KR101542532B1 - 강재 및 이의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명에 따른 강재는 중량%로 C: 0.02~0.12%, Mn: 0.3~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, B: 5~40ppm, N: 15~150ppm, S: 100ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 베이나이트 페라이트 조직를 주 조직으로 하고, MA 조직(마르텐사이트 / 오스테나이트 혼합 조직) 분율이 1% 이하이고, 인장강도가 600MPa 이상, Z축 인장 단면 수축율 (ZRA)이 50% 이상이다.
따라서, 본 발명의 실시형태들에 의하면, 주편 중심부와 가장자리부의 냉각수 분사량을 다르게 조절하여, 주편 폭 방향의 불균일한 응고를 억제한다. 따라서, 종래와 같이 주편 가장자리부에 발생되는 응고지연부에 의한 주편 또는 강재 불량 문제를 최소화 또는 방지할 수 있다. 그리고, 주편의 응고가 완료되기 전에 주편의 압하량을 조절하여, 주편의 중심부까지 압하력이 충분히 전달되도록 함으로써, 중심 편석 및 기공 발생을 억제할 수 있으며, 이에 따라 Z축 인장 단면 수축율을 향상시킬 수 있다.

Description

강재 및 이의 제조 방법{STEEL PRODUCT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강재 및 이의 제조 방법에 관한 것으로, 연속주조 중 주편의 중심부에 발생하는 중심 편석 및 기공으로 인한 주편 결함을 저감할 수 있는 강재 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
일반적으로, 주편은 주형에 수용된 용강이 냉각대를 거쳐 냉각되면서 제조된다. 이를 도 1에 도시하였다. 연속주조되는 주편(10)은 적어도 하나의 세그먼트롤(20)을 거치면서 냉각되어 차후의 공정으로 진행된다. 주편이 후판강재로 압연될 때 주편의 결함이 압연 후에도 잔류하여 불량을 유발하는 경우가 발생한다. 이러한 결함의 예로서 중심편석과 기공이 있다. 중심편석은 주편이 연속주조될 시 응고 도중 농화된 용질 액상의 유동에 의해서 발생하는데, 이러한 유동의 가장 큰 원인으로 응고 완료점 부근에서의 응고 수축에 의한 잔류 용강 유동에 의해, 이러한 유동의 가장 큰 원인으로 응고 완료점 부근에서의 응고 수축에 의한 잔류 용강 유동에 가장 큰 영향을 받게 된다. 즉, 연속주조 공정의 응고완료점 부근에서의 응고수축부에 용질농축 잔류용강이 모이게 되면 이것이 중심편석이 되며, 응고수축부가 채워지지 않고 그대로 공간으로 남으면 중심 기공(center porosity)이 된다. 그리고, 주편 내에 편석이 남아있게 되면, 용강 중에 녹아있던 수소가 편석 부위에 집적하게 되어 강재에 균열을 야기시키고, 수소가 집적되지 않더라도, 편석립이 집중된 주편의 두께 중심부는 경도가 높아 압연중에 쉽게 균열이 발생된다.
한편, 근래 산업/건설 기계용 강재, 건축/해양 구조물이나 각종 압력 용기용 강재에 대해서도 설비의 대형화등에 따라 두께 100mm 이상의 극후강판(즉, 극후물)을 사용하는 기회가 증가하였다. 또한 금형이나 기계부품용 고탄소강에서도 제품의 원가를 줄이기 위해 단조재가 아닌 압연재를 사용하려는 추세이다. 이러한 극후강판 제조시 이용되는 주편의 두께 중심부에 중심편석 및 응고수축공이 남아있게 되면 현재 일반적으로 사용하고 있는 압연기로는 문제를 해결하는 것은 곤란하다.
중심편석 및 기공을 제거하기 위해, 널리 알려진 기술로 주편의 응고가 완료되기 전에, 기존 세그먼트 또는 압연롤을 이용하여 주편을 압하하는 경압하 조업을 실시한다. 또한, 중심편석으로 인한 결함을 억제하기 위해, 일본공개특허 JP1994-106316에서는 중심부 고상율 0.6 이상 영역에서 미응고 두께의 1.1~2배의 면압하를 실시하여 극후강판을 생산하는 제안하였다. 하지만 이렇게 하기 위해서는 연주기에 대규모 압하 설비를 설치해야만 하고, 응고 말기에 압하을 실시하기 때문에 편석립을 충분히 제거할 수 없게 된다.
그리고, 현 연속주조설비에서 주편을 냉각시키는 세그먼트는 복수의 노즐을 구비하여 주편을 향해 냉각수를 분사하며, 주편의 폭방향을 기준으로 동일한 양의 냉각수가 분사된다. 그런데 이러한 냉각수 분사를 통한 주편 응고의 경우, 주편 폭방향에서 중심부와 가장자리부의 냉각 속도 및 냉각 정도가 달라, 불균일한 응고가 발생된다. 이러한 불균일한 응고가 일어날 때, 주편을 압하하게 되면, 도 2와 같이 용질농축 용강이 주편 폭방향의 가장자리부(또는 에지부)에 모이게 되며, 주편의 가장자리부(또는 에지부)로 이동한 미응고 용강은 중심부의 미응고 용강에 비해 응고가 지연되는데, 이렇게 미응고 용강의 응고가 지연되는 주편의 가장자리부(또는 에지부)를 '응고지연부'라 한다. 이러한 응고지연부는 주편의 폭방향으로 균질한 품질을 얻을 수 없게하는 요인이 되며, 제품으로 출하될 수 없는 불량으로 처리된다.
일본공개특허 JP1994-106316
본 발명은 연속 주조 중 압하량 및 냉각수량을 조절하여 중심 편석 및 기공으로 인한 주편 결함을 저감할 수 있는 강재 및 이의 제조 방법을 제공한다.
또한, 본 발명은 강도, 인성을 향상시킬 수 있는 고강도 극후물 구조용 강재 및 이의 제조 방법을 제공한다.
본 발명에 따른 강재는 중량%로 C: 0.02~0.12%, Mn: 0.3~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, B: 5~40ppm, N: 15~150ppm, S: 100ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 베이나이트 페라이트 조직를 주 조직으로 하고, MA 조직(마르텐사이트 / 오스테나이트 혼합 조직) 분율이 1% 이하이고, 인장강도가 600MPa 이상, Z축 인장 단면 수축율 (ZRA)이 50% 이상이다.
상기 강재의 충격천이온도(DBTT)가 -50℃ 이하이다.
Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ca: 60ppm 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 합금 원소를 추가적으로 더 포함한다.
본 발명에 다른 강재의 제조 방법은, 주형으로부터 인출된 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정; 상기 주편의 응고가 완료되기 전에, 상기 주편을 15mm 내지 30mm의 압하량으로 압하하는 과정; 상기 주편을 절단하여 슬라브로 제조하는 과정; 상기 슬라브를 재가열하는 과정; 상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 과정; 상기 슬라브를 사상 압연하는 과정; 및 상기 사상 압연된 슬라브를 냉각하는 과정;을 포함한다.
본 발명에 다른 강재의 제조 방법은, 주형으로부터 인출된 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정; 상기 주편 폭방향에서 가장자리부는 중심부 대비 50% 이상의 냉각수를 더 분사하여, 상기 주편을 응고시키는 과정; 상기 주편의 응고가 완료되기 전에, 상기 주편을 압하하는 과정; 상기 주편을 절단하여 슬라브로 제조하는 과정; 상기 슬라브를 재가열하는 과정; 상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 과정; 상기 슬라브를 사상 압연하는 과정; 및 상기 사상 압연된 슬라브를 냉각하는 과정;을 포함한다.
상기 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정에 있어서, 상기 주편 폭방향에서 가장자리부는 중심부 대비 50% 이상의 냉각수를 더 분사한다.
상기 주편의 응고가 완료되기 전에, 상기 주편을 압하하는 과정에 있어서, 상기 주편을 15mm 내지 30mm의 압하량으로 압하한다.
상기 조압연에 있어서, 압연 패스당 10% 이상의 압하율로 압하한다.
상기 조압연에 있어서, 압연 패스당 10% 이상의 압하율로 압하하는 조압연을 3회 이상 실시한다.
상기 용강을 응고시켜 주편을 제조하는 과정에 있어서, 주조 속도가 0.6 m/min 내지 1.5 m/min이다.
상기 슬라브를 재가열하는 과정에 있어서, 1050℃ 내지 1250℃ 온도로 상기 주편을 재가열한다.
상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 과정에 있어서, 오스테나이트의 재결정 종료 온도(Tnr) 이상의 온도에서 실시한다.
상기 슬라브를 사상 압연하는 과정에 있어서,
오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr) 이하의 온도로부터 압연을 시작하며, 베이나이트 변태 시작 온도(Bs) 이상에서 압연을 종료한다.
상기 사상 압연을 종료한 후에, 5℃/s 내지 50℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시하며, 상기 베이나이트 변태 종료 온도(Bf) 이하에서 냉각을 종료한다.
본 발명의 실시형태들에 의하면, 주편 중심부와 가장자리부의 냉각수 분사량을 다르게 조절하여, 주편 폭 방향의 불균일한 응고를 억제한다. 따라서, 종래와 같이 주편 가장자리부에 발생되는 응고지연부에 의한 주편 또는 강재 불량 문제를 최소화 또는 방지할 수 있다. 그리고, 주편의 응고가 완료되기 전에 주편의 압하량을 조절하여, 주편의 중심부까지 압하력이 충분히 전달되도록 함으로써, 중심 편석 및 기공 발생을 억제할 수 있으며, 이에 따라 Z축 인장 단면 수축율을 향상시킬 수 있다. 또한, 조압연 시 압연 패스당 압하율과 횟수를 조절, 사상 압연 시의 냉각 속도, 사상 압연 후 냉각 종료 온도 조절을 통해, Z축 인장 단면 수축율을 확보하고, 강재에서 MA 분율이 1% 이하이고, 나머지가 베아니이트 페리이트 조직을 가지도록 함으로써, 인성강도를 향상시킬 수 있고, 충격천이온도를 저감시킬 수 있다.
도 1은 일반적이 연속주조설비의 요부를 도시한 도면
도 2는 주편 폭방향의 응고지연부를 설명하기 위한 모식도
도 3은 본 발명에 따른 강재의 조직을 광학현미경으로 관찰한 사진
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조 방법을 순서적으로 나타낸 순서도
도 5는 냉각 종료 온도에 따른 MA 조직 분율 및 충격 천이 온도(DBTT)를 나타낸 그래프
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시 예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시 예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다.
본 발명의 실시예에 따른 강재는 고강도 극후물 구조용 강재로서, 중량%로 C: 0.02~0.12%, Si: 0.01~0.8%, Mn: 0.3~2.5%, P: 0.02% 이하, S: 100ppm 이하, Al: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.10%, B: 5~40ppm, Ti: 0.005~0.1%, N: 15~150ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 그리고, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 0.010~1.0%, V: 0.005~0.3%, Ca: 60ppm 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 합금 원소를 추가적으로 더 포함할 수 있다. 또한, 본 발명의 실시예에 따른 강재의 미세조직은 MA 조직(마르텐사이트/오스테나이트 혼합 조직)이 1% 이하로 포함되고, 나머지가 베이나이트 페라이트(또는 베이니틱 페라이트) 조직으로 이루어진다. 이러한 강재는 인장강도가 600MPa 이상, Z축(즉, 상하 방향) 인장 단면 수축율(ZRA)이 50% 이상, 연성 취성 천이 온도(DBTT)가 -50℃ 이하로, 고강도, 고인성 강재의 극후강재(극후물)이다.
이하, 본 발명의 실시예에 따른 강재에 포함되는 성분계에 관하여 보다 상세히 설명한다. 단, 이하 성분계의 %는 중량%를 의미한다.
C는 강재 전체에 대해 0.02 중량% 내지 0.12 중량% 함유한다. C는 마르텐사이트/오스테나이트 혼합 조직 즉, 도상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituent, MA)의 크기와 분율을 결정하는 중요한 원소로서, 강재에 도상 마르텐사이트의 분율이 1% 이하로 포함되도록 하기 위해서는 C가 0.02 중량% 내지 0.12 중량% 함유되어야 한다. 한편, 예를 들어, C의 함량이 0.12 중량%를 초과하게 되면 저온인성이 저하되고, MA의 분율이 1%를 초과하게 된다. 반대로 0.02 중량% 미만이면 강도의 하락을 초래하므로, C의 범위를 0.02 중량% 내지 0.12 중량%로 한정한다. 이때, 용접용 강구조물로 사용되는 극후강재의 경우에는 용접성을 위해 C의 범위를 0.03 중량% 내지 0.09 중량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si는 강재 전체에 대해 0.01 중량% 내지 0.8 중량%로 함유된다. 여기서, Si는 탈산제로 사용되며, 강재의 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그런데, Si의 함량이 0.8 중량% 초과되면, 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 반대로, Si가 0.01 중량% 미만이 되면 탈산 효과가 불충분하게 된다. 따라서, 본 발명의 실시예에서는 Si가 0.01 중량% 내지 0.8 중량% 함유되도록 제어한다.
Mn은 고용 강화에 의해 강재의 강도를 향상시키는 역할을 하는데, 0.3 중량% 내지 2.5 중량%로 함유된다. 예를 들어, Mn이 0.3 중량% 미만으로 첨가되는 경우, 공용 강도에 의한 강도 향상 효과를 볼 수가 없고, Mn이 2.5 중량%를 초과하도록 첨가되는 경우, 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시킨다. 따라서, 본 발명의 실시예에 따른 Mn 함량은 0.3 중량% 내지 2.5 중량%로 한정한다.
P는 강도 향상 및 내식성을 향상시키기도 하지만, 충격인성을 크게 저해시키는 특성을 가지고 있어, 0.02 중량% 이하로 함유되도록 한다.
S는 Mn과 결합하여 MnS를 형성하고, 상기 MnS는 강재의 충격인성을 크게 저하시키는 원소이므로, 그 함유량이 가능한 낮도록 0.01 중량% 이하가 되도록 한다.
용강을 탈산할 수 있는 기능을 동반하는 Al은 0.0005 중량% 내지 0.5 중량% 함유된다. 예를 들어, Al이 0.0005 중량%로 함유되는 경우 Al로 인한 용강의 탈산이 일어나지 않거나 미미하며, 0.5 중량%를 초과하도록 함유되는 경우, 연속 주조 조업 시에 노즐 막힘의 원인이 된다. 다만, 고용된 Al은 도상 마르텐사이트 형성을 조장하므로, Al의 함량은 0.05 중량% 이하로 한정한다.
Nb는 0.005 중량% 내지 0.1 중량% 함유된다. 여기서, Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출되어, 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 이외에도 본 발명에서는 조압연 후 슬라브가 냉각될 때 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성하게 할 뿐만 아니라 최종 압연후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도의 냉각에서도 도상 마르텐사이트 생성을 촉진하는 역할도 한다. 하지만, 예컨대, Nb가 0.005 중량% 미만으로 함유되는 경우, 모재 및 용접부의 강도 향상, 오스테나이트의 재결정 억제, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제, 슬라브가 냉각시에, 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성하는 효과 및 최종 압연후의 냉각시에 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도의 냉각에서 MA 조직 생성을 촉진하는 효과를 발현시키지 못한다. 반대로, 0.1 중량%를 초과하도록 과도하게 함유되는 경우, 강재의 모서리에 취성크랙을 야기하는 원인이 된다.
B은 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내는 유익한 원소이다. 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시키므로 5ppm 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 과도하게 첨가되면, Fe23(CB)6를 형성하여 오히려 경화능을 저하시키며, 저온인성도 크게 저하시킨다. 따라서, B는 5~40ppm으로 함유되도록 한다. 또한 B은 조압연 후의 냉각 조업에서, 저속냉각에서도 베이나이트의 형성에 크게 기여하고, 최종 냉각에서도 도상 마르텐사이트의 형성을 조장하는 효과가 있다.
Ti는 재가열 시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 원소로서, 0.005 중량% 내지 0.1 중량% 함유된다. 예를 들어, Ti가 0.005 중량% 미만으로 첨가되는 경우, 저온인성을 향상시키는 효과가 발현되지 않으며, 반대로 Ti가 0.1 중량%를 초과하도록 과도하게 첨가되게 되면, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명의 실시예에서는 Ti가 0.005 중량% 내지 0.1 중량%로 함유되도록 한다.
상술한 범위의 C, Mn, Si, Nb, Ti, Al, P, B, N, S를 함유하는 강재에, 강도와 인성, 용접열향부의 인성 및 용접성 특성을 보다 향상시키기 위해, 하기의 합금 원소들이 첨가될 수 있다.
하기 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 2종 이상 같이 첨가될 수도 있다.
Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상의 첨가가 필요하며, 1.0%를 초과하는 첨가는 용접성을 크게 저하시키므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 비교적 낮은 냉각속도에서도 안정적인 도상 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서는 0.2~0.5%의 범위로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있다. 이에, 0.01 중량% 이상의 첨가가 필요하나, 1.0 중량%를 초과하게 되면, 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하므로 1.0% 이하로 함유되도록 한다. 보다 바람직하게는 Mo가 0.02 중량% 내지 0.2 중량%의 범위로 함유되도록 하는데, 이는 인장강도의 확보를 위해 도상 마르텐사이트를 1% 이하로 형성시키기 위함이다.
Ni은 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로, 본 발명의 실시예에서는 0.01 중량% 내지 2.0 중량% 함유되도록 한다. 하지만, 예컨대, Ni이 0.01 중량% 미만이면, 강도와 인성을 동시에 향상시키는 효과가 발현되지 않는다. 그리고, Ni 2.0 중량%을 초과하도록 함유되는 경우, 용접이 열화되며, Ni은 고가의 물질이기 때문에 경제성이 저하되는 문제가 있다.
Cu는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서, 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
V은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접 열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있어, 0.005 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.3 중량%를 초과하는 과도한 첨가는 인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명의 실시예에서는 0.005 중량% 내지 0.3 중량%로 V이 함유되도록 한정한다.
Ca은 Mn과 결합하여 구형태의 Mn개재물을 형성하여, 연신된 Mn 개재물의 형성을 억제하여 중심부 물성 열화를 방지하는 원소이나, 제강 중에 Ca 성분을 60ppm를 넘게 첨가하기 위해서는 추가적인 설비 투자가 요구되므로 60ppm이하로 한정한다.
이와 같은 본 발명의 실시예에 따른 강재는 도 3에 도시된 바와 같이, 미세조직은 주 조직이 베이나이트 페라이트 조직이며, 1% 이하의 도상 마르텐사이트 조직(MA)으로 이루어진다. 이러한 강재의 인장강도는 600MPa 이상, Z축 인장 단면 수축율 (ZRA)이 50% 이상, 충격천이온도(DBTT)가 -50℃ 이하로, 고강도, 고인성의 강재이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조 방법을 순서적으로 도시한 순서도이다.
도 4를 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 강재의 제조 방법은, 용강을 응고시켜 주편을 제조하는 과정(S100), 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정(200), 주편을 압하하는 과정(S300), 주편을 절단하여 슬라브로 제조하는 과정(S400), 슬라브를 재가열하는 과정(S500), 재가열된 슬라브를 조압연하는 과정(S600), 조압연된 슬라브를 사상 압연하는 과정(S700) 및 사상 압연된 슬라브를 냉각하는 과정(S800)을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에 따른 강재를 제조하는 방법을 보다 상세히 설명한다.
먼저, 연속주조설비의 주형으로 용강을 주입하고, 주형 내에서 용강을 1차 응고시켜 주편을 제조한다(S100). 연속주조 공정을 수행하기 위하여 용강을 주형에 주입시킬 시에 용강의 과열 온도를 20℃ 미만으로 하여 주입하는 것이 바람직하다. 즉, 용강이 액상에서 고상으로 응고가 시작되는 온도보다 20℃ 이상 높지 않은 온도의 용강을 주형에 주입하는 것이 바람직하다. 주형에 주입되는 용강의 온도가 20℃ 이상일 경우에는 내부 크랙의 발생이 용이해질 수 있기 때문이다. 그리고 제조된 주편은 주형 밖으로 인출되며, 몰드로부터 인출된 주편은 응고 영역과 미응고 영역이 공전하고 있는 상태로, 적어도 하나의 세그먼트롤(20)을 거치면서 냉각되어, 이후 공정으로 진행된다. 이때, 주조 속도는 0.6m/min 내지 1.5m/min로 하는데, 보다 바람직하게는 두께가 200mm 이상인 주편 제조 시에, 주조 속도를 0.6m/min 내지 1.5m/min로 한다.
한편, 예컨대, 주조 속도가 0.6m/min 미만이면, 연주 생산성이 저하되고, 부편석 생성이 어려워지는 문제가 발생된다. 반대로 주조속도가 1.5m/min을 초과하게 되면, 압하롤 사이의 벌징 등에 의해, 주상정이 발생되어, 상기 주상정 사이에 내부 크랙이 쉽게 발생되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명의 실시예에서는 0.6m/min 내지 1.5m/min의 주조 속도로 주조하며, 보다 바람직하게는 두께가 200mm 이상인 주편 제조 시에 주조 속도를 0.6m/min 내지 1.5m/min로 한다.
주형으로부터 인출된 주편은 세그먼트롤을 통과하며, 상기 세그먼트롤로부터 분사되는 냉각수에 의해 응고된다(S200). 이때, 주편의 폭방향으로 균일한 또는 동일한 양의 냉각수가 분사되면, 도 2와 같이 주편 폭방향의 가장자리부로 미응고 용강이 모이게 되는 응고지연부가 발생된다. 이에, 본 발명에서는 주편에 냉각수를 분사하여 상기 주편을 응고시키는 과정에 있어서, 주편의 중심부 대비 주편의 가장자리부 즉, 응고지연부의 냉각수 분사량을 50% 이상 더 많게 한다. 이에, 주편의 폭 방향으로 균일하게 응고되며, 이로 인해, 미응고 용강이 주편 폭방향의 가장자리부로 모이는 현상을 억제할 수 있어, 이로 인한 주편 불량을 방지할 수 있다.
세그먼트롤(20)을 통과한 주편은 응고가 완료되기 전, 즉 응고 중기에 압하롤에 의해 압하된다(S300). 이때, 주편의 압하량이 15mm 내지 30mm가 되도록 한다. 상술한 바와 같이 주형으로부터 인출된 주편의 경우, 응고수축에 의해 빈공간이 발생되고, 이 빈공간으로 용질농축 잔류용강이 유입되어 편석을 발생시키기 된다. 따라서, 이러한 편석 및 기공 발생을 최소화 또는 억제시키기 위해 본 발명에서는 15mm 내지 30mm의 압하량으로 주편을 압하한다. 여기서 압하량은 주편의 상하 방향 높이 즉, 두께에서 15mm 내지 30mm가 줄어들도록 압하하는 것을 의미한다. 주편의 압하량을 15mm 내지 30mm로 하면, 주편의 두께 방향(또는 높이 방향)에서의 중심부로 압하력이 용이하게 전달되어, 주편 두께 방향에서의 중심부에 공극이나 편석의 발생을 억제할 수 있다. 예를 들어 압하량이 15mm 미만이면, 주편 두께 방향의 중심부에 그 압하력이 충분히 전달되지 않아 중심편석 및 기공을 제거하기가 어렵고, 반대로 압하량이 30mm를 초과하면, 압연 생산성 저하 및 세그먼트 설비의 대형화 또는 세그먼트 타입(type)의 변경 등 많은 설비 개조 비용이 필요하게 된다.
이와 같이 제조된 주편은 별도의 절단기 통해 소정 길이로 절단(또는 절사)되는데(S400), 이하에서는 이를 슬라브(slab)라 칭한다.
주편을 소정 길이로 절단하여 마련된 슬라브는 먼저 재가열 과정을 거친다(S500). 일반적으로 연주 및 제강을 거쳐 반제품으로 만들어진 슬라브는 열간압연 전에 재가열 공정을 거치며, 이는 합금의 용해와 오스테나이트 상의 성장을 억제하는데 그 목적이 있다. 즉, Ti, Nb, V 등과 같은 미량의 합금 원소 용해량을 조절하고, 또한 Ti-N과 같은 미세 석출물을 이용하여 오스테나이트 상의 결정립 성장을 최소화 한다. 본 발명의 슬라브의 재가열에 있어서, 1050℃ 이상의 온도에서 실시하는데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위함이다. 그런데 재가열 온도가 1250℃를 초과하도록 너무 높은 경우, 과도하게 높은 온도로 인해, 오스테나이트 상이 조대화될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 1050℃ 내지 1250℃의 온도로 슬라브를 재가열한다.
이후, 재가열된 슬라브는 그 형상을 조정하거나, 편석 및 기공의 발생을 보다 억제시키기 위해, 조압연을 실시한다(S600). 이때, 조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(즉, 오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr)) 이상에서 실시한다. 이를 다른 말로 설명하면, 오스테나이트의 재결정이 일어나는 온도로 슬라브에 열을 가하면서 조압연을 실시한다. 그리고, 오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr) 이상의 조압연을 종료한다. 이러한 조압연에 의해 주조중에 형성된 덴드라이트 등 주조 조직의 파괴 및 기공의 압착 그리고, 오스테나이트의 크기를 미세화하는 효과를 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명에서는 조압연 시에, 패스당 압하율이 10% 이상이 되도록 하며, 이를 3회 이상 실시한다. 이에, 강재의 Z축 인장 단면 수축율(ZRA)이 50% 이상 확보됨으로써, 인장강도를 600MPa 이상으로 확보할 수 있다.
조압연 이후, 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위해, 사상압연을 실시한다(S700). 이때, 사상압연 시의 온도는 오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr) 이하에서 시작하여, 베이나이트 변태 시작 온도(Bs) 이상에서 종료한다.
이어서, 사상 압연된 슬라브를 냉각하는데(S800), 강재의 조직을 베이나이트 페라이트 조직으로 형성하기 위하여 냉각속도 및 냉각 종료 온도를 제어할 필요가 있다. 이에, 본 발명에서는 5℃/S 내지 50℃/S의 냉각속도로 냉각하며, 베이나이트 변태가 종료되는 온도(Bf) 이하의 온도에서 냉각을 종료한다. 예를 들어, 강종의 베이나이트 변태가 종료되는 온도(Bf)가 250℃ 내지 400℃인 경우, 도 5에 도시된 바와 같이, 베이나이트 변태가 종료되는 온도(Bf) 이하의 온도 즉, 250℃ 내지 400℃의 온도에서 냉각을 종료함에 따라, 미세한 평균 크기를 가지는 MA 조직의 분율을 1% 이하 저감시킬 수 있고, 충격천이온도(DBTT)가 -50℃ 이하로 저감시킬 수 있다.
한편, 슬라브의 냉각이 종료되는 온도가 베이나이트 변태 종료 온도(Bs)를 초과하는 경우, 기지 조직이 그래뉼라 페라이트 형태로 나타나, 600MPa 이상의 인장강도를 얻을 수 없다. 또한, 냉각속도가 5℃ 미만인 경우, 베이나이트 페라이트를 주상으로 얻을 수 없어 강도가 저하되며, 냉각속도의 상한은 반드시 한정되는 것은 아니나, 현정 조업 조건상 상한이 한정될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다. 이때, 연속주조를 통해 제조되는 주편의 두께는 200mm 이상이다.
표 1은 본 발명에 따른 성분계를 만족하는 강종들과 그렇지 않은 강종들을 나타낸 표이다. 상기 표1에서 각 원소의 함량 단위는 중량% 또는 ppm이다.
강번호 C Si Mn P S Al Ni Cu Cr Mo Ti Nb V B* N* Ca* Bs
℃		 Bf
℃		 Tnr
℃
강종
A		 0.04 0.2 1.8 0.013 0.002 0.025 0 0 0 0 0.013 0.035 0 7 37 - 615 495 960
강종
B		 0.07 0.5 1.6 0.013 0.005 0.032 0 0 0 0 0.014 0.02 0 15 53 treaed 562 442 803
강종
C		 0.09 0.2 1.5 0.012 0.002 0.013 0 0 0 0 0.02 0.05 0 35 40 　 568 446 1058
강종
D		 0.06 0.3 1.7 0.013 0.002 0.013 0.21 0 0 0 0.02 0.04 0 8 38 treaed 548 428 959
강종
E		 0.01 0.2 1.5 0.014 0.003 0.034 0 0 0 0 0.012 0.03 0 23 37 treaed 587 467 925
강종
F		 0.17 0.3 0.8 0.013 0.001 0.038 0 0 0 0 0.013 0.04 0 25 30 　 607 487 1013
강종
G		 0.09 0.4 1.2 0.013 0.005 0.025 0 0 0 0 0.01 0 0 14 25 - 698 578 804
강종
H		 0.04 0.2 1.8 0.013 0.002 0.025 0 0 0 0 0.013 0.035 0 7 37 - 577 457 895
단위: 중량% 또는 *원소는 ppm
표 1을 참조하면, 강종 A 내지 D와 강종 H는 본 발명에 따른 성분계를 만족하는 강종들이고, 강종 E 내지 강종 G는 본 발명에 따른 성분계를 만족하지 않는다. 보다 구체적으로, 강종 E 및 강종 F는 C 함량이 본 발명에 따른 C의 함량(0.02 중량% 내지 0.12 중량%)의 최하한치인 0.02 중량% 미만이고, 강종 G는 본 발명에 따른 Nb의 최하한치인 0.005 중량% 미만, 즉 0 중량%이다. 또한, 표 1을 참조하면, 강종마다 베이나이트 변태 시작온도(Bs), 베이나이트 변태 종료 온도(Bf) 및 오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr)가 상이하다.
그리고, 표 2 내지 표 8은 표 1의 성분으로 이루어진 강 슬라브에 대하여 하기 표 2와 같은 형태로 압연 및 냉각을 실기하여 강재를 제조하였다.
No. 주편 제조 조건 조압연 조건 사상압연 조건 냉각조건 비고
강종 번호 주편
압하량
(mm)		 주조
속도
(m/min)		 주편
두께
(mm)		 응고
지연부 물량/
중앙부 물량		 재가열
추출
온도
(oC)		 조압연
종료
온도
(oC)		 압하율
10%
이상 패스수		 압연
개시
온도
(oC)		 압연
종료
온도
(oC)		 냉각
속도
(oC/s)		 냉각
종료
온도
(oC)		 본 발명 제어 조건 만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종A A-1 18 0.7 282 2 1065 985 4 910 870 7 415 ○
A-2 25 0.8 275 2 1080 1000 3 890 850 8 430 ○
A-3 20 1.0 280 2 1120 1040 4 880 840 9 420 ○
A-4 10 0.9 290 2 1110 1030 4 820 780 6 410 X
주편 압하량 미달
A-5 18 1.2 282 2 1050 970 2 850 810 4 570 X
조압연 압하율 10% 이상 패스 수 미달, 냉각 속도 미달, 냉각 종료 온도 초과
No. 주편 제조 조건 조압연 조건 사상압연 조건 냉각조건 비고
강종 번호 주편
압하량
(mm)		 주조
속도
(m/min)		 주편
두께
(mm)		 응고
지연부 물량/
중앙부 물량		 재가열
추출
온도
(oC)		 조압연
종료
온도
(oC)		 압하율
10%
이상 패스수		 압연
개시
온도
(oC)		 압연
종료
온도
(oC)		 냉각
속도
(oC/s)		 냉각
종료
온도
(oC)		 본 발명 제어 조건 만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종B B-1 23 0.8 277 1.5 1070 990 3 748 708 7 420 ○
B-2 28 0.8 272 1.5 1075 995 4 733 693 8 415 ○
B-3 24 1.1 276 1.5 1110 1030 3 723 683 9 405 ○
B-4 9 0.8 291 1.5 1105 1025 4 755 715 6 410 X
주편 압하량 미달
B-5 22 1.0 278 1.5 1060 980 2 745 705 7 555 X
조압연 압하율 10% 이상 패스 수 미달, 냉각 종료 온도 초과
강종C C-1 21 0.9 279 2 1110 1070 3 1013 973 8 430 ○
C-2 27 0.7 273 2 1095 1060 4 988 948 10 417 ○
C-3 23 1.0 277 2 1125 1085 4 978 938 8 395 ○
C-4 8 0.8 292 2 1105 1065 3 820 780 7 357 X
주편 압하량 미달
C-5 21 1.1 279 2 1123 1085 2 955 915 6 560 X
조압연 압하율 10% 이상 패스 수 미달, 냉각 종료 온도 초과
No. 주편 제조 조건 조압연 조건 사상압연 조건 냉각조건 비고
강종 번호 주편
압하량
(mm)		 주조
속도
(m/min)		 주편
두께
(mm)		 응고
지연부 물량/
중앙부 물량		 재가열
추출
온도
(oC)		 조압연
종료
온도
(oC)		 압하율
10%
이상 패스수		 압연
개시
온도
(oC)		 압연
종료
온도
(oC)		 냉각
속도
(oC/s)		 냉각
종료
온도
(oC)		 본 발명 제어 조건 만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종D D-1 24 0.7 276 2.5 1075 995 3 914 874 7 433 ○
D-2 29 0.9 271 2.5 1065 985 3 889 849 9 422 ○
D-3 26 1.2 273 2.5 1115 1035 3 879 839 10 400 ○
D-4 11 0.9 289 2.5 1095 1015 4 820 780 7 362 X
주편 압하량 미달
D-5 24 1.1 276 2.5 1150 1100 2 840 800 5 565 X
조압연 압하율 10% 이상 패스 수 미달, 냉각 종료 온도 초과
강종E E-1 21 0.8 279 1.5 1077 935 3 875 835 8 387 X
C 함량 미달
E-2 25 1.0 275 1.5 1087 945 4 855 815 9 396 X
C 함량 미달
E-3 22 1.1 278 1.5 1125 950 4 845 805 10 380 X
C 함량 미달
강종F F-1 19 0.8 281 1.5 1135 1045 3 963 923 9 375 X
C 함량 미달
F-2 21 0.9 279 1.5 1105 1015 3 943 903 10 389 X
C 함량 미달
F-3 25 0.8 275 1.5 1110 1020 4 933 893 11 395 X
C 함량 미달
No. 주편 제조 조건 조압연 조건 사상압연 조건 냉각조건 비고
강종 번호 주편
압하량
(mm)		 주조
속도
(m/min)		 주편
두께
(mm)		 응고
지연부 물량/
중앙부 물량		 재가열
추출
온도
(oC)		 조압연
종료
온도
(oC)		 압하율
10%
이상 패스수		 압연
개시
온도
(oC)		 압연
종료
온도
(oC)		 냉각
속도
(oC/s)		 냉각
종료
온도
(oC)		 본 발명 제어 조건 만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종G G-1 17 0.7 283 2 1087 950 4 793 714 12 410 X
Nb 함량 미달
G-2 23 0.7 277 2 1077 940 4 783 704 15 390 X
Nb 함량 미달
G-3 25 1.1 275 2 1119 960 3 801 723 12 400 X
Nb 함량 미달
강종H
 H-1 18 0.7 282 1 1099 880 4 845 805 7 365 X
주편 중앙부 물량에 대한 응고 지연부 물량 미달, 조압연 종료 온도 미달
H-2 18 0.7 282 0.8 1099 880 4 845 805 7 365 X
주편 중앙부 물량에 대한 응고 지연부 물량 미달, 조압연 종료 온도 미달
강종H H-3 18 0.7 282 0.5 1099 880 4 845 805 7 365 X
주편 중앙부 물량에 대한 응고 지연부 물량 미달, 조압연 종료 온도 미달
표 2와 같이 제조된 강재에 대해, 표 6 내지 표 8과 같이 항복 강도(YS), 인장강도(TS), Z 축 인장 단면 수축율(ZRA), MA 분율, 연성 취성 천이 온도(DBTT)를 측정하고, 초음파로 측정된 불량 여부를 판단하였다.
강종 번호 제품두께
(mm)		 YS
(Mpa)		 TS
(Mpa)		 ZRA
(%)		 MA 분율 (%) DBTT
(oC)		 초음파 불량 여부 본 발명의 강재 특성 조건만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종
A		 A-1 80 576 689 75 0.8 -63 양호 ○
A-2 85 574 693 65 0.9 -60 양호 ○
A-3 80 580 695 60 0.8 -62 양호 ○
A-4 90 558 685 35 0.7 -64 불량 X
ZRA 미달,
불량 검출
A-5 85 512 691 30 3.5 -27 불량 ZRA 미달, MA 분율 초과, DBTT 초과
강종
B		 B-1 80 534 661 69 0.8 -62 양호 ○
B-2 85 538 663 75 0.8 -63 양호 ○
B-3 80 544 666 70 0.7 -65 양호 ○
B-4 90 533 657 34 0.7 -64 불량 X
ZRA 미달,
불량 검출
B-5 85 500 671 29 3.1 -31 불량 ZRA 미달, MA 분율 초과, DBTT 초과
강종 번호 제품두께
(mm)		 YS
(Mpa)		 TS
(Mpa)		 ZRA
(%)		 MA 분율 (%) DBTT
(oC)		 초음파 불량 여부 본 발명의 강재 특성 조건만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종
C		 C-1 80 587 686 77 0.9 -60 양호 ○
C-2 85 596 691 65 0.8 -62 양호 ○
C-3 80 590 683 60 0.6 -67 양호 ○
C-4 90 570 676 34 0.4 -74 불량 X
ZRA 미달,
불량 검출
C-5 85 534 689 30 3.2 -29 불량 ZRA 미달, MA 분율 초과, DBTT 초과
강종
D		 D-1 80 581 718 65 0.9 -59 양호 ○
D-2 85 590 723 66 0.8 -61 양호 ○
D-3 80 599 724 70 0.6 -66 양호 ○
D-4 90 584 711 34 0.4 -73 불량 X
ZRA 미달,
불량 검출
D-5 85 526 721 25 3.3 -28 불량 ZRA 미달, MA 분율 초과, DBTT 초과
강종
E		 E-1 85 504 514 65 0.6 -68 양호 X
C 함량 미달
E-2 90 504 517 60 0.6 -66 양호 X
C 함량 미달
E-3 80 511 519 70 0.5 -70 양호 X
C 함량 미달
강종
F		 F-1 85 499 503 75 0.5 -71 양호 X
C 함량 미달
F-2 90 498 507 65 0.6 -68 양호 X
C 함량 미달 X
F-3 80 500 511 70 0.6 -67 양호 X
C 함량 미달
강종
G		 G-1 85 491 529 68 0.7 -64 양호 X
Nb 함량 미달
G-2 90 509 536 66 0.6 -68 양호 X
Nb 함량 미달
G-3 80 489 528 65 0.6 -66 양호 X
Nb 함량 미달
강종
H		 H-1 80 523 675 70 0.8 -63 불량 X
주편 중앙부 물량에 대한 응고 지연부 물량 미달, 조압연 종료 온도 미달
강종 번호 제품두께
(mm)		 YS
(Mpa)		 TS
(Mpa)		 ZRA
(%)		 MA 분율 (%) DBTT
(oC)		 초음파 불량 여부 본 발명의 강재 특성 조건만족 여부
○: 만족, X: 불만족
강종
H		 H-2 80 515 666 70 0.8 -60 불량 X
주편 중앙부 물량에 대한 응고 지연부 물량 미달, 조압연 종료 온도 미달
H-3 80 535 695 66 0.8 -60 불량 X
주편 중앙부 물량에 대한 응고 지연부 물량 미달, 조압연 종료 온도 미달
표 1 내지 표 8을 참조하면, 강종 A 내지 강종 H 중, 본 발명의 성분계, 주편 압하량, 주조 속도, 주편의 중앙부의 냉각수 분사량에 대한 주편의 가장자리부의 냉각수 분사량, 재가열 온도, 조압연 종료 온도, 압하율 10% 이상 패스 수, 사상 압연 개시 온도, 사상 압연 종료 온도, 냉각 속도, 냉각 종료 온도의 조건을 만족하는 A-1, A-2, A-3, B-1, B-2, B-3, C-1, C-2, C-3, D-1, D-2, D-3은 인장강도가 600MPa 이상, Z 축 인장 단면 수축율(ZRA)가 50% 이상, MA 분율이 1% 이하, 연성 취성 천이 온도(DBTT)가 -50℃ 이하이며, 초음파를 통한 검출시에 결함이 발생되지 않았다.
하지만, 주편의 압하량이 15mm 미만인 A-4, B-4,, C-4, D-4는 Z 축 인장 단면 수축율(ZRA)이 50% 미만이며, 초음파로 검출시에 불량으로 판단되었다. 그리고, A-5는 조압연 압하율 10% 이상 패스 수가 3회 미만, 슬라브의 냉각 속도가 5℃/S 미만, 냉각 종료 온도가 베이나이트 변태 종료 온도(Bf) 초과 제조 조건에서 제조되었고, B-5, C-5, D-5는 조압연 압하율 10% 이상 패스 수가 3회 미만, 냉각 종료 온도가 베이나이트 변태 종료 온도(Bf) 초과하는 제조 조건에서 제조되었다. 이에, A-5, B-5, C-5, D-5는 Z 축 인장 단면 수축율(ZRA)이 50% 미만, MA 분율이 1% 초과, 연성 취성 천이 온도(DBTT)가 -50℃ 이상이며, 초음파로 검출시에 불량으로 판단되었다.
또한, C 함량이 0.02 중량% 미만인 강종 E, 강종 F, 강종 G의 경우, 초음파 검출시에는 불량이 발생되지 않은것으로 판단되지만, 그 인장강도가 600MPa 미만으로 낮다. 그리고, 강종 H-1, H-2, H-3 각각은
주편 폭방향에서 가장자리부에 분사되는 중심부 대비 50% 이상의 냉각수를 더 분사하는 조건을 만족하지 않는 범위로 냉각수가 분사되고, 조압연 시에 조압연 종료 온도가 오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr) 미만인 경우로서, 초음파 검출 시에 결함이 검출되어 불량으로 판단되었다.
10: 주편 20: 세그먼트롤

Claims (14)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 중량%로 C: 0.02~0.12%, Mn: 0.3~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, B: 5~40ppm, N: 15~150ppm, S: 100ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 베이나이트 페라이트 조직을 주 조직으로 하고, MA 조직(마르텐사이트 / 오스테나이트 혼합 조직) 분율이 1% 이하이고, 인장강도가 600MPa 이상인 강재를 제조하는 방법으로서,
    주형으로부터 인출된 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정;
    상기 주편의 응고가 완료되기 전에, 상기 주편을 15mm 내지 30mm의 압하량으로 압하하는 과정;
    상기 주편을 절단하여 슬라브로 제조하는 과정;
    상기 슬라브를 재가열하는 과정;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 사상 압연하는 과정;
    상기 사상 압연된 압연재를 냉각하는 과정;
    을 포함하고,
    상기 조압연에 있어서, 압연 패스당 10% 이상의 압하율로 3회 이상 압하를 실시하여, 강재의 Z축 인장 단면 수축율(ZRA)을 50% 이상 확보하는 강재의 제조 방법.
  5. 중량%로 C: 0.02~0.12%, Mn: 0.3~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, B: 5~40ppm, N: 15~150ppm, S: 100ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 베이나이트 페라이트 조직을 주 조직으로 하고, MA 조직(마르텐사이트 / 오스테나이트 혼합 조직) 분율이 1% 이하이고, 인장강도가 600MPa 이상인 강재를 제조하는 방법으로서,
    주형으로부터 인출된 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정;
    상기 주편 폭방향에서 가장자리부는 중심부 대비 50% 이상의 냉각수를 더 분사하여, 상기 주편을 응고시키는 과정;
    상기 주편의 응고가 완료되기 전에, 상기 주편을 압하하는 과정;
    상기 주편을 절단하여 슬라브로 제조하는 과정;
    상기 슬라브를 재가열하는 과정;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 사상 압연하는 과정;
    상기 사상 압연된 압연재를 냉각하는 과정;
    을 포함하고,
    상기 조압연에 있어서, 압연 패스당 10% 이상의 압하율로 3회 이상 압하를 실시하여, 강재의 Z축 인장 단면 수축율(ZRA)을 50% 이상 확보하는 강재의 제조 방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 주편에 냉각수를 분사하여 응고시키는 과정에 있어서,
    상기 주편 폭방향에서 가장자리부는 중심부 대비 50% 이상의 냉각수를 더 분사하는 강재의 제조 방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 주편의 응고가 완료되기 전에, 상기 주편을 압하하는 과정에 있어서,
    상기 주편을 15mm 내지 30mm의 압하량으로 압하하는 강재의 제조 방법.
  8. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 하나에 있어서,
    상기 강재의 충격천이온도(DBTT)가 -50℃ 이하인 강재의 제조 방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ca: 60ppm 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 합금 원소를 추가적으로 포함하는 강재의 제조 방법.
  10. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 하나에 있어서,
    상기 주편을 제조하는 과정에 있어서, 주조 속도가 0.6 m/min 내지 1.5 m/min인 강재의 제조 방법.
  11. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 하나에 있어서,
    상기 슬라브를 재가열하는 과정에 있어서,
    1050℃ 내지 1250℃ 온도로 상기 주편을 재가열하는 강재의 제조 방법.
  12. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 하나에 있어서,
    상기 재가열된 슬라브를 조압연하는 과정에 있어서,
    오스테나이트의 재결정 종료 온도(Tnr) 이상의 온도에서 실시하는 강재의 제조 방법.
  13. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 하나에 있어서,
    상기 슬라브를 사상 압연하는 과정에 있어서,
    오스테나이트 재결정 종료 온도(Tnr) 이하의 온도로부터 압연을 시작하며, 베이나이트 변태 시작 온도(Bs) 이상에서 압연을 종료하는 강재의 제조 방법.
  14. 청구항 13에 있어서,
    상기 사상 압연을 종료한 후에, 5℃/s 내지 50℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시하며, 상기 베이나이트 변태 종료 온도(Bf) 이하에서 냉각을 종료하는 강재의 제조 방법.
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