(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、sol．Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎ：０．００９％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、金属組織が、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼き戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均が１．５以下で、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓ、sol.Ａｌおよび旧オーステナイト粒短径dγが、下記式（１）または（２）、および式（３）を満足することを特徴とする強度と靱性に優れた鋼材。
【数１】
0004314449.tif 000008
【数２】
0004314449.tif 000009
sol.Al×[N-(Ti/3.4)]≦1.0×10−４・・・・・（３）
ここで、元素記号は各元素の含有率を表し、その単位は質量％とし、dγの単位はμｍとする。
【請求項２】
質量％で、Ｆｅの一部に代えて、さらに、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、ＲＥＭ：０．００４％以下及びＢ：０．００３％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、強度が４５０ＭＰａ以上で、靱性に優れており、特に衝撃試験において高い延性破面率が要求される構造用に適した鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼材、特に構造用鋼材においては、強度と靱性の両特性に優れていることが要求される場合が多い。Ｎｉ等の高価な元素を添加することなく前記要求を満たすために、これまでに調質処理や制御圧延等により金属組織を細粒化する方法が、種々提案され採用されてきた。
【０００３】
例えば、特公昭５５−３００５０号公報には、強靱鋼の製造方法が開示されている。この方法は、化学組成、スラブの鋳造条件および熱間圧延時のスラブ加熱条件を限定することにより、ＡｌＮを鋼中に微細に分散させ、このＡｌＮでオーステナイト粒（以下、γ粒と記す）の成長を抑制して、細粒組織にする方法である。この方法によれば、確かに細粒組織を得ることが可能であるが、ＡｌＮは連続鋳造の際にスラブの横ひび割れの原因となる析出物であり、連続鋳造という効率の高い生産方法への適用が著しく困難になる。
【０００４】
特開昭５７−１３１３２０号公報には、低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法は、圧延終了温度とその後の冷却速度を規定した方法である。しかし、この方法はオーステナイト未再結晶域から２相域に至るまでの温度で圧延する必要があるため、圧延効率が著しく低下する。また、破面遷移温度は改善されるものの、セパレーションが発生しやすくなるため、吸収エネルギーは小さくなる傾向が強い。そのため、シャルピー衝撃試験で一定以上の吸収エネルギーが要求される場合には、有効な方法とは言えない。
【０００５】
特開平７−２５８７３０号公報および特開平７−２５８７３１号公報には、音響異方性を低減しつつ靱性を確保するために、オーステナイトの再結晶による細粒化を出来るだけ利用して、未再結晶域圧延をおこなうことなしに、異方性の小さな細粒組織を得る方法が開示されている。
【０００６】
しかし、この方法は、制御圧延効果は利用しないとしているものの、実用的に満足できる靱性を得るためには、圧延終了温度を９００℃前後、あるいはそれ以下にコントロールしなければならず、温度管理に伴う生産性の低下は避けられない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、引張強さ（ＴＳ）が４５０ＭＰａ以上で、旧γ粒が粗大であっても良好な靱性を示し、かつ衝撃試験における延性破面率が高い鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
強度と靱性に優れた鋼材に関わる本発明の要旨は、以下の(1)及び(2)に示す通りである。
【０００９】
(1) 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、sol．Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎ：０．００９％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、金属組織が、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼き戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均が１．５以下で、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓ、sol.Ａｌおよび旧オーステナイト粒短径dγが、下記式（１）または（２）、および式（３）を満足することを特徴とする強度と靱性に優れた鋼材。
【００１０】
【数１】
0004314449.tif 000002
【００１１】
【数２】
0004314449.tif 000003
【００１２】
sol.Al×[N-(Ti/3.4)]≦1.0×10−４・・・・・（３）
ここで、元素記号は各元素の含有率を表し、その単位は質量％とし、dγの単位はμｍとする。
(2) 質量％で、Ｆｅの一部に代えて、さらに、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、ＲＥＭ：０．００４％以下及びＢ：０．００３％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)の鋼材。
【００１３】
上記旧オーステナイト粒径とは、熱間加工後冷却して得られた鋼材の金属組織におけるオーステナイト粒のことを言う。旧γ粒界は、マルテンサイト、ベイナイトを含む鋼ではエッチングによって容易に現出させることができ、光学顕微鏡で識別可能で粒径も測定できる。また、鋼材はその形状はどの様なものでもよく、代表的なものとしては鋼板、鋼管や形鋼等がある。
【００１４】
本発明者は、特願平１０−１１４９４９号において、ＴｉＮやＭｎＳなどの介在物量を適切に低減することにより、γ粒が１００μｍを超えるような比較的粗大な組織であっても、実用上十分に低い破面遷移温度を示す鋼材を提示した。
【００１５】
この鋼材は、粗大なγ粒であってもよいので、生産性を低下させる制御圧延等による組織の細粒化の必要がなくなり、圧延プロセスを簡易化することができて製造が容易となる利点がある。
【００１６】
この鋼材を基本にして、さらに高い延性破面率の鋼材を安定して得るため種々実験、検討した。延性破面率は、破面遷移温度＋４０℃において８０％以上を目標とした。その結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに至った。
【００１７】
ａ）特願平１０−１１４９４９号で提示した鋼は、旧γ粒が粗大であっても、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度で評価する限り良好な靱性を示し、強度との良いバランスを有するが、破面遷移温度よりも４０℃程度高温での延性破面率は、８０％以下の低い値を示す試験結果が現れ、安定して８０％以上を確保することができない。
【００１８】
ｂ）Ｓ含有量を低減すると、遷移温度と共に、延性破面率も向上する傾向を示すが、Ｓ＜０．００１％と低くしても、破面遷移温度＋４０℃において安定して８０％以上の延性破面率は得られないので、Ｓ含有量の低減のみでは延性破面率の改善は出来ない。
【００１９】
ｃ）旧γ粒が粗大な鋼材では、介在物形成元素であるＴｉは少ないほど破面遷移温度は改善されるが、延性破面率で見た場合、最適範囲があり、ある程度含有させることで延性破面率が向上する。
【００２０】
ｄ）延性破面率の劣化は、ＴｉＮとして固定されないＮとsol.Ａｌとが共存することにより発生し易く、また発生した場合の破面率の劣化も著しくなる。しかし、sol.Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）の値を１．０×１０-4以下とすることで、安定して良好な延性破面率を得ることができる。
【００２１】
以下、本発明の鋼材の化学組成を限定した理由を説明する。なお、以下の％表示は質量％を示す。
【００２２】
Ｃ
Ｃは、強度を確保するために必要で、０．０２％未満では必要とする強度を確保することができない。一方で、０．１５％を超えると、溶接した場合に溶接熱影響部、母材共に靱性を確保することが難しい。したがって、Ｃの含有は０．０２〜０．１５％とした。
【００２３】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸作用があり、鋼板の強度上昇にも寄与する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低下もたらすため１％を上限とする。また、鋼の脱酸に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はない。
【００２４】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効な成分である。含有量が０．３％未満では、焼入れ性が不足して所定の強度、靱性が得られなく、満足できる製品の製造が困難となる。一方で、２．５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて、溶接時に溶接熱影響部、母材共に靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００２５】
Ｐ
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため、０．０５％以下とする必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合には、０．０２％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｓ
Ｓは、ＣａやＲＥＭと結合してオキシサルファイドを、またＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中に存在する。鋼の強度が低い場合、または組織が十分に細粒である場合には、これら介在物は靱性におおきな悪影響は及ぼさないが、ある程度粗大な組織である場合は、Ｓ含有量を後述の式（１）または（２）を満足するように制限して介在物量を少なくしなければならない。しかし、これらの式を満足しても、０．００５％を超えて含有させる場合には、靱性への悪影響は避けられないので０．００５％以下とする。より望ましくは、０．００３％以下である。
【００２７】
Ｔｉ
Ｔｉは、通常、鋼中のＮの固定して高温延性改善のため含有させる。しかし、ＴｉＮは破面遷移温度低下の原因となるため、できるだけＴｉは含有させないことが望ましく、この観点から許容される範囲は、後述する式（１）または式（２）で限定される。
【００２８】
一方、ＴｉＮとして固定されないＮは、sol.Ａｌと共存すると、延性破面率の低下を招く。これを避けるためには、後述の式（３）を満足するように、Ｔｉ含有量を決めればよい。しかし、これらの式を満足しても、０．０２％を超えて含有させると、靱性劣化を招くので上限を０．０２％とした。
【００２９】
sol.Ａｌ
Ａｌは脱酸のために必須の元素であり、sol.Ａｌで０．００１％以上は含有させなければ、脱酸不足によって鋼質の劣化を招く。しかし、０．２％を超えて含有させることは、母材靭性の劣化や、溶接部靱性の低下を招くため好ましくない。このような一般的な効果に加えて、sol.Ａｌは、Ｎとの共存で延性破面率劣化の原因となる。これを回避するためには、後述の式（３）にしたがって、sol.Alの含有量をコントロールしなければならない。
【００３０】
Ｎ
Ｎは、sol.Ａｌと共存すると、高温延性低下の原因となる不純物であり、また、衝撃試験における延性破面率を低下させる。通常は、Ｔｉを添加してＴｉＮの形で固定するが、粗大γ粒の鋼材においては、ＴｉＮそのものが無視できない破面遷移温度劣化原因となるため、ＴｉＮ形成も抑制しなければならない。
【００３１】
衝撃試験の破面遷移温度のみを改善する目的からは、γ粒径に応じて、後述する式（１）または（２）に従って、Ｎ量を制限すればよい。しかし、これだけでは、破面遷移温度よりも高温側での延性破面率が十分に安定して得られないため、さらに、後述の式（３）を満足させ、ＴｉＮとして固定されないＮの悪影響を回避しなければならない。
【００３２】
しかし、式（１）および（３）または（２）および（３）を満足しても、Ｎが０．００９％を超えると、ＴｉＮによる靱性低下、あるいは、ＴｉＮとして固定されずに、sol.Ａｌとの相互作用を起こすＮによる靱性への悪影響が無視できなくなるため、０．００９％を上限とした。また、Ｎの下限は規定しないが低い程良い。
【００３３】
Ｃａ
Ｃａは鋼中のＳと反応して溶鋼中でオキシサルファイドを生成する。この硫酸化物は、ＭｎＳなどと異なり、圧延加工によって圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。そのため、延伸した介在物の先端等を割れの起点とする溶接割れまたは水素誘起割れ（ＨＩＣ：Hydrogen Induced Cracking） を抑制するので、それらの発生を抑制するために含有させる。含有量を０．０００２％以上とすると溶接部の靭性向上にも効果があるので０．０００２％以上とする。しかし、０．００４％を超えると破面遷移温度を低下させることがある。
上記の元素以外に、焼入れ性や強度等を向上させるために、必要により下記の元素を含有させてもよい。
【００３４】
Ｃｒ
Ｃｒは、焼入性を高めるのに有用な元素である。前述した必須元素のみで最低限必要な焼入れ性は確保されるが、鋼材が厚肉の鋼板や鋼管等の場合は、さらなる焼入れ性を確保するために含有させる。Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすると、焼入性のほかに焼戻し軟化抵抗を高める効果も得られるので０．０２％以上とするのが望ましい。しかし、１．５％を超えると溶接をおこなった場合、溶接部の靭性劣化が避けられないので、上限は１．５％とするのがよい。
【００３５】
Ｍｏ
鋼材が厚肉の鋼板や鋼管等の場合には、さらに焼入性および焼戻し軟化抵抗を高めるために含有させるのが好ましい。含有量が０．０２％未満では、これらの効果が明確に得られないので、０．０２％以上とするのが望ましい。しかし、１％を超えると溶接部の靭性劣化が著しくなるので、上限は１％とするのがよい。
【００３６】
Ｃｕ
Ｃｕは、強度上昇および耐食性向上に有効なので、より一層の高降伏強さおよび高耐食性が必要な場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると、直接焼入れにおける焼入性も高めるので０．０５％以上とするのが望ましい。しかし、１．５％を超えて添加しても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られないため、上限は１．５％とするのがよい。
【００３７】
Ｎｉ
Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５％以上とすることが望ましい。しかし、４％を超えると合金コストの上昇に見合った靭性の向上が得られないので、上限は４％とするのがよい。
【００３８】
Ｎｂ
Ｎｂは、いわゆる制御圧延によって製造される鋼材においては必須の添加元素であるが、本発明においては、制御圧延を基本的に利用しないため、必須の元素ではない。しかし、強度をさらに高めるのに有効であり、その必要性がある場合添加する。ただし、多量に含有させると１０００℃以上の高温で圧延を終了した場合には、析出強化を通して靱性を著しく損なう。そのため、含有量は０．０１５％以下とするのがよい。より好ましくは、０．０１％以下である。
【００３９】
Ｖ
Ｖは、析出強化によって強度を高める効果があり、比較的靱性への悪影響が小さく、強度アップのためには有効である。含有量を０．００４％以上とすると、焼戻し軟化抵抗のほかに焼入性も向上させる効果も得られるので、０．００４％以上とするのが望ましい。しかし、０．１５％を超えると靭性が大きく劣化するので、上限は０．１５％とするのがよい。
【００４１】
ＲＥＭ
ＲＥＭは、溶接熱影響部組織の微細化やＳの固定に寄与するが、介在物となって清浄度を低下させる。しかし、ＲＥＭ添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．００４％以下であれば含有させてもよい。
【００４２】
Ｂ
Ｂは、特に焼入れ性を高めて強度上昇に寄与する。含有量は０．００３％以下とするのがよい。
【００４３】
次に、金属組織について説明する。
【００４４】
１）金属組織
鋼材の金属組織は、引張り強度を４５０ＭＰａ以上にするために、ベイナイトおよび、より低温での変態で生成するマルテンサイトの一方または双方を含んだ組織、またはそれらを焼き戻した組織とする必要がある。その他に、フェライト、パーライトを含む。このような組織は、熱間圧延後、γ域温度からの焼入れをおこない、必要に応じて焼き戻しを行うことにより得られる。
【００４５】
２）旧γ粒のアスペクト比
旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５にするのは、異方性の低減と強度が低下するのを防止するためである。加工を受けて転位を内部に含んだγ粒は、粒内の転位からもα相が核生成するため、細粒組織とはなるものの、焼入れ性が低下して強度が低下する。式（１）〜（３）を満足させることで靱性を確保している場合は、このような細粒化は必要ではない。
【００４６】
これを防止するために、γ粒を十分再結晶させて（再結晶が進んだγ粒は、アスペクト比が１に近づく）から変態させる必要がある。旧γ粒のアスペクト比の平均値が１．５以下であれば強度低下を防止することができる。
【００４７】
また、アスペクト比の平均値は、γ粒が最も伸長された面を観察することができる方位を選んで光学顕微鏡用の試料を切り出し、ミクロ組織を現出させ、画像処理によって旧γ粒を計測し、各γ粒を楕円形にて近似した場合の長径と短径の比を平均した値とする。また、下記する旧γ粒の平均短径も、この方法で求めた短径を平均した値である。
【００４８】
３）旧γ粒の平均短径
本発明においては、生産効率を上げるため、組織に細粒化のための低温加工を行わないことを前提とするため旧γ粒は比較的粗粒となる。また、粗粒にすることにより、Ｔｉ、Ｎ、Ｓおよびsol.Alの靱性に及ぼす効果が顕著になる。旧γ粒の平均短径が６０μｍ未満では、焼入れ性が低下するため強度が低下し、目的とする強度を得るために必要な合金元素添加量が増え、コスト高となる。一方、平均短径が７００μｍを超えると粗粒になりすぎて靱性が劣化する。
【００４９】
４）Ｔｉ，Ｎ，Ｓと旧γ粒の短径の平均値との関係式（１）、（２）
ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４未満である場合は、下記式（１）を満足していなければ、ＴｉおよびＳの含有量が大きくなり過ぎ、ＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靱性が劣化する。これは多くの実験により求めた式で、旧γ粒の短径の平均値に応じて適したＴｉ，Ｓ量を規定するものである。
【００５０】
【数１】
0004314449.tif 000004
【００５１】
また、ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４以上である場合は、下記式（２）を満足していなければ、ＴｉおよびＳの含有量が大きくなり過ぎ、ＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靱性が劣化する。
【００５２】
【数２】
0004314449.tif 000005
【００５３】
５）Ｎ，Ｔｉおよびsol.Ａｌ量を規制する式（３）
粗大γ粒の鋼材では、ＴｉＮが靱性を劣化させるので、Ｔｉ含有量はできる限り低くする必要がある。一方で、Ｎに対してＴｉが過少である場合は、素材の加熱から熱間加工の間を通じて、遊離Ｎが鋼中に存在することになる。この遊離Ｎは、そのままでは必ずしも鋼材の特性に悪影響は及ぼさないが、sol.Alと一定量以上共存する場合、特に、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度よりも高温側における、延性破面率の低下をもたらす。
【００５４】
この延性破面率劣化の発生は、sol.Al×[N-(Ti/3.4)]の値が大きくなるほど増加する傾向にあり、劣化程度も大きくなる傾向にある。破面率劣化の発生を抑制するためには、下記式（３）を満足するように、sol.Ａｌ、ＮおよびＴｉの含有量を決めなければならない。
【００５５】
sol.Al×[N-(Ti/3.4)]≦1.0×10-4   ・・・・・ （３）
この式の値は、望ましくは、７．５×１０-5以下である。さらに、この値を５．０×１０-5以下とすることで、実質的に遊離Ｎやsol.Ａｌによる延性破面率低下効果は、無視できるようになる。
【００５６】
本発明の鋼材は、以下に示す製造方法により得られる。
【００５７】
上記した化学組成の鋼を熱間加工する際に、熱間加工終了時のオーステナイト粒の平均短径が６０〜７００μｍになるように熱間加工度を制御して熱間加工を終了し、直接焼入れすることにより強度と靱性に優れ、延性破面率の高い鋼材が得られる。なお、再加熱焼入れでも直接焼入れとほぼ同様の特性が得られるが、再加熱温度が９５０℃未満の場合では、γ粒が細粒になるため、直接焼入れ材に比べて強度が低くなる。
【００５８】
熱間加工終了時のオーステナイト粒の平均短径６０〜７００μｍとなる熱間加工温度は、厳密には化学組成や熱間加工時の加工度によって異なるが、熱間加工終了温度でおよそ９５０℃を確保することが目安となる。なお、旧γ粒径が７００μｍを超えない限り、加工仕上げ温度は幾ら高くても良好な性能が得られるが、１１５０℃を超える加工仕上げ温度を確保することは、実際の製造ラインでは難しい。また、このような高温では、スケールの発生による鋼材のロスが増える。このような観点から、加工仕上げ温度は１１５０℃前後が実質的な上限となる。鋼材の変形抵抗は温度が高いほど小さくなるため、圧延機の能力が小さい場合などは、素材の加熱温度を高めて９５０〜１１５０℃の範囲内でなるべく高い温度で圧延を終了するようにすれば、生産能率を高めることができる。
【００５９】
靱性の確保を目的に低温まで熱間圧延をおこなう必要はないが、９００℃以下の温度域で３０％以上の圧下をかけると、γ粒の細粒化や制御圧延効果が現れ、強度が低下する場合がある。このような性質は、鋼材を量産する場合に品質のバラツキの原因となり好ましくないので、低温での加工は避けなければならない。この悪影響を回避するためには、旧γ粒径が６０μｍを下回らないように、また、γ粒が加工硬化していない状態から水冷されるように、熱間圧延終了温度をコントロールしなければならない。
【００６０】
温度低下がどうしても避けられない場合は、熱間加工終了後、９５０℃以上の温度の炉に挿入して、再結晶を促進させてもよい。
【００６１】
加工後の焼入れ処理のための冷却は、必ずしも水冷である必要はないが、少なくとも変態後の組織はベイナイト又はマルテンサイトがミクロ組織上で４０％以上の面積を占めていることが望ましく、そのようになる冷却速度は必要になる。そのような冷却条件は、γ化温度を１０００℃以上にして作成したＣＣＴ図から推定することができる。
【００６２】
【実施例】
真空溶解炉で、表１に示す化学組成の１５種の鋼を溶製し、１５０ｋｇ丸形インゴットとした。
【００６３】
【表１】
0004314449.tif 000006
【００６４】
インゴットは、鍛造により厚さ１２０〜１７０ｍｍのブロックにし、１１８０〜１２７０℃に加熱後、表２に示す条件で熱間圧延し、厚さ２５〜５０ｍｍの熱延鋼板とした。
【００６５】
熱処理した各熱延鋼板からは、ＪＩＳ Ｚ ２２０２  Ｖノッチシャルピー衝撃試験片、Ｚ ２２０１丸棒引張り試験片を、圧延方向に対して直角の方向で採取して、それぞれ、シャルピー衝撃試験、引張り試験に供した。その結果を表２に示す。
【００６６】
【表２】
0004314449.tif 000007
【００６７】
シャルピー衝撃試験で求めた延性破面率は、破面遷移温度の、およそ４０℃高温で試験をおこない、１２本試験したうちの最低値を示す。なお、破面遷移温度が−３０℃に達しなかった鋼については、延性破面率の試験はおこなわなかった。
【００６８】
表２から明らかなように、発明例である記号１〜６及び８は、高い強度と低い破面遷移温度を有し、しかも、延性破面率も９０％以上であった。これに対して、比較例では破面遷移温度は比較的良好であるにもかかわらず、延性破面率は８０％以下となっている。これは、比較例の記号１２，１４は化学成分中のＳの含有量が本発明で規定する上限を上回っているためであり、その他の比較例は、本発明で規定するいずれかの式を満足していないためである。
【００６９】
【発明の効果】
本発明の鋼材は、高強度で延性破面率の高い靱性に優れた鋼材であり、新たな設備を増強することなく、細粒化工程の省略ができ高効率で生産が出来るという利点を有する。