KR20230102798A - 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법 - Google Patents

취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 슬라브를 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법으로서, 재가열하는 단계; 및 상기 슬라브를 조압연 및 사상압연을 순차적으로 수행하는 단계;를 포함하고, 상기 사상압연을 수행하는 중 각 압연 패스 사이에 냉각을 수행할 수 있다.

Description

취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법{Manufacturing method of Steel having excellent brittle crack propagation stopping performance}
본 발명은 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법에 관한 것으로서, 더 상세하게는 대형 컨테이너선의 선체에 사용되는 구조용 강재를 제조할 수 있는 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법에 관한 것이다.
대형 컨테이너선의 선체 구조상, 최대 응력이 집중되는 해치 코밍(Hatch coaming)부의 파괴 안정성 확보를 위해 취성 균열 전파에 대한 저항성이 우수한 강재가 요구되고 있다.
선박 건조의 감독기관 역할을 하는 선급은 2014년부터 두께 50mm이상 강재의 선체 설계 적용(Hatch coaming)시 취성균열 정지 특성 강재(BCA강, Brittle Crack Arrest) 사용을 의무화하였으며 지금까지 적용되고 있다. 최근 선급은 기존의 BCA특성으로 대표되는 취성파괴 정지 인성(ESSO) Kca 규격을 더욱 상향하는 규격을 제정하고, 2020년 계약 선박부터 적용하도록 하였다.
한국등록특허 제10-1999015호에 기재된 강재의 경우, -10℃ 기준 Kca 값이 6,000N/mm3/2 이상인 강을 개시하고 있으나, 최근에는 이보다 강화된 Kca 값이 8,000N/mm3/2 이상(BCA2 강재)으로 높은 수준의 취성파괴 정지 인성을 요구하고 있다.
1. 한국등록특허 제10-1999015호
종래에는 이와 같이, 취성파괴 정지 인성이 8,000N/mm3/2 이상의 강재를 제조하는 것이 어려운 문제점이 있었다. 본 발명은 상기와 같은 문제점을 포함하여 여러 문제점들을 해결하기 위한 것으로서, 기존 강재의 취성파괴 정지 특성을 강화하기 위하여, 강재 내 미세조직을 제어함으로써 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다. 상기 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법은 슬라브를 재가열하는 단계; 및 상기 슬라브를 조압연 및 사상압연을 순차적으로 수행하는 단계;를 포함하고, 상기 사상압연을 수행하는 중 각 압연 패스 사이에 냉각을 수행할 수 있다.
상기 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법에 있어서, 상기 냉각은 전체 압연 패스 수의 1/2 이상이고, 전체 압연 패스 수보다 적은 횟수로 냉각할 수 있다.
상기 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법에 있어서, 상기 냉각은 수냉식 냉각 방법을 포함할 수 있다.
상기 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법에 있어서, 상기 슬라브를 재가열하는 단계는, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해서, 가열로 내부의 최고 온도를 900℃ 내지 1100℃로 제어하는 단계를 포함할 수 있다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따르면, 강재의 미세조직을 제어하기 위한 공정조건을 최적화함으로써, 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법을 제공하여 고강도 구조강재의 안정성을 크게 향상시킬 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 미세조직을 설명하기 위한 공정별 미세조직 변화를 개략적으로 도해하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실험예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재 샘플의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 분석한 결과이다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재 샘플의 취성파괴정지인성 시험 분석 결과이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 여러 실시예들을 상세히 설명하기로 한다.
본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려 이들 실시예들은 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 이하, 본 발명의 실시예들은 본 발명의 이상적인 실시예들을 개략적으로 도시하는 도면들을 참조하여 설명한다.
일반적으로 강재의 취성균열 전파 과정을 살펴보면, 조직적으로 취약한 중심부로부터 취성균열이 발생하여 전파가 진행된다. 강판에 미세 조직을 형성할 경우, 취성균열의 발생 및 전파 속도를 제어할 수 있다. 다만, 후판의 경우, 냉각 및 압연 등을 통해 미세조직을 치밀화하는 것에 충분한 효과를 기대할 수 없다.
종래에는 강재의 표층부를 미세화하기 위한 기술을 제안하고 있으나, 표층부가 등축 페라이트 결정립 및 신장 페라이트 결정립을 주로 나타내므로, 고강도의 강재에는 적용이 어렵다는 문제점이 있다. 또, 표층부의 미세조직을 제어하기 위해 복열처리되는 중간에 압연 공정을 실시해야 한다는 어려움이 있었다.
이를 해결하기 위해서, 본 발명에서는 압연 공정의 최적화를 통해 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재를 제조하였다. 이하에서, 이에 대한 구체적인 내용에 대해 후술한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 인성 향상을 위해서, 슬라브 재가열을 통해 강재 내 미세조직을 제어할 수 있다.
후판 열간압연을 위한 슬라브 재가열 과정 중 발생하는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고자, 저온가열을 시행할 수 있다. 여기서, 상기 후판은 50mm 이상의 두께를 가지는 구조용 후물 강재를 의미한다. 최종 슬라브 가열 온도 제어와 함께, 가열로 내부의 최고 온도를 900℃ 내지 1100℃로 제어함으로써 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 가열로 내부의 온도 범위에 따라, 재가열시 실제 슬라브의 온도는 상기 온도 범위와 같거나, 이보다 상대적으로 더 낮은 범위의 온도일 수 있다.
상기 슬라브 강재는 중량%로, C: 0.05 ~ 0.09%, Si: 0.1 ~ 0.3%, Mn: 1.6 ~ 2.0%, P: 0.012%, S: 0.002%, Al: 0.01 ~ 0.06%, V: 0 ~ 0.02%, Nb: 0.02 ~ 0.04%, Ti: 0.01 ~ 0.03%, Cu: 0.2 ~ 0.4%, Ni: 0.5 ~ 0.8%, Cr: 0 ~ 0.1%, Mo: 0.02 ~ 0.08%, Ca: 0 ~ 0.0005%, B: 0 ~ 0.001%, N: 0 ~ 0.005% 및 잔부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함할 수 있다. 여기서, 상기 강재의 탄소당량(Ceq)은 0.50%을 만족할 수 있다.
상기 C는 경화능을 확보하는 중요한 원소이며, 애시큘러 페라이트 조직의 형성에 상당한 영양을 미치는 원소이다. 따라서, C 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, C 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 애시큘러 페라이트의 형성 대신 펄라이트의 형성을 초래하여 저온인성이 저하되므로, C 함량의 상한을 0.09%로 제한할 수 있다.
상기 Si는 탈산제로 사용되는 원소이며, 강도 향상 및 인성 향상에 기여하는 원소이다. Si 함량의 하한을 0.1%로 제한할 수 있다. 다만, Si의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 저온인성 및 용접성을 저하시킬 수 있으므로, Si 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다.
상기 Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이며, 경제적으로 경화능을 높일 수 있는 원소이다. Mn 함량의 하한을 1.6%로 제한할 수 있다. 다만, Mn 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 수 있기 때문에 Mn은 2.0% 까지로 제한될 수 있다.
상기 Al은 용강을 탈산할 수 있는 대표적인 탈산제이며, 강도 향상에 기여하는 원소이다. Al 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, Al이 과다하게 첨가되는 경우, 연속주조시 연주 노즐의 막힘을 유발할 수 있기 때문에 Al의 함량은 0.06%로 제한될 수 있다.
상기 P은 강도 향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로 가능한 그 함량을 낮게 유지하는 것이 바람직하다. 따라서 P 함량은 0.012% 이하일 수 있다.
상기 S는 MnS 등과 같은 비금속개재물을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 그 함량을 낮게 유지하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 S 함량은 0.002% 이하로 제한하는 것이 바람직하다
상기 Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 가장 중요한 역할을 수행하는 원소 중의 하나이며, 탄화물 또는 질화물의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도 향상에 크게 기여하는 원소이기도 하다. 또한, 슬라브의 재가열시 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 페라이트 및 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시킬 수 있기 때문에 Nb는 0.02% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Nb의 함량이 과다할 경우, 조대한 석출물이 생성되어 강재의 모서리에 취성 크랙을 발생시키는바, Nb 함량은 0.04% 이하로 제한될 수 있다.
상기 B는 저가의 첨가원소이나, 소량의 첨가로도 경화능을 효과적으로 높일 수 있는 유익한 원소이다. 다만, 중심부에 애시큘러 페라이트 조직의 형성을 목표로 하나, B의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 베이나이트의 형성에 크게 기여하여 치밀한 애시큘러 페라이트 조직을 형성할 수 없게 되는바, 본 발명은 B 함량의 상한을 0.001%로 제한할 수 있다.
상기 Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시켜주는 원소이다. 따라서, Ti 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, Ti의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 노즐의 막힘이나, 중심부 정출에 의한 저온인성 감소와 같은 문제를 발생시킬 수 있기 때문에 Ti 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다.
상기 N은 강재의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 그 첨가량이 과도한 경우, 강재의 인성이 크게 감소하기 때문에 N 함량을 0.005% 이하로 제한할 수 있다. 다만, N은 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, N 함량을 0.002% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다.
상기 Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 강도 확보를 위해 0.01% 이상의 Cr이 첨가될 수 있다. 다만, Cr의 첨가량이 과도한 경우, 용접성이 크게 저하되기 때문에 Cr 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다.
상기 Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키기 때문에, 페라이트의 생성을 억제할 수 있으며, 그에 따라 강재의 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 따라서, 강도의 확보 측면에서 Mo는 0.02% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Mo의 첨가량이 과도한 경우, 용접부의 경도가 과도하게 증가하고 모재의 인성이 저해될 우려가 있기 때문에, Mo 함량의 상한을 0.08%로 제한할 수 있다.
상기 Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 강도 및 인성의 확보를 위해 Ni은 0.5% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Ni은 고가의 원소로서 과도한 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않으며, Ni의 첨가량이 과도한 경우 용접성이 열화될 수 있어, Ni 함량의 상한을 0.8%로 제한할 수 있다.
상기 Cu는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서, 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이다. 따라서, 강도 확보를 위해 Cu는 0.2% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Cu의 첨가량이 과도한 경우, 최종 제품 표면의 품질이 저해될 가능성이 높아, Cu 함량의 상한을 0.4%로 제한될 수 있다.
상기 V은 다른 합금 조성에 비하여 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에서 석출되어 용접부의 강도 하락을 방지할 수 있다. 따라서, V 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, V의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 인성이 저하될 수 있기 때문에, V 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다.
상기 Ca은 MnS 등의 비금속개재물의 형상을 제어하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 주로 사용된다. 다만, Ca의 과도한 첨가는 다량의 CaO-CaS 형성 및 결합에 의한 조대한 개재물 형성을 유발하는바, 강의 청정도 저하 및 현장 용접성 저하 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, Ca 함량은 0.005% 이하로 제한될 수 있다.
본 발명에서, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물일 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
재가열을 수행한 이후에 상기 슬라브를 조압연 및 사상압연을 순차적으로 수행할 수 있다. 일반적으로, 냉각공정은 조압연 및 사상압연 이후에 수행된다. 그러나, 압연이 종료된 이후에 냉각을 수행하는 것만으로 강재의 미세조직을 미세하게 변화시키는 것은 어렵다. 따라서, 본 발명에서는 강재의 미세조직을 종래 기술보다 더 미세하게 제어하기 위해서, 사상압연을 수행하는 동안 각 압연 패스 사이에 냉각하는 단계를 병행한다.
미세조직의 제어를 위해 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도 이상에서 조압연을 실시한다. 조압연시 온도는 1150℃ 이하의 범위에서 수행될 수 있다.
이후 사상압연을 수행하는 패스당 냉각으로 인해, 슬라브의 온도는 700℃ 내지 1030℃ 범위를 만족할 수 있다. 바람직하게는 상기 슬라브의 온도는 650℃ 내지 750℃ 범위를 만족할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 미세조직을 설명하기 위한 공정별 미세조직 변화를 개략적으로 도해하는 도면이다.
도 1을 참조하면, 슬라브의 조압연 이후에 사상압연시 수냉식 냉각 방법을 시행하여 압연재 표면부에 전위가 집적됨과 동시에 페라이트 핵생성 사이트로 작용하여 페라이트 변태를 유도한다.
일반적으로, 사상압연 진행 시 각 압연 패스마다 수행되는 냉각과정은 압연재의 표면 스케일 제거를 위해 상황에 따라 선택적으로 진행된다. 하지만, 본 발명에서 제시하는 방법은 매 패스마다 냉각과정을 제어하여 압연 진행 시 표면부의 순간적인 급랭을 유도하게 되는 점을 활용하는 특징이 있다.
예를 들어, Ar3 상변태 온도 직상에서 행해지는 사상 압연 시 수냉식 냉각 방법을 수반하여 1패스 압연을 수행하게 되면, 수냉식 냉각 방법을 하지 않는 경우보다 표면부의 급랭이 발생하여 상대적으로 입내에 전위밀도가 더 증가하는 효과가 있으며, 이와 동시에 증가된 전위밀도는 보다 많은 페라이트 핵생성 사이트를 제공하여 입내 페라이트 변태를 유도한다.
다음 2패스 압연에서 이전 패스와 동일하게 반복적으로 수냉식 냉각방법을 수반하여 압연할 수 있다. 이때, 순간적으로 급랭된 표면부의 온도는 복열이 발생됨에 따라 α상의 성장시간이 짧아 페라이트 상의 성장이 억제되고, 다시 수반되는 수냉식 냉각방법에 의해 급랭이 이루어 지면서, 이전 패스와 동일하게 전위밀도가 누적되고 성장하지 않는 미세 페라이트의 생성이 촉진된다.
이후에 3패스 압연 수행 후 동일한 현상이 반복되면서 미세한 α상의 변태량이 증가한다. 이와 같은 형태로, n차 패스 압연 수행 후 n차 냉각되는 과정을 반복적으로 수행할 수 있다.
결과적으로는, 수냉식 냉각방법 수반 없이 압연된 제품보다 수냉식 냉각방법을 수반하여 압연된 제품이 상대적으로 많은 α상이 핵생성하게 되고, 최종 성장 시 입내 기지조직이 미세하게 되는 결과를 나타낸다.
여기서, 상기 냉각은 전체 압연 패스 수의 1/2 이상 전체 압연 패스 수보다 적은 횟수로 냉각을 수행하게 된다. 슬라브의 사상압연의 전체 패스수를 6회 내지 11회 수행한다고 가정하면, 상기 냉각은 상기 압연 패스가 진행되는 사이에 3패스 내지 10패스의 횟수만큼 냉각이 수행될 수 있다.
일 예로서, 슬라브의 사상압연의 전체 패스수가 10회 수행된다면, 상기 냉각은 상기 압연 패스가 진행되는 사이에 5회부터 최대 9회까지만 수행될 수 있다. 만약, 전체 패스수만큼 냉각을 반복적으로 수행할 경우, 즉, 사상압연 패스수와 동일하게 냉각횟수를 반복할 경우, 슬라브가 변형되어 제품으로 사용할 수 없게 된다.
사상압연이 종료된 이후에 가속냉각 진행되며, 이때, 사상압연에서 증가된 미세한 α상의 성장을 방지하게 되고, 최종 냉각을 통해 제조된 강판의 최종 미세조직이 결정된다.
이하에서는, 본 발명의 사상압연시 냉각공정에 따른 취성균열 전파 정지 특성을 확인하기 위한 실시예들을 설명한다. 다만, 하기의 실험예들은 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 아래의 실시예들만으로 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 실험예는 하기 표 1의 조성을 갖는 강재(표 1에 기재된 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물 포함된 강재)를 이용하여 하기 표 2에 도시된 압연 공정조건으로 제조하였다. 표 2에서 1차압연 패스수는 사상압연 패스수를 의미한다. 이후에 제조된 실험예 샘플들의 미세조직, 인장시험, 충격시험, 취성파괴정지인성(이하, ESSO) 시험 및 취성파괴정지온도(이하, CAT) 시험을 수행하였다.
동일 시험편 크기를 갖는 ESSO(취성균열의 길이, 정지 부위의 온도, 하중 조건을 기반으로 3개 이상의 시험편으로부터 Kca측정) 및 CAT(균일온도로 냉각된 시험편의 취성균열 전파 및 정지 온도 측정) 시험은 강재의 전 두께를 사용하며, 시험을 위해 시험편 냉각시 ESSO 시험은 온도 구배를 형성시키나, CAT 시험은 단일 온도로 균일하게 냉각시킨다.
성분 C Si Mn P S Al V Nb Ti Cu Ni Cr Mo Ca B N Ceq
강재 0.074 0.128 1.82 0.010 0.001 0.036 0.002 0.029 0.013 0.277 0.66 0.02 0.05 0.0004 0.0002 0.0038 0.453
공정 최종 두께
(mm)		 SRT 1차압연
Pass수		 패스당 냉각 횟수 ARR (%) FST
(℃)		 FRT
(℃)		 SCT
(℃)		 FCT
(℃)		 CR
비교예 100 1068 11 0 48 706 654 679 390 3
실시예 100 1054 11 11 48 733 635 378 381 3
도 2는 본 발명의 실험예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재 샘플의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 분석한 결과이다.
도 2를 참조하면, 비교예 샘플(사상압연시 냉각 미실시) 대비 실시예 샘플(조 압연시 냉각 실시)에서 표면부(S)로부터 5mm까지의 깊이까지 입도가 미세한 페라이트(Ferrite) 가 상대적으로 많이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있었다.
구분 인장시험 충격시험 (J, -40℃) 표면부 NRL NDTT
YP
(Mpa)		 TS
(Mpa)		 EL
(%)		 CVN1 CVN2 CVN3 CVN Average
비교예 541 633 24 318 333 312 321 -70℃
실시예 538 604 28 338 349 343 343 -95℃↓
표 3을 참조하면, 비교예 샘플 및 실시예 샘플 모두 본 발명에서 목표로 하는 항복강도 460MPa급의 -40℃ 충격인성을 만족하는 것으로 확인된다. 다만, 실시예 샘플의 표면부 NRL 낙중시험(NRL Drop weight test) 특성이 비교예 샘플 대비 더 우수한 것으로 나타났으며, 이는 입도가 미세한 연질상의 페라이트의 생성으로 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 것으로 판단된다.
도 3은 본 발명의 실험예에 따른 취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재 샘플의 취성파괴정지인성 시험 분석 결과이고, 하기 표 4는 ESSO 및 CAT 결과값을 표로 정리한 것이다.
구분 ESSO
(kca at -10℃, N/mm3/2)		 CAT
(℃)
비교예 8,940 -32 < CAT ≤-31
실시예 11,513 -45 < CAT ≤-45
도 3 및 표 4를 참조하면, ESSO 시험 비교 평가 결과, 실시예 샘플에서 11,513N/mm3/2으로 비교예 샘플 대비 취성파괴정지인성의 향상을 확인할 수 있었다. 또, CAT 평가 결과에서도 실시예 샘플의 취성균열정지특성이 비교예 샘플 대비 저온 영역으로 향상된 것을 확인할 수 있었다.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (4)

  1. 슬라브를 재가열하는 단계; 및
    상기 슬라브를 조압연 및 사상압연을 순차적으로 수행하는 단계;를 포함하고,
    상기 사상압연을 수행하는 중 각 압연 패스 사이에 냉각을 수행하는,
    취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉각은 전체 압연 패스 수의 1/2 이상이고, 전체 압연 패스 수보다 적은 횟수로 냉각하는,
    취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉각은 수냉식 냉각 방법을 포함하는,
    취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 슬라브를 재가열하는 단계는,
    오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해서, 가열로 내부의 최고 온도를 900℃ 내지 1100℃로 제어하는 단계를 포함하는,
    취성균열 전파 정지 특성이 우수한 강재의 제조방법.
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