KR100951249B1

KR100951249B1 - 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재 및 그제조방법

Info

Publication number: KR100951249B1
Application number: KR1020070120445A
Authority: KR
Inventors: 정환교
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-11-23
Filing date: 2007-11-23
Publication date: 2010-04-02
Anticipated expiration: 2027-11-23
Also published as: KR20090053558A

Abstract

본 발명은 수소응력균열(SOHIC) 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 H₂S 함량이 높은 원유나 가스에서도 수소응력균열 저항성이 우수하고 -20℃ 이하에서도 인성의 저하없이 사용가능한 API X80급 이하의 파이프에 적용되는 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 일측면인 저온인성과 수소응력균열 저항성이 우수한 후판강재는 C: 0.02~0.15중량%, Si: 0.1~1.0중량%, Mn: 0.5 ~ 1.8중량%, Al: 0.001~0.1중량%, P: 0.012중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Cu: 0.05~0.3중량%, Ni: 0.05~0.6중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어지는 성분계를 가지며, 페라이트 상의 결정립 크기가 20㎛ 이하인 조직을 가지며, 원상당 직경이 20㎛이상인 비금속 개재물이 1cm²당 20개 이하로 분포하는 것을 특징으로 한다.

황화수소, 수소응력균열, 저온인성, 원유, API

Description

수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재 및 그 제조방법{STEEL PALTE WITH HIGH SOHIC RESISTANCE AND LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AT THE H2S CONTAINING ENVIRONMENT AND MANUFACTURING}

최근 들어 에너지의 고갈에 따라 에너지 채굴원이 시베리아나 중동의 산악지역과 같이 매우 낮은 기온하에서 원유를 채굴하고 이송하여야 하는 경우에 처해지는 경우가 많다.

이러할 경우, 상기 원유의 채굴과 이송에 사용되는 라인파이프 등의 강재 역시 저온에 노출되게 되는데, 그에 따라 상기 강재에는 보다 낮은 온도에서도 취성 파괴를 일으키지 않도록 하는 저온인성이 종래보다 절실하게 요구되기에 이르렀다.

일반적으로 강재는 사용온도가 낮아짐에 따라 인성이 저하되므로 약한 충격에도 쉽게 균열이 발생하고 전파하는 취성파괴가 일어나는 경우가 많아진다. 상기 취성파괴는 매우 급작스럽게 발생하는 현상으로서 구조물이나 수송용 파이프의 안정성이 큰 영향을 미치므로 이를 방지하기 위해서는 강재의 저온인성을 향상시킬 필요가 있다.

강재의 저온인성을 향상시키기 위해서는 그 성분이나 미세조직을 제어할 필요가 있는데, 강재의 저온인성을 향상시키는 성분이나 미세조직을 제어하기 위해서는 취성파괴가 일어나는 현상을 보다 상세히 이해할 필요가 있다.

강재의 인성은 특히, 일정한 충격에너지가 가해졌을 때 취성파괴가 일어나는지 여부를 판단하는 충격인성으로 표시되는 경우가 많은데, 큰 충격에너지가 가해져도 강재에 취성파괴가 발생하지 않은 경우에는 강재의 충격인성이 우수하다고 할 수 있다. 상기 충격에너지가 강재에 가해졌을 때 취성파괴가 일어나는 현상은 크게 나누어 균열이 개시되는 현상과 그 이후 상기 개시된 균열이 강재를 따라 전파하는 현상으로 나눌 수 있다.

따라서, 강재의 충격인성을 향상시키기 위해서는 균열의 개시를 어렵게 하거 나 균열의 전파를 어렵게 할 필요가 있다.

균열의 개시가 일어나는 경향은 샤피 충격에너지 값으로 측정할 수 있다. 모재가 흡수할 수 있는 상기 샤피 충격에너지 값이 클수록 균열의 개시는 어려워진다. 통상적으로 샤피 충격에너지를 증가시키기 위해서는 황이나 인과 같은 불순물의 첨가를 최소화 하여야 하며, Ni와 같이 첨가되는 합금원소의 양을 적절히 제어할 필요가 있다.

균열의 전파는 DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험을 통하여 파면에서 연성파면으로 판정되는 부분의 면적을 측정하여 그 분율을 전파 성능의 척도로 이용할 수 있다. 균열의 전파를 어렵게 하기 위해서는 전파의 방해요소가 되는 결정립계를 많이 형성시키는 것이 바람직하다. 즉, 결정립을 미세하게 할 수록 균열의 전파가 방해를 받기 때문에 저온인성의 향상에 도움이 된다.

또한, 상기 저온인성과는 별도로 강재에는 SOHIC(Stress Oriented Hydrogen Induced Crack)에 대한 저항성이 높을 것이 요구된다. 즉, 지속적으로 시행되어 왔던 원유 채굴활동으로 인하여 황화수소와 같은 유해 성분이 적게함유된 고품질의 원유 재고가 점점 고갈되어가며, 그에 따라 황화수소가 다량 포함되어 있는 저급 원유를 채굴하여 처리하는 경우가 점차 증가되고 있는 추세인데, 이러한 저급 원유에 포함되어 있던 황화수소와 같은 sour 성분에 의해 SOHIC이 발생할 우려가 있다.

수소응력균열(SOHIC)이라 함은 응력이 작용하는 환경하에서 강재에 침투한 수소에 의해 강재에 균열이 발생하여 최종 파괴에까지 이르는 현상을 말한다. 황화수소와 같은 sour 가스에 의해 발생되는 균열은 크게 수소유기균열(HIC)과 수소응력균열(SOHIC)으로 구분할 수 있다. 수소유기균열이라 함은 황화수소 등의 가스를 포함하는 가스 환경에서 부식에 의하여 발생된 수소원자가 외부에서 재료내부로 침입한 후 일정한 장소에서 상기 침입한 수소원자가 집적하여 가스화 되고, 상기 가스의 압력이 임계치 이상일 경우 균열이 생성하고 성장하여 파괴에까지 이르는 현상을 말한다. 반면, 수소응력균열이라 함은 응력이 작용하고 있는 환경하에서 수소에 의한 파괴가 일어나는 현상을 의미한다.

종래에는 상기 수소유기균열을 방지하기 위한 연구가 많이 이루어졌다. 그러나, 상기 수소응력균열(SOHIC)를 방지하기 위한 연구는 수소유기균열을 방지하기 위한 연구에 비해서는 그 양이 많지 않은 편이다. 수소유기균열과 수소응력균열 모두 수소에 의해 발생되는 균열이라는 점에서는 공통점이 있으나, 통상적으로 수소유기균열 저항성이 우수한 강재라고 하여 반드시 수소응력균열 저항성까지 우수한 것은 아니기 때문에, 수소응력균열에 대한 별도의 연구 및 그에 대한 적용이 필요한 실정이다. 이처럼, 두 특성 사이에 상관관계가 존재하지 않은 것은 수소응력균열에 대한 저항성을 결정하는 금속학적 인자가 상이하기 때문이다. 따라서, 우수한 수소응력균열 저항성을 얻기 위해서는 수소응력균열 저항성을 확보하기에 적 합한 성분계와 최적의 미세조직을 확보하여야 한다.

상술한 바와 같이, 점차 열악해지는 환경하에서 라인파이프 등의 파이프용 강재 또는 구조체용의 강재는 우수한 저온인성과 수소응력균열 저항성을 갖추어야 함은 물론, 이들 성질은 동시에 요구되는 경우가 많다. 따라서, 저온인성 또는 수소응력균열 저항성 중 하나의 성질에 대한 요구조건만 충족하는 것이 아니라, 이들 특성은 모두 만족하는 강재가 개발될 필요가 있다.

이러한 요구는 저온인성과 수소응력균열에 대한 저항성을 동시에 확보하기 위하여 이들에 공통적으로 적용되는 적정 합금 성분계 및 미세조직 그리고 기타의 조건을 도출할 필요성에 도달하게 된다.

이러한 요구를 충족시키기 위한 종래 제안된 발명의 예로서는, 일본 공개특허공보 1998-068019호와 1995-204881호 등을 들 수 있다. 그중 상기 일본특허 1998-068019호는 압연을 Ar3-30℃ 이상의 온도에서 종료하는 것을 주요한 특징 중의 하나로 하고 있다. 그런데, 압연이 Ar3 보다 낮은 온도에서 진행될 경우 이후 냉각시 연신된 저온변태상이 생성될 뿐만 아니라 집합조직이 발달하여 저온인성에 불리한 영향을 미치므로 바람직하지 않다. 본 발명자의 연구결과에 따르면 상기와 같은 조건하에 압연할 경우 저온인성이 보증될 수 있는 가장 낮은 온도는 -20℃으로서 보다 낮은 온도에서의 저온인성을 보증하기는 어렵다.

또한, 일본 공개특허공보 1995-204881호에 기재된 발명은 Ac3+20 ~ Ac3+200℃의 온도에서 소입처리하고 Ac1-40 ~ Ac1-200℃의 온도에서 소려처리하는 것을 주요한 특징중의 하나로 하고 있다. 이러한 조질처리를 할 경우에는 강도를 확보함과 동시에 강재 내부의 잔류응력이나 퍼얼라이트 등과 같은 2상 주위의 응력을 완화하여 저온인성과 수소응력균열 저항성을 모두 향상시킬 수는 있지만, 상기와 같은 별도의 열처리 공정은 압연후 별도의 공정을 통하여 실시되어야 하기 때문에 제조공정에 부하를 가할 뿐만 아니라 제조 비용을 상승시키는 원인이 될 수 있으므로 바람직하지 않다.

따라서, 본 발명은 상기 종래기술에서 가지는 한계를 극복하기 위한 것으로서 본 발명의 일측면에 따르면, -20℃ 이하의 저온에서도 양호한 인성을 나타냄과 동시에 황화수소 등의 sour 가스 환경에서도 충분한 수소응력균열 저항성을 나타내는 후판강재가 제공된다.

한, 본 발명의 또다른 일측면에 따르면, 상술한 유리한 본발명의 후판강재를 제조하기 위한 방법 중 보다 바람직한 제조방법이 제공된다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일측면인 저온인성과 수소응력균열 저항성이 우수한 후판강재는 C: 0.02~0.15중량%, Si: 0.1~1.0중량%, Mn: 0.5 ~ 1.8중량%, Al: 0.001~0.1중량%, P: 0.012중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Cu: 0.05~0.3중량%, Ni: 0.05~0.6중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어지는 성분계를 가지며, 페라이트 상의 결정립 크기가 20㎛ 이하인 조직을 가지며, 원상당 직경이 20㎛이상인 비금속 개재물이 1cm²당 20개 이하로 분포하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 또다른 일측면인 상기 후판강재를 제조하기 위한 방법은, C: 0.02~0.15중량%, Si: 0.1~1.0중량%, Mn: 0.5 ~ 1.8중량%, Al: 0.001~0.1중량%, P: 0.012중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Cu: 0.05~0.3중량%, Ni: 0.05~0.6중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어지는 성분계를 가지고, 원상당 직경이 20㎛이상인 비금속 개재물이 1cm²당 20개 이하인 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 종료온도가 오스테나이트 미재결정 온도+30℃ 이상이 되도록 조압연 하는 단계; 상기 조압연된 슬라브를 오스테나이트 미재결정 온도 이하에서 압연 개시하고 Ar3 이상의 온도에서 압연 종료하며, 압연시 압하율을 65% 이상으로 하여 강판을 제조하는 마무리 압연 단계; 및 상기 마무리 압연된 강판을 3 ~ 25℃/sec의 냉각속도로 냉각하여 300~600℃의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때 상기 후판강재 또는 이를 제조하기 위한 강 슬라브는, Cr: 0.01~0.5중량%, Mo: 0.01~0.5중량% 및 B: 0.003중량% 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수도 있다.

또한, 상기 후판강재 또는 강 슬라브는 상기의 조성에 더하여, Nb: 0.01~0.08중량% 및 V: 0.1중량% 이하 중 1종 또는 2종 모두를 더 포함할 수도 있 다.

그리고, 상기 본 발명에 의해 제공된 후판강재는 조직 중 페라이트 상의 결정립 크기가 20㎛ 이하이며, 또한 조직 중 페라이트 외의 경도가 300Hv 이상인 제2상의 면적분율이 5% 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 의하면, -20℃ 이하의 저온에서도 우수한 충격인성을 나타낼 뿐만 아니라, 응력이 작용하는 환경에서 장시간 사용되어도 수소응력균열 파괴를 일으키지 않은 저온인성과 수소응력균열 저항성이 우수한 후판강재 및 상기 강재를 제조하기 위한 저렴하고 바람직한 방법이 제공될 수 있다.

본 발명의 발명자들은 본 발명의 과제를 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과 하기하는 바와 같은 강재 제조 이론을 도출할 수 있었으며, 이를 바탕으로 하여 본 발명에 이르게 되었다. 이하, 이들을 상세히 설명한다.

저온인성과 수소응력균열 저항성을 동시에 얻기 위해서는 적절한 합금 성분계를 적용할 뿐만 아니라, 강재 내의 개재물과 미세조직을 적절히 제어하여야 한다. 그 중에서도 특히, 저온인성을 향상시키기 위해서는 상술한 바와 같이 강재의 미세조직을 적절히 제어하는 것이 보다 중요하며, 수소응력균열(SOHIC) 저항성을 향상시키기 위해서는 상기 미세조직 외에도 강재 내 존재하는 개재물을 제어하는 것이 중요하다. 이를 정리하면 다음과 같다.

강재 내부의 조직은 저온인성 뿐만 아니라 수소응력균열 저항성을 확보하는데 중요한 역할을 한다. 본 발명에서는 양호한 저온인성과 수소응력균열 저항성을 확보하기 위하여 제1상(주상)을 페라이트 조직으로 하는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 조직은 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온조직과는 달리 취성이 없고 연성이 우수하므로 전체상 중 90%이상을 페라이트로 확보하는 것이 저온인성과 수소응력균열 저항성을 확보하는데 바람직하다. 또한, 저온인성과 수소응력균열 저항성을 확보하기 위해서는 조직의 종류를 적절하게 선정하는 것 이외에도 조직의 결정립 크기를 미세하게 제어하는 것이 매우 중요하다. 즉, 조직의 결정립 크기가 미세할 경우에는 균열이 전파되는데 저항으로 작용하여 취성파괴가 일어나는 것을 어렵게 한다는 것은 이미 설명한 바 있다. 그 뿐만 아니라, 조직이 미세할 경우에는 수소응력균열에 의해 파괴가 일어날 때 균열이 전파되는 것 역시 방해하기 때문에 미세한 결정립은 수소응력균열 저항성에도 바람직한 기능을 수행하는 것이다. 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 최종제품에 존재하는 주상인 페라이트 상의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하가 되는 것이 바람직하다. 상기와 같은 미세한 결정립은 상온에서 강재내부에 존재하는 결정립을 의미하는 것이나, 이를 결정하는 주요한 인자로는 오스테나이트 결정립 크기를 들 수 있다. 즉, 상온에서 존재하는 페라이트 등의 결정립은 오스테나이트에서 변태되는 것이므로 오스테나이트 결정립의 크기가 작을 수록 이들 결정립의 크기도 작게 된다. 따라서, 본 발명의 유리한 제조조건을 설정하기 위해서는 오스테나이트 결정립의 크기를 최소화하는 수단을 제시하는 것이 바람직하다.

또한, 저온인성과 수소응력균열 저항성을 확보하기 위해서는 상기 미세조직의 결정립 크기 뿐만 아니라, 페라이트 상외에 존재하는 제2상의 조건을 정의할 필요가 있다. 즉, 페라이트 상 외에 존재하는 제2상은 통상 페라이트 상 보다 경도가 높은 경우가 많은데, 페라이트 상 주위에 경한 제2상이 존재할 경우 상기 경한 제2상에 수소가 집적되거나 저온에서 충격이 가해질 때 쉽게 깨어져 균열의 개시점으로 작용할 수 있다. 또한, 상기 제2상의 분율이 클 경우에는 제2상과 제2상끼리의 간격이 좁을 가능성이 높아지는데, 이러할 경우 발생된 균열들이 서로 연결되어 강재를 파단에까지 이르게 할 수 있으므로 경질인 제2상의 분율은 일정수준 이하로 제어될 필요가 있다. 그러므로, 페라이트 상의 경도가 150~200Hv라는 점을 고려할 때, 수소응력균열 저항성을 얻기 위한 상기 경한 상의 경도는 가급적 300Hv를 넘지 않는 것이 바람직하며, 존재한다 하더라도 분율로 10%를 넘지 않는 것이 바람직하며, 저온인성까지 고려할 경우에는 5%이하인 것이 보다 바람직하다.

개재물은 수소응력균열 저항성을 확보하는데 큰 영향을 미치는 조건이므로 이를 엄격히 규제할 필요가 있다. 수소유기균열(HIC) 저항성 확보를 위해서도 개 재물을 제어할 필요는 있지만, 수소유기균열 저항성 확보를 위한 개재물 제어사상에 비해 본 발명의 수소응력균열(SOHIC) 확보를 위한 개재물 제어 사상은 보다 엄격하다. 일반적으로 우수한 수소유기균열 저항성을 얻기 위해서 실시되는 개재물 제어는 균열의 개시점으로 작용하는 개재물의 양을 저감시키고, Ca을 투입하여 개재물 형상을 구형화 하는 방식으로 이루어지나, 수소응력균열은 강재에 외부응력이 부가된 상태에서 균열이 발생되는 현상이므로 보다 작은 개재물에서조차 균열이 발생할 가능성이 있다. 따라서, 개재물 크기와 분포에 대한 제한은 상기 수소유기균열에서보다 훨씬 엄격할 필요가 있다.

본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면, 수소응력균열이 발생하지 않기 위해서는 임계크기 이상으로 존재하는 비금속 개재물이 일정수 이하로 존재할 필요가 있다. 이러한 조건을 만족시키기 위해서는 최종제품인 후판 강재 1cm²의 면적내에 원상당 직경이 20㎛ 이상인 개재물 수가 30개를 넘지 않아야 한다. 상기 원상당 직경이 1㎛이상인 개재물은 슬라브에서도 비슷한 수준으로 나타난다.

다만, 본 발명의 강재에 대해서는 수소유기균열과는 달리 강재 중심부의 미세조직 및 경도에 대하여 특별히 제한할 필요는 없다. 즉, 수소응력균열의 전파는 응력방향과 수직하게 발생한 가로 균열들이 응력에 의하여 서로 연결되는 세로균열로 연결됨으로써 일어나는데, 가로균열들의 간격이 넓은 경우 균열간에 연결이 어 렵게 되어 균열의 전파가 일어나지 않고, 이는 결국 양호한 수소응력균열 저항성으로 표현된다. 다시 말하면, 수소응력균열 저항성을 향상시키기 위해서는 응력방향에 수직한 가로균열의 크기가 중요한 것이 아니라, 가로균열간의 간격이 더욱 중요하다. 강재의 중앙부에 존재하는 중심편석에 의한 미세조직 불균일 부위는 매우 큰 수소유기균열을 발생시킬 수는 있으나 수소응력균열에 의한 강재의 파단을 일으키지는 않는 것이다. 따라서, 수소응력균열 저항성을 위하여 미세조직 및 경도에 대한 특별한 제한을 할 필요는 없는 것이다. 또한, 수소유기균열 저항성을 확보하기 위해서는 퍼얼라이트와 같은 제2상의 밴드 구조 생성을 억제하는 것이 바람직하나, 수소응력균열에서는 상기 밴드구조가 가로균열의 생성에 영향을 미치게 되므로 밴드간의 간격이 넓어 가로균열의 간격이 넓어진다면 수소응력균열 저항성에는 큰 영향을 미치지 않는다. 따라서, 본 발명에서 바람직하게 정의하는 것과 같이 페라이트 상의 비율이 높은 경우에는 제2상으로 펄라이트가 생성되더라도 펄라이트 밴드간의 간격이 넓어지게 되어 수소응력균열에 특별한 문제를 일으키지 않게 되는 것이다.

이하, 상술한 본 발명의 강재를 구성하기 위한 바람직한 성분계를 설정한 이유에 대하여 설명하기로 한다.

C: 0.02~0.15중량%

상기 C는 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로 0.02중량% 이상을 첨가하 여 그 효과가 있다. 그 함량을 증가시키면 소입성을 향상시켜 강도를 향상시킬 수 있지만, 0.15중량%를 초과하면 강의 인성을 해치기도 하고 경도가 높은 제 2상의 생성이 용이하므로 그 상한을 0.15중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.1~1.0중량%

상기 Si는 탈산제로 작용하기 때문에 0.1중량%이상 첨가하여야 하지만, 그 함량이 1.0중량%를 초과하면 인성 및 용접성을 저해하고 강중 산화개재물량을 증가시켜 SOHIC 저항성을 감소시키는 문제점이 있으므로, 그 상한을 1.0중량% 이하로 제한한다.

Mn: 0.5 ~ 1.8중량%

상기 Mn은 인성을 저하시키지 않으면서 강도를 상승시키는데 유효한 성분으로, 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도가 증가하므로 최소 0.5중량% 이상은 첨가하여야 한다. 그러나 Mn은 응고시에 쉽게 편석을 일으켜 밴드조직을 조장하는 원소로 1.8중량% 이상 첨가시 밴드구조의 폭이 좁아져 SOHIC 저항성을 저해시키므로 그 함량을 1.8중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.001~0.1중량%

상기 Al은 제강시 탈산을 위하여 필수적으로 첨가되는 원소로서, 충격흡수에너지를 개선시키지만 Si과 마찬가지로 산소와 반응하여 산화물계 개재물을 형성한 다. 상기 Al의 함량이 0.001중량% 미만이면 탈산이 충분히 이루어지지 않으며, 0.1중량%를 초과하면 오히려 충격인성을 저해할 뿐만 아니라 다량의 개재물을 형성하여 SOHIC 저항성을 저해하는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.001~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.012중량% 이하

상기 P는 제강중 불가피하게 강중에 포함되는 원소로 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되는 원소로 인성 및 SOHIC 저항성을 저해하므로 그 함량을 0.012중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.003중량% 이하

상기 S는 일반적으로 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 압연시 연신되어 SOHIC 발생의 기점으로 작용할 뿐만 아니라 저온인성을 저해한다. 따라서 S는 가능한한 줄이는 것이 바람직하나, S 제거를 위한 공정제약등의 원인으로 그 범위를 0.003중량% 이하로 한다.

Cu: 0.05~0.3중량%

Cu는 강의 강도와 인성향상 및 부식 저항성 향상을 위해서 첨가된다. Cu는 강중에 고용되어 강도를 향상시키고 황화수소를 포함하는 분위기 내에서 표면에 보 호 피막을 형성하여 강의 부식 속도를 낮추고, 강 중으로 확산하는 수소 양을 줄여주는 역할을 하므로 0.05중량%이상 첨가하여야 한다. 그러나 Cu는 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 원소이므로 그 상한을 0.5중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.05~0.6중량%

Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소로 Cu첨가강의 열간 압연 시에 발생하는 표면 균열을 감소시키기 위해서 첨가된다. Cu 첨가에 따른 표면균열을 감소시키기 위해서는 Cu 첨가강의 1.5배 이상까지도 첨가할 수 있다. 따라서 Ni의 하한은 Cu의 하한과 마찬가지로 0.05중량% 이상으로 하지만, 그 상한은 0.6중량%로 한다. 또한 0.6중량% 이상의 Ni 첨가는 Cu 첨가에 의한 수소 취화 특성 향상을 방해하고, 원가를 과도하게 높이기도 한다.

Ti: 0.005~0.05중량%

Ti은 탄화물이나 질화물을 형성하는 원소로서 재가열시 오스테나이트 상의 결정립 성장을 억제하므로 최종적으로 미세한 균질의 페라이트를 형성시키는 역할을 하므로 저온인성을 향상시킨다. 이러한 오스테나이트 결정립 성장을 억제하기 위하서는 Ti의 하한은 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다. 미세하게 분산된 Ti(C, N) 석출물은 수소의 확산계수를 감소시키고 수소유기균열에 대한 저항성을 증가시킨다. 그러나 첨가량이 증가하게 되면 Ti(C, N) 석출물은 조대해 지므로 수 소집중사이트가 되어 오히려 저온인성 및 SOHIC 저항성을 저해하므로 그 상한을 0.06중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.005중량%

상기 Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 SOHIC 균열의 기점으로 작용한다. 첨가된 Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다. 이러한 Ca의 MnS구상화 작용은 S 양과 밀접한 관계가 있다. 따라서 Ca의 적정량은 S의 함유량에 의해 결정되지만 일반적으로 제강공정을 생각하면 그 양을 0.0005~0.005중량%로 제한함이 바람직하다.

상기 원소들 이외에도 강재의 특성을 보다 향상시키기 위해 필요에 따라서는 하기하는 Cr, Mo, B 중에서 선택된 1종 이상의 원소 또는 Nb, V 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두의 원소를 더 포함할 수 있다.

강의 경화능을 향상시켜 강재의 강도를 더욱 향상시키기 위해서는 하기하는 Cr, Mo, B 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 더 포함하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01~0.5중량%

Cr은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 높이는 역할을 하는 원소로 강도 상승의 효과를 위해서는 0.01중량%이상 첨가하여야 한다. 첨가량의 증가에 따라 강도 는 상승하지만, 0.5중량% 이상 첨가시 강의 인성이 저해되므로 그 상한을 0.5중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~0.5중량%

Mo도 Cr과 마찬가지로 강의 소입성을 증가시켜 강도를 높이는 역할을 하는 원소로, 그 효과는 Cr에 비하여 월등히 높다. Mo 첨가에 따른 강도상승의 효과를 얻기 위해서는 0.01중량%이상 첨가하여야 하며, 0.5중량%이상 첨가시 원가가 과도하게 높아질 뿐만 아니라, 경도가 매우 높은 제 2상의 생성이 용이해서 SOHIC저항성을 저해하므로 그 상한은 0.5중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.003중량% 이하

상기 B은 미량의 첨가로도 강의 경화능을 현저하게 증가시켜 강의 강도를 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 B의 함량이 0.003중량%를 초과하면 Fe₃B를 형성하여 적열취성을 야기하고 용접성도 저해시키므로, 그 함량을 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 석출물을 형성시켜 결정립을 미세화하거나 수소응력균열 저항성을 높이기 위해서는 하기 하는 바와 같이 Nb 및 V 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두의 원소를 더 포함하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.08중량%

Nb는 1200℃ 부근의 온도에서 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 강도를 증가시킨다. 또한 이차 열간 압연 중에 발생하는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 페라이트 입자를 미세화 시키는 역할을 한다. Nb 첨가에 의한 강도 향상을 위해서는 0.01중량%이상 첨가하여야 한다. 하지만, Nb를 포함하는 이차상들이 SOHIC 균열전파시 균열의 연결을 조장하는 장소로서 작용할 수 있으므로 그 상한은 0.08중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.1중량% 이하

V은 강 중에 N의 양이 충분히 존재할 경우에는 VN가 형성되기도 하지만, 일반적으로 VC의 형태로 페라이트 영역에서 석출한다. 오스테나이트-페라이트로 변태 시에 공석 탄소 농도를 낮추고, VC가 cementite 형성을 위한 핵 생성 장소를 제공한다. 그러므로, 입계에 Fe₃C가 연속적으로 형성되기보다는 불연속적인 구조의 형태를 가지게 되어 SOHIC에 대한 저항성을 증가시킨다. 그러나 0.10중량%이상으로 첨가되면 조대한 V 석출물이 형성되어 인성을 저해할 뿐만 아니라 강 중 수소집적사이트가 되어 수소유기균열에 대한 저항성을 떨어뜨린다. 그래서 0.10중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 이루어진다.

즉, 저온인성과 수소응력균열 저항성이 높은 본 발명의 강재는 C: 0.02~0.15중량%, Si: 0.1~1.0중량%, Mn: 0.5 ~ 1.8중량%, Al: 0.001~0.1중량%, P: 0.012중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Cu: 0.05~0.3중량%, Ni: 0.05~0.6중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어지는 성분계를 가지며, 페라이트 상의 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하인 조직을 가지며, 원상당 직경이 20㎛이상인 비금속 개재물이 1cm²당 20개 이하로 분포하는 것을 특징으로 한다.

그리고 필요에 따라 Cr: 0.01~0.5중량%, Mo: 0.01~0.5중량% 및 B: 0.003중량% 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종이상을 더 포함할 수 있으며, Nb: 0.01~0.08중량% 및 V: 0.1중량% 이하 중 1종 또는 2종 모두를 더 포함할 수도 있다.

그 뿐만 아니라, 상기 본 발명의 유리한 강재는 조직 중 페라이트 외의 경도가 300Hv 이상인 제2상의 면적분율이 5% 이하인 것이 보다 바람직하다.

상기와 같은 본 발명의 유리한 강재는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상 의 지식을 가진자라면, 과다한 시행착오 없이 상기 강재를 제조할 수 있으나 본 발명에서는 보다 간편한 방법으로 상기 강재를 효과적으로 제조할 수 있는 방법을 제시하고자 한다. 하기하는 제조방법은 본 발명의 강재를 제조하기 위한 가치있고 바람직한 방법을 의미하는 것으로서 그 자체로서도 기술적 의의가 있다 할 것이나, 본 발명의 강재를 하기하는 방법에 의해 제조되는 것만으로 한정하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

본 발명의 강재를 제조하기 위한 보다 바람직한 방법을 간략하게 설명하면 본 발명의 후판강재는 슬라브를 재가열한 후, 조압연과 마무리압연을 실시하고 압연된 강판을 냉각하는 과정에 의해 제조될 수 있다. 이하, 각각의 과정에 대하여 상세히 설명한다.

재가열온도: 1050~1250℃

재가열시 확산에 의하여 슬라브상에 존재하는 Mn과 P 편석부가 완화되는데, 재가열 온도가 낮을 경우 확산이 충분히 일어나지 않으므로 Mn, P 등의 편석이 남아 저온인성 및 수소응력균열(SOHIC) 저항성을 해치게 된다. 또한 Nb가 첨가된 강의 경우 강중에 첨가된 Nb는 재가열시 충분히 고용되어 압연중 미세석출함으로써 강도를 상승시킨다. 따라서 슬라브내 편석의 완화 및 Nb를 고용시키기 위해 재가열 온도의 하한을 1050℃로 제한하는 것이 바람직하다. 가열온도가 높으면 편석부의 완화나 Nb의 고용은 용이하나 동시에 오스테나이트의 결정립 크기로 증가하므로 저온인성이 나빠진다. 그러므로 우수한 저온인성을 얻기 위해서는 상한을 1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.

조압연 종료온도 : 오스테나이트 미재결정 온도+30℃ 이상

강재의 오스테나이트화가 진행되는 온도 구간은 크게 두가지로 나눌 수 있다. 그 중 하나는 오스테나이트 구역에서 재결정이 일어나는 구간이며 나머지 하나는 상기 재결정이 일어나는 구간보다 낮은 온도 구간으로서 재결정이 일어나지 않는 구간(오스테나이트 미재결정 구간)이 그것이다. 오스테나이트 미재결정 구간에서 압연을 실시하면 압연에 의해 미세화된 오스테나이트 결정립이 재결정되지 않으므로 미세한 결정립을 얻을 수 있다. 다만, 상기 오스테나이트 재결정 구간 중 다소 온도가 낮은 구간으로서 오스테나이트 미재결정 구간에 가까운 온도구간에서는 완전히 재결정이 일어나는 것은 아니라 부분적으로만 재결정이 일어나게 된다. 조압연은 미세한 재결정을 얻기 위한 구간이 아니라 변형저항을 가급적 작게 하면서 마무리 압연을 하기에 용이한 두께로 슬라브를 압하시키는 압연이므로 오스테나이트 재결정구간에서 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 그런데, 상기 조압연이 오스테나이트 재결정 구간에서 실시되기는 하나 온도가 다소 낮아 부분적으로만 재결정되는 온도구간에서 압연이 실시될 경우에는 일부의 결정립은 미세화되고 다른 일부의 결정립은 재결정에 의해 다시 조대화되는 과정을 겪게 되어 조압연후 결정립 크기가 넓은 범위에 걸쳐 분포되는 혼립조직이 형성될 가능성이 높아진다. 이러한 혼립 형태의 결정립은 최종 페라이트 결정립 크기의 불균일을 초래하여 저온 인성을 저해한다. 따라서 부분적으로 재결정되는 현상을 방지하기 위해서 조압연은 재결정 구간과 미재결정 구간을 구분하는 온도인 미재결정 온도보다 30℃ 이상 높은 온도에서 종료하는 것이 바람직하다.

마무리압연 개시온도 : 미재결정 온도 이하

상기에 상술한 바와 같이 미재결정 온도 이상 온도로서 미재결정 온도 부근에서 압연하는 것은 부분 재결정을 일으키므로 저온인성에 나쁜 영향을 미친다. 따라서 조압연 후 슬라브의 온도가 미재결정역 온도 이하로 내려온 다음 마무리 압연을 개시하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 압하율 : 65%이상

저온인성을 결정하는 가장 중요한 요소는 결정립의 균일도 및 결정립크기이다. 미재결정역 온도에서 압연은 재결정을 일으키지 않으므로 오스테나이트에 변형을 주게 되고 오스테나이트에 생성된 변형대는 상변태시 페라이트 핵생성사이트로 작용한다. 따라서 이러한 변형대가 조밀하게 형성될수록 최종 페라이트 결정립크기는 감소하므로 저온인성이 우수해진다. 오스테나이트내의 변형대는 미재결정역 온도이하에서 압하율이 증가할수록 조밀해진다. 따라서 우수한 저온인성을 얻기 위해서는 마무리 압연시 압하율을 65%이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 압하율의 상한은 최종 목표하는 강판의 두께 및 설비의 능력에 의해 결정되는 것으로서 그 값을 반드시 정할 필요는 없다.

마무리 압연종료온도 : Ar3 온도 이상

우수한 저온인성 및 수소응력균열 저항성을 얻기 위해서는 조직내에 퍼얼라이트와 같은 제 2상의 분율이 높아서는 안된다. 이러한 2 상분율을 최소화하기 위해서는 마무리 압연 후 가속냉각을 Ar3이상 또는 직하에서 시작하여야 한다. 그러므로 마무리 압연온도의 하한을 Ar3 이상으로 제한한다.

냉각속도 : 3 ~ 25℃/sec

냉각속도 조절을 통하여 미세조직 및 경도를 제어할 수 있다. 중심부 미세조직은 합금성분과 냉각속도에 따라 달라질 수 있다. 그러나 냉각속도가 3℃/sec 이하로 느린경우, 변태진행시 C가 중심부로 집적되어 중심부에 저온변태조직상들이 다량 형성되므로 중심부에 경도가 300Hv를 넘는 제2상들이 집중될수 있고, 반대로 냉각속도가 25℃/sec 이상이 되면 전체조직이 매우 강한 마르텐사이트 조직으로 생성되어 저온인성과 수소응력균열 저항성이 매우 나빠지므로 냉각속도를 3 ~ 25℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.

냉각종료온도: 300~600℃

우수한 저온인성 및 수소응력균열 저항성을 얻기 위해서는 페라이트 변태종료온도 보다 냉각종료온도가 높아야 한다. 일반적으로 500℃ 부근이 변태종료온도이나 수소응력균열 저항성을 저해하지 않을 만큼의 페라이트를 제외한 제2상 생성 은 허용될 수 있다. 따라서 적절한 저온변태상 분율을 얻기 위해서는 냉각종료온도를 300~600℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강 성분을 최적화하고, 제조공정을 제한함으로써 저온인성과 수소응력균열 저항성이 동시에 우수한 후판강재를 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 조성을 가지는 강 슬라브를 표 2에 기재된 조건으로 압연하여 후판강재를 제조하였다. 표 1에는 강 슬라브에 포함된 원상당 직경 20㎛ 이상인 개재물의 크기도 함께 나타내었다.

제조된 강판에 대하여 -40℃ DWTT 시험을 통하여 저온인성을, 응력부식시험을 통하여 수소응력균열 저항성을 평가하였으며 그 결과를 표 2에 나타내었다. 표 2에 SOHIC 파단시간이 0으로 표시된 경우는 720시간이 경과한 후에도 파단이 발생 하지 않았다는 것을 의미한다. 각 강들의 평균 결정립 크기와 경도 300Hv 이상을 나타내는 제 2상의 분율을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 각각의 강판의 미세조직에 존재하는 제 2상의 경도와 전체분율(제 2상면적/관찰면적)을 측정하기 위하여 미세경도기와 광학현미경을 사용하였다.

	강조건	가열온도	미재결정역온도	조압연종료온도	마무리압연개시온도	마무리압연 압하율	Ar3	마무리압연종료온도	냉각종료온도	냉각속도	DWTT연성파면율 (-40℃)	SOHIC 파단시간
발명예	A	1096	926	980	900	75	752	800	485	9	99	O
	B	1154	815	1050	810	65	758	760	505	7	95	O
	C	1120	872	1030	870	70	754	790	430	12	99	O
	D	1198	865	1090	860	70	775	780	380	15	90	O
	E	1150	838	1060	830	65	770	770	550	7	90	O
	F	1139	973	1020	950	75	778	860	500	9	99	O
	G	1201	949	1100	830	65	783	780	470	15	85	O
	H	1120	880	990	880	70	791	800	350	22	95	O
	I	1085	917	960	910	75	799	810	580	6	99	0
	J	1134	870	1040	870	70	773	775	470	11	95	O
	K	1220	1016	1080	970	80	788	880	430	14	89	O
비교예	L	1150	913	1020	950	75	789	820	500	12	70	580
	M	1145	868	1000	960	80	738	830	480	13	75	648
	N	1150	995	1000	950	70	804	830	510	12	70	500
	O	1208	916	1020	940	60	789	780	650	2	65	360
	P	1198	830	1000	940	60	752	760	510	4	65	450
	Q	1100	971	980	930	70	763	790	480	9	65	535
	R	1095	866	960	930	75	732	780	475	12	60	610
	S	1126	915	990	950	60	799	740	520	6	70	285
	T	1210	1062	1050	950	60	690	750	350	17	65	340
	A	1270	926	1130	1050	80	752	900	580	14	60	170
	B	1215	815	1070	970	65	758	820	480	11	60	247
	D	1220	865	1090	1000	80	775	890	400	17	55	75
	E	1060	838	950	880	60	770	820	510	9	70	115
	I	1150	917	1030	900	75	799	810	650	5	75	276
	K	1030	1016	920	870	80	788	760	310	17	70	95

		페라이트 경도 (Hv)	평균 결정립 크기 (mm)	300(Hv)이상 경도를 가진 제 2상 면적분율(%)
발명에	A	158	12.4	0.8
	B	162	11.9	1.0
	C	161	14.2	1.1
	D	168	17.5	0.6
	E	165	13.4	1.8
	F	171	10.2	1.2
	G	159	9.8	2.1
	H	184	16.4	2.5
	I	175	14.2	1.9
	J	168	11.7	2.4
	K	166	18.5	2.7
비교예	L	194	19.4	7.9
	M	189	21.4	6.8
	N	196	15.7	8.1
	O	191	16.9	10.3
	P	179	25.4	7.1
	Q	187	24.6	6.5
	R	193	17.4	5.4
	S	195	16.3	6.4
	T	172	21.4	7.9
	A	165	23.7	4.9
	B	159	18.9	8.6
	D	171	24.6	5.1
	E	175	22.1	6.8
	I	179	17.5	9.4
	K	162	20.3	8.7

발명강과 비교강의 저온인성 평가는 -40℃에서 DWTT 시험 후 파면의 연성파면율을 측정하여 평가하였다. -40℃에서 연성파면율이 80%이상인 경우 저온인성이 매우 우수하다고 판단할 수 있다. 표 2에서 볼 수 있듯이 본 발명의 조건에 따라 제조된 발명강의 경우에는 모두 연성파면율이 80% 이상으로 양호한 저온인성 값을 나타내고 있음을 알 수 있었다. 그러나 비교강의 경우에서는 80%를 상회하는 연성 파면율이 80%를 상회하는 경우는 거의 관찰되지 않았으며, 따라서 본 발명의 조건에 따라 제조된 경우보다 저온인성이 불량함을 알 수 있었다.

수소응력균열(SOHIC) 저항성은 황화수소가 포화된 5% NaCl용액하에서 강재에 일정한 응력을 부가한 다음 파단이 일어나는 시간으로 평가하였다. 즉, H₂S가 포화된 용액내에서 각각의 강재에 항복응력의 90%에 해당하는 응력에 해당되는 하중(항복응력×0.9×인장시편 단면적)을 지렛대와 추를 이용하여 각각의 시편에 걸어주고 시간에 따른 강재의 파단여부를 관찰함으로써 SOHIC 저항성을 평가하였다. 일반적으로 720시간 동안 파단이 일어나지 않는 강재는 우수한 SOHIC 저항성을 가지는 것으로 평가한다. 파단일 일어나지 않음은 720시간 경과한 후에도 파단이 일어나지 않은 강재로 수소응력균열 저항성이 매우 우수한 강재이다. 표 2에서 볼 수 있듯이 본 발명의 조건에 의해 제조된 발명강의 경우에는 720시간을 경고한 후에도 수소응력균열에 의한 파괴가 일어나지 않아 우수한 수소응력균열 저항성을 나타냄을 알 수 있었다. 그러나, 비교강의 경우에는 우수한 수소응력균열 저항성을 나타내는 척도인 720시간이 경과하기 전에 모두 파괴에 도달함으로써 본 발명에 따른 발명강에 비하여 수소응력균열 저항성이 불량함을 알 수 있었다.

이러한 본 발명강과 비교강의 차이는 표 1에 기재되어 있듯이 비교강의 20㎛ 이상의 원상당 직경을 가지는 개재물의 개수가 본 발명에서 규정하는 30개 이하의 조건을 충족하지 못하거나, 표 3에 기재된 바와 같이 결정립 크기 또는 경질상의 분율이 본 발명에서 규정하는 조건을 충족하지 못한 결과에 기인한 것으로 판단된다.

따라서, 본 발명 구성상의 특징의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

Claims

C: 0.02~0.15중량%, Si: 0.1~1.0중량%, Mn: 0.5 ~ 1.8중량%, Al: 0.001~0.1중량%, P: 0.012중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Cu: 0.05~0.3중량%, Ni: 0.05~0.6중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어지는 성분계를 가지며, 페라이트 상의 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하인 조직을 가지며, 원상당 직경이 20㎛이상인 비금속 개재물이 1cm²당 20개 이하로 분포하고, 황화수소가 포화된 용액내에서 강재의 항복응력의 90%에 해당되는 하중을 강재에 걸어주었을 때 720시간 동안 파단이 일어나지 않는 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재.
제 1 항에 있어서, Cr: 0.01~0.5중량%, Mo: 0.01~0.5중량% 및 B: 0.003중량% 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, Nb: 0.01~0.08중량% 및 V: 0.1중량% 이하 중 1종 또는 2종 모두를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 조직 중 페라이트 외의 경도가 300Hv 이상인 제2상의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재.
제 3 항에 있어서, 조직 중 페라이트 외의 경도가 300Hv 이상인 제2상의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재.
C: 0.02~0.15중량%, Si: 0.1~1.0중량%, Mn: 0.5 ~ 1.8중량%, Al: 0.001~0.1중량%, P: 0.012중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Cu: 0.05~0.3중량%, Ni: 0.05~0.6중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어지는 성분계를 가지고, 원상당 직경이 20㎛이상인 비금속 개재물이 1cm²당 20개 이하인 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 슬라브를 종료온도가 오스테나이트 미재결정 온도+30℃ 이상이 되도록 조압연 하는 단계;

상기 조압연된 슬라브를 오스테나이트 미재결정 온도 이하에서 압연 개시하고 Ar3 이상의 온도에서 압연 종료하며, 압연시 압하율을 65% 이상으로 하여 강판을 제조하는 마무리 압연 단계; 및

상기 마무리 압연된 강판을 3 ~ 25℃/sec의 냉각속도로 냉각하여 300~600℃의 온도에서 냉각을 종료하는 단계;

를 포함하고, 상기 제조방법에 의해 제조된 후판강재는 황화수소가 포화된 용액내에서 강재의 항복응력의 90%에 해당되는 하중을 강재에 걸어주었을 때 720시간 동안 파단이 일어나지 않는 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재의 제조방법.
제 6 항에 있어서, Cr: 0.01~0.5중량%, Mo: 0.01~0.5중량% 및 B: 0.003중량% 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재의 제조방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, Nb: 0.01~0.08중량% 및 V: 0.1중량% 이하 중 1종 또는 2종 모두를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재의 제조방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 제조된 후판강재는 조직 중 페라이트 상의 결정립 크기가 20㎛ 이하이며, 또한 조직 중 페라이트 외의 경도가 300Hv 이상인 제2상의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재의 제조방법.
제 8 항에 있어서, 상기 제조된 후판강재는 조직 중 페라이트 상의 결정립 크기가 20㎛ 이하이며, 또한 조직 중 페라이트 외의 경도가 300Hv 이상인 제2상의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 수소응력균열 저항성과 저온인성이 우수한 후판강재의 제조방법.