KR101488633B1 - 용접용 강재 - Google Patents

Abstract

이 용접용 강재는, 질량％로, C:0.05％ 이상, 0.12％ 미만, Mn:1.40％ 이상, 1.80％ 이하, S:0.0020％ 이상, 0.0080％ 이하, Al:0.020％ 이상, 0.070％ 이하, Ti:0.004％ 이상, 0.012％ 이하, B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하, Mg:0.0015％ 이상, 0.0030％ 이하, N:0.0020％ 이상, 0.0050％ 이하, O:0.0007％ 이상, 0.0020％ 이하를 함유하고, 용접 균열 감수성 지수 Pcm값이 0.16％ 이상, 0.23％ 이하이고, 켄칭성 지수 DI값이 0.70 이상, 2.30 이하이고, 입자 직경이 0.015㎛ 이상 0.2㎛ 이하인 Mg·Mn 함유 황화물을 1평방㎜당 1.0×10⁴개 이상 3.0×10⁵개 이하 포함하고, 상기 Mg·Mn 함유 황화물에 있어서, Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율이, 원자％로 70％ 이상 90％ 이하이다.

Description

용접용 강재{STEEL FOR WELDING}

본 발명은, 고층 건축 등의 박스 기둥의 조립에서 적용되는 일렉트로 슬래그 용접, 혹은, 조선·교량 등에서 적용되는 일렉트로 가스 용접 등의 초대입열 용접에 있어서의 용접 열영향부(Heat Affected Zone:이하, HAZ라고 칭함)의 저온 인성이 우수한 용접용 강재에 관한 것이다. 특히, 입열이 200kJ/㎝ 이상에서, 예를 들어 400∼500kJ/㎝ 정도에서도 우수한 HAZ의 저온 인성을 갖는다.

최근의 건축 구조물의 고층화에 수반하여, 강제 기둥이 대형화되고 있다. 이것에 수반하여, 강제 기둥에 사용되는 강재의 판 두께도 증가되어 왔다. 이와 같은 대형의 강제 기둥을 용접으로 조립할 때에, 고능률로 용접하는 것이 요구되고 있고, 극후의 강판을 1패스로 용접할 수 있는 일렉트로 슬래그 용접이 널리 적용되게 되었다. 또한, 조선 분야나 교량 분야에 있어서도 판 두께가 50㎜ 정도 이상인 강판을 1패스로 용접하는 일렉트로 가스 용접이 널리 적용되게 되었다. 이들 일렉트로 슬래그 용접, 또는 일렉트로 가스 용접을 행하는 경우, 전형적인 입열의 범위는 200∼500kJ/㎝이며, 소위 초대입열 용접이다. 이와 같은 초대입열 용접에서는 서브 머지 아크 용접 등의 대입열 용접(입열 200kJ/㎝ 미만)과는 달리, 용접 융합선(FL:Fusion Line) 부근이나 HAZ가 받는 열이력에 있어서 1350℃ 이상의 고온 체류 시간이 극히 길어진다. 그로 인해, 오스테나이트 립의 조대화가 극히 현저하고, HAZ의 저온 인성을 확보하는 것이 곤란하다. 그로 인해, 예를 들어 -20℃와 같은 혹독한 저온 환경하에 있어서의 건축 구조물, 선박, 교량 등의 용접 강 구조물의 안전성 확보를 위해, 이와 같은 초대입열 용접의 HAZ의 저온 인성 향상을 달성하는 것은 극히 중요한 과제이다.

종래부터 대입열 용접을 행하였을 때의 HAZ(대입열 용접 HAZ)의 인성 향상에 관해서는 이하에 나타내는 바와 같이 많은 지식·기술이 있다. 그러나 상기한 바와 같이, 입열이 200kJ/㎝ 이상인 초대입열 용접과 대입열 용접에서는 HAZ가 받는 열이력, 특히, 1350℃ 이상에 있어서의 체류 시간이 크게 다르다. 그로 인해, 종래의 대입열 용접 HAZ 인성 향상 기술을 단순하게 본 발명의 대상 분야에 적용할 수는 없다.

종래의 대입열 용접 HAZ의 인성 향상에 관한 기술은, 크게 분류하면 주로 2개의 기본 기술에 기초하고 있다. 그 하나는 강중 입자에 의한 피닝 효과를 이용한 오스테나이트 립 조대화 방지 기술이며, 다른 하나는 오스테나이트 입내 페라이트 변태 이용에 의한 유효 결정립 미세화 기술이다.

예를 들어, 비특허문헌 1에는, 각종 강중 질화물·탄화물에 대해 오스테나이트 입성장 억제 효과를 검토한 결과, Ti을 첨가한 강에서는 TiN의 미세 입자가 강중에 생성되어, 대입열 용접 HAZ에 있어서의 오스테나이트 입성장을 효과적으로 억제할 수 있는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 1에는, Al을 0.04∼0.10％, Ti을 0.002∼0.02％, 또한, 희토류 원소(REM:Rare Earth Metal)를 0.003∼0.05％ 함유하는 강에 있어서, 입열이 150kJ/㎝인 대입열 용접 HAZ 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 이것은, REM이 산·황화물(산화물과 황화물의 복합 입자)을 형성하여 대입열 용접시에 HAZ 조직의 조립화를 방지하는 작용을 활용한 기술이다.

특허문헌 2에는, 입자 직경이 0.1∼3.0㎛, 입자수가 5×10³∼1×10⁷개/㎣인 Ti 산화물, 혹은 Ti 산화물과 Ti 질화물의 복합체 중 어느 하나를 함유하는 강에서는, 입열이 100kJ/㎝인 대입열 용접 HAZ 내에서 이들 입자가 페라이트 변태핵으로서 작용함으로써 HAZ 조직이 미세화되어 HAZ 인성이 향상되는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는, Ti과 S을 적량 함유하는 강에 있어서, 대입열 용접 HAZ 조직 중에 TiN 및 MnS의 복합 석출물을 핵으로 하여 입내 페라이트가 생성되어, HAZ 조직이 미세화됨으로써 HAZ 인성이 향상되는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는, Al을 0.005∼0.08％, B를 0.0003∼0.0050％ 포함하고, 또한, Ti, Ca, REM 중 적어도 1종 이상을 0.03％ 이하 포함하는 강에 있어서, 대입열 용접 HAZ에서 미용해의 REM·Ca의 산·황화물 혹은 TiN을 기점으로 하여 냉각 과정에서 BN가 형성되고, 이것으로부터 페라이트가 생성됨으로써 대입열 HAZ 인성이 향상되는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 5에는, Mg 함유 산화물을 1평방㎜당 40,000∼100,000개 포함하고, 또한, 입자 직경이 0.20∼5.0㎛인 Ti 함유 산화물과 MnS으로 이루어지는 복합체를 1평방㎜당 20∼400개 포함하는 강에서는, 오스테나이트 입성장 억제와 입내 페라이트 변태 촉진에 의해 초대입열 용접 HAZ 인성이 향상되는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 6에는, 입자 직경이 0.005∼0.5㎛인 MgO, MgS, Mg(O, S) 중 2종 이상을 포함하는 강에서는, 이들 미세 입자에 의한 오스테나이트 입성장 억제에 의해 초대입열 용접 HAZ 인성이 향상되는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 7에는, 입자 직경이 0.005∼0.5㎛인 (Mg, Mn)S 입자를 많이 포함하는 강에서는, 이들 미세 입자에 의한 오스테나이트 입성장 억제에 의해 초대입열 용접 HAZ 인성이 향상되는 것이 개시되어 있다.

그러나 상술한 기술에서는, 이하와 같은 문제가 있다.

비특허문헌 1에 개시되어 있는 기술은 TiN을 비롯한 질화물을 이용하여 오스테나이트 입성장 억제를 도모하는 기술이다. 그로 인해, 대입열 용접에서는 효과가 발휘되지만, 본 발명이 대상으로 하는 초대입열 용접에서는 1350℃ 이상의 체류 시간이 극히 길기 때문에, 대부분의 TiN은 고용되어, 입성장 억제의 효과를 상실한다. 또한, 일부의 완전히 녹지 않은 조대한 마이크로미터 사이즈의 TiN이, -20℃에서의 초대입열 HAZ에서는 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용하여 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서 이 기술은 본 발명이 목적으로 하는 초대입열 용접 HAZ의 인성에는 적용할 수 없다.

특허문헌 1에 개시된 기술은, REM의 산·황화물을 이용하여 대입열 용접시에 HAZ의 조립화를 방지하는 것이다. 산·황화물은 질화물에 비해 1350℃ 이상의 고온에 있어서의 안정성은 높기 때문에, 입성장 억제 효과는 유지된다. 그러나 산·황화물을 미세하게 분산시키는 것은 곤란하다. 즉, 산·황화물의 개수 밀도가 낮기 때문에, 개개의 입자의 피닝 효과는 유지된다고 해도, 초대입열 용접 HAZ의 오스테나이트 입경을 작게 하는 것에는 한도가 있어, 이것만으로 인성 향상을 도모할 수는 없다. 또한, 조대한 마이크로미터 사이즈의 REM의 산·황화물이, -20℃에서의 초대입열 HAZ에서는 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용하여 인성을 저하시키는 경우가 있다.

특허문헌 2에 기재된 기술은, Ti 산화물, 혹은 Ti 산화물과 Ti 질화물의 복합체 중 어느 하나의 입자를 페라이트 변태핵으로서 작용시킴으로써 HAZ 조직을 미세화시켜 HAZ 인성을 향상시키는 기술이다. Ti 산화물의 고온 안정성을 고려하면 초대입열 용접에 있어서도 그 효과는 유지된다. 그러나 입내 변태핵으로부터 생성되는 페라이트의 결정 방위는 완전히 랜덤인 것은 아니고, 모상 오스테나이트의 결정 방위의 영향을 받는다. 따라서 초대입열 용접으로 오스테나이트 립이 조대화하는 경우에는 입내 변태만으로 HAZ 조직을 미세화하는 것에는 한도가 있다. 또한, 조대한 마이크로미터 사이즈의 Ti 산화물, 혹은 Ti 산화물과 Ti 질화물의 복합체가, -20℃에서의 초대입열 HAZ에서는 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용하여 인성을 저하시키는 경우가 있다.

특허문헌 3에 개시된 기술은, TiN-MnS 복합 석출물로부터 페라이트를 변태시키는 기술이다. 이 방법은, 대입열 용접과 같이 1350℃ 이상의 체류 시간이 비교적 짧은 경우에는 효과를 발휘한다. 그러나 일렉트로 슬래그 혹은 일렉트로 가스 용접과 같은 초대입열 용접에 있어서는 1350℃ 이상의 체류 시간이 길고, 이 동안에 많은 TiN은 고용되어 버리므로 페라이트 변태핵이 소실되어, 그 효과가 충분하게는 발휘될 수 없다. 또한, 조대한 마이크로미터 사이즈의 TiN-MnS 복합 석출물이, -20℃에서의 초대입열 HAZ에서는 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용하여 인성을 저하시키는 경우가 있다.

특허문헌 4에 개시된 기술은, REM·Ca의 산·황화물 혹은 TiN상에 형성된 BN로부터 페라이트를 생성시킴으로써 HAZ 조직을 미세화하는 기술이며, 초대입열 용접에 있어서도 미세화의 효과는 기대할 수 있다. 그러나 REM·Ca의 산·황화물의 개수를 증가시키는 것은 곤란하다. 또한, TiN은 고용되어 버리므로, 페라이트 변태만으로는 초대입열 용접 HAZ의 인성 향상에는 한도가 있다. 또한, REM·Ca의 산·황화물 혹은 TiN상에 BN가 석출된 조대한 마이크로미터 사이즈의 복합 석출물이, -20℃에서의 초대입열 HAZ에서는 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용하여 인성을 저하시키는 경우가 있다.

특허문헌 5에 개시된 기술은, 0.01∼0.20㎛의 미세한 Mg 함유 산화물에 의한 오스테나이트 입성장 억제와, 0.20∼5.0㎛의 Ti 함유 산화물 및 MnS으로 이루어지는 복합체에 의한 입내 페라이트 변태 촉진에 의해 초대입열 용접 HAZ 인성을 향상시키는 기술이다. 그러나 Ti 함유 산화물의 생성에는 Al량을 0.005％ 이하로 억제할 필요가 있어, 종래의 Al 첨가강의 이점을 저하시킨다. 즉, 종래의 Al량이 0.010∼0.5％ 정도인 Al 탈산강에 있어서는, 강중의 Al에 의한 산화 발열을 이용함으로써 용강 온도를 용이하게 제어할 수 있어, 저렴하고 또한 안정적인 강의 양산을 가능하게 해 왔다. 특허문헌 5와 같이, Al 첨가량을 0.005％ 정도 이하로 제한하면, 용강 가열 장치에 의한 가열 등의, Al의 산화 발열에 의한 용강 온도 제어를 대체하는 수단이 필요해진다. 용강 중의 Al은 대기 중의 산소에 의한 용강 오염 방지의 역할도 갖고, 또한, Al은 질화물을 형성함으로써 재질 확보에 유효한 것도 널리 알려져 있고, Al량의 0.005％ 이하로의 감소는 이들 Al 첨가의 이점을 저하시킨다.

특허문헌 6에 개시된 기술은, 0.005∼0.5㎛의 MgO, MgS, Mg(O, S) 중 2종 이상을 포함하는 강에 있어서, 이들 미세 입자에 의한 오스테나이트 입성장 억제에 의해 초대입열 용접 HAZ 인성을 향상시키는 기술이다. 그러나 미세한 MgO의 생성에는 Al량을 0.01％ 이하로 억제할 필요가 있고, 역시, 상술한 Al 첨가의 이점을 저하시키는 것이 과제이다.

특허문헌 7에 개시된 기술은, 본 발명자들에 의한 것이며, 0.015％ 이상의 Al 첨가를 전제로, 입자 직경이 0.005∼0.5㎛인 (Mg, Mn)S 입자를 많이 포함하는 강에 있어서, 이들 미세 입자에 의한 오스테나이트 입성장 억제에 의해 초대입열 용접 HAZ 인성을 향상시키는 기술이다. 그러나 그 HAZ 인성 향상이 인지되는 평가 온도는 -5℃이며, -20℃와 같은 혹독한 저온 환경하에서의 HAZ 인성 확보, 특히, -20℃에서의 샤르피 시험에 있어서 안정되어 양호한 값을 얻는 것이 과제로서 남아 있었다.

일본 특허 공개 소 60-184663호 공보 일본 특허 공개 소 60-245768호 공보 일본 특허 공개 평 2-254118호 공보 일본 특허 공개 소 61-253344호 공보 일본 특허 공개 평 9-157787호 공보 일본 특허 공개 평 11-286743호 공보 일본 특허 공개 제2002-3986호 공보

「철과 강」, 일본 철강 협회 발행, 제61년(1975) 제11호, 제65페이지

본 발명은, 상술한 문제점을 감안하여 안출된 것이다. 즉, 고층 건축물의 박스 기둥의 조립에서 적용되는 일렉트로 슬래그 용접 및 조선·교량 등에서 적용되는 일렉트로 가스 용접 등의, 입열이 200kJ/㎝ 이상인 초대입열 용접에 있어서의 HAZ의 저온 인성이 우수한 용접용 강재를, Al 첨가강을 전제로 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명이 대상으로 하는 구체적인 용접용 강재의 특성은, 이하와 같다.

(a) y형 용접 균열 시험시의 필요 예열 온도가 25℃ 이하.

(b) 용접 입열 400kJ/㎝에서의 초대입열 용접 조인트의 용접 열영향부(HAZ)의 용접 융합선(FL) 부근의 열이력을 시뮬레이트한 열사이클을 부여하였을 때의, 샤르피 흡수 에너지가 -20℃에서 100J 이상.

또한, 상기한 부재에의 적용을 생각한 경우, 모재의 특성은 이하와 같이 하는 것이 바람직하다.

(c) 판 두께가 40㎜ 이상 100㎜ 이하, 특히, 60㎜ 이상 80㎜ 이하이며, 모재의 판 두께의 1/4부(1/4t부)에 있어서, 인장 강도가 490㎫ 이상, 특히 510㎫ 이상, 720㎫ 이하, 항복 응력이 355㎫ 이상, 특히, 390㎫ 이상, -40℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상.

또한, 인장 강도가 높아지면 HAZ 인성 확보가 곤란해지므로, 항복 응력의 상한을 650㎫ 또는 600㎫, 인장 강도의 상한을 670㎫ 또는 650㎫로 해도 된다. 대상으로 하는 강재를, 후강판으로 한정해도 된다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 해결하여 이러한 목적을 달성하기 위해, 특허문헌 7에서 개시한, 입자 직경이 0.005∼0.5㎛인 (Mg, Mn)S의 미세 입자에 의해 오스테나이트 입성장을 억제할 수 있는 Al 첨가강에 대해, 가일층의 저온 인성의 향상을 도모하기 위해, 오스테나이트 입성장 억제에 유효한 입자의 종류 및 개수의 조사를 비롯하여, 수많은 검토를 행하였다. 그 결과, C 함유량(첨가량)을 0.05％ 이상, 0.12％ 미만으로 엄격하게 규제하고, Si 함유량을 0.10％ 미만으로 엄격하게 규제하고, 강중 N 함유량을 0.0050％ 이하로 저감시키고, 강중 O량을 0.0020％ 이하로 저감시키고, B 함유량을 0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하로 규제하고, 아울러 켄칭성 지수 DI값으로 평가할 수 있는 강의 켄칭성을 0.70 이상, 2.30 이하의 최적 범위로 하고, 입자 직경이 0.015∼0.2㎛인 (Mg, Mn)S, 즉 Mg·Mn 함유 황화물을 1평방㎜당 1.0×10⁴∼3.0×10⁵개 포함하고, 또한, (Mg, Mn)S 입자에 있어서의 Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율을 원자％로 70％ 이상 90％ 이하로 제어하는 것이, 초대입열 용접시의 HAZ에 있어서의 저온 인성의 향상에 유효한 것을 새롭게 발견하였다. 이 새로운 지식에 의해, 초대입열 용접에 있어서의 HAZ의 저온 인성이 우수한 용접용 강재를 Al 첨가강을 전제로 제공할 수 있는 것을 발견하여 본 발명을 이루었다.

본 발명에 있어서의 「용접용 강재」라 함은, 예를 들어, JIS G3106 「용접 구조용 압연 강재」, JIS G3115 「압력 용기용 강판」, JIS G3126 「저온용 압력 용기용 탄소강 강판」에 상당한다.

즉, 본 발명은 이하를 채용하였다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 용접용 강재는, 질량％로, C:0.05％ 이상, 0.12％ 미만, Mn:1.40％ 이상, 1.80％ 이하, S:0.0020％ 이상, 0.0080％ 이하, Al:0.020％ 이상, 0.070％ 이하, Ti:0.004％ 이상, 0.012％ 이하, B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하, Mg:0.0015％ 이상, 0.0030％ 이하, N:0.0020％ 이상, 0.0050％ 이하, O:0.0007％ 이상, 0.0020％ 이하를 함유하고, Si:0.10％ 미만, Ca:0.0005％ 이하, REM:0.0005％ 이하, P:0.01％ 이하, Cu:1.0％ 이하, Ni:1.5％ 이하, Cr:0.6％ 이하, Mo:0.4％ 이하, Nb:0.02％ 이하, V:0.06％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 1로 나타내어지는 용접 균열 감수성 지수인 Pcm값이 0.16％ 이상, 0.23％ 이하이고, 하기 수학식 2로 나타내어지는 켄칭성 지수인 DI값이 0.70 이상, 2.30 이하이고, 입자 직경이 0.015㎛ 이상 0.2㎛ 이하인 Mg·Mn 함유 황화물을 1평방㎜당 1.0×10⁴개 이상 3.0×10⁵개 이하 포함하고, 상기 Mg·Mn 함유 황화물에 있어서, Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율이, 원자％로 70％ 이상 90％ 이하이다.

여기서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], [B]는, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Al, B의 질량％로 나타낸 함유량을 의미한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 용접용 강재에서는, 또한, 질량％로, Ni:0.7％ 이하로 제한해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용접용 강재에서는, 또한, 질량％로, Cu:0.5％ 이하, Cr:0.3％ 이하, Mo:0.10％ 이하로 제한해도 된다.

(4) 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 용접용 강재에서는, 판 두께가, 40㎜ 이상 100㎜ 이하, 항복 응력이, 355㎫ 이상, 인장 강도가, 490㎫ 이상 720㎫ 이하이어도 된다.

본 발명의 상기 양태에 나타내는 용접용 강재에 따르면, 초대입열 용접이 적용되는 구조물에 적용함으로써, 극히 신뢰성이 높은 용접 구조물을 제조하는 것이 가능하고, 그 공업계에의 효과는 극히 크다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 용접용 강재에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 용접용 강재는, 대량의 제조 실적이 있어 우수한 양산 프로세스인 Al 탈산을 포함하는 제조 방법에 의해 제조된 강재인 것을 전제로 한다.

본 발명자들은, 초대입열 용접 HAZ의 조직과 인성의 관계에 관한 상세한 조사·연구를 실시하였다. 그 결과, 종래의 대입열 용접 HAZ의 조직 제어 또는 인성 향상법을 그대로 적용해도, 초대입열 용접 HAZ 인성은 한정된 것이라는 결론에 도달하였다. 또한, 인성 향상에는 초대입열 용접 HAZ의 오스테나이트 립을 현저하게 미세화(세립화)할 필요가 있는 것을 발견하였다.

오스테나이트 립의 미세화에는 강중 입자에 의한 피닝 효과를 이용하는 것이 유효하다. 그러나 질화물 중에서 가장 열적으로 안정적이라고 하는 TiN이라도 1350℃ 이상으로 장시간 가열되면 대부분이 용해되어, 피닝 효과를 상실하므로, 질화물의 초대입열 용접에의 적용에는 한도가 있다. 따라서 고온에서 안정적인 입자의 이용이 필수로 된다. 그러나 종래 기술의 REM 혹은 Ca 산화물(산·황화물도 포함함)에서는, 고온에서의 안정성은 비교적 높지만, 초대입열 용접 HAZ의 오스테나이트 립 조대화 억제에 충분한 정도로 이들 산화물을 강중에 미세 분산시키는 것은 극히 곤란하다.

종래, Al 탈산강에는 0.2∼2％ 정도의 Mn 및 0.002∼0.02％ 정도의 S이 첨가되어 있어, MnS이 형성되는 것은 널리 알려져 있다. 이 MnS은 고온에서 용해되어 버리므로, 오스테나이트 립을 미세화하는 입자로는 될 수 없었다. 본 발명자들은 Al 탈산강을 전제로 각종 입자에 대해 비교 검토한 결과, Mg·Mn 함유 황화물인 (Mg, Mn)S 입자가 고온에 있어서 안정적이고, 또한 미세 분산에 적합한 입자인 것을 발견하고 있다. 또한, HAZ의 오스테나이트 입성장 억제에 효과를 발휘하는 입자는 주로 0.2㎛ 이하의 입자이지만, Mn, Mg, S, Al 함유량 등을 제어함으로써, 미세한 (Mg, Mn)S을 강중에 다량으로 미세 분산시키는 것이 가능한 것을 발견하고 있다.

그러나 지금까지 (Mg, Mn)S 입자에 의한 HAZ 인성 향상 효과가 인지되는 평가 온도는 -5℃이었다. 즉, -20℃와 같은 혹독한 저온 환경하에서의 HAZ 인성 확보는 과제이었다. 인성 평가 온도가 -20℃와 같은 저온으로 되면, HAZ의 오스테나이트 립의 미세화에 의한 인성 향상 효과는 한정된 것이며, 특허문헌 7에 개시된 HAZ 인성 향상 기술의 지식만으로는 -20℃에서의 HAZ 인성을 안정적으로 얻는 것은 곤란하였다.

이 과제에 대해, 본 발명자들은 가일층의 인성 향상을 위해 수많은 검토를 행하였다. 그 결과, (Mg, Mn)S 입자에 있어서, Mg 및 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율을 제어하는 것, 또한, C 함유량, Si 함유량, B 함유량, N 함유량, O 함유량을 엄격하게 규제한 후에, DI값으로 나타내어지는 켄칭성을 엄격하게 규제함으로써, HAZ 저온 인성의 가일층의 향상이 도모되는 것을 새롭게 발견하였다.

이하에 상세를 설명한다.

본 발명자들은, (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg 및 Mn의 비율에 대해, Mg의 비율이 증가할수록, 입자는 고온에서 안정적으로 되어, 강한 오스테나이트 입성장 억제 효과를 갖는 것을 발견하였다. 특허문헌 7에서 동정되어 있었던 (Mg, Mn)S 입자는 Mn 주체의 황화물이며, Mg 및 Mn의 비율이 중량％로 Mg이 5％ 이상, 40％ 이하(원자％로 환산하면, Mg이 10.6％ 이상, 60.1％ 이하)의 입자이었다. 이들 입자는, 고온에서 안정적인 MgS보다도, 고온에서 불안정한 MnS에 가까운 입자 조성이므로, 입자의 고온에서의 안정성이 충분하지는 않고, -20℃에서의 HAZ 인성을 안정적으로 양호하게 할 수는 없었다. 그러나 MnS 중의 Mn의 7할 이상이 Mg으로 치환된다고 생각되는 (Mg, Mn)S 입자, 즉 입자 중의 Mg과 Mn의 합계에 차지하는 비율이, 원자％로, 70％≤Mg≤90％, 10％≤Mn≤30％의 (Mg, Mn)S 입자이면, 고온에서 극히 안정적이고, 또한 용이하게 미세 분산되는 것을 발견하였다. 이와 같은 (Mg, Mn)S 입자가 고온에서 안정되고, 또한, 미세 분산되기 쉬운 이유는 현재 시점에서 불분명하다.

특허문헌 7의 발명자에는 본 발명자들이 포함된다. 특허문헌 7에 따른 초대입열 고장력 강은, 제조 공정에 있어서, 충분한 Al량을 첨가하기 전에 Mg을 첨가하고 있었다. 본 발명자들은, 충분한 Al량을 첨가하기 전에 Mg을 첨가한 경우, Mg은 조대한 산화물로서 존재하는 비율이 증가하고, 결과적으로 미세한 (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg의 비율이 저하되는 것을 새롭게 발견하였다. 즉, 특허문헌 7에 개시된 (Mg, Mn)S 입자는 Mn 주체의 황화물이며, Mg 및 Mn의 비율이 중량％로 Mg이 5％ 이상, 40％ 이하(원자％로 환산하면 Mg이 10.6％ 이상, 60.1％ 이하)의 입자이었다. 이 (Mg, Mn)S 입자는 고온에서의 안정성이 충분하지는 않아, FL부의 γ립이 일부에서 조대화하는 경우가 있다. 일부에 조대한 오스테나이트 립이 있어도 평균의 오스테나이트 입경은 세립이므로, -5℃에서의 인성은 만족할 수 있다. 그러나 -20℃에서는 일부의 조대한 오스테나이트 립에 기인한 조대한 페라이트 립이나 베이나이트 립 등이 파괴의 발생 기점으로 되므로 특허문헌 7에 개시된 Mn 주체의 (Mg, Mn)S 입자에서는 안정적인 인성 향상이 곤란하였다.

본 발명자들은 입자의 고온에서의 안정성을 더욱 높이기 위한 검토를 수많이 실시하였다. 그 결과, Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하고, Ca, REM의 혼입이 0.0005％ 이하로 억제할 수 있는 것을 확인한 후에 Mg을 첨가함으로써, 원자％로 Mg이 주체이고, 또한 Mg의 원자 비율이 높은 (Mg, Mn)S 입자가 안정적으로 얻어지는 것을 발견하였다. 그리고 그와 같이 하여 제조한 본 실시 형태에 관한 용접용 강재의 화학 성분의 범위 내에서는 특허문헌 7에서 동정되어 있었던 (Mg, Mn)S 입자와는 달리, 보다 고온에서의 안정성이 높아진 (Mg, Mn)S 입자, 즉 Mg 및 Mn의 비율이 원자％로 70％≤Mg≤90％, 10％≤Mn≤30％인 Mg의 원자 비율이 높은 황화물이 생성되는 것을 알 수 있었다. 또한, 이와 같은 입자를 사용함으로써, -20℃에서의 HAZ 인성을 향상시킬 수 있는 것을 발견하였다.

또한, 인성의 평가 온도가 -20℃와 같은 저온으로 되면, -5℃에서는 문제가 되지 않았던 미세한 취화상이 인성에 악영향을 미치게 되어, 인성의 안정화를 저해하는 경우가 있는 것을 알 수 있었다. 본 발명자들은 -5℃에서의 인성 평가에서는 악영향이 인지되지 않았던 작고 소량의 섬 형상 마르텐사이트(경질의 취화 조직인 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합상:MA)의 양을 더욱 적게 함으로써 -20℃에서의 인성이 현저하게 향상되는 것을 발견하였다. 그리고 섬 형상 마르텐사이트를 줄이기 위해서는 C 함유량의 엄격한 제어와, Si 함유량의 억제와, B 함유량 및 N 함유량의 엄격 제어 외에, DI값으로 나타내어지는 지표를 제어하는 것이 유효한 것을 발견하였다.

상술한 Mg의 원자 비율이 높은 (Mg, Mn)S 입자에 의해 오스테나이트 입성장을 억제하였을 때의 HAZ에서는 세립의 페라이트와 펄라이트가 주체인 마이크로 조직으로 된다. 이와 같은 조직에서는, 섬 형상 마르텐사이트는 미세하게 분산되어 있어 인성에의 유해도는 낮다고 생각되고 있었다. 그러나 -20℃에서는 인성에의 악영향이 있으므로 상기한 규제가 필요하다. 또한, DI값의 규제는 페라이트 조직을 보다 세립으로 하는 점으로부터도 유효하다.

또한, -20℃에서는 페라이트 조직이 충분히 세립으로 되어 있지 않으면 소량의 섬 형상 마르텐사이트나 후술하는 소량의 산화물이나 질화물의 악영향이 커진다. 본 발명자들은, 페라이트를 충분히 미세화(세립화)하는 데에 (Mg, Mn)S 입자에 의한 오스테나이트 입성장의 억제만으로는 불충분하고, 또한 페라이트 변태의 진행을 지연시키는 것이 중요한 것을 발견하였다. 보다 세립의 페라이트와 세립의 펄라이트와 세립의 베이나이트를 포함하는 조직이며, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 생성이 억제됨으로써 저온에서의 HAZ 인성이 안정적으로 향상된다.

(Mg, Mn)S 입자에 의해 오스테나이트 입성장을 억제한 경우에는 오스테나이트 입계 면적이 크기 때문에 페라이트 변태가 과잉으로 진행되기 쉽다. 그로 인해, 페라이트 변태의 진행을 지연시킴으로써 페라이트의 사이즈 및 분율을 최적화하는 것이 중요해진다. 이에 대해, 본 발명자들은, 페라이트 변태의 진행을 지연시키는 수단으로서, 상술한 DI값 등에 의한 규제가 유효한 것을 새롭게 발견하였다. 또한, 검토를 거듭한 결과, DI값 등에 의한 인성 향상 효과를 보다 안정적으로 얻기 위해 C 함유량, Si 함유량 및 DI값을 엄격하게 제어하는 것 및 -5℃에서의 인성 평가에서는 악영향이 인지되지 않았던 마이크로미터 사이즈의 산화물 및 질화물의 양을 적게 하는 것이 유효한 것을 새롭게 발견하였다. 또한, 이 마이크로미터 사이즈의 산화물 및 질화물의 양을 제어하기 위해서는, O 함유량, Ti 함유량 및 N 함유량의 모든 상한값을 엄격하게 규제하는 것이 유효한 것을 새롭게 발견하였다.

오스테나이트 립의 조대화 억제나 입내 변태 페라이트의 생성핵으로서 TiN과 같은 질화물이나 산화물을 이용하는 종래 기술에서는, O 함유량, Ti 함유량, N 함유량의 모든 상한값을 엄격하게 규제하는 것은 어렵다. 본 실시 형태에 관한 용접용 강재에서는 황화물인 (Mg, Mn)S 입자를 오스테나이트 립의 조대화 억제에 이용하므로, O 함유량, Ti 함유량, N 함유량의 모든 상한값을 엄격하게 규제하는 것이 가능하게 된다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, (Mg, Mn)S 입자의 입자 직경 및 개수 밀도(단위 면적당 개수)는, 중요하다.

본 실시 형태에서는, (Mg, Mn)S 입자의 입경을 0.015∼0.2㎛로 한다. 0.015㎛ 미만이면 오스테나이트 입성장 억제 효과가 작아진다. 보다 바람직한 입자 직경의 하한은 0.020㎛이다. 한편, 0.2㎛ 초과의 입자가 증가하면 강중의 Mg량이 한정되어 있으므로 결과적으로 미세한 입자의 개수가 대폭 감소하게 되어, 오스테나이트 입성장 억제 효과가 작아진다. 보다 바람직한 입자 직경의 상한은 0.15㎛, 더욱 보다 바람직하게는 0.12㎛이다.

또한, 0.015∼0.2㎛의 사이즈의 (Mg, Mn)S 입자의 개수가 1평방㎜당 1.0×10⁴개 이상인 경우에 오스테나이트 입성장 억제 효과가 현저해진다. 보다 바람직한 입자 개수의 하한은 1평방㎜당 3.0×10⁴개 이상이며, 더욱 바람직한 하한값은 1평방㎜당 4.0×10⁴개 이상이다. 한편, 3.0×10⁵개 이상으로 늘리기 위해서는 과잉의 Mg 첨가가 필요해져 경제성을 저하시키므로 (Mg, Mn)S 입자의 개수의 상한을 1평방㎜당 3.0×10⁵개로 제한하였다. 보다 바람직한 상한값은 1평방㎜당 2.0×10⁵개이다.

입자 개수의 측정 방법은, 강판(용접용 강재)으로부터 추출 레플리카를 작성하고, 특성 X선 검출기(EDX)가 구비된 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해, 0.015∼0.2㎛의 사이즈의 입자 개수를, 적어도 1000㎛² 이상의 면적에 대해 측정하고, 단위 면적당의 개수로 환산한다. 예를 들어, 2만배의 배율로 1시야를 100㎜×80㎜로서 관찰한 경우, 1시야당 관찰 면적은 20㎛²이므로 적어도 50시야에 대해 관찰을 행한다. 이때의 0.015∼0.2㎛의 입자의 개수가 50시야(1000㎛²)에서 100개이면, 입자 개수는 1평방㎜당 1×10⁵개로 환산할 수 있다.

다음에, 개수를 측정한 입자 중, (Mg, Mn)S 입자가 어느 정도로 존재하였는지를 측정한다. 입자 개수는 많은 경우에는 1000개 이상으로 되므로 전체 입자를 차례대로 동정하는 것은 어려운 작업으로 된다. 이로 인해, 적어도 20개 이상의 입자에 대해 하기하는 조건으로 (Mg, Mn)S인지의 여부를 동정하고 그 존재 비율을 구하고, 앞서 구한 입자 개수에 (Mg, Mn)S의 존재 비율을 곱함으로써 (Mg, Mn)S 입자의 개수를 구하면 된다. 예를 들어, 상술한 입자 개수, 1평방㎜당 1×10⁵개에 대해, (Mg, Mn)S의 존재 비율이 90％이었던 경우에는 (Mg, Mn)S 입자의 개수는 1평방㎜당 9×10⁴개라고 한다.

다음에, (Mg, Mn)S 입자의 동정 방법에 대해 서술한다. 본 실시 형태에서는 (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg과 Mn의 합계에 대한 Mg과 Mn의 각각의 비율을, 원자％로, 70％≤Mg≤90％ 및 10％≤Mn≤30％로 한다. Mg, Mn을 주체로 하는 황화물이면 오스테나이트 립 미세화 효과를 발휘하므로, Mg, Mn 이외의 원소가 검출되어도 상관없다. 또한, 입자 중으로부터 미량의 O가 검출되는 경우가 있지만, S 및 O의 비율이 원자％로, 95％≤S이며, 포함되어 있는 O가 5％ 미만으로 미량이면 (Mg, Mn)S 입자라고 간주한다. 단, S 및 O의 비율이, 원자％로 95％≤S이며, 포함되어 있는 O가 5％ 미만이어도, 입자가 명백히 MnS과 MgO의 복합체라고 동정할 수 있는 경우에는, (Mg, Mn)S 입자라고 간주하지는 않는다. Mg과 Mn의 비율 및 S와 O의 비율은, EDX에 의해 정량하여 구한다. 이 정량시에 사용하는 전자 빔 직경은 0.001∼0.02㎛, TEM 관찰 배율은 5만∼100만배로 하고, 미세한 (Mg, Mn)S 입자 내의 임의의 위치를 정량한다.

강판으로부터 추출 레플리카를 작성한 경우에, 0.015∼0.2㎛의 사이즈의 (Mg, Mn)S 입자 이외의 석출물, 예를 들어 시멘타이트나 합금 탄질화물 등이 다수 생성되어 (Mg, Mn)S 입자의 개수를 측정하기 어려운 경우에는, 1400℃에서 60초 정도 유지하여 (Mg, Mn)S 이외의 입자를 고용시키고, 그 후 급냉, 혹은 급냉 도중에 페라이트가 생성되는 열사이클을 부여하여 시멘타이트나 합금 탄질화물이 적은 샘플을 제조하고, 이것으로부터 추출 레플리카를 작성해도 된다.

(Mg, Mn)S 입자는, 고온에서 안정적이므로, 상기한 열사이클을 부여해도 결과는 변하지 않는다.

상기한 바와 같은 사이즈 및 개수의 입자를 강중에 분산시키기 위해, 본 실시 형태에서는, 용접용 강재의 화학 성분으로서, Mg, Mn, S 및 Al의 함유량을 하기와 같이 한정하였다.

Mg:0.0015％ 이상, 0.0030％ 이하

Mg은 (Mg, Mn)S 입자의 생성에 필수적인 원소이다. Mg 함유량이 0.0015％ 미만이면 필요한 개수의 (Mg, Mn)S 입자를 얻을 수 없다. 또한, (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg의 비율이 낮아진다. 보다 다량의 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 생성시키기 위해서는 0.0018％ 이상 또는 0.0020％ 이상의 첨가가 보다 바람직하다. 0.0030％ 초과의 함유에서는 Mg이 산화물을 생성하기 쉬워져 (Mg, Mn)S량이 포화되어 HAZ 인성 향상 효과도 포화되는 동시에, 경제성을 저하시키므로 그 상한값을 0.0030％로 하였다. 경제성을 위해, 그 상한을 0.0027％ 또는 0.025％로 해도 된다.

Mn:1.40％ 이상, 1.80％ 이하

Mn은 (Mg, Mn)S 입자를 구성하는 원소이므로 필수적인 원소이다. Mn은 0.2％ 이상 함유함으로써 미세한 (Mg, Mn)S 입자의 다량 분산이 가능해지지만, 10％≤Mn≤30％를 포함하는 (Mg, Mn)S 입자를 충분히 얻기 위해서는 1.40％ 이상 함유할 필요가 있다. 또한, 1.40％ 미만이면, 강도와 HAZ 인성을 확보하기 위해서도 불리해진다. HAZ 인성을 개선하기 위해, 함유량의 하한을 1.45％ 또는 1.50％로 해도 된다. 한편, Mn이 1.80％를 초과하면 (Mg, Mn)S 입자가 조대화되기 쉬워져 HAZ 인성을 저하시키므로 1.80％를 상한으로 하였다. HAZ 인성의 향상을 위해, 그 상한을 1.75％ 또는 1.70％로 해도 된다.

S:0.0020％ 이상, 0.0080％ 이하

S은 (Mg, Mn)S 입자를 생성시키기 위해 필수적인 원소이다. S 함유량이, 0.0020％ 미만이면 (Mg, Mn)S 입자의 양이 불충분하므로, 하한을 0.0020％로 하였다. 보다 다량의 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 생성시키기 위해서는 0.0025％ 이상 또는 0.0030％ 이상의 첨가가 보다 바람직하다. 한편, 0.0080％ 초과 함유하면, (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg의 비율이 낮아져, 입자의 고온에서의 안정성이 불충분해지므로, 0.2㎛ 이하의 미세한 (Mg, Mn)S 입자의 개수가 감소하여, 초대입열 용접 HAZ의 γ립(오스테나이트 립) 미세화 효과가 작아진다. 또한, 조대한 (Mg, Mn)S 입자가 생성되어, 취성 파괴의 발생 기점으로서 작용한다. 그로 인해 저온 HAZ 인성이 저하된다. 따라서 그 상한값을 0.0080％로 하였다. 보다 바람직한 S량의 상한값은 0.0070％이다. HAZ 인성 향상을 위해, 그 상한을 0.0065％, 0.0060％ 또는 0.0055％로 해도 된다.

Al:0.020％ 이상, 0.070％ 이하

Al은 Mg이 조대한 산화물을 생성하는 것을 억제하여, Mg이 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 생성하기 위해 필수적인 원소이다. 그로 인해, 0.020％ 이상의 함유량이 필요하다. 보다 다량의 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 생성시키기 위해서는, 0.025％ 이상 또는 0.030％ 이상의 Al 첨가가 보다 바람직하다. 한편, 0.070％를 초과하여 함유하면, HAZ에 경질의 취화 조직인 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합상(MA:Martensite-Austenite Constituent)이 생성되기 쉬워지거나, 고용 Al에 의한 HAZ 취화가 일어나므로 HAZ 인성이 저하된다. 따라서 상한을 0.070％로 하였다. 보다 바람직한 Al량의 상한값은 0.060％이다. HAZ 인성 개선을 위해, 그 상한을 0.055％ 또는 0.050％로 해도 된다.

Ca:0.0005％ 이하 및 REM:0.0005％ 이하

본 실시 형태에서는 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 생성시키는 것이 필요하다. 이로 인해 Mg, Mn 이외의 황화물 형성 원소의 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. Mg, Mn 이외의 황화물 형성 원소가 과잉이면, 충분한 수의 (Mg, Mn)S 입자가 얻어지지 않게 된다. 대표적인 원소는 Ca 및 REM이며, 이들은 0.0005％ 이하로 할 필요가 있다. 이로 인해 Ca 및 REM의 상한값을 0.0005％로 제한하였다. 보다 바람직한 상한값은 0.0003％이다. 이들 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 이들 하한은 0％이다.

HAZ 인성은 오스테나이트 립 미세화와 입내 조직 미세화나, 조대한 시멘타이트나 섬 형상 마르텐사이트의 저감 및 조대한 산화물이나 질화물의 저감뿐만 아니라, 합금 원소의 함유량에 의해 크게 변화한다. 또한, 구조물로서 필요한 모재의 강도나 인성의 확보를 위해서도 적정한 합금 원소를 함유시키는 것이 바람직하다. 그로 인해, 상기 이외의 합금 원소(화학 성분)에 대해서도, 이하의 이유에 의해 함유량(첨가량)을 한정하였다.

C:0.05％ 이상, 0.12％ 미만

C는 모재의 강도를 상승시키는 원소이다. 0.05％ 미만이면 모재 강도의 향상 효과가 작으므로 0.05％를 하한으로 하였다. 보다 바람직한 C 함유량의 하한값은 0.06％이다. 한편, C 함유량이 0.12％를 초과하여 함유하면, 취성 파괴의 기점으로 되는 시멘타이트나 섬 형상 마르텐사이트가 증가하므로, HAZ 인성이 저하된다. 특히, -20℃에서의 저온 인성에 대해서는, 비교적 소량의 작은 시멘타이트나 섬 형상 마르텐사이트에서도 취성 파괴의 기점으로 되기 쉬워 HAZ 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, C 함유량의 상한에 대해서는 엄격한 규제가 필요하다. 보다 바람직한 C 함유량의 상한값은 0.10％ 또는 0.09％이며, 보다 바람직한 C 함유량의 상한값은 0.08％이다.

Si:0.10％ 미만

Si를 함유하면 HAZ의 마이크로 조직 중에 경질의 취화 조직인 섬 형상 마르텐사이트 상이 생성되기 쉬워진다. 이 섬 형상 마르텐사이트는, HAZ의 저온 인성을 열화시키므로 Si 함유량은 0.10％ 미만으로 한다. 함유량은 적은 편이 바람직하지만, 0.03％ 미만에의 Si 함유량의 저감은 비용 상승을 수반하는 경우가 있고, 그 경우에는 0.03％를 하한으로 하는 것이 바람직하다. Si량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, HAZ 인성의 향상을 위해서는 Si의 함유는 바람직하지 않지만, 0.10％ 미만이면, Si를 의도적으로 첨가해도 된다.

Ti:0.004％ 이상, 0.012％ 이하

Ti은 주로 B에 의한 켄칭성 향상 효과를 높이므로, 모재의 강도 상승 및 HAZ 조직의 미세화에 유효하다. HAZ 조직의 미세화에는 고용 B량의 확보가 중요하고, 고용 B는 초대입열 HAZ의 페라이트 변태를 지연시킴으로써 HAZ 조직을 미세화한다. Ti은 고용 N를 TiN으로서 고정하고, BN의 생성을 억제하므로 고용 B량을 확보할 수 있다. 또한, TiN에 의한 오스테나이트 립의 입성장 억제 효과에 의한 모재의 조직 미세화(세립화)와, 1350℃ 이하로 가열되는 HAZ 조직의 미세화에 유효하다. 그러나 0.004％ 미만이면 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.004％로 하였다. 이들 Ti 첨가 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, 그 하한을 0.005％ 또는 0.006％로 해도 된다. 한편, 0.012％ 초과 함유하면, 조대한 TiN을 생성하여 이것이 파괴의 발생 기점으로 되므로, HAZ 인성이 저하된다. 따라서 상한값을 0.012％로 하였다. 보다 바람직한 Ti량의 상한값은 0.010％ 또는 0.009％이며, 보다 바람직한 Ti량의 상한값은 0.008％이다.

B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하

B는 제어 냉각을 실시하는 경우에 현저한 강도 상승의 효과를 발휘하고, 모재 강도 상승에 유효한 원소이다. 또한, 초대입열 HAZ에 있어서 고용 B가 페라이트 변태를 지연시키므로, 마이크로 조직의 미세화에 유효하다. 그러나 0.0005％ 미만의 함유량에서는 강도 상승 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.0005％로 하였다. 이들 B 첨가 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, 그 하한을 0.0007％ 또는 0.008％로 해도 된다. 한편, 0.0020％ 초과 함유하면 조대한 B 질화물이나 탄붕화물을 석출하여 이것이 파괴의 기점으로 되므로, HAZ 인성이 저하된다. 따라서 상한값을 0.0020％로 하였다. 보다 바람직한 B량의 상한값은 0.0017％이며, 보다 바람직한 B량의 상한값은 0.0015％ 또는 0.0013％이다.

N:0.0020％ 이상, 0.0050％ 이하

N는 함유량이 많으면 조대한 TiN이나 (Ti, Nb)(C, N)을 생성하기 쉬워진다. 이들 입자는, 취성 파괴의 발생 기점으로 된다. 초대입열 HAZ의 -20℃에서의 평가에서는 수㎛의 TiN이나 (Ti, Nb)(C, N)에서도 취성 파괴의 발생 기점으로 되어 HAZ 인성의 저하를 초래하므로, 엄격하게 제어한다. 또한, 고용 N량이 많으면 BN를 생성하고 고용 B량이 저감하므로 바람직하지 않다. 고용 B량이 저감하면, 고용 B가 페라이트 변태를 지연시켜 HAZ 조직을 미세화시키는 효과나 모재 강도를 향상시키는 효과가 저감한다. 특히, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재에서는, 조대한 TiN을 생성시키지 않도록 Ti 함유량을 0.012％ 이하로 한정하고 있으므로, TiN으로서 Ti에 고정되어 있지 않은 고용 N량이 증가하기 쉽다. 그로 인해, 처음부터 N 함유량을 엄격하게 제한해 둘 필요가 있다. 이로 인해 상한값을 0.0050％로 하였다. 보다 바람직한 상한값은 0.0045％ 또는 0.0040％이며, 또한 보다 바람직하게는 0.0030％이다. N 함유량은 적은 편이 바람직하지만, 0.0020％ 미만에의 N 함유량의 저감은 비용 상승을 수반하는 경우가 있으므로 0.0020％를 하한으로 하였다. 비용 상승을 피하기 위해, 0.0023％ 또는 0.0026％를 그 하한으로 해도 된다.

O:0.0007％ 이상, 0.0020％ 이하

O 함유량이 많으면 조대한 산화물이 다수 생성되기 쉽다. 조대한 산화물은 파괴의 발생 기점으로 되어, HAZ 인성을 저하시킨다. 또한, Mg의 첨가에 앞선 Al 함유량이 0.020％ 이상인 경우에서도, 설비상 혹은 조업상의 문제점 등의 특수한 요인에 의한 용강의 대기 오염 등에 의해 산소량이 0.0020％를 초과하는 경우에는, 조대한 산화물에 소비되는 Mg량이 증가한다. 그 결과, 미세한 (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg 비율이 저하되어, (Mg, Mn)S 입자의 개수가 감소하여, HAZ 인성이 저하되는 경우가 있다. 이로 인해 O 함유량의 상한을 0.0020％로 하였다. 보다 바람직한 상한값은 0.0018％ 또는 0.0016％이다. 0 함유량은 적은 편이 바람직하지만, 0.0007％ 미만으로의 O 함유량의 저감은 비용 상승을 수반하는 경우가 있으므로 0.0007％를 하한으로 하였다. 비용 상승을 피하기 위해, 그 하한을 0.0009％ 또는 0.0011％로 해도 된다.

P:0.010％ 이하

P은 입계 취화를 초래하여, 인성에 유해한 원소이다. 그로 인해, P 함유량은 적은 편이 바람직하다. 0.010％ 초과 함유하면 (Mg, Mn)S 입자에 의해 HAZ의 오스테나이트 립을 미세화해도 HAZ 저온 인성이 저하되므로 0.010％로 제한한다. 바람직하게는, 0.009％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.008％ 이하이다. P량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Cu:1.0％ 이하

Cu는 모재 강도 상승에 유효한 원소이며, Cu를 함유해도 되지만, 1.0％ 초과 함유하면 HAZ 인성이 저하된다. 따라서 Cu 함유량을, 1.0％ 이하로 제한하였다. 바람직하게는, 0.8％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.7％ 이하, 가일층 바람직하게는, 0.5％ 이하이다. Cu는 용강 제조시에 스크랩 등으로부터 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Ni:1.5％ 이하

Ni은 켄칭성을 상승시킴으로써 모재 강도 상승에 효과를 갖고, 또한, 인성을 향상시킨다. 이로 인해, Ni을 함유해도 된다. 그러나 Ni은 고가의 원소이고, 1.5％ 초과 함유하면 경제성을 저하시키므로 Ni 함유량을, 1.5％ 이하로 제한하였다. 바람직하게는, 1.2 이하, 더욱 바람직하게는, 1.0％ 이하, 가일층 바람직하게는, 0.7％ 이하이다. Ni은 용강 제조시에 스크랩 등으로부터 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Cr:0.6％ 이하

Cr은 모재 강도 상승에 효과를 갖기 때문에, Cr을 함유해도 된다. 그러나 0.6％ 초과 함유하면 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어, HAZ 인성이 저하된다. 따라서 Cr 함유량을, 0.6％ 이하로 제한하였다. 바람직하게는, 0.4％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.3％ 이하이다. Cr은 용강 제조시에 스크랩 등으로부터 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Mo:0.40％ 이하

Mo은 모재 강도 상승에 효과를 갖기 위해, Mo를 함유해도 된다. 그러나 0.40％ 초과 함유하면 HAZ에 경화 조직을 생성하여, HAZ 인성이 저하된다. 따라서, Mo함유량을, 0.40％ 이하로 제한하였다. 바람직하게는, 0.25％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.10％ 이하이다. Mo은 용강 제조시에 스크랩 등으로부터 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

Nb:0.020％ 이하

Nb는 모재의 강도 상승 및 조직 미세화에 유효한 원소이므로, Nb를 함유해도 된다. 그러나 0.02％ 초과 함유하면 HAZ에 있어서의 Nb 탄질화물의 석출이 현저해져, HAZ 인성이 저하된다. 따라서 Nb 함유량을, 0.020％ 이하로 제한하였다. 바람직하게는, 0.018％ 이하, 더욱 바람직하게는, 0.016％ 이하이다. Nb는 용강 제조시에 스크랩 등으로부터 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

V:0.060％ 이하

V은 모재의 강도 상승 및 조직 미세화에 유효한 원소이므로, V을 첨가해도 된다. 그러나 0.060％ 초과 함유하면 HAZ에 있어서의 탄질화물의 석출이 현저해져, HAZ 인성이 저하된다. 따라서 V 함유량을, 0.060％ 이하로 제한하였다. 바람직하게는, 0.050％ 이하이다. V은 용강 제조시에 스크랩 등으로부터 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

또한, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재에서는, y형 용접 균열 시험시의 필요 예열 온도를 25℃ 이하로 하기 위해, 하기 수학식 1로 나타내어지는 Pcm값을, 0.23％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.22％ 이하 또는 0.21％ 이하이다. 한편, Pcm값이 0.16％를 하회하면 충분한 모재 강도, 또는 충분한 조인트 강도가 얻어지지 않는 경우가 있으므로 Pcm값의 하한값을 0.16％로 하였다. 보다 바람직한 하한값은 0.17％이다.

[수학식 1]

또한, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재에서는, 초대입열 용접 후의 HAZ의 켄칭성을 높여 페라이트 변태 온도를 저하시킴으로써, 페라이트를 미세화시키기 위해, 수학식 2로 나타내어지는 켄칭성 지수 DI값을 0.70 이상으로 하였다. 초대입열 HAZ에 있어서의 페라이트를 미세화시킴으로써, HAZ 인성이 향상된다. 즉, DI가 0.70 미만이면, 오스테나이트 입경이 세립이어도, 오스테나이트로부터 변태한 페라이트의 미세화가 충분하지 않아 인성이 저하된다. 보다 바람직하게는 0.75이다. 한편, DI값이 2.30을 초과하면 HAZ가 경화되어 HAZ 인성이 저하되므로 상한값을 2.30으로 하였다. 보다 바람직한 DI값의 상한값은 1.50이며, 더욱 바람직하게는 1.30이다.

[수학식 2]

상술한 수학식 1, 수학식 2에 있어서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], [B]는, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Al, B의 질량％로 나타낸 함유량을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 용접용 강재는, 상기 성분을 함유 또는 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함한다. 그러나 본 실시 형태에 관한 용접 강재에는, 상기 성분의 이외에, 강재 자체의 강도, 인성 등을 가일층 개선하는 목적으로, 혹은 스크랩 등의 부원료로부터의 불가피적 불순물로서, 이하의 합금 원소를 함유해도 된다.

Sb은 HAZ 인성을 저하시키므로, Sb 함유량 [Sb]은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

Sn은 HAZ 인성을 저하시키므로, Sn 함유량 [Sn]은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

As는 HAZ 인성을 저하시키므로, As 함유량 [As]는, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

또한, 상기 성분의 상기 효과를 충분히 발휘시키기 위해, Zr, Co, Zn 및 W을, 각각 0.01％ 이하 또는 0.005％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Sb, Sn, As, Zr, Co, Zn 및 W의 하한을 제한할 필요는 없고, 각 원소의 하한은 0％이다. 또한, 하한의 규정이 없는 합금 원소(예를 들어, Si, Ca, REM, P, Ni, Cr, Mo, Nb, V 및 Sb)가 의도적으로 첨가되었다고 해도, 또는 불가피적 불순물로서의 혼입이어도, 그 함유량이 청구범위 내에 있으면, 그 강재는 본 발명의 청구범위 내라고 해석한다.

본 실시 형태에 관한 용접용 강재에 있어서의 HAZ 인성 향상 효과는 초대입열 용접뿐만이 아니라, 대입열 용접(예를 들어, 100∼200 미만kJ/㎝ 정도)에서도 유효하다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재의 제조 방법에 대해 설명한다.

강의 용제 방법은, 예를 들어 용강 온도를 1650℃ 이하로 하여, 용강 O 농도를 0.01％ 이하, 용강 S 농도를 0.02％ 이하로 한 상태에서, Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가한다. 그때, Ca, REM의 혼입이 0.0005％ 미만으로 억제되어 있는 것을 확인한 후에 Mg을 첨가하고, 필요에 따라 그 외의 원소의 함유량의 조정을 행한 후, 연속 주조에 의해 주조함으로써, 강중에 Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율이, 원자％로 70％ 이상 90％ 이하인 (Mg, Mn)S의 미세 입자를 함유한 주조편을 얻을 수 있다.

Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하고 용강 중의 산소량을 저감시켜 두지 않으면, 그 후에 첨가한 Mg이 조대한 산화물로서 소비되어 버리므로 미세한 (Mg, Mn)S 입자로 되는 Mg량이 감소한다. 그 결과, (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg/Mn 비율이 저하되어 (Mg, Mn)S 입자의 고온에서의 안정성이 저하된다. 이로 인해, Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하는 것은 특히 중요하다.

Ca, REM은 의도적으로 첨가하고 있지 않은 경우라도, 용강 레이들에 사용되는 내화물이나, 탈황 등의 목적으로 첨가되는 플럭스나 슬래그, 합금 원료 중 등으로부터 용강 중에 혼입되는 경우가 있다. 그로 인해, Ca, REM의 혼입을 0.0005％ 이하로 억제하는 것은 중요하다. Ca, REM의 혼입을 0.0005％ 이하로 억제하기 위해서는, 내화물, 플럭스, 슬래그나 합금 원료 중 등에 포함되는 Ca, REM량을 관리한다. 혹은, Ca, REM이 산화물 등의 안정된 형태, 형상을 이루고 있고 용강 중에 혼입되기 어려운지의 여부를 관리한다. Ca 및 REM의 하한을 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

상술한 바와 같이, Al과 Mg의 첨가순 및 Ca, REM의 혼입량을 제어하는 이유에 대해 설명한다. 단순히 강중에 Mg을 첨가한 것만으로는 (Mg, Mn)S 입자는 거의 생성되지 않는다. 그 이유는 Mg이 강 탈산 원소이며 산화물로 되어 버리는 것에 있다. 또한, Mg은 용강 중에서의 증기압이 높아, 다량으로 첨가해도 용강 중에 수율이 낮은 원소이다. 이로 인해, 0.0015∼0.0030％ 정도의 미량의 Mg이 산화물로서 소비되어 버리는 것을 방지하고, (Mg, Mn)S 입자를 생성시키는 것은 극히 중요하다. Mg의 첨가에 앞서 Al 첨가하였을 때의 Al 함유량이 0.020％ 미만이면 (Mg, Mn)S 입자의 개수가 충분히 얻어지지 않는다. 이때의 Mg은 주로 MgAl₂0₄ 혹은 MgO으로서 산화물로서 존재한다. 또한, Mg이 산화물의 형성에 소비되므로, (Mg, Mn)S 입자 중의 Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율도 저하된다.

한편, Mg의 첨가에 앞서 Al 함유량을 0.020％ 이상으로 한 경우, Al에 의한 충분한 용강 탈산이 가능해져, 용강 중의 산소량을 0.0020％ 이하로 안정적으로 저감시킬 수 있다. 그 결과 산화물량이 감소하고, 또한, 산화물의 조성도 Al₂0₃이 주체로 되고 MgO은 감소하므로, Mg의 대부분은 (Mg, Mn)S 입자로서 존재한다. 즉, Mg의 첨가에 앞서 0.020％ 이상의 Al 첨가에 의해, 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 다수 생성시킬 수 있다.

또한, 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 생성시키기 위해서는, Mg, Mn 이외의 황화물 형성 원소의 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 대표적인 원소는 Ca 및 REM이며, Ca이나 REM은 Mg에 비해 산소나 황과 결합되기 쉬워 조대한 산·황화물을 형성하기 쉽다. Mg 첨가 전에 Al이 0.020％ 이상 첨가되어 있어도, Ca이나 REM이 0.0005％를 초과하여 용강 중에 혼입되어 있으면, Ca 또는 REM과 Al을 포함하는 조대한 산·황화물이 많이 생성되고, 그 후에 Mg을 첨가해도 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 안정적으로 얻는 것이 어려워진다. 또한, Al을 0.020％ 이상 첨가한 후의, Mg 첨가 중이나 첨가 후에 Ca이나 REM이 혼입되는 경우에서도, 그들의 혼입량이 0.0005％를 초과하면 미세한 (Mg, Mn)S 입자를 안정적으로 얻는 것이 어렵게 된다.

주조 후의 가열, 압연, 열처리 조건은, 모강재의 목표로 하는 기계적 성질에 따라, 예를 들어 제어 압연·제어 냉각, 압연 후 직접 켄칭·템퍼링, 압연 후 일단 냉각 후 켄칭·템퍼링 등 적절하게 선정하면 된다.

실시예

이하에 본 발명의 실시예를 나타낸다. 전로에 의해 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 320㎜인 슬래브를 제조하였다. 표 1, 표 2에 강종 A1∼A52의 화학 성분을 나타낸다. 표 1의 강종 A1∼A24는, Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하고, Ca, REM의 혼입이 0.0005％ 이하로 억제되어 있는 것을 확인한 후에 Mg을 첨가하였다. 표 2의 강종 A27∼A35, A37∼A42, A45∼A52는, Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하고, Ca, REM의 혼입이 0.0005％ 이하로 억제되어 있는 것을 확인한 후에 Mg을 첨가하였다. 표 2의 강종 A36은 Mg의 첨가에 앞서 Al을 첨가하였지만, 그때의 Al 함유량이 0.020％ 미만이었다. 강종 A43은 Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하였지만, Ca이 과잉으로 혼입된 상태에서 Mg을 첨가하였다. 강종 A44는 Mg의 첨가에 앞서 Al을 0.020％ 이상 첨가하였지만, REM이 과잉으로 혼입된 상태에서 Mg을 첨가하였다. 강종 A25, A26은 Mg을 첨가한 후에 Al을 첨가하였다.

표 3, 표 4에 강종 A1∼A52의 화학 성분을 갖는 슬래브를 이용하여 제조한 강재(강재 No.1∼52)의 제조 방법, 판 두께, 모재 특성 및 용접 재현 열사이클에 의한 조인트 인성 평가 결과를 나타낸다. 표 3, 표 4에 나타내는 바와 같이, 제어 압연·제어 냉각법, 켄칭·템퍼링법, 직접 켄칭·템퍼링법으로부터 강판을 제조하고, 판 두께는 40∼100㎜로 하였다. 모재 강도(항복 응력 및 인장 강도)는, JIS Z 2241에 규정된 4호 환봉 인장 시험편을 판 두께의 1/4부(1/4t부)로부터 압연 방향으로 평행한 방향(L방향)에서 채취하고, JIS Z 2241에 규정된 방법으로 평가하였다. 모재 인성은, 1/4t부로부터 압연 방향으로 직각의 방향(C방향)으로 JIS Z 2242에 규정된 충격 시험편을 채취하고, JIS Z 2242에 규정된 방법으로 -40℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE-40)를 구하여 평가하였다. 용접성은 JIS Z 3158에 규정된 방법으로, 입열 1.7kJ/㎜로 피복 아크 용접을 행하고, 루트 균열 방지에 필요한 예열 온도를 구하여 평가하였다. 조인트 인성의 평가는 입열 500kJ/㎝에서의 초대입열 용접을 재현한 열사이클을 부여한 시험편으로부터 샤르피 충격 시험편을 채취함으로써 평가하였다. 열사이클은 피크 온도 1400℃에서 30초 유지하고, 그 후 1℃/초의 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하였다. 충격 시험은 -20℃에서 행하고(vE-20), 9개 반복한 평균값과 최저값으로 인성을 평가하였다. 또한, 피크 온도 1400℃에서 100초 유지 후, 100℃ 이하까지 급냉하는 열사이클을 부여한 샘플에 대해, 오스테나이트 입경을 측정하고, 또한, 0.015∼0.2㎛의 입자 직경의 (Mg, Mn)S 입자의 입자 개수를 상술한 방법에 따라서 측정하였다. 이때, 개수를 측정한 입자는 Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율이, 원자％로 70％ 이상 90％ 이하이다. 표 3, 표 4에는 참고로서, 0.015∼0.2㎛의 입자 직경의 Mg과 Mn을 함유하는 황화물 입자 중의, Mg의 비율(원자％)을 각 입자에 대해 평균한 값을 기재한다.

각 특성의 목표값은 각각 모재 항복 응력이 355㎫ 이상, 모재 인장 강도가 490㎫ 이상, 720㎫ 이하, 모재의 vE-40이 100J 이상, 필요 예열 온도가 25℃ 이하, 초대입열 용접을 재현한 열사이클을 부여한 vE-20이 평균값이 150J 이상, 최저값이 100J 이상으로 하였다.

표 3, 표 4로부터 명백한 바와 같이 강재 No.1∼24는 필요 예열 온도, 초대입열 용접을 재현한 열사이클에서의 HAZ 인성의 목표값을 모두 만족하고, 입자 직경이 0.015∼0.2㎛인 (Mg, Mn)S 입자를 1평방㎜당 1.0×10⁴개 이상 포함하고, 오스테나이트 입경이 150㎛ 이하로 세립이다. 또한, 인장 강도도 490㎫ 이상으로 높았다.

이에 대해, 강재 No.28, 29 및 30, 33, 37, 41, 50은 각각 C 함유량, Si 함유량, P 함유량, Al 함유량, B 함유량, DI값이 상한값을 초과하고 있고, 오스테나이트 립이 세립이어도 HAZ 인성이 평균값, 최저값 모두 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.32, 39, 45는 각각 Mn 함유량, Ti 함유량, N 함유량이 상한값을 초과하고 있고, 또한 강재 No.31, 40, 47, 49는 DI값이 부족하므로, HAZ 인성의 최저값, 혹은, 최저값과 평균값 양쪽 모두에 있어서 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.34, 36, 42는 S 함유량, Al 함유량, Mg 함유량이 부족하고, (Mg, Mn)S 입자의 개수가 적고 오스테나이트 립이 조대하여, HAZ 인성이 평균값, 최저값 모두 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.35, 43, 44, 46은 S 함유량, Ca 함유량, REM 함유량, O 함유량이 과잉이고, (Mg, Mn)S 입자의 개수가 적고 오스테나이트 립이 조대하여, HAZ 인성이 평균값, 최저값 모두 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.48은 Pcm값이 상한값을 초과하고 있고, 필요 예열 온도의 목표값 25℃ 이하를 만족할 수 없다. 강재 No.25, 26은 Mg을 첨가한 후에 Al을 첨가한 것이며, (Mg, Mn)S 입자의 개수가 적고 오스테나이트 립이 조대하여, HAZ 인성의 평균값에서는 목표값을 만족할 수 있지만, 최저값이 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.38은, Ti 함유량이 부족하므로, 조직 미세화 효과가 얻어지지 않고, HAZ 인성의 평균값, 최저값의 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.51은, Cu 함유량, 강재 No.52는, Cr 함유량, Nb 함유량, V 함유량이 상한을 초과하고 있으므로, HAZ 인성이 목표값을 만족할 수 없다. 강재 No.27, 31, 38, 40, 47은, 모재의 항복 응력 및 인장 강도가 목표값을 만족하고 있지 않았다.

본 발명의 용접용 강재에 따르면, 초대입열 용접이 적용되는 구조물에 적용함으로써, 극히 신뢰성이 높은 용접 구조물을 제조하는 것이 가능하고, 그 공업계에의 효과는 극히 크다.

Claims (5)

1. 질량％로,
   C:0.05％ 이상, 0.12％ 미만,
   Mn:1.40％ 이상, 1.80％ 이하,
   S:0.0020％ 이상, 0.0080％ 이하,
   Al:0.020％ 이상, 0.070％ 이하,
   Ti:0.004％ 이상, 0.012％ 이하,
   B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하,
   Mg:0.0015％ 이상, 0.0030％ 이하,
   N:0.0020％ 이상, 0.0050％ 이하,
   O:0.0007％ 이상, 0.0020％ 이하,
   를 함유하고,
   Si:0.10％ 미만,
   Ca:0.0005％ 이하,
   REM:0.0005％ 이하,
   P:0.01％ 이하,
   Cu:1.0％ 이하,
   Ni:1.5％ 이하,
   Cr:0.6％ 이하,
   Mo:0.4％ 이하,
   Nb:0.02％ 이하,
   V:0.06％ 이하,
   로 제한하고,
   잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   하기 수학식 1로 나타내어지는 용접 균열 감수성 지수인 Pcm값이 0.16％ 이상, 0.23％ 이하이고,
   하기 수학식 2로 나타내어지는 켄칭성 지수인 DI값이 0.70 이상, 2.30 이하이고,입자 직경이 0.015㎛ 이상 0.2㎛ 이하인 Mg·Mn 함유 황화물을 1평방㎜당 1.0×10⁴개 이상 3.0×10⁵개 이하 포함하고,
   상기 Mg·Mn 함유 황화물에 있어서, Mg과 Mn의 합계에 차지하는 Mg의 비율이, 원자％로 70％ 이상 90％ 이하인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
   [수학식 1]
   

   

   
   [수학식 2]
   

   

   
   여기서, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], [B]는, 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Al, B의 질량％로 나타낸 함유량을 의미한다.
2. 제1항에 있어서,
   또한, 질량％로,
   Ni:0.7％ 이하로 제한하는 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   또한, 질량％로,
   Cu:0.5％ 이하,
   Cr:0.3％ 이하,
   Mo:0.10％ 이하로 제한하는 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   판 두께가, 40㎜ 이상 100㎜ 이하,
   항복 응력이, 355㎫ 이상,
   인장 강도가, 490㎫ 이상 720㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 Mg·Mn 함유 황화물을 1평방㎜당 1.0×10⁴개 이상 5.6×10⁴개 이하 포함하는 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.