KR102255821B1

KR102255821B1 - 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR102255821B1
Application number: KR1020190114345A
Authority: KR
Inventors: 소태일; 강상덕
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2019-09-17
Filing date: 2019-09-17
Publication date: 2021-05-25
Also published as: EP4033002A1; CN114423880A; KR20210032833A; US20220364193A1; WO2021054672A1; EP4033002A4; JP7411072B2; CN114423880B; JP2022548144A

Abstract

본 발명의 일 측면은, 극후물 강재로서 고강도뿐만 아니라 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성이 우수한 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법 {ULTRA-THICK STEEL PLATE HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLENT LOW-TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 압력용기, 해양구조용 등으로 적합하게 사용할 수 있는 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 해양구조물, 압력용기용 등의 구조물의 대형화 추세에 맞춰, 고강도 극후물 강재의 수요가 증가하고 있다. 또한, 이러한 구조물의 사용 환경이 극한지로 확대됨에 따라 우수한 저온 충격인성이 요구되고 있으며, 구조물의 제작시 심한 가공이 적용되는 강재의 경우에는 저온 변형시효 충격인성도 동시에 요구되고 있다.

극후물 강재의 제조시 상대적으로 두께가 얇은 슬라브를 이용하게 되면, 두께 방향 중심부까지 충분한 압하력을 가할 수 없다. 또한, 냉각속도의 차이에 따라 중심부와 표면부의 미세조직의 종류 및 분율이 상이하여 물성의 차이가 발생하며, 결국 두께 방향으로 균일한 강도를 확보하는데에 어려움이 있다.

두께가 최대 100mm인 중/후물 강재의 경우, 일반적으로 300~400mm 두께의 슬라브를 사용하여 제조하고 있으나, 두께가 130mm를 초과하는 극후물 강재의 경우에는 압하비(3:1) 제한에 의해 400mm 이상의 두께를 가진 슬라브의 이용이 요구된다.

한편, 고강도 극후물 강재를 제조하기 위하여, 강 중에 Mn, Cr, Mo와 같은 경화능 향상 원소를 적정량 첨가함으로써, 강의 소입성 향상을 도모하고 강도를 높이는 방법이 주로 사용되고 있다. 이 경우, 강의 조질 처리 등의 냉각 처리를 통하여 강재 내부에 마르텐사이트 또는 베이나이트 등의 저온 조직이 다량 생성되어 강의 강도가 향상될 수 있는 것이다.

그런데, 이러한 경화능 원소가 과다 첨가되면, 탄소당량(Ceq)이 높아져 용접 전 예열온도가 상승하거나, 크랙이 발생하는 등의 문제가 있으므로, 탄소당량을 초과하지 않도록 합금성분의 제어가 필요하다.

다른 방법으로서, Ti와 Nb 등의 석출물 원소들을 첨가하여 석출강화에 의한 강도 향상을 도모할 수 있다. 하지만, 이러한 원소들 역시 과다 첨가되면 조대한 TiNbC 등의 석출물이 형성되어 강의 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다.

특허문헌 1에 의하면, 후물 강재의 고강도를 구현하기 위하여, 다양한 성분이 함유된 강괴를 이용하여 얻은 단조 슬라브를 재가열하여 균질화하고, 균질화된 슬라브를 열간압연 - 켄칭 및 템퍼링(quenching and tempering) 열처리함으로써 고강도 고인성의 열연강판을 얻을 수 있다고 개시하고 있다.

그러나, 본 기술의 경우 고가 원소인 니켈(Ni)을 다량 첨가하고 있어 경제성이 현저히 떨어지며, 니오븀(Nb)과 함께 구리(Cu)를 첨가하는 것으로 보아 후물 강재의 크랙 발생에 대한 민감도를 고려하고 있지 아니함을 알 수 있다.

따라서, 해양구조물, 압력용기용 등의 대형 구조물에 적합하도록 고강도뿐만 아니라 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성도 우수한 극후물 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국 등록특허공보 제10-1623661호

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만이며, 상기 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하며, 130mm 이상 350mm 이하의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재를 제공한다.

[관계식 1]

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

[관계식 2]

1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5

[관계식 3]

[(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1

(상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금성분과 관계식 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도범위에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계; 상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 (1.9t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후 상온까지 수냉하는 단계; 및 상기 열처리 후 수냉된 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 (2.3t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 템퍼링 열처리한 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 강재의 전 두께에 걸쳐 균일한 강도, 저온 충격인성을 가지는 극후물 강재를 제공할 수 있다.

또한, 상기 본 발명의 강재는 용접 후 형성된 용접열영향부의 저온 충격인성도 우수한 바, 대형 구조물 등에 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예와 비교예의 온도별 충격인성 측정 결과를 나타낸 것이다.

본 발명자들은 해양구조물, 압력용기용 등의 구조물이 대형화됨에 따라, 그 소재에 요구되는 물성을 확보할 수 있는 방안의 개발이 필요함을 인지하였다.

특히, 일정 이상의 두께를 가지는 극후물 강재에 있어서, 고강도와 더불어 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성을 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금설계에 있어서 성분조성과 일부 성분들 간의 관계를 제어함과 동시에, 제조조건을 최적화함으로써 목표 물성을 가지는 극후물 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.

탄소(C): 0.11~0.18%

탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 C를 0.11% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 모재 및 용접부의 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다.

따라서, 상기 C는 0.11~0.18%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.17% 이하, 0.15% 이하로 포함할 수 있다.

실리콘(Si): 0.1~0.5%

실리콘(Si)은 탈산제로 사용될 뿐만 아니라, 강의 강도 향상 및 인성 향상에 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Si을 0.1% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 용접성과 저온 인성이 열위할 우려가 있다.

따라서, 상기 Si은 0.1~0.5%로 포함할 수 있다.

망간(Mn): 0.3~1.8%

망간(Mn)은 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mn을 0.3% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 강 중 황(S)과 결합하여 MnS를 형성함으로써 상온 연신율 및 저온 인성을 크게 저해하는 문제가 있다.

따라서, 상기 Mn은 0.3~1.8%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.4~1.7%로 포함할 수 있다.

인(P): 0.01% 이하

인(P)은 강의 강도 향상 및 내식성 확보에 유리한 원소이지만, 강의 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 낮은 함량으로 제한함이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 P을 최대 0.01%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

황(S): 0.01% 이하

황(S)은 강 중 Mn과 결합하여 MnS 등을 형성함으로써 강의 충격인성을 크게 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S은 가능한 낮은 함량으로 제한함이 유리하다.

본 발명에서는 상기 S을 최대 0.01%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~0.1%

알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이다. 또한, 상기 Al은 강 중 N과 결합하여 AlN 석출물을 형성함으로써, BN의 형성을 억제하므로 보론(B)의 효과를 극대화함에 유리하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al을 0.01% 이상으로 포함할 수 있으나, 그 함량이 과다하여 0.1%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐 막힘을 유발하므로 바람직하지 못하다.

따라서, 상기 Al은 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.

니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함)

니오븀(Nb)은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시키며, 고온으로 재가열시 고용된 Nb이 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직 미세화 효과를 얻을 수 있다. 뿐만 아니라, 상기 Nb은 압연 후 냉각시 오스테나이트의 안정성을 높여, 냉각 속도가 낮더라도 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 경질상의 생성이 촉진됨에 따라 모재의 강도 확보에 유용하다.

하지만, 상기 Nb은 고가의 원소이며, 티타늄(Ti)과 함께 과다하게 첨가될 경우, 가열 중 또는 용접후열처리(PWHT) 이후에 조대한 (Ti,Nb)(C,N)을 형성하여 저온 충격인성을 크게 저해하는 요인이 된다.

따라서, 상기 Nb의 첨가시 최대 0.01%로 포함할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 Nb을 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데에 무리가 없음을 밝혀둔다.

크롬(Cr): 0.2~1.5%

크롬(Cr)은 두께가 두꺼운 강재의 제조시 경화능을 크게 향상시켜 마르텐사이트를 형성하고, 강도 확보에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Cr을 0.2% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 상기 Cr은 탄소당량을 큰 폭으로 증가시켜 용접특성에 악영향을 미치는 바, 그 함량을 1.5% 이하로 제한할 수 있다.

따라서, 상기 Cr은 0.2~1.5%로 포함할 수 있다.

니켈(Ni): 1.0~2.5%

니켈(Ni)은 모재의 강도와 저온 충격인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ni을 1.0% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 상기 Ni은 고가의 원소로서, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 경제성이 크게 저하되는 문제가 있다.

따라서, 상기 Ni은 1.0~2.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.3% 이하로 포함할 수 있다.

구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함)

구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소화하는 한편, 강도를 향상시키는데 유리한 원소이다. 이러한 Cu의 함량이 과도하면 탄소당량을 높여 용접성을 저해할 뿐만 아니라, 제품의 표면 품질을 크게 열화시키는 문제가 있다.

따라서, 상기 Cu의 첨가시 최대 0.25%로 포함할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 Cu를 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데에 무리가 없음을 밝혀둔다.

몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%

몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 대폭 향상시켜 페라이트 형성을 억제함과 동시에, 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 유도하는 효과가 있고, 또한 강도를 크게 향상시키는데에 유리하다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mo을 0.25% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 상기 Mo은 고가의 원소이며, 과다 첨가시 용접부의 경도를 과도하게 증가시켜 인성을 저해할 우려가 있으므로, 이를 고려하여 0.80% 이하로 제한할 수 있다.

따라서, 상기 Mo은 0.25~0.80%로 포함할 수 있다.

바나듐(V): 0.01~0.1%

바나듐(V)은 다른 합금원소들에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접시 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 본 발명과 같은 극후물 강재에 대해 용접 및 용접후열처리(PWHT) 후 강도가 충분히 확보되지 못하는 경우, 상기 V을 0.01% 이상으로 첨가함으로써 강도 향상 효과를 얻을 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 MA 상과 같은 경질상의 분율이 높아져 용접부의 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 상기 V은 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.

티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함)

티타늄(Ti)은 강 중에 AlN 석출물의 형성에 의한 표면크랙의 발생을 저감하기 위하여 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강 슬라브의 재가열 또는 템퍼링 열처리 과정 중에 조대한 (Ti,Nb)(C,N) 탄질화물이 형성되어 저온 충격인성을 저해하는 요인으로 작용한다.

따라서, 상기 Ti은 0.003% 이하로 제한할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 Ti을 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데에 무리가 없음을 밝혀둔다.

보론(B): 0.001~0.003%

보론(B)은 미량의 첨가만으로도 강의 경화능을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, 상기 B은 마르텐사이트 상의 형성을 유도하므로, 강의 강도 확보에 유리하다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 B을 0.001% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 오히려 강의 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다.

따라서, 상기 B은 0.001~0.003%로 포함할 수 있다.

질소(N): 0.002~0.01%

질소(N)는 Ti과 함께 첨가시, TiN을 형성하여 용접시 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는데에 유리한 원소이다. 상기 Ti의 첨가시 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 N를 0.002% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되어 저온 충격인성이 저해되므로 바람직하지 못하다.

한편, 상기 N는 상기 Ti이 첨가되지 않더라도 강 중에 함유될 수 있으며, 그 함량이 0.002~0.01% 범위 내라면, 본 발명에서 목표로 하는 물성 확보에 큰 무리가 없음을 밝혀둔다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

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

본 발명은 목표 수준의 강도를 확보하기 위하여 강도 향상, 경화능 향상에 유리한 원소들을 일정량 첨가함에 있어서, 그들의 함량을 적절히 제어함으로써 고강도와 더불어 저온 충격인성을 우수하게 확보하고자 하였다.

특히, 본 발명은 강 중에 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni 등을 첨가하며, 이들의 함량이 과도할 경우 탄소당량(Ceq)이 증가하여 용접 전 예열온도가 상승하거나 크랙이 유발되는 등의 문제가 있다. 따라서, 상술한 원소들의 함량이 상기 관계식 1을 만족하도록 첨가함이 바람직하다.

더불어, 상술한 합금성분 중 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 2]

1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5

[관계식 3]

[(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1

(상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)

강의 강도 확보를 위하여 C, Mn, Cr, Mo 및 V을 함유함에 있어서, 이들의 함량이 과도할 경우 강재 두께 중심부에 MnS와 같은 비금속 개재물이 편석되거나, 조대한 MC(여기서, M은 Cr, Mo, V 중 하나 이상임) 탄화물이 석출되어 중심부의 충격인성이 크게 저하될 우려가 있다.

게다가, 강 중에 Ti과 Nb이 과다하게 첨가되면 조대한 (Ti,Nb)(C,N)이 형성되어 저온 충격인성을 크게 해치며, 이와 동시에 Cu와 Ni의 함량비가 커지면 표면 크랙이 유발되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 합금성분 중 특정 원소들의 함량을 관계식 2와 관계식 3으로 제어함으로써 목표로 하는 고강도의 확보와 더불어 저온 충격인성을 향상시킬 수 있으며, 크랙 발생에 대한 저항성도 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.

상술한 합금성분과 함께 관계식 1 내지 3을 만족하는 본 발명의 강재는 130mm 이상 350mm 이하의 두께를 가지는 극후물 강재이다.

상기 본 발명의 극후물 강재는 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 상을 주상으로 포함할 수 있으며, 일부 템퍼드 베이나이트(tempered bainite) 상을 포함할 수 있다.

보다 구체적으로, 본 발명의 강재는 전 두께에 걸쳐 면적분율 50% 이상으로 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다. 예컨대, 상기 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)에서 템퍼드 마르텐사이트 상을 면적분율 50% 이상 포함하며, 이때 100%의 분율로 포함하더라도 무방하다.

상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율이 50% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 충격인성이 열위할 우려가 있다.

본 발명의 강재는 두께 방향 중심부(예컨대, 1/2t 지점)에서 표층부(예컨대, 1/4t 지점~표면)로 갈수록 마르텐사이트 상의 분율이 높아지는 경향을 가질 수 있다.

또한, 상기 강재는 두께의 중심부, 예컨대 두께 방향 1/2t(여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함) 부근, 바람직하게는 두께 방향 1/2t 지점을 기준으로 상/하 5mm 내외에서 MnS 개재물의 최대 직경이 100㎛ 이하로 형성됨으로써, 조대 개재물에 의한 충격인성의 저하를 방지하는 효과가 있다.

상술한 미세조직을 가지는 본 발명의 강재는 전 두께에 걸쳐, 예컨대 상기 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)에서 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(CVN) 값이 평균 50J 이상으로 고강도와 더불어 우수한 저온 충격인성을 가질 수 있다.

또한, 본 발명의 강재는 5% 변형 및 시효 열처리 후 -40℃에서의 충격시험시 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상, 보다 유리하게는 40J 이상으로, 변형시효시 저온 충격인성이 크게 저하되지 않는 효과가 있다.

상기 시효 열처리는 특별히 한정하지 아니하나, 예를들어 5% 변형 후 250℃에서 1시간 열처리 조건으로 행할 수 있다.

한편, 대형 구조물 등에 사용하기 위한 강재는 구조물 제작을 위해 용접이 행해지며, 이에 따라 우수한 용접성을 가질 것이 요구된다.

본 발명의 강재는 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ)의 저온 충격인성이 우수한 효과가 있으며, 구체적으로 -40℃에서 압연 방향으로 충격시험시 샤르피 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상, 보다 유리하게는 40J 이상으로 확보되는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 극후물 강재는 본 발명에서 제안하는 합금성분과 성분관계식을 모두 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 열간압연 - 냉각 - 재가열 - 냉각 - 템퍼링]의 공정을 거쳐 제조할 수 있다.

이하에서는 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.

[강 슬라브 가열]

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1200℃의 온도범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.

싱기 강 슬라브의 가열 온도가 1100℃ 미만이면 슬라브 내에 형성된 석출물(탄·질화물)이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 된다. 반면, 그 온도가 1200℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강의 물성을 저해할 우려가 있다.

상기 강 슬라브는 연속주조를 통해 얻은 연주 슬라브일 수 있으며, 상기 연주 슬라브를 그대로 가열하거나, 상기 연주 슬라브를 가열하기에 앞서 단조하여 단조 슬라브를 얻은 후 상기 가열 공정을 행할 수 있다.

구체적으로, 상기 가열에 앞서, 상기 연주 슬라브를 Ac3 온도 이상으로 가열한 후, 상기 연주 슬라브의 초기 두께 대비 10~50%의 두께로 단조하는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명은 최종적으로 130mm 이상의 두께를 가지는 후강판을 얻고자 하며, 열간압연시 제한된 압하비(3:1) 내에서 목표로 하는 두께의 강판을 얻기 위해서는 400mm 이상의 두께를 가지는 슬라브를 적용할 필요가 있다.

상술한 바와 같이 본 발명은 연속주조를 통해 얻은 연주 슬라브를 이용할 수 있으며, 이때 연주 슬라브의 두께가 대략 600~700mm인 경우, 슬라브 가열에 앞서 단조 공정을 행하여 두께를 감소시킬 수 있다. 특별히, 상기 단조 공정에 의할 경우, 슬라브의 내부 공극을 최소화하면서 두께를 효과적으로 감소시킬 수 있으며, 후속 공정(열간압연공정)에서 두께 중심부까지 충분한 압하력을 가해줄 수 있다.

[열간압연]

상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 조압연한 후 Ar3 이상에서 마무리 열간압연할 수 있다.

상기 조압연시 온도가 1050℃ 미만이면 후속 마무리 열간압연시 온도가 낮아지는 문제가 있다. 또한, 상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3 미만이면 압연 부하가 커져 표면크랙 등의 품질 불량이 발생할 우려가 있다.

본 발명에서 Ar3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.

Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni - 80Mo + 119V + 124Ti - 18Nb + 179Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)

[냉각 및 재가열(reheating)]

상기에 따라 제조된 열연강판을 상온까지 공냉한 후, Ac3 이상의 온도로 재가열하여 일정시간 유지하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 재가열 공정을 통해 미세한 오스테나이트 조직의 생성을 조장하고, 후속 냉각시 저온변태상을 형성할 수 있다.

즉, 상기 열연강판을 재가열하여 오스테나이트 조직을 형성할 수 있으나, 만일 상기 재가열 온도가 Ac3 미만이면 열연강판 조직이 페라이트 및 오스테나이트의 2상 조직이 될 우려가 있다.

따라서, 상기 열연강판의 재가열시 Ac3 이상, 바람직하게는 830~930℃의 온도범위로 행하며, 100%의 오스테나이트 상이 상기 열연강판의 중심부까지 충분히 형성되도록 상기 온도에서 (1.9t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 동안 유지하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 Ac3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.

Ac3 = 937.2 - 436.5C + 56Si - 19.7Mn - 26.6Ni + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)

[냉각 및 템퍼링 열처리]

상기에 따라 재가열된 열연강판을 상온으로 냉각한 후, 템퍼드 조직의 형성을 위하여 템퍼링 열처리 공정을 행할 수 있다.

상기 냉각은 저온조직상의 형성을 원활하게 하기 위하여, 수냉할 수 있으며, 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 행할 수 있다. 여기서, 냉각속도는 열연강판의 두께 방향 1/4t 영역을 기준으로 함을 밝혀둔다.

상기 수냉시 냉각속도가 0.5℃/s 미만이면 냉각 중에 페라이트 상과 같은 연질상이 형성될 우려가 있다. 상기 수냉시 냉각속도가 빠를수록 저온조직상 형성에 유리한 바, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 냉각설비를 고려하여 최대 100℃/s의 냉각속도로 행할 수 있음을 밝혀둔다.

상기 수냉된 열연강판은 그 미세조직이 저온조직상, 바람직하게는 마르텐사이트 또는 베이나이트 상을 포함할 수 있다. 이와 같이 저온조직상을 포함함으로서 높은 강도를 가질 수 있으나, 깨지기 쉬운 성질을 나타낸다.

본 발명에서는 상기 저온조직상이 형성된 열연강판을 일정온도로 가열한 후, 유지함으로써 강의 강도를 소폭 낮추면서도 저온에서의 충격인성을 확보할 수 있다.

구체적으로, 상기 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 (2.3t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 템퍼링 열처리를 행함으로써, 템퍼드 마르텐사이트 또는 템퍼드 베이나이트 상을 형성할 수 있다.

상기 템퍼링 열처리시 온도가 550℃ 미만이면 템퍼링 열처리 효과를 충분히 확보하기 위해 장시간의 열처리가 요구되어 경제성이 떨어지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 강도 하락 효과가 지나치게 커질 뿐만 아니라, 탄화물이 조대화되어 충격인성 역시 저하될 우려가 있다. 더불어, 상술한 온도범위에서 템퍼링 열처리시, 그 시간이 (2.3t+30)분 미만이면 템퍼링 효과가 충분하지 못하게 된다.

상기 템퍼링 열처리가 완료된 열연강판을 상온으로 공냉하며, 이로부터 미세조직이 면적분율 50% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 템퍼드 베이나이트 상으로 구성된 강재를 얻을 수 있다.

본 발명의 강재는 그 두께가 130mm 이상 350mm 이하의 극후물 강재로서, 강재 두께 방향으로 균일한 조직을 가짐으로써, 고강도와 더불어 저온 충격인성이 우수하며, 크랙 발생에 대한 저항성이 우수한 특성을 가질 수 있다.

나아가, 본 발명의 극후물 강재 즉, 상기 공냉된 열연강판에 대해 용접하는 단계를 더 포함할 수 있으며, 이때 서브머지드 아크 용접(SAW) 또는 플럭스코어드 아크 용접(FCAW) 방법으로 용접을 행할 수 있다. 일 예로, 상기 서브머지드 아크 용접은 통상의 조건에 의해 행할 수 있으며, 예컨대 5.0KJ/cm의 입열량으로 행할 수 있다. 또한, 상기 플럭스코어드 아크 용접 역시 통상의 조건으로 행할 수 있으며, 예컨대 1.5KJ/cm의 입열량으로 행할 수 있다.

본 발명의 극후물 강재는 상기 용접 후에도 저온 충격인성이 우수한 특성을 가질 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 용강을 연속주조하여 연주 슬라브를 제조하였다. 이때, 상기 연주 슬라브는 700mm의 두께로 제조하였다. 상기 연주 슬라브를 후속 열간압연 공정이 가능하도록 Ac3 이상의 온도로 가열한 다음, 두께 400mm로 단조하여 단조 슬라브를 제조하였다.

상기 단조 슬라브를 1100℃로 가열한 후 조압연한 다음, 850℃에서 마무리 열간압연하여 두께 210mm의 열연강판을 얻었다. 상기 열연강판을 상온으로 공냉한 후 910℃로 재가열(reheating)하여 유지한 후 다시 상온으로 수냉하였다. 이후, 수냉된 열연강판을 650℃로 가열 및 유지하여 템퍼링 열처리를 실시한 후 상온으로 공냉하여 최종 강재를 제조하였다. 예외적으로, 강 9에 대해서는 템퍼링 열처리시 720℃로 가열 및 유지한 후 상온으로 공냉하였다.

이때, 상기 재가열 온도에서 513분간 유지하였으며, 상기 템퍼링 열처리 온도에서는 744분간 유지하였다. 또한, 상기 수냉은 각 강재의 중심부(1/2t 영역)를 기준으로 0.6℃/s의 냉각속도로 행하였다.

강 종	합금조성 (중량%)
강 종	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Cr	Ni	Cu	Mo	V	Ti	B	N
1	0.145	0.20	0.45	0.008	0.002	0.065	0	1.05	2.1	0	0.56	0.03	0	0.002	0.0035
2	0.140	0.21	0.55	0.008	0.002	0.065	0	1.00	2.1	0	0.56	0.03	0	0.002	0.0035
3	0.135	0.20	1.10	0.008	0.002	0.065	0	0.55	2.1	0	0.60	0.03	0	0.002	0.0035
4	0.126	0.20	0.75	0.008	0.002	0.063	0	0.75	2.1	0.15	0.56	0.03	0	0.002	0.0035
5	0.110	0.20	1.65	0.008	0.002	0.065	0	0.10	2.3	0	0.60	0.03	0	0.002	0.0035
6	0.110	0.20	1.65	0.008	0.002	0.065	0	0.30	2.3	0	0.60	0.03	0.013	0.002	0.0035
7	0.110	0.20	1.65	0.008	0.002	0.065	0.015	0.30	2.3	0	0.60	0.03	0.013	0.002	0.0035
8	0.130	0.22	1.10	0.008	0.002	0.065	0	1.05	2.1	0.1	0.56	0.03	0	0.002	0.0035
9	0.132	0.21	0.45	0.008	0.002	0.065	0	1.05	2.1	0.1	0.56	0.03	0.002	0.002	0.0035

강종	성분관계식
강종	관계식 1(Ceq)	관계식 2	관계식 3
1	0.688	2.24	0
2	0.690	2.28	0
3	0.694	2.42	0
4	0.669	2.22	0.07
5	0.684	2.49	0
6	0.724	2.69	1.06
7	0.724	2.69	2.29
8	0.788	2.87	0.05
9	0.682	2.22	0.21

이후, 각각의 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였다.

미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, EBSD 장비를 이용하여 템퍼드 마르텐사이트(T-M) 상, 템퍼드 베이나이트(T-B) 상을 육안으로 구분하고, 각 분율을 측정하였다. 이때, 상기 미세조직은 각 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점에서 각각 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 각 강재의 두께 방향 1/2t 지점을 중심으로 상/하 5mm 구간에서 형성된 MnS 개재물의 크기(원 상당 직경)을 관찰하고, 그 최대값을 하기 표 3에 나타내었다.

그리고, 각 강재의 두께 방향 1/2t 지점, 1/4t 지점에서 기계적 물성을 측정하였으며, 이때 인장시편은 JIS 1호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 각 두께 방향 지점에서 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, 충격시편은 JIS 4호 규격 시험편을 압연방향으로 각 두께 방향 지점에서 채취하여 -40℃에서 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 상기 충격시험은 각 지점에서 3회 측정하였으며, 평균값과 개개값을 모두 나타내었다.

강종	미세조직				MnS 직경 (㎛)	비고
	1/4t		1/2t		MnS 직경 (㎛)
	T-M	T-B	T-M	T-B	최대값
1	64	36	54	46	31	발명예 1
2	59	41	52	48	45	발명예 2
3	52	48	52	48	94	발명예 3
4	57	43	54	46	64	발명예 4
5	45	55	38	62	157	비교예 1
6	62	38	58	42	149	비교예 2
7	61	39	53	47	162	비교예 3
8	62	38	51	49	122	비교예 4
9	61	39	56	44	88	비교예 5

강종	1/4t						1/2t
	인장특성				CVN(-40℃)		인장특성				CVN(-40℃)
	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	YR	평균 (J)	개개값 (J)	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	YR	평균 (J)	개개값 (J)
발명예1	767	858	20	89	189	184~197	757	850	20	89	153	132~174
발명예2	755	833	21	91	178	165~194	745	826	20	90	149	122~169
발명예 3	814	875	20	93	102	90~112	798	869	20	92	95	85~102
발명예 4	742	813	20	91	114	86~133	736	816	21	90	92	83~107
비교예1	827	907	21	91	38	36~39	829	897	20	92	44	40~48
비교예2	800	880	20	91	42	37~48	802	879	16	91	54	46~59
비교예3	843	919	20	92	25	18~29	838	913	19	92	31	26~39
비교예4	754	838	21	90	90	87~92	746	835	22	89	49	34~78
비교예 5	644	732	24	88	47	25~62	640	736	23	87	36	17~55

상기 표 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서는 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건에 의해 제조된 발명예 1 내지 4는 두께 방향으로 의도하는 조직이 형성됨에 따라 고강도를 가지면서 저온 충격인성이 우수함을 확인할 수 있다.

반면, 본 발명에서 제안하는 합금조성 또는 성분관계를 만족하지 못하는 비교예 1 내지 4는 저온 충격인성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.

이 중, Cr의 함량이 불충분한 비교예 1은 강의 소입성이 크게 감소되어 저온 충격인성이 열위하였다. 또한, Ti이 과도하게 함유된 비교예 2 및 3은 강 중에 형성된 TiN 또는 (Ti,Nb)(C,N) 석출물이 크랙 전파 작용을 일으키고, 중심부에 조대한 MnS 개재물이 형성됨에 따라 저온 충격인성이 매우 열위하였다.

비교예 4의 경우, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 반면, 관계식 1이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 비교예 1 내지 3과 유사한 인장강도를 나타내는 반면, 중심부 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

또한, 비교예 5는 합금설계는 본 발명을 만족하나, 템퍼링 열처리시 온도가 과도하게 높은 경우이다. 이러한 비교예 5는 재가열 및 냉각 공정(켄칭 공정) 후 강 내부에 집적된 전위가 템퍼링 열처리 중에 풀리면서 연화가 일어나는 정도가 온도가 높아짐에 따라 증가하게 되고, 내부에 석출된 탄화물 역시 온도 증가에 따라 조대화가 일어나게 되어, 강도 및 충격인성이 매우 열위하였다.

한편, 상기 각각의 강재에 대해 변형시효열처리를 행하였으며, 이후 두께 방향 1/4t 지점에서 충격시편을 채취하여 -40℃에서 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 이때, 상기 변형시효열처리는 5%의 변형을 행한 다음, 250℃에서 1시간 시효 열처리를 행하여 실시하였다.

또한, 상기 각각의 강재를 1.5KJ/cm의 입열량으로 플럭스코어드 아크 용접을 행한 후, 용접열영향부에서 충격시편을 채취하여 -40℃에서 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 함께 나타내었다.

상기 각각의 충격시험은 각 지점에서 3회 측정하였으며, 평균값과 개개값을 모두 나타내었다

강종	변형시효열처리 후 (-40℃, J)		용접 후 (-40℃, J)
강종	평균값	개개값	평균값	개개값
발명예 1	126	89~154	113	76~134
발명예 2	119	84~146	107	61~132
발명예 3	68	52~83	61	53~72
발명예 4	72	60~88	66	55~74
비교예 1	25	12~35	23	15~29
비교예 2	28	13~36	25	14~32
비교예 3	17	11~32	15	13~19
비교예 4	60	46~84	48	36~62
비교예 5	27	21~42	32	21~45

상기 표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 발명예 1 내지 4는 변형시효열처리 이후 저온 충격인성이 우수할 뿐만 아니라, 용접 후 용접열영향부의 충격인성이 저하되지 아니함을 알 수 있다.

반면, 비교예 1 내지 3과 비교예 5는 변형시효열처리 이후 모재의 저온 충격인성이 크게 저하되었으며, 용접 후 용접열영향부의 충격인성도 크게 저하된 것을 확인할 수 있다. 비교예 4의 경우, 변형시효열처리 이전 모재의 저온 충격인성이 양호한 수준이었으나, 변형시효열처리 후 저온 충격인성이 저하되었으며, 특히 용접 후 용접열영향부의 충격인성이 크게 저하된 것을 알 수 있다.

도 1은 발명예 1과 비교예 1 및 4의 강재에 대해 0℃, -20℃, -40℃, -60℃에서 충격시험을 행한 후 그 결과를 나타낸 것이다. 이때, 충격시편은 앞서 설명한 바와 동일한 방법으로 두께 방향 1/4t 지점에서 채취하였다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 발명예 1은 -60℃의 극저온에서도 충격인성이 150J 이상으로 측정되는 반면, 비교예 1 및 4는 저온으로 갈수록 충격인성이 크게 저하되는 경향을 보임을 알 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만이며,
상기 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하며, 130mm 이상 350mm 이하의 두께를 가지는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.

[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15
[관계식 2]
1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5
[관계식 3]
[(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1
(상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 강재는 미세조직으로 면적분율 50% 이상의 템퍼드 마르텐사이트, 잔부 템퍼드 베이나이트 상을 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 두께 중심부에서 MnS 개재물의 최대 직경이 100㎛ 이하인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 항복강도 690MPa 이상, 인장강도 750MPa 이상, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지 값이 평균 50J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 5% 변형 및 시효 열처리 후 -40℃에서의 충격시험시 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ)의 -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지 값이 평균 30J 이상인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.11~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.3~1.8%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하(0% 포함), 크롬(Cr): 0.2~1.5%, 니켈(Ni): 1.0~2.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 0.25~0.80%, 바나듐(V): 0.01~0.1%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 포함), 보론(B): 0.001~0.003%, 질소(N): 0.002~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Ceq 값이 0.5 초과~0.7 미만이며, 상기 C, Mn, Cr, Mo 및 V의 성분관계가 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Ti, Nb, Cu, Ni 및 N의 성분관계가 하기 관계식 3을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도범위에서 조압연하는 단계;
상기 조압연 후 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계;
상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열(reheating)하여 (1.9t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후 상온까지 수냉하는 단계; 및
상기 열처리 후 수냉된 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 (2.3t+30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 템퍼링 열처리한 후 상온까지 공냉하는 단계
를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.

[관계식 1]
Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15
[관계식 2]
1.5 < C + Mn + Cr + Mo + V < 2.5
[관계식 3]
[(Ti + Nb)/3.5N + (Cu/Ni)] < 1
(상기 관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
제 7항에 있어서,
상기 강 슬라브를 가열하기 전, 상기 강 슬라브의 두께 대비 10~50%의 두께로 단조하는 단계를 더 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 재가열(reheating)은 830~930℃의 온도범위로 행하는 것인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 수냉은 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 행하는 것인 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.
제 7항에 있어서,
상기 템퍼링 열처리 후 공냉된 열연강판을 용접하는 단계를 더 포함하는 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재의 제조방법.