(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅと不可避不純物からなり、
表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ、以下同一である）までの領域において、５０面積％以上（１００面積％を含む）のポリゴナルフェライト、及び５０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含み、
表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域において、５０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含み、
表面直下ｔ／５の位置からｔ／２の位置までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のアシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織、及び１０面積％以下（０面積％を含む）のポリゴナルフェライトを含み、
表面から採取された試験片として、ＡＳＴＭ  ２０８−０６に規定されたＮＲＬ−落重試験（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）による無延性遷移（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）温度が−６０℃以下であることを特徴とする極厚高強度鋼材。
【請求項２】
表面直下ｔ／４の位置から採取された試験片の衝撃遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の極厚高強度鋼材。
【請求項３】
板厚が５０〜１００ｍｍであり、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の極厚高強度鋼材。
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅと不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、最終パス圧延時のスラブ表面における温度Ａｒ３℃未満、及びスラブ表面からｔ／４の位置における温度Ａｒ３℃以上（Ａｒ３＋５０）℃以下の条件下で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板の表面における温度が（Ａｒ３−５０）℃以下に達した後、水冷する段階と、を含み、
表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域において、５０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含み、
表面直下ｔ／５の位置からｔ／２の位置までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のアシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織、及び１０面積％以下（０面積％を含む）のポリゴナルフェライトを含み、
表面から採取された試験片として、ＡＳＴＭ  ２０８−０６に規定されたＮＲＬ−落重試験（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）による無延性遷移（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）温度が−６０℃以下であることを特徴とする極厚高強度鋼材の製造方法。
【請求項５】
前記スラブ再加熱温度は、１０００〜１１５０℃であることを特徴とする請求項４に記載の極厚高強度鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記粗圧延温度は、９００〜１１５０℃であることを特徴とする請求項５に記載の極厚高強度鋼材の製造方法。
【請求項７】
前記粗圧延時の累積圧下率は、４０％以上であることを特徴とする請求項４に記載の極厚高強度鋼材の製造方法。
【請求項８】
前記水冷時の冷却速度は、３℃／ｓｅｃ以上であることを特徴とする請求項４に記載の極厚高強度鋼材の製造方法。
【請求項９】
前記水冷時の冷却終了温度は、６００℃以下であることを特徴とする請求項４に記載の極厚高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面部ＮＲＬ−落重試験物性に優れた極厚鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、国内外の船舶などの構造物を設計するにあたり、高強度極厚鋼材の開発が要求されている。これは、構造物の設計時に高強度極厚鋼材を用いると、構造物の形態を軽量化することにより経済的な利益が得られるだけでなく、構造物の厚さを薄くすることができることから、加工及び溶接作業を容易にすることができるためである。
【０００３】
一般に、高強度極厚鋼材は、製造時の合計圧下率の低下により、組織全般に十分な変形が行われないため組織が粗大化し、強度を確保するために行われる急速冷却時に、厚さが大きいことが原因して表面−中心部間に冷却速度差が発生するようになる。その結果、表面にベイナイトなどの粗大な低温変態相が多く生成し、靭性を確保することが困難になる。特に、構造物の安定性と関連する脆性亀裂伝播抵抗性について、船舶などの主要構造物への適用時にその保証を要求するケースが増加しつつある。しかし、極厚鋼材の場合、靭性の低下により、かかる脆性亀裂伝播抵抗性を保証するのに大変な苦労をしている。
【０００４】
実際、多くの船舶協会や鉄鋼メーカーでは、脆性亀裂伝播抵抗性を保証するために、脆性亀裂伝播抵抗性を正確に評価することができる大型引張試験を行っている。しかし、この試験を行うためには多大な費用がかかることから、量産適用時に保証することが難しい状況にある。このような不合理を改善するために、最近では、大型引張試験に代わる代替試験に対する研究が行われつつある。最も有力な試験としては、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８−０６規格の表面部ＮＲＬ−落重試験（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）が挙げられ、多くの船舶協会及び鉄鋼メーカーで採用されている状況にある。
【０００５】
表面部ＮＲＬ−落重試験の場合は、表面部の微細組織を制御するにあたり、脆性亀裂伝播時にクラックの伝播速度を遅らせることで脆性亀裂伝播抵抗性を優れるようにするという研究結果に基づいて採用されている。また、ＮＲＬ−落重試験物性を向上させるべく、他の研究者によって表面部の粒度を微細化するための仕上げ圧延における表面冷却の適用、及び圧延中に曲げ応力を与えることによる粒度調節のような様々な技術が考案されている。但し、技術自体が、一般の量産システムに適用するには生産性が大きく低下するという問題がある。
【０００６】
一方、靭性の向上に役立つＮｉなどの元素を大量に添加すると、表面部ＮＲＬ−落重試験物性を向上させることができることは知られているが、かかる元素は高価であるため、製造コストの観点から商業的適用が難しい状況である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明のいくつかの目的の一つは、表面部ＮＲＬ−落重試験物性に優れた極厚鋼材及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅと不可避不純物からなり、表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ、以下同じである）までの領域において、微細組織として、５０面積％以上（１００面積％を含む）のポリゴナルフェライト、及び５０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含む極厚高強度鋼材を提供する。
【０００９】
本発明の別の側面は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部がＦｅと不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを粗圧延した後、最終パス圧延時のスラブ表面における温度Ａｒ３℃未満、及びスラブ表面からｔ／４の位置における温度Ａｒ３℃以上（Ａｒ３＋５０）℃以下の条件下で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板の表面における温度が（Ａｒ３−５０）℃以下に達した後、水冷する段階と、を行う極厚高強度鋼材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１０】
本発明のいくつかある効果の一つとして、本発明による構造用極厚鋼材は、表面部ＮＲＬ−落重試験物性に優れるという長所がある。
【００１１】
本発明の様々な且つ有意義な長所及び効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でさらに容易に理解できる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の一側面である表面部ＮＲＬ−落重試験物性に優れた極厚鋼材について詳細に説明する。
【００１３】
まず、本発明の極厚鋼材の合金成分及び好ましい含有量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に記載しない限り、すべて重量基準であることを予め明らかにしておく。
【００１４】
Ｃ：０．０４〜０．１％
本発明において基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、鋼中に適切な範囲内で含有している必要がある。本発明では、かかる効果を得るために、０．０４％以上含むことが好ましい。但し、Ｃの含有量が１．０％を超えると、硬化能が大きくなって大量の島状マルテンサイトが生成し、低温変態相が多くなり靭性が低下する可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、０．０４〜１．０％であることが好ましく、０．０４〜０．０９％であることがより好ましい。
【００１５】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相を生成して硬化能を向上させる有用な元素である。降伏強度が３９０ＭＰａ以上の高強度鋼とするためには、１．２％以上添加する必要がある。しかし、２．０％を超えて添加すると、硬化能が増加し過ぎ、上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ  ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促して、衝撃靭性及び表面部ＮＲＬ−落重試験物性を大幅に低下させることがある。したがって、Ｍｎの含有量は、１．２〜２．０％であることが好ましく、１．３〜１．９５％であることがより好ましい。
【００１６】
Ｎｉ：０．２〜０．９％
Ｎｉは、低温において転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ  ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させるとともに、硬化能を向上させることで強度を高める重要な元素である。降伏強度が３９０ＭＰａ以上の高強度鋼における衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、０．２％以上添加することが好ましい。しかし、０．９％を超えて添加すると、硬化能が過度に大きくなって低温変態相が生成して靭性を低下させるとともに、製造コストを上昇させるという問題がある。したがって、Ｎｉの含有量は、０．２〜０．９％であることが好ましく、０．３〜０．８％であることがより好ましく、０．３〜０．７％であることがさらに好ましい。
【００１７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％
Ｎｂは、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形で析出して母材の強度を向上させる。また、高温における再加熱時に固溶されたＮｂは、圧延中にＮｂＣの形で非常に微細に析出してオーステナイトの再結晶を抑制することで組織を微細化させるという効果を奏する。したがって、Ｎｂは０．００５％以上添加されることが好ましいが、０．０４％を超えて添加すると、鋼材の角に脆性クラックを生じさせる可能性がある。したがって、Ｎｂの含有量は、０．００５〜０．０４％であることが好ましく、０．０１〜０．０３％であることがより好ましい。
【００１８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉの添加は、再加熱時にＴｉＮとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大幅に向上させる。効果的なＴｉＮの析出のためには、Ｔｉを０．００５％以上添加する必要がある。しかし、０．０３％を超えて過度に添加すると、連鋳ノズルの詰まりや中心部に晶出による低温靭性低下を起こす問題がある。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．０３％であることが好ましく、０．０１〜０．０２５％であることがより好ましい。
【００１９】
Ｃｕ：０．１〜０．４％
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こすことで鋼材の強度を向上させる主要な元素でありながら、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）適用時にイプシロンＣｕ析出物の生成を通じて降伏強度を上げる重要な元素であるため、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、０．４％を超えて添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ  ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがある。したがって、Ｃｕの含有量は、０．１〜０．４％であることが好ましく、０．１〜０．３％であることがより好ましい。
【００２０】
Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ及びＳは、結晶粒界に脆性破壊を発生させたり、粗大な介在物を形成して脆性破壊を招く元素であるため、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、Ｐ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
【００２１】
上記組成以外の残りの成分はＦｅである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入する可能性があるがこれを排除することはできない。かかる不純物は、該当技術分野における通常の技術者であれば誰でも分かることであるので、具体的に記載しない。
【００２２】
以下、本発明の極厚高強度鋼材の微細組織について詳細に説明する。
【００２３】
本発明の極厚高強度鋼材は、表面直下ｔ／１０の位置（ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）、以下同じ）までの領域において、微細組織として、５０面積％以上（１００面積％を含む）のポリゴナルフェライト、及び５０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含み、より好ましくは、６０面積％以上（１００面積％を含む）のポリゴナルフェライト、及び４０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含み、さらに好ましくは、６５面積％以上（１００面積％を含む）のポリゴナルフェライト、及び３５面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含んでいる。
【００２４】
上述のように、一般に、高強度極厚鋼材を製造するとき、組織全般に十分な変形が行われないため組織が粗大化し、強度を確保するために行う急速冷却時に、鋼材が厚いことから表面部−中心部間に冷却速度差が発生するようになる。その結果、表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が多く生成し、靭性を確保することが困難になる。
【００２５】
これに対し、本発明の場合、製造工程で、仕上げ圧延及び水冷条件を適切に制御することによって表面部にポリゴナルフェライトを５０面積％以上確保する。これにより、表面部ＮＲＬ−落重試験物性を著しく改善させることができる。
【００２６】
一例によると、本発明の極厚高強度鋼材は、表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域において、５０面積％以下（０面積％を含む）のベイナイトを含むことができる。このように、表面部直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域におけるベイナイト分率を５０面積％以下に制御することで、表面部ＮＲＬ−落重試験物性をさらに向上させることができる。本発明の一実施例によると、上記ベイナイト以外の組織としては、アシキュラーフェライト、準（ｑｕａｓｉ）ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライト、パーライト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）から選択された２種以上をさらに含むことができる。
【００２７】
一例によると、本発明の極厚高強度鋼材は、表面直下ｔ／５の位置からｔ／２の位置までの領域において、微細組織として、９０面積％以上（１００面積％を含む）のアシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織、及び１０面積％以下（０面積％を含む）のポリゴナルフェライトを含むことができる。上記領域において、アシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織の面積率が９０％未満であるか、またはポリゴナルフェライトの面積率が１０％を超えると、降伏強度及び引張強度が低下する可能性がある。
【００２８】
本発明の極厚高強度鋼材には、表面部ＮＲＬ−落重試験物性が非常に優れているという長所がある。一例によると、ＡＳＴＭ  ２０８−０６に規定されたＮＲＬ−落重試験（Ｎａｖａｌ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ−Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅｓｔ）による、鋼材の表面から採取された試験片の無延性遷移（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ）温度が−６０℃以下である。
【００２９】
また、本発明の極厚高強度鋼材には、低温靭性が非常に優れるという長所がある。一例によると、表面部の衝撃遷移温度が−４０℃以下である。
【００３０】
また、本発明の極厚高強度鋼材には、降伏強度が非常に優れるという長所もある。一例によると、本発明の極厚高強度鋼材は、板厚が５０〜１００ｍｍ、降伏強度が３９０ＭＰａ以上である。
【００３１】
上述した本発明の極厚高強度鋼材は様々な方法で製造することができるが、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、以下のような方法により製造することができる。
【００３２】
以下、本発明の別の一側面である表面部ＮＲＬ−落重試験物性に優れた極厚鋼材の製造方法を詳細に説明する。以下の製造方法について説明するにあたり、特に記載しない限り、熱延鋼板（スラブ）の温度とは、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）の位置における温度を意味する。また、冷却時における冷却速度の測定基準となる位置も同じである。
【００３３】
まず、上述した成分からなるスラブを再加熱する。
一例によると、スラブ再加熱温度は、１０００〜１１５０℃、好ましくは１０５０〜１１５０℃である。再加熱温度が１０００℃未満であると、鋳造中に形成されたＴｉ及び／またはＮｂの炭窒化物が十分に固溶されない可能性がある。これに対し、再加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイトが粗大になるおそれがある。
【００３４】
次に、再加熱されたスラブを粗圧延する。
一例によると、粗圧延温度は９００〜１１５０℃である。上記のような温度範囲で粗圧延を行うと、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織を破壊することに加えて、粗大なオーステナイトの再結晶を介して粒度を小さくするという効果が得られるという長所がある。
【００３５】
一例によると、粗圧延時の累積圧下率は４０％以上である。累積圧下率を上記のような範囲に制御すると、十分な再結晶を起こすことで、組織を微細化することができる。
【００３６】
次に、粗圧延されたスラブを仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。
このとき、最終パス圧延時のスラブ表面における温度Ａｒ３℃未満、及びスラブ表面からｔ／４の位置における温度Ａｒ３℃以上、（Ａｒ３＋５０）℃以下の条件下で仕上げ圧延することが好ましい。これは、熱延鋼板の表面部にポリゴナルフェライトの生成を促すためのものである。スラブ表面における温度がＡｒ３℃以上であるか、またはスラブ表面からｔ／４の位置における温度が（Ａｒ３＋５０）℃を超えると、熱延鋼板の表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が多く生成し、靭性を確保することが困難になる。これに対し、スラブ表面からｔ／４の位置における温度がＡｒ３℃未満であると、仕上げ圧延前のｔ／４の位置にポリゴナルフェライトが形成されて降伏強度が低下することがある。
【００３７】
次に、熱延鋼板を水冷する。
このとき、熱延鋼板の表面における温度が（Ａｒ３−５０）℃以下に達した後、水冷を開始することが好ましい。これも、熱延鋼板の表面部にポリゴナルフェライトの生成を促すためのものである。熱延鋼板の表面における温度が（Ａｒ３−５０）℃以下に達する前に水冷を開始すると、熱延鋼板の表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が多く生成し、靭性を確保することが困難になることがある。
【００３８】
一例によると、水冷時の冷却速度は３℃／ｓｅｃ以上である。冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満であると、熱延鋼板の中心部微細組織が適切に形成されず、降伏強度が低下する可能性がある。
【００３９】
一例によると、水冷時の冷却終了温度は６００℃以下である。冷却終了温度が６００℃を超えると、熱延鋼板の中心部微細組織が適切に形成されず、降伏強度が低下するおそれがある。
【実施例１】
【００４０】
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、下記の実施例は本発明をより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではない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された事項及び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。
【実施例２】
【００４１】
下記表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを１０５０℃に再加熱した後、１０１５℃の温度で粗圧延を行って棒鋼を製造した。粗圧延時の累積圧下率は５０％と同一にし、粗圧延された棒鋼の厚さを２００ｍｍと同一にした。粗圧延後、下記表２の条件下で仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。その後、下記表２に示す冷却速度で３００〜５００℃の温度まで水冷して極厚鋼材を製造した。
【００４２】
次に、製造された極厚鋼材の微細組織を分析し、且つ引張特性を評価した。その結果を下記表３に示した。
【００４３】
【表１】
0006858858.tif 000002
【００４４】
【表２】
0006858858.tif 000003
【００４５】
【表３】
0006858858.tif 000004
【００４６】
上記表３から分かるように、本発明が提案する条件をすべて満たす発明例１〜５の場合は、降伏強度が３９０ＭＰａ以上、表面部の衝撃遷移温度が−４０℃以下、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８の規格に規定されたＮＲＬ−落重試験試験による無延性遷移温度（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が−６０℃以下を示すことが確認できる。
【００４７】
これに対し、比較例１及び４の場合は、仕上げ圧延中の最終パス圧延時のｔ／４の位置における温度がＡｒ３℃未満であることから、圧延前及び圧延中に表面部を始めとする１／４ｔの位置まで大量の空冷フェライトが生成し、その結果、降伏強度が３９０ＭＰａ以下になったことが分かる。また、低い圧延温度により、表面部では、大量のフェライトが二相圧延になったため、表面部の強度が上昇するようになって、表面部の衝撃遷移温度が−４０℃を超過し、無延性遷移温度が−６０℃を超過したことが分かる。
また、比較例２及び３の場合は、仕上げ圧延中の最終パス圧延時のｔ／４の位置における温度がＡｒ３＋５０℃を超えるようになったため、水冷前に空冷フェライトが生成せず、表面直下ｔ／１０までの領域における微細組織がベイナイト単相組織からなることが確認できる。また、表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域における微細組織が５０％以上のベイナイトを有するようになって、表面部の衝撃遷移温度が−４０℃を超え、無延性遷移温度が−６０℃を超えたことが確認できる。
また、比較例５の場合は、本発明で提示するＣの含有量が上限よりも高いことから、過度な硬化能により、表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域においてベイナイト単相組織が多く生成し、その結果、無延性遷移温度が−６０℃を超えたことが確認できる。
また、比較例６の場合は、本発明で提示するＭｎの含有量が上限よりも高いことから、過度な硬化能により、表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域においてベイナイト単相組織が多く生成し、その結果、無延性遷移温度が−６０℃を超えたことが確認できる。
また、比較例７の場合は、本発明で提示するＣ及びＭｎの含有量が下限よりも低いことから、硬化能が不足して大量のポリゴナルフェライト及びパーライト組織が生成し、その結果、降伏強度が３００ＭＰａ以下であることが確認できる。
また、比較例８の場合は、本発明で提示するＮｉの含有量が上限よりも高いことから、過度な硬化能により、表面直下ｔ／１０の位置からｔ／５の位置までの領域においてベイナイト単相組織が多く生成して、その結果、無延性遷移温度が−６０℃を超えたことが確認できる。
また、比較例９の場合は、本発明で提示するＴｉ及びＮｂの含有量が上限よりも高いことから、過度な硬化能により強度が上昇し、析出強化による靭性低下が原因となって、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃を超え、無延性遷移温度が−６０℃を超えていることが確認できる。
【００４８】
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。