JP2022550358A - 合金構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents

合金構造用鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．３５～０．４５質量％、Ｓｉ：０．２７～０．３５質量％、Ｍｎ：０．６～０．８質量％、Ａｌ：０．０１５～０．０５質量％、Ｖ：０．０６～０．１質量％、Ｚｒ：０．２～１．０質量％、Ｍｇ：０．００１～０．００５質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｏ：０．００１質量％以下、Ｆｅ及びその他の不可避的不純物：残部である合金構造用鋼を開示する。また、本発明は、製錬、精錬及び鋳造のステップ（１）と、分塊圧延のステップ（２）と、二次熱延のステップ（３）と、熱処理：焼入れ＋焼戻しのステップ（４）と、を含む上記合金構造用鋼の製造方法を開示する。この合金構造用鋼は、合金元素を微量で添加するように設計されており、強度、靭性をさらに高め、且つ製造コストが低い。

Description

本発明は、鋼種及びその製造方法に関し、特に合金構造用鋼及びその製造方法に関する。
４０ＣｒＶは、機関車のコンロッド、クランクシャフト、プッシュロッド、プロペラ、クロスメンバ、軸スリーブのブラケット、双頭スタッド、ねじ、非浸炭製歯車、窒化処理された各種の歯車やピン、高圧ボイラーの水ポンプ軸（直径３０ｍｍ未満）、高圧シリンダ、鋼管及びボルト（その動作温度は４２０℃未満、強度は３０ＭＰａ）など、可変荷重且つ高荷重の各種の重要な部品の製造に使用することができる。
合金構造用鋼の規格（ＧＢ／Ｔ ３０７７－２０１５）に従って、既存の４０ＣｒＶの成分の範囲は、Ｃ ０．３７～０．４４ｗｔ％、Ｓｉ ０．１７～０．３７ｗｔ％、Ｍｎ ０．５～０．８ｗｔ％、Ｓ ０．０１５ｗｔ％以下、Ｐ ０．０２５ｗｔ％以下、Ｃｒ ０．８～１．１ｗｔ％、Ｖ ０．１～０．２ｗｔ％、Ａｌ ０．０１５ｗｔ以上である。この鋼種の機械的特性は以下の通りである。降伏強度（Ｒｅｌ）が７３５ＭＰａ以上、引張強さ（Ｒｍ）が８８５ＭＰａ以上、伸び率が１０％以上、硬度が２４１ＨＢ以上、衝撃靭性が７１Ｊ以上である。
技術の発展に伴い、この鋼種の機械的特性は現在の実際の適用や製造の要件を完全に満たすことができず、これに基づき、実際の適用の要件を満たすために、機械的特性がより高く、衝撃靭性がより良く、コストがより合理的である合金構造用鋼が期待される。
本発明の目的の１つは、合金元素を微量で添加するように設計されており、Ｚｒ、Ｍｇを適量で添加することで、総酸素量を低く制御し、添加される微量の合金元素の特徴を利用して、この合金構造用鋼の強度及び靭性をさらに高めることにより、この合金構造用鋼に高強度を付与し、且つ材料コストが低い合金構造用鋼を提供することである。
上記目的を達成するために、本発明は、化学元素の質量百分率が、
Ｃ：０．３５～０．４５質量％、Ｓｉ：０．２７～０．３５質量％、Ｍｎ：０．６～０．８質量％、Ａｌ：０．０１５～０．０５質量％、Ｖ：０．０６～０．１質量％、Ｚｒ：０．２～１．０質量％、Ｍｇ：０．００１～０．００５質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｏ：０．００１質量％以下、Ｆｅ及びその他の不可避的不純物：残部である合金構造用鋼を提案している。
本発明の前記合金構造用鋼において、各化学元素の設計原理は以下の通りである。
Ｃ：本発明の前記合金構造用鋼において、Ｃは主に炭化物の析出量や析出温度範囲に影響を与える。Ｃの質量百分率を低く制御することは、本発明の前記合金構造用鋼の機械的特性を改善するのに有利である。さらに、Ｃは一定の強化効果があり、ただし、Ｃの質量百分率が高すぎると材料の耐食性が低下する。製錬設備の生産能力を考慮し、材料の機械的特性と衝撃靭性を両立させるために、本発明の前記合金構造用鋼では、Ｃの質量百分率は０．３５～０．４５％に制御される。
Ｓｉ：鋼中では、Ｓｉは鋼の強度を高めることができるが、鋼の成形性や靭性には不利である。さらに、Ｓｉは製錬中に残留することが多いので、Ｓｉの含有量を適切に選択することが重要である。これに基づいて、本発明の前記合金構造用鋼では、Ｓｉの質量百分率は０．２７～０．３５％に制御される。
Ｍｎ：Ｍｎは弱いオーステナイト元素であり、合金構造用鋼中の硫黄の有害な作用を抑制し、熱可塑性を改善することができる。しかし、Ｍｎの質量百分率が高すぎると、耐食性を確保するのに不利である。製錬中にＭｎがよく残留することを考慮し、従って、本発明の前記技術的解決手段では、Ｍｎの質量百分率は０．６～０．８％に制御される。
Ａｌ：本発明の前記合金構造用鋼において、Ａｌは、主として、鋼中の酸素含有量を制御して転位挙動に影響を与えることで合金を強化する。Ａｌの総量を増加させると溶体化温度、機械的特性を明らかに向上させることができるが、塑性が損なわれる。さらに、Ａｌを添加することは、鋼の伸び変形性に有利であり、鋼の加工性を改善する。Ａｌの含有量が高すぎると鋼の衝撃靭性が低下する。これに基づいて、本発明の前記合金構造用鋼では、Ａｌの質量百分率は０．０１５～０．０５％に制御される。
Ｖ：本発明の前記技術的解決手段において、Ｖは炭素、酸素と非常に強い親和性を有し、対応する安定な化合物を形成することができる。Ｖは主に炭化物の形で鋼中に存在し、鋼の組織と結晶粒を微細化し、鋼の強度と靭性を低下させる役割を主に果たす。Ｖは、高温で固溶体に溶かすと、焼入れ性を増加させ、逆の場合は、炭化物の形で存在する場合、焼入れ性を低下させる。さらに、Ｖは焼入れ鋼の焼戻し安定性を高め、二次硬化効果をもたらすことができる。合金構造鋼では、バナジウムは一般的な熱処理条件では焼入れ性を低下させるため、合金構造鋼ではマンガン、クロム元素と併用されることが多い。調質鋼では、バナジウムは主に鋼の強度と降伏比を高め、結晶粒を微細化し、過熱感受性を減少させるものである。これに基づいて、本発明の前記合金構造用鋼では、Ｖの質量百分率は０．０６～０．１％に制御される。
Ｚｒ：本発明の前記合金構造用鋼において、Ｚｒは強炭化物を形成する元素であり、鋼においてニオブ、タンタル、バナジウムと類似している役割を果たす。少量のＺｒを添加すると、脱ガス、清浄化、結晶粒微細化の役割を果たすことができ、鋼の低温特性に有利であり、打抜き性を向上させる。且つ、少量のＺｒを添加すると、Ｚｒの一部が鋼中に固溶し、適量のＺｒＣ、ＺｒＮが形成され、結晶粒の微細化に有利であり、打抜き性を向上させる。これに基づいて、本発明の前記合金構造用鋼では、Ｚｒの質量百分率は０．２～１．０％に制御される。
Ｍｇ：Ｍｇは非常に活発な金属元素であり、Ｏ、Ｎ、Ｓのいずれとも強い親和性を有する。このため、Ｍｇは、鉄鋼の製錬中に良好な脱酸・脱硫剤として機能し、また鋳鉄にとって良好な球状化剤でもある。しかし、Ｍｇは鋳鉄のマトリックスには溶解しにくく、化合物ＭｇＳ、ＭｇＯ、Ｍｇ３Ｎ２、Ｍｇ２Ｓｉの状態で存在する。さらに、Ｍｇ及びＣは、ＭｇＣ２、Ｍｇ２Ｃ３のような一連の化合物を形成することもできる。これに基づいて、本発明の前記合金構造用鋼では、Ｍｇの質量百分率は０．００１～０．００５％に制御される。
Ｐ及びＳ：これらはいずれも本願の合金構造用鋼の機械的特性と加工性能に深刻な影響を与え、その質量百分率を厳格に制御しなければならないので、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下とする。
Ｎ：Ｎは安定なオーステナイト元素である。Ｎの質量百分率を低く制御することは、本発明の合金構造用鋼の衝撃靭性を改善するのに有利である。さらに、窒素の質量百分率が高くなると、鋼の靭性や延性が低下し、熱間加工性も低下する。これに基づいて、本発明の合金構造用鋼では、Ｎの質量百分率はＮ：０．００５％以下に制御される。
Ｏ：本発明の合金構造用鋼において、Ｏは主として酸化物介在物として存在し、総酸素含有量が高いと、介在物が多いことを示す。総酸素含有量を低下させることは、材料の総合性能を高めるのに有利である。材料の良好な機械的特性及び耐食性を確保するために、本発明の技術的解決手段では、Ｏの質量百分率はＯ：０．００１％以下に制御される。
さらに、本発明の前記合金構造用鋼において、Ｃｅ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｒｅ、Ｓｃ、及びＹの化学元素の少なくとも１つをさらに有し、これらの元素の総添加量は１％以下である。
本発明の技術的解決手段では、好ましくは、鋼中の酸素、硫黄元素を結合し、希土類酸化物及び硫化物を形成し、溶鋼を清浄化し、介在物のサイズを減少させるために、少量の上記希土類元素を添加することができる。そして、形成された希土類酸化物及び硫化物は凝固過程の核形成粒子として、初期凝固結晶粒を微細化することができ、鋼材の性能を改善するのにも寄与する。
さらに、本発明の前記合金構造用鋼において、各元素の質量百分率が、以下の少なくとも１つを満たす。
Ｖ：０．０８～０．１質量％、
Ｚｒ：０．３～０．質量７％、
Ｍｇ：０．００１～０．００３質量％。
さらに、本発明の合金構造用鋼において、各元素の質量百分率の比が、以下の少なくとも１つを満たす。
Ｚｒ／Ｎ＝４０～２００、
Ｚｒ／Ｖ＝２～１６．７、
Ｚｒ／Ｃ＝０．４～２．８。
上述の態様では、Ｎ、Ｖ、Ｃに対するＺｒの質量百分率を制御することによって、ＺｒＣ、ＺｒＮの形成量を制御することに有利であり、ＺｒＣ、ＺｒＮの形成は結晶粒を微細化し、鋼の機械的特性及び打抜き性を改善する役割を果たすことができ、また、鋼中のＮの一部を固化し、固溶したＮの質量百分率を減らす役割も果たす。
さらに、本発明の合金構造用鋼において、各元素の質量百分率の比が、以下の少なくとも１つも満たす。
Ｍｇ／Ｏ＝０．５～３、
Ｍｇ／Ｓ＝０．６～５．０。
上記の態様では、Ｏ、Ｓに対するＭｇの質量百分率を制御することは、冷却凝固過程において合金内のＭｇＯとＭｇＳの形成量に有利であり、ＭｇＳとＭｇＯの形成は結晶粒を更に微細化し、オーステナイト結晶粒を安定化させる役割を果たす一方、合金中のＯ、Ｓが結晶粒界に与える危害を減らすこともできることにより、本願の合金構造鋼の衝撃靭性を改善する。
さらに、本発明の前記合金構造用鋼において、微細組織のマトリックスが、フェライト＋パーライトであり、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子を有する。
上記ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子とは、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳが合金構造用鋼中に微粒子の形で存在することを意味する。上記粒子は、連続鋳造の冷却凝固過程や熱延過程において、オーステナイト結晶粒子径をさらに微細化して安定化させることができることにより、ビレットや最終製品の表面に欠陥が形成されることを回避するとともに、製品の機械的特性を向上させることができる。
さらに、本発明の前記合金構造用鋼において、ＺｒＣとＺｒＮ粒子の合計数が３～１５個／ｍｍ２である。
上記の態様では、本願の発明者は、ＺｒＣ、ＺｒＮ粒子の合計数を３～１５個／ｍｍ２に制御することにより、結晶粒を微細化し、鋼の機械的特性及び打抜き性を改善し、及び鋼中のＮの一部を固化し、固溶したＮの質量百分率を減少させることに対して、より良い効果が得られることを発見した。
さらに、本発明の合金構造用鋼において、ＭｇＯとＭｇＳ粒子の合計数が５～２０個／ｍｍ２である。
上記の態様では、本願の発明者は、ＭｇＯとＭｇＳ粒子の合計数を５～２０個／ｍｍ２に制御することにより、結晶粒をさらに微細化し、オーステナイト結晶粒を安定化させ、及び合金中のＯ、Ｓによる結晶粒界への危害を減少させ、それによって本願の合金構造鋼の衝撃靭性を改善することに対して、より良い効果が得られることを発見した。
さらに、本発明の合金構造用鋼において、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子の直径が０．２μｍ～７μｍである。
さらに、本発明の合金構造用鋼において、降伏強さが７５５ＭＰａ以上、引張強さが９００ＭＰａ以上、伸び率が１２％以上、衝撃靭性が１００Ｊ以上である。
従って、本発明の別の目的は、機械的特性がより高く、衝撃靭性がより良く、コストがより合理的である合金構造用鋼を得ることができる、上記合金構造用鋼の製造方法を提供することである。
上記目的を達成するために、本発明は、上記合金構造用鋼の製造方法であって、
製錬、精錬及び鋳造のステップ（１）と、
分塊圧延のステップ（２）と、
二次熱延のステップ（３）と、
熱処理：焼入れ＋焼戻しのステップ（４）と、を含む製造方法を提案している。
なお、本発明の製造方法では、ステップ（１）において、電気炉精錬、ＬＦ及びＶＤ（又はＲＨ）精錬を用いてもよく、且つＶＤ（又はＲＨ）精錬の末期に、少量の鉄ジルコニウム、マグネシウムアルミニウム合金を順次添加し、鋼中の各化学元素の質量百分率が本願で限定された範囲を満たすと、アルゴンガスを吹き込むソフト撹拌を行い、アルゴンガスの流量を５～８Ｌ／ｍｉｎに制御してもよい。
いくつかの好ましい実施形態では、ステップ（１）において、鋳造は、ブルーム連続鋳造を用い、鋳造速度を０．４５～０．６５ｍ／ｍｉｎに制御し、モールドフラックスを用い、電流５００Ａ、周波数２．５～３．５Ｈｚの結晶器により電磁撹拌し、連続鋳造後のブルームの等軸晶率を２０％以上とするようにしてもよい。
いくつかの好ましい実施形態では、ステップ（２）において、分塊圧延に先立ってビレットを前処理してもよく、例えば、ビレットに対して表面仕上げ、研削を行ってもよく、目に見える表面欠陥を除去し、良好な表面品質を確保する。
さらに、本発明の前記製造方法において、ステップ（２）及びステップ（３）では、分塊圧延の加熱温度は１１５０～１２５０℃、二次熱延の加熱温度は１１５０～１２５０℃である。
さらに、本発明の前記製造方法において、ステップ（４）では、焼入れ加熱温度を８５５～８９０℃、焼入れ冷却速度を５０～９０℃／ｓに制御し、焼戻し加熱温度を６４５～６７０℃、焼戻し冷却速度を５０～９０℃／ｓに制御する。
なお、ステップ（４）において、焼入れに用いられる冷却剤は鉱油であってもよく、焼戻しに用いられる冷却剤は鉱油又は水であってもよい。
本発明の前記合金構造用鋼及びその製造方法は、従来技術と比較して、以下のような利点及び有益な効果を有する。
本発明の前記合金構造用鋼は、合金元素を微量で添加するように設計されており、Ｚｒ、Ｍｇを適量で添加することで、総酸素量を低く制御し、添加される微量の合金元素の特徴を利用して、この合金構造用鋼の強度及び靭性をさらに高めることにより、この合金構造用鋼に高強度を付与し、且つ材料コストが低い。
さらに、本発明の前記製造方法によって、機械的特性が極めて高く、衝撃靭性に優れ、製造コストが低い合金構造用鋼を得ることができる。
以下、具体的な実施例を参照して、本発明の前記合金構造用鋼及びその製造方法をさらに解釈及び説明するが、この解釈及び説明は本発明の技術的解決手段を不適に限定するものではない。
実施例１～６及び比較例１～３
実施例１～６の合金構造用鋼は、以下のステップを用いて製造される。
（１）電気炉を用いて、製錬、ＬＦ精錬、及び鋳造を行う。
（２）分塊圧延：その加熱温度は１１５０～１２５０℃である。
（３）二次熱延：その加熱温度は１１５０～１２５０℃である。
（４）熱処理：焼入れ＋焼戻し、ここで、焼入れ加熱温度を８５５～８９０℃、焼入れ冷却速度を５０～９０℃／ｓに制御し、冷却剤として鉱油を用い、焼戻し加熱温度を６４５～６７０℃、焼戻し冷却速度を５０～９０℃／ｓに制御し、冷却剤として鉱油又は水を用いる。
なお、他のいくつかの実施形態では、精錬はＲＨ精錬を採用してもよく、且つＶＤ（又はＲＨ）精錬の末期に、少量の鉄ジルコニウム、及びアルミニウムマグネシウム合金を順次添加し、鋼中の各化学元素の質量百分率が本願に限定された範囲を満たすと、アルゴンガスを吹き込むソフト撹拌を行い、アルゴンガスの流量を５～８Ｌ／ｍｉｎに制御してもよい。
いくつかの好ましい実施形態では、ステップ（１）において、鋳造は、ブルーム連続鋳造を用い、鋳造速度を０．４５～０．６５ｍ／ｍｉｎに制御し、モールドフラックスを用い、電流５００Ａ、周波数２．５～３．５Ｈｚの結晶器により電磁撹拌し、連続鋳造後のブルームの等軸晶率を２０％以上とするようにしてもよい。
いくつかの好ましい実施形態では、ステップ（２）において、分塊圧延に先立ってビレットを前処理してもよく、例えば、ビレットに対して表面仕上げ、研削を行ってもよく、目に見える表面欠陥を除去し、良好な表面品質を確保する。
比較例１～３は従来技術の成分及び製造プロセスを用いて得られた。
表１に、実施例１～６の合金構造用鋼及び比較例１～３の従来の構造用鋼の各化学元素の質量百分率を示す。
Figure 2022550358000001
Figure 2022550358000002
表２に、得られた実施例１～６の合金構造用鋼及び比較例１～３の従来の構造用鋼における微細組織の状況を示す。
Figure 2022550358000003
表３に、実施例１～６の合金構造用鋼及び比較例１～３の従来の合金構造用鋼の具体的なプロセスパラメータを示す。
Figure 2022550358000004
本願の実施効果を検証するとともに、従来技術に対する本願の優れた効果を証明するために、実施例１～６の合金構造用鋼及び比較例１～３の従来の構造用鋼に対して力学テストを行った。テストには厚さ２５ｍｍの鋼材を用いた。
本発明の引張試験（降伏強さＲｅｌ、引張強さＲＭ、伸び率試験）には、Ｚｗｉｃｋ／ｒｏｅｌｌ Ｚ３３０引張試験機を用いてテストを行い、試験標準は国家標準ＧＢ／Ｔ ２２８．１－２０１０に準じた。そのうち、降伏強さＲｅｌ、引張強さＲＭ、伸び率のテストは、それぞれ国家標準のうち３．１０．１、３．１０．２、及び３．６．１で定義された標準に従って行った。
衝撃靭性はＺｗｉｃｋ／Ｒｏｅｌｌ ＰＳＷ ７５０衝撃試験機を用いてテストを行い、試験標準は国家標準ＧＢ／Ｔ ２２９－２００７に準じており、合金構造用鋼がシャルピー衝撃試験において吸収したエネルギーを測定することによって、衝撃靭性の数値を取得した。
ＺｒＣとＺｒＮ粒子の数、ＭｇＯとＭｇＳ粒子の数、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子の直径の統計及び測定方法は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて行い、走査型電子顕微鏡は、型番がツァイス社製走査型電子顕微鏡ＥＶＯ １８であり、また、オックスフォードスペクトロメータｏｘｆｏｒｄ Ｘ－ｍａｘ ２０と組み合わせて使用され、測定標準はＧＢ／Ｔ ３０８３４－２０１４に従って行った。
表４は、様々な実施例及び比較例のテスト結果を示す。
Figure 2022550358000005
表２と表４を参照すると、本発明の各実施例の合金構造用鋼は、その微細組織がフェライト＋パーライトであり、ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子を有し、これらの粒子がオーステナイト結晶粒を微細化し安定化させる役割を果たし、材料の機械的特性の向上に有利であるため、本発明の各実施例の合金構造用鋼は、従来技術による比較例１～３の従来の構造用鋼よりも機械的特性が良好であり、各実施例の合金構造用鋼は、降伏強度が７５５ＭＰａ以上、引張強度が９００ＭＰａ以上、伸び率が１２％以上、衝撃靭性が１００Ｊ以上であることが分かる。
以上のように、本発明の前記合金構造用鋼は、合金元素を微量で添加するように設計されており、Ｚｒ、Ｍｇを適量で添加することで、総酸素量を低く制御し、添加される微量の合金元素の特徴を利用して、この合金構造用鋼の強度及び靭性をさらに高めることにより、この合金構造用鋼に高強度を付与し、且つ材料コストが低い。
さらに、本発明の前記製造方法によって、機械的特性が極めて高く、衝撃靭性に優れ、製造コストが低い合金構造用鋼を得ることができる。
なお、本発明の保護範囲における従来技術の部分は、本出願の書類に示された実施例に限定されるものではなく、先行特許文献、先行公開刊行物、先行公開使用等を含むが、これらに限定されない、本発明の解決手段と矛盾しないすべての先行技術は、本発明の保護範囲に含まれ得る。
さらに、本願における各技術的特徴の組み合わせの形態は、本願の請求項に記載された組み合わせの形態又は具体的な実施例に記載された組み合わせの形態に限定されるものではなく、本願に記載されたすべての技術的特徴は、相互に矛盾が生じない限り、任意の方式で自由に組み合わせたり、結合したりすることができる。
なお、以上に挙げた実施例は、本発明の具体的な実施例にすぎない。明らかに、本発明は以上の実施例に限定されず、それに基づいて行われる同様の変化又は変形は、当業者が本発明に開示された内容から直接導き出すか、又は容易に想到することができるものであり、いずれも本発明の保護範囲に属すべきである。

Claims (13)

  1. 化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．３５～０．４５質量％、Ｓｉ：０．２７～０．３５質量％、Ｍｎ：０．６～０．８質量％、Ａｌ：０．０１５～０．０５質量％、Ｖ：０．０６～０．１質量％、Ｚｒ：０．２～１．０質量％、Ｍｇ：０．００１～０．００５質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｏ：０．００１質量％以下、Ｆｅ及びその他の不可避的不純物：残部である、ことを特徴とする合金構造用鋼。
  2. Ｃｅ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｒｅ、Ｓｃ、及びＹの化学元素の少なくとも１つをさらに有し、これらの元素の総添加量が１％以下である、ことを特徴とする請求項１に記載の合金構造用鋼。
  3. 前記化学元素の質量百分率が以下の少なくとも１つを満たす、ことを特徴とする請求項１に記載の合金構造用鋼。
    Ｖ：０．０８～０．１質量％、
    Ｚｒ：０．３～０．７質量％、
    Ｍｇ：０．００１～０．００３質量％。
  4. 前記化学元素の質量百分率の比が、以下の少なくとも１つを満たす、ことを特徴とする請求項１に記載の合金構造用鋼。
    Ｚｒ／Ｎ＝４０～２００、
    Ｚｒ／Ｖ＝２～１６．７、
    Ｚｒ／Ｃ＝０．４～２．８。
  5. 前記化学元素の質量百分率の比が、また、以下の少なくとも１つを満たす、ことを特徴とする請求項１に記載の合金構造用鋼。
    Ｍｇ／Ｏ＝０．５～３、
    Ｍｇ／Ｓ＝０．６～５．０。
  6. 前記合金構造用鋼の微細組織のマトリックスがフェライト＋パーライトであり、前記合金構造用鋼はＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子を有する、ことを特徴とする請求項１に記載の合金構造用鋼。
  7. 前記ＺｒＣ粒子と前記ＺｒＮ粒子の合計数が３～１５個／ｍｍ２である、ことを特徴とする請求項６に記載の合金構造用鋼。
  8. 前記ＭｇＯ粒子と前記ＭｇＳ粒子の合計数が５～２０個／ｍｍ２である、ことを特徴とする請求項６に記載の合金構造用鋼。
  9. 前記ＺｒＣ、ＺｒＮ、ＭｇＯ、ＭｇＳ粒子の直径が０．２μｍ～７μｍである、ことを特徴とする請求項６に記載の合金構造用鋼。
  10. 降伏強さが７５５ＭＰａ以上、引張強さが９００ＭＰａ以上、伸び率が１２％以上、衝撃靭性が１００Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項１～９のいずれか１項に記載の合金構造用鋼。
  11. 請求項１～１０のいずれか１項に記載の合金構造用鋼の製造方法であって、
    製錬、精錬及び鋳造のステップ（１）と、
    分塊圧延のステップ（２）と、
    二次熱延のステップ（３）と、
    熱処理：焼入れ＋焼戻しのステップ（４）と、を含む、ことを特徴とする合金構造用鋼の製造方法。
  12. 分塊圧延の加熱温度が１１５０～１２５０℃であり、二次熱延の加熱温度が１１５０～１２５０℃である、ことを特徴とする請求項１１に記載の製造方法。
  13. 熱処理において、焼入れ加熱温度を８５５～８９０℃、焼入れ冷却速度を５０～９０℃／ｓに制御し、焼戻し加熱温度を６４５～６７０℃、焼戻し冷却速度を５０～９０℃／ｓに制御する、ことを特徴とする請求項１１に記載の製造方法。
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