重量で、炭素C:0.01~0.06、マンガンMn:2.0~8.0、ニッケルNi:0.01~6.0、モリブデンMo:0.02~0.6、シリコンSi:0.03~0.5、アルミニウムAl:0.003~0.05、窒素N:0.0015~0.01、リンP:0.02以下、硫黄S:0.01以下、残部Fe及びその他の不純物を含む、極低温靭性に優れた高強度鋼材。前記Mn及びNiは、8≦1.5×MnNi≦12を満たす、請求項1に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。チタニウムTi:0.003~0.05、クロムCr:0.1~5.0、銅Cu:0.1~3.0で構成される群から選択される少なくとも1種以上がさらに含まれる、請求項1に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。前記Mn、Ni、Cr及びCuは、8≦1.5×MnCrCuNi≦12を満たす、請求項3に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。前記鋼材は、主相であるマルテンサイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有する、請求項1から4のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。前記鋼材は、主相であるラス構造のマルテンサイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有する、請求項1から4のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。前記鋼材は、主相であるラス構造のマルテンサイト、10vol以下のベイナイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有する、請求項1から4のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。前記鋼材の降伏強度は、500MPa以上で、-196°C以下の極低温における衝撃エネルギー値が70J以上である、請求項1から4のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材。重量で、炭素C:0.01~0.06、マンガンMn:2.0~8.0、ニッケルNi:0.01~6.0、モリブデンMo:0.02~0.6、シリコンSi:0.03~0.5、アルミニウムAl:0.003~0.05、窒素N:0.0015~0.01、リンP:0.02以下、硫黄S:0.01以下、残部Fe及びその他の不純物を含む鋼スラブを1000~1250°Cの温度範囲で加熱する加熱段階と、前記加熱されたスラブを950°C以下の温度において40以上の圧下率で仕上げ圧延する圧延段階と、前記圧延された鋼材を2°C/s以上の冷却速度で400°C以下の温度まで冷却する冷却段階と、前記冷却段階後、550~650°Cの温度区間において前記鋼材を0.5~4時間焼戻しする焼戻し段階とを含む、極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。前記Mn及びNiは、8≦1.5×MnNi≦12を満たす、請求項9に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。チタニウムTi:0.003~0.05、クロムCr:0.1~5.0、銅Cu:0.1~3.0で構成される群から選択される少なくとも1種以上がさらに含まれる、請求項9に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。前記Mn、Ni、Cr及びCuは、8≦1.5×MnCrCuNi≦12を満たす、請求項11に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。前記焼戻し後の鋼材は、主相であるマルテンサイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有する、請求項9から12のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。前記焼戻し後の鋼材は、主相であるラス構造のマルテンサイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有する、請求項9から12のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。前記焼戻し後の鋼材は、主相であるマルテンサイト、10vol以下のベイナイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有する、請求項9から12のいずれか一項に記載の極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。本発明は、上記のような問題点を解決するためのもので、極低温靭性を有する9Ni鋼の微細組織と同一の微細組織を維持し、Niの代わりにMn、Crを主に利用してNiとMn、Crとの相関性を最適にするとともに、Niを大きく減らすことで、従来の9Ni鋼と同一水準の高強度及び優れた極低温靭性を有する鋼材及びその製造方法を提供する。これを実現するための手段として、本発明による鋼材は、重量で、炭素C:0.01~0.06、マンガンMn:2.0~8.0、ニッケルNi:0.01~6.0、モリブデンMo:0.02~0.6、シリコンSi:0.03~0.5、アルミニウムAl:0.003~0.05、窒素N:0.0015~0.01、リンP:0.02以下、硫黄S:0.01以下、残部Fe及びその他の不純物を含むことを特徴とする。また、チタニウムTi:0.003~0.05、クロムCr:0.1~5.0、銅Cu:0.1~3.0で構成される群から選択される少なくとも1種以上がさらに含まれることが好ましい。また、上記Mn及びNiは、8≦1.5×MnNi≦12を満たすことが好ましい。また、上記鋼材は、主相であるマルテンサイト、10vol以下のベイナイト及び3~15volの残留オーステナイト組織を有することが好ましい。また、本発明による鋼材の製造方法は、重量で、炭素C:0.01~0.06、マンガンMn:2.0~8.0、ニッケルNi:0.01~6.0、モリブデンMo:0.02~0.6、シリコンSi:0.03~0.5、アルミニウムAl:0.003~0.05、窒素N:0.0015~0.01、リンP:0.02以下、硫黄S:0.01以下、残部Fe及びその他の不純物を含む鋼スラブを1000~1250°Cの温度範囲で加熱する加熱段階と、上記加熱されたスラブを950°C以下の温度において40以上の圧下率で仕上げ圧延する圧延段階と、上記圧延された鋼材を2°C/s以上の冷却速度で400°C以下の温度まで冷却する冷却段階と、上記冷却段階後、550~650°C温度区間において上記鋼材を0.5~4時間焼戻しする焼戻し段階とを含むことを特徴とする。本発明によると、合金組成、圧延、冷却及び熱処理方法を最適に制御することで、高価なNiの含量を減らすとともに、降伏強度が500MPa以上で、-196°C以下の極低温における衝撃エネルギー値が70J以上である極低温靭性に優れた高強度構造用鋼材を製造することができる。本発明は、9Ni鋼の合金成分において、高価なNiの含量を減らし、その代わりに安価なMn、Crなどを用いることで、9Ni鋼と同一の高強度及び優れた極低温靭性を有するようにするために、重量で、炭素C:0.01~0.06、マンガンMn:2.0~8.0、ニッケルNi:0.01~6.0、モリブデンMo:0.02~0.6、シリコンSi:0.03~0.5、アルミニウムAl:0.003~0.05、窒素N:0.0015~0.01、リンP:0.02以下、硫黄S:0.01以下、残部Fe及びその他の不純物を含み、降伏強度が500MPa以上で、約-196°Cの極低温における衝撃エネルギー値が70J以上である鋼材及びその製造方法を提供する。以下では、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の鋼材の成分系及び組成範囲について詳細に説明する以下、各成分の含量は重量を意味する。炭素C:0.01~0.06本発明において、Cは旧オーステナイトの粒界、マルテンサイトのラス間、ベイナイト内の炭化物などからオーステナイトとして析出される最も重要な元素であるため、適切な含量が鋼中に含有されなければならない。Cの含量が0.01未満の場合は、制御圧延後の冷却時に、硬化能が不足することから、粗大なベイナイトが生成されたり、または焼戻し時に生成される残留オーステナイトの分率が3以下で過度に少なく生成されるため、極低温靭性を低下させるという問題点がある。また、Cが0.06を超過する場合は、鋼材の強度が過度に高くなって再び極低温靭性が低下するという現象が発生するため、上記Cの含量は0.01~0.06に制限することが好ましい。シリコンSi:0.03~0.5Siは主に脱酸剤として用いられ、強度向上の効果があるため、有用な元素である。また、Siは残留オーステナイトの安定性を高めることで、少ないC含量によっても多くの残留オーステナイトを形成させることができる。しかし、0.5を超過する場合は、極低温靭性を大きく低下させるとともに、溶接性も悪化させ、0.03未満が含有される場合は、脱酸効果が不十分になるため、上記Siの含量は0.03~0.5に制限することが好ましい。ニッケルNi:0.01~6.0Niは母材の強度及び靭性をともに向上させることができるほぼ唯一の元素である。このような効果を奏するためには、0.01以上添加されなければならないが、6.0以上添加される場合は、経済性が低下するため、本発明においてはNiの含量を6.0以下に制限した。これにより、上記Niの含量は0.01~6.0に制限することが好ましい。マンガンMn:2.0~8.0MnはNiのようにオーステナイトを安定化させる効果がある。Niの代わりに添加してその効果を奏するためには、2.0以上添加されなければならないが、8.0を超過する場合は、過度な硬化能によって極低温靭性を大きく低下させるため、上記Mnの含量は2.0~8.0に制限することが好ましい。また、上記Mn及びNiは、8≦1.5×MnNi≦12の関係を満たすことが好ましい。1.5×MnNi値が8未満の場合は、十分な硬化能が確保されないため、残留オーステナイトが不安定になって極低温靭性が劣化し、12を超過する場合は、過度な強度上昇によって再び極低温靭性が劣化する。なお、Ni1の代わりにMnが0.733の比率で添加される場合は、極低温靭性の向上効果が最大限になるため、1.5×MnNi=10の関係を満たすことがさらに好ましい。モリブデンMo:0.02~0.6Moは少量の添加のみでも硬化能を大きく向上させてマルテンサイトの組織を微細化することができ、残留オーステナイトの安定性を大きく向上させることで、極低温靭性を向上させる。また、Pなどが粒界に偏析することを抑制して粒界破壊を防止する。上記のような効果を奏するためには、0.02以上添加される必要があるが、0.6を超過する場合は、鋼材の強度を過度に増加させ、その結果、極低温靭性を阻害するため、上記Moの含量は0.02~0.6に制限することが好ましい。極低温靭性のためのMoの含量は、上記0.02~0.6の範囲を満たすとともに、添加されたMn含量の5~10であることがより好ましい。これは、Mn含量が増加すると、結晶粒界の結合エネルギーが減少するようになるが、上記のようにMn含量に比例してMoを添加すると、結晶粒界の結合エネルギーを高めて靭性の劣化を防止する効果があるためである。リンP:0.02以下Pは強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する元素であることから、その含量をできる限り低く維持することが有利であるため、その含量を0.02以下に制限することが好ましい。硫黄S:0.01以下SはMnSなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であることから、できる限り低く維持することが有利であるため、その含量を0.01以下に制限することが好ましい。アルミニウムAl:0.003~0.05Alは溶鋼を安価に脱酸することができる元素であるため、0.003以上添加することが好ましいが、0.05を超過して添加する場合は、連続鋳造時にノズル詰まりをもたらし、溶接時に島状マルテンサイトの形成を助長することから、溶接部の破壊靭性に害を及ぼすため、上記Alの含量は0.003~0.05に制限することが好ましい。窒素N:0.0015~0.01Nを添加すると、残留オーステナイトの分率及び安定性を増加させて極低温靭性を向上させるが、溶接熱影響部において再び固溶されて極低温靭性を大きく減少させるため、その含量を0.01以下に制限する必要がある。但し、N含量を0.0015未満に制御すると、製鋼工程への負荷を増加させるため、本発明においては上記Nの含量を0.0015以上に制限した。上述した本発明における有利な鋼組成を有する鋼材は、上記含量範囲の合金元素を含むのみで十分な効果を得ることができるが、鋼材の強度及び靭性、溶接熱影響部の靭性及び溶接性などのような特性をより向上させるためには、チタニウムTi:0.003~0.05、クロムCr:0.1~5.0、銅Cu:0.1~3.0で構成される群から選択される少なくとも1種以上がさらに含まれることが好ましい。チタニウムTi:0.003~0.05Tiを添加すると、加熱時に結晶粒の成長を抑制して低温靭性を大きく向上させることができる。上記のような効果を奏するためには、0.003以上を添加しなければならないが、0.05を超過して添加する場合は、連鋳ノズル詰まりまたは中心部の晶出によって低温靭性が減少するという問題点があるため、上記Tiの含量は0.003~0.05に制限することが好ましい。クロムCr:0.1~5.0CrはNi及びMnのように硬化能を増加させる効果があり、制御冷却後の組織をマルテンサイトに形成するためには、0.1以上添加される必要がある。しかし、5.0以上を添加する場合は、溶接性を大きく低下させるため、上記Crの含量は0.1~5.0に制限することが好ましい。銅Cu:0.1~3.0Cuは母材の靭性低下を最少化するとともに、強度を高めることができる元素である。このような効果を奏するためには、0.1以上を添加することが好ましいが、3.0を超過して過度に添加する場合は、製品の表面品質を大きく阻害するため、上記Cuの含量は0.1~3.0に制限することが好ましい。また、本発明におけるMnのような役割をするために、Mnに代替してCrまたはCuを添加する場合は、8≦1.5×MnCrCuNi≦12を満たすことが好ましく、極低温靭性の向上効果を最大限にするためには、1.5×MnCrCuNi=10の関係を満たすことが好ましい。本発明による鋼材の微細組織は、主相がマルテンサイトからなるか、マルテンサイト及び10以下のベイナイトが混在された相に3~15の残留オーステナイトを有することが好ましい。また、主相がラス構造のマルテンサイトからなるか、マルテンサイト及び10以下のベイナイトが混在された相に3~15の残留オーステナイトを有することがより好ましい。図1には、本発明による鋼材の微細組織が示されているが、写真において白色で示された部分は残留オーステナイトで、黒色で示された部分は焼戻しマルテンサイトのラスである。図1から分かるように、本発明による鋼材の微細組織は、50μm以下のオーステナイトから変態した微細なマルテンサイトのラス間、またはマルテンサイトのラス及びベイナイト内に数百ナノサイズの残留オーステナイトが約3~15分布する組織を有することが好ましい。これにより、微細なマルテンサイトのラス構造及びこれをさらに微細に分節する残留オーステナイトは極低温における靭性を向上させる。以下では、上記のような本発明による鋼材の製造方法について説明する。本発明では、上記組成を有する鋼スラブを加熱してから圧延してオーステナイトを十分に延伸させた後、これを冷却することで、微細なマルテンサイト、または微細なマルテンサイト及び10以下の体積分率で微細なベイナイトを形成し、その後、焼戻しをして3以上の残留オーステナイトをマルテンサイトのラス間、またはマルテンサイトのラス間及びベイナイト内に微細に分散析出させることで、優れた極低温靭性を有する鋼材を製造する。上記スラブ加熱は、1050~1250°Cの温度において行われることが好ましい。スラブ加熱温度は、鋳造中に形成されたTi炭窒化物を固溶させ、炭素などを均質化するために、1050°C以上で加熱する必要があるが、1250°Cを超過して過度に高い温度で加熱する場合は、オーステナイトが粗大化するおそれがあるため、上記加熱温度は1050~1250°Cにおいて行われることが好ましい。加熱されたスラブは、その形状を調整するために、加熱後に1000~1250°Cにおいて粗圧延を行うことが好ましい。圧延によって鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、オーステナイトのサイズを小さくする効果も得ることができる。しかし、粗圧延温度が1000°C以下に過度に低くなると、鋼材の強度が大きく増加して圧延性が低下するようになり、生産性が大きく低下する。また、粗圧延温度が1250°C以上に高くなると、圧延工程において材料内のオーステナイト結晶粒が粗大になって低温靭性が低下するため、上記粗圧延は1000~1250°Cの温度において行われることが好ましい。粗圧延された鋼材のオーステナイト組織を微細にするとともに、再結晶を抑制してオーステナイト結晶粒内に高いエネルギーを蓄積するために、950°C以下の温度において仕上げ圧延を行う。これにより、オーステナイト結晶粒は、パンケーキ状に長く延伸されるため、オーステナイト結晶粒が微細化される効果を得ることができる。しかし、圧延温度が700°C以下になると、高温強度が急激に増加して圧延工程が困難になる。これにより、上記仕上げ圧延の温度は700~950°Cにおいて行われることが好ましい。また、上記仕上げ圧延時における圧下量は、オーステナイトが十分に延伸されるように40以上にする。上記仕上げ圧延後、2°C/s以上の冷却速度で冷却する。2°C/s以上の冷却速度で冷却すると、延伸されたオーステナイトが粗大なベイナイトに変態することを防止することで、大部分マルテンサイトに、またはマルテンサイト及び一部が微細なベイナイトに変態させることができる。また、鋼材のMs温度以下で冷却を行わなければ、粗大なベイナイトの生成を抑制することができないため、冷却終了温度は400°C以下に制限することが好ましい。上記冷却後、550~650°Cの温度において0.5~4時間焼戻しすることが好ましい。冷却された鋼材を550°C以上で0.5時間以上維持すると、微細なマルテンサイトのラス間またはベイナイト内のセメンタイトから微細なオーステナイトが生成され、その後の冷却中にも変態せず、残るようになる。即ち、微細なマルテンサイトのラス間、またはマルテンサイトのラス間及びベイナイト内にオーステナイトが存在するようになる。しかし、焼戻し温度が650°C以上になったり、4時間以上になると、析出されたオーステナイトの分率は増加するが、機械的及び熱的安定性が低下して冷却中に再びマルテンサイトに逆変態するため、強度が大きく増加するとともに、極低温靭性が劣化する。これにより、上記冷却後には、550~650°Cの温度において0.5~4時間焼戻しすることが好ましい。以下では、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。但し、下記実施例は、例示を通じて本発明を説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。下記表1の条件で組成されたスラブを下記表2の条件で圧延、冷却及び熱処理した鋼材の物性試験結果を下記表3に示した。下記表3において、降伏強度、引張強度及び延伸率は一軸引張試験によるもので、極低温衝撃エネルギー値は-196°CにおいてシャルピーV-ノッチ衝撃試験を用いて測定された結果である。上記表1における各元素の含量は重量を示す。また、上記の通り、表1には、本発明が対象とする鋼の組成を満たす鋼材、即ち、発明鋼1~6及び本発明の組成範囲を外れる鋼材、即ち、比較鋼1~6が記載されている。上記表2に記載された条件のうち、発明材1~6は発明鋼1~6を上述した本発明の圧延及び熱処理方式と一致する条件で製造したものを示し、比較材1~15は本発明の条件と一致しない条件で製造したものを示す。また、比較材7~15は上述した本発明の組成範囲を満たす鋼材発明鋼1、2、3及び6を本発明の圧延及び熱処理方式と一致しない条件で製造したものを示し、比較材1~6は本発明の組成範囲を満たさない鋼材比較鋼1~6を本発明の圧延及び熱処理方式と一致する条件で製造したものである。上記表3から分かるように、本発明によって組成される発明鋼を本発明の圧延、冷却及び熱処理方法で製造した鋼材は、18以上の延伸率、70J以上の極低温衝撃エネルギー値、585MPa以上の降伏強度、及び680MPa以上の引張強度で、極低温タンク用鋼材として用いるのに極めて良好な結果を示している。しかし、比較材1及び2は、それぞれ比較鋼1及び2の組成で製造されたもので、Cの含量が未達だったり、超過したりする場合を示す。比較材1の場合は、Cの含量が本発明の含量に未達の場合で、圧延後、冷却時に微細なラス型のマルテンサイトが生成されず、炭化物がない粗大なベイナイトに変態するため、降伏強度及び引張強度が低くなって構造材として用いるには不十分である。また、比較材2の場合は、Cの含量が本発明の含量を超過する場合で、炭素含量が増加するにつれ、強度が大きく増加するのに対し、衝撃エネルギー値が発明範囲に達せず、極低温靭性が劣化することが確認できる。比較材3、5及び6は、それぞれ比較鋼3、5及び6の組成で製造されたもので、1.5×MnNiの含量が本発明の範囲を外れる場合を示す。比較材3の場合は、1.5×MnNi値が8より小さく、鋼種の硬化能が低下して冷却時にマルテンサイトが微細化できず、粗大なベイナイトに変態して強度が低くなるにもかかわらず、極低温靭性が劣化する。また、比較材5及び6の場合は、1.5×MnNi値が12を超過し、固溶強化効果が大きく増加して強度が大きくなるにつれ、延伸率及び極低温靭性が目標値に達しないことが確認できる。比較材4は、比較鋼4の組成を有し、Moの含量が発明の範囲より低く添加された鋼材で、製造時に避けられない不純物であるPの偏析による脆性を抑制するには不十分であるため、極低温靭性が基準に未達であった。比較材7及び8は、それぞれ発明鋼2及び3の組成を有するため、組成は発明の範囲内にあるが、仕上げ圧延温度の開始及び終了温度が本発明の範囲を外れる場合である。比較材7は、仕上げ圧延温度が本発明の範囲より高い場合で、オーステナイトの結晶粒が粗大化し、極低温靭性が基準に未達であった。仕上げ圧延温度が低い比較材8の場合は、圧延荷重が急激に増加して製造が困難になり、製造された鋼材も強度が大きく増加するため、極低温靭性が劣化する。比較材9は、発明鋼6の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、仕上げ圧延における総残余圧下量が本発明の範囲より少ない場合である。仕上げ圧延における圧下量が少なくなると、オーステナイトの変形が少なくなり、これによって、オーステナイトの結晶粒が粗大化するという結果を示す。従って、最終熱処理後の鋼材の極低温靭性は劣化する。比較材10は、発明鋼2の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、仕上げ圧延後の冷却速度が本発明の範囲より低い場合である。圧延後、変形されたオーステナイトは、加速冷却によって微細なマルテンサイトまたは微細なベイナイトに変態すると、微細な組織を有するようになり、極低温靭性に優れるようになる。しかし、冷却速度が遅くなると、粗大なセメンタイトを有する粗大なベイナイトのみに変態し、その結果、粗大な微細組織を有するようになり、極低温靭性が劣化する。比較材11は、発明鋼3の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、冷却終了温度が本発明の範囲を外れる場合である。冷却終了温度が発明の範囲より低い比較材11の場合は、加速冷却中にオーステナイトがマルテンサイトに十分に変態できず、フェライトまたは粗大なベイナイトに変態するようになって、最終組織が粗大化するようになる。これにより、粗大なセメンタイトを有する粗大なベイナイトのみに変態し、その結果、粗大な微細組織を有するようになり、極低温靭性は劣化する。比較材12及び13は、それぞれ発明鋼6及び2の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、焼戻し熱処理温度が発明の範囲を外れる場合である。焼戻し温度が発明の範囲より低い比較材12の場合は、加速冷却中に変態したマルテンサイト及びベイナイト内の残留オーステナイトの生成が遅くなり、マルテンサイト及びベイナイトそのものの軟化が不十分である。これにより、強度は大きく増加するが、軟性が減少して極低温靭性が劣化する。また、比較材13のように、焼戻し温度が高い場合は、残留オーステナイトが過度に生成され、再び常温または極低温で冷却する際に一部のオーステナイトが再びマルテンサイトに逆変態するようになり、引張または衝撃変形時にマルテンサイトに変形有機変態しやすくなる。その結果、引張強度及び延伸率は、大きく増加するが、極低温靭性は劣化する。比較材14及び15は、それぞれ発明鋼1及び2の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、焼戻し時間が発明の範囲を外れる場合である。比較材14の場合は、焼戻し時間が発明の範囲より短くて加速冷却中に変態したマルテンサイト及びベイナイト内の残留オーステナイトの生成が不十分で、マルテンサイト及びベイナイトそのものの軟化が不十分である。これにより、強度は遥かに高くなるが、軟性が減少するため、極低温靭性は劣化する。また、比較材15のように、焼戻し時間が長い場合は、比較材13と同様に残留オーステナイトのが過度に生成されるため、再び常温または極低温で冷却する際に一部のオーステナイトが再びマルテンサイトに逆変態するようになり、引張または衝撃変形時にマルテンサイトに変形有機変態しやすくなる。その結果、引張強度及び延伸率は大きく増加するが、極低温靭性は劣化する。上記の通り、本発明によって組成される鋼を本発明の製造方法で製造する場合、高価なNiの含量を減らしても、一般的に用いられている9Niと同等の、極低温用鋼における優れた効果があることが確認できる。このように、本発明によると、合金組成、圧延、冷却及び熱処理方法を最適に制御することで、高価なNiの含量を減らすとともに、極低温溶鋼の重要な特性である極低温靭性に優れた高強度構造用鋼材を効果的に製造できるようになる。