JP7221475B6 - 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、船舶または鋼構造物などに好適な構造用鋼材に係り、より詳細には、延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。

船舶または鋼構造物などは、衝突のような外部衝撃により鋼板に破断が発生することがあり、これにより、浸水、沈没などの事故につながる恐れがある。また、船舶または鋼構造物などの製作過程で成形加工などによる割れが発生することがあり、この場合、工期が増加するか、製作コストが増加するなどの問題がある。

上記のような問題を解決するためには、船舶または鋼構造物などに用いられる鋼板の強度を必要なレベルに維持しつつ、伸びを増加させる必要がある。鋼の伸びが大きいほど、外部衝撃などによって鋼が変形した場合にも破断に至るまでより多くの変形に対応することができるため、破断の発生を抑えることができ、加工による割れの発生可能性も減少させる効果を得ることができる。

一般に、鋼の強度と伸びは反比例の関係にあるため、強度を維持しながらも伸びを増加させることには限界がある。そのために、次のような技術が開発されてきた。

例えば、特許文献１には、主相であるフェライトの平均粒径を３～１２μｍに制御し、そのフェライトを９０分率％以上形成し、かつ第２相の平均円相当径を０．８μｍ以下に微細化することで、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、一様伸びが１５％以上である、衝突吸収性に優れた鋼板が開示されている。

特許文献２には、圧延後の冷却過程で、前段冷却、空冷、後段冷却からなる工程を適用することで、組織がフェライトと硬質第２相からなり、上記フェライトの体積分率が板厚全体で７５％以上であり、硬度がＨｖ１４０以上１６０以下、平均結晶粒径が２μｍ以上である鋼材について開示されている。

また、特許文献３には、衝突時のエネルギー吸収能を増加させるために、組織をフェライトとパーライトを主体とする二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）で構成し、上記相の硬度、分率、平均面積、平均周囲長が所定の条件を満たし、かつフェライトが有する平均転位密度を一定以下に下げた厚鋼板について開示されている。さらに、上述の厚鋼板を得るために、鋼素材を通常の再加熱温度よりも高い高温に加熱した後、制御圧延を行い、空冷または弱水冷する工程が開示されている。

しかしながら、上述の技術には、いくつかの問題があることが分かる。

具体的には、鋼板の破断は、一様伸びよりは全伸び（または破断伸び）との関連性がより大きいにもかかわらず、特許文献１には、一様な伸びについてのみ開示されているために、実質的に外部衝撃などによる破断などの欠陥を抑える効果などについては開示されていない。特許文献２にも、一様な伸びについてのみ開示されているために、特許文献２に開示された鋼板の全伸びなどは明確ではない。一方、特許文献３には全伸びについての記述があるものの、構造用鋼材の特性として非常に重要な靭性の確保については、いかなる開示もされていない。

すなわち、船舶または鋼構造物などに好適に使用できる構造用鋼材に求められる特性は、強度及び延性（全伸び）だけでなく、靭性、特に、低温靭性を確保することが重要であり、このような特性を全て確保した構造用鋼材の開発が求められているのが状況である。

韓国公開特許第１０－２００６－０１２７７６２号公報 韓国公開特許第１０－２０１６－０１０４０７７号公報 特許第５９９４８１９号公報

本発明の目的は、構造用素材に好適な鋼材を提供するにあたり、高強度を有しながらも延性に優れており、さらには、低温靭性に優れた鋼材、及びそれを製造する方法を提供することである。

本発明の課題は上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書全体にわたって記載された内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。

本発明の延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．０１２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、微細組織として、主相として平均結晶粒サイズ（円相当径）が２～８μｍであるポリゴナルフェライト、第２相としてパーライトとベイナイトを含み、厚さが８～１５ｍｍであることを特徴とする。

本発明の延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法は、上述の合金組成を満たす鋼スラブを１１００～１２００℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを粗圧延及び仕上圧延して熱延鋼板として製造する段階と、上記熱延鋼板を冷却する段階と、を含み、上記仕上圧延はＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋１７０℃の温度範囲で行うことを特徴とする。

本発明によると、高強度及び高延性を有するだけでなく、低温靭性に優れた鋼材を提供することができる。

また、本発明の鋼材は、構造用鋼材の素材として好ましく適用可能であるという効果がある。

一般に、鋼の強度を増加させると、相対的に延性が減少するため、高い強度を有しながらも伸びに優れた鋼を製造することは容易ではない。また、鋼の伸びが大きかったとしても、必ず低温靭性に優れるとはいえないため、高強度及び高延性とともに、優れた低温靭性を確保することはさらに難しい。

しかし、本発明者らは、高強度、高延性だけでなく、低温靭性を同時に確保できる鋼材を開発するために鋭意研究した結果、次のように合金組成及び製造条件を究明することで、目標とする機械的物性を有する鋼材が提供可能であることを確認し、本発明を完成するに至った。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明の一側面による延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．０１２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下を含むことができる。

以下では、本発明で提供する鋼材の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。

一方、本発明で特に言及しない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。

炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％
炭素（Ｃ）は、鋼組織中のパーライトの分率に影響を与え、強度の確保に有利な元素である。本発明で目標とするレベルの強度を確保するためには、０．０５％以上含むことができる。特に、本発明の鋼材を製造するための一連の工程（圧延及び冷却工程）では、上記Ｃを０．０５％以上含むことが好ましい。しかし、その含量が０．１２％を超える場合には、鋼組織中のパーライトの分率が過多になり、低温靭性が劣化するようになる。

したがって、本発明では、上記Ｃを０．０５～０．１２％含むことができ、より好ましくは０．０６～０．１０％含むことができる。

シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸を助け、硬化能を向上させる元素であり、目標とするレベルの強度を確保するためには、０．２％以上含むことができる。しかし、その含量が０．５％を超える場合には、強度が過度に増加し、全伸びと低温衝撃靭性を阻害するという虞がある。

したがって、本発明では、上記Ｓｉを０．２～０．５％含むことができる。

マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の伸びを大きく減少させることなく強度を増加させるのに有用な元素である。本発明で目標とするレベルの強度を確保するためには、Ｍｎを１．２％以上含むことができるが、その含量が１．８％を超える場合には、鋼の強度が大きく増加し、延性の確保が困難になる。

したがって、本発明では、上記Ｍｎを１．２～１．８％含むことができ、より好ましくは１．４～１．７％含むことができる。

リン（Ｐ）：０．０１２％以下
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に混入される不純物であり、鋼の延性と低温衝撃靭性を減少させるため、最小化する必要がある。本発明では、上記Ｐを０．０１２％以下含有しても、意図する物性を確保することに特に問題がないために、上記Ｐの上限を０．０１２％に制限することができる。但し、製鋼工程時における負荷を考慮して０％は除く。

硫黄（Ｓ）：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は、上記Ｐと同様に鋼中に不可避に混入される不純物であり、硫化物を形成して延性を大きく減少させるため、その含量を最小化する必要がある。本発明では、上記Ｓを０．００５％以下含有しても、意図する物性を確保することに特に問題はないため、上記Ｓの上限を０．００５％に制限することができる。但し、製鋼工程時における負荷を考慮して０％は除くことが好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸において必須元素であり、鋼の清浄性を確保するためには、０．０１％以上含有することができる。しかし、その含量が過多である場合には、溶接部の靭性を阻害する虞れがあるために、０．０６％以下に制限することが好ましい。

チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％
チタン（Ｔｉ）は、鋼の製造工程における加熱過程でオーステナイトが過度に成長することを抑え、オーステナイト－フェライト変態時にフェライトの結晶粒を微細化するのに有用な元素である。上述の効果を十分に得るためには、Ｔｉを０．００５％以上含むことができるが、その含量が０．０２％を超える場合には、粗大な窒化物を形成して結晶粒の微細化効果が減少し、衝撃靭性も劣化する。

したがって、本発明では、上記Ｔｉを０．００５～０．０２％含むことが好ましい。

ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼の製造工程における圧延過程で炭窒化物として析出され、オーステナイト結晶粒の微細化に有効であり、強度の向上にも寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｎｂを０．０１％以上添加することができるが、その含量が０．０３％を超える場合には、強度が過度に上昇して延性の確保が困難になり、溶接部の靭性も阻害する虞れがある。

したがって、本発明では、上記Ｎｂを０．０１～０．０３％含むことが好ましい。

窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％
窒素（Ｎ）は、上記Ｔｉ、Ｎｂなどと結合し、鋼の加熱中におけるオーステナイト結晶粒の成長を抑え、圧延中に微細な炭窒化物を形成することで、結晶粒の微細化効果を得るのに有利である。そのためには、Ｎを０．００２％以上添加することができるが、その含量が０．００６％を超える場合には、鋳片と鋼材の表面品質を損なう虞れがある。

したがって、本発明では、上記Ｎを０．００２～０．００６％含むことが好ましい。

ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０％を含む）
ニッケル（Ｎｉ）は、上記Ｍｎと類似して、フェライト結晶粒を微細化して強度を増加させるとともに、伸びは大きく阻害しない元素である。かかるＮｉを一定の含量で追加して添加することで、本発明で目標とする強度、延性、及び低温靭性をより好ましく確保することができる。しかし、その含量が０．５％を超える場合には、伸びの低下が発生し、製造コストが増加するため、上記Ｎｉは０．５％以下含むことが好ましい。

本発明では、上記Ｎｉを添加しなくても物性の確保に無理はないため、０％であってもよい。

本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周辺環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも周知のものであるため、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。

上述の合金組成を有する本発明の鋼材は、微細組織として、ポリゴナルフェライトを主相として含み、第２相としてパーライトとベイナイトを含むことができる。

本発明のような鋼材の微細組織がフェライト単相である場合、本発明で目標とするレベルの強度を確保するためには、上記フェライトの平均結晶粒サイズ（粒径）が非常に小さい必要があり、この場合には、鋼の一様伸びが大きく減少し、目標とする全伸びの達成が不可能になる。また、微細組織が針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）またはベイナイト単相からなる場合にも、強度には優れるが、高延性の確保が困難である。

さらに、フェライトを主相とし、第２相が硬質相（ベイナイトまたはマルテンサイト）である場合にも、一様伸びには優れるが、ネッキング（Ｎｅｃｋｉｎｇ）後の延性を示すポスト伸びが劣化して全伸びの確保が困難になる。

したがって、本発明は、鋼材の強度と延性の均衡を確保するために、上記鋼材の微細組織としてフェライト－パーライトの複合組織を形成し、このような鋼材の製造工程中に一部含まれ得るベイナイトの分率を最小化することで、意図する物性を確保することができる。

特に、上記第２相のうちパーライトは、面積分率で５～２５％含み、上記ベイナイトは面積分率が２％以下（０％を含む）であることが好ましい。具体的には、上記パーライトの分率が５％未満である場合には、目標レベルの強度を確保しにくく、その分率が２５％を超える場合には、伸びが低下し、目標とする靭性を達成することができない。一方、上記ベイナイトの分率が２％を超える場合には、ポスト伸びが低下し、本発明で目標とする全伸びの確保が困難になる。

一方、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズ（円相当径）が小さいほど、鋼の強度と低温靭性の向上には有利であるのに対し、伸びが減少するために、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズを適切に制御する必要がある。

ポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズと伸びの係は線形的ではなく、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズが２μｍより小さくなる場合には、伸びが急激に減少する傾向を示す。

本発明では、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズを２～８μｍに制御することで、適切な微細化により強度と延性のバランスを確保することができる。上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズが２μｍ未満である場合には、一様伸びが大きく減少し、全伸びの確保が困難になるのに対し、そのサイズが８μｍを超える場合には、目標レベルの強度を確保するためにパーライトの分率を増加させる必要があるが、低温衝撃靭性が劣化するようになる。

より具体的に、上述のような微細組織を有する本発明の鋼材は、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、伸びが３０％以上、－４０℃での衝撃靭性が１００Ｊ以上であって、強度及び延性だけでなく、低温靭性を同時に高く確保することができる。

本発明の鋼材は、８～１５ｍｍの厚さを有することができる。

以下、本発明の他の側面による延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材を製造する方法について詳細に説明する。

本発明による高強度鋼材は、本発明で提案する合金組成を満たす鋼スラブを［加熱－熱間圧延－冷却］する、一連の工程を経て製造することができる。

以下では、上記それぞれの工程条件について詳細に説明する。

鋼スラブの加熱
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、この際には、１１００～１２００℃で加熱工程を行うことが好ましい。

加熱温度が１１００℃未満である場合には、十分に均一化されず、鋼スラブの厚さ中心部に存在するＮｂ炭窒化物などが十分に溶解されないために、目標レベルの強度を確保することが困難になる。これに対し、その温度が１２００℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒の異常粒成長（Ａｂｎｏｒｍａｌ Ｇｒａｉｎ Ｇｒｏｗｔｈ）により伸びと低温靭性が低下するために、好ましくない。

上述の温度範囲で加熱を行うに際し、加熱時間は、鋼スラブの厚さによって異なるように設定することが好ましく、鋼スラブの表面部から厚さ中心部まで十分に均一化されるように設定することがさらに好ましい。通常、鋼スラブの厚さ１ｍｍ当たり１分以上加熱を行うことができる。

熱間圧延
上記により加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することができ、この際、２段階の圧延を経ることが好ましい。

具体的には、第１の圧延として粗圧延を行い、これは、加熱された鋼スラブを加熱炉から取り出した直後に直ちに行うことができる。上記粗圧延は、最終鋼板の幅を確保するための幅出し圧延を含み、後続の第２の圧延である仕上圧延を開始する厚さまで圧延を行うことが好ましい。

上記で言及したとおり、第２の圧延で仕上圧延を行い、意図する厚さを有するように圧延を行うことができる。本発明では、上記仕上圧延時にＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋１７０℃の温度範囲で行うことが好ましい。

一般に、仕上圧延時の温度が低いほど、最終組織のフェライト結晶粒サイズが減少するため、強度と低温靭性を向上させることができるのに対し、伸びは減少するようになる。

したがって、本発明で目標とする強度、延性とともに低温靭性を同時に向上させるためには、適切な温度範囲で仕上圧延を行う必要があるが、その温度範囲が非常に狭く、この場合には、鋼材の製造が工業的に困難になるという問題がある。

そこで、本発明者らは、合金組成と製造工程との関係を鋭意研究した結果、合金組成中にＭｎまたはＭｎとＮｉを適切に添加することで、仕上圧延時に、意図する物性の確保に有利な温度範囲を拡大することができることを見出した。

具体的には、上記ＭｎとＮｉは、フェライト変態温度を下げてフェライト結晶粒の微細化を誘導し、これにより強度と低温靭性の向上を図る一方、伸びを大きく阻害しないことができる。

そのためには、本発明で提案するＭｎ、Ｎｉの含量範囲で、仕上圧延をＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋１７０℃の温度範囲で行うことで、強度及び延性とともに低温靭性にも優れた鋼材を得ることができる。

上記仕上圧延時の温度がＡｒ３＋７０℃未満である場合には、鋼の強度が急激に増加して伸びが大きく減少するのに対し、その温度がＡｒ３＋１７０℃を超える場合には、オーステナイトが粗大化して最終組織であるフェライトの結晶粒が粗大化するため、強度と低温靭性が劣化するという虞がある。

ここで、Ａｒ３は、下記のような成分式で表されることができる。

Ａｒ３＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ（各元素は、重量含量を意味する）

また、上述の温度範囲で仕上圧延を行う時には、累積圧下率が６０～９０％になるように行うことが好ましい。仕上圧延時の累積圧下率が６０％未満である場合には、フェライトの平均結晶粒サイズが粗大化し、目標レベルの強度を確保することが困難であるのに対し、９０％を超える場合には、フェライトの平均結晶粒サイズが過度に微細になり、強度の確保には好ましいが、伸びが劣化する。

冷却
上述のように熱間圧延を行って製造された熱延鋼板を冷却することができる。この際には、空冷により常温まで冷却することが好ましく、これは大気中で冷却することを意味する。

上記冷却時に水冷を適用する場合、フェライトが過度に微細化するか、第２相としてベイナイトのような硬質相の分率が増加して冷却ばらつきの可能性が高くなり、ポスト伸びの確保が困難となり、結果として全伸びの確保が困難になるという虞がある。

上述の一連の製造工程を経て製造された本発明の鋼材は、８～１５ｍｍの厚さを有し、上記厚さ範囲内でいかなる厚さを有していても、本発明で意図する微細組織を均一に形成することができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないということに留意する必要がある。本発明の権利範囲は特許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決まるものである。

下記表１に示した合金組成を有する溶鋼を製造した後、連続鋳造法により厚さ２５０ｍｍの鋼スラブを得た。その後、下記表２に示した条件で加熱、圧延、冷却を経て最終厚さ８～１５ｍｍを有する鋼板を製造した。この際、上記冷却は、空冷と水冷に分けて適用し、水冷は約２０℃／ｓの冷却速度で行い、６５０℃で水冷を終了してから常温まで空冷した。

上述のように製造されたそれぞれの鋼板の微細組織を観察するために、それぞれの鋼板の厚さのｔ／４地点（ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）から試験片を採取して研磨し、ナイタル腐食液でエッチングしてから光学顕微鏡で観察した。その後、光学顕微鏡に連結された画像分析器（Ｉｍａｇｅ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてポリゴナルフェライトの平均結晶粒サイズ（円相当径）、パーライト分率、及びベイナイト分率を測定し、その結果を下記表３に示した。この際、パーライトとベイナイトの分率は、面積を基準として測定した。

また、それぞれの鋼板の幅の１／４地点から引張試験片と衝撃試験片を採取して機械的物性を評価し、その結果を下記表３に示した。

この際、引張試験片は、試験片の長さが鋼板の幅方向になるように試験片の幅を２５ｍｍとし、試験片の厚さは鋼板の厚さとして、ゲージ長を５．６５×√（試験片の幅×試験片の厚さ）とする比例試験片に加工し、常温引張試験により、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）値を測定した。

そして、衝撃試験片は、試験片の長さが鋼板の幅方向になるようにしてＡＳＴＭ Ｅ ２３ Ｔｙｐｅ Ａ標準試験片に加工（但し、厚さが８ｍｍである鋼板はサブサイズ（Ｓｕｂｓｉｚｅ）試験片（１０ｍｍ×７．５ｍｍ）に加工）した後、－４０℃で衝撃試験を行い、３個の試験片から吸収されたエネルギーの平均で示した。

（上記表３において、パーライトとベイナイトの分率を除いた残りはポリゴナルフェライトである。）

上記表１～３に示したように、本発明で提案する合金組成及び製造条件をいずれも満たす発明例１～１１は、強度、延性、及び低温靭性がいずれも目標レベル以上確保されることが確認できる。

これに対し、合金組成中のＣの含量が過多であり、スラブ加熱時の温度が高すぎる比較例１は、パーライトの分率が高く、フェライトの平均結晶粒サイズが粗大であって、伸びと衝撃エネルギー値が劣化していた。また、合金組成中のＣの含量が微少である比較例２は、パーライトの分率が低いため目標レベルの強度を確保することができなかった。

一方、熱間圧延後の冷却時に水冷を適用した比較例３～５は、ベイナイト相が過度に形成され、強度は高いものの、伸びが３０％未満であって劣化していた。中でも、仕上圧延時の累積圧下率が不十分な比較例４は、低温靭性も劣化していることが確認できる。

比較例６及び７は、それぞれ仕上げ熱間圧延温度が本発明の範囲を外れた場合であって、比較例６は、フェライト粒径が非常に小さくて強度は高いが延性が劣化し、比較例７は、逆にフェライト粒径が大きくなり、強度が目標レベルに達していなかった。

比較例８では、最終鋼板の厚さが２３ｍｍであることから、熱間圧延後に空冷を適用したが、相対的に空冷速度が遅くて目標レベルの強度を確保することができなかった。

Claims (6)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．０１２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
   微細組織として、主相として平均結晶粒サイズ（円相当径）が２～８μｍであるポリゴナルフェライトを有し、第２相として面積分率で５～２５％のパーライトと面積分率で２％以下（０％を含む）のベイナイトを含み、厚さが８～１５ｍｍであることを特徴とする延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材。
2. 前記鋼材は、降伏強度が３５５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上、伸びが３０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材。
3. 前記鋼材は、－４０℃で衝撃靭性が１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材。
4. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．０１２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを１１００～１２００℃の温度範囲で加熱する段階と、
   前記加熱された鋼スラブを粗圧延及び仕上圧延して熱延鋼板として製造する段階と、
   前記熱延鋼板を冷却する段階と、を含み、
   前記仕上圧延はＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋１７０℃の温度範囲で行い、
   微細組織として、主相として平均結晶粒サイズ（円相当径）が２～８μｍであるポリゴナルフェライトを有し、
   第２相として面積分率で５～２５％のパーライトと面積分率で２％以下（０％を含む）のベイナイトを含み、
   ８～１５ｍｍの厚さを有することを特徴とする延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
5. 前記仕上圧延は、累積圧下率６０～９０％になるように行うことを特徴とする請求項４に記載の延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
6. 前記冷却は、常温まで空冷することであることを特徴とする請求項４に記載の延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。