KR102275814B1 - Ultra thick steel plate and manufacturing method for offshore structure having ultra-high strength and high toughness - Google Patents

Abstract

본 발명은 해양 구조물용 초강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 원유, 가스등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있으며, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에서 제공하는 강판은 인장강도가 690MPa 이상, 항복 강도가 770MPa 이상으로 높은 강도를 가지며, -60℃의 저온에서 69J 이상의 높은 인성을 나타내어, 원유나 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 해양 구조물에 적용하더라도 파도나 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지할 수 있다. The present invention relates to an ultra-strength, high-toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures and a method for manufacturing the same, and more particularly, it can be applied to offshore structures or ships that drill, refine, store, and produce crude oil, gas, etc., and has tensile strength and yield strength It relates to an ultra-thick steel sheet having high strength and excellent low-temperature toughness, and a method for manufacturing the same.
The steel sheet provided in the present invention has high strength with a tensile strength of 690 MPa or more and a yield strength of 770 MPa or more, and exhibits high toughness of 69 J or more at a low temperature of -60 ° C. Even when applied to large offshore structures, it can maintain stability for a long time in harsh environments such as waves and storms.

Description

해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법{ULTRA THICK STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD FOR OFFSHORE STRUCTURE HAVING ULTRA-HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS}Ultra-high-strength, high-toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures and manufacturing method therefor {ULTRA THICK STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD FOR OFFSHORE STRUCTURE HAVING ULTRA-HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS}

본 발명은 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 원유, 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있으며, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수한 극후 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an ultra-high-strength, high-toughness ultra-thick steel sheet for offshore structures and a method for manufacturing the same, and more particularly, it can be applied to offshore structures or ships that drill, refine, store, and produce crude oil, gas, etc., and has tensile strength and yield It relates to an ultra-thick steel sheet having high strength and excellent low-temperature toughness, and a method for manufacturing the same.

해양 구조물은 원유, 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 구조물로서 파도, 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지하여야 하므로 이러한 해양 구조물에 적용되는 강재로서는 고강도 및 저온인성이 우수한 극후 강판이 요구되고 있다. Offshore structures are large structures that drill, refine, store, and produce crude oil and gas, and must maintain stability for a long time in harsh environments such as waves and storms. is being demanded

특히, 최근에는 구조물의 다목적화로 인한 대형화의 추세, 고정식 구조물에서 부유식 구조물로의 전환으로 인한 경량화를 위한 고강도화가 중요시 되고 있다.In particular, in recent years, the trend of enlargement due to the multi-purpose of structures and the increase in strength for weight reduction due to the conversion from fixed structures to floating structures are becoming important.

이러한 해양 구조물에 적용될 수 있는 강재에 관한 기술로는 일본 특허 공개 제2009-149950호에서 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제안하고 있다. As a technology related to steel that can be applied to such offshore structures, Japanese Patent Laid-Open No. 2009-149950 proposes a high-strength steel sheet having excellent toughness in the heat-affected zone of welding and a method for manufacturing the same.

구체적으로, 상기 일본 특허에서는 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강판 (인장강도: 580MPa)을 제조하기 위하여 압연종료 온도 750℃이상, 냉각정지온도 300~600℃까지 가속냉각을 행한 후, 0.5℃/초 이상의 승온 속도로 570~700℃까지 재가열을 행하고, 또한 이러한 가속냉각 후 급속가열을 통해 Nb와 V, Ti의 1종 또는 2종을 함유하는 미세한 복합 탄화물의 분산석출로 고강도를 구현하고 있다.Specifically, in the above Japanese patent, in order to manufacture a high-strength steel sheet (tensile strength: 580 MPa) with excellent toughness in the heat-affected zone of welding, accelerated cooling is performed at a rolling end temperature of 750° C. or higher and a cooling stop temperature of 300 to 600° C., and then 0.5° C./ Reheating is performed to 570~700℃ at a temperature increase rate of more than a second, and through rapid heating after such accelerated cooling, high strength is realized by dispersed precipitation of fine complex carbides containing one or two of Nb, V, and Ti.

그러나, 상기한 일본 특허에서 제안하고 있는 기술은 합금원소를 다량으로 첨가하여야 하므로, 경제성이 떨어지는 문제점이 있다.However, the technique proposed in the above-mentioned Japanese patent has a problem in that economical efficiency is lowered because a large amount of alloying elements must be added.

본 발명은 강 성분과 제조 조건을 최적화함으로써, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수하여 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있는 초고강도 고인성 극후 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. An object of the present invention is to provide an ultra-high-strength, high-toughness, ultra-thick steel sheet that can be applied to marine structures or ships, etc. due to high tensile and yield strength and excellent low-temperature toughness by optimizing steel components and manufacturing conditions, and a method for manufacturing the same.

본 발명의 일 구현 예에 따르면, 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강판으로서, According to an embodiment of the present invention, by weight%, C: 0.09-0.16%; Si: 0.05-0.4%; Mn: 0.8-1.3%; Cr: 0.2-0.8%; Mo: 0.05-0.6%; Cu: 0.05-0.3%; Ni: 2.5-3.5%; Nb: 0.005-0.02%; Al: 0.02~0.09; P: 0.01% or less; S: 0.005% or less; The remainder is a steel sheet containing unavoidable impurities and Fe,

미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하, 레스 형태의 마르텐사이트 0 초과 10 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며, The microstructure contains 3% or less MA (Matensitic-austenite) as an area fraction, and up to a depth of 2 mm from the surface of the steel sheet, more than 0 and less than 30% of bainite in the lath form and less than 30% of martens in the form of a lath Including 30% or more and less than 100% of site (Martensite), at a depth of 1/2 of the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet, more than 0 and less than 10% of bainite in granular form, more than 0 of martensite in less form 10 and Contains 10% or more and less than 100% of bainite in the form of less,

상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판을 제공한다. In the microstructure, at least one precipitate of Cr precipitate, Mo precipitate, Nb precipitate, and V precipitate is dispersed, to provide an ultra-high strength, high toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures.

상기 강판에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유될 수 있다. In the steel sheet, in wt%, V: 0.005 to 0.05%; Ti:0.005~0.018%; and B: 0.002% or less may be further contained.

상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5 ㎛이하일 수 있다. The particle diameters of the Cr precipitates, Mo precipitates, Nb precipitates and V precipitates may be greater than 0 and less than or equal to 5 μm.

상기 강판은 150~210mm의 두께를 가질 수 있다.The steel plate may have a thickness of 150 to 210 mm.

상기 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격흡수에너지를 가질 수 있다.The steel sheet may have a yield strength of 690 MPa or more, a tensile strength of 770 MPa or more, and an impact absorption energy of 69 J or more at -60°C or less.

본 발명의 다른 구현 예에 따르면, 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09%; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강괴를 제조하는 단계;According to another embodiment of the present invention, by weight%, C: 0.09-0.16%; Si: 0.05-0.4%; Mn: 0.8-1.3%; Cr: 0.2-0.8%; Mo: 0.05-0.6%; Cu: 0.05-0.3%; Ni: 2.5-3.5%; Nb: 0.005-0.02%; Al: 0.02~0.09%; P: 0.01% or less; S: 0.005% or less; Preparing a steel ingot containing the remaining unavoidable impurities and Fe;

상기 강괴를 1150~1250℃로 가열하는 단계;heating the steel ingot to 1150 to 1250 °C;

가열된 강괴를 3S ~ 7S의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계;manufacturing a steel slab by forging the heated steel ingot at a forging ratio of 3S to 7S;

상기 강 슬라브를 가열하여 850~1200℃의 온도에서 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계; 및preparing a hot-rolled steel sheet by heating the steel slab and performing hot rolling at a temperature of 850 to 1200°C; and

상기 열연 강판을 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 포함하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법을 제공한다.It provides a method of manufacturing an ultra-high-strength high-toughness ultra-thick steel sheet for offshore structures, comprising the step of rapidly cooling the hot-rolled steel sheet to a cooling finish temperature of 200 to 230°C.

상기 강괴에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유될 수 있다.The steel ingot by weight%, V: 0.005 ~ 0.05%; Ti:0.005~0.018%; and B: 0.002% or less may be further contained.

상기 열간 압연은 열연 강판의 두께가 150~210mm를 갖도록 수행될 수 있다.The hot rolling may be performed to have a thickness of 150 to 210 mm of the hot rolled steel sheet.

상기 급냉하는 단계에 후속적으로 620~660℃의 온도 하에서 템퍼링하는 단계를 더 포함할 수 있다.It may further include the step of tempering under a temperature of 620 ~ 660 ℃ subsequent to the quenching step.

상기 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며, The microstructure of the ultra-high-strength, high-toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures contains less than 3% MA (Matensitic-austenite) as an area fraction, and from the surface of the steel sheet to a depth of 2 mm, lath-type bainite ) more than 0 and less than 30% and less than 30% of martensite in the form of less and less than 100% of the martensite in the form of less, and at a depth of 1/2 of the thickness of the steel plate from the surface of the steel plate, more than 0% of bainite in the granular form It contains 10% or more and less than 100% of bainite in the form of less and less,

상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있을 수 있다.At least one precipitate of Cr precipitate, Mo precipitate, Nb precipitate, and V precipitate may be dispersed in the microstructure.

상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5㎛ 이하일 수 있다. The particle diameters of the Cr precipitates, Mo precipitates, Nb precipitates and V precipitates may be greater than 0 and 5 μm or less.

상기 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격 흡수 에너지를 가질 수 있다.The ultra-high strength, high toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures may have a yield strength of 690 MPa or more, a tensile strength of 770 MPa or more, and an impact absorption energy of 69 J or more at -60°C or less.

본 발명에서 제공하는 강판은 항복강도가 690MPa 이상, 인장강도가 770MPa 이상으로 높은 강도를 가지며, -60℃의 저온에서 69J 이상의 높은 인성을 나타내어, 원유나 가스 등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 대형 해양 구조물에 적용하더라도 파도나 폭풍 등의 험한 환경에서 장시간 안정성을 유지할 수 있다. The steel sheet provided in the present invention has a high strength such as a yield strength of 690 MPa or more and a tensile strength of 770 MPa or more, and exhibits high toughness of 69 J or more at a low temperature of -60 ° C. Even when applied to large offshore structures, it can maintain stability for a long time in harsh environments such as waves and storms.

도 1의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 표면부의 미세조직을 관찰하기 위하여, 강판의 표면을 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것이다.
도 2의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 중심부의 미세조직을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것이다.
도 3의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 미세조직 내 석출물을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 2000배, 5000배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것이다. 1 (a) and (b) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the steel sheet magnified by 100 times and 500 times, respectively, in order to observe the microstructure of the surface portion of the ultra-thick steel sheet according to an example of the present invention. it has been shown
(a) and (b) of Figure 2 (a) and (b) in order to confirm the microstructure of the center of the ultra-thick steel sheet according to an example of the present invention, scanning electron microscope (SEM) pictures of the center of the steel sheet magnified by 100 times and 500 times, respectively it has been shown
3 (a) and (b) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the center of the steel sheet magnified by 2000 times and 5000 times, respectively, in order to confirm the precipitates in the microstructure of the ultra-thick steel sheet according to an example of the present invention. it has been shown

이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 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 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. However, the embodiment of the present invention may be modified in various other forms, and the scope of the present invention is not limited to the embodiments described below. Further, the embodiments of the present invention are provided in order to more completely explain the present invention to those of ordinary skill in the art.

본 발명은 원유, 가스등을 시추, 정제, 저장, 생산하는 해양 구조물 또는 선박 등에 적용될 수 있으며, 인장강도 및 항복강도가 높고, 저온인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention can be applied to offshore structures or ships drilling, refining, storing and producing crude oil and gas, and relates to an ultra-thick steel sheet having high tensile and yield strength and excellent low-temperature toughness and a method for manufacturing the same.

본 발명은 강의 조성과 그 제조 공정을 적절히 제어함으로써, 강판의 미세조직이 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며, 상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있도록 함으로써, 강판의 항복강도가 690MPa 이상, 인장강도는 770MPa이상으로 초고강도의 특성을 가지며, -60℃ 이하에서 69J 이상의 충격흡수에너지를 가져 저온 인성 또한 우수하다. According to the present invention, by appropriately controlling the composition of the steel and its manufacturing process, the microstructure of the steel sheet contains 3% or less MA (Matensitic-austenite) as an area fraction, and a lath form up to a depth of 2 mm from the surface of the steel sheet. of Bainite 0 more than 30% and less than 30% of Martensite in the form of less and less than 30% and less than 100% of Martensite, and at a depth of 1/2 of the thickness of the steel plate from the surface of the steel plate, a granular-shaped bay It contains more than 0 and less than 10% of nitrite and less than 10% of bainite in the form of less and less than 100% of bainite in the form of less, and at least one precipitate of Cr precipitate, Mo precipitate, Nb precipitate, and V precipitate is dispersed in the microstructure. The yield strength is 690 MPa or more, the tensile strength is 770 MPa or more, so it has the characteristics of ultra-high strength. It has an impact absorption energy of 69J or more at -60℃ or less, so it has excellent low-temperature toughness.

구체적으로, 본 발명의 일 구현 예에 따르면, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판에 관한 것으로, 조성은 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함할 수 있다. Specifically, according to one embodiment of the present invention, it relates to an ultra-high strength and high toughness ultra-thick steel sheet for offshore structures, the composition of which is, by weight%, C: 0.09 to 0.16%; Si: 0.05-0.4%; Mn: 0.8-1.3%; Cr: 0.2-0.8%; Mo: 0.05-0.6%; Cu: 0.05-0.3%; Ni: 2.5-3.5%; Nb: 0.005-0.02%; Al: 0.02~0.09; P: 0.01% or less; S: 0.005% or less; The remainder may contain unavoidable impurities and Fe.

C:0.09~0.16중량% C: 0.09-0.16 wt%

C는 강의 강도와 미세조직 형성에 있어 가장 중요한 성분으로서, 적절한 범위 내에서 강 중에 함유되어야 한다. 그러나 C 함량이 0.16중량%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키고, MA 형성을 조장하여 용접 HAZ부 인성저하를 초래할 수 있다. 반면에, 0.09중량% 미만이 되면 필요 최소한의 모재 강도가 얻어지지 않는다.C is the most important component in the formation of strength and microstructure of steel, and should be contained in steel within an appropriate range. However, when the C content exceeds 0.16% by weight, low-temperature toughness may be lowered, and MA formation may be encouraged, resulting in deterioration of the toughness of the weld HAZ part. On the other hand, when it is less than 0.09 wt%, the minimum necessary strength of the base material is not obtained.

따라서, C 함량은 0.09~0.16중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the C content as 0.09 to 0.16 wt%.

Si:0.05~0.4중량%Si: 0.05 to 0.4 wt%

Si는 탈산제로 첨가되는 원소로 강도를 증가시키기 위하여 0.05중량%이상 첨가하고 다량 첨가시 인성을 저하시키고 용접성을 악화시키므로, 0.4중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다. Si is an element added as a deoxidizer and is added in an amount of 0.05 wt% or more to increase strength, and when added in a large amount, toughness is reduced and weldability is deteriorated, so it is preferable to limit it to 0.4 wt% or less.

따라서, Si 함량은 0.05~0.4중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Si content as 0.05 to 0.4% by weight.

Mn:0.8~1.3중량%Mn: 0.8 to 1.3 wt%

Mn은 고용 강화에 의해 강도를 향상시키고, 결정립 미세화 및 모재 인성을 개선하는 효과를 가진다. 따라서, 0.8중량%이상으로 포함하는 것이 바람직하고, 1.3중량%를 초과하는 경우 중심편석에 의한 기계적 성질의 불균일을 조장하고, 경화능의 증가로 용접부의 인성을 저하시킬 수 있으므로, 1.3중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.Mn has the effect of improving strength by solid solution strengthening and improving grain refinement and base material toughness. Therefore, it is preferable to include 0.8% by weight or more, and when it exceeds 1.3% by weight, it promotes non-uniformity of mechanical properties due to center segregation, and can reduce the toughness of the weld by increasing hardenability, so 1.3% by weight or less It is preferable to limit it to

따라서, Mn 함량은 0.8~1.3중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Mn content as 0.8 to 1.3 wt%.

Cr:0.2~0.8중량%Cr: 0.2 to 0.8 wt%

Cr은 저탄소계에서 템퍼링을 통해 석출강화가 나타나는 원소로서 강도 향상에 유효하므로, 0.2중량% 이상으로 포함하는 것이 바람직하나, 0.8중량%를 초과하여 함유될 경우 용접성 및 인성의 저하를 초래할 수 있다.Cr is an element showing precipitation strengthening through tempering in a low-carbon system and is effective for strength improvement, so it is preferable to include it in an amount of 0.2 wt% or more, but when it is contained in excess of 0.8 wt%, it may lead to deterioration of weldability and toughness.

따라서, Cr 함량은 0.2~0.8중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Cr content as 0.2 to 0.8 wt%.

Mo:0.05~0.6중량%Mo: 0.05-0.6 wt%

Mo는 Cr과 마찬가지로 저탄소계에서 템퍼링을 통해 석출 강화가 나타나는 원소로서 강도 향상에 유효한 원소에 해당한다. 따라서, 이를 0.05중량% 이상으로 포함하는 것이 바람직하나, 0.6중량%를 초과하여 함유될 경우 용접성 및 인성의 저하를 초래할 수 있다.Mo, like Cr, is an element that exhibits precipitation strengthening through tempering in a low-carbon system, and corresponds to an element effective for strength improvement. Therefore, it is preferable to include it in an amount of 0.05% by weight or more, but when it is contained in an amount exceeding 0.6% by weight, it may cause deterioration of weldability and toughness.

따라서, Mo 함량은 0.05~0.6중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Mo content as 0.05 to 0.6 wt%.

Cu:0.05~0.3중량%;Cu: 0.05 to 0.3% by weight;

Cu는 고용강화 및 석출강화에 의하여 모재의 인성 저하를 최소화하면서 강도를 증가시킬 수 있는 원소이고, 충분한 강도향상의 효과를 달성하기 위해서는 0.05중량%이상이 함유되어야 하지만, 과도한 첨가는 표면의 불량을 야기할 수 있으므로 0.3중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.Cu is an element that can increase strength while minimizing deterioration of the toughness of the base material by solid solution strengthening and precipitation strengthening. In order to achieve a sufficient strength improvement effect, Cu should be contained in an amount of 0.05 wt% or more, but excessive addition can cause surface defects. It is preferable to limit it to 0.3% by weight or less because it may cause it.

따라서, Cu 함량은 0.05~0.3중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Cu content as 0.05 to 0.3% by weight.

Ni:2.5~3.5중량%Ni: 2.5 to 3.5 wt%

Ni은 후육소재의 경화능을 향상시키기 위해 첨가하며, 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로, 2.5중량%이상 함유되는 것이 바람직하지만, 고가의 원소이므로 경제성을 고려할 때 3.5중량%이하로 첨가하는 것이 유리하고, 다량이 첨가될 경우 용접성이 열화될 수 있다.Ni is added to improve the hardenability of the thick material, and as an element that can improve the strength and toughness of the base material at the same time, it is preferably contained in 2.5 wt% or more, but because it is an expensive element, 3.5 wt% or less in consideration of economic feasibility It is advantageous to add it as , and if a large amount is added, weldability may deteriorate.

따라서, Ni 함량은 2.5~3.5중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Ni content as 2.5 to 3.5 wt%.

Nb:0.005~0.02중량%Nb: 0.005-0.02 wt%

Nb는 NbC, Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재의 강도를 크게 향상시키고 마르텐사이트 및 베이나이트의 변태를 억제하여 결정립을 미세화한다. 이러한 Nb의 첨가 효과를 유효하게 발휘하기 위해서 Nb은 0.005중량%이상이 첨가되어야 한다. 하지만 0.02중량%를 초과하여 첨가되는 경우에는 HAZ 인성의 저하를 초래할 수 있다.Nb precipitates in the form of NbC and Nb(C,N) to greatly improve the strength of the base material and suppress the transformation of martensite and bainite to refine crystal grains. In order to effectively exhibit the effect of adding Nb, 0.005 wt% or more of Nb should be added. However, when added in excess of 0.02% by weight, it may cause a decrease in HAZ toughness.

따라서, Nb 함량은 0.005~0.02중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Nb content as 0.005 to 0.02% by weight.

Al:0.02~0.09중량%Al: 0.02 to 0.09 wt%

Al는 강력한 탈산제이며, AlN 형태로 미세 석출하여 강의 결정립 성장을 억제하여 결정립 미세화에 효과적이다. 또한 고온 산화 방지 및 내황화성 향상을 위해 Al은 0.02중량% 이상 첨가되어야 한다 하지만 0.09중량%를 초과하면 강의 저온인성 저하를 초래할 수 있다.Al is a strong deoxidizer, and it is effective for grain refinement by inhibiting grain growth of steel by fine precipitation in the form of AlN. In addition, in order to prevent high-temperature oxidation and improve sulfidation resistance, Al should be added in an amount of 0.02 wt % or more, but if it exceeds 0.09 wt %, low-temperature toughness of the steel may be deteriorated.

따라서, Al 함량은 0.02~0.09중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Al content as 0.02 to 0.09 wt%.

P:0.01중량% 이하P: 0.01% by weight or less

P는 강도향상과 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 제어 및 관리 하는 것이 유리하므로 그 상한은 0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.P is an element beneficial to strength improvement and corrosion resistance, but since it is an element that greatly inhibits impact toughness, it is advantageous to control and manage it as low as possible, so its upper limit is preferably limited to 0.01 wt%.

S:0.005중량%이하S: 0.005 wt% or less

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한은 0.005중량%로 제한하는 것이 바람직하다.Since S forms MnS and the like to greatly impair impact toughness, it is advantageous to make it as low as possible, so the upper limit thereof is preferably limited to 0.005 wt%.

본 발명의 강판은 상기 성분들 외에도 필요에 따라 V:0.005~0.5중량% Ti:0.005~0.018중량%; 및 B:0.002중량% 이하를 추가로 함유할 수 있다.In addition to the above components, the steel sheet of the present invention may contain V: 0.005 to 0.5% by weight Ti: 0.005 to 0.018% by weight; and B: 0.002% by weight or less.

V:0.005~0.5중량%V: 0.005 to 0.5 wt%

V은 Cr, Mo 등과 같이 강도를 향상시키는데 효과적인 원소로, 목표로 하는 강도를 얻기 위해서는 0.005중량% 이상으로 함유되어야 하지만, 고가인 관계로 다량 첨가 시 경제적인 점에서 문제가 될 수 있고, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 저융점 화합물을 생성시켜 열간 가공성을 해치게 되므로 0.5중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.V is an element effective for improving strength, such as Cr, Mo, etc., and it must be contained in an amount of 0.005 wt % or more in order to obtain the target strength, but due to its high price, it may be a problem in economic terms when added in a large amount, 0.5 weight %, it is preferable to limit the amount to 0.5 wt% or less, because it produces a low-melting-point compound and impairs hot workability.

따라서, V 함량은 0.005~0.5중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the V content as 0.005 to 0.5 wt%.

Ti:0.005~0.018중량%Ti: 0.005 to 0.018 wt%

Ti는 산소, 질소, 탄소, 황, 수소 등과 친화력이 강하며 탈산, 탈질 및 탈황을 위해 첨가되며, 탄화물 형성능은 Cr보다 강하며 결정립 미세화에 효과적이다. 또한 타 금속 원소와 화합물을 쉽게 형성하여 석출 강화 효과에 의한 강도를 향상 시킨다. 결정립 미세화와 강도 향상을 위해 0.005중량% 이상으로 함유되어야 하지만, 고가인 관계로 다량 첨가 시 경제적인 점에서 문제가 될 수 있고, 0.018중량%를 초과하는 경우에는 산소 및 질소 등과의 화합물을 생성시켜 물성값의 저하를 야기시키므로 0.018중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.Ti has a strong affinity for oxygen, nitrogen, carbon, sulfur, and hydrogen, and is added for deoxidation, denitrification and desulfurization. It has a stronger carbide-forming ability than Cr and is effective for grain refinement. In addition, it easily forms a compound with other metal elements to improve the strength due to the precipitation strengthening effect. It should be contained in an amount of 0.005% by weight or more for grain refinement and strength improvement, but due to the high price, it may be a problem in economic terms when added in large amounts, and when it exceeds 0.018% by weight, compounds with oxygen and nitrogen are generated. It is preferable to limit it to 0.018% by weight or less because it causes a decrease in the physical property value.

따라서, Ti 함량은 0.005~0.018중량%로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, it is preferable to select the Ti content as 0.005 to 0.018 wt%.

B:0.002중량% 이하B: 0.002% by weight or less

B는 미량 첨가로도 경화능을 현저히 향상시켜 강의 강도 증가에 효과적이다. 하지만, 0.002중량%를 초과하는 경우에는 Fe₃B 를 형성하여 템퍼링 열처리 시 취성을 야기하며, 입계 보론질화물(BN)의 석출로 인한 저온인성을 감소를 야기하기 때문에 0.002중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.B is effective in increasing the strength of steel by remarkably improving hardenability even with a small amount of addition. However, if it exceeds 0.002 wt%, Fe ₃ B is formed to cause brittleness during tempering heat treatment, and to reduce low-temperature toughness due to precipitation of intergranular boron nitride (BN). desirable.

따라서, B 함량은 0.002중량% 이하로 선정하는 것이 바람직하다.Therefore, the B content is preferably selected to be 0.002% by weight or less.

상기한 바와 같이, 본 발명은 강의 조성을 적절히 제어함으로써, 본 발명의 강판의 미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며, 상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있도록 함으로써, 우수한 경화능을 확보할 수 있다.As described above, according to the present invention, by appropriately controlling the composition of the steel, the microstructure of the steel sheet of the present invention contains 3% or less MA (Matensitic-austenite) as an area fraction, and a depth of 2 mm from the surface of the steel sheet. Lath) in the form of bainite 0 more than 30% and less than 30% of martensite in the form of less than 30% and less than 100%, and at a depth of 1/2 of the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet, granular (Granular) It contains more than 10% of bainite in the form of 0 and less than 10% of bainite in the form of less, and at least one precipitate of Cr precipitates, Mo precipitates, Nb precipitates and V precipitates is dispersed in the microstructure. By making it so, excellent hardenability can be ensured.

보다 구체적으로, 본 발명은 강의 조성 중 특히 Mn, Cu, Ni 및 V의 함량을 적절한 수준으로 제어함으로써, 페라이트가 생성되는 온도를 높여, 본 발명의 극후 강판의 표면부에는 미세조직 내 레스 형태의 베이나이트와 레스 형태의 마르텐사이트가 주요 상을 이룰 수 있도록 하며, 강판의 중심부에는 레스 형태의 베이나이트가 주요상을 이루고, 레스 형태의 마르텐사이트와 입상 형태의 베이나이트가 각각 10% 이하의 면적분율로 포함될 수 있도록 한다. More specifically, the present invention increases the temperature at which ferrite is produced by controlling the content of Mn, Cu, Ni and V in the composition of the steel to an appropriate level, so that the surface portion of the ultra-thick steel sheet of the present invention has a microstructure in the form of less. Bainite and less martensite form the main phase, and less bainite forms the main phase in the center of the steel sheet, and less than 10% of martensite in less form and granular form of bainite are each to be included as a fraction.

여기서, 상기 강판 중심부의 미세조직 중 레스 형태의 마르텐사이트의 면적 분율이 너무 높은 경우 저온 인성이 저하될 수 있고, 입상 형태의 베이나이트 면적 분율이 너무 높은 경우, 강도의 저하와 저온 인성이 저하될 수 있으므로, 강판의 두께의 1/2 깊이에 해당하는 강판의 중심부에는 면적분율로 입상 형태의 베이나이트가 0 초과 10% 이하, 레스 형태의 마르텐사이트가 0 초과 10% 이하, 및 레스 형태의 베이나이트는 10% 이상 100% 미만으로 차지하는 것이 바람직하다. Here, when the area fraction of martensite in the form of less in the microstructure of the center of the steel sheet is too high, the low-temperature toughness may decrease, and when the area fraction of bainite in the granular form is too high, the strength and low-temperature toughness may decrease. Therefore, in the center of the steel sheet corresponding to a depth of 1/2 of the thickness of the steel sheet, granular bainite is more than 0 and less than 10%, less martensite in the form of less is more than 0 and less than 10% in the form of less, and bay in the form of less It is preferable that the knight occupies 10% or more and less than 100%.

또한, 본 발명에서는 강판 전체적 미세조직 내 MA(Matensitic-austenite) 상이 면적분율로 3% 이하로 제어하고, 전술한 미세조직과 함께 그 내부에 0 초과 5 ㎛ 이하의 입경을 갖는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나가 분산되도록 함으로써, 석출강화와 전위 이동 억제에 의해 초고강도를 확보할 수 있도록 한다. In addition, in the present invention, the MA (Matensitic-austenite) phase in the overall microstructure of the steel sheet is controlled to 3% or less as an area fraction, and Cr precipitates and Mo precipitates having a particle size of more than 0 and 5 μm or less therein together with the above-mentioned microstructure By dispersing at least one of , Nb precipitates and V precipitates, it is possible to secure ultra-high strength by strengthening precipitation and suppressing dislocation movement.

도 1의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 표면부의 미세조직을 관찰하기 위하여, 강판의 표면을 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것으로, 레스 형태의 베이나이트와 레스 형태의 마르텐사이트가 주요상을 이루는 것을 볼 수 있다. 1 (a) and (b) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the steel sheet magnified by 100 times and 500 times, respectively, in order to observe the microstructure of the surface portion of the ultra-thick steel sheet according to an example of the present invention. As shown, it can be seen that bainite in the form of less and martensite in the form of less form the main phase.

또한, 도 2의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 중심부의 미세조직을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 100배, 500배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것으로, 레스 형태의 베이나이트가 주요상을 이루는 것을 볼 수 있다. In addition, in Fig. 2 (a) and (b), in order to confirm the microstructure of the center of the ultra-thick steel sheet according to an example of the present invention, the center of the steel sheet is magnified by 100 times and 500 times, respectively, a scanning electron microscope (SEM) As shown in the photo, it can be seen that the bainite in the form of less is the main phase.

또한, 도 3의 (a) 및 (b)는 본 발명의 일 예시에 따른 극후 강판의 미세조직 내 석출물을 확인하기 위하여, 강판의 중심부를 각각 2000배, 5000배로 확대한 주사전자현미경(SEM) 사진을 나타낸 것으로, 미세조직 내 수 나노미터의 Cr, Mo, Nb, V 석출물이 균일하게 분산되어 있는 것을 볼 수 있다.In addition, (a) and (b) of Fig. 3 is a scanning electron microscope (SEM) in which the center of the steel sheet is magnified by 2000 times and 5000 times, respectively, in order to confirm the precipitates in the microstructure of the ultra-thick steel sheet according to an example of the present invention. As shown in the photograph, it can be seen that several nanometers of Cr, Mo, Nb, and V precipitates in the microstructure are uniformly dispersed.

본 발명의 다른 구현 예에 따르면, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법에 관한 것으로, 조성은 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09%; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하며, 필요에 따라 V:0.005~0.5중량% Ti:0.005~0.018중량%; 및 B:0.002중량% 이하를 추가로 더 포함하는 강괴를 제조하는 단계; 상기 강괴를 1150~1250℃로 가열하는 단계; 가열된 강괴를 단조비 3S 이상 7S 이하의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 가열하여 850~1200℃의 온도에서 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연 강판을 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 포함한다.According to another embodiment of the present invention, it relates to a method for manufacturing an ultra-high strength, high toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures, the composition of which is: C: 0.09 to 0.16%; Si: 0.05-0.4%; Mn: 0.8-1.3%; Cr: 0.2-0.8%; Mo: 0.05-0.6%; Cu: 0.05-0.3%; Ni: 2.5-3.5%; Nb: 0.005-0.02%; Al: 0.02~0.09%; P: 0.01% or less; S: 0.005% or less; The remainder contains unavoidable impurities and Fe, as needed, V: 0.005 to 0.5 wt% Ti: 0.005 to 0.018 wt%; And B: preparing a steel ingot further comprising 0.002% by weight or less; heating the steel ingot to 1150 to 1250 °C; manufacturing a steel slab by forging the heated steel ingot with a forging ratio of 3S or more and 7S or less; preparing a hot-rolled steel sheet by heating the steel slab and performing hot rolling at a temperature of 850 to 1200°C; and rapidly cooling the hot-rolled steel sheet to a cooling finish temperature of 200 to 230°C.

본 발명에서는 우선 상기와 같은 조성을 갖는 강괴를 준비하고, 이를 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계를 수행할 수 있다. 이때, 상기 강괴의 조성은 앞서 강판에서 기재한 바와 동일하므로, 이하 그 기재를 생략한다. In the present invention, a step of preparing a steel ingot having the above composition and forging it may be performed to prepare a steel slab. At this time, since the composition of the steel ingot is the same as described above for the steel plate, the description thereof will be omitted below.

또한, 본 발명에서는 상기와 같은 조성을 갖는 강괴가 제조되면, 단조 공정을 수행하기에 앞서 이를 가열하는 단계를 수행할 수 있다. 이때 그 가열 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 1150~1250℃의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1150℃ 미만일 경우 소재의 표면 터짐 현상이 발생하며, 압하의 효율이 감소할 수 있고, 가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립의 이상 성장을 초래하여 단조 후 조직이 불균일해 질 수 있다. In addition, in the present invention, when a steel ingot having the above composition is prepared, a step of heating it may be performed prior to performing the forging process. At this time, the heating temperature is not particularly limited, but heating is preferably performed at a temperature of 1150 to 1250°C. If the heating temperature is less than 1150 ℃, the surface of the material may burst, and the reduction efficiency may decrease. If the heating temperature exceeds 1250 ℃, abnormal growth of austenite grains may occur, resulting in non-uniform structure after forging. can

본 발명에서 상기와 같이 강괴를 가열한 후에는, 가열된 강괴를 3S 이상 7S 이하의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계를 수행할 수 있다. 본 발명에서는 3S 이상의 단조비로 강괴를 단조함으로써, 강괴 내부에 존재하는 기공을 압하하여 소멸시켜, 최종적으로는 강판의 조직을 미세하게 형성할 수 있다. 다만, 단조비가 7S를 초과하는 경우, 주조 강괴의 제한된 크기와 단조 프레스의 작업 범위에 있어서 문제가 될 수 있으므로, 본 발명에서는 3S 이상 7S 이하의 단조비로 단조 공정을 수행하는 것이 바람직하다.After heating the steel ingot as described above in the present invention, the step of manufacturing a steel slab may be performed by forging the heated steel ingot at a forging ratio of 3S or more and 7S or less. In the present invention, by forging the steel ingot at a forging ratio of 3S or more, the pores existing inside the steel ingot are reduced and eliminated, and finally the structure of the steel plate can be finely formed. However, when the forging ratio exceeds 7S, it may be a problem in the limited size of the cast steel ingot and the working range of the forging press. In the present invention, it is preferable to perform the forging process at a forging ratio of 3S or more and 7S or less.

본 발명에서는 상기와 같은 단조 공정에 의해 강 슬라브가 제조되면 불균질한 단조 상태의 조직을 균질화하기 위하여, 강 슬라브를 가열 및 유지하는 단계를 수행할 수 있다. 이때 그 가열 온도 및 유지 시간은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 900~980℃로 360~600분 동안 가열 및 유지하는 것이 바람직하다. In the present invention, when the steel slab is manufactured by the forging process as described above, the step of heating and maintaining the steel slab may be performed in order to homogenize the structure of the non-homogeneous forging state. At this time, the heating temperature and holding time are not particularly limited, but heating and maintaining at 900 to 980° C. for 360 to 600 minutes is preferable.

상기 가열온도가 900℃ 미만이거나, 유지 시간이 360분 미만인 경우, 첨가된 합금원소의 고용 효과가 작고, 조직의 균질화 효과가 저하될 수 있으며, 가열 온도가 980℃를 초과하거나, 유지 시간이 600분을 초과하는 경우, 일부 오스테나이트 결정립의 성장을 초래하여 조직의 균질화 효과가 저하될 수 있다. If the heating temperature is less than 900°C or the holding time is less than 360 minutes, the solid solution effect of the added alloying element is small, the homogenization effect of the tissue may be reduced, and the heating temperature exceeds 980°C, or the holding time is 600 If it exceeds the minute, it may cause the growth of some austenite grains, thereby reducing the homogenizing effect of the tissue.

또한, 본 발명에서는 강 슬라브를 가열 및 유지한 후에는 이에 대하여 열간 압연 공정을 수행하기에 앞서 가열하는 단계를 수행할 수 있다. 이때 그 가열 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 1000~1200℃로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1000℃ 미만인 경우, 첨가된 합금원소의 고용효과가 작고 압연 압하의 효율을 저하시키며, 1200℃를 초과의 경우 오스테나이트 결정립의 이상 성장을 초래하여 열간 압연 후의 조직이 불균일해질 수 있다.In addition, in the present invention, after heating and maintaining the steel slab, a heating step may be performed prior to performing a hot rolling process for this. At this time, although the heating temperature is not specifically limited, It is preferable to set it as 1000-1200 degreeC. When the heating temperature is less than 1000 ° C, the solid solution effect of the added alloying element is small and the efficiency of rolling is reduced, and when the heating temperature is higher than 1200 ° C, abnormal growth of austenite grains is caused, and the structure after hot rolling may become non-uniform.

이후, 본 발명에서는 가열된 강 슬라브를 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계를 수행할 수 있는데, 상기한 열간 압연 공정은 15 패스(Pass) 이하, 바람직하게는 8 ~ 15 패스로 실시하고, 누적 압하율은 15 ~ 40%로 하여 압연을 수행함으로써, 조직을 더욱 미세화시키고, 페라이트 조직의 성장을 억제하여, 최종적으로는 강도 향상의 효과를 거둘 수 있다.Thereafter, in the present invention, the step of manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot rolling the heated steel slab may be performed, and the above-described hot rolling process is carried out in 15 passes or less, preferably 8 to 15 passes, and cumulative By performing rolling with a reduction ratio of 15 to 40%, it is possible to further refine the structure, suppress the growth of the ferrite structure, and finally achieve the effect of improving the strength.

본 발명에서 상기한 열간 압연 공정 시 수행 온도는 850~1200℃가 바람직하며, 보다 바람직하게는 900~1000℃에서 수행될 수 있다. 열간 압연 시 온도가 850℃ 미만인 경우 불성이 저하되어 압연 효율이 현저히 저하될 수 있고, 온도가 1200℃를 초과의 경우 결정립의 이상 성장을 초래하여 열간 압연 후의 조직이 불균일해질 수 있다.In the present invention, the performing temperature during the hot rolling process is preferably 850 to 1200°C, and more preferably 900 to 1000°C. When the temperature is less than 850 ° C during hot rolling, the inertness is lowered and the rolling efficiency may be significantly reduced, and if the temperature is higher than 1200 ° C, abnormal growth of crystal grains may occur and the structure after hot rolling may become non-uniform.

이 때, 본 발명에서는 상기 열간 압연 공정 시 열연 강판이 150~210mm의 두께의 중심부까지 우수한 기계적 특성을 갖도록 수행하여 소입성이 우수한 극후 강판을 제공할 수 있다. At this time, in the present invention, it is possible to provide an ultra-thick steel sheet excellent in hardenability by performing the hot rolling process to have excellent mechanical properties up to the center of the hot-rolled steel sheet having a thickness of 150 to 210 mm.

또한, 본 발명에서는 상기와 같은 열간 압연 공정으로 얻어진 열연 강판을 900℃ 이하의 온도에서 고압의 가속냉각기를 이용하여 0.3℃/s 이상, 바람직하게는 0.3℃/s 이상 2.5℃/s 이하의 냉각속도로 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 수행함으로써, 최종 제조되는 강판의 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.In addition, in the present invention, the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling process as described above is cooled to 0.3°C/s or more, preferably 0.3°C/s or more and 2.5°C/s or less, using a high-pressure accelerated cooler at a temperature of 900°C or less. By performing the step of rapidly cooling to a cooling finish temperature of 200 ~ 230 ℃ at a rate, it is possible to further improve the strength of the final manufactured steel sheet.

구체적으로, 상기 급냉하는 단계에서 냉각속도가 0.3℃/s 미만인 경우, 본 발명에서 필요로 하는 미세 조직으로 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 조직을 얻기가 힘들며, 이외의 베이나이트(상부, 입상 형태)의 다량 생성으로 인한 강도의 저하 및 저온 인성의 저하로 인하여 중심부에 목표 강도와 저온 인성을 구현하기가 힘들다. 반면, 냉각속도가 2.5℃/s를 초과하는 경우, 냉각 시 수압과 분사량이 과다하게 적용되어 설비에 악영향을 초래하고, 경제적인 점에서 문제가 될 수 있다. Specifically, when the cooling rate is less than 0.3 ° C / s in the step of quenching, it is difficult to obtain a less martensite or less bainite structure as a microstructure required in the present invention, and other bainite (upper , granular form), it is difficult to achieve the target strength and low-temperature toughness in the center due to the decrease in strength and low-temperature toughness due to the generation of a large amount. On the other hand, when the cooling rate exceeds 2.5 °C / s, the water pressure and injection amount are excessively applied during cooling, which adversely affects the equipment and may be a problem in terms of economics.

이 후, 본 발명에서는 냉각된 열연 극후 강판을 템퍼링하는 단계를 수행할 수 있다. 여기서 상기 템퍼링하는 공정을 수행하는 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 620~660℃로 하는 것이 바람직하다.Thereafter, in the present invention, the step of tempering the cooled hot-rolled pole-thick steel sheet may be performed. Here, the temperature for performing the tempering process is not particularly limited, but is preferably 620 to 660°C.

이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 예시에 불과하며, 본 발명의 범위가 이에 한정되는 것은 아니다. Hereinafter, the present invention will be described in more detail through specific examples. The following examples are only examples to help the understanding of the present invention, and the scope of the present invention is not limited thereto.

실시예Example

[실험예 1][Experimental Example 1]

하기 표 1과 같은 조성을 갖는 100kg 급 진공유도 용해로(VIM)에서 제조한 소형 강괴를 마련한 후, 하기 표 2에 나타난 조건으로 이를 가열 및 단조한 뒤, 1000℃의 온도에서 열간 압연을 수행하고, 890℃에서 담금질 한 뒤, 0.33℃/sec의 냉각속도로 220℃ 이하의 온도까지 급냉하고, 이를 640℃의 온도에서 템퍼링하여 소형 블럭을 제작하였다. After preparing a small steel ingot prepared in a 100 kg class vacuum induction melting furnace (VIM) having the composition shown in Table 1 below, heating and forging it under the conditions shown in Table 2 below, and performing hot rolling at a temperature of 1000 ° C., 890 After quenching at ℃, it was rapidly cooled to a temperature of 220℃ or less at a cooling rate of 0.33℃/sec, and it was tempered at a temperature of 640℃ to prepare a small block.

이렇게 제조된 소형 블록의 중심부의 미세조직 및 기계적 성질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.The microstructure and mechanical properties of the central portion of the thus-prepared small block were evaluated, and the results are shown in Table 3 below.

구분division 조성(중량%)Composition (wt%) CC SiSi MnMn CrCr MoMo CuCu NiNi NbNb PP SS 발명강1Invention lecture 1 0.130.13 0.250.25 1.11.1 0.60.6 0.550.55 0.20.2 3.33.3 0.0150.015 0.0030.003 0.0010.001 발명강2Invention lecture 2 0.120.12 0.200.20 1.001.00 0.60.6 0.500.50 0.200.20 3.03.0 0.0150.015 0.0030.003 0.0010.001 비교강1Comparative lecture 1 0.110.11 0.200.20 1.001.00 0.500.50 0.500.50 0.200.20 2.42.4 0.0170.017 0.0030.003 0.0020.002 비교강2Comparative lecture 2 0.120.12 0.240.24 1.11.1 0.500.50 0.560.56 0.100.10 2.12.1 0.00140.0014 0.0050.005 0.0030.003

구분division 강종steel grade 제조 공정Manufacture process 단조 공정 전 가열 온도(℃)Heating temperature before forging process (℃) 단조비
(S)forging ratio
(S) 담금질
온도(℃)quenching
Temperature (℃) 냉각속도
(℃/sec)cooling rate
(℃/sec) 템퍼링
온도(℃)tempering
Temperature (℃) 실시예1Example 1 발명강1Invention lecture 1 12301230 55 890890 0.330.33 640640 실시예2Example 2 발명강2Invention lecture 2 12301230 55 890890 0.330.33 640640 비교예1Comparative Example 1 비교강1Comparative lecture 1 12301230 55 890890 0.330.33 640640 비교예2Comparative Example 2 비교강2Comparative lecture 2 12301230 55 890890 0.330.33 640640 비교예3Comparative Example 3 발명강1Invention lecture 1 12301230 2.52.5 890890 0.330.33 640640

구분division 강종steel grade 레스 형태의 마르텐사이트
면적 분율(%)Martensite in the form of Less
Area fraction (%) 레스 형태의 베이나이트
면적 분율(%)Les form bainite
Area fraction (%) 기타조직의 면적 분율(%)Area fraction of other tissues (%) 항복
강도
(MPa)surrender
burglar
(MPa) 인장
강도
(MPa)Seal
burglar
(MPa) 충격 흡수 에너지(J)
(-60℃)Shock absorption energy (J)
(-60℃) 실시예1Example 1 발명강1Invention lecture 1 <5<5 >85>85 <10<10 734734 877877 9595 실시예2Example 2 발명강2Invention lecture 2 <5<5 >85>85 <10<10 698698 809809 7070 비교예1Comparative Example 1 비교강1Comparative lecture 1 <2<2 >68>68 <30<30 554554 696696 8585 비교예2Comparative Example 2 비교강2Comparative lecture 2 <2<2 >78>78 <20<20 687687 790790 2525 비교예3Comparative Example 3 발명강1Invention lecture 1 <2<2 >78>78 <20<20 659659 827827 6868

(단, 상기 표 3에서 기타 조직은 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 이외의 상부 또는 입상 형태의 베이나이트를 포함하는 의미이다.)(However, in Table 3 above, other structures are meant to include upper or granular bainite other than less martensite or less bainite.)

상기 표 3에서 보는 바와 같이, 본 발명의 성분 범위 및 제조 조건을 만족하는 실시예 1 및 2는 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 모두 목표한 물성을 만족하고 있음을 알 수 있다.As shown in Table 3, it can be seen that in Examples 1 and 2, which satisfy the component range and manufacturing conditions of the present invention, the yield strength, tensile strength, and shock absorption energy all satisfy the target physical properties.

반면, 본 발명의 성분 범위를 벗어나는 강괴를 사용한 비교예 1 및 2의 경우 중심부에서 기타조직의 면적 분율이 현저히 증가하여, 미세조직이 형성되지 않음에 따라 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 실시예 1 및 2에 비하여 모두 현저히 떨어지는 것을 볼 수 있다. 이는 고함량의 니켈에 의한 강의 경화능과 저온 인성 증가 효과가 충분히 반영되지 못한 것으로 판단된다.On the other hand, in Comparative Examples 1 and 2 using steel ingots outside the range of components of the present invention, the area fraction of other tissues was significantly increased in the center, and as a microstructure was not formed, yield strength, tensile strength and shock absorption energy were performed. It can be seen that both of Examples 1 and 2 were significantly lowered. It is judged that the effect of increasing the hardenability and low temperature toughness of steel by the high content of nickel was not sufficiently reflected.

또한, 본 발명에서 한정한 성분 범위를 만족한 강괴를 사용하였으나, 제조 조건 중 3S 미만의 단조비로 단조 공정을 수행한 비교예 3의 경우도 중심부에서 기타조직의 면적 분율이 현저히 증가하여, 미세조직이 형성되지 않음에 따라 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 실시예 1 및 2에 비하여 모두 현저히 떨어지는 것을 볼 수 있다. In addition, in the case of Comparative Example 3, in which the forging process was performed at a forging ratio of less than 3S among the manufacturing conditions, although steel ingots satisfying the component range limited in the present invention were used, the area fraction of other structures in the center was significantly increased, and the microstructure As this is not formed, it can be seen that all of the yield strength, tensile strength and shock absorption energy are significantly lower than in Examples 1 and 2.

[실험예 2][Experimental Example 2]

상기 표 1에 나타난 발명강 1과 같은 조성을 갖는 강괴를 마련한 후, 이를 1230℃에서 가열하고 5S 단조비로 단조한 뒤, 하기 표 4에 나타난 조건으로 열간 압연 및 급냉을 수행하고, 640℃이 온도에서 템퍼링하여 소형 플레이트를 제작하였다. After preparing a steel ingot having the same composition as Inventive Steel 1 shown in Table 1, it was heated at 1230° C. and forged at a 5S forging ratio, and then hot-rolled and quenched under the conditions shown in Table 4 below, and at a temperature of 640° C. A small plate was produced by tempering.

이렇게 제작된 소형 플레이트의 중심부의 미세조직 및 기계적 성질을 평가하여, 그 결과는 하기 표 5에 나타내었다.The microstructure and mechanical properties of the central portion of the thus-fabricated small plate were evaluated, and the results are shown in Table 5 below.

구분division 강종steel grade 단조 공정 전 가열 온도(℃)Heating temperature before forging process (℃) 단조비
(S)forging ratio
(S) 압연공정 전 가열 온도
(℃)Heating temperature before rolling process
(℃) 누적 압하율
(%)Cumulative rolling reduction
(%) 냉각속도
(℃/sec)cooling rate
(℃/sec) 템퍼링
온도(℃)tempering
Temperature (℃) 비교예4Comparative Example 4 발명강1Invention lecture 1 12301230 5S5S 12501250 3333 0.70.7 640640 비교예5Comparative Example 5 발명강1Invention lecture 1 12301230 5S5S 12501250 3333 0.250.25 640640 실시예3Example 3 발명강1Invention lecture 1 12301230 5S5S 10001000 3333 0.350.35 640640

구분division 강종steel grade 레스 형태의 마르텐사이트
면적분율(%)Martensite in the form of Less
Area fraction (%) 레스 형태의 베이나이트
면적분율(%)Les form bainite
Area fraction (%) 기타 조직의 면적분율(%)Area fraction of other tissues (%) 항복
강도
(MPa)surrender
burglar
(MPa) 인장
강도
(MPa)Seal
burglar
(MPa) 충격 흡수 에너지(J)
(-60℃)Shock absorption energy (J)
(-60℃) 비교예4Comparative Example 4 발명강1Invention lecture 1 <40<40 >50>50 <10<10 875875 936936 6363 비교예5Comparative Example 5 발명강1Invention lecture 1 <10<10 >60>60 <30<30 675675 845845 5252 실시예3Example 3 발명강1Invention lecture 1 <10<10 >80>80 <10<10 722722 862862 127127

(단, 상기 표 5에서 기타 조직은 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 이외의 상부 또는 입상 형태의 베이나이트를 포함하는 의미이다.)(However, in Table 5, other structures include upper or granular bainite other than less martensite or less bainite.)

상기 표 5에서 보는 바와 같이, 본 발명의 성분 범위 및 제조 조건을 만족하는 실시예 3은 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 모두 목표한 물성을 만족하고 있음을 알 수 있다.As shown in Table 5, it can be seen that Example 3, which satisfies the component range and manufacturing conditions of the present invention, satisfies the target physical properties in yield strength, tensile strength and shock absorption energy.

반면, 본 발명의 성분 범위는 만족하지만, 열간 압연 시 온도가 본 발명의 제조 조건을 벗어나고 있는 비교예 4의 경우, 항복강도 및 인장강도는 목표한 물성을 만족하였지만 충격 흡수 에너지가 실시예 3에 비하여 현저하기 떨어지는 것을 볼 수 있고, 이는 압연 가열 온도에 따라 오스테나이트 결정립 크기의 성장에 따른 조직 불균질화로 인해 저온 인성 저하 현상이 나타난 것을 볼 수 있다. On the other hand, in the case of Comparative Example 4, in which the component range of the present invention is satisfied, but the temperature at the time of hot rolling is out of the manufacturing conditions of the present invention, the yield strength and tensile strength satisfy the target physical properties, but the impact absorption energy is in Example 3 It can be seen that it is significantly lower than that, and it can be seen that the low-temperature toughness deterioration phenomenon appears due to the tissue inhomogeneity due to the growth of the austenite grain size according to the rolling heating temperature.

또한, 열간 압연시 온도와 냉각 속도가 모두 본 발명의 제조 조건을 벗어나고 있는 비교예 5의 경우, 기타조직의 면적 분율이 현저히 증가하여, 미세조직이 형성되지 않음에 따라 항복강도, 인장강도 및 충격 흡수 에너지가 실시예 3에 비하여 모두 현저히 떨어지는 것을 볼 수 있다. In addition, in the case of Comparative Example 5, in which both the temperature and the cooling rate during hot rolling deviates from the manufacturing conditions of the present invention, the area fraction of other tissues was significantly increased, and the yield strength, tensile strength and impact It can be seen that the absorbed energy is significantly lower than that of Example 3.

[실험예 3][Experimental Example 3]

하기 표 6과 같은 조성을 갖는 강괴를 마련한 후, 하기 표 7에 나타난 조건으로 이를 가열, 단조, 가열하고 열간 압연을 수행한 뒤, 냉각 및 템퍼링을 수행하여 각각 210mm 및 180mm 두께의 강판을 30 ton의 양으로 제작하였다. (단, 열간 압연 시 시작 온도는 900~1000℃이고, 누적 압하율은 33%로 하였다.)After preparing a steel ingot having a composition as shown in Table 6 below, heating, forging, heating, and hot rolling under the conditions shown in Table 7 below, cooling and tempering were performed to obtain 210 mm and 180 mm thick steel sheets, respectively, of 30 tons made in sheep. (However, during hot rolling, the starting temperature was 900~1000℃, and the cumulative rolling reduction was 33%.)

이렇게 제작된 강판의 표면부(강판 표면으로부터 2mm의 깊이) 및 중심부(강판 두께의 1/2 깊이에 해당하는 위치)에서의 미세조직 및 기계적 성질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 8에 나타내었다.The microstructure and mechanical properties in the surface portion (depth of 2 mm from the surface of the steel sheet) and the center (position corresponding to a depth of 1/2 of the thickness of the steel sheet) of the steel sheet thus produced were evaluated, and the results are shown in Table 8 .

구분division 조성(중량%)Composition (wt%) CC SiSi MnMn CrCr MoMo CuCu NiNi NbNb PP SS 발명강3Invention lecture 3 0.120.12 0.240.24 1.01.0 0.650.65 0.520.52 0.160.16 3.303.30 0.010.01 0.0070.007 0.0010.001 발명강4Invention lecture 4 0.110.11 0.230.23 0.840.84 0.590.59 0.510.51 0.190.19 2.772.77 0.010.01 0.0060.006 0.0010.001

구분division 강종steel grade 단조 온도
(℃)forging temperature
(℃) 단조비
(S)forging ratio
(S) 압연공정 전 가열 온도
(℃)Heating temperature before rolling process
(℃) 냉각속도
(℃/sec)cooling rate
(℃/sec) 템퍼링 온도
(℃)tempering temperature
(℃) 실시예4Example 4 발명강3Invention lecture 3 12301230 5S5S 10501050 0.630.63 650650 실시예5Example 5 발명강4Invention lecture 4 12301230 5.5S5.5S 10101010 0.90.9 650650

구분division 강종steel grade 레스 형태의 마르텐사이트
면적 분율(%)
Martensite in the form of Less
Area fraction (%)
레스 형태의 베이나이트
면적
분율(%)
Les form bainite
area
Fraction (%)
기타 조직의 면적분율(%)Area fraction of other tissues (%) 항복
강도
(MPa)surrender
burglar
(MPa) 인장
강도
(MPa)Seal
burglar
(MPa) 충격 흡수 에너지(J)
(-60℃)Shock absorption energy (J)
(-60℃) 두께
(mm)thickness
(mm) 분석 위치
(mm)analysis location
(mm) 실시예4Example 4 발명강3
Invention lecture 3
<70<70 >27>27 <3<3 762762 844844 169169 210210 표면부(2mm)Surface (2mm) <10<10 >80>80 <10<10 748748 831831 146146 210210 중심부
(105mm)center
(105mm) 실시예5Example 5 발명강4
Invention lecture 4
<75<75 >22>22 <3<3 834834 889889 131131 180180 표면부
(2mm)surface
(2mm) <10<10 >80>80 <10<10 761761 838838 130130 180180 중심부
(90mm)center
(90mm)

(단, 상기 표 8에서 기타 조직은 레스 형태의 마르텐사이트나 레스 형태의 베이나이트 이외의 상부 또는 입상 형태의 베이나이트를 포함하는 의미이다.)(However, in Table 8, other structures are meant to include upper or granular bainite other than less martensite or less bainite.)

상기 표 8에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성 및 제조 조건을 만족하는 실시예 4의 210mm 극후 강판의 표면부에서 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 70% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율은 대략 27% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율은 3% 미만이며, 중심부에서는 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 10% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율이 대략 80% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율도 10% 미만의 미세조직을 갖는 것을 볼 수 있고, 상기 강판은 표면부뿐만 아니라, 중심부에서도 항복강도가 690MPa 이상, 인장강도는 770MPa 이상이고, -60℃에서 충격 흡수 에너지가 69J이상으로, 목표로 하는 강도 및 저온 인성을 만족하는 것을 볼 수 있다. As shown in Table 8, the martensite area fraction of less than about 70% in the surface portion of the 210mm ultra-thick steel sheet of Example 4 satisfying the composition and manufacturing conditions of the present invention; The area fraction of bainite in the less form is about 27% or more, the area fraction of other structures is less than 3%, and the area fraction of martensite in the form of less is about 10% or less in the center; It can be seen that the area fraction of bainite in the form of less is about 80% or more, and the area fraction of other structures has a microstructure of less than 10%, and the steel sheet has a yield strength of 690 MPa or more in the center as well as the surface part, tensile strength It can be seen that the strength is 770 MPa or more, and the impact absorption energy at -60°C is 69 J or more, satisfying the target strength and low-temperature toughness.

또한, 본 발명의 조성 및 제조 조건을 만족하는 실시예 5의 180mm 극후 강판의 표면부에서 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 75% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율이 대략 22% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율은 3% 미만이며, 중심부에서는 레스 형태의 마르텐사이트 면적 분율이 대략 10% 이하; 레스 형태의 베이나이트 면적 분율이 대략 80% 이상이고, 기타 조직의 면적 분율도 10% 미만의 미세조직을 갖는 것을 볼 수 있고, 상기 강판은 표면부뿐만 아니라, 중심부에서도 항복강도는 690MPa 이상, 인장강도는 770MPa이상이고, -60℃에서 충격 흡수 에너지가 69J이상으로, 목표로 하는 강도 및 저온 인성을 만족하는 것을 볼 수 있다. In addition, the martensite area fraction of less than about 75% in the surface portion of the 180mm ultra-thick steel sheet of Example 5 satisfying the composition and manufacturing conditions of the present invention; the area fraction of bainite in the less form is about 22% or more, the area fraction of other structures is less than 3%, and the area fraction of martensite in the form of less is about 10% or less in the center; It can be seen that the area fraction of bainite in the form of less is about 80% or more, and the area fraction of other structures has a microstructure of less than 10%, and the steel sheet has a yield strength of 690 MPa or more in the center as well as the surface portion, tensile strength It can be seen that the strength is 770 MPa or more, and the impact absorption energy at -60°C is 69 J or more, satisfying the target strength and low-temperature toughness.

이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.Although the embodiments of the present invention have been described in detail above, the scope of the present invention is not limited thereto, and various modifications and variations are possible within the scope without departing from the technical spirit of the present invention described in the claims. It will be apparent to those of ordinary skill in the art.

Claims (12)

중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강판으로서,
미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스(lath)형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 10% 이하 및 레스(lath)형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며,
상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되고,
상기 강판에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유되며,
상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5㎛ 이하이고,
상기 강판은 150~210mm 두께를 갖는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판.C: 0.09-0.16% by weight; Si: 0.05-0.4%; Mn: 0.8-1.3%; Cr: 0.2-0.8%; Mo: 0.05-0.6%; Cu: 0.05-0.3%; Ni: 2.5-3.5%; Nb: 0.005-0.02%; Al: 0.02~0.09; P: 0.01% or less; S: 0.005% or less; The remainder is a steel sheet containing unavoidable impurities and Fe,
The microstructure contains 3% or less of MA (Matensitic-austenite) as an area fraction, and up to a depth of 2 mm from the surface of the steel sheet, more than 0 and less than 30% of bainite in the form of lath and lath Including 30% or more and less than 100% of Martensite in the form of, from the surface of the steel sheet to a depth of 1/2 of the thickness of the steel sheet, more than 0 and less than 10% of Bainite in the granular form and less than 10% and lath ) in the form of 10% or more and less than 100% of bainite,
At least one precipitate of Cr precipitate, Mo precipitate, Nb precipitate, and V precipitate is dispersed in the microstructure,
In the steel sheet, in wt%, V: 0.005 to 0.05%; Ti:0.005~0.018%; and B: 0.002% or less is further contained,
The particle diameters of the Cr precipitates, Mo precipitates, Nb precipitates and V precipitates are more than 0 and 5 μm or less,
The steel plate has a thickness of 150 to 210mm, ultra-high strength and high toughness steel plate for offshore structures. 삭제delete 삭제delete 삭제delete 제1항에 있어서,
상기 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격흡수에너지를 갖는 것을 특징으로 하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판.According to claim 1,
The steel sheet has a yield strength of 690 MPa or more, a tensile strength of 770 MPa or more, and a shock absorption energy of 69 J or more at -60 ° C. or less. 중량%로, C:0.09~0.16%; Si:0.05~0.4%; Mn:0.8~1.3%; Cr:0.2~0.8%; Mo:0.05~0.6%; Cu:0.05~0.3%; Ni:2.5~3.5%; Nb:0.005~0.02%; Al:0.02~0.09%; P:0.01%이하; S:0.005%이하; 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강괴를 제조하는 단계;
상기 강괴를 1150~1250℃로 가열하는 단계;
가열된 강괴를 3S ~ 7S의 단조비로 단조하여 강 슬라브를 제조하는 단계;
상기 강 슬라브를 가열하여 850~1200℃의 온도에서 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 단계; 및
상기 열연 강판을 200~230℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 단계를 포함하며,
해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 미세조직은 면적분율로 3% 이하의 MA(Matensitic-austenite)을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 2mm의 깊이까지는 레스(lath) 형태의 베이나이트(Bainite) 0 초과 30% 이하 및 레스 형태의 마르텐사이트(Martensite) 30% 이상 100% 미만을 포함하고, 상기 강판의 표면으로부터 강판 두께의 1/2 깊이에서는 입상(Granular) 형태의 베이나이트 0 초과 10% 이하 및 레스 형태의 베이나이트 10% 이상 100% 미만을 포함하며,
상기 미세조직에는 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물 중 적어도 하나 이상의 석출물이 분산되어 있는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.C: 0.09-0.16% by weight; Si: 0.05-0.4%; Mn: 0.8-1.3%; Cr: 0.2-0.8%; Mo: 0.05-0.6%; Cu: 0.05-0.3%; Ni: 2.5-3.5%; Nb: 0.005-0.02%; Al: 0.02~0.09%; P: 0.01% or less; S: 0.005% or less; Preparing a steel ingot containing the remaining unavoidable impurities and Fe;
heating the steel ingot to 1150 to 1250 °C;
manufacturing a steel slab by forging the heated steel ingot at a forging ratio of 3S to 7S;
preparing a hot-rolled steel sheet by heating the steel slab and performing hot rolling at a temperature of 850 to 1200°C; and
It comprises the step of rapidly cooling the hot-rolled steel sheet to a cooling finish temperature of 200 ~ 230 ℃
The microstructure of ultra-high-strength, high-toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures contains less than 3% MA (Matensitic-austenite) as an area fraction, and from the surface of the steel sheet to a depth of 2 mm, lath-type bainite It contains more than 0 and less than 30% and less than 30% of Martensite in the form of less and less than 100%, and from the surface of the steel plate to a depth of 1/2 of the thickness of the steel plate, more than 0 and less than 10% of bainite in granular form and 10% or more and less than 100% of bainite in the form of less,
At least one precipitate of Cr precipitates, Mo precipitates, Nb precipitates and V precipitates is dispersed in the microstructure. 제6항에 있어서,
상기 강괴에는 중량%로, V:0.005~0.05%; Ti:0.005~0.018%; 및 B:0.002% 이하가 더 함유되는 것을 특징으로 하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.7. The method of claim 6,
The steel ingot by weight%, V: 0.005 ~ 0.05%; Ti:0.005~0.018%; And B: 0.002% or less, characterized in that it further contains, a method of manufacturing an ultra-high strength and high toughness ultra-thick steel sheet for offshore structures. 제6항에 있어서,
상기 열간 압연은 열연 강판의 두께가 150~210mm의 두께를 갖도록 수행되는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.7. The method of claim 6,
The hot rolling is performed so that the thickness of the hot-rolled steel sheet has a thickness of 150 to 210 mm, a method of manufacturing an ultra-high strength high toughness ultra-thick steel sheet for offshore structures. 제6항에 있어서,
상기 급냉하는 단계에 후속적으로 620~660℃의 온도 하에서 템퍼링하는 단계를 더 포함하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.7. The method of claim 6,
Further comprising the step of tempering under a temperature of 620 ~ 660 ℃ subsequent to the quenching step, the method of manufacturing an ultra-high-strength high-toughness ultra-thick steel sheet for offshore structures. 삭제delete 제6항에 있어서,
상기 Cr 석출물, Mo 석출물, Nb 석출물 및 V 석출물의 입경은 0 초과 5㎛ 이하인, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.7. The method of claim 6,
The Cr precipitates, Mo precipitates, Nb precipitates, and V precipitates have particle diameters of more than 0 and 5 μm or less, a method of manufacturing an ultra-high strength and high toughness steel sheet for offshore structures. 제6항에 있어서,
상기 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판은 690MPa 이상의 항복강도, 770MPa이상의 인장강도 및 -60℃이하에서 69J이상의 충격 흡수 에너지를 갖는 것을 특징으로 하는, 해양 구조물용 초고강도 고인성 극후 강판의 제조방법.7. The method of claim 6,
The ultra-high-strength, high-toughness, ultra-thick steel sheet for offshore structures is characterized in that it has a yield strength of 690 MPa or more, a tensile strength of 770 MPa or more, and a shock absorption energy of 69 J or more at -60 ° C or less. .

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