KR100722388B1

KR100722388B1 - 대입열 용접에 적용되는 용접용 강재 및 이의 제조 방법,그리고 대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물

Info

Publication number: KR100722388B1
Application number: KR1020050130121A
Authority: KR
Inventors: 정홍철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2005-12-26
Publication date: 2007-05-28
Anticipated expiration: 2025-12-26

Abstract

본 발명은 용접열 영향부의 인성을 개선할 수 있는 용접용 강재 및 이의 제조 방법, 그리고 대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물에 관한 것이다.

본 발명에 따른 용접용 강재는, 중량%로 C:0.001~0.03%, Si:0.01~0.5%, Mn:1.0~3.0%, Nb:0.005~0.2%, Ti:0.005~0.2%, Al:0.005~0.1%, B:0.0005~0.01%, N:0.008~0.030%, P:0.03% 이하, S:0.03% 이하, O:0.005% 이하, V, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 2≤N/B≤20, 3≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 0.5≤V/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N≤21인 조건을 만족한다.

대입열, 용접, 강재, 인성

Description

대입열 용접에 적용되는 용접용 강재 및 이의 제조 방법, 그리고 대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물{STEEL PLATE FOR HIGH HEAT INPUT WELDING AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME, AND STRUCTURE MANUFACTURED BY THE HEAT INPUT WELDING}

본 발명은 대입열 용접에 적용되는 용접용 강재 및 이의 제조방법, 그리고 대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물에 관한 것이다. 좀더 상세하게는, 용접열 영향부의 인성을 개선할 수 있는 용접용 강재 및 이의 제조방법, 그리고 대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물에 관한 것이다.

최근 건축물 및 구조물 등이 고층화되어, 이 건축물 또는 구조물에 사용되는 강재가 대형화되고 있으며 이의 두께 또한 두꺼워지고 있다. 두꺼운 강재를 용접하기 위해서는 고능률의 용접이 불가피하여 대입열 용접이 일반적으로 사용된다. 또한, 대입열 용접은 용접 입열량이 커서 용접 패스수를 감소시켜 용접 생산성을 향상시킬 수 있으므로, 건축 및 교량 분야 등에서 사용되는 두께 25mm 이상의 강재의 용접에도 적용된다. 대입열 용접으로는 1 패스 용접이 가능한 일렉트로 가스 용접법(electro gas welding, EGW) 및 일렉트로 슬래그 용접법(electro slag welding, ESW) 등이 있다.

여기서, 입열량을 증가시켜 대입열 용접의 사용 범위를 좀더 넓힐 수 있다. 현재 사용되는 대입열 용접에서의 입열량은 대략 100~200kJ/cm이며, 두께 50mm 이상의 강재를 용접하기 위한 입열량은 대략 200~500kJ/cm이다.

대입열 용접 시 용접열 영향부(heat affected zone, HAZ), 특히 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열 영향부는 융점에 가까운 온도까지 가열된다. 이에 따라, 용접 시 용접열 영향부의 결정립이 조대화되며 냉각 시 상부 베이나이트 및 도상 마르텐사이트 등 인성이 취약한 미세 조직이 형성된다. 즉, 용접열 영향부는 용접부 중 인성이 가장 취약한 부분이 된다.

용접열 영향부의 열화를 방지하여 용접 이후 형성된 용접 구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접열 영향부에서의 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트의 결정립을 미세하게 유지시키는 것이 바람직하다. 이를 위해 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 상재에 적절히 분포시켜 용접열 영향부에서의 결정립 성장을 지연시키는 기술이 제시되었다.

이 중 하나의 방법으로 중량%로 Ti/N을 실질적으로 4~12로 관리하여 0.05㎛ 이하 크기의 TiN 석출물 5.8×10³개/㎟~8.1×10⁴개/㎟, 그리고 0.03~0.2㎛ 크기의 TiN 석출물 3.9×10³개/㎟~6.2×10⁴개/㎟를 강재에 석출시킴으로써, 페라이트를 미세화하여 용접열 영향부의 인성을 확보하는 방법이 있다. 이 경우, 입열량이 100J/cm(최고 가열 온도 1400℃)일 때, 0℃의 충격 인성이 용접열 영향부에서 대략 200J 정도, 모재에서 대략 300J 정도이다.

그러나, 이 방법은 입열량이 100kJ/cm인 대입열 용접이 적용될 경우 모재와 용접열 영향부의 인성이 대체적으로 낮은 값을 가진다. (0℃의 충격 인성의 최고치가 용접열 영향부에서 220J 모재에서 320J이다.) 그리고, 모재와 용접열 영향부에서의 인성 차이가 100J 정도로 커서 두꺼운 강재에 초대입열 용접을 하는 경우 용접 구조물의 신뢰성 확보에 한계가 있다. 또한, 원하는 TiN 석출물을 확보하기 위해서 슬라브를 1050℃이상의 온도에서 가열하고 급냉한 다음, 열간 압연을 위해 재가열하여야 하므로 2회의 열처리가 필요하여 제조 비용이 상승되는 문제가 있다.

다른 방법으로, 중량%로 N≤0.005%인 저질소강에서 Al과 O이 0.3≤Al/O≤1.5인 조건을 만족하도록 관리하여, Al, Mn, Si의 복합 산화물을 이용하는 방법이 있다. 그러나, 이 방법은 입열량이 약 100kJ/cm인 대입열 용접이 적용될 때, 용접열 영향부의 천이 온도가 대략 -50℃ 정도로 인성 특성이 좋지 않은 문제가 있다.

또 다른 방법으로 MgO-TiN 복합 석출물을 이용하는 방법이 있으나, 입열량이 약 100kJ/cm인 대입열 용접이 적용될 경우 0℃의 충격 인성이 용접열 영향부에서 130J로 좋은 편이 아니다.

상기에서와 같이 TiN 석출물, Al, Mn, Si의 복합 산화물 또는 MgO 산화물을 이용하여 대입열 용접 시 용접열 영향부의 인성을 개선한 기술이 알려져 있지만, 용접이 1350℃이상의 고온에서 장시간 유지되는 경우에 용접열 영향부의 인성을 획기적으로 개선시킨 방법은 발표된 바 없다. 특히, 용접열 영향부의 인성과 모재의 인성이 동등한 수준인 방법은 거의 발표된 바 없다.

본 발명은 상기한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 대입열 용접에 적용되어도 용접열 영향부가 높은 인성을 가지는 용접용 강재 및 이의 제조 방법을 제공하는 것이다.

또한, 이 용접용 강재에 대입열 용접을 적용하여 제조된 용접 구조물을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 용접용 강재는, 중량%로 C:0.001~0.03%, Si:0.01~0.5%, Mn:1.0~3.0%, Nb:0.005~0.2%, Ti:0.005~0.2%, Al:0.005~0.1%, B:0.0005~0.01%, N:0.008~0.030%, P:0.03% 이하, S:0.03% 이하, O:0.005% 이하, V, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 2≤N/B≤20, 3≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 0.5≤V/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N≤21인 조건을 만족한다.

상분율로, 상기 용접용 강재의 미세 조직의 90% 이상 100% 이하가 베이나이트로 이루어질 수 있다.

상기 용접용 강재는 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함할 수 있다. 그리고, 중량%로 Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함할 수 있다.

상기 용접용 강재에 평균 크기가 0.01~0.1㎛인 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포될 수 있다.

한편, 본 발명에 따른 용접용 강재의 제조 방법은, 중량%로 C:0.001~0.03%, Si:0.01~0.5%, Mn:1.0~3.0%, Nb:0.005~0.2%, Ti:0.005~0.2%, Al:0.005~0.1%, B:0.0005~0.01%, N:0.008~0.030%, P:0.03% 이하, S:0.03% 이하, O:0.005% 이하, V, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 2≤N/B≤20, 3≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 0.5≤V/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N≤21인 조건을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계, 상기 슬라브를 1100~1250℃의 온도에서 120 내지 300분간 가열한 후 오스테나이트 미재결정역에서 40% 이상의 압연비로 열간 압연하는 단계, 및 상기 열간 압연의 압연 종료 온도에서부터 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계를 포함한다.

상기 슬라브는 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함할 수 있다. 상기 슬라브는 Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어진 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함할 수 있다.

상기 슬라브를 준비하는 단계는, 용강에 Ti보다 탈산력이 큰 원소를 첨가하여 용강의 용존 산소량이 50~200 ppm이 되도록 탈산하는 단계, 상기 용강에 중량%로 Ti:0.005~0.2%를 첨가하는 단계, 상기 용강에 탈가스 처리를 수행하는 단계 및 상기 용강을 연속 주조하는 단계를 포함할 수 있다.

상기 연속 주조의 주조 속도가 0.9~1.2m/분이며 2차 냉각대에서 0.3~0.35l/kg의 비수량으로 약냉할 수 있다.

한편, 상기 본 발명에 따른 용접용 강재에 대입열 용접을 수행하여 제조된 용접 구조물은, 상분율로 90% 이상 100% 이하의 미세 조직이 입내 침상 페라이트와 베이나이트로 이루어질 수 있다.

상기 대입열 용접 시 용접열 영향부에 형성되는 오스테나이트의 결정립 평균 크기가 80㎛ 이하일 수 있다.

이하에서는 먼저 본 발명의 용접용 강재의 성분에 대하여 설명한다.

본 발명의 용접용 강재는, 중량%로 C(탄소):0.001~0.03%, Si(실리콘):0.01~0.5%, Mn(망간):1.0~3.0%, Nb(니오브):0.005~0.2%, Ti(티타늄):0.005~0.2%, Al(알루미늄):0.005~0.1%, B(붕소):0.0005~0.01%, N(질소):0.008~0.030%, P(인):0.03% 이하, S(황):0.03% 이하, O(산소):0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 이 때, 중량%로, 1.2≤Ti/N≤2.5, 2≤N/B≤20, 3≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 0.5≤V(바나듐)/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N≤21인 조건을 만족한다.

그리고, 중량%로 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함하거나, Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함할 수 있다.

이러한 본 발명의 용접용 강재의 성분을 임계적 의의와 함께 좀더 상세하게 설명하면 다음과 같다.

C는 0.001~0.03%인 것이 바람직하다.

C가 0.001% 미만인 경우에는 냉각 속도에 따라 강재의 미세 조직이 변화하여 미세 조직이 베이나이트 단상으로 이루어지는 것이 어려울 수 있다. 즉, 냉각 속도에 의존하지 않고 미세 조직이 베이나이트 단상으로 이루어지기 위해서는 C가 0.001% 이상이어야 한다. C가 0.030%를 초과하는 경우에는 베이나이트 내부 또는 라스(lath) 경계에 탄화물이 석출하며, 냉각 속도에 따라 탄화물의 석출 형태가 변화하여 광범위한 냉각 속도 범위에서 일정한 강도를 얻는 것이 어려울 수 있다. 그리고, C가 0.030% 이하인 경우 균질한 조성에 대하여 우수한 내황화물 응력부식 균열성을 가질 수 있다. 또한, C의 함량이 증가할수록 용접시 용접열 영향부의 인성을 크게 저하시킬 수 있으므로, C는 0.030% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

Si는 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

Si가 0.01% 미만인 경우에 제강 과정에서 용강의 탈산 효과가 불충분하며 강재의 내부식성이 저하될 수 있다. 그리고, Si가 0.5%를 초과하는 경우에는 탈산 효과가 지나치며, 열간 압연 후 냉각 시 소입성 증가에 따라 도상 마르텐사이트 변태가 촉진되어 저온 충격 인성이 저하되고 용접 균열 감수성에 영향을 미치는 문제가 있다.

Mn은 1.0~3.0%인 것이 바람직하다.

Mn은 강재의 미세 조직을 베이나이트로 이루어지도록 하기 위하여 첨가되는 것으로, 특히 베이나이트의 체적율을 90% 이상으로 유지하기 위한 것이다. 이를 위해서 Mn은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.5% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 Mn이 3.0%를 초과하는 경우에는 용접열 영향부의 용접 경화성이 증가하여 용접 균열을 발생시키고 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

Nb는 0.005~0.2%인 것이 바람직하다.

Nb는 강재의 소입성을 향상시키기 위해 첨가되는 것으로, 특히 Ar3 온도를 낮추고 냉각 속도가 낮은 경우에도 베이나이트 생성 범위를 넓히는 효과가 있어 베이나이트 조직을 얻기 위해 첨가된다. 모재의 석출 강화 및 모재 인성 향상 효과를 위해서는 Nb가 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Nb가 0.2%를 초과하면 용접열 영향부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접열 영향부의 인성을 저하시키는 문제가 있다.

Ti는 0.005~0.2%인 것이 바람직하다.　

Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세한 TiN 석출물을 형성시키며, 미세한 Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물을 형성시키는 역할을 한다. 이와 같이 미세한 석출물들을 형성하기 위하여 Ti을 0.005% 이상 첨가하여야 한다. 그러나, Ti가 0.2%를 초과하면 용강 중에서 형성된 조대한 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물이 연주 슬라브 및 모재에 혼입될 수 있고, 결과적으로 용접 시 용접열 영향부에 형성되는 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못할 수 있다.

Al은 0.005~0.1%인 것이 바람직하다. 　

Al은 탈산제로, Al 산화물을 형성하여 Ti가 O의 반응을 방지하여 미세한 TiN 석출물 형성을 촉진하는 역할을 한다. 미세한 AlN 석출물의 형성을 위하여 Al은 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Al가 0.1%를 초과하면 조대한 Al₂O₃ 및 AlN 석출물을 형성하며, 고용 Al이 냉각 시 용접열 영향부에 도상 마르텐사이트가 형성되는 것을 촉진하여 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

B는 0.0005~0.01%인 것이 바람직하다. 　

B은 소입성을 향상시키기 위해 첨가되는 원소로서, 모재의 미세 조직이 베이나이트로 이루어질 수 있도록 0.0005% 이상이 첨가되어야 한다. B가 0.01%를 초과하면, 용접 경화성이 증가되어 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온 균열을 발생시킬 수 있고 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

N는 0.008~0.03%인 것이 바람직하다.

N은 TiN 석출물 등의 석출물 형성을 위하여 첨가되는 원소로서, 용접 시 용접열 영향부에서의 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 역할을 한다. N은 TiN 석출물 및 AlN 석출물의 크기, 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합 석출 빈도수, 석출물의 고온 안정성 등에 큰 영향을 미치기 때문에, 0.008% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, N가 0.03%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열 영향부 내에 분포하는 고용 N양의 증가로 인해 인성이 저하되고 용접 재료와 희석되어 용접 금속에 혼입되기 때문에 용접 금속의 인성이 저하될 수 있다.

V는, N에 대한 V의 중량비, 즉 V/N 등이 적절한 범위를 가지도록 첨가되는 것이 바람직하다.

V는 N과 결합하여 VN 석출물을 형성하고 C와 결합하여 VC 석출물을 형성하는 역할을 한다. 상기 VN 석출물은 단독으로 형성되거나 TiN 석출물에 석출하여 용접열 영향부에서 페라이트 변태를 촉진시키다. 또한, 상기 VC 석출물은 페라이트 변태 후 페라이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다.

P는 0.030% 이하인 것이 바람직하다.

P는 압연 시 중심 편석을 조장하고 용접 시 고온 균열을 조장하는 불순 원소이므로, 최대한 낮은 중량%로 관리하여야 한다. 모재 인성, 용접열 영향부 인성 및 중심 편석 등을 고려할 때 P는 0.03% 이하인 것이 바람직하다. 　

S는 0.030% 이하인 것이 바람직하다. 　

S이 다량으로 존재하는 경우 FeS 등의 저융점 화합물을 형성시킬 수 있으므로, 최대한 낮은 중량%로 관리하여야 한다. 모재 인성, 용접열 영향부 인성 및 중심 편석 등을 고려할 때 S는 0.03% 이하인 것이 바람직하다.

O는 0.005% 이하인 것이 바람직하다. 　

O는 Ti와 반응하여 Ti 산화물을 형성시킬 수 있는데, 이 Ti 산화물은 용접열 영향부에서 오스테나이트가 침상 페라이트로 변태되는 것을 촉진시킨다. O가 0.005%를 초과하면 조대한 Ti 산화물 및 기타 FeO 등의 산화물의 생성되어 용접열 영향부에 악영향을 미칠 수 있다.

N에 대한 Ti의 중량비, 즉 Ti/N은 1.2~2.5인 것이 바람직하다.

이는 Ti/N이 1.2~2.5일 때 미세한 TiN 석출물의 개수를 증가시킬 수 있으며 TiN 석출물의 고온 안정성을 향상시킬 수 있기 때문이다. 본 발명의 발명자들은 TiN 석출물이 용접열에 의해 분래된 고용 Ti의 확산에 의해 일어나는 것을 착안하여 Ti/N에 따른 TiN 석출물의 고온 안정성을 살펴본 결과, 고질소 조건에서 고용 Ti 농도가 감소되고 고용 Ti의 확산 속도가 느려져 TiN 석출물의 고온 안정성이 우수한 것을 알게 되었다. 이는 고질소 조건에서는 고용 Ti가 쉽게 N와 결합할 수 있고 고용 Ti가 감소하기 때문에, 저질소 조건보다 TiN 석출물의 용해도적(solubility product)이 낮아지기 때문인 것으로 분석되었다. 이에 따라, 본 발명에서는 고질소 조건을 위해 Ti/N을 1.2~2.5로 한정하였다.

그리고, Ti/N이 2.5를 초과하면 제강 중 용강에서 조대한 TiN 석출물이 형성되어 TiN 석출물의 분포가 불균일할 수 있으며, 잉여의 Ti가 고용 상태로 존재하여 용접열 영향부의 인성에 악영향을 미칠 수 있다. 그러나, 고질소 조건을 위해 질소 함량이 지나치게 높아져 Ti/N이 1.2 미만인 경우에는 모재의 고용 N 함량이 증가하여 용접열 영향부의 인성에 악영향을 미칠 수 있다.

B에 대한 N의 중량비, 즉 N/B는 2~20인 것이 바람직하다.

BN 석출물은 용접 시 형성된 오스테나이트 결정립이 이후의 냉각 과정에서 성장되는 것을 억제하는 역할을 하는데, N/B가 2 미만인 경우에는 BN 석출물 개수가 불충분하며 N/B가 20을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며 고용 N의 증가로 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

N에 대한 Al의 중량비, Al/N는 3~7인 것이 바람직하다.

AlN 석출물은 용접 시 형성된 오스테나이트 결정립이 이후의 냉각 과정에서 성장되는 것을 억제하는 역할을 하는데, Al/N이 3 미만인 경우에는 AlN 석출물의 개수가 불충분하며 영향부의 고용 N이 증가하여 용접 균열이 발생할 수 있다. 그리고, Al/N이 7을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화된다.

N에 대한 (Ti+2Al+4B+Nb+V)의 중량비, 즉 (Ti+2Al+4B+Nb+V)/N은 7~21인 것이 바람직하다.

(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N이 7 미만의 경우에는 용접 시 형성된 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 위한 TiN 석출물, AlN 석출물, (Ti-Nb)N 석출물, (Ti-V)N 석출물의 크기 및 개수가 불충분하다. (Ti+2Al+4B+Nb+V)/N이 21을 초과할 경우에는 그 효과가 포화된다.

N에 대한 Nb의 중량비, 즉 Nb/N는 3~10로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb/N가 3 미만인 경우에는 용접 시 형성된 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해 요구되는 Ti-Nb 복합 석출물 개수가 불충분할 수 있다. Nb/N가 10을 초과할 경우에는 그 효과가 포화된다.

N에 대한 V의 중량비, 즉 V/N은 0.5~7로 제한하는 것이 바람직하다.

V/N이 0.5 미만의 경우에는 용접 시 형성된 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해 요구되는 Ti-V 복합 석출물 개수가 불충분하다. 그리고, 복합 석출물 내의 V 비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능이 상실되어, 용접열 영향부의 인성 개선에 유효한 침상 페라이트 상분율이 저하된다. V/N이 7을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 성장 억제 효과가 포화된다.

상기한 바와 같이, 기계적 성질을 보다 향상시키기 위하여 중량%로 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5% 등을 추가로 첨가할 수 있다.

Ni은 0.1~3.0%인 것이 바람직하다.

Ni은 고용 강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키기 위해 첨가되는데, 이를 위해서 Ni이 0.1% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, Ni이 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성이 지나치게 증가되어 용접열 영향부의 인성이 저하될 수 있고 용접열 영향부 및 용접 금속에 고온 균열이 발생될 수 있기 때문이다.

Cu는 0.1~2.0%인 것이 바람직하다. 　

Cu는 고용 강화에 의해 모재의 강도 및 인성을 향상시키기 위해 첨가되는데, 이를 위해서 Cu가 0.1% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, Cu가 2.0%를 초과하는 경우에는 용접열 영향부에서 경화성이 증가되어 인성이 저하될 수 있고 용접열 영향부 및 용접 금속에 고온 균열이 발생될 수 있기 때문이다.

여기서, Cu와 Ni를 복합 첨가하는 경우에는, (Cu+Ni)가 3.5% 이하인 것이 바람직하다. 이는 (Cu+Ni)가 3.5%를 초과하는 경우에는 소입성이 지나치게 커져서 용접열 영향부의 인성 및 용접성에 악영향을 초래할 수 있기 때문이다.

Cr은 0.05~1.0%인 것이 바람직하다. 　

Cr은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는데, 중량%로 0.05% 미만으로 첨가되면 원하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%을 초과하면 소입성이 증가되어 모재 및 용접열 영향부 인성을 저하시킬 수 있다.

Mo는 0.05~1.0%인 것이 바람직하다. 　

Mo은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는데, 0.05% 미만으로 첨가되면 원하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%을 초과하면 소입성이 증가되어 모재 및 용접열 영향부 인성을 저하시킬 수 있다.

W의 중량%는 0.05-0.5% 인 것이 바람직하다.

W은 고온 강도를 향상시키고 석출 강화에 효과적인 원소이다. W가 0.05% 미만인 경우에는 강도 상승 효과가 미약하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 용접열 영향부 인성에 악영향을 미칠 수 있다.

Zr은 0.05-0.5%인 것이 바람직하다.

Zr은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는데, 0.05% 미만으로 첨가되면 원하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%을 초과하면 용접열 영향부 인성을 저하시킬 수 있다.

또한, 본 발명에서는 용접 시 오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위해 Ca(칼슘), REM(rare earth metal, 희토류 금속) 등을 더 첨가할 수 있다. REM으로는 Ce, La, Y 및 Hf 등이 있다.

Ca 및 REM은 고온 안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 용접 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하며 냉각 시 페라이트 변태를 촉진시킬 수 있따. 이에 따라, 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 역할을 한다. Ca은 제강시 조대한 MnS 석출물이 형성되는 것을 방지하는 효과도 있다.

상기 효과를 위해 Ca는 0.0005% 이상, REM는 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Ca가 0.0005%를 초과하는 경우 및 REM이 0.005%를 초과하는 경우에는 대형 개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강재의 청정도를 저해할 수 있다.

이와 같은 조성을 가지는 본 발명의 용접용 강재의 미세 조직은 상분율로 90% 이상이 베이나이트로 이루어진다. 일반적으로 페라이트와 베이나이트이 혼합된 미세 조직을 가지는 경우 인성은 높지만 강도가 낮고, 마르텐사이트와 베이나이트가 혼합된 미세 조직을 가지는 경우 강도는 높지만 연성 및 인성 등이 낮다. 따라서, 본 발명의 용접용 강재는 베이트나이트의 상분율이 높아 인성과 강도 등이 모두 높은 수준을 가진다.

그리고, 이와 같이 본 발명의 용접용 강재는 Ti/N이 1.2~2.5로 한정되어 TiN 석출물이 충분한 개수로 균일하게 분포시키면서 TiN 석출물의 고온 안정성을 크게 향상시킬 수 있다. 이는 상기에서 살펴본 바와 같이, 고질소 조건에서 고용 Ti가 쉽게 N와 결합할 수 있고 TiN 석출물의 용해도적(solubility product)이 낮아져 TiN 석출물의 고온 안정성이 높기 때문이다. 이렇게 Ti/N 값을 제한함으로써 이와 같이 용접 시 형성된 오스테나이트의 결정립 성장을 억제할 수 있는 TiN 석출물이 충분한 개수 및 분포로 존재함을 알 수 있다.

따라서, 종래에 대입열 용접 적용 시 용융선 부근의 용접열 영향부가 대략 1400℃ 이상으로 가열되어, 모재 내의 TiN 석출물의 부분적인 용해되거나 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening, 크기가 작은 석출물이 분해되어 크기가 큰 석출물로 확산되어 큰 석출물이 더욱 커지는 현상)에 의해 TiN 석출물의 개수가 현저하게 감소하던 문제가 없음을 알 수 있다.

이 때, 고질소 조건에서 고용 N에 의해 시효성이 조장될 수 있음을 고려하여 본 발명에서는 Nb/N, V/N, (Ti+2Al+4B+Nb+V)/N을 총체적으로 관리하였다. 이에 따 라 고용 N을 BN석출물, AlN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 형태로 석출하여 시효 영향을 억제하여 용접열 영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.

이에 의해 본 발명의 용접용 강재에는 0.01~0.1㎛ 크기의 미세한 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상으로 분포한다. 이와 같이 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물, Ti-V 복합 석출물, AlN 석출물, BN 석출물 등이 충분한 개수로 균일하게 분포하여, 용접 시 형성되는 오스테나이트의 결정립이 성장되는 것을 방지할 수 있으며 이 오스테나이트의 입계에서 변태되는 베이나이트의 패킷 크기(packet size)를 줄일 수 있다. 이에 따라, 모재의 인성과 동일한 수준으로 용접열 영향부의 인성을 크게 향상시킬 수 있다.

여기서, 상기 석출물들의 크기가 0.01㎛ 미만인 경우에는 대입열 용접 시 모재에 쉽게 재고용되어 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하는 효과가 미흡해진다. 그리고, 상기 석출물의 크기가 0.1㎛을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning) 효과가 적어지고 조대한 비금속 개재물과 같은 거동을 하여 기계적 성질에 악영향을 미칠 수 있다. 즉, 본 발명에서는 석출물들의 크기가 0.01~0.1㎛ 이므로 오스테나이트의 결정립 성장을 효과적으로 억제할 수 있다.

그리고, 상기 석출물들의 개수가 1.0x10⁷개/㎟ 미만인 경우에는 용접열 영향부의 오스테나이트의 결정립 크기를 임계치인 80㎛ 이하로 제어하기가 어렵다. 즉, 본 발명에서는 용접 시 용접열 영향부의 오스테나이트의 결정립 크기가 80㎛ 이하이므로 용접 시 모재가 약 1400℃이상의 고온으로 가열되어도 냉각 중 상기 오스테 나이트에서 변태되는 입내 침상페라이트에 의하여 상기 오스테나이트 결정립이 더욱 미세해진다. 이에 따라 오스테나이트의 결정립 입계에서 변태되는 베이나이트의 패킷 크기를 더욱 감소시킬 수 있다. 이로써, 대입열 용접에 적용된 경우에도 용접열 영향부의 인성을 크게 향상시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 용접용 강재의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명하면 다음과 같다.

먼저, 용강을 전로에서 1차 정련한 다음 래들로 출강하여 노외 정련으로 2차 정련한다. 일반적으로 1차 정령과 2차 정령 사이에 탈산 공정을 수행하며, 용접용 강재와 같이 두꺼운 두께를 가지는 경우에는 노외 정련 다음에 탈가스 공정을 수행한다.

본 발명에서는 상기 탈산공정에서 용존 산소량을 50~200ppm으로 조절한 다음 Ti을 첨가한다. 이는 용존 산소량이 산화물의 생성에 크게 영향을 미친다는 점을 고려한 것으로, 산화물을 다수 생성시키는 적정 수준의 용존 산소량이 50~200ppm이기 때문이다. 용존 산소량이 50ppm 미만인 경우에 용강 중의 산소량이 너무 적어 Ti 산화물이 불충분한 양으로 생성되며, 200ppm를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며 다른 첨가원소를 산화시켜 정확한 화학 성분들로 구성된 합금 성분계를 얻는데 어려움이 있다.

50~200ppm의 용존 산소량을 위해서는 Ti보다 탈산력이 강한 탈산제를 Ti 첨가 전에 첨가하여야 용강 중에 조대한 Ti 산화물의 형성을 방지하면서 연주 시 Ti 산화물 개수를 증가시킬 수 있다.

탈산제의 탈산력은 아래와 같다. 　

Cr < Mn < Si < Ti < Al < REM < Zr < Ca < Mg　

탈산력이 클수록 용강 중 산소와 결합하는 속도가 빠르고 결합력도 강하다. Ti 첨가 전에 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 첨가함으로써 용강 중의 용존 산소량을 50~200ppm로 유지하면 연주 시 Ti 산화물이 형성되고 나머지 Ti가 미세한 TiN 석출물로 석출될 수 있다. 즉, Ti보다 탈산력이 큰 탈산제를 미리 첨가한 다음 Ti를 첨가하기 때문에 조대한 Ti 산화물이 생성되는 것을 방지하여 Ti가 고용 상태로 존재할 수 있도록 할 수 있다. 결과적으로 연주 시 다량의 미세 Ti 산화물 및 TiN 질화물을 확보할 수 있다.

본 발명에서는 Ti보다 탈산력이 큰 상기 원소들(예: Al, REM, Zr, Ca, Mg)를 첨가하기 전에 Mn, Si 등의 원소를 첨가하여 탈산할 수 있다. 이에 의하면, 용존 산소량을 효과적으로 제어할 수 있다.

본 발명에서 탈산 공정의 일례로서, 1차 정련에서 Mn, Si, Al을 순서대로 첨가한 다음 2차 정련에서 Al을 다시 첨가하고 Ti을 투입하는 방법을 적용할 수 있다. 이 때, 2차 정련으로 진공 탈가스 공정을 사용하는 경우에 Ti를 진공 탈가스 공정 이후에 첨가할 수도 있다. 첨가된 Ti는 0.005-0.2%인 것이 바람직한데, 이는 본 발명의 효과를 위해 필요한 Ti 석출물 분포에 유리한 범위이다.

이와 같이 Ti을 첨가한 다음 용강을 0.5~20분 동안 정련한다. 상기 정련 시간이 0.5분 미만인 경우에는 조대한 Ti 산화물이 부상 분리될 시간적 여유가 없어 응고 후 잔존하여 Ti 산화물의 평균 크기가 증가될 수 있다. 정련 시간이 20분을 초과할 경우에는 산화물끼리 결합하여 조대화될 수 있어 용강 중의 적정 고용 Ti 양을 확보하기 어렵다.

이어서, 정련 처리한 용강을 연속 주조하여 슬라브로 만든다.

고질소강에서 표면 크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 연속 주조 속도는 저속인 것이 바람직하다. 그리고, 2차 냉각대에서 냉각 조건은 TiN 석출물의 미세화와 균일한 분포에도 영향을 미치는 중요한 인자인데, 2차 냉각대에서 약냉 조건을 부여하는 것이 생산성 향상 측면에서 바람직하다.

본 발명의 연속 주조 속도는 통상적인 주조속도인 약 1.3m/min 보다 저속인 것이 바람직하다. 즉, 연속 주조 속도는 1.2m/min이하인 것이 바람직하며, 0.9~1.2m/min인 것이 더 바람직하다. 연속 주조 속도가 0.9m/min미만인 경우에는 생산성이 떨어지며, 연속 주조 속도가 1.2m/min를 초과하는 경우에는 표면 크랙이 발생할 가능성이 높다. 　

그리고, 2차 냉각대의 약냉 조건을 위해서 비수량은 0.3~0.35l/kg인 것이 바람직하다. 비수량이 0.3l/kg 미만인 경우 TiN석출물이 조대화되어 적정 크기의 TiN석출물, Ti-Nb복합 석출물 및 Ti-V복합 석출물을 적절한 개수로 형성하기가 어렵다. 비수량이 0.35l/kg를 초과하는 경우 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V복합 석출물의 석출 빈도수가 적은 문제가 있다.

그리고, 냉각 속도가 빠를수록 석출물을 미세 분산시킬 수 있으므로 냉각 속도가 빠른 연속 주조를 수행하는 것이 바람직하다. 이와 같은 이유로 슬라브는 얇은 두께인 것이 바람직하다.

상기에서는 연속 주조의 방법으로 슬라브를 제조하는 것을 설명하고 있으나, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니며 금형 주조에 의해 슬라브를 제조할 수도 있다.

이어서, 본 발명에서 상기 슬라브를 열간 압연한 다음 냉각한다.

슬라브를 1100~1250℃에서 120~300분간 가열한다. 온도가 1100℃ 미만인 경우에는 용질 원자들이 확산되는 속도가 느려 TiN 석출물, Ti-Nb복합 석출물 및 Ti-V복합 석출물의 개수가 적은 문제가 있다. 온도가 1250℃를 초과할 경우에는 TiN석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V복합 석출물이 조대화되거나 일부 분해되어 개수가 감소하는 문제가 있다. 한편, 가열시간이 120분 미만인 경우에는 용질 원자들의 확산효과가 미흡하여 편석 저감 효과가 적으며, 또한 용질 원자가 확산하여 석출물을 형성할 시간이 부족할 수 있다. 또한 가열시간이 300분을 초과하는 경우 오스테나이트가 조대화되며, 공정 시간이 길어져 생산성이 저하될 수 있다. 　

슬라브를 이와 같이 가열한 다음, 오스테나이트 미재결정 온도영역에서 40% 이상의 압연비로 열간압연한다. 오스테나이트 재결정역 온도는 강조성과 그 이전의 압하량 등에 영향을 받는데, 본 발명에서는 대략 800~1000℃이다.

이와 같이 열간 압연한 다음, 최종 압연종료 온도에서 상온까지 공냉하거나 미세한 베이나이트 확보를 위해서 상온까지 10℃/sec 이하의 속도로 가속 냉각한다. 냉각 속도가 10℃/sec 이상인 경우에는 미세한 베이나이트 대신에 마르텐사이트 조직으로 변태되어 모재의 물성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

상기에서는 열간 압연을 적용한 것을 예시로 설명하였으나 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니며, 핫챠지(hot charge) 압연 및 직접(direct) 압연, 제어 압연, 제어 냉각 등 다양한 방법을 적용할 수 있으며 이 또한 본 발명의 범위에 속한다. 또한, 기계적 성질을 개선하기 위해 열처리를 수행할 수도 있다.

상기에서 설명된 용접용 강재에 대입열 용접을 수행하면, 용접 시 형성되는 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 80㎛ 이하이고 냉각 후에 용접열 영향부의 상분율로 90% 이상의 미세 조직이 인성에 유리한 입내 침상페라이트 및 베이나이트로 이루어진다.

여기서, 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 80㎛를 초과하는 경우에는 소입성 증가에 따라 마르텐사이트 또는 조대한 베이나이트의 생성이 용이하여 용접열 영향부 인성에 유해하다. 즉, 본 발명의 용접용 구조물은 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 80㎛ 이하이므로 용접열 영향부의 인성이 우수한 값을 가질 수 있다.

그리고, 본 발명의 용접용 구조물의 용접열 영향부의 미세 조직이 인성에 유리한 입내 침상페라이트 및 베이나이트로 이루어져 용접열 영향부의 인성이 더욱 우수한 값을 가질 수 있다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 본 발명을 예시하기 위한 것일 뿐 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

실시예

표 1의 조성을 가지는 발명강들 및 종래강들을 연속 주조법에 의해 슬라브로 제조하였다. 표 1의 발명강들을 제조하기 위한 공정 조건 등을 표 2에 나타내었다. 쉽게 비교할 수 있도록 표 2의 발명재들, 비교재들 및 표 1의 종래강들의 Ti/N, N/B, Al/N, Nb/N, V/N, (Ti+2Al+4B+Nb+V)/N을 표 3에 나타내었다.

연속 주조법에서 강종별 슬라브의 응고속도, 슬라브 가열온도, 가열시간, 압연 개시 온도, 압연 종료온도, 압하량, 압연 공정에서 두께 25~50mm로 제조된 압연재의 냉각 속도를 표4에 나타내었다. 이때, 전 강종의 압연시 누적 압하비는 70%이상으로 하였다.　

상기와 같은 발명재들, 비교재들 및 종래강들로부터 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들을 판두께 중앙부에서 채취하였는데, 인장 시험편들을 압연 방향에서 채취하였으며, 샤피(charpy) 충격 시험편들을 압연 방향과 수직한 방향에서 채취하였다. 　

인장 시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편에 준하여 제조하였으며, 인장 시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/mim에서 수행되었다.

충격 시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며, 이때 노치 방향은 모재의 경우 압연 방향의 측면(L-T)에서 가공하였으며 용접재의 경우 용접선 방향으로 가공하였다. 용접열 영향부의 최고 가열 온도에 따른 오스테나이트의 결정립 크기를 조사하기 위하여 재현 용접 모사 시험 장치(simulator)를 사용하여 최고가열온도(1200～1400℃)까지 140℃/sec조건으로 가열시킨 후 1초간 유지한 다음, He(헬륨) 가스를 이용하여 급냉시켰다. 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고 가열 온도 조건에서 용접열 영향부에서 형성되는 오스테나이트의 결정 입도를 KS구격 (KS D 0205)에 의해 측정하였다.　

냉각 후 미세 조직를 분석하였고, 용접열 영향부의 인성에 중요한 영향을 미치는 석출물과 산화물의 크기와 개수, 간격을 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이 때, 피검면은 100mm²을 기준으로 하여 평가하였다.　　

용접열 영향부의 충격인성 평가는 실제 용접 입열량에 상당하는 약 80kJ/cm, 150kJ/cm, 250kJ/cm에 상당하는 용접조건, 즉 최고가열온도를 1400℃로 가열한후 800-500℃의 냉각시간이 각각 60초, 120초, 180초인 용접 열사이클을 부여한 다음, 시험편 표면을 연마하고 충격 시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤피 충격시험을 통하여 평가하였다. 　

열간 압연 후 모재의 석출물 특성, 미세 조직, 기계적 성질을 표 5에 나타내었고, 용접 후 용접열 영향부의 오스테나이트 결정립 평균 크기, 미세 조직, 충격 인성 및 천이 온도 값을 표 6에 나타내었다.

표 5를 참조하면, 발명예들의 석출물들(TiN 석출물, Ti-Nb복합 석출물 및 Ti-V복합석출물)의 개수는 2 X 10⁸개/mm²이상인 반면, 종래강들의 석출물 개수는 4.07 X 10 ⁶개/mm²이하인 것을 알 수 있다. 그리고, 발명강에는 미세한 석출물들이 균일하게 분포되어 있는 것을 알 수 있다.

또한, 발명예들의 모재 조직은 베이나이트이며, 베이나이트의 상분율 또한 90%이상임을 알 수 있다.

표 6을 참조하면, 최고 가열 온도 1400℃인 경우 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 발명예들의 경우 65㎛ 이하인 반면, 종래강들의 경우 약 200㎛ 이상인 것을 알 수 있다. 즉, 발명예에서는 용접시 용접열 영향부의 오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수함을 알 수 있다.

그리고, 발명예들에서 100kJ/cm의 용접 입열량에서 용접열 영향부의 미세 조직은 인성에 유리한 입내 침상페라이트(IFP) 및 베이나이트가 상분율로 90% 이상임을 알 수 있다.

또한, 대입열 용접에서 발명예들은 용접열 영향부에서의 충격 인성이 우수한 것을 알 수 있다.

본 발명에 의한 용접용 강재는, 미세한 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물이 충분한 개수로 균일하게 분포되며 이들의 고온 안정성도 우수하여, 대입열 용접에 적용되어도 오스테나이트의 결정립 성장을 효과적으로 억제할 수 있으며 베이나이트의 패킷 크기를 감소시킬 수 있다. 이에 따라 대입열 적용에 적용된 경우라도 용접열 영향부의 인성이 모재의 인성과 동등한 수준으로 매우 우수한 값을 가질 수 있다.

또한, 본 발명에 의한 용접용 강재의 미세 조직은, 상분율로 90% 이상이 베이나이트로 이루어져 인성과 강도 등이 모두 매우 우수하다.

한편, 본 발명의 용접용 강재의 제조 방법은, 적절한 공정 조건을 제시하여 상기와 같은 조성 및 미세 조직의 용접용 강재를 제조할 수 있다.

한편, 본 발명의 용접 구조물은 용접 시 용접열 영향부에 80㎛ 이하의 오스 테나이트(austenite)가 형성되고, 냉각 시 상분율로 90% 이상의 미세 조직이 인성에 유리한 입내 침상 페라이트와 베이나이트로 이루어져 용접열 영향부의 인성이 모재의 인성과 동등한 수준으로 매우 우수한 값을 가질 수 있다.

Claims

중량%로, C:0.001~0.03%, Si:0.01~0.5%, Mn:1.0~3.0%, Nb:0.005~0.2%, Ti:0.005~0.2%, Al:0.005~0.1%, B:0.0005~0.01%, N:0.008~0.030%, P:0.03% 이하, S:0.03% 이하, O:0.005% 이하, V, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

중량%로, 1.2≤Ti/N≤2.5, 2≤N/B≤20, 3≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 0.5≤V/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N≤21인 조건을 만족하는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

상분율로, 상기 용접용 강재의 미세 조직의 90% 이상 100% 이하가 베이나이트로 이루어지는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

중량%로, Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함하는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

중량%로, Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함하는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

상기 용접용 강재에 평균 크기가 0.01~0.1㎛인 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포되는 용접용 강재. 　
중량%로, C:0.001~0.03%, Si:0.01~0.5%, Mn:1.0~3.0%, Nb:0.005~0.2%, Ti:0.005~0.2%, Al:0.005~0.1%, B:0.0005~0.01%, N:0.008~0.030%, P:0.03% 이하, S:0.03% 이하, O:0.005% 이하, V, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 2≤N/B≤20, 3≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 0.5≤V/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb+V)/N≤21인 조건을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;

상기 슬라브를 1100~1250℃의 온도에서 120 내지 300분간 가열한 후 오스테나이트 미재결정역에서 40% 이상의 압연비로 열간 압연하는 단계; 및

상기 열간 압연의 압연 종료 온도에서부터 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계

를 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제6항에 있어서,

상기 슬라브는, 중량%로 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제6항에 있어서,

상기 슬라브는, 중량%로 Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어진 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제6항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 슬라브를 준비하는 단계는,

용강에 Ti보다 탈산력이 큰 원소를 첨가하여 용강의 용존 산소량이 50~200 ppm이 되도록 탈산하는 단계;

상기 용강에 중량%로 Ti:0.005~0.2%를 첨가하는 단계;

상기 용강에 탈가스 처리를 수행하는 단계; 및

상기 용강을 연속 주조하는 단계

를 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제9항에 있어서,

상기 연속 주조의 주조 속도가 0.9~1.2m/분이며 2차 냉각대에서 0.3~0.35l/kg의 비수량으로 약냉하는 용접용 강재의 제조 방법.
제1항에 기재된 용접용 강재에 대입열 용접을 수행하여 제조되며,

상분율로, 90% 이상 100% 이하의 미세 조직이 입내 침상 페라이트와 베이나이트인 용접 구조물.
제11항에 있어서,

상기 대입열 용접 시 용접열 영향부에 형성되는 오스테나이트의 결정립 평균 크기가 80㎛ 이하인 용접 구조물.