KR20140079848A

KR20140079848A - 용접용 강재

Info

Publication number: KR20140079848A
Application number: KR1020147013503A
Authority: KR
Inventors: 가즈히로 후쿠나가; 요시유키 와타나베; 신스케 우스이; 리키오 치지이와
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-11-25
Filing date: 2012-06-29
Publication date: 2014-06-27
Also published as: RU2014120754A; JP5201301B1; EP2784168A1; CN105750760A; CN105750760B; KR101618482B1; CN103946410A; CN103946410B; JPWO2013077022A1; EP2784168B1; BR112014012265A2; CA2854064A1; WO2013077022A1; CA2854064C; EP2784168A4; BR112014012265B1

Abstract

이 용접용 강재에서는 P_CTOD가 0.065％ 이하, CeqH가 0.225％ 이하, FB가 0.0003％ 이상, 또한 Bp가 0.09％ 이상 0.30％ 이하인 강 성분을 갖고, 판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원상당 직경 2㎛ 이상의 산화물 입자가 20개/㎟ 이하, 또한 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물이 1.0×10³ 내지 1.0×10⁵개/㎟이다.

Description

용접용 강재 {STEEL MATERIAL FOR WELDING}

본 발명은 소입열(小入熱) 용접으로부터 중입열(中入熱) 용접의 용접열영향부(Heat Affected Zone;HAZ)의 CTOD 특성이 우수한 용접용 강재 및 그 제조법에 관한 것으로, 특히, 소입열 용접으로부터 중입열 용접 시에 가장 인성이 열화되는 FL부[(Fusion Line), 즉 WM(용접 금속)과 HAZ(용접열영향부)의 경계]나 IC부[(Intercritical HAZ), 즉 HAZ와 BM(모재)의 경계]의 CTOD 특성이 극히 양호하고 우수한 인성을 나타내는 용접열영향부의 CTOD 특성이 우수한 용접용 강재에 관한 것이다.

본원은 2011년 11월 25일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011－257688호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 한랭 지역 등의 개발 추진에 수반하여 엄격한 사용 환경에서 사용되는 강재가 요구되고 있다. 예를 들어 북극권 등의 한랭 지역에서 사용되는 해양 구조물이나 내진성 건축물 등의 강 구조물에 적합한 고강도의 강재가 요구되고 있다. 상기와 같은 한랭 지역에서 사용되는 강재는 종래강에 비해 파괴 인성의 지표인 CTOD(Crack Tip Opening Displacement) 특성에의 요구가 높고, 모재와 함께 용접열영향부에 있어서도 우수한 CTOD 특성이 필요해진다.

용접열영향부(HAZ)의 CTOD 특성은, 주로 FL부 및 IC부의 2개소의 위치에 노치를 넣은 시험으로 평가된다. 그러나, 지금까지는 FL부만이 CTOD 특성 개선의 대상이 되는 것이 대부분이었다.

이는, 시험 온도가 그다지 엄격하지 않은 조건(예를 들어, －10℃ 정도)에서는, FL부의 CTOD 특성을 만족시키면, IC부의 CTOD 특성은 충분한 값이 얻어지고 있었기 때문이라고 생각된다.

그러나, 북극권 등의 한랭 지역에서 적용되는 강재에 요구되는 －80℃의 엄격한 시험 조건 하에서는, 지금까지 고려하지 않아도 문제가 되지 않았던 IC부에서 저CTOD값이 발생하는 것을 알 수 있었다. 그로 인해, FL부의 CTOD 특성과 IC부의 CTOD 특성의 양쪽의 특성을 각각 향상시키는 기술이 요구되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는 소입열 내지 중입열의 용접 조인트에서 －60℃의 시험 조건 하에 있어서 양호한 CTOD 특성이 얻어지는 기술이 개시되어 있다. 그러나, IC부의 CTOD 특성에 대한 기술은 되어 있지 않다.

특허문헌 2 및 특허문헌 3에는 FL부뿐만 아니라 IC부도 고려하여, P_CTOD 및 CeqH라고 하는 파라미터를 만족시킴으로써, －60℃ 환경 하에서의 CTOD 특성을 확보하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 본 발명자들이 이 기술에 기초하여 제작한 강재의 －80℃에서의 CTOD 특성에 대해 조사한 바, 요구 특성을 만족시키지 않는 것을 확인하였다. 또한, 실조인트의 －80℃ CTOD 특성과 재현 열사이클 시험 결과의 대응 관계에 대해 상세하게 조사한 결과, 실조인트의 －80℃ CTOD 특성을 만족시키기 위해서는, 재현 열사이클 시험에 있어서의 한계 CTOD값이 0.1㎜ 이상이 되는 하한 온도인 Tδ_C 0.1을 －125℃ 이하로 할 필요가 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 이 Tδ_C 0.1≤－125℃를 달성하기 위해서는, Ni이 첨가되어 있지 않은 경우에는 특허문헌 2, Ni이 첨가되어 있는 경우에는 특허문헌 3에 규정된 이하의 파라미터가 각각, P_CTOD≤0.02, CeqH≤0.225를 만족시킬 필요가 있는 것을 발견하였다. 여기서, P_CTOD는 FL부의 CTOD 특성인 Tδ_C 0.1(FL)에 영향을 미치는 강 성분에 대해 평가한 파라미터이고, CeqH는 IC부의 경도를 통해 CTOD 특성에 영향을 미치는 강 성분에 대해 평가한 파라미터이다.

[식 1]

[식 2]

상기 식 중의 성분 원소는 강 중의 성분 원소의 함유량(질량％)이다.

그러나, 이 경우, P_CTOD 및 CeqH의 규제값이 낮기 때문에, 첨가 가능한 합금 성분량을 대폭으로 제한할 필요가 있다. 그로 인해, 구조 재료로서 일반적으로 사용되는 판 두께 6 내지 100㎜에 있어서, 고강도강을 얻을 수 없다. 본 발명에 있어서의 고강도라 함은, 항복 강도(YS)가 355N/㎟ 이상, 인장 강도(TS)가 480N/㎟ 이상을 말한다. 바람직하게는 판 두께가 12㎜ 이상, 80㎜ 이하이고, 항복 강도가 400N/㎟ 이상, 550N/㎟ 이하이고, 인장 강도가 610N/㎟ 이하이다.

또한, 실제의 구조물에 사용하는 데 있어서는, 판 두께가 30㎜ 이상, 60㎜ 이하이고, 항복 강도가 420N/㎟ 이상, 500N/㎟ 이하이고, 인장 강도가 570N/㎟ 이하인 것이 보다 바람직하다. 강재에는 두꺼운 강판이나 강관 등이 있지만, 두꺼운 강판으로 해도 상관없다.

한편, 예를 들어 특허문헌 4에는 B를 첨가함으로써 저온의 CTOD 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. B 첨가량을 0.0005％ 내지 0.0020％로 제어함으로써, CTOD 특성을 향상시키는 것이 나타나 있지만, 그 목표로 하는 특성은 －30℃ 및 －50℃에서의 CTOD 특성이다. 본 발명자들이, 이 기술에 기초하여 제조한 강재에 대해, 본 발명에서 주로 상정하고 있는 잠호 용접(SAW:Submerged arc welding)법에 의한 용접 조건 하에 있어서, －80℃ 환경 하의 CTOD 특성을 조사한 바, 요구 특성을 만족시키지 않았다.

또한, 예를 들어 특허문헌 5에는 B를 0.0003％ 내지 0.003％ 첨가하고, 또한 고용 B량을 0％로 제어함으로써, HAZ 인성을 향상시키는 것이 나타나 있다. 그러나, 대입열 용접을 상정한 기술이고, 또한 그 목표 특성은 －20℃에서의 HAZ 인성이다. 본 발명자들이, 이 기술에 기초하여 제조한 강재에 대해, 본 발명에서 주로 상정하고 있는 잠호 용접(SAW:Submerged arc welding)법에 의한 용접 조건 하에 있어서, －80℃ 환경 하의 CTOD 특성을 조사한 바, 요구 특성을 만족시키지 않았다.

일본 특허 출원 공개 2007－002271호 공보 일본 특허 출원 공개 2010－248590호 공보 국제 공개 공보 WO2010/134323A1 일본 특허 출원 공개 평9－1303호 공보 국제 공개 공보 WO2009/072559A1

HAZ부 중에서도, FL부는 용접 시에 가장 고온의 열 이력을 받고, IC부는 다층 용접에 의해 용융 온도에 가까운 고온의 열 이력을 받은 후, Ac1 온도(승온 시의 α→γ 변태 온도) 바로 위의 열 이력을 받으므로, 모두 특히 CTOD 특성이 열화되기 쉽다. 고온의 열 이력을 받는 FL부는 마이크로 조직이 조대화됨으로써 인성이 열화되므로, 마이크로 조직을 미세하고 또한 균일하게 하는 것이 유효하다고 생각된다. 또한, FL부 및 IC부의 어느 것에 있어서도, 파괴의 기점이 되는 조대한 비금속 개재물의 저감이 중요하고, 비금속 개재물의 저감에는 O(강 중 산소)의 저감이 유효하다고 생각된다. 그러나, 한편, O를 저감시키면 입자 내 변태 페라이트(Intragranular Ferrite;IGF)가 감소하여, CTOD 특성이 저하되는 것이 우려된다.

이들 과제에 대해, 상술한 바와 같이, 지금까지 －80℃에서의 FL부의 CTOD 특성 및 IC부의 CTOD 특성(파괴 인성)이 요구값을 만족시키는 고강도의 용접용 강재는 제공되어 있지 않았다. 따라서, 본 발명은 소입열 내지 중입열의 다층 용접 등에 있어서, －80℃에서의 FL부의 CTOD 특성 및 IC부의 CTOD 특성(파괴 인성)이 요구값을 만족시키는 고강도의 용접용 강재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명에 있어서의 소입열 내지 중입열이라 함은, 예를 들어, 판 두께 50㎜에서 1.5 내지 5.0kJ/㎜ 정도가 되는 입열을 말한다.

본 발명자들은 고강도강으로서의 모재 강도를 만족시키면서, 소입열 내지 중입열(예를 들어, 판 두께 50㎜에서 1.5 내지 5.0kJ/㎜) 용접을 행한 강재의 HAZ에 있어서의 취화부인 FL부와 IC부의 －80℃의 CTOD 특성을 만족시키는 수단에 대해 검토하였다.

그 결과, O를 저감시킨 후, FL부에 있어서 용접 시에 부여되는 열 이력에 의해 생성되는 조대한 입계 조직을 억제하여 IGF 분율을 증대시킴으로써, CTOD 특성이 현저하게 향상되는 것을 명백하게 하였다. 상술한 IGF라 함은, HAZ의 구오스테나이트 입자 내의 Ti 산화물을 핵으로 꽃잎 형상으로 생성되는(Ti 산화물을 중심으로 주위로 퍼지도록 생성되는) 침상의 페라이트이다. 이 IGF는 평균 입경 10㎛ 이하로 미세하므로, 그 자신에 의한 미세화 효과 외에, IGF가 많이 생성됨으로써 입계로부터 생성되는 인성에 유해한 조대 조직의 생성을 억제하여, 유효 결정립 직경 미세화를 초래함으로써, CTOD 특성의 향상에 현저하게 기여한다.

또한, IGF 분율을 증대시키는 방법으로서 B 첨가가 가장 유효한 것을 발견하였다. 지금까지 B 첨가에 의해 강재의 변태 온도가 내려가, 조직이 미세하고 균일해지는 효과가 있는 것은 알려져 있었다. 그러나, (i) 미량 첨가로 효과를 발휘하는 B는 강 중에 존재하는 N나 O 등의 원소와 결합함으로써 존재 상태가 바뀌고, 목표로 하는 효과를 발휘할 수 없는 경우가 있는 것, (ii) 특히 용접 후의 냉각 속도가 커지는 용접 입열 5.0kJ/㎜ 이하의 소ㆍ중입열 용접에서는, B 첨가에 의한 HAZ의 경도의 상승에 수반하여 CTOD 특성이 저하되는 경우가 있으므로 －80℃에 있어서의 CTOD 특성의 개선에 B 첨가를 충분히 활용할 수 있었던 예는 없었다. 본 발명자들은, 상기 (i)에 대해서는, B가 강 중에 고용 상태로 존재하고, 목표로 하는 효과를 발휘하기 위해 필요한 양, 즉 유효 B량의 확보를 가능하게 하는 파라미터로 제어하고, (ii)에 대해서는, B량과 C량을 포함하는 파라미터를 사용하여 제어하는 것이 우수한 CTOD 특성(파괴 인성)을 확보하기 위해 유효한 것을 발견하였다.

또한, 본 발명자들은 상술한 B의 효과를 보다 활용하기 위해서는, 강 중에 미세한 Ti 산화물을 함유시키는 것이 유효한 것을 발견하였다.

본 발명은 상술한 지식에 기초하여 구성되어 있고, 상기의 과제를 해결하여 이러한 목적을 달성하기 위해, 이하의 수단을 채용하였다.

(1) 즉, 본 발명의 일 형태에 관한 용접용 강재는 질량％로, C 함유량[C]이 0.015％ 이상 0.045％ 이하인 C와, Si 함유량[Si]이 0.05％ 이상 0.20％ 이하인 Si와, Mn 함유량[Mn]이 1.6％ 이상 2.5％ 이하인 Mn과, Ni 함유량[Ni]이 0.1％ 이상 1.0％ 이하인 Ni과, Ti 함유량[Ti]이 0.005％ 이상 0.015％ 이하인 Ti과, B 함유량[B]이 0.0003％ 이상 0.0015％ 이하인 B와, N 함유량[N]이 0.002％ 이상 0.006％ 이하인 N와, O 함유량[O]이 0.0015％ 이상 0.0035％ 이하인 O를 함유하고, P 함유량[P]을 0.008％ 이하, S 함유량[S]을 0.005％ 이하, Al 함유량[Al]을 0.004％ 이하, Nb 함유량[Nb]을 0.004％ 이하, Cu 함유량[Cu]을 0.5％ 이하, V 함유량[V]을 0.02％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 나타나는 P_CTOD가 0.065％ 이하, 하기 식 2로 나타나는 CeqH가 0.225％ 이하, 하기 식 3으로 나타나는 FB가 0.0003％ 이상, 또한 하기 식 4로 나타나는 Bp가 0.09％ 이상 0.30％ 이하인 강 성분을 갖고, 판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원상당 직경 2㎛ 이상의 산화물 입자가 20개/㎟ 이하, 또한 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물이 1.0×10³ 내지 1.0×10⁵개/㎟이다.

여기서,

[식 1]

[식 2]

[식 3]

[식 4]

단, O'＝[O]－0.89×[Al]으로 했을 때, O'≤0이면, O'＝0

Ti'＝[Ti]－2O'로 했을 때, Ti'≤0이면, Ti'＝0

N'＝[N]－0.29×Ti'로 했을 때, N'≤0이면, N'＝0

FB≤0일 때, FB＝0

(2) 상기 (1)에 기재된 용접용 강재에서는 상기 Cu 함유량[Cu]이 0.03％ 이하여도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용접용 강재에서는 상기 B 함유량[B]이 0.0006％ 이상이어도 된다.

이상 서술한 바와 같이, 본 발명에 의해 제조한 강은 소입열 내지 중입열의 다층 용접 등의 용접 시에 가장 인성이 열화되는 FL부 및 IC부의 CTOD 특성이 극히 양호하고 우수한 파괴 인성을 나타낸다. 이에 의해, 해양 구조물, 내진성 건축물 등에 사용되어, 엄격한 환경에서도 우수한 CTOD 특성을 나타내는 고강도 용접용 강재를 얻을 수 있다.

도 1은 FB와 조인트 FL부의 IGF 분율의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 Bp와 FL부에 있어서의 －80℃의 조인트 CTOD 특성의 최소값과의 관계를 나타내는 도면이다.

본 실시 형태에 있어서는, 상술한 바와 같이, FL부의 마이크로 조직을 미세화하기 위해 B를 첨가한다. B는 구오스테나이트 입계에 편석하여, 입계 에너지를 저하시킴으로써 강의 페라이트 변태를 현저하게 지연시키는 효과가 있다. 그로 인해, 조대한 오스테나이트 입자를 갖는 HAZ 조직으로 입계로부터 생성되는 조대한 페라이트 등의 조직을 억제한다. 또한, Ti 산화물로 대표되는 산화물계의 비금속 개재물을 입자 내 변태 페라이트(IGF)의 변태 핵으로서 이용하는 기술과 조합함으로써, FL부의 마이크로 조직을 현저하게 미세하게 한다. 이는, 고용하고 있는 B에 의해 입계부의 변태가 억제되어, 변태 핵으로서 입자 내에 존재하는 산화물계 비금속 개재물로부터의 페라이트 변태가 일어나기 쉬워짐으로써 IGF가 증가하는 것을 목표로 하였다. 또한, 조대한 개재물은 파괴의 기점이 되므로 저감시킬 필요가 있고, 변태 핵으로서 바람직한 것은 미세한 개재물이다.

상술한 효과를 얻기 위해서는, 입자 내 변태의 핵이 되는 산화물계 비금속 개재물을 소정량 포함하는 강 중에 있어서, 고용 상태로 존재하는 B(유효 B;FB)를 확보할 필요가 있다. 그러나, 한쪽에서 B를 첨가하는 것에 의한 입계부의 페라이트 변태의 지연 효과는 켄칭성의 향상을 의미하고 있다. 그로 인해, 켄칭성의 향상에 수반하는 경질 조직의 증가에 의해 FL부의 경도가 상승하여, 파괴 인성이 열화되는 것이 우려된다. 그로 인해, 후술하는 바와 같이 필요한 고용 B량을 확보하면서, B 첨가에 의한 FL부의 경도의 상승을 회피하는 것이 유효하다.

강 중에 고용 상태로 존재하는 B(유효 B)를 확보하여 B 첨가에 의한 FL부의 마이크로 조직의 미세화 및 균일화 효과를 유효하게 활용한 후, 실조인트로 －80℃의 CTOD 특성을 만족시키기 위해서는, 식 3에 정의되는 유효 B량을 나타내는 파라미터 FB와, B에 의한 HAZ 경도 상승을 회피하는 파라미터로서 식 4에 정의되는 B 파라미터 Bp를 고려할 필요가 있는 것을 발견하였다.

[식 3]

단, O'＝[O]－0.89×[Al]≤0일 때, O'＝0

Ti'＝[Ti]－2O'≤0일 때, Ti'＝0

N'＝[N]－0.29×Ti'≤0일 때, N'＝0

FB＝[B]－0.77×N'≤0일 때, FB＝0

[식 4]

식 3은 각각의 원소 사이의 결합력의 강도를 고려한 후, 화학양론비에 의해 얻어진 강 중의 고용 B량(유효 B량;FB)을 구하는 식이다. 이 식에 의해 구해진 FB가 0.0003％ 이상, 즉 유효 B량이 0.0003％ 이상인 경우, B는 목표한 대로 조대한 입계 조직을 억제한다. 그 결과, 강 중에 분산된 Ti 산화물에 의해 IGF가 생성될 수 있는 환경 하에서는, 도 1에 도시한 바와 같이 FL부에 있어서의 IGF 분율이 90％ 이상이 된다. Bp는 다수의 실험실 용제 강에서의 해석으로부터 도출된 경험식이고, (C량에 의해 예상되는 최고 경도)×(FB의 기여)로 파라미터화한 것이다. FB가 많을수록, HAZ 경도가 높아지기 쉽고, 특히 금회와 같은 극저온에서의 CTOD 특성에 크게 영향을 미친다. 본 발명자들은, 도 2에 도시한 바와 같이 Bp가 0.30％를 초과하면 FL부에서 현저한 경도의 상승을 일으켜, －80℃에서 CTOD 특성의 목표값인 0.25㎜ 이상을 만족시키지 않는 것을 발견하였다. 또한, 본 실시 형태에 관한 용접 강재에 있어서 FB가 0.0003％ 이상이면 Bp는 반드시 0.09％ 이상으로 되는 점에서, Bp가 0.09 미만으로 되는 것은 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 목표로 하는 고용 B의 효과를 얻을 수 없는 영역이므로, Bp는 0.09％ 이상으로 한다. 또한, 도 2에 기재되어 있는 강은, Bp 이외는 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 범위를 만족시키고 있다.

FB가, 0.0010％ 초과로 되면, Bp가 0.30％를 초과하는 것이 우려되므로 FB의 상한을 0.0010％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 실조인트로 －80℃의 CTOD 특성을 만족시키기 위해서는, 원상당 직경으로 2㎛ 이상의 산화물 개수를 20개/㎟ 이하이고, 또한 변태 핵으로서 강 중에 원상당 직경으로 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물을 1.0×10³ 내지 1.0×10⁵개/㎟ 갖는 것이 중요한 것을 알 수 있었다. 원상당 직경 2㎛ 이상의 산화물 개수가 20개/㎟를 초과하면, 이 산화물이 파괴 발생 기점이 되어, CTOD 특성이 열화된다. 또한, 원상당 직경 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물이 1.0×10³개/㎟ 미만에서는, IGF의 생성 핵으로서의 Ti 산화물 개수가 불충분해지고, 1.0×10⁵개/㎟를 초과하면, Ti 산화물이 파괴 발생 기점이 되어, 어떤 경우라도 CTOD 특성이 열화된다.

이상에 나타낸 바와 같이, Bp와 FB를 동시에 만족시킴으로써, FL부의 경도의 현저한 상승을 억제하면서, 가일층의 마이크로 조직의 미세화를 달성하는 것이 가능해졌다. 또한, 산화물의 제어가 중요한 것을 알 수 있었다. 그 결과, 본 실시 형태에서 한정하는 범위의 성분 및 산화물을 함유하는 강을 사용한 경우, Bp와 FB를 만족시킨 후, －60℃에서의 CTOD 특성을 확보하기 위해 필요했던 P_CTOD≤0.065％를 만족시키고, 또한 원상당 직경으로 2㎛ 이상의 산화물 개수가 20개/㎟ 이하이고, 또한 변태 핵으로서 강 중에 원상당 직경으로 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물을 1.0×10³ 내지 1.0×10⁵개/㎟ 가짐으로써, －80℃에서 FL부의 CTOD 특성이 만족되는 것을 발견하였다. 또한, P_CTOD는 후술하는 각 원소의 조성 범위로부터, 0.016％ 이상이 된다.

한편, 상술한 바와 같이 시험 온도 －80℃와 같은 엄격한 조건인 경우, FL부의 CTOD 특성이 목표값을 만족시켜도, IC부의 CTOD 특성값이 목표값을 만족시키지 않는 경우가 있다. 따라서, IC부에 있어서도 검토를 진행하였다. 그 결과, 원상당 직경으로 2㎛ 이상의 산화물 개수를 20개/㎟ 이하로 하고, 또한 CeqH≤0.225％를 만족시킴으로써, －80℃의 CTOD 특성을 만족시키는 것을 확인하였다. 단, CeqH는 후술하는 각 원소의 조성 범위로부터, 0.135％ 이상으로 된다.

이하에 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 한정 이유에 대해 설명한다. 우선, 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하의 조성에 대한 ％는 질량％를 의미한다.

C:0.015 내지 0.045％

C는 강도를 얻기 위한 원소이고, C 함유량[C]은 0.015％ 이상으로 한다. 저렴하게 고강도로 하기 위해서는, 바람직하게는 0.018％ 이상 또는 0.020％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이상 또는 0.030％ 이상이다. 한편 0.045％ 초과에서는 용접 HAZ의 특성을 열화시켜, －80℃의 CTOD 특성을 만족시킬 수 없으므로 0.045％를 상한으로 한다. 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는 0.042％ 미만 또는 0.040％ 미만이 바람직하다.

Si:0.05 내지 0.20％

Si는 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해 적은 편이 바람직하지만, 탈산의 관점에서는, Si 함유량[Si]은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.08％ 이상 또는 0.10％ 이상이다. 그러나, 0.20％ 초과에서는 FL부의 CTOD 특성을 저해하므로, 0.20％를 상한으로 한다. 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.18％ 이하 또는 0.15％ 이하가 바람직하다.

Mn:1.6 내지 2.5％

Mn은 마이크로 조직을 적정화하는 효과가 크고 저렴한 원소인 것, CTOD 특성에 대해 유해한 입계로부터의 변태를 억제하는 효과를 갖고, CTOD 특성을 저해하는 경우가 적으므로 첨가량을 많게 하고 싶다. Mn 함유량[Mn]이 1.6％ 미만에서는 마이크로 조직의 적정화 효과가 작으므로, 하한을 1.6％로 하였다. 하한은, 바람직하게는 1.7％이고, 더욱 바람직하게는 1.8％이다. 한편, Mn 함유량[Mn]이 2.5％ 초과에서는 FL부에 있어서 켄칭성이 지나치게 높아지거나, ICHAZ의 경도가 증가하여, CTOD 특성이 열화된다. 그로 인해, 2.5％를 상한으로 한다. 상한은, 바람직하게는 2.3％, 보다 바람직하게는 2.2％, 더욱 바람직하게는 2.0％이다.

P:0.008％ 이하

P은 불가피 불순물로서 함유되어, 입계에 편석하여 강의 인성을 열화시키므로, P 함유량[P]을 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 공업 생산적인 제약도 있어, 0.008％를 상한으로 한다. 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.005％ 이하가 바람직하다. P은 불가피적 불순물이고, 그 하한은 0％이다.

S:0.005％ 이하

S은 불가피 불순물로서 함유되어, 모재 인성, CTOD 특성의 관점에서 모두 적은 쪽이 좋지만, 공업 생산적인 제약도 있으므로, S 함유량[S]의 상한을 0.005％로 한다. 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.003％ 이하 또는 0.002％ 이하가 바람직하다. S은 불가피적 불순물이고, 그 하한은 0％이다.

Ni:0.1 내지 1.0％

Ni은 CTOD 특성의 열화가 적고, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 있어 유효하고, ICHAZ의 경도의 증가도 적어 유효한 원소이지만, 고가의 합금이고 비용 상승을 초래하므로, Ni 함유량[Ni]을 1.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.8％ 이하, 보다 바람직하게는 0.7％ 이하 또는 0.6％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.5％ 이하 또는 0.45％ 이하로 하였다. 한편, Ni을 첨가한 경우의 효과를 얻기 위해, 하한을 0.1％로 한다. Ni의 효과를 보다 활용하기 위해서는 0.2％ 이상의 첨가가 바람직하고, 0.25％ 이상의 첨가가 보다 바람직하다. 합금 비용의 상승보다 모재의 강도 향상을 우선하는 경우에는, 0.4％ 이상, 0.5％ 이상 또는 0.6％ 이상의 Ni을 첨가해도 된다.

Al:0.004％ 이하

Al은 Ti 산화물을 생성시켜 IGF를 얻기 위해 적은 편이 바람직하므로, Al 함유량[Al]의 상한을 0.004％로 한다. 보다 많은 IGF를 얻고, 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.003％ 이하 또는 0.002％ 이하가 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

Ti:0.005 내지 0.015％

Ti은 Ti 산화물을 생성시켜 마이크로 조직을 미세화시키지만, 지나치게 많으면 FL부에 조대한 TiC를 생성하여, CTOD 특성을 열화시킨다. 또한, IC부에 TiC 생성에 의한 경화 조직이 생성되거나, TiC가 파괴의 발생 기점이 되는 경우가 있다. 그로 인해, Ti 함유량[Ti]은 0.005 내지 0.015％가 적정 범위이다. Ti의 효과를 보다 활용하기 위해서는, 0.007％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.008％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 보다 CTOD 특성을 개선하기 위해서는, 0.013％ 이하가 바람직하다.

Nb:0.004％ 이하

Nb는 모재의 강도와 인성의 관점에서는 유익하지만, FL부의 CTOD 특성에는 유해하므로, Nb 함유량[Nb]을 CTOD 특성을 현저하게 저하시키지 않는 범위인 0.004％ 이하로 제한한다. 단, 보다 CTOD 특성을 개선시키기 위해서는, 0.003％ 이하 또는 0.002％ 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

B:0.0003 내지 0.0015％

B는 HAZ의 구오스테나이트 입계에 편석하여, CTOD 특성에 유해가 되는 조대한 입계 조직의 생성 억제 효과를 갖고, 또한 FL부의 마이크로 조직을 균일하게 하는 효과를 갖는 원소이다. 그로 인해, B 함유량[B]을 0.0003％ 이상으로 한다. 단, B의 효과를 보다 활용하기 위해서는, 0.0004％ 이상 또는 0.0006％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 첨가에 의해 FL부의 경도가 현저하게 상승하여 CTOD 특성을 열화시키는 것이 우려되므로, 0.0015％를 상한으로 한다. 보다 FL부의 CTOD 특성을 개선시키기 위해서는, 0.0013％ 또는 0.0011％ 이하가 바람직하다.

N:0.002 내지 0.006％

N은 Ti 질화물 생성에 필요하지만, 0.002％ 미만에서는 효과가 적다. 그로 인해, N 함유량[N]의 하한을 0.002％로 한다. N의 효과를 보다 활용하기 위해서는, 하한을 0.0025％로 하는 것이 바람직하고, 0.003％로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 0.006％ 초과에서는 파괴의 발생 기점이 되는 조대한 Ti 질화물을 형성하여, CTOD 특성을 열화시켜 버리므로, 상한을 0.006％로 한다. 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.005％ 이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0045％ 이하 또는 0.004％ 이하이다.

O:0.0015 내지 0.0035％

O 함유량[O]은 FL부의 IGF의 생성 핵으로서의 Ti 산화물의 생성성으로부터 0.0015％ 이상으로 한다. O의 효과를 보다 활용하기 위해서는, 0.0020％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, O가 지나치게 많으면 산화물의 사이즈 및 개수가 과대해져, FL부 및 IC부의 CTOD 특성을 열화시키므로, 상한을 0.0035％로 한다. 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.0030％ 이하가, 보다 바람직하게는 0.0028％ 이하 또는 0.026％ 이하가 바람직하다.

이상이 본 실시 형태에 관한 용접 강재에 있어서의 필수의 원소이고, 이들의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 이하의 원소를 첨가하는 것도 유효하다.

Cu:0.5％ 이하

Cu는 모재의 강도를 향상시키는 효과가 있고, ICHAZ의 경도의 증가도 적어 유효한 원소이다. 그러나 Cu 함유량[Cu]이 0.5％를 초과하여 첨가된 경우, 파괴의 기점이 되는 섬 형상 마르텐사이트(Martensite-Austenite Constituent;MA) 생성이 촉진되고, 또한 분해를 억제하므로 FL부의 CTOD 특성의 열화를 초래한다. 따라서, CTOD 특성을 열화시키지 않는 범위로서, 0.5％ 이하를 제한 범위로 한다. 단, 보다 양호한 CTOD 특성을 얻기 위해서는, 0.3％ 이하 또는 0.1％ 이하가 바람직하다. 더욱 안정된 CTOD 특성을 확보하기 위해서는, 0.05％ 이하 또는 0.03％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

V:0.02％ 이하

V은 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 그러나, V 함유량[V]이 0.02％를 초과하면 CTOD 특성을 저해하므로, CTOD 특성을 크게 저해하지 않는 범위로서, [V]의 상한을 0.02％ 이하로 한다. 보다 우수한 CTOD 특성을 확보하기 위해서는 0.01％ 미만이 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

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 성분 외에, 강판 자체의 내식성 및 열간 가공성을 한층 개선하는 목적으로, 혹은 스크랩 등의 부원료로부터의 불가피적 불순물로서, 다른 합금 원소를 함유해도 된다. 단, 상기 성분(Ni 등)의 상기 효과(모재의 인성의 향상 등)를 충분히 발휘시키기 위해, 다른 각 합금 원소(Cr, Mo, Ca, Mg, Sb, Sn, As, REM)를 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 이들 각 원소의 함유량은 0％를 포함한다. 또한, 이 합금 원소가 의도적으로 첨가되었다고 해도, 그 첨가량이 후술하는 범위 내에 있으면, 불가피적 불순물이라고 간주해도 된다.

Cr은 CTOD 특성을 저하시키므로, Cr 함유량[Cr]은 0.1％ 이하인 것이 바람직하고, 0.05％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02％ 이하인 것이 가장 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

Mo는 CTOD 특성을 저하시키므로, Mo 함유량[Mo]은 0.05％ 이하인 것이 바람직하고, 0.03％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.01％ 이하인 것이 가장 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

Ca은 Ti 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있으므로, Ca 함유량[Ca]은 0.0003％ 미만인 것이 바람직하고, 0.0002％ 미만 또는 0.0001％ 미만인 것이 보다 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

Mg은 Ti 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있으므로, Mg 함유량[Mg]은 0.0003％ 미만인 것이 바람직하고, 0.0002％ 미만 또는 0.0001％ 미만인 것이 보다 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

Sb은 CTOD 특성을 손상시키므로, Sb 함유량[Sb]은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

Sn은 CTOD 특성을 손상시키므로, Sn 함유량[Sn]은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

As는 CTOD 특성을 손상시키므로, As 함유량[As]은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

REM(Rare Earth Metal)은 Ti 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있으므로, REM 함유량[REM]은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.002％ 미만 또는 0.001％ 미만인 것이 가장 바람직하다. 또한, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재에는 본 실시 형태의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 상술한 원소 이외에도 제조 공정 등에서 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유해도 되지만, 가능한 한 불순물이 혼입되지 않도록 하는 것이 바람직하다. 그 하한은 0％이다.

강의 성분을 상기와 같이 한정해도 제조법이 적절하지 않으면 목적으로 한 효과는 발휘할 수 없다. 이로 인해, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재를 제조하는 경우, 이하와 같은 제조 조건으로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 용접용 강재는 공업적으로는 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 그 이유는 용강의 응고 냉각 속도가 빨라, 파괴의 발생 기점이 되는 조대한 산화물의 생성을 회피할 수 있기 때문 및 슬래브 중에 미세한 Ti 산화물을 보다 다량으로 생성하는 것이 가능하기 때문이다. 본 실시 형태에 관한 용접 강재의 제조 방법에서는, 응고점 근방으로부터 800℃까지의 주조편의 중심부 평균 냉각 속도를 5℃/min 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유로서는, 강 중에, 원상당 직경으로 2㎛ 이상의 산화물 개수를 20개/㎟ 이하이고 또한 원상당 직경으로 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물을 1.0×10³ 내지 1.0×10⁵개/㎟ 얻기 위해서이다. 주조편의 냉각 속도가 5℃/min 미만인 경우, 미세한 산화물이 얻어지기 어렵고 조대한 산화물이 증가한다. 한편, 평균 냉각 속도를 50℃/min 초과로 해도 미세한 Ti 산화물의 수는 크게 증가하지 않고, 오히려 제조 비용이 상승하므로, 평균 냉각 속도를 50℃/min 이하로 해도 된다.

또한, 주조편의 중심부 평균 냉각 속도는 주조편 표면의 냉각 속도를 측정하여, 전열 계산에 의해 구할 수 있다. 또한, 평균 냉각 속도는 주조 온도나 냉각수량 등을 측정하여, 전열 계산에 의해 구할 수도 있다.

슬래브의 압연 시에, 그 재가열 온도(가열 온도)는 950 내지 1100℃로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도가 1100℃를 초과하면 Ti 질화물이 조대화되어 모재의 인성 열화나 CTOD 특성 개선 효과가 작기 때문이다. 또한, 950℃ 미만의 재가열 온도에서는, 압연의 부하가 커, 생산성을 현저하게 저해하므로, 950℃를 하한으로 하는 것이 바람직하다. 모재 인성의 확보와 생산성의 관점에서, 재가열 온도는 950 내지 1100℃가 바람직하지만, 더욱 우수한 모재 인성이 요구되는 경우는, 재가열 온도는 950 내지 1050℃로 하는 것이 보다 바람직하다.

재가열 후의 제조법은 가공 열처리를 행하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 우수한 CTOD 특성이 얻어져도, 모재의 인성이 뒤떨어져 있으면 강재로서는 불충분하기 때문이다. 가공 열처리는 압연 온도를 강 성분에 적합한 범위로 제어하고, 그 후에 필요에 따라서 수냉 등을 실시하는 처리이고, 이 처리에 의해, 오스테나이트 입자의 미세화 및 마이크로 조직의 미세화를 행할 수 있다. 이에 의해, 강재의 강도 향상이나 인성을 개선시킬 수 있다. 가공 열처리법의 조건으로서, 미재결정 영역 온도(700 내지 850℃)에 있어서의 누적 압하율이 30％ 이상인 것이 바람직하다.

가공 열처리의 방법으로서는, (i) 제어 압연(CR:Controlled Rolling, 이하, 간단히 CR이라고 함), (ii) 제어 압연-가속 냉각(CR＋ACC:Accelerated Cooling, 이하, 간단히 ACC라고 함), (iii) 제어 압연-가속 냉각-템퍼링(CR＋ACC＋T:Tempering, 이하, 간단히 ACC＋T라고 함)을 들 수 있다. 이 중, 바람직한 방법은 (ii) 제어 압연-가속 냉각법이다. 각각의 가공 열처리 방법의 일례로서, (i) 제어 압연의 경우에는, 슬래브를 950 내지 1100℃로 가열하여 미재결정 온도 영역(700 내지 850℃)에서 누적 압하율 30％ 이상의 압연을 행하고, 압연 후에는 상온까지 공냉하는, (ii) 제어 압연-가속 냉각의 경우에는, 압연까지는 (i)과 동일한 수순으로 행하고, 압연 후 수냉 장치 650℃ 이상으로부터 냉각 속도 5℃/s 이상에서 500℃ 이하로 가속 냉각하는, (iii) 제어 압연-가속 냉각-템퍼링의 경우에는, 가속 냉각까지는 (ii)와 동일한 수순으로 행하고, 가속 냉각 후 열처리로에서 400 내지 660℃의 템퍼링을 행하는 방법을 들 수 있다. 또한, 이 강을 가공 열처리 후에 탈수소 처리 등의 목적으로 Ar3 변태점 이하의 온도로 다시 가열해도, 본 실시 형태에 관한 용접용 강재의 특징을 손상시키는 것은 아니다.

<실시예>

이하, 실시예에 기초하여 본 발명을 설명한다.

전로에서 용제된 용강을 연속 주조에 의해 슬래브로 하고, 그 슬래브를 후판 공정으로 가공 열처리를 행함으로써 다양한 강 성분의 두꺼운 강판을 제조하였다. 그 후, 제조한 두꺼운 강판에 대해 모재 강도나 용접 조인트의 CTOD 시험을 실시하였다. 용접 조인트는 일반적으로 시험 용접으로서 사용되어 있는 잠호 용접(SAW)법으로, 용접 용해선(FL)이 수직이 되도록 K개선(bevel)으로 하고, 용접 입열을 4.5 내지 5.0kJ/㎜로 한 용접 조건으로 제작하였다.

CTOD 시험은 BS7448 Part1(British Standard)에 기초하여, t(판 두께)×2t의 시험편 사이즈로, 노치는 50％ 피로 균열로 실시하고, 노치 위치는 FL부(WM과 HAZ의 경계) 및 IC부[HAZ와 BM(모재)의 경계]의 2개소에서, －80℃에서 각각 5개의 시험을 실시하였다. 목표로 하는 CTOD값은 Min./Ave. 모두 0.25㎜ 이상으로 하였다.

FL부의 HAZ 조직은 나이탈 부식액에 의해 에칭을 실시하고, 광학 현미경 및 SEM으로 관찰하였다. IGF 분율은 임의의 배율로 3시야 관찰한 조직 사진을 사용하여, 육안으로 면적률을 측정하고, 그 평균으로 하였다.

강재의 산화물 입자의 개수는 이하의 방법으로 측정하였다. 각 강재로부터 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 채취하여, 원상당 직경이 2㎛ 이상의 조대한 산화물에 대해서는, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여 관찰하고, 그 입자 사이즈와 개수를 측정하였다. 원상당 직경이 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물에 대해서는, 마찬가지로 판 두께 방향의 중앙부로부터 시료를 채취하고, SPEED법(Selective Potentiostatic Etchingby Electrolyic Dissolution)으로 전해 연마한 시료로부터, 추출 레플리카막을 작성하여 10000 내지 1000000배의 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscope)으로 관찰하였다. EDX법(Energy Dispersive X-ray Spectrometry)에 의해, 특성 X선으로부터 구해진 Ti의 중량비가 10％ 이상인 산화물을 Ti 함유 산화물이라고 판정하였다. 이들의 결과로부터, Ti 함유 산화물의 사이즈와 개수를 측정하였다. 각 시료의 판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서 20시야 이상의 관찰을 행하여, 단위 면적당의 산화물 입자의 개수의 평균값을 계산하였다. 측정 위치를 판 두께 중심부로 하는 것은, CTOD 특성이 조성 구속의 영향을 받는 판 두께 중심부의 인성에 특히 영향을 받기 때문이다. 판 두께 방향 단면이라 함은, 판 두께 방향(강판의 표면부터 이면을 향하는 방향)을 따라서 강판을 절단했을 때의 단면이다.

표 1, 표 2에 강의 화학 성분을 나타내고, 표 3, 표 4에 제조 조건 및 모재, 용접 조인트의 CTOD 특성을 나타낸다. 표 3, 표 4 중의 가공 열처리 방법의 기호는 이하의 열처리 방법을 의미한다.

CR:제어 압연(강도ㆍ인성에 최적인 온도 영역에서의 압연)

ACC:가속 냉각(제어 압연 후에 400 내지 600℃의 온도 영역까지 수냉 후 방냉)

ACC＋T:압연 직후 켄칭＋템퍼링 처리(압연 직후에 상온까지 수냉하고, 그 후에 템퍼링 처리)

또한, 표 1, 표 2의 화학 성분에 있어서, Cr, Mo, Ca, Sb, Sn, As, REM은 의도적으로 첨가를 행하고 있지 않다.

표 3, 표 4 중의 용접 조인트의 CTOD 시험 결과에 있어서, δ_CAve는 5개의 시험 결과의 평균값을, δ_Cmin은 5개의 시험 중 최저값을 나타낸다.

본 발명에서 제조한 강판(본 발명강 1 내지 33)은 항복 강도(YS)가 420N/㎟ 이상, 인장 강도(TS)가 480N/㎟ 이상이고, －80℃의 CTOD값이 FL 노치의 δ_Cmin에서 0.30㎜ 이상, IC 노치의 δ_Cmin에서 0.63㎜ 이상의 양호한 파괴 인성을 나타냈다. 또한, 이때의 FL부의 HAZ 조직에 있어서의 IGF 분율은 모두 90％ 이상이었다.

강 34는, 화학 성분은 본 발명을 만족시키고 있지만, 주조편의 냉각 속도가 바람직한 제조 조건을 만족시키고 있지 않다. 그 결과, 원상당 직경 2㎛ 이상의 산화물 입자의 개수, 또는 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물의 개수가 본 발명의 범위를 벗어나 있어, FL부, IC부의 CTOD 특성이 목표를 만족시키지 않았다.

한편, 강 35 내지 55는 표 2로부터 명백한 바와 같이, 화학 성분에 대해 본 발명으로부터 일탈한 비교예를 나타낸 것이다. 이 강은 각각 C량(강 38), Si량(강 43), Mn량(강 37, 강 47), Ni량(강 35), Al량(강 52), Ti량(강 36, 강 44, 강 50), B량(강 41, 강 45, 강 49), Nb량(강 53), O량(강 39, 강 55), N량(강 51), Cu량(강 42), V량(강 46), P_CTOD(강 48), CeqH(강 37, 강 40, 강 42, 강 48), FB(강 39, 강 45, 강 46, 강 47, 강 50, 강 51), Bp(강 38, 강 39, 강 41, 강 45, 강 46, 강 47, 강 49, 강 50, 강 51, 강 54)의 조건이 발명의 것과 다르다. 또한, 강 52는 Al이 본 발명으로부터 일탈한 것에 의해, 원상당 직경 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물 개수가 발명의 것을 만족시키고 있지 않다. 비교강의 강도의 일부는 목표 강도를 하회하는 것도 있지만, 대략 발명강과 동등하다. 그러나, CTOD값이 떨어져, 엄격한 환경 하에서 사용되는 강판으로서 적절하지 않다.

본 발명의 형태에 따르면, 소입열 내지 중입열의 다층 용접 등의 용접 시에 FL부 및 IC부의 CTOD 특성이 극히 양호한 고강도 용접용 강재를 얻을 수 있다.

Claims

질량％로,
C 함유량[C]이 0.015％ 이상 0.045％ 이하인 C와,
Si 함유량[Si]이 0.05％ 이상 0.20％ 이하인 Si와,
Mn 함유량[Mn]이 1.6％ 이상 2.5％ 이하인 Mn과,
Ni 함유량[Ni]이 0.1％ 이상 1.0％ 이하인 Ni과,
Ti 함유량[Ti]이 0.005％ 이상 0.015％ 이하인 Ti과,
B 함유량[B]이 0.0003％ 이상 0.0015％ 이하인 B와,
N 함유량[N]이 0.002％ 이상 0.006％ 이하인 N와,
O 함유량[O]이 0.0015％ 이상 0.0035％ 이하인 O
를 함유하고,
P 함유량[P]을 0.008％ 이하,
S 함유량[S]을 0.005％ 이하,
Al 함유량[Al]을 0.004％ 이하,
Nb 함유량[Nb]을 0.004％ 이하,
Cu 함유량[Cu]을 0.5％ 이하,
V 함유량[V]을 0.02％ 이하
로 제한하고,
잔량부가 철 및 불가피 불순물을 포함하고,
하기 식 1로 나타나는 P_CTOD가 0.065％ 이하,
하기 식 2로 나타나는 CeqH가 0.225％ 이하,
하기 식 3으로 나타나는 FB가, 0.0003％ 이상,
또한, 하기 식 4로 나타나는 Bp가 0.09％ 이상 0.30％ 이하인 강 성분을 갖고,
판 두께 방향 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원상당 직경 2㎛ 이상의 산화물 입자가 20개/㎟ 이하, 또한 0.05 내지 0.5㎛의 Ti 산화물이 1.0×10³ 내지 1.0×10⁵개/㎟인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
여기서,
[식 1]

[식 2]

[식 3]

[식 4]

단, O'＝[O]－0.89×[Al]로 했을 때, O'≤0이면, O'＝0
Ti'＝[Ti]－2O'로 했을 때, Ti'≤0이면, Ti'＝0
N'＝[N]－0.29×Ti'로 했을 때, N'≤0이면, N'＝0
FB≤0일 때, FB＝0
제1항에 있어서, 상기 Cu 함유량[Cu]이 0.03％ 이하인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 B 함유량[B]이 0.0006％ 이상인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.