KR20160078844A

KR20160078844A - 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20160078844A
Application number: KR1020140189121A
Authority: KR
Inventors: 고성웅; 박재현; 배무종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-24
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2016-07-05

Abstract

본 발명은 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재에 관한 것으로, C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하 및 Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 더 포함한다. 또한, Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.

Description

수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN INDUCED CRACKING, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

API(American Petroleum Institute)규격의 수소유기균열 보증용 후판 강재는 라인파이프 및 프로세스파이프 용도 등으로 사용되고 있으며, 사용환경에 따라 강재의 요구물성 및 제조프로세스가 결정된다. 최종 고객사가 고온의 환경을 사용하게 되면 강재의 제조 프로세스 또한 노말라이징이나 ?칭/템퍼링 등의 열처리 프로세스를 요구하게 되며, 더욱이 강관의 제조공정에 노말라이징 프로세스가 포함되면 열처리 강재 중 노말라이징 강을 요구하게 된다.

그러나, 상기 노말라이징 강은 일반적으로 공냉재의 특성상 강도가 낮으며, 강도 상승을 위해 C, Mn 등의 합금원소를 함량을 증가시킴에 따라 수소유기균열 저항성이 급격히 감소하는 특징을 가진다. 그 이유는 C, Mn 등의 함량이 증가함에 따라 강재 내의 펄라이트 함량이 증가하고 일정 비율의 펄라이트 분율 이상에서는 수소유기균열 저항성이 급격히 감소하기 때문이다. 또한, 노말라이징 강재의 특성 상 강관의 조관 후에는 수소유기균열에 대한 저항성이 감소하므로 최근에는 수소유기균열 저항성의 요구수준이 엄격해지고 있다.

아래의 특허문헌1은 수소유기균열 저항성 확보를 위한 기술을 제안하고 있지만, 여전히 C의 함량이 높은 문제점이 있다.

한국특허공개공보 제2004-0021117호

본 발명의 목적은 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는, C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하 및 Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

또한, 상기 후판 강재는 Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법은, C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하 및 Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계, 상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 900℃ 이상으로 열간 압연하는 단계 및 상기 열간 압연된 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도에서 재가열하는 단계를 포함한다.

또한, 상기 슬라브는 Nb: 0.005%~0.05 중량% 및 Ti: 0.005%~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 일 실시 예를 따르는 후판 강재 및 제조 방법에 의해 제조된 후판 강재는 수소유기균열 저항성이 우수하다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는, C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하 및 Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 실시 예를 따르면 일반적으로 사용되는 Cr, Mo, V 등의 고가 석출형 원소를 포함하지 않으면서 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 제공할 수 있다.

상기 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는, 기지조직으로 페라이트 및 펄라이트의 복합조직을 가지고, 펄라이트의 면적 분율이 10% 미만일 수 있다.

또한, 압연방향을 기준으로 할 때, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상일 수 있다.

성분계 및 성분범위

이하 본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 성분계 및 성분범위에 대하여 설명한다.

C(탄소): 0.03~0.06 중량%

C는 강내에서 고용되거나 석출상을 형성하여 강도를 증가시키는 역할을 한다.

C함량이 0.03중량% 미만이면 강도 확보가 어렵고 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화되는 문제점이 있다. C 함량이 0.06 중량%를 초과하면 강판의 수소유기균열 저항성과 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, C의 함량은 0.03~0.06 중량%가 바람직하다.

Si (실리콘): 0.2~0.4 중량%

Si는 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다.

Si 함량이 0.2 중량% 미만이면 강도 확보가 용이하지 않다. Si 함량이 0.4 중량%를 초과하면 용접성을 저해하고, 압연 시 스케일 박리를 유발하는 문제점이 있다. 따라서, Si의 함량은 0.2~0.4 중량%가 바람직하다.

Mn (망간): 1.0~1.6 중량%

Mn은 일정수준 첨가까지 페라이트 변태온도를 낮춤으로써 충격인성을 저해하지 않고 강의 강도를 향상시키는 원소이다.

Mn의 함량이 1.0 중량% 미만이면 상기 특성이 충분히 발현되지 않는다. Mn의 함량이 1.6 중량%를 초과하면 중심편석이 발생하여 수소유기균열 저항성을 급격하게 하락시키는 문제점이 있다. 따라서, Mn의 함량은 1.0~1.6 중량%이 바람직하다.

P(인): 0.03 중량% 이하

P는 불순물 원소이다.

P의 함량이 0.03중량%를 초과하면 용접성이 현저히 저하되고, 충격인성이 열화되는 문제점이 있다. 따라서, P의 함량은 0.03 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 저온 충격인성의 측면에서 0.01 중량% 이하가 더욱 바람직하다.

S(황): 0.003 중량% 이하

S는 불순물 원소이다.

S의 함량이 0.003중량%를 초과하면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, S의 함량을 0.003 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 저온 충격인성을 저하시킬 수 있기 때문에 0.002 중량% 이하가 더욱 바람직하다.

Al (알루미늄): 0.06 중량% 이하

Al은 용강 중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 한다. 강재 내에 충분한 탈산력을 갖추도록 하기 위해 첨가될 수 있다.

Al의 함량이 0.06 중량%를 초과하면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 충격인성을 저해하는 문제점이 있다. 따라서, Al의 함량은 0.06 중량% 이하가 바람직하다.

N(질소): 0.01 중량% 이하

N은 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01 중량%를 상한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함유량이 0.01 중량%를 초과하면 고용상태의 N이 존재하여 저온인성이 나빠지는 문제점이 있다. 따라서, 0.01 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu (구리): 0.05~0.4 중량%

Cu는 고용강화를 통하여 페라이트의 강도를 향상시키는 원소이다.

Cu의 함량은 페라이트의 강도 향상 효과가 충분히 발현되기 위하여 0.05 중량% 이상 첨가한다. 그러나, Cu의 함량이 0.4 중량%를 초과하면 열간 압연 시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 문제점이 있다. 따라서, Cu의 함량은 0.05~0.4 중량%가 바람직하다.

Ni (니켈): 0.05~0.5 중량%

Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소이며, Cu첨가강의 열간 압연 시에 발생하는 표면 균열을 감소시키기 위해서 첨가된다.

Cu 첨가에 따른 표면균열을 감소시키는 효과를 발현하기 위해, Ni을 0.05 중량% 이상 첨가할 수 있다. 상기 표면균열 감소 효과를 더욱 효과적으로 발현시키기 위해 Ni은 Cu 첨가강의 1.5배 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. Ni의 함량이 0.5 중량%를 초과하면 강재의 가격이 상승하는 문제점이 있다. 따라서, Ni의 함량은 0.05~0.5 중량%가 바람직하다.

Ca (칼슘): 0.0005~0.003 중량%

Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 중심부에 생기는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 강재의 중심부에 연신개재물로 존재하며 그 양이 많아 부분적으로 밀집이 되면, 두께방향 인장 시 연신율을 감소시키는 역할을 한다. Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다.

상기 Ca의 MnS 개재물을 구상화시키는 효과가 충분히 발휘되기 위해 Ca은 0.0005 중량% 이상 첨가한다. Ca은 휘발성이 크기 때문에 수율이 낮은 원소이므로 제공공정에서 발생되는 부하 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, Ca의 함량은 0.003 중량%가 바람직하다.

한편, 상기 후판 강재는 Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.

Nb (니오븀): 0.005~0.05 중량%

Nb는 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 효과를 충분히 발현시키기 위해 Nb은 0.005 중량% 이상 첨가한다. Nb의 함량이 0.05 중량%를 초과하면 중심부에서 Ti와 함께 정출되어 수소유기균열을 유발하는 문제점이 있다. 따라서, Nb의 함량은 0.005~0.05 중량%가 바람직하다.

Ti (티타늄): 0.005~0.03 중량%

Ti은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 원소이다.

상기 효과를 충분히 발현시키기 위해 Ti는 0.005 중량% 이상 첨가한다. Ti의 함량이 0.03 중량%를 초과하면 열처리재의 저온 충격인성이 열화되는 문제점이 있다. 따라서, Ti의 함량은 0.005~0.03 중량%가 바람직하다. 또한, 저온 인성 측면에서 0.005~0.01 중량%로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는 기지조직으로 페라이트와 펄라이트의 복합조직을 갖는다. 상기 기지조직 내의 펄라이트 면적 분율이 10% 이상일 경우에는 수소유기균열에 대한 저항성이 낮아질 수 있다. 따라서, 상기 기지조직 내의 펄라이트 면적 분율은 10% 미만임이 바람직하다.

이와 같은 조직 특성으로 인하여, 본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는 두께 45mm 이하의 강으로서, 상기 두께 범위 내에서는 두께에 관계 없이 인장강도 400Mpa 이상의 고강도를 가질 수 있다.

또한, 본 발명의 실시 예를 후판 강재는 Al-Ca계 개재물을 포함할 수 있고, 압연방향을 기준으로 할 때, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상일 수 있다.

상기 Al-Ca계 개재물은 저강도강의 수소유기균열 저항성을 열화시키는 원인이 된다. 압연방향을 기준으로 할 때, 직경이 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μm 미만일 경우에는 수소유기균열 저항성을 열화시키기 문제점이 있다. 따라서, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상임이 바람직하다.

제조 방법

이하 본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법을 설명한다.

본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법은, C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하, Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계, 상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 900℃ 이상으로 열간 압연하는 단계 및 상기 열간 압연된 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도에서 재가열하는 단계를 포함한다.

또한, 상기 슬라브를 준비하는 단계에서 슬라브는, Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있다.

가열하는 단계

앞서 설명한 성분계 및 성분범위를 갖는 슬라브를 1100 내지 1300℃ 온도에서 가열한다.

가열온도가 1300℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강의 강도가 낮아지는 문제점이 있다. 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 합금원소 재고용율이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 가열온도는 1100~1300℃가 바람직하며, 상기 특성을 고려하면 1100~1180℃가 보다 바람직하다.

열간 압연하는 단계

상기 가열공정을 거친 슬라브는 900℃ 이상으로 마무리 압연하는 열간 압연 단계를 거친다.

압연온도가 낮을수록 결정립이 미세화되어 강재의 저온인성이 향상되는 효과가 있지만, 마무리 압연온도가 900℃ 미만일 경우에는 커다란 Al-Ca계 개재물이 압연방향으로 분할되고 직경이 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ 미만이 되어 강의 수소유기균열 저항성을 급격하게 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, 마무리 압연온도는 900℃ 이상이 바람직하다.

냉각하는 단계

상기 열간 압연된 강판을 공냉한다. 열간 압연에 의해 고온 상태인 강판을 수냉하는 경우 강판의 형상 변형 및 생산성 저항의 문제점이 있으므로 공냉하는 것이 바람직하다.

재가열하는 단계

상기 강판을 Ac3~Ac3+80℃온도에서 재가열한다. 상기 열간압연 후 냉각된 강판을 Ac3~Ac3+80℃온도, 즉 오스테나이트 영역으로 재가열한다.

재가열 온도가 Ac3 미만인 경우에는 공냉 시에 형성된 페라이트 및 펄라이트가 오스테나이트 상으로 완전변태가 일어나지 않는 문제점이 있고, 재가열 온도가 Ac3+80℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강도를 하락시키는 문제점이 있다. 따라서, 재가열 온도는 Ac3 ~ Ac3+80℃가 바람직하다. 상기 재가열된 강판은 이후 공냉함이 바람직하다.

실시 예

하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 가열, 열간압연 및 재가열하여 강판을 제조하였다. 하기 표 1 및 표 2에서 발명강은 본 발명의 조성 및 제조조건에 부합되는 것이고, 비교강은 본 발명의 조성 및 제조조건 중의 어느 하나 이상을 벗어난 것이다.

하기 표 1의 발명강 및 비교강은 조성을 표 1의 조성 및 표 2의 제조 공정 조건에 따르는 것을 제외하고 동일한 공정에 의해 제조된 것이다. 구체적으로, 발명강 및 비교강의 내연강판은 하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 표 2의 가열온도로 가열하고, 표 2의 마무리 압연 온도로 압연한 후 공냉하고, 표 2의 재가열 온도로 재가열한 후 공냉한 것이다.

상기와 같이 제조된 강판에 대하여 펄라이트 면적 분율, Al-Ca계 개재물 사이의 거리, 인장강도 및 수소유기균열 민감도(CLR: Crack Length Ratio)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

상기 펄라이트 면적 분율 및 Al-Ca계 개재물 사이의 거리는 강판의 미세조직을 관찰한 것이고, 수소유기균열 민감도(CLR)는 NACE(미국 National Association of Corrosion Engineers)에서 규정된 방법을 준수하여 시험을 거친 후 시편 전체 길이에 대하여 발생된 수소 유기 균열 길이의 백분율 비를 구하여 기재한 것이다.

하기 표 1의 기재된 값은 중량%를 의미한다. 비교강1 내지 4는 본원 발명의 실시 예에 대하여 표 1에 기재된 조성이 벗어난 비교 예이고, 비교강5 내지 8은 본원 발명의 실시 예에 대하여 표 2에 기재된 공정 조건이 벗어난 비교 예이다.

	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Cu	Ni	Ca	Nb	Ti	Cr	Mo	V
발명강1	0.041	0.31	1.32	0.007	0.0008	0.03	0.005	0.31	0.24	0.0015	0.02	0.01	0	0	0
발명강2	0.038	0.32	1.34	0.008	0.0007	0.029	0.004	0.29	0.22	0.0013	0	0.01	0	0	0
비교강1	0.068	0.25	1.51	0.008	0.0008	0.041	0.005	0.2	0.23	0.001	0.006	0.008	0.19	0.14	0.02
비교강2	0.043	0.22	1.2	0.008	0.0008	0.041	0.005	0	0	0.0013	0.014	0.013	0.27	0.12	0.012
비교강3	0.048	0.25	1.75	0.008	0.0009	0.033	0.005	0.08	0	0.0014	0.013	0.01	0.18	0.09	0
비교강4	0.043	0.12	1.35	0.008	0.0008	0.029	0.007	0.18	0.25	0.0011	0.012	0.03	0	0	0
비교강5	0.041	0.31	1.32	0.007	0.0008	0.03	0.005	0.31	0.24	0.0015	0.02	0.01	0	0	0
비교강6	0.041	0.31	1.32	0.007	0.0008	0.03	0.005	0.31	0.24	0.0015	0.02	0.01	0	0	0
비교강7	0.041	0.31	1.32	0.007	0.0008	0.03	0.005	0.31	0.24	0.0015	0.02	0.01	0	0	0
비교강8	0.041	0.31	1.32	0.007	0.0008	0.03	0.005	0.31	0.24	0.0015	0.02	0.01	0	0	0

	가열온도 (℃)	마무리압연온도 (℃)	Ac3 (℃)	노말라이징 온도 (℃)
발명강1	1160	952	871	900
발명강2	1165	985	873	909
비교강1	1165	990	859	915
비교강2	1152	975	882	942
비교강3	1145	935	868	928
비교강4	1144	964	865	925
비교강5	1133	891	871	931
비교강6	1121	876	871	931
비교강7	1137	835	871	931
비교강8	1122	955	871	980

	펄라이트 면적분율 (%)	Al-Ca계 개재물 최소거리 (μｍ)	인장강도 (Mpa)	수소유기균열 민감도(CLR) (%)
발명강1	5.3	345	428	0
발명강2	4.8	463	439	0
비교강1	12.5	266	457	4.8
비교강2	3.6	343	387	0
비교강3	5.8	136	466	12.6
비교강4	6.1	144	384	0
비교강5	5.2	86	435	3.5
비교강6	5.3	63	444	10.7
비교강7	5.1	35	456	32.5
비교강8	5	361	385	0

표 1 내지 표 3을 참조하면, 발명강1 내지 2는 본 발명의 실시 예를 따르는 성분계, 성분범위 및 공정 조건을 만족하는 경우로서, 인장강도가 400MPa 이상이고, 수소유기균열 민감도(CLR)이 0%로서 수소유기균열 저항성이 우수함을 알 수 있다.

반면, 본 발명의 성분계, 성분범위 및 공정 조건 중의 어느 하나 이상을 를 벗어나는 비교강1 내지 8은 인장강도가 400MPa 보다 작거나, 수소유기균열 민감도(CLR)가 4% 이상으로 나타나는 바, 수소유기균열 저항성이 충분하지 않다.

이를 통하여, 본 발명의 실시 예에 따라 강판을 제조함으로써 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims

C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하, Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
제1항에 있어서,
Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
제1항에 있어서,
기지조직으로 페라이트 및 펄라이트의 복합조직을 가지고, 펄라이트의 면적 분율이 10% 미만인 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
제1항에 있어서,
상기 후판 강재는 Al-Ca계 개재물을 포함하고, 그리고 압연방향을 기준으로 할 때, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상인 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
제1항에 있어서,
두께 45mm 이하에서 인장강도가 400MPa 이상인 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
C: 0.03~0.06 중량%, Si: 0.2~0.4 중량%, Mn: 1.0~1.6 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하, Cu: 0.05~0.4 중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003 중량%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 900℃ 이상으로 열간 압연하는 단계; 및
상기 열간 압연된 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도에서 재가열하는 단계;를 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 슬라브는 Nb: 0.005~0.05 중량% 및 Ti: 0.005~0.03 중량% 중 적어도 하나를 더 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 재가열하는 단계에서 재가열한 강판은, 기지조직으로 페라이트 및 펄라이트의 복합조직을 가지고, 펄라이트의 면적 분율이 10% 미만인 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법.