 위치는, 용접 금속과 모재의 경계인 본드부로부터, 모재측으로 3 mm (HAZ 3 mm) 인 위치로 하였다. 시험 온도는, -20 ℃ 에서 실시하였다. 본 발명에서는, 각 조건에 대하여 3 개의 시험편을 사용하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, -20 ℃ 의 흡수 에너지 (vE_-20) 의 평균값이 100 J 이상을 인성이 우수한 것으로 하였다. 결과를 표 2 에 나타냈다.

상기와 같이, 표 2 에 강판의 제조 조건 및 강판, 강관의 시험 결과를 아울러 나타낸다.

화학 성분, 강판 제조 조건 모두 본 발명 범위 내인 본 발명강 (1 ∼ 9) 은, 강판 및 강관의 열처리 전과 열처리 후 (350 ℃ 에서 측정) 에서의 항복 강도가 555 MPa 이상, 인장 강도가 620 MPa 이상이다. 또, 본 발명강 (1 ∼ 9) 은, HAZ 인성, 및, (TS₀ － TS)/TS₀의 결과 모두 양호하였다.

한편, 화학 성분이 본 발명 범위 내이지만, 강판 제조 조건이 본 발명 범위외인 비교강 (10 ∼ 16) 은, (TS₀ － TS)/TS₀ 가 떨어졌다. 또, 화학 성분이 본 발명 범위 외인 비교강 (17 ∼ 24) 은, HAZ 인성, 및 (TS₀ － TS)/TS₀ 중 적어도 일방이 떨어졌다.

Claims

질량％ 로, C : 0.040 ∼ 0.090 ％, Si : 0.05 ∼ 0.30 ％, Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Mo : 0.20 ∼ 0.60 ％, Nb : 0.020 ∼ 0.070 ％, Ti : 0.020 ％ 이하, V : 0.080 ％ 이하, Al : 0.045 ％ 이하, N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기 (1) 식으로 나타내는 파라미터 P_eff 가 0.050 ％ 이상이고,
Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15700 의 조건에서 실시하는 시효 후에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS) 와, 그 시효 전에 측정한 350 ℃ 에서의 인장 강도 (TS₀) 가 (TS₀ － TS)/TS₀ ≤ 0.050 의 관계를 만족하고,
용접했을 때에 형성되는 용접열 영향부의 인성이 vE_-20 에서 100 J 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강;
P_eff (％) ＝ (0.13Nb ＋ 0.24V － 0.125Ti)/(C ＋ 0.86N) (1)
식 (1) 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.
제 1 항에 있어서,
Ti/N 이 2.0 ∼ 4.0 이고,
식 (2) 로 나타내는 X 가 0.70 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강;
X ＝ 0.35Cr ＋ 0.9Mo ＋ 12Nb ＋ 8V (2)
식 (2) 중에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.0040 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,
베이나이트 분율이 70 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강관.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강의 제조 방법으로서,
강 소재를 1050 ∼ 1200 ℃ 로 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정에서 가열된 강 소재를, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 압연 종료 온도가 850 ℃ 이하인 조건에서 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연판을, 냉각 속도가 5 ℃/초 이상, 냉각 정지 온도가 250 ∼ 550 ℃ 인 조건에서 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정과,
상기 가속 냉각 후, 즉시, 승온 속도가 0.5 ℃/s 이상, 도달 온도가 550 ∼ 700 ℃ 인 조건에서, 열연판을 재가열하는 재가열 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강판을 관상으로 냉간 성형하는 냉간 성형 공정과,
상기 냉간 성형 공정에서 관상으로 성형된 강판의 맞댐부를 용접하는 용접 공정을 갖는 강관의 제조 방법.