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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-12-01
(45)【発行日】2023-12-11
(54)【発明の名称】構造用鋼材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231204BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20231204BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20231204BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20231204BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C22C38/14
C22C38/58
C21D8/02 B
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2022536892
(86)(22)【出願日】2020-12-15
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2023-02-28
(86)【国際出願番号】 KR2020018361
(87)【国際公開番号】W WO2021125748
(87)【国際公開日】2021-06-24
【審査請求日】2022-06-15
(31)【優先権主張番号】10-2019-0167594
(32)【優先日】2019-12-16
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(73)【特許権者】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコホールディングス インコーポレーティッド
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】オム， キョン－クン
(72)【発明者】
【氏名】ムン， ヘ－スン
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１６－１２５０７７（ＪＰ，Ａ）
【文献】韓国登録特許第１０－０８３３０６９（ＫＲ，Ｂ１）
【文献】特開２０１７－０４８４４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１２－１７２２５８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－１５１７３１（ＪＰ，Ａ）
【文献】欧州特許出願公開第０２７９９５８５（ＥＰ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／１４
Ｃ２２Ｃ ３８／５８
Ｃ２１Ｄ ８／０２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０６％、Ｔｉ：０．００３～０．００９％、Ｃａ：０．０００２～０．００６％、Ｂ：０．０００２～０．０００５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、下記の関係式１を満たし、微細組織として、面積分率で８０％以上のフェライトが主相であり、パーライトが第２相であり、硬質組織が残部である複合組織を含み、
前記フェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下であり、
－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは２００Ｊ以上であることを特徴とする構造用鋼材。
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（重量％）
前記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【請求項2】
前記硬質組織は、ベイナイト、島状マルテンサイト、セメンタイトから選択された１種以上であり、前記硬質組織の分率は５面積％以下であることを特徴とする請求項１に記載の構造用鋼材。
【請求項3】
前記フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ超過２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の構造用鋼材。
【請求項4】
前記鋼材は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された１種以上をさらに含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計含量は下記の関係式２を満たすことを特徴とする請求項１に記載の構造用鋼材。［関係式２］
０（重量％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（重量％）
前記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
【請求項5】
前記鋼材の降伏強度は３１０ＭＰａ以上であり、降伏比は０．７５以下であり、延伸率は２５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の構造用鋼材。
【請求項6】
重量％で、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０６％、Ｔｉ：０．００３～０．００９％、Ｃａ：０．０００２～０．００６％、Ｂ：０．０００２～０．０００５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、下記の関係式１を満たすスラブを１０８０～１２５０℃で再加熱する段階と、前記再加熱されたスラブを８００～９５０℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供する段階と、
前記中間材を８５０～９５０℃の温度範囲で、１．３＊ｔ＋（１０～３０）分間（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）焼ならし熱処理して最終材を提供する段階と、を含むことを特徴とする請求項１に記載の構造用鋼材の製造方法。
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（重量％）
前記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、スラブに含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【請求項7】
前記スラブは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された１種以上をさらに含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計含量は下記の関係式２を満たすことを特徴とする請求項６に記載の構造用鋼材の製造方法。［関係式２］
０（重量％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（重量％）
前記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、スラブに含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
【請求項8】
前記中間材の厚さが２５ｍｍを超えると、前記制御圧延後に５℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下の温度まで加速冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の構造用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、構造用鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、焼成変形後の低温衝撃靭性に優れた構造用鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
船舶又は海洋プラントなどの大型構造物において、プロジェクト全体の経済性を高めるための多様な技術的方案が提案されている。
【0003】
従来は、柱のような曲面を有する構造物の製作には主に溶接が利用されてきたが、製作工期及び費用の観点から不利益が生じる問題点があった。これを解決するための方案の一つとして、熱間又は冷間曲げ加工によって曲面を有する鋼材を製造する技術が開発されたが、このように焼成変形された鋼材は衝撃靭性に劣るため、船舶又は海洋プラントなどの大型構造物に適した物性を提供することができないという技術的難点があった。
【0004】
一般的に、鋼材の焼成変形後に低温衝撃靭性が低下する理由は、次の通りである。鋼材に焼成変形が加えられると、変形吸収のために微細組織中に転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）が発生し、これらの転位が結晶粒界に集積される現象が発生する。特に、このような現象は、強度の低いフェライト組織中で主に発生し、転位の発生及び集積によって鋼材の強度は増加した状態となる。その後、低温での衝撃が加えられる場合、変形吸収能力が容易に飽和し、早期破断が発生するようになる。また、焼成変形後の低温衝撃靭性をさらに悪化させる要因としては、硬質相であるパーライト又は残留マルテンサイト－オーステナイト複合相（Ｒｅｔａｉｎｅｄ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ、ＭＡ）の形成、転位の移動を阻害する固溶炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）などが挙げられる。
【0005】
そのため、これまでは炭素（Ｃ）の添加量を減らして高価な元素である銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）などを添加して強度を確保するか、又は、窒素（Ｎ）の含量をある限界値以下に制御することが困難なため、チタン（Ｔｉ）を多量添加して固溶炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）を析出させる技術が使用されてきた。しかし、これらの方法はいずれも、高価な元素が多量に添加されなければならないため、経済性の観点からは好ましくない。
【0006】
特に、焼ならし熱処理によって製造される鋼材は、熱変形制御プロセス（Ｔｈｅｒｍｏ－ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造された鋼材よりも相対的に粗大な組織を有するだけでなく、強度を確保するために相対的に多量の炭素（Ｃ）が添加されることが原因となって、低温での衝撃靭性、特に、焼成変形後の低温衝撃靭性の確保に不利な側面がある。よって、焼ならし熱処理を適用し、高価な元素の多量添加を排除して経済性を確保しながら、焼成変形後の低温衝撃靭性の低下を効果的に防止することができる鋼材の導入が急がれる実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【文献】韓国公開特許第１０－２０１２－００８７６８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
本発明が目的とするところは、焼成変形後の低温衝撃靭性に優れた構造用焼ならし熱処理厚板及びその製造方法を提供することである。
【0009】
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば本明細書の全般的な内容から本発明の追加的な課題を理解するのに何の困難もないはずである。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明の構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０６％、Ｔｉ：０．００３～０．００９％、Ｃａ：０．０００２～０．００６％、Ｂ：０．０００２～０．０００５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、下記の関係式１を満たし、微細組織として、フェライトが主相であり、パーライトが第２相であり、硬質組織が残部である複合組織を含み、上記フェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下であることを特徴とする。
【0011】
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【0012】
上記フェライトの分率は８０面積％以上であることを特徴とする。
【0013】
上記硬質組織は、ベイナイト、島状マルテンサイト、セメンタイトから選択された１種以上であり、上記硬質組織の分率は５面積％以下であることを特徴とする。
【0014】
上記フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ超過２０μｍ以下であることを特徴とする。
【0015】
上記鋼材は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された１種以上をさらに含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計含量は下記の関係式２を満たすことを特徴とする。
【0016】
［関係式２］
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
【0017】
上記鋼材の降伏強度は３１０ＭＰａ以上であり、降伏比は０．７５以下であり、延伸率は２５％以上であることを特徴とする。
【0018】
上記鋼材の－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、２００Ｊ以上であることを特徴とする。
【0019】
本発明の構造用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０６％、Ｔｉ：０．００３～０．００９％、Ｃａ：０．０００２～０．００６％、Ｂ：０．０００２～０．０００５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物であり、下記の関係式１を満たすスラブを１０８０～１２５０℃で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８００～９５０℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供する段階と、上記中間材を８５０～９５０℃の温度範囲で、１．３＊ｔ＋（１０～３０）分間（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）焼ならし熱処理して最終材を提供する段階と、を含むことを特徴とする。
【0020】
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、スラブに含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、スラブに含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【0021】
上記スラブは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された１種以上をさらに含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計含量は下記の関係式２を満たすことを特徴とする。
【0022】
［関係式２］
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、スラブに含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、スラブに含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
【0023】
上記中間材の厚さが２５ｍｍを超えると、上記制御圧延後に５℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下の温度まで加速冷却する段階をさらに含むことを特徴とする。
【0024】
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではなく、本発明の多様な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施例を参照してより詳細に理解することができる。
【発明の効果】
【0025】
本発明によると、焼成変形後の低温衝撃靭性に優れるだけでなく、経済性を確保した構造用焼ならし熱処理厚板及びその製造方法がえられる。
【0026】
本発明の効果はこれに限定されるものではなく、通常の技術者が以下の説明から類推可能な効果を含むものと解釈されることができる。
【発明を実施するための形態】
【0027】
本発明は、構造用鋼材及びその製造方法に関するもので、以下では、本発明の好ましい具現例について説明する。本発明の具現例は、様々な形態で変形されることができ、本発明の範囲が以下で説明される具現例に限定されるものと解釈すべきではない。本具現例は、当該発明が属する技術分野において通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
【0028】
以下、本発明の合金組成の制限理由についてより具体的に説明する。特段の表示がない限り、合金組成に関する「％」及び「ｐｐｍ」は、「重量」を基準にする。
【0029】
本発明の構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０６％、Ｔｉ：０．００３～０．００９％、Ｃａ：０．０００２～０．００６％、Ｂ：０．０００２～０．０００５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、下記の関係式１を満たすことを特徴とする。
【0030】
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【0031】
また、本発明の構造用鋼材は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された１種以上をさらに含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計含量は下記の関係式２を満たすことを特徴とする。
【0032】
［関係式２］
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味し、該当成分が含まれていない場合は、０％を代入する。
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味し、該当成分が含まれていない場合は、０％を代入する。
【0033】
炭素（Ｃ）：０．１２～０．１８％
炭素（Ｃ）は、最も経済的に鋼材の強度を確保することができる元素であるため、本発明では、このような効果を達成するために、０．１２％以上の炭素（Ｃ）を含むことができる。好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１２％超過であり、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１２５％以上である。また、炭素（Ｃ）は、焼ならし熱処理鋼において、パーライト、セメンタイト又は島状マルテンサイト（ＭＡ）を形成して引張強度を確保するための元素として使用されるのが一般的であるが、本発明で目的とする焼成変形後の低温衝撃靭性を確保するためには、その含量を一定の範囲に制限することが好ましい。炭素（Ｃ）含量が一定の範囲を超えると、多量の硬質相が生成し、これらの硬質相は、圧延材で帯状に存在し低温衝撃靭性を低下させる恐れがあるためである。よって、本発明では、炭素（Ｃ）含量の上限を０．１８％に制限する。好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１８％未満であり、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１７％以下である。
炭素（Ｃ）は、最も経済的に鋼材の強度を確保することができる元素であるため、本発明では、このような効果を達成するために、０．１２％以上の炭素（Ｃ）を含むことができる。好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１２％超過であり、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１２５％以上である。また、炭素（Ｃ）は、焼ならし熱処理鋼において、パーライト、セメンタイト又は島状マルテンサイト（ＭＡ）を形成して引張強度を確保するための元素として使用されるのが一般的であるが、本発明で目的とする焼成変形後の低温衝撃靭性を確保するためには、その含量を一定の範囲に制限することが好ましい。炭素（Ｃ）含量が一定の範囲を超えると、多量の硬質相が生成し、これらの硬質相は、圧延材で帯状に存在し低温衝撃靭性を低下させる恐れがあるためである。よって、本発明では、炭素（Ｃ）含量の上限を０．１８％に制限する。好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１８％未満であり、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．１７％以下である。
【0034】
シリコン（Ｓｉ）：０．０２～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸、脱硫、及び固溶強化の目的を達成するために添加される元素であり、本発明では、このような効果を達成するために、０．０２％以上のシリコン（Ｓｉ）を含むことができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．０２２％であり、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．０２４％である。一方、シリコン（Ｓｉ）含量が一定の範囲を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、製造された鋼板の表面が容易に酸化されて酸化被膜が過度に厚く形成される恐れがあるため、本発明では、シリコン（Ｓｉ）含量の上限を０．５％に制限する。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は０．４７％であり、より好ましいシリコン含量の上限は０．４４％である。
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸、脱硫、及び固溶強化の目的を達成するために添加される元素であり、本発明では、このような効果を達成するために、０．０２％以上のシリコン（Ｓｉ）を含むことができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．０２２％であり、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．０２４％である。一方、シリコン（Ｓｉ）含量が一定の範囲を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、製造された鋼板の表面が容易に酸化されて酸化被膜が過度に厚く形成される恐れがあるため、本発明では、シリコン（Ｓｉ）含量の上限を０．５％に制限する。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は０．４７％であり、より好ましいシリコン含量の上限は０．４４％である。
【0035】
マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化に寄与する元素であるため、本発明では、強度増加の効果を達成するために、０．６％以上のマンガン（Ｍｎ）を含むことができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は０．８％であり、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．０％である。
但し、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加されると、鋼板厚さ方向中心部に非金属介在物であるＭｎＳの形成を助長して低温衝撃靭性が大きく低下する恐れがあるため、本発明では、Ｍｎの上限を１．６％に制限する。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は１．５７％であり、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は１．５５％である。
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化に寄与する元素であるため、本発明では、強度増加の効果を達成するために、０．６％以上のマンガン（Ｍｎ）を含むことができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は０．８％であり、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．０％である。
但し、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加されると、鋼板厚さ方向中心部に非金属介在物であるＭｎＳの形成を助長して低温衝撃靭性が大きく低下する恐れがあるため、本発明では、Ｍｎの上限を１．６％に制限する。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は１．５７％であり、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は１．５５％である。
【0036】
固溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００２～０．０６％
アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）及びマンガン（Ｍｎ）と共に、製鋼工程で強力な脱酸剤として使用される元素であり、本発明は、このような効果を達成するために、０．００２％以上のアルミニウム（Ａｌ）を含むことができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の下限は０．００５％であり、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の下限は０．０１％である。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加されると、脱酸効果が飽和する一方、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ２Ｏ３の分率が必要以上に増加して、酸化性介在物のサイズが粗大となるだけでなく、精錬負荷が過度に発生するという問題点がある。よって、本発明では、アルミニウム（Ａｌ）含量の上限を０．０６％に制限することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の上限は０．０５５％であり、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の上限は０．０５％である。
アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）及びマンガン（Ｍｎ）と共に、製鋼工程で強力な脱酸剤として使用される元素であり、本発明は、このような効果を達成するために、０．００２％以上のアルミニウム（Ａｌ）を含むことができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の下限は０．００５％であり、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の下限は０．０１％である。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加されると、脱酸効果が飽和する一方、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ２Ｏ３の分率が必要以上に増加して、酸化性介在物のサイズが粗大となるだけでなく、精錬負荷が過度に発生するという問題点がある。よって、本発明では、アルミニウム（Ａｌ）含量の上限を０．０６％に制限することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の上限は０．０５５％であり、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の上限は０．０５％である。
【0037】
ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に高温で基地と整合する炭窒化物として析出して再結晶を抑制することから、最終組織の微細化に効果的に寄与する元素である。また、ニオブ（Ｎｂ）は、冷却後の変態中にもサイズ１００ｎｍ以下の微細な析出物を生成して強度の増加に大きく寄与する元素でもある。よって、本発明では、このような効果を達成するために、０．００１％以上のニオブ（Ｎｂ）を含むことができる。但し、ニオブ（Ｎｂ）が過度に添加される場合、厚さ方向中心部に粗大な析出物が容易に形成され、溶接部の硬化能を必要以上に増加させて低温衝撃靭性を低下させるため、本発明では、ニオブ（Ｎｂ）含量の上限を０．０５％に制限する。好ましいニオブ（Ｎｂ）含量は０．０５％未満であり、より好ましいニオブ（Ｎｂ）含量は０．０４７％以下である。
ニオブ（Ｎｂ）は、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に高温で基地と整合する炭窒化物として析出して再結晶を抑制することから、最終組織の微細化に効果的に寄与する元素である。また、ニオブ（Ｎｂ）は、冷却後の変態中にもサイズ１００ｎｍ以下の微細な析出物を生成して強度の増加に大きく寄与する元素でもある。よって、本発明では、このような効果を達成するために、０．００１％以上のニオブ（Ｎｂ）を含むことができる。但し、ニオブ（Ｎｂ）が過度に添加される場合、厚さ方向中心部に粗大な析出物が容易に形成され、溶接部の硬化能を必要以上に増加させて低温衝撃靭性を低下させるため、本発明では、ニオブ（Ｎｂ）含量の上限を０．０５％に制限する。好ましいニオブ（Ｎｂ）含量は０．０５％未満であり、より好ましいニオブ（Ｎｂ）含量は０．０４７％以下である。
【0038】
バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０６％
バナジウム（Ｖ）は、スラブ再加熱時にほぼ全て再固溶され、圧延時の析出又は固溶による強化効果には大きく寄与しないが、後続するテンパリングや溶接後熱処理時に非常に微細な炭窒化物として析出して強度を向上させる元素である。よって、本発明では、このような効果を達成するために、０．００１％以上のバナジウム（Ｖ）を含むことができる。好ましいバナジウム（Ｖ）含量は０．００１％超過であり、より好ましいバナジウム（Ｖ）含量は０．００１５％以上である。但し、バナジウム（Ｖ）は高価な元素であるため、経済性を考慮して、その上限を０．０６％に制限する。より好ましいバナジウム（Ｖ）含量の上限は０．０５％である。
バナジウム（Ｖ）は、スラブ再加熱時にほぼ全て再固溶され、圧延時の析出又は固溶による強化効果には大きく寄与しないが、後続するテンパリングや溶接後熱処理時に非常に微細な炭窒化物として析出して強度を向上させる元素である。よって、本発明では、このような効果を達成するために、０．００１％以上のバナジウム（Ｖ）を含むことができる。好ましいバナジウム（Ｖ）含量は０．００１％超過であり、より好ましいバナジウム（Ｖ）含量は０．００１５％以上である。但し、バナジウム（Ｖ）は高価な元素であるため、経済性を考慮して、その上限を０．０６％に制限する。より好ましいバナジウム（Ｖ）含量の上限は０．０５％である。
【0039】
チタン（Ｔｉ）：０．００３～０．００９％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してナノサイズの窒化物を形成するため、鋼中の固溶窒素（Ｎ）量を効果的に減少させる元素である。チタン（Ｔｉ）の添加により固溶窒素（Ｎ）量が減少し、それによって、焼成変形後の低温衝撃靭性の低下を効果的に抑制することができる。また、チタン（Ｔｉ）が添加されると、鋼材の表面におけるクラックの発生を効果的に抑制することができる。よって、本発明では、このような目的を達成するために、０．００３％以上のチタン（Ｔｉ）を含むことができる。好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．００３％超過であり、より好ましいチタン（Ｔｉ）含量の下限は０．００４％である。これに対し、チタン（Ｔｉ）が一定の含量を超えて添加されると、亀裂開始点として作用する粗大な六角柱形状のＴｉＮ析出物の分率が増加して低温衝撃靭性が低下するため、本発明では、チタン（Ｔｉ）含量の上限を０．００９％に制限することができる。好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．００９％未満であり、より好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．００８％以下である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してナノサイズの窒化物を形成するため、鋼中の固溶窒素（Ｎ）量を効果的に減少させる元素である。チタン（Ｔｉ）の添加により固溶窒素（Ｎ）量が減少し、それによって、焼成変形後の低温衝撃靭性の低下を効果的に抑制することができる。また、チタン（Ｔｉ）が添加されると、鋼材の表面におけるクラックの発生を効果的に抑制することができる。よって、本発明では、このような目的を達成するために、０．００３％以上のチタン（Ｔｉ）を含むことができる。好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．００３％超過であり、より好ましいチタン（Ｔｉ）含量の下限は０．００４％である。これに対し、チタン（Ｔｉ）が一定の含量を超えて添加されると、亀裂開始点として作用する粗大な六角柱形状のＴｉＮ析出物の分率が増加して低温衝撃靭性が低下するため、本発明では、チタン（Ｔｉ）含量の上限を０．００９％に制限することができる。好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．００９％未満であり、より好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．００８％以下である。
【0040】
カルシウム（Ｃａ）：０．０００２～０．００６％
カルシウム（Ｃａ）は、非金属介在物であるＭｎＳのＳと結合してＭｎＳの生成を抑制すると共に、球状のＣａＳを形成して水素亀裂クラックを抑制する効果を有する。よって、本発明では、このような目的を達成するために、０．０００２％以上のカルシウム（Ｃａ）を含むことができる。好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の下限は０．０００３％であり、より好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の下限は０．０００５％である。但し、カルシウム（Ｃａ）が過多に添加されると、余剰のカルシウム（Ｃａ）は酸素（Ｏ）と結合して粗大な酸化性介在物を形成し、このような酸化性介在物は、後続する圧延工程で延伸及び破折して亀裂敏感度を高める可能性が存在する。
よって、本発明では、カルシウム（Ｃａ）含量の上限を０．００６％に制限することができる。好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の上限は０．００５％であり、より好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の上限は０．００４％である。
カルシウム（Ｃａ）は、非金属介在物であるＭｎＳのＳと結合してＭｎＳの生成を抑制すると共に、球状のＣａＳを形成して水素亀裂クラックを抑制する効果を有する。よって、本発明では、このような目的を達成するために、０．０００２％以上のカルシウム（Ｃａ）を含むことができる。好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の下限は０．０００３％であり、より好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の下限は０．０００５％である。但し、カルシウム（Ｃａ）が過多に添加されると、余剰のカルシウム（Ｃａ）は酸素（Ｏ）と結合して粗大な酸化性介在物を形成し、このような酸化性介在物は、後続する圧延工程で延伸及び破折して亀裂敏感度を高める可能性が存在する。
よって、本発明では、カルシウム（Ｃａ）含量の上限を０．００６％に制限することができる。好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の上限は０．００５％であり、より好ましいカルシウム（Ｃａ）含量の上限は０．００４％である。
【0041】
ボロン（Ｂ）：０．０００２～０．０００５％
ボロン（Ｂ）は、代表的な硬化能向上元素であって、微量の添加でもオーステナイト結晶粒界に偏析して冷却時にフェライトの核生成を強力に抑制することができる。すなわち、ボロン（Ｂ）の添加によりフェライト変態開始温度が大きく低下するため、フェライトの成長速度が低くなり、それによって、最終フェライトの微細化を効果的に達成することができる。また、本発明は焼ならし熱処理を伴うことから、焼ならし熱処理温度で再生成したオーステナイト結晶粒径を考慮すると、フェライト核生成を抑制するためのボロン（Ｂ）含量の最小量は０．０００２％であることができる。好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００３％以上である。但し、ボロン（Ｂ）が一定量を超えて添加されると、硬化能が大きく増加して母材のみならず後続する溶接熱影響部でパーライトの代わりにベイナイトが形成されるか、又は、偏析帯ではマルテンサイトが生成する可能性が高くなり、それによって、低温衝撃靭性が低下するという問題が発生することがある。よって、本発明では、ボロン（Ｂ）含量の上限を０．０００５％に制限する。好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００４％以下である。
ボロン（Ｂ）は、代表的な硬化能向上元素であって、微量の添加でもオーステナイト結晶粒界に偏析して冷却時にフェライトの核生成を強力に抑制することができる。すなわち、ボロン（Ｂ）の添加によりフェライト変態開始温度が大きく低下するため、フェライトの成長速度が低くなり、それによって、最終フェライトの微細化を効果的に達成することができる。また、本発明は焼ならし熱処理を伴うことから、焼ならし熱処理温度で再生成したオーステナイト結晶粒径を考慮すると、フェライト核生成を抑制するためのボロン（Ｂ）含量の最小量は０．０００２％であることができる。好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００３％以上である。但し、ボロン（Ｂ）が一定量を超えて添加されると、硬化能が大きく増加して母材のみならず後続する溶接熱影響部でパーライトの代わりにベイナイトが形成されるか、又は、偏析帯ではマルテンサイトが生成する可能性が高くなり、それによって、低温衝撃靭性が低下するという問題が発生することがある。よって、本発明では、ボロン（Ｂ）含量の上限を０．０００５％に制限する。好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００４％以下である。
【0042】
窒素（Ｎ）：０．００１～０．００６％
窒素（Ｎ）は、添加されたニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）と共に析出物を形成して鋼の結晶粒を微細化させ、母材の強度及び靭性を向上させる元素である。よって、本発明では、このような目的を達成するために、０．００１％以上の窒素（Ｎ）を含むことができる。好ましい窒素（Ｎ）含量は０．００１５％以上であり、より好ましい窒素（Ｎ）含量は０．００２％以上である。但し、窒素（Ｎ）が過度に添加されると、固溶量が増加して鋼材の変形吸収能力が容易に飽和し、それによって、脆性を引き起こす恐れがあるため、本発明は窒素（Ｎ）含量の上限を０．００６％に制限する。好ましい窒素（Ｎ）含量の上限は０．００５５％であり、より好ましい窒素（Ｎ）含量の上限は０．００５％である。
窒素（Ｎ）は、添加されたニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）と共に析出物を形成して鋼の結晶粒を微細化させ、母材の強度及び靭性を向上させる元素である。よって、本発明では、このような目的を達成するために、０．００１％以上の窒素（Ｎ）を含むことができる。好ましい窒素（Ｎ）含量は０．００１５％以上であり、より好ましい窒素（Ｎ）含量は０．００２％以上である。但し、窒素（Ｎ）が過度に添加されると、固溶量が増加して鋼材の変形吸収能力が容易に飽和し、それによって、脆性を引き起こす恐れがあるため、本発明は窒素（Ｎ）含量の上限を０．００６％に制限する。好ましい窒素（Ｎ）含量の上限は０．００５５％であり、より好ましい窒素（Ｎ）含量の上限は０．００５％である。
【0043】
また、本発明は、下記の関係式１のように、窒素（Ｎ）、チタン（Ｔｉ）、及びニオブ（Ｎｂ）の相対的な含量範囲を制限することができる。
【0044】
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【0045】
固溶された窒素（Ｎ）は、転位に固着して転位の移動を阻害するため、鋼材の低温衝撃靭性が低下する恐れがある。よって、固溶窒素（Ｎ）量を低減するためには、製鋼時に窒素（Ｎ）含量を極力低く抑えるだけでなく、窒素（Ｎ）と反応して析出物を生成する元素であるチタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）の含量を考慮して窒素（Ｎ）の含量を制御しなければならない。すなわち、本発明では、関係式１により窒素（Ｎ）、チタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）の相対的な含量範囲を制限するため、固溶窒素（Ｎ）含量を最適な水準に制限することができる。関係式１により導出される固溶窒素（Ｎ）含量は０．００１ｗｔ％以下であり、より好ましくは０ｗｔ％以下である。
【0046】
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、鋼の強度増加に一部寄与するが、粒界偏析によって低温靭性を大きく低下させる元素であるため、その含量を極力低く管理することが好ましい。但し、リン（Ｐ）は、不可避に添加される不純物元素であるだけでなく、製鋼工程でこれを完全に除去するのに多くの費用がかかるため、本発明では、リン（Ｐ）含量の上限を０．０２％に制限する。
リン（Ｐ）は、鋼の強度増加に一部寄与するが、粒界偏析によって低温靭性を大きく低下させる元素であるため、その含量を極力低く管理することが好ましい。但し、リン（Ｐ）は、不可避に添加される不純物元素であるだけでなく、製鋼工程でこれを完全に除去するのに多くの費用がかかるため、本発明では、リン（Ｐ）含量の上限を０．０２％に制限する。
【0047】
硫黄（Ｓ）：０．００３％以下
硫黄（Ｓ）は、マンガン（Ｍｎ）と結合して鋼板厚さ方向中心部にＭｎＳ介在物を生成して低温衝撃靭性を低下させ、水素誘起亀裂の発生及び伝播を助長する代表的な要因として挙げられる元素である。よって、鋼材の低温衝撃靭性及び水素誘起亀裂抵抗性を確保するためには、硫黄（Ｓ）の含量をなるべく低く管理することが好ましい。但し、硫黄（Ｓ）も不可避に添加される不純物元素であるだけでなく、製鋼工程でこれを完全に除去するのに多くの費用がかかるため、本発明では、硫黄（Ｓ）含量の上限を０．００３％に制限する。好ましい硫黄（Ｓ）含量の上限は０．００２％である。
硫黄（Ｓ）は、マンガン（Ｍｎ）と結合して鋼板厚さ方向中心部にＭｎＳ介在物を生成して低温衝撃靭性を低下させ、水素誘起亀裂の発生及び伝播を助長する代表的な要因として挙げられる元素である。よって、鋼材の低温衝撃靭性及び水素誘起亀裂抵抗性を確保するためには、硫黄（Ｓ）の含量をなるべく低く管理することが好ましい。但し、硫黄（Ｓ）も不可避に添加される不純物元素であるだけでなく、製鋼工程でこれを完全に除去するのに多くの費用がかかるため、本発明では、硫黄（Ｓ）含量の上限を０．００３％に制限する。好ましい硫黄（Ｓ）含量の上限は０．００２％である。
【0048】
銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、及びモリブデン（Ｍｏ）の合計含量：０．０８％以下
銅（Ｃｕ）は、固溶及び析出によって鋼材の強度を大きく向上させることができ、湿潤硫化水素雰囲気下において鋼材の腐食を抑制する効果がある。但し、銅（Ｃｕ）は高価な元素であり、さらに、銅（Ｃｕ）が添加されると、表面クラックを誘発するため、本発明では銅（Ｃｕ）を意図的に添加しない。
銅（Ｃｕ）は、固溶及び析出によって鋼材の強度を大きく向上させることができ、湿潤硫化水素雰囲気下において鋼材の腐食を抑制する効果がある。但し、銅（Ｃｕ）は高価な元素であり、さらに、銅（Ｃｕ）が添加されると、表面クラックを誘発するため、本発明では銅（Ｃｕ）を意図的に添加しない。
【0049】
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の強度増大効果には大きく寄与しないが、低温衝撃靭性の向上に効果的な元素である。但し、ニッケル（Ｎｉ）は高価な元素であるため、本発明ではニッケル（Ｎｉ）を意図的に添加しない。
【0050】
クロム（Ｃｒ）は、固溶による強度増大効果は少ないが、テンパリングや溶接後熱処理中のセメンタイトの分解速度を遅らせることで強度低下を防止する効果を有する元素である。但し、クロム（Ｃｒ）は高価な元素であるため、本発明ではクロム（Ｃｒ）を意図的に添加しない。
【0051】
モリブデン（Ｍｏ）は、クロム（Ｃｒ）と同様にテンパリングや溶接後熱処理中の強度低下の防止に有効な合金元素であり、リン（Ｐ）などの不純物の粒界偏析による低温衝撃靭性低下の防止に効果的に寄与する元素である。但し、モリブデン（Ｍｏ）も高価な元素であるため、本発明では（Ｍｏ）を意図的に添加しない。
【0052】
すなわち、本発明は、下記の関係式２のように、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の合計含量を０．０８％以下に制限して経済性を確保するとともに、これらの成分を除く他の成分及び工程条件を制御して一定水準以上の強度及び低温衝撃靭性を同時に確保することができる。好ましい銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の合計含量は０．０６％以下であることができ、より好ましい銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の合計含量は０．０４％以下である。また、関係式２において、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の合計含量を０％超過して規定したことは、これらの成分の意図的な添加を意味するものではなく、製鋼工程で不可避に流入される含量を考慮した下限である。
【0053】
［関係式２］
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、鋼材に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
【0054】
本発明の構造用鋼材は、上記成分以外に、残部がＦｅ及びその他の不可避な不純物からなる。但し、通常の鋼材製造工程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これらを全面的に排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野において通常の知識を有する者であれば誰でも分かるものであるため、その全ての内容を本明細書では特に言及しない。さらに、上記成分以外に有効な成分の添加が全面的に排除されるものではない。
【0055】
本発明の構造用鋼材は、主相がフェライトであり、第２相がパーライトであり、残部が硬質組織である複合組織を微細組織として備えることができる。
【0056】
主相であるフェライトの分率は８０面積％以上であり、その上限を特に限定しない。鋼材の強度及び低温衝撃靭性を確保するためには、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下であることが好ましく、さらに好ましいフェライト平均結晶粒径は１８μｍ以下である。フェライトの平均結晶粒径の下限は、特に制限しないが、本発明の鋼材は焼ならし熱処理を適用して製造されるため、フェライトの平均結晶粒径は一定水準以上に実現される。
よって、本発明のフェライト平均結晶粒径は１０μｍ超過であり、より好ましいフェライト平均結晶粒径は１２μｍ超過である。
よって、本発明のフェライト平均結晶粒径は１０μｍ超過であり、より好ましいフェライト平均結晶粒径は１２μｍ超過である。
【0057】
残部である硬質組織は、ベイナイト、島状マルテンサイト、セメンタイトから選択された１種以上である。硬質組織は鋼材の強度向上に効果的に寄与するが、鋼材の低温衝撃靭性を低下させる主な原因となるため、本発明では、硬質組織の分率を５面積％以下に制限することができる。より好ましい硬質組織の分率の上限は４面積％である。また、本発明では硬質組織の分率の下限を特に制限しないが、非制限的な例として、３面積％以上の硬質組織が含まれる。
【0058】
本発明の構造用鋼材は、降伏強度が３１０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７５以上であり、延伸率が２５％以上であり、－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上である。
【0059】
以下、本発明の製造方法についてさらに詳細に説明する。
【0060】
本発明の構造用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１２～０．１８％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０６％、Ｔｉ：０．００３～０．００９％、Ｃａ：０．０００２～０．００６％、Ｂ：０．０００２～０．０００５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、下記の関係式１を満たし、上記スラブは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏから選択された１種以上をさらに含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの合計含量は下記の関係式２を満たすスラブを１０８０～１２５０℃で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８００～９５０℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供する段階と、上記中間材を８５０～９５０℃の温度範囲で、１．３＊ｔ＋（１０～３０）分間（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）焼ならし熱処理して最終材を提供する段階と、を含む。
【0061】
［関係式１］
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、スラブに含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
［Ｎ］－０．３＊［Ｔｉ］－０．１＊［Ｎｂ］≦０．００１（ｗｔ％）
上記関係式１において、［Ｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ、スラブに含まれるＮ、Ｔｉ及びＮｂの含量（重量％）を意味する。
【0062】
［関係式２］
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、スラブに含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
０（ｗｔ％）＜［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦０．０８（ｗｔ％）
上記関係式２において、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれ、スラブに含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含量（重量％）を意味する。
【0063】
スラブ再加熱
一定の組成を有するスラブを準備して、１０８０～１２５０℃の温度範囲で再加熱する。スラブの合金組成は、上述した鋼材の合金組成に対応するため、スラブの合金組成についての説明は、上述した鋼材の合金組成についての説明に代える。
一定の組成を有するスラブを準備して、１０８０～１２５０℃の温度範囲で再加熱する。スラブの合金組成は、上述した鋼材の合金組成に対応するため、スラブの合金組成についての説明は、上述した鋼材の合金組成についての説明に代える。
【0064】
連続鋳造時にスラブ内に形成された炭化物などの再固溶のために、スラブ再加熱温度の下限を一定の範囲以上に制限することができる。特に、本発明では、チタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）などが添加されることから、これらの成分の十分な再固溶を考慮して、スラブ再加熱温度の下限を１０８０℃に制限することができる。但し、スラブ再加熱温度が一定の範囲を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大に形成されて最終鋼材の引張強度と低温衝撃靭性などの機械的物性が大きく低下する恐れがあるため、本発明ではスラブ再加熱温度の上限を１２５０℃に制限する。
【0065】
制御圧延
再加熱されたスラブを８００～９５０℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供することができる。再加熱されたスラブに対して一般の圧延を適用する場合、過度な高温での圧延が終了して十分な結晶粒微細化の効果を達成することができない。また、過度に低い温度範囲まで制御圧延を行う場合、再固溶されたニオブ（Ｎｂ）などが炭窒化物として析出して、後続する焼ならし熱処理においてオーステナイト結晶粒成長抑制の効果が大きく減少するようになり、さらに、精錬過程で生成した粗大複合介在物が圧延によって小さなサイズの介在物に分折されるか、又は、長く延伸して低温衝撃靭性の低下をもたらすようになる。よって、本発明ではこのような事項を考慮して、スラブの圧延時に制御圧延を適用し、圧延終了温度を８００～９５０℃の範囲に制限する。
再加熱されたスラブを８００～９５０℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供することができる。再加熱されたスラブに対して一般の圧延を適用する場合、過度な高温での圧延が終了して十分な結晶粒微細化の効果を達成することができない。また、過度に低い温度範囲まで制御圧延を行う場合、再固溶されたニオブ（Ｎｂ）などが炭窒化物として析出して、後続する焼ならし熱処理においてオーステナイト結晶粒成長抑制の効果が大きく減少するようになり、さらに、精錬過程で生成した粗大複合介在物が圧延によって小さなサイズの介在物に分折されるか、又は、長く延伸して低温衝撃靭性の低下をもたらすようになる。よって、本発明ではこのような事項を考慮して、スラブの圧延時に制御圧延を適用し、圧延終了温度を８００～９５０℃の範囲に制限する。
【0066】
また、中間材の厚さが２５ｍｍを超えると、上記制御圧延後に５℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下の温度まで加速冷却する段階をさらに含むことができる。加速冷却によって空冷よりも速い冷却速度が適用されることから、変形エネルギーが蓄積されたオーステナイトは、フェライト核生成後に成長が抑制され、その結果、より微細な粒度を有するようになる。よって、最終焼ならし熱処理後でも、結晶粒微細化の効果が残存しており、強度及び靭性を同時に向上させる結果を得ることができる。
【0067】
焼ならし熱処理
圧延完了した中間材を８５０～９５０℃の温度範囲で、１．３＊ｔ＋（１０～３０）分間（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）焼ならし熱処理して最終材を提供することができる。固溶溶質元素の再固溶による鋼材の強度を確保するために、焼ならし熱処理温度の下限を８５０℃に制限することができる。また、結晶粒成長による低温衝撃靭性の低下を防止するために、焼ならし熱処理温度の上限を９５０℃に制限することができる。さらに、焼ならし熱処理時間が過度に短いと、組織の均質化が難しくなる一方、焼ならし熱処理時間が過度に長いと、生産性の観点から好ましくないため、本発明では焼ならし熱処理時間を１．３＊ｔ＋（１０～３０）分（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）に制限することができる。
圧延完了した中間材を８５０～９５０℃の温度範囲で、１．３＊ｔ＋（１０～３０）分間（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）焼ならし熱処理して最終材を提供することができる。固溶溶質元素の再固溶による鋼材の強度を確保するために、焼ならし熱処理温度の下限を８５０℃に制限することができる。また、結晶粒成長による低温衝撃靭性の低下を防止するために、焼ならし熱処理温度の上限を９５０℃に制限することができる。さらに、焼ならし熱処理時間が過度に短いと、組織の均質化が難しくなる一方、焼ならし熱処理時間が過度に長いと、生産性の観点から好ましくないため、本発明では焼ならし熱処理時間を１．３＊ｔ＋（１０～３０）分（ここで、ｔは、中間材の厚さ（ｍｍ）を意味する。）に制限することができる。
【0068】
以上の製造方法によって製造された鋼材は、主相がフェライトであり、第２相がパーライトであり、残部が硬質組織である複合組織を微細組織として備え、フェライトの分率は８０面積％以上、硬質組織の分率は５％以下である。ここで、硬質組織はベイナイト、島状マルテンサイト、セメンタイトから選択された１種以上である。
【0069】
また、以上の製造方法によって製造された鋼材は、降伏強度が３１０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７５以上であり、延伸率が２５％以上であり、－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは２００Ｊ以上である。
【実施例】
【0070】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してより具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではないことに留意する必要がある。
【0071】
下記の表１及び表２のような合金組成を有するスラブを準備し、下記の表３の条件によってスラブ再加熱、制御圧延、及び焼ならし熱処理を行って試片を製造した。
【0072】
【表1】
【0073】
【表2】
【0074】
【表3】
【0075】
それぞれの試片に対して微細組織を分析し、機械的物性を測定した。その結果を下記表４に示した。各試片の微細組織は、ＡＳＴＭ Ｅ３規格によって試片を準備した後、ＡＳＴＭ Ｅ４０７規格に基づいてエッチングを行い、ＡＳＴＭ Ｅ１２４５規格によって微細組織の種類及び分率などを分析した。
引張実験は、ＡＳＴＭ Ｅ８規格によって常温で行い、シャルピー衝撃吸収エネルギーはＡＳＴＭ Ｅ２３規格の条件を用いて－４０℃で測定した。さらに、各試片表面でのクラック発生有無を観察して、深く０．１ｍｍ以上の表面クラックが発生した場合を〇と表示した。
引張実験は、ＡＳＴＭ Ｅ８規格によって常温で行い、シャルピー衝撃吸収エネルギーはＡＳＴＭ Ｅ２３規格の条件を用いて－４０℃で測定した。さらに、各試片表面でのクラック発生有無を観察して、深く０．１ｍｍ以上の表面クラックが発生した場合を〇と表示した。
【0076】
【表4】
【0077】
表１から表４に示したように、本願発明が制限する合金組成及び工程条件を満たす試片１～３は、本願発明が目的とする微細組織及び機械的物性を満たす一方、本願発明が制限する合金組成及び工程条件のいずれか一つ以上を満たしていない試片４～１１は、本願発明が目的とする微細組織又は機械的物性を満たしていないことが確認できた。
【0078】
以上の実施例を通じて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載した請求項の技術的思想と範囲は、実施例に限定されない。