KR101988144B1

KR101988144B1 - 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101988144B1
Application number: KR1020177012543A
Authority: KR
Inventors: 요타 구로누마; 히로후미 오츠보; 시게키 기츠야; 가츠유키 이치미야; 가즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-11-18
Filing date: 2015-11-17
Publication date: 2019-06-11
Anticipated expiration: 2035-11-17
Also published as: WO2016079978A8; JPWO2016079978A1; US20180155805A1; CN107109561A; EP3222744B1; WO2016079978A1; EP3222744A4; KR20170066612A; CN107109561B; US10351926B2; CA2966476A1; SG11201703782WA; JP5979338B1; EP3222744A1; CA2966476C

Abstract

소정의 성분 조성으로 조정한 연속 주조 슬래브를 1200∼1350℃로 가열 후, 대향하는 금형의 짧은 변이 다른 금형에서, 짧은 변이 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 짧은 변이 긴 쪽의 짧은 변 길이가 1.1∼3.0으로 되는 금형을 이용하고, 온도：1000℃이상, 왜곡 속도：3/s이하, 누적 압하량：15%이상의 조건에서 열간 단조를 실행한 후, 방랭하여 강 소재로 하고, 해당 강 소재를, 재차 Ac₃점∼1250℃로 가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한 후, 방랭하여 후육 강판으로 하고, 다음에 해당 후육 강판을, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열 후, 350℃이하까지 급랭한 후, 550∼700℃에서 템퍼링하는 것에 의해, 판 두께 중심부의 강도, 신장 및 인성이 우수하고, 또한 재질 균일성도 우수한 후육 고장력 강판을 제공한다.

Description

재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판 및 그 제조 방법{HIGH TOUGHNESS AND HIGH TENSILE STRENGTH THICK STEEL PLATE WITH EXCELLENT MATERIAL HOMOGENEITY AND PRODUCTION METHOD FOR SAME}

본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 건산기, 탱크 및 수압관 등의 철강 구조물에 이용해서 바람직한 강도, 신장, 인성이 우수하고, 또한 판 두께 방향의 재질 균일성도 우수한 후강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

특히, 본 발명은 판 두께 중심부에 있어서의 항복 강도가 500MPa이상이고, 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 감소값이 40%이상이며, 판 두께 중심부에 있어서의 -60℃에서의 저온 인성이 70J이상인, 판 두께가 100㎜이상의 후육 고인성 고장력 강판에 관한 것이다.

본 발명에 있어서, 재질 균일성이 우수하다는 것은 판 두께 방향에 있어서의 경도차가 작은 것을 말한다.

건축, 교량, 조선, 해양구조물, 건산기, 탱크 및 수압관 등의 각 분야에서 강재가 사용되는 경우, 이들 철강 구조물의 형상에 대응하여, 용접에 의해 원하는 형상으로 마무리된다. 근래, 철강 구조물의 대형화가 현저히 진전되고 있으며, 사용되는 강재의 고강도화나 후육화가 현저히 진행하고 있다.

판 두께가 100㎜이상의 후육의 강판은 통상, 조괴법에 의해 제조된 대형 강괴를 분괴 압연하고, 얻어진 분괴 슬래브를 열간 압연하는 것에 의해서 제조되고 있다. 그러나, 이 조괴-분괴 프로세스는 압탕부의 농후 편석부나 강괴 저부의 부(負)편석부를 잘라 버릴 필요가 있기 때문에, 수율이 오르지 않고, 제조 코스트의 상승이나 공기(工期)가 길어진다고 하는 과제가 있다.

한편, 판 두께가 100㎜이상의 후육 강판의 제조를, 연속 주조 슬래브를 소재로 하는 프로세스에서 실행한 경우, 상기와 같은 우려는 없지만, 연속 주조 슬래브의 두께가 조괴법으로 제조된 슬래브에 비해 작기 때문에, 제품 두께까지의 압하량이 작다고 하는 문제가 있다. 또, 근래에는 일반적으로 강재의 고강도화나, 후육화를 요구하는 경향에 있으며, 필요한 특성을 확보하기 위해 첨가되는 합금 원소량이 증가하고, 그 결과, 중심 편석에 기인한 센터 기공(porosity)의 발생이나, 대형화에 의한 내질의 열화 등이 새로운 문제로서 발생하고 있다.

이들 문제를 해결하기 위해, 연속 주조 슬래브로부터 극후 강판을 제조하는 과정에서, 센터 기공을 압착하여, 강판내의 중심 편석부의 특성을 개선하는 것을 목적으로, 이하와 같은 기술이 제안되고 있다.

예를 들면, 비특허문헌 1에는 연속 주조 슬래브의 열간 압연시의 압연 형상비를 크게 하는 것에 의해서, 센터 기공을 압착하는 기술이 기재되어 있다.

또, 특허문헌 1 및 2에는 연속 주조 슬래브를 제조할 때에, 연속 주조기 중에서 롤 또는 평금형을 이용해서 가공하는 것에 의해, 연속 주조 슬래브의 센터 기공을 압착하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 3에는 연속 주조 슬래브로부터 누적 압하율이 70%이하의 후육 강판을 제조할 때에, 열간 압연 전에 단조 가공하는 것에 의해 센터 기공의 압착을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 4에는 전체 압하율：35∼67%의 단조 및 후판 압연에 의해, 연속 주조 슬래브로부터 극후 강판을 제조함에 있어서, 단조 전에 소재의 판 두께 중심부를 1200℃이상의 온도로 20시간 이상 유지하고, 단조의 압하율을 16%이상으로 해서, 센터 기공의 소멸에 부가하여, 중심 편석대를 경감하고, 내(耐)템퍼링 취화 특성의 개선을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 5에는 연속 주조 슬래브에 크로스 단조를 실행한 후, 열간 압연하는 것에 의해서, 센터 기공과 중심 편석의 개선을 도모하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 6에는 연속 주조 슬래브를 1200℃이상의 온도로 20시간 이상 유지하고, 단조의 압하율을 17%이상으로 하며, 후판 압연은 단조를 포함시킨 전체 압하율이 23∼50%의 범위에서 실행하고, 또한 후판 압연 후에 2회 담금질 처리를 실행함으로써, 센터 기공의 소멸에 부가하여, 중심 편석대를 경감한 인장 강도 588MPa이상의 후강판의 제조 방법이 기재되어 있다.

특허문헌 7에는 특정의 성분을 갖는 연속 주조 슬래브를 1100∼1350℃로 재가열 후, 1000℃이상에 있어서의 왜곡 속도를 0.05∼3/s, 누적 압하량을 15%이상으로 하는 열간 가공을 실시하는 것에 의해, 용접성과 판 두께 방향의 연성이 우수한 후강판의 제조 방법이 기재되어 있다.

특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 소화55-114404호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 소화61-273201호 특허문헌 3: 일본국 특허공보 제3333619호 공보 특허문헌 4: 일본국 특허공개공보 제2002-194431호 특허문헌 5: 일본국 특허공개공보 제2000-263103호 특허문헌 6: 일본국 특허공개공보 제2006-111918호 특허문헌 7: 일본국 특허공개공보 제2010-106298호

비특허문헌 1: 철과 강, 66(1980), 201-210쪽

그러나, 비특허문헌 1에 기재된 기술에서는 내질의 양호한 강판을 얻기 위해서는 압연 형상비가 높은 압연을 반복 실행할 필요가 있지만, 압연기의 설비 사양의 상한을 넘는 범위로 되며, 제조상의 과제가 있다. 또, 통상의 방법으로 압연하면, 판 두께 중심부의 가공이 불충분하게 되며, 센터 기공이 잔존하고, 내질의 개선을 달성할 수 없을 우려가 있다.

또, 특허문헌 1 및 2에 기재된 기술에서는 판 두께가 100㎜이상의 후강판을 제조하기 위해서는 연속 주조 설비를 대형화할 필요가 있으며, 대규모의 설비 투자를 필요로 한다고 하는 과제가 있다.

또한, 특허문헌 3∼7에 기재된 기술은 센터 기공의 저감이나 중심 편석대의 개선에는 유효하지만, 이들 기술을 항복 강도가 500MPa이상이고, 합금 첨가량이 많으며, 판 두께가 100㎜이상의 후육 강판의 제조에 적용하는 경우에는 다음과 같은 문제가 있었다. 즉, 재료의 고강도화 및 후육화에 수반하여 트레이드 오프의 관계에서 인성이 열화하기 때문에, 종래의 압연 방법이나 단조 방법에서는 -60℃에 있어서의 판 두께 중심부의 인성 확보는 곤란하였다.

본 발명은 상기한 제반 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 합금 원소의 첨가량을 늘릴 필요가 있는 후육의 고강도 강판에 있어서도, 판 두께 중심부의 강도, 신장 및 인성이 우수한 후육 고장력 강판을 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

따라서, 발명자들은 상기의 과제를 해결하기 위해, 특히 판 두께 100㎜이상의 후육 강판을 대상으로, 판 두께 중심부에 있어서의 강도, 신장, 인성에 관해, 강판 내부의 미크로 조직 제어 인자에 대해 예의 연구를 실행하고, 이하의 지견을 얻었다.

(A) 강판 표면에 비해 현저히 냉각 속도가 느린 판 두께 중심부에 있어서, 양호한 강도 및 인성을 얻기 위해서는 강 조성을 적절히 선정하여, 느린 냉각 속도에서도 미크로 조직을 마텐자이트 및/또는 베이나이트 조직으로 하는 것이 중요하다.

(B) 고강도화에 의해 연성이 저하하기 쉽고, 또한 연성에 대한 결함의 감수성이 높아지는 후강판의 판 두께 중심부에 있어서 양호한 연성을 확보하기 위해서는 열간 단조시의 금형의 형상 및 총 압하량과, 그 때의 왜곡 속도를 관리하여, 센터 기공을 압착하고 무해화하는 것이 중요하다.

본 발명은 상기한 지견에 의거하여, 더욱 검토를 부가해서 완성된 것이며, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

１．질량%로, C：0.08∼0.20%, Si：0.40%이하, Mn：0.5∼5.0%, P：0.015%이하, S：0.0050%이하, Ni：5.0%이하, Ti：0.005∼0.020%, Al：0.080%이하, N：0.0070%이하 및 B：0.0030%이하를 함유하고, 또한 Cu：0.50%이하, Cr：3.0%이하, Mo：1.50%이하, V：0.200%이하 및 Nb：0.100%이하 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 하기 (1)식에 나타내는 관계식 Ceq^IIW가 0.55∼0.80을 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판으로서, 판 두께 중심부에 있어서의 항복 강도가 500MPa이상, 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 감소값이 40%이상, 판 두께 중심부에 있어서의 -60℃에서의 저온 인성이 70J이상인, 판 두께가 100㎜이상의 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.

하기

Ceq^IIW =C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)

상기 식에 있어서 각 원소 기호는 강 중의 함유량(질량%)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 해서 계산한다.

2．질량%로, Mg：0.0005∼0.0100%, Ta：0.01∼0.20%, Zr：0.005∼0.1%, Y：0.001∼0.01%, Ca：0.0005∼0.0050% 및 REM：0.0005∼0.0200% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 상기 1에 기재된 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.

３．판 두께 방향의 경도 분포에 대해, 판 두께 표면의 평균 경도(HVS)와 판 두께 중심부의 평균 경도(HVC)의 차 ΔHV(=HVS-HVC)가 30이하인 상기 1 또는 2에 기재된 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.

４．상기 1 내지 3 중의 어느 하나에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 1 또는 2에 기재된 성분 조성이 되는 연속 주조 슬래브를, 1200∼1350℃로 가열 후, 대향하는 금형의 짧은 변이 다른 금형에서, 짧은 변이 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 짧은 변이 긴 쪽의 짧은 변 길이가 1.1∼3.0으로 되는 금형을 이용하고, 온도：1000℃이상, 왜곡 속도：3/s이하, 누적 압하량：15%이상의 조건에서 열간 단조를 실행한 후, 방랭하여 강 소재로 하고, 해당 강 소재를, 재차 Ac₃점∼1250℃로 가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한 후, 방랭하여 후육 강판으로 하고, 다음에 해당 후육 강판을, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열 후, 350℃이하까지 급랭한 후, 550∼700℃에서 템퍼링하는 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

５．상기 후육 고인성 고장력 강판의 제조시에, 가공 전의 상기 연속 주조 슬래브에서 열간 압연 후의 상기 후육 강판까지의 압하비를 3이하로 하는 상기 4에 기재된 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 모재의 강도, 신장 및 인성이 우수하고, 또한 재질 균일성이 우수한 판 두께가 100㎜이상의 후강판을 얻을 수 있고, 철강 구조물의 대형화, 철강 구조물의 안전성의 향상, 수율의 향상, 제조 공기의 단축에 크게 기여하므로, 산업상 극히 유용하다. 특히, 종래 충분한 판 두께 중심부의 특성이 얻어지지 않았던 가공 전의 슬래브로부터의 압하비가 3이하의 경우에도, 연속 주조 설비의 대형화 등의 대책을 실행하지 않고 양호한 특성을 얻을 수 있다.

도 1은 본 발명에 따르는 비대칭 금형을 이용한 슬래브의 단조 요령을 나타낸 도면이다.
도 2는 상하 대칭의 종래 금형과 상하 비대칭의 본 발명에 따르는 금형을 이용한 경우에 있어서의 소재(강판) 중의 상당 소성 왜곡을 비교해서 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서의 강판 성분의 적정 범위를 설명한다. 또한, 강판 성분에 있어서의 각 원소의 함유량의 %표시는 모두 질량%이다.

C：0.08∼0.20%

C는 구조용 강에 요구되는 강도를 저렴하게 얻기 위해 유용한 원소이며, 그 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.08%의 첨가를 필요로 한다. 한편, 0.20%를 넘어 함유하면, 모재 및 용접부의 인성을 현저히 열화시키기 때문에 상한은 0.20%로 한다. 더욱 바람직한 C량은 0.08∼0.14%의 범위이다.

Si：0.40%이하

Si는 탈산을 위해 첨가하지만, 0.40%를 넘어 첨가하면 모재 및 용접 열 영향부의 인성이 현저히 저하하기 때문에, Si량은 0.40%이하로 한다. 더욱 바람직한 Si량은 0.05∼0.30%의 범위, 가장 바람직한 Si량은 0.1∼0.30%의 범위이다.

Mn：0.5∼5.0%

Mn은 모재 강도를 확보하는 관점에서 첨가하지만, 0.5%미만의 첨가에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편, 5.0%를 넘어 Mn을 첨가하면, 모재의 인성이 열화할 뿐만 아니라, 중심 편석을 조장하고, 슬래브의 기공을 대형화하기 때문에 상한은 5.0%로 한다. 더욱 바람직한 Mn량은 0.6∼2.0%의 범위, 가장 바람직한 Mn량은 0.6∼1.6%의 범위이다.

P：0.015%이하

P는 0.015%를 넘어 함유하면, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 현저히 저하시키기 때문에 0.015%이하로 제한한다. 또한, P량의 하한값은 특히 한정되지 않으며 0%이어도 좋다.

S：0.0050%이하

S는 0.0050%를 넘어 함유하면, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 현저히 저하시키기 때문에, 0.0050%이하로 제한한다. 또한, S량의 하한값은 특히 한정되지 않으며 0%이어도 좋다.

Ni：5.0%이하

Ni는 강의 강도 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키는 유익한 원소이지만, 5.0%를 넘어 첨가하면, 경제성이 현저히 저하하기 때문에, Ni량의 상한은 5.0%로 한다. 더욱 바람직한 Ni량은 0.5∼4.0%의 범위이다.

Ti：0.005∼0.020%

Ti는 가열시에 TiN을 생성하고, 오스테나이트의 조대화를 효과적으로 억제하며, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키므로, 0.005%이상 함유시킨다. 그러나, 0.020%를 넘어 Ti를 첨가하면, Ti질화물이 조대화되며 모재의 인성을 저하시키므로, Ti량은 0.005∼0.020%의 범위로 한다. 더욱 바람직한 Ti량은 0.008∼0.015%의 범위이다.

Al：0.080%이하

Al은 용강을 충분히 탈산하기 위해 첨가되지만, 0.080%를 넘어 첨가하면 모재 중에 고용하는 Al량이 많아지고, 모재 인성을 저하시키므로, Al량은 0.080%이하로 한다. 더욱 바람직한 Al량은 0.030∼0.080%의 범위, 가장 바람직한 Al량은 0.030∼0.060%의 범위이다.

N：0.0070%이하

N은 Ti 등과 질화물을 형성하는 것에 의해서 조직을 미세화하고, 모재 및 용접 열 영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖지만, 0.0070%를 넘어 첨가하면, 모재중에 고용하는 N량이 증대하고, 모재 인성이 현저히 저하하며, 또한 용접 열 영향부에 있어서도 조대한 탄질화물을 형성하고 인성을 저하시키므로, N량은 0.0070%이하로 한다. 더욱 바람직한 N량은 0.0050%이하, 가장 바람직한 N량은 0.0040%이하이다. 또한, N량의 하한값은 특히 한정되지 않으며 0%이어도 좋다.

B：0.0030%이하

B는 오스테나이트립계에 편석함으로써 입계로부터의 페라이트 변태를 억제하고, 담금질성을 높이는 효과를 갖지만, 0.0030%를 넘어 첨가하면, 탄질화물로서 석출하고 담금질성을 저하시키며, 인성이 저하하므로, B량은 0.0030%이하로 한다. 더욱 바람직한 B량은 0.0003∼0.0030%의 범위, 가장 바람직한 B량은 0.0005∼0.0020%의 범위이다. 또한, B량의 하한값은 특히 한정되지 않으며 0%이어도 좋다.

또, 본 발명에서는 상기한 원소에 부가하여, 또한 강도·인성을 높일 목적으로, Cu, Cr, Mo, V 및 Nb 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유시킨다.

Cu：0.50%이하

Cu는 인성을 해치는 일 없이 강의 강도의 향상이 도모되지만, 0.50%보다 많이 첨가하면 열간 가공시에 강판 표면에 깨짐을 발생시키므로 0.50%이하로 한다. 또한, Cu량의 하한값은 특히 한정되지 않으며 0%이어도 좋다.

Cr：3.0%이하

Cr은 모재의 고강도화에 유효한 원소이지만, 다량으로 첨가하면 용접성을 저하시키므로, 3.0%이하로 한다. 제조 코스트의 관점에서 더욱 바람직한 Cr량은 0.1∼2.0%의 범위이다.

Mo：1.50%이하

Mo는 모재의 고강도화에 유효한 원소이지만, 1.50%를 넘어 첨가하면 경질의 합금 탄화물의 석출에 의한 강도의 상승을 야기시켜 인성을 저하시키므로, 상한을 1.50%로 한다. 더욱 바람직한 Mn량은 0.02∼0.80%의 범위이다.

V：0.200%이하

V는 모재의 강도·인성의 향상에 효과가 있고, 또 VN으로서 석출함으로써, 고용N의 저감에 유효하지만, 0.200%를 넘어 첨가하면, 경질인 VC의 석출에 의해서 강의 인성이 저하하므로, V량은 0.200%이하로 한다. 더욱 바람직한 V량은 0.005∼0.100%의 범위이다

Nb：0.100%이하

Nb는 모재의 강도의 향상에 효과가 있기 때문에 유효하지만, 0.100%를 넘는 첨가는 모재의 인성을 현저히 저하시키기 때문에 상한을 0.100%로 한다. 더욱 바람직한 Nb량은 0.025%이하이다.

이상, 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명에서는 상기의 성분에 부가하여, 또한 재질을 개선할 목적으로, Mg, Ta, Zr, Y, Ca 및 REM 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다.

Mg：0.0005∼0.0100%

Mg는 고온에서 안정된 산화물을 형성하고, 용접 열 영향부의 구γ(오스테나이트)립의 조대화를 효과적으로 억제하며, 용접부의 인성을 향상시키는데 유효한 원소이므로, 0.0005%이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0100%를 넘어 Mg를 첨가하면, 개재물량이 증가하고 인성이 저하하므로, Mg를 첨가하는 경우에는 0.0100%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 Mg량은 0.0005∼0.0050%의 범위이다.

Ta：0.01∼0.20%

Ta는 적정량 첨가하면, 강도 향상에 유효하다. 그러나, Ta의 첨가량이 0.01%미만의 경우는 명료한 효과가 얻어지지 않고, 또한 0.20%를 넘는 경우에는 석출물 생성에 의해서 인성이 저하하기 때문에, Ta량은 0.01∼0.20%로 하는 것이 바람직하다.

Zr：0.005∼0.1%

Zr은 강도 상승에 유효한 원소이지만, 첨가량이 0.005%미만의 경우에는 현저한 효과가 얻어지지 않고, 한편 0.1%를 넘는 Zr 첨가의 경우는 조대한 석출물을 생성하여, 인성의 저하를 초래하기 때문에, Zr량은 0.005∼0.1%로 하는 것이 바람직하다.

Y：0.001∼0.01%

Y는 고온에서 안정된 산화물을 형성하고, 용접 열 영향부의 구γ립의 조대화를 효과적으로 억제하며, 용접부의 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그러나, 0.001%미만의 Y첨가에서는 효과가 얻어지지 않고, 또한 0.01%를 넘어 Y를 첨가하면 개재물량이 증가하고 인성이 저하하므로, Y량은 0.001∼0.01%로 하는 것이 바람직하다.

Ca：0.0005∼0.0050%

Ca는 황화물계 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0005%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0050%를 넘어 Ca를 첨가하면, 청정도의 저하를 초래하고 인성을 열화시키므로, Ca를 첨가하는 경우에는 0.0005∼0.0050%로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 Ca량은 0.0005∼0.0025%의 범위이다.

REM：0.0005∼0.0200%

REM도, Ca와 마찬가지로, 강 중에서 산화물 및 황화물을 형성하여 재질을 개선하는 효과가 있고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.0005%이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.0200%를 넘어 REM을 첨가해도, 그 효과가 포화하기 때문에, REM을 첨가하는 경우에는 0.0200%이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 REM량은 0.0005∼0.0100%의 범위이다.

이상, 기본 성분 및 선택 성분에 대해 설명했지만, 본 발명에서는 Ceq^IIW로 나타나는 탄소당량을 적정 범위로 조정하는 것도 중요하다.

Ceq^IIW(%)：0.55∼0.80

본 발명에서는 판 두께 중심부에 있어서 항복 강도 500MPa이상의 강도와, -60℃에 있어서의 양호한 저온 인성을 확보하기 위해, 적절한 성분의 첨가가 필요하며, 다음 식 (1)식에서 정의하는 Ceq^IIW(%)가 0.55∼0.80의 관계를 만족시키도록 성분을 조정할 필요가 있다.

Ceq^IIW =C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)

또한, 식 중의 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

본 발명은 상술한 바와 같은 성분 조성이 되는 판 두께가 100㎜이상의 후육 강판에 대해, 후술하는 단조 프로세스를 적용하는 것에 의해, 후육 강판의 판 두께 중심부의 센터 기공을 압착하여, 실질적으로 무해화하는 것이 가능하게 된다.

또, 그 후, 후술하는 열간 가공 프로세스를 적용하는 것에 의해, 판 두께 중심부에 있어서의 강도, 연성 및 인성을 향상시킬 수 있고, 판 두께 중심부에 있어서의 항복 강도를 500MPa이상, 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 감소값을 40%이상, 판 두께 중심부에 있어서의 -60℃에서의 저온 인성을 70J이상으로 할 수 있다.

또, 항복 강도 500MPa이상이고 판 두께가 100㎜이상의 후육 강판에 있어서, 일반적으로는 판 두께 방향의 경도 분포는 강판 표면이 높고, 판 두께 중심부가 될수록 저하해 가지만, 강판 성분이 부적절하고, 담금질성이 불충분한 경우에는 페라이트 및 상부 베이나이트 주체의 조직으로 되며, 판 두께 방향의 경도 분포의 변화(표면 근방과 판 두께 중심부의 경도차)가 커지고, 재질 균일성이 열화한다.

본 발명에 있어서는 전술한 바와 같이 강판 성분을 적절히 조정하여, 담금질성을 확보하는 것에 의해, 미크로 조직을 마텐자이트 및/또는 베이나이트 조직으로 하는 것이 가능하다.

특히, 판 두께 방향의 경도 분포에 있어서, 판 두께 표면의 평균 경도(HVS)와 판 두께 중심부의 평균 경도(HVC)의 차 ΔHV(=HVS-HVC)를 30이하로 하는 것에 의해, 재질 균일성의 향상을 한층 도모할 수 있다.

또한, 판 두께 표면의 평균 경도(HVS) 및 판 두께 중심부의 평균 경도(HVC)는 예를 들면, 강판 긴쪽 방향에 평행한 단면에 있어서, 강판 표면으로부터 2㎜ 중심측의 위치 및 판 두께 중심 위치에서 각각 수 점 경도를 측정하고, 이들을 평균함으로써 구할 수 있다.

다음에, 본 발명의 제조 조건에 대해 설명한다.

이하의 설명에 있어서, 온도 「℃」는 판 두께 중심부에 있어서의 온도를 의미하는 것으로 한다. 특히, 본 발명에 있어서의 후강판의 제조 방법에서는 강 소재중의 센터 기공 등의 주조 결함을 무해화시키기 위해, 이하에 기술하는 조건으로 강 소재에 열간 단조를 실시하는 것을 필수로 한다.

I 강 소재의 열간 단조 조건

가열 온도：1200∼1350℃

상술한 조성을 갖는 주편 또는 강편의 강 소재를 전로, 전기로, 진공 용해로 등, 통상 공지의 방법으로 용제하고, 연속 주조한 후, 1200∼1350℃로 가열한다. 가열 온도가 1200℃미만에서는 열간 단조에 있어서의 소정의 누적 압하량과 온도 하한을 확보할 수 없고, 또 열간 단조시의 변형 저항이 높으며, 1패스당 충분한 압하량을 확보할 수 없다. 그 결과, 필요 패스 수가 증가함으로써, 제조 능률의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 강 소재 중의 센터 기공 등의 주조 결함을 압착하여 무해화할 수 없기 때문에, 슬래브 가열 온도는 1200℃이상으로 한다. 한편, 가열 온도가 1350℃를 넘으면, 다대한 에너지를 소비하고, 가열시의 스케일에 의해 표면 결함이 생기기 쉬워지며, 열간 단조 후의 보수 부하가 증대하기 때문에, 상한은 1350℃로 한다.

본 발명에 있어서의 열간 단조는 연주 슬래브의 폭 방향에 긴 변을 갖고, 연주 슬래브의 진행 방향에 짧은 변을 갖는 대향하는 1쌍의 금형에 의해서 실행되지만, 도 1에 나타내는 바와 같이, 이 대향하는 금형의 짧은 변끼리가 다른 길이를 갖는 점에 본 발명의 열간 단조의 특징이 있다.

도 1 중, '1'이 상부 금형, '2'가 하부 금형, '3'이 슬래브이다.

그리고, 이 대향하는 상하 한쌍의 금형 중, 짧은 변이 짧은쪽의 금형(도 1 중에서는 상부 금형)의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 이에 대향하는 짧은 변이 긴 쪽의 금형(도 1 중에서는 하부 금형)의 짧은 변 길이를 짧은 쪽의 짧은 변 길이에 비해, 1.1 내지 3.0배로 함으로써, 강재 내부에 있어서의 왜곡 분포를 비대칭으로 할 수 있을 뿐만 아니라, 단조시에 가해지는 왜곡이 최소로 되는 위치와, 연속 주조 슬래브의 센터 기공의 발생 위치를 일치시키지 않도록 하는 것이 가능하게 되는 결과, 센터 기공을 더욱 확실하게 무해화할 수 있는 것이다.

짧은 변이 짧은 쪽과 긴 쪽의 짧은 변 길이 비가 1.1미만의 경우에는 충분한 무해화 효과가 얻어지지 않고, 한편 3.0을 넘는 경우에는 열간 단조의 현저한 능률의 저하를 초래한다. 따라서, 본 발명에 있어서의 열간 단조에 이용하는 금형은 대향하는 1쌍의 금형의 짧은 변 길이에 대해, 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 하면, 긴 쪽의 짧은 변 길이는 1.1 내지 3.0으로 하는 것이 중요하다. 또한, 짧은 변 길이가 짧은 쪽의 금형은 연속 주조 슬래브의 위쪽이어도 아래쪽이어도 상관없으며, 대향하는 금형의 짧은 변 길이가 상기의 비를 만족시키고 있으면 좋다. 즉, 도 1에 있어서, 하부 금형이 짧은 변 길이가 짧은 쪽의 금형이어도 좋다.

다음에, 도 2에, 상하 금형의 짧은 변 길이가 동등한 금형(도면 중, '○'로 나타내는 종래 금형)과, 짧은 변이 짧은 쪽과 긴 쪽의 짧은 변 길이 비를 2.5로 한 금형(도면 중, '●'로 나타내는 본 발명에 따르는 금형)을 이용해서 열간 단조를 실행한 경우에 있어서의 슬래브 중의 상당 소성 왜곡을 슬래브의 판 두께 방향으로 계산한 결과를 비교해서 나타낸다. 또한, 상기 금형을 이용한 열간 단조의 조건은 금형 형상 이외는 동일하게 하고, 가열 온도：1250℃, 가공 개시 온도：1215℃, 가공 종료 온도：1050℃, 누적 압하량：16%, 왜곡 속도：0.1/s, 최대 1패스 압하량：8%, 폭 방향 가공 없음으로 하였다.

도 2로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에 따르는 금형을 이용한 열간 단조 쪽이 슬래브 중심까지, 충분한 왜곡을 부여할 수 있는 것을 것을 알 수 있다.

열간 단조 온도：1000℃이상

열간 단조의 단조 온도가 1000℃미만의 경우, 열간 단조시의 변형 저항이 높아지기 때문에, 단조기에의 부하가 커지고, 센터 기공을 확실하게 무해화할 수 없게 되기 때문에 1000℃이상으로 한다. 또한, 단조 온도의 상한에 특히 한정은 없지만, 제조 코스트의 관점에서 1350℃ 정도가 바람직하다.

열간 단조의 누적 압하량：15%이상

열간 단조의 누적 압하량이 15%미만의 경우, 강 소재 중의 센터 기공 등의 주조 결함을 압착해서 무해화할 수 없기 때문에, 15%이상으로 한다. 누적 압하량은 클수록 주조 결함의 무해화에 유효하지만, 제조성의 관점에서 이 누적 압하량의 상한값은 30% 정도로 한다. 또한, 연속 주조 슬래브의 폭 방향을 열간 단조함으로써 두께를 늘린 경우에는 그 두께로부터의 누적 압하량으로 한다.

또, 특히 판 두께가 120㎜이상의 후육 강판을 제조하는 경우에는 센터 기공을 확실하게 무해화하기 위해, 열간 단조시의 1패스당 압하율이 5%이상으로 되는 패스를 1패스 이상 확보하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 1패스당 압하율이 7%이상이다.

열간 단조의 왜곡 속도：3/s이하

열간 단조의 왜곡 속도가 3/s를 넘으면, 열간 단조시의 변형 저항이 높아지고, 단조기에의 부하가 증대하며, 센터 기공을 무해화할 수 없게 되기 때문에 3/s이하로 한다.

또한, 왜곡 속도가 0.01/s미만이 되면, 열간 단조 시간이 길어져 생산성의 저하를 초래하기 때문에, 0.01/s이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 왜곡 속도는 0.05/s∼1/s의 범위이다.

또한, 본 발명에서는 상기의 열간 단조 후에 열간 가공을 실시하여, 원하는 판 두께의 강판으로 하는 동시에, 판 두께 중심부에 있어서의 강도 및 인성의 향상을 도모한다.

II 단조 후의 열간 가공 조건

열간 단조 후의 강 소재의 재가열 온도：Ac₃점∼1250℃

열간 단조 후의 강 소재를 Ac₃ 변태점 이상으로 재가열하는 것은 강을 오스테나이트 조직 1상으로 균일화하기 위함이며, 가열 온도로서는 Ac₃점 이상 1250℃이하로 할 필요가 있다.

여기서, 본 발명에서는 Ac₃ 변태점을 다음 식(2)에 의해 계산되는 값으로 한다.

Ac₃(℃)=937.2-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.

3Ti+198.4Al+3315B…(2)

또한, (2)식 중에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 강중 함유량(질량%)을 나타낸다.

1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연

본 발명에서는 Ac₃점 이상 1250℃이하로 재가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한다. 이러한 압연을 실행함으로써, 판 두께 중심부에 충분한 가공을 더하는 것이 가능하게 되고, 재결정의 촉진에 의해 조직이 미세화되며, 기계적 특성의 향상을 도모할 수 있다. 또한, 이 열간압연에 있어서의 패스 회수가 적을수록 기계적 특성이 향상하기 때문에, 패스 회수는 10패스 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후의 열처리 조건

판 두께 중심부에서의 강도와 인성을 향상시키기 위해, 본 발명에서는 열간 압연 후, 방랭하고, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열한 후, 적어도 Ar₃점의 온도에서 350℃이하까지 급랭한다. 재삼 가열 온도를 1050℃이하로 하는 것은 1050℃를 넘는 고온의 재가열에서는 오스테나이트립의 조대화에 의한 모재 인성의 저하가 현저하기 때문이다.

여기서, 본 발명에서는 Ar₃ 변태점을 다음 식(3)에 의해 계산되는 값으로 한다.

Ar₃(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo…(3)

또한, (3)식 중에서의 각 원소 기호는 각각의 합금 원소의 강중 함유량(질량%)을 나타낸다.

판 두께 중심부의 온도는 판 두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구할 수 있다. 예를 들면, 차분법을 이용하고, 판 두께 방향의 온도 분포를 계산하는 것에 의해, 판 두께 중심 온도가 구해진다.

급랭의 방법은 공업적으로는 수랭으로 하는 것이 일반적이지만, 냉각 속도는 가능한 한 빠른 편이 바람직하기 때문에, 냉각 방법은 수랭 이외라도 좋으며, 예를 들면 가스 냉각 등의 방법도 있다.

템퍼링 온도：550∼700℃

급랭 후, 550∼700℃에서 템퍼링하는 것은 550℃미만에서는 잔류 응력의 제거 효과가 적고, 한편, 700℃를 넘는 온도에서는 각종 탄화물이 석출하는 동시에, 모재의 조직이 조대화되고, 강도, 인성이 대폭 저하하기 때문이다. 특히, 템퍼링 과정에 있어서, 항복 강도를 조정하여, 저온 인성을 향상시키기 위해서는 바람직하게는 600℃이상, 더욱 바람직하게는 650℃이상의 온도에서의 템퍼링이 적합하다.

공업적으로는 강의 강인화를 목적으로 반복 담금질하는 경우가 있으며, 본 발명에 있어서도 반복 담금질을 해도 좋지만, 최종의 담금질시에는 Ac₃점∼1050℃로 가열 후, 350℃이하까지 급랭하고, 그 후 550∼700℃에서 템퍼링할 필요가 있다.

또한, 본 발명에 의하면, 상기한 우수한 특성을 얻기 위해서는 종래 기술에서는 곤란하게 된 가공 전의 슬래브로부터의 압하비가 3이하의 범위에서도, 원하는 특성을 얻을 수 있다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명의 강판의 제조에서는 담금질 템퍼링을 실행하는 것에 의해서, 강도 및 인성이 우수한 강판을 제조하는 것이 가능하게 된다.

실시예

표 1에 나타내는 강 번호 1∼32의 강을 용제하고, 연속 주조 슬래브로 한 후, 표 2에 나타내는 조건으로, 열간 단조 및 열간 압연을 실시하였다. 열간 압연의 패스 회수는 10회 이하로 하였다. 그 때, 판 두께는 100∼240㎜의 범위로 하였다. 그 후, 표 3에 나타내는 조건으로 담금질, 템퍼링 처리를 실행하여, 표 2, 3에 시료 No. 1∼44로서 나타낸 강판을 제조하였다. 다음에, 이들 강판을 이하의 시험에 제공하였다.

(1) 인장 시험

각 강판의 판 두께 중심부로부터, 압연 방향과 직각 방향으로 환봉 인장 시험편(Φ：12.5㎜, GL：50㎜)을 채취하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS)를 측정하였다.

(2) 판 두께 방향 인장 시험

각 강판에 대해 판 두께 방향에 환봉 인장 시험편(φ10㎜)을 3개 채취하고, 파단 후의 감소를 측정하고, 그 최소값으로 평가하였다.

(3) 샤르피 충격 시험

각 강판의 판 두께 중심부로부터, 압연 방향을 긴쪽 방향으로 하는 2㎜V 노치 샤르피 시험편을 각 3개씩 채취하고, 각 시험편에 대해 -60℃에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지(_VE_-60)를 측정하고, 각각 3개의 평균값을 구하였다.

(4) 경도의 측정

각 강판의 강판 긴쪽 방향에 평행한 단면의 경도를 측정할 수 있도록, 표면 및 판 두께 중심으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하였다. 이들 시험편을 매립 연마한 후, 표면 위치는 표면으로부터 2㎜ 중심측의 위치를, 또 판 두께 중심은 바로 판 두께 중심 위치를 비커스 경도계를 이용해서 하중 98N(10kgf)으로 각각 3점씩 측정하고, 그 평균값을 각 위치의 평균 경도로 하였다. 그리고, (판 두께 표면의 평균 경도-판 두께 중심부의 평균 경도)를 경도차 ΔHV로 하였다.

상기의 시험 결과를 표 3에 병기한다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 강판(시료 No. 1∼21)은 모두, YS가 500MPa이상, TS가 610MPa이상, 모재의 인성(_VE_- ₆₀)이 70J이상이며, 또한 판 두께 방향 인장 시험시의 감소가 40%이상이고, 또한 경도차 ΔHV가 30이하이며, 모재의 강도, 인성, 판 두께 방향 인장 특성 및 재질 균일성이 우수한 것을 알 수 있다.

이에 반해, 시료 No.22∼44는 성분, 제조 조건이 바람직한 범위에서 벗어나 있기 때문에, 상기의 몇개의 특성이 뒤떨어지고 있었다.

1; 상부 금형 2; 하부 금형
3; 슬래브

Claims

질량%로, C：0.08∼0.20%, Si：0%초과 0.40%이하, Mn：0.5∼5.0%, P：0%초과 0.015%이하, S：0%초과 0.0050%이하, Ni：0%초과 5.0%이하, Ti：0.005∼0.020%, Al：0%초과 0.080%이하, N：0%초과 0.0070%이하 및 B：0.0003%이상 0.0030%이하를 함유하고, 또한 Cu：0.50%이하, Cr：3.0%이하, Mo：1.50%이하, V：0.200%이하 및 Nb：0.100%이하 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 하기 (1)식에 나타내는 관계식 Ceq^IIW가 0.55∼0.80을 만족시키고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강판으로서, 판 두께 중심부에 있어서의 항복 강도가 500MPa이상, 판 두께 중심부에 있어서의 판 두께 방향 인장에 의한 감소값이 40%이상, 판 두께 중심부에 있어서의 -60℃에서의 저온 인성이 70J이상인, 판 두께가 100㎜이상의 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판:
　　　　　　　　　　　　　　　하기
Ceq^IIW =C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
상기 식에 있어서 각 원소 기호는 강 중의 함유량(질량%)으로 하고, 함유하지 않는 것은 0으로 해서 계산한다.
제 1 항에 있어서,
질량%로, Mg：0.0005∼0.0100%, Ta：0.01∼0.20%, Zr：0.005∼0.1%, Y：0.001∼0.01%, Ca：0.0005∼0.0050% 및 REM：0.0005∼0.0200% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
판 두께 방향의 경도 분포에 대해, 판 두께 표면의 평균 경도(HVS)와 판 두께 중심부의 평균 경도(HVC)의 차 ΔHV(=HVS-HVC)가 30이하인 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 항복 강도가 614MPa이하인 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 항복 강도가 614MPa이하인 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성이 되는 연속 주조 슬래브를, 1200∼1350℃로 가열 후, 대향하는 금형의 짧은 변이 다른 금형에서, 짧은 변이 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 짧은 변이 긴 쪽의 짧은 변 길이가 1.1∼2.5로 되는 금형을 이용하고, 온도：1000℃이상, 왜곡 속도：3/s이하, 누적 압하량：15%이상의 조건에서 열간 단조를 실행한 후, 방랭하여 강 소재로 하고, 해당 강 소재를, 재차 Ac₃점∼1250℃로 가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한 후, 방랭하여 후육 강판으로 하고, 다음에 해당 후육 강판을, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열 후, 350℃이하까지 급랭한 후, 550∼700℃에서 템퍼링하고, 가공 전의 상기 연속 주조 슬래브에서 열간 압연 후의 상기 후육 강판까지의 압하비를 1.7이상 3이하로 하는 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성이 되는 연속 주조 슬래브를, 1200∼1350℃로 가열 후, 대향하는 금형의 짧은 변이 다른 금형에서, 짧은 변이 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 짧은 변이 긴 쪽의 짧은 변 길이가 1.1∼2.5로 되는 금형을 이용하고, 온도：1000℃이상, 왜곡 속도：3/s이하, 누적 압하량：15%이상의 조건에서 열간 단조를 실행한 후, 방랭하여 강 소재로 하고, 해당 강 소재를, 재차 Ac₃점∼1250℃로 가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한 후, 방랭하여 후육 강판으로 하고, 다음에 해당 후육 강판을, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열 후, 350℃이하까지 급랭한 후, 550∼700℃에서 템퍼링하고, 가공 전의 상기 연속 주조 슬래브에서 열간 압연 후의 상기 후육 강판까지의 압하비를 1.7이상 3이하로 하는 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 4 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성이 되는 연속 주조 슬래브를, 1200∼1350℃로 가열 후, 대향하는 금형의 짧은 변이 다른 금형에서, 짧은 변이 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 짧은 변이 긴 쪽의 짧은 변 길이가 1.1∼2.5로 되는 금형을 이용하고, 온도：1000℃이상, 왜곡 속도：3/s이하, 누적 압하량：15%이상의 조건에서 열간 단조를 실행한 후, 방랭하여 강 소재로 하고, 해당 강 소재를, 재차 Ac₃점∼1250℃로 가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한 후, 방랭하여 후육 강판으로 하고, 다음에 해당 후육 강판을, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열 후, 350℃이하까지 급랭한 후, 550∼700℃에서 템퍼링하고, 가공 전의 상기 연속 주조 슬래브에서 열간 압연 후의 상기 후육 강판까지의 압하비를 1.7이상 3이하로 하는 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
제 5 항에 기재된 후육 고인성 고장력 강판을 제조하는 방법으로서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성이 되는 연속 주조 슬래브를, 1200∼1350℃로 가열 후, 대향하는 금형의 짧은 변이 다른 금형에서, 짧은 변이 짧은 쪽의 짧은 변 길이를 1로 한 경우, 짧은 변이 긴 쪽의 짧은 변 길이가 1.1∼2.5로 되는 금형을 이용하고, 온도：1000℃이상, 왜곡 속도：3/s이하, 누적 압하량：15%이상의 조건에서 열간 단조를 실행한 후, 방랭하여 강 소재로 하고, 해당 강 소재를, 재차 Ac₃점∼1250℃로 가열 후, 1패스당 압하율이 4%이상의 패스를 적어도 2회 실행하는 열간 압연을 실행한 후, 방랭하여 후육 강판으로 하고, 다음에 해당 후육 강판을, Ac₃점∼1050℃로 재삼 가열 후, 350℃이하까지 급랭한 후, 550∼700℃에서 템퍼링하고, 가공 전의 상기 연속 주조 슬래브에서 열간 압연 후의 상기 후육 강판까지의 압하비를 1.7이상 3이하로 하는 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판의 제조 방법.
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