本发明涉及在硫化氢气氛下使用的压力容器用钢材及其制造方法，更具体地，涉及一种有效地确保抗氢致开裂(hic)性的压力容器用钢材及其制造方法。
背景技术：
在石化制造设备、储罐等中使用的压力容器钢材，随着使用时间增加，设备不断大型化、钢材不断变厚。此外，在制造大型结构物时，为了确保母材及焊接部分的稳定性，降低碳当量(ceq)及尽量控制杂质成为趋势。而且，由于大量含有h2s的原油的产量增加，对抗氢致开裂(hic)特性的要求越来越苛刻。
钢材的氢致开裂(hic)产生原理如下：随着原油中所含的湿硫化氢与钢材表面接触会产生腐蚀，因钢材腐蚀而产生的氢原子渗入扩散到钢材内部并以原子状态存在。渗入扩散到钢材内部的氢原子以氢气形态进行分子化而产生气压，这种压力在钢材内部的脆弱组织(例如，夹杂物、偏析带、内部孔等)引发脆裂。而且随着使用时间的增加及持续施加荷重等，裂纹逐渐生长，最终引起钢材的破坏。
为了提高在硫化氢气氛下使用的钢材的抗氢致开裂性，已开发有各种技术，具代表性的技术可例举如下几种方法：1)添加cu等元素；2)尽量减少裂纹容易产生并扩展的硬化组织(例如，珠光体等)或者控制其形状；3)通过nact、qt、dqt等的水处理，利用回火马氏体、回火贝氏体等硬质组织来控制基体组织，从而增加裂纹形成的抵抗性；以及4)控制可作为裂纹的起始点的钢材内部的夹杂物等的内部缺陷。
然而，这些技术在大厚度的厚钢板中使用时受到限制，尤其用于厚度为100-300mm、抗拉强度为500mpa级别的钢材时存在无法确保充分的抗氢致开裂特性的问题。
(专利文献1)日本专利公开公报特开第2003-013175号(2003.01.15.公开)
技术实现要素：
【技术问题】
根据本发明的一方面，可提供抗氢致开裂性优异的钢材及其制造方法。
本发明的技术问题不限于上述内容。只要是本领域的普通技术人员，便能够通过本说明的整体内容容易理解本发明的附加技术问题。
【技术方案】
根据本发明的一方面的抗氢致开裂性优异的钢材，以重量％计包含：碳(c)：0.10-0.25％、硅(si)：0.05-0.50％、锰(mn)：1.0-2.0％、铝(al)：0.005-0.1％、磷(p)：0.010％以下、硫(s)：0.0015％以下、铌(nb)：0.001-0.03％、钒(v)：0.001-0.03％、钼(mo)：0.01-0.15％、铜(cu)：0.01-0.50％、镍(ni)：0.05-0.50％、余量的铁(fe)及不可避免的杂质，并具有100-300mm的厚度，形成在内部的孔的最大尺寸可以为1μm以下。
所述钢材可包含70面积百分比以上的铁素体组织及残余珠光体组织作为微细组织。
所述钢材以重量％计还可包含：钛(ti)：0.001-0.03％、铬(cr)：0.01-0.20％及钙(ca)：0.0005-0.004％中的1种或2种以上。
所述钢材可具有500mpa以上的抗拉强度，在-46℃下的夏比冲击吸收能量可以为250j以上，氢致开裂的裂纹长度比可以为5％以下。
根据本发明的一方面的抗氢致开裂性优异的钢材通过以下方法制造：对板坯进行第一次加热，所述板坯以重量％计包含碳(c)：0.10-0.25％、硅(si)：0.05-0.50％、锰(mn)：1.0-2.0％、铝(al)：0.005-0.1％、磷(p)：0.010％以下、硫(s)：0.0015％以下、铌(nb)：0.001-0.03％、钒(v)：0.001-0.03％、钼(mo)：0.01-0.15％、铜(cu)：0.01-0.50％、镍(ni)：0.05-0.50％、余量的铁(fe)及不可避免的杂质；以长度方向及宽度方向压下经第一次加热的所述板坯；选择性地对以长度方向及宽度方向压下的所述板坯进行第二次加热，并以厚度方向压下；通过第三次加热以厚度方向压下的所述板坯来进行热轧，空冷至常温后提供钢材；通过第四次加热所述钢材来进行热处理，并空冷至常温，所述以厚度方向压下的所述板坯的内部孔的最大尺寸可以为1μm以下。
所述钢材的厚度可以为100-300mm。
所述第一次加热温度可以为1150-1250℃。
在1100-1200℃的温度范围内，能够以10-20％的压下量对所述板坯进行长度方向压下。
在1050-1150℃的温度范围内，能够以10-30％的压下量对所述板坯进行宽度方向压下。
所述长度方向及宽度方向压下的板坯的温度为950℃以下时，能够以1000-1140℃的温度范围对所述板坯进行第二次加热。
能够以30％以上的压下量对所述板坯进行厚度方向压下。
能够以1000-1140℃的温度范围对所述板坯进行第三次加热，在1000-1140℃的温度范围内，能够以30-75％的压下量进行热轧。
以850-950℃的温度范围对所述钢材进行第四次加热，并维持15-50分钟，从而可进行热处理。
所述热轧的钢材中心部的奥氏体组织可具有平均70μm以下的晶粒大小，通过第四次加热进行热处理的所述钢材中心部的奥氏体组织可具有平均30μm以下的晶粒大小。
所述板坯以重量％计还可包含：钛(ti)：0.001-0.03％、铬(cr)：0.01-0.20％及钙(ca)：0.0005-0.004％中的1种或2种以上。
【有益效果】
根据本发明的一方面，可提供特别适合做压力容器的具有100-300mm厚度的同时有效地确保抗氢致开裂性及低温韧性的钢材及其制造方法。
最佳实施方案
本发明涉及抗氢致开裂性优异的钢材及其制造方法。下文中将说明本发明的优选实施例。本发明的实施例可具有各种不同的形态，本发明的范围不应解释为受限于下面说明的实施例。本实施例是为了向本发明所属的技术领域具有通常技术的技术人员更具体地说明本发明而提供的。
下面将对本发明的钢组分进行详细说明。下面如无特别说明，则显示各元素的含量的％以重量为准。
根据本发明的一方面的抗氢致开裂性优异的钢材，以重量％计可包含：碳(c)：0.10-0.25％、硅(si)：0.05-0.50％、锰(mn)：1.0-2.0％、铝(al)：0.005-0.1％、磷(p)：0.010％以下、硫(s)：0.0015％以下、铌(nb)：0.001-0.03％、钒(v)：0.001-0.03％、钼(mo)：0.01-0.15％、铜(cu)：0.01-0.50％、镍(ni)：0.05-0.50％、余量的铁(fe)及不可避免的杂质。
c：0.10-0.25％
c是确保基本强度的最重要元素，因此需要以适当的范围包含在钢中，因此，为获得这种添加效果，本发明可将c含量的下限限制为0.10％。只是，当添加过多的c时，中心部偏析度会变高，在空冷过程中形成铁素体、贝氏体的混合组织及ma组织等，由此强度或硬度会过于变高。因此，本发明可将c含量的上限限制在0.25％。因此，本发明的c含量可以为0.10-0.25％。优选地，c含量可以为0.10-0.20％，更优选地，c含量可以为0.10-0.15％。
si：0.05-0.50％
si是置换型元素，其通过固溶强化来提高钢材的强度，并具有强有力的脱氧效果，因此是纯净钢的制造中必不可少的元素。因此，为了获得这种效果，本发明可将si含量的下限限制在0.05％。只是，当si的添加量过多时，会生成ma组织，使铁素体的基体强度过于增加，因此会引起抗氢致开裂特性及冲击韧性等变差，本发明可将si含量的上限限制在0.50％。因此，本发明的si含量可以为0.05-0.50％。优选地，si含量可以为0.05-0.40％，更优选地，si含量可以为0.20-0.35％。
mn：1.0-2.0％
mn是通过固溶强化来提高强度且提高可硬化性以生成低温转化相的有用元素。此外，由于mn借助可硬化性的提高，在缓慢的冷却速度下也能生成低温转化相，因此是一种在最终热处理之后进行空冷时用于确保贝氏体低温相的主要元素。因此，为获得这种效果，本发明可将mn含量的下限限制在1.0％。只是，当添加的mn含量过多时，中心偏析会增大，而且与s相结合而形成的mns夹杂物的分数会增加，可降低抗氢致开裂特性，因此本发明可将mn含量的上限限制在2.0％。因此，本发明的mn含量可以为1.0-2.0％。优选地，mn含量可以为1.0-1.7％，更优选地，mn含量可以为1.0-1.5％。
al：0.005-0.1％
al是与所述si一起在炼钢工艺中起到强有力的脱氧剂作用的元素，为了获得这种效果，本发明可将al含量的下限限制在0.005％。只是，当添加的al的含量过多时，大量形成作为脱氧产物的粗大的氧化性夹杂物(al2o3)，这种氧化性夹杂物即使通过精炼工序也不能完全去除，而残留在最终产品中，由此可降低抗氢致开裂性。因此，本发明可将al含量的上限限制在0.1％。因此，本发明的al含量可以为0.005-0.1％。优选地，al含量可以为0.005-0.05％，更优选地，al含量可以为0.035-0.05％。
p：0.010％以下
p是在炼钢工艺中不可避免地包含的元素，而且是一种引发晶界脆性的元素。因此，本发明为了提高抗脆性裂纹扩展性，可将p的含量限制在0.010％以下。
s：0.0015％以下
s也是在炼钢工艺中不可避免地包含的元素，是一种形成粗大的夹杂物而引起脆性的元素。因此，本发明为了提高抗脆性裂纹扩展性，可将s含量限制在0.0015％以下。
nb：0.001-0.03％
nb是以nbc或nbcn的形态析出从而提高母材的强度的元素。此外，高温再加热时被固溶的nb，在压制时以nbc的形态细微地析出，细微析出的nbc可通过抑制奥氏体的再结晶使组织细化。因此，为了达到这种效果，本发明可将nb含量的下限限制在0.001％。只是，当添加的nb的含量过多时，未溶解的nb以tinb(c、n)形态生成，会导致冲击韧性及抗氢致开裂性变差，本发明可将nb含量的上限限制为0.03％。因此，本发明的nb含量可以为0.001-0.03％。优选地，nb含量可以为0.005-0.02％，更优选地，nb含量可以为0.007-0.015％。
v：0.001-0.03％
v是在再加热时几乎全部被再固溶的元素，其在后续的压制工序等中基于析出或固溶的强度增强效果甚微，但是在之后的热处理过程中以非常微细的碳氮化物析出，因此是一种可提高强度的元素。并且，v在最终热处理之后会增加奥氏体的淬火性，并会增加空冷贝氏体的分数。因此，为了获得这种效果，本发明可将v含量的下限限制在0.001％。只是，当添加的v的含量过多时，经济上不理想，而且由于会过于增加焊接部的强度及硬度，从而可能会成为引起表面裂纹等的因素，可将本发明的v含量的上限限制在0.03％。因此，本发明的v含量可以为0.001-0.03％。优选地，v含量可以为0.005-0.02％，更优选地，v含量可以为0.007-0.015％。
mo：0.01-0.15％
mo是有效防止回火或焊接后的热处理期间强度下降的元素，其是有效防止因p等杂质在晶界处偏析而诱发韧性降低的元素。此外，mo是铁素体内的固溶强化元素，也是增加基体相强度的元素。因此，为了获得这种效果，本发明可将mo含量的下限限制在0.01％。只是，由于mo是高价元素，因此添加过多时，从经济方面考虑不理想，从而本发明可将mo含量的上限限制在0.15％。因此，本发明的mo含量可以为0.01-0.15％。
cu：0.01-0.50％
cu是在铁素体内通过固溶强化可大幅提高基体相强度的元素，其是在湿硫化氢气氛下有效抑制母材腐蚀的元素。因此，本发明为了实现这种效果，可将cu含量的下限限制为0.01％。只是，当添加过多的cu时，经济上不理想，而且在钢板的表面上引起星形裂纹的可能性变大，从而本发明可将cu含量的上限限制在0.50％。因此，本发明的cu含量可以为0.01-0.50％。
ni：0.05-0.50％
ni是在低温下增加堆垛层错，容易发生位错的交叉滑移(crossslip)，使冲击韧性及可硬化性提高，从而可提高强度的重要元素。因此，为了获得这种效果，本发明可将ni含量的下限限制在0.05％。只是，当添加过多的ni时，经济上不理想，而且可硬化性会过于上升，从而本发明可将ni含量的上限限制在0.50％。因此，本发明的ni含量可以为0.05-0.50％。优选地，ni含量可以为0.10-0.40％，更优选地，ni含量可以为0.10-0.30％。
另外，根据本发明的一方面的抗氢致开裂性优异的钢材还可包含：ti：0.001-0.03％、cr：0.01-0.20％及ca：0.0005-0.004％中的1种或2种以上。
ti：0.001-0.03％
ti是再加热时以tin的形式析出并抑制母材及焊接热影响部分的晶粒生长，从而可大幅提高低温韧性的元素。因此，为了获得这种效果，本发明可将ti含量的下限限制在0.001％。只是，当添加过多的ti时，由于连铸喷嘴被堵塞或中心部结晶化，低温韧性有可能会下降，而且与n结合在中心部形成粗大的tin析出物，可作为氢致开裂的起始点，本发明可将ti含量的上限限制在0.03％。因此，本发明的ti含量可以为0.001-0.03％。优选地，ti含量可以为0.011-0.025％，更优选地，ti含量可以为0.013-0.018％。
cr：0.01-0.20％
cr通过固溶增加屈服强度及抗拉强度的效果甚微，但是在之后的回火或焊接后进行热处理期间降低渗碳体的分解速度，从而cr是有效防止强度下降的元素。因此，为了实现这种效果，本发明可将cr含量的下限限制在0.01％。只是，当添加过多的cr时，经济上不理想，而且使m23c6等的cr-rich(富铬)碳化物的大小及分数增加，可大幅降低冲击韧性，本发明可将cr含量的上限限制在0.20％。因此，本发明的cr含量可以为0.01-0.20％。
ca：0.0005-0.004％
如果基于al进行脱氧之后添加ca，则与形成mns夹杂物的s相结合而抑制mns的生成的同时形成球形的cas，从而可抑制氢致开裂引起的裂纹的产生。因此，本发明为了形成充分的cas，可将ca含量的下限限制在0.0005％。只是，当添加过多的ca时，形成cas后残留的ca与o结合而形成粗大的氧化性夹杂物，这种粗大的氧化性夹杂物在轧制时延伸、破坏，从而会造成氢致开裂，本发明可将ca含量的上限限制在0.004％。因此，本发明的ca含量可以为0.0005-0.004％。
本发明除了上述的钢组分以外，余量可为fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质作为一般的钢铁制造工序中非人为混入的杂质，不能将其完全排除，对于通常的钢铁制造领域的技术人员而言，能够容易地理解其含义。而且，本发明并非完全排斥除了前面所述的钢组分以外还添加其他组分。
下面对本发明的孔进行详细说明。
根据本发明的一个实施方式的形成在抗氢致开裂性优异的钢材内部的孔的最大尺寸可以为1μm以下。
形成在钢材内部的孔可作为开裂的起始点，为了确保抗氢致开裂性，需要以适当水平管理孔的尺寸及分数。尤其，对于如同本发明的钢材一样大厚度的厚板材而言，比起钢材内部的孔分数，个别孔中是否存在粗大的孔对氢致开裂的产生带来极大的影响，因此本发明将形成在钢材内部的孔的大小限制在一定水平以下，以此来确保抗氢致开裂性。因此，本发明的形成在钢材内部的孔的最大尺寸可以为1μm以下。
另外，根据本发明的一实现例的抗氢致开裂性优异的钢材是具有100-300mm厚度的极厚板材热轧钢板，热轧对形成在最终钢材内部的孔的大小带来的影响甚微。即，形成在最终钢材内部的孔的大小是取决于通过热轧提供的板坯上形成的孔大小的因素，因此本发明通过锻造加工使形成在板坯的孔最小化，从而使最终钢材内部的孔大小最小化。
下面进一步详细说明本发明的微细组织。
根据本发明的一个实施方式的抗氢致开裂性优异的钢材可包含70面积百分比以上的铁素体组织及残余珠光体组织。
通过正火热处理提供的钢材可具有铁素体组织及珠光体组织的混合组织，而具有这些组织的钢材可根据珠光体组织的分数来确定强度。当珠光体组织超过30面积百分比时，钢材的强度增加，冲击韧性反而降低，为了确保抗拉强度为500mpa以上，在-46℃下的夏比冲击吸收能量为250j，本发明可将铁素体组织的面积比率限制在70％以上。
因此，根据本发明的一个实施方式的抗氢致开裂性优异的钢材是厚度为100-300mm的厚板材，可满足以下条件：抗拉强度为500mpa以上，在-46℃下的夏比冲击吸收能量为250j以上，氢致开裂裂纹长度比为5％以下。因此，根据本发明的实例的抗氢致开裂性优异的钢材可确保适合作为压力容器的厚度及物性。
下面进一步详细说明本发明的制造工序。
根据本发明的一实施例的抗氢致开裂性优异的钢材的制造方法中，可对具有前述的组分的板坯进行第一次加热；以长度方向及宽度方向压下经所述第一次加热的板坯；可选择性地对以所述长度方向及宽度方向压下的板坯进行第二次加热，并以厚度方向压下；可通过第三次加热以厚度方向压下的所述板坯来进行热轧，并空冷至常温后提供钢材；可通过第四次加热所述钢材来进行热处理，并空冷至常温。
本发明的板坯的组分及其含量对应于前述的钢材的组分及其含量，因此有关本发明的板坯的组分及其含量的说明由前述的钢材的组分及其含量的说明代替。
板坯的第一次加热
在1150-1250℃的温度范围内可对具有前述组分的板坯进行第一次加热。以宽度方向压下板坯时，为了有效地挤压板坯内部的孔，本发明的第一次加热温度可以为1150℃以上。只是，当第一次加热温度过高时，板坯的表面上会形成过多的氧化皮，由此炉运营成本竞争力下降，因此本发明的板坯第一次加热温度可限制在1250℃以上。
对板坯进行第一次加热以后，可进行分别以板坯的长度方向、宽度方向及厚度方向进行压下的锻造工序。下面更详细地分别说明长度方向压下、宽度方向压下及厚度方向压下。
长度方向压下及宽度方向压下
对进行第一次加热的板坯可依次实施长度方向压下(up-setting(镦粗))及宽度方向压下(cogging(开坯))。长度方向压下及宽度方向压下的实施顺序没有特别限制，然而在实施长度方向压下之后实施宽度方向压下时，出于板坯的孔隙率缩小方面考虑更加理想。
长度方向压下可在1100-1200℃的温度范围内以10-20％的压下量实施。用于确保宽度方向压下的孔隙率减少效果的长度方向压下量可以为10％以上。只是，当宽度方向压下量过多时，可引起板坯的瓢曲(buckling)，因此本发明的长度方向压下量可以为20％以下。长度方向压下温度在于考虑宽度方向压下温度的温度范围内，在宽度方向压下时用于确保充分的压下量的长度方向压下温度可以为1100℃以上。在本发明中，长度方向压下温度的上限不受特别限制，但是考虑第一次加热温度，长度方向压下温度的上限可以为1200℃。
通过宽度方向压下，板坯内部的孔的大小变小，由此可降低板坯的孔隙率。因此，用于实现这种效果的宽度方向压下量可以为10％以上。只是，当宽度方向压下量过多时，会产生板坯的锻造裂纹，本发明的宽度方向压下量的上限可限制在30％。此外，为了防止板坯的变形阻抗引起的压下力下降，宽度方向压下可在1050℃以上的温度下实施。本发明的宽度方向压下温度的上限不受特别限制，但是考虑到第一次加热温度及长度方向压下温度，宽度方向压下温度的上限可以为1150℃。
板坯的选择性第二次加热及厚度方向压下
对长度方向压下及宽度方向压下结束的板坯可进行厚度方向的压下。此时，针对厚度方向压下时提供的板坯的温度为一定水平以下的情况，可进行板坯的第二次加热。即，可选择性地进行第二次加热，成为是否进行第二次加热的基准的板坯的温度可以为950℃。这是因为，当厚度方向压下时提供的板坯的温度为950℃以下时，由于板坯的变形阻抗增加而无法确保适当的压下量，且产生锻造裂纹的可能性大。因此，当厚度方向压下时提供的板坯的温度为950℃以下时，可以1000-1140℃的温度范围对板坯进行第二次加热，当厚度方向压下时提供的板坯的温度超过950℃时，可省略第二次加热，并进行厚度方向压下。
板坯内部的孔的大小最终取决于厚度方向压下量，用于有效地细化孔的大小的厚度方向压下量可以为30％以上。厚度方向压下结束的板坯的内部孔的最大尺寸可以为1μm以下，以厚度方向压下结束的板坯的截面为基准，孔所占的分数可以为3面积百分比以下。
板坯的第三次加热及热轧
以1000-1140℃的温度范围对长度方向、宽度方向及厚度方向压下结束的板坯进行第三次加热之后，在1000-1140℃的温度范围内进行热轧，从而可提供热轧钢板。为了实现基于nbc的析出强化及nb的固溶强化的晶粒细化效果，热轧在1000℃以上实施。当热轧温度小于1000℃时，由于nb的固溶量降低到70％以下的水平，因此无法充分发挥基于nbc的析出强化及nb的固溶强化效果。只是，当热轧的温度过高时，会过多形成氧化皮，而且产生高温脆性损伤(brittledamage)的可能性变高，本发明可将热轧温度的上限限制在1140℃。热轧钢板的精轧结束温度可以为ar3+20℃以上，热轧结束之后的热轧钢板可通过空冷冷却至常温。
热轧的压下量可取决于最终钢材的厚度，优选地，热轧压下量可以为30-75％。并且，当热轧结束之后的钢材中心部的奥氏体组织的平均晶粒尺寸过于粗大时，正火热处理以后也无法确保一定水平以下的奥氏体结晶粒度，由此最终钢材的低温冲击韧性会下降。因此，本发明可将热轧结束之后的钢材中心部的奥氏体组织的平均晶粒大小限制在70μm以下。
此外，由于本发明的钢材是厚度为100-300mm的厚板材，因此即使通过热轧，孔的大小也不会受很大影响。因此，热轧结束后的钢材内部的孔最大尺寸仍可以为1μm以下。
钢材的第四次加热及空冷
对冷却至常温的热轧钢板以850-950℃的温度范围再次进行第四次加热，并维持15-50分钟，从而可进行正火(normalizing)热处理。为了实现组织内充分的奥氏体组织的均质化，可将第四次加热温度的下限限制为850℃，而且为了防止nbc及vc析出物的粗大化，将第四次加热温度的上限限制在950℃。为了实现奥氏体组织的均质化，可将第四次加热的维持时间限制在15分钟以上，并且为了防止析出物的粗大化及晶粒粗大化，可将第四次加热的维持时间的上限限制在50分钟。
基于第四次加热的热处理结束之后的热轧钢板中心部的奥氏体组织的平均晶粒大小被细化至30μm的水平，从而可有效地确保最终钢材的强度及低温韧性。尤其，基于第四次加热的热处理结束之后的晶粒大小超过30μm时，因最终产品所需的韧脆转变温度(dbtt)升高而无法满足在-46℃下的夏比冲击吸收能量250j，因此需要将基于第四次加热的热处理结束之后的奥氏体组织的平均晶粒大小确保为30μm以下的水平。
具体实施方式
下面通过实施例更详细说明本发明。
(实施例)
针对具有表1的组分的板坯，以下表2的条件制造热轧钢板。在1200℃下对板坯进行加热，长度方向压下的压下量同样为15％。此外，条件j及m表示板坯的温度没有达到厚度方向压下温度，没有进行第二次加热，并进行厚度方向压下。
【表1】
【表2】
测定根据表1及表2制造的钢材的平均孔的大小、奥氏体晶粒的大小、氢致开裂裂纹长度比(hiccracklengthratio)、在-46℃下的夏比冲击吸收能量及抗拉强度，其结果如下表3。
【表3】
对于发明例1至5而言，均满足本发明的组分含量及制造条件，可以确认均满足厚度方向压下后的1μm以下的最大孔的大小、500mpa以上的抗拉强度、250j以上的-46℃下的夏比冲击吸收能量、5％以上的氢致开裂裂纹长度比。
对于比较例1而言，c的含量范围超过本发明的范围，从而由于珠光体分数过多，正火后的抗拉强度为642mpa非常高的水平，而且由于碳含量高而导致中心偏析度增加，可以确认最终氢致开裂特性及低温冲击韧性值在一定程度有点差。
对于比较例2及3而言，各个mn及s的含量范围超过本发明的范围，虽然锻造加工后的孔隙率满足本发明的范围，但是在钢板中心部形成mns夹杂物，氢致开裂裂纹长度比(clr)分别为22％及39％，可以确认氢致开裂特性非常差。
对于比较例4而言，nb及v的含量范围没有达到本发明的范围，虽然锻造加工后的孔隙率确保在较低水平，但第四次热处理过程中没有生成nbc或vc之类的超微细析出物，从而可以确认抗拉强度为431mpa非常差。
对于比较例5而言，由于锻造加工时长度方向压下温度及宽度方向压下温度没有达到本发明的范围，因此无法充分确保厚度方向压下量，宽度方向压下后及厚度方向压下后的平均孔大小为30μm以上的水平，氢致开裂裂纹长度比(clr)为33％的水平，可以确认氢致开裂特性仍然差。
对于比较例6而言，锻造加工时宽度方向压下量没有达到本发明的范围，从而无法确保用于厚度方向压下的板坯的宽度，由此可确认板坯内的粗大孔没有被挤压。比较例6的氢致开裂裂纹长度比(clr)为44％的水平，由此可确认氢致开裂特性也非常差。
对于比较例7而言，厚度方向压下量没有达到本发明的范围，由此可确认板坯内的粗大孔没有被挤压。因此，比较例7的氢致开裂裂纹长度比(clr)为39％的水平，由此可确认氢致开裂特性也非常差。
对于比较例8而言，厚度方向压下量及厚度方向压下温度没有达到本发明的范围，由此可确认板坯内的粗大孔没有被挤压。因此，比较例8的氢致开裂裂纹长度比(clr)为34％的水平，由此可确认到氢致开裂特性非常差。
对于比较例9而言，热轧温度没有达到本发明的范围，nb固溶度下降，从而可以确认无法充分确保冲击韧性及抗拉强度。
对于比较例10而言，基于第四次加热的热处理温度没有达到本发明的范围，从而可确认冲击韧性差。
因此，根据本发明的实施例的抗氢致开裂性优异的钢材及其制造方法，可提供既具有适合做压力容器的厚度又能有效地确保抗氢致开裂性的钢材及其制造方法。
上面，通过实施例对本发明进行了详细说明，但是也可具有与其不同形态的实施例。因此，记载的权利要求的技术思想和范围不受这些实施例限制。