JP2009074123A

JP2009074123A - 表面品質が良好なＮｉ含有鋼の製造方法

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Publication number: JP2009074123A
Application number: JP2007243062A
Authority: JP
Inventors: Naoki Saito; 直樹斎藤; Hitoshi Furuya; 仁志古谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-09-19
Filing date: 2007-09-19
Publication date: 2009-04-09

Abstract

【課題】製造現場で生産障害となっているＮｉ含有鋼板表面疵の手入れ工程の負荷を軽減するため、加熱、圧延前の素材に存在する旧γ粒界上のＡｌＮに起因する鋼板表面疵の発生を防止したＮｉ含有鋼の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、０．０３≦Ｃ≦０．２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、０．３≦Ｍｎ≦２．０、０．０００５≦Ｐ≦０．０２、０．０００１≦Ｓ≦０．００６、１．０≦Ｎｉ≦１０、０．０１≦Ａｌ≦０．０８、０．００２≦Ｎ≦０．００６、０．０００５≦Ｏ≦０．００４、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片において、表層下２〜２０ｍｍまでの平均旧オーステナイト粒径が５００μｍ以下である鋼片を圧延素材として、１０００〜１１８０℃で加熱し、圧延することを特徴とするＮｉ含有鋼の製造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、Ｎｉを１〜１０％含有する鋼の加熱、圧延において、圧延表面疵を防止した表面品質が良好なＮｉ含有鋼の製造方法に関する。

従来からＮｉ含有鋼は低温用溶接構造用鋼として液化ガスタンクなどに広く用いられている。Ｎｉ含有鋼では、（１）鋳片の表面割れ、（２）加熱、圧延時のスケール押し込み疵など、が生成しやすく、圧延後の鋼板表面疵となることが知られている。一方、Ｎｉ含有鋼は、液化ガスタンクなどの厳格な安全性を要求される用途に用いられる場合が多いために、圧延後の厳格な鋼板表面検査と表面疵手入れが必要であり、この鋼板表面手入れ工程は、生産障害となっている。

このような、Ｎｉ含有鋼の鋼板表面疵に対して、（２）加熱、圧延時のスケール押し込み疵は、加熱圧延条件の適正化での対策が一般的であるが、（１）の鋳片表面割れなど鋳片に付随する割れが原因となる場合、以下に示すような、鋼成分および鋳造条件を規制する技術が主として開示されているが、近年、圧延素材の表面形状に着目した技術も報告されている。

特許文献１には、Ｎｉ：５．５〜１０％含有する低温用鋼の連続鋳造において、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ：０．００４５％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．００７０％の規制をして連続鋳造することを特徴とする含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法が開示されている。

特許文献２には、Ｎｉを５〜１０％含有する低温用鋼の連続鋳造において、鋳片表面温度が１１５０℃から９５０℃の領域の鋳片表面冷却速度を２０℃／分以下とすることを特徴とする、含Ｎｉ低温用鋼の連続鋳造における表面疵防止方法が開示されている。

特許文献３には、Ｎｉを５．５〜１０％含有する低温用鋼の連続鋳造において、Ｐ≦０．０１％およびＳ≦０．００５％の規制に併せて、連続鋳造時に内部凝固界面ひずみ率を定義して、これを規制することを特徴とする技術が開示されている。

特許文献４には、Ｎｉを５．５〜１０％含有する低温用鋼の連続鋳造において、鋼成分をＰ≦０．００２％、Ｓ≦０．００２％、Ａｌ≦０．０２％およびＮ：０．００１〜０．００４％の規制に併せて、連続鋳造時の鋳片の２次冷却条件を規制して鋳片表層の柱状オーステナイト（以下、オーステナイトをγと記す）粒層の厚みを２５ｍｍ以下とすることを特徴とするＮｉ含有鋼鋳片の製造方法が開示されている。

特許文献５には、Ｎｉを５〜１０％含有する鋼の連続鋳造において、Ａｌ：０．００５〜０．０３％、Ｎ≦０．００３０％かつ、ＡｌとＮの濃度の積を規制するとともに、連続鋳造後の矯正応力を受ける領域における鋳片の表面温度が７５０℃以上となるように冷却することを特徴とする低温用Ｎｉ含有鋼の製造方法が開示されている。

特許文献６には、Ｎｉを５．５〜１０％含有する鋼の連続鋳造において、Ｐ≦０．００１０Ｗ％、Ｓ≦０．００１０％、Ａｌ：０．００２〜０．０３０％、Ｎ≦０．００４０％の規制をし、さらにＡｌとＮの濃度積の規制をするとともに、連続鋳造時の鋳片の２次冷却において、鋳片幅と厚さの比と、長辺面と短辺面の冷却水量比との関係を規制することを特徴とする低温用Ｎｉ含有鋼の連続鋳造方法が開示されている。

特許文献７には、Ｎｉを８．５〜１０％含有する鋼において、Ｓｉ≦０１０％、Ｐ≦０．００２０％、Ｓ≦０．００２０％、Ａｌ：０．００７〜０．０１５％、Ｎ≦０．００４０％に規制して粒界酸化や介在物を減少することで、表面疵を減少できるＮｉ含有鋼が開示されている。

特許文献８には、Ｎｉを１〜１０％含有した鋼の表面を機械的に研削し、表面の形状を規制することで、Ｎｉ含有鋼の圧延表面疵を防止する技術が開示されている。

特開昭５７−２６１４１号公報特開平１−２２８６４４号公報特開平８−１９７１９３号公報特開平９−２８５８５５号公報特開平１０−１５６４９６号公報特開平１０−１６６１２６号公報特開２０００−２５６７９８号公報特開２００６−２１２６７１号公報

本発明が解決しようとしている課題は、製造現場で生産障害となっているＮｉ含有鋼板表面疵の手入れ工程の負荷を軽減するため、特に、（１）鋳片が起因となり圧延時に生成する表面疵の発生を防止するＮｉ含有鋼の製造方法を提供することである。

表面疵の防止に際し、（１）鋳片表面割れに対しては、本発明者らは、垂直型の連続鋳造機を使用することで、鋳片表面割れの発生を防止している。しかしながら、その鋳片内部に存在する微細な粒界酸化物やＡｌＮなどの粒界析出物の存在により、その後の圧延時に開口して疵となる場合がある。粒界酸化物などは、鋳片あるいは、鋼片表面の研削により、除去できる。しかしながら、ＡｌＮについては、鋳片あるいは、鋳片を１２５０℃以上の高温で加熱し、分塊圧延した鋼片においても、再度、厚板工場にて加熱する時に、粗大な旧γ粒界上に析出するために、スケール生成防止のために、ＡｌＮが溶解し得ない温度で低温加熱され、圧延された場合、上記の粒界が開口して疵となる。

本発明が解決しようとする技術的な課題は、このような、加熱、圧延前の素材に存在する旧γ粒界上のＡｌＮに起因する鋼板表面疵の発生を防止する技術を確立することである。

本発明は、上記の課題を解決するために、多くの実験から、加熱、圧延前の素材の結晶粒がＡｌＮを起因とする圧延時の割れ発生と密接に関連していることを知見した。

本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は、次のとおりである。

（１）Ｎｉを１〜１０％含有するＮｉ含有鋼の加熱、圧延において、圧延表面疵を防止するＮｉ含有鋼の製造方法であって、質量％で、
０．０３≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．３０≦Ｍｎ≦２．０、
０．０００５≦Ｐ≦０．０２、
０．０００１≦Ｓ≦０．００６、
１．０≦Ｎｉ≦１０、
０．０１≦Ａｌ≦０．０８、
０．００２≦Ｎ≦０．００６
０．０００５≦Ｏ≦０．００４、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片において、表層下２〜２０ｍｍまでの平均旧オーステナイト粒径が５００μｍ以下である鋼片を圧延素材として、１０００〜１１８０℃で加熱し、圧延することを特徴とするＮｉ含有鋼の製造方法。

（２）更に、母材や継手の強度、靱性改善元素群を、質量％で、
０．０３≦Ｃｕ≦１．５、
０．０３≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００３≦Ｎｂ≦０．１、
０．００３≦Ｖ≦０．１、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２、
０．０００５≦Ｂ≦０．００２、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、
０．００１≦ＲＥＭ≦０．０１、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載のＮｉ含有鋼の製造方法。

本発明のＮｉ含有鋼の製造方法により、Ｎｉ含有鋼の圧延時に生成する表面疵の発生を防止することができ、生産障害となっている鋼板手入れ工程を軽減あるいは、省略できるため、生産性の向上と製造コスト低減が可能となる。従って、本発明は工業上、極めて効果が大きい。

最初に、本発明のＮｉ含有鋼の化学成分（質量％）を限定した理由について述べる。

Ｃ：０．０３〜０．０２％、
Ｃは、強度を改善する元素であるが、０．０３％未満では母材強度が確保できず、逆に０．２％を超えて含有すると母材の靭性や溶接性を阻害するために、下限値を０．０３、上限値を０．２％に限定した。

Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｓｉは、母材強度に有効な元素である。０．０２％未満ではその効果が得れず、逆に０．５％を超えて含有されると溶接熱影響部のミクロ組織中に島状マルテンサイトが生成し、溶接部の靭性が低下する。従って、その下限値を０．０２％とし、上限値を０．５％とした。

Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｍｎも母材強度の上昇に有効な元素である。０．３％未満ではこの効果が得られず、逆に、２．０％を超えて含有すると、焼戻し脆化を促進する。従って、下限値を０．３％、上限値を２．０％とした。

Ｐ：０．０００５〜０．０２％、
Ｐは旧γ粒界に偏析し靭性に有害な元素であり低いほうが望ましい。０．０２％を超えて含有すると、靱性の低下が顕著になるので、上限値を０．０２％とした。靱性確保から、より好ましい上限値は、０．０１％である。一方、０．０００５％未満へのＰ含有量を低減するには、生産障害と製造コストの上昇を招くので、下限値を０．０００５％とした。

Ｓ：０．０００１〜０．００６％、
Ｓは、硫化物として鋼中に存在すると、有害な介在物となり、靱性や延性を阻害するために、低い方が好ましい。０．００６％を超えて含有すると、靱性、延性の低下が顕著となるので、０．００６％を上限とする。靱性確保から、より好ましい上限値は、０．００４％である。一方、０．０００１％未満へのＳ含有量の低減は、生産障害と製造コストの上昇を招くので、下限値を０．０００１％とした。

Ｎｉ：１．０〜１０％、
Ｎｉは、低温靭性の確保に必須の元素であり、１．０％未満では、その効果が得られず、その下限値を１．０％とした。一方、１０％を越えて含有されると経済性を損なうため、上限値を１０％とした。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ａｌは、鋼の脱酸とＡｌ窒化物の生成により、結晶粒粒径の微細化に有効な元素であり、０．０１％未満の含有ではその効果が認められないため、これを下限値とした。一方、０．０８％を越えて含有すると、粗大なＡｌ窒化物やアルミナが生成するために、母材および溶接熱影響部の特性を阻害する。従って、その上限値を０．０８％とした。なお、良好な靭性確保から、より好ましい上限値は、０．０５％である。

Ｎ：０．００２〜０．００６％、
ＮはＡｌ窒化物として母材の結晶粒の細粒化に必要な元素である。従って、０．００２％未満の含有量では、その効果が得られず、逆に、０．００６％を超えて含有されると、粗大なＡｌ窒化物が析出し、母材靭性を阻害する。従って、その下限値を０．００２％未満として、上限値を０．００６％とした。

Ｏ：０．０００５〜０．００４％、
Ｏは、介在物として、靱性、延性に有害な元素であり、低い方が好ましい。０．００４％を超えて含有されると、特に、靱性の低下が著しくなるので、上限値を０．００４％とする。靱性確保から、より好ましい上限値は、０．００３％である。一方、０．０００５％未満への含有量とするには、生産障害と製造コストの上昇を招くので、下限値を０．０００５％とした。

さらに、本発明では、母材や溶接継手の強度、靱性に有効な選択元素の限定範囲を以下の理由により決定した。

Ｃｕ：０．０３〜１．５％、
Ｃｕは母材強度上昇に有効に作用し、０．０３％未満では、この効果が得れられず、逆に、１．５％を超えて含有すると、溶接熱影響部を硬化させて、靱性を阻害するために、その下限値を０．０３％、上限値を１．５％とした。

Ｃｒ：０．０３〜１．０％、
Ｃｒは母材強度に有効に作用し、０．０３％未満では、その効果が得られず、逆に、１．０％を超えて含有すると、溶接熱影響部を硬化させ、靱性を阻害するために、その下限値を０．０３％、上限値を１．０％とした。

Ｍｏ：０．０２〜１．０％、
Ｍｏは母材の強度上昇に有効に作用し、０．０２％未満では、その効果が得られず、逆に、１．０％を超えて含有すると、溶接熱影響部を硬化させ、靱性を阻害するために、その下限値を０．０２％、上限値を１．０％とした。

Ｎｂ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂは、母材の強度上昇および結晶粒の細粒化に有効な元素である。０．００３％未満では、これらの効果が得られないので、その下限値を０．００３％とする。逆に、０．１％を超えて含有されると溶接熱影響部におけるＮｂ炭化物の析出により硬化し、靱性が阻害されるために、その上限値を０．１％とした。

Ｖ：０．００３〜０．１％、
Ｖは母材の強度上昇に有効な元素であり、０．００３％未満では、この効果が得られず、逆に、０．１％を超えて含有されると母材靭性を阻害するために、その下限値を０．００３％、上限値を０．１％とした。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｔｉは母材の強度上昇および結晶粒の細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られず、逆に、０．０２％を超えて含有されると、粗大なＴｉ窒化物を形成し、母材および溶接熱影響部の靭性を阻害するので、その下限値を０．００５％、上限値を０．０２％とした。

Ｂ：０．０００５〜０．００２％、
Ｂは制御冷却および焼入れ処理を施す場合に特に有効な強度改善元素である。０．０００５％未満の含有量ではその効果が得られず、逆に、０．００２％を超えて含有されると、粗大な炭硼化物などを析出して、靱性を阻害するので、その下限値を０．０００５％、上限値を０．００２％とした。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｃａはアルミナや硫化マンガンなどの介在物の形態を制御することで、靱性の向上に有効な元素であり、０．０００５％未満の含有ではその効果が得られず、逆に、０．００５％を超えて含有されると粗大なＣａ含有介在物などが生成して靭性を低下させる。従って、その下限値を０．０００５％、上限値を０．００５％とした。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
ＭｇはＣａと同様に、アルミナや硫化マンガンなどの介在物の形態を制御することで、靱性の向上に有効な元素であり、０．０００５％未満の含有ではその効果が得られず、逆に、０．００５％を超えて含有されると粗大なＭｇ含有介在物などが生成して靭性を低下させる。従って、その下限値を０．０００５％、上限値を０．００５％とした。

ＲＥＭ：０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭはＣａと同様にアルミナや硫化マンガンなどの介在物の形態を制御することで、靱性の向上に有効な元素であり、０．００１％未満の含有ではその効果が得られず、逆に、０．０１％を超えて含有されると粗大なＣａ含有介在物などが生成して靭性を低下させる。従って、その下限値を０．００１％、上限値を０．０１％とした。

次に本発明での圧延素材（鋼片）と製造方法について述べる。

本発明では、鋳片を分塊圧延して製造した鋼片を圧延素材として、加熱、圧延により鋼板を製造するが、鋼片の表層下２０ｍｍまでの平均旧γ粒径が５００μｍ以下であることを必要とする。以下のその限定理由について説明する。

図１は、発明者らが行った実験結果である。表１に示す成分を有するＮｉ含有鋼を溶解、鋳造し、厚みが２４５ｍｍの鋳片を製造した後、分塊圧延時の累積圧下率（以下、圧下率と記す）を変えることで、鋼片の表層下２〜２０ｍｍまでの平均結晶粒を２１５μｍから６５０μｍに変化させた試料を作成した。これらの試料から、高温引張試験片を加工し、１０００℃および１２５０℃で加熱（３０分間保持）後、８００℃まで冷却し、その温度で、歪み速度０．１／ｓで引張試験を行い、破断した試験片から絞り値を測定した。

なお、平均旧γ粒径は、鋼片の表層下２ｍｍ〜２０ｍｍ間のミクロ組織観察用試料を採取し、鏡面研磨後、γ粒現出腐食液でエッチングを行い、ＪＩＳ切断法により、γ粒度を算出、それより平均旧γ粒径を求めた。

また、この８００℃での引張試験は、熱間圧延を模擬したものであり、その時の絞り値が小さいほど割れが発生する可能性が高いことを示す。図１には、横軸に鋼片の結晶粒径を、縦軸には、絞り値を示した。図から明らかなように、加熱温度が、より低温である１０００℃の場合、鋼片の結晶粒径の粗大化に伴い、絞り値が低下することが分かる。

この絞り値の低下は、試験後の引張試験片の破面調査の結果、Ａｌ窒化物が鋼片の旧γ粒界に相当する破面上に生成していたことから、鋼片の加熱段階で、Ａｌ窒化物が粒界に析出するが、加熱温度が１０００℃と低い場合、Ａｌ窒化物が溶解せず、８００℃での加工で開口し、絞り値が低下したものと考えられる。一方、加熱温度が１２５０℃と高い場合、Ａｌ窒化物は、加熱中に溶解することから、鋼片の旧γ粒界での破断は見られなくなる。

発明者らの経験から、絞り値が７０％を下回ると、熱間圧延後の鋼板に表面疵の発生が認められるようになる。このことから、鋼片の結晶粒径（平均旧γ粒径）が５００μｍ以下のものを用いて加熱することで、熱間圧延時、鋼片の旧γ粒界の開口を防止することができ、鋼板表面疵の発生を抑制することが可能となる。このため、本発明では鋼片の表層下２から２０ｍｍまでの平均旧γ粒径を５００μｍ以下と限定した。なお、平均旧γ粒径は１０μｍでも本発明の効果は得られる。

また、鋼片内の結晶粒を規定する範囲を表層下２ｍｍから２０ｍｍの範囲に限定したのは、鋼片の表面下２ｍｍ未満になると、次工程における加熱時のスケールオフや、熱間圧延における変形などで、鋼板表面への影響が小さくなることから、下限値を２ｍｍとした。一方、２０ｍｍを超える鋼片での厚み位置は、熱間圧延後鋼板の表面疵に影響を与えないため、上限値を２０ｍｍとした。

鋼片の旧γ粒を細粒化する方法としては、例えば、分塊圧延の累積圧下率を適正化する方法、分塊圧延の温度を規制する方法、さらに、分塊圧延後、表裏面を短時間水冷し、その後、冷却を中断して復熱させることで表層２０ｍｍまでの範囲で熱履歴を与える方法などで、表層下２〜２０ｍｍ程度の平均旧γ粒径を５００μｍにすることは可能である。

次に、鋳片および鋼片を加熱し、熱間圧延を施し所定の板厚の鋼板を得る。加熱温度は、熱間圧延を施すために、１０００℃以上に加熱することが必要となるが、１１８０℃を超えると、加熱スケールによる鋼板表面の疵が生成しやすくなるので、下限温度を１０００℃、上限温度を１１８０℃とした。

なお、加熱に先立ち、鋼板表面の切削などによる手入れ、さらに、酸化防止剤の塗布などを実施しても、本発明に対して何ら差し支えない。

さらに、本発明により熱間圧延された鋼板を用いて、所定の材質を付与するために、焼入れ焼戻し処理や焼準処理などの熱処理を施しても、本発明の鋼板表面疵の発生には、何ら影響を与えるものではない。

以下、本発明の実施例を示す。転炉および二次精錬設備を用いて溶製された鋼を、垂直型連続鋳造機により厚みが２４５ｍｍ〜４００ｍｍの鋳片を製造した。表２に供試鋼材の化学成分を示す。化学成分はいずれも本発明の範囲内である。表３は、それらの鋳片を用いて、本発明範囲を実施した時の実施例、および本発明範囲から逸脱した製造方法で製造した時の比較例を示した。

鋳片は分塊工程において、加熱・圧延し鋼片として製造されるが、分塊工程で加熱後、５〜６０％の圧下率で分塊圧延を行い、その後、空冷もしくは水冷を実施した。

その後、冷片となった鋼片の一部から、γ粒度測定用試験片を採取し、腐食法により旧γ粒界を現出させた後、ＪＩＳ切断法を用いて鋼片表面２ｍｍ〜２０ｍｍ内の平均旧γ粒径を求めた。次に、加熱・圧延により、１８ｍｍ〜１２０ｍｍの鋼板を製造し、ショットブラスト後、目視あるいは、磁粉探傷により、鋼板表面の疵個数を求め、１ｍ^２当たりの疵個数を求めた。

表３において、全２３鋼の中で、番号１、３、５、７，８、９，１１、１２、１４、１５、１７、１９、２０、２２は、本発明範囲内にて製造された鋼である。平均γ粒径は、すべて、５００μｍ以下で製造されており、加熱温度も１０００〜１１８０℃範囲である。その結果、圧延された鋼板表面疵個数は、０．１５個／ｍ^２以下で、表面品質は良好である。

それに対し、番号２、４、６、１０、１３、１６、１８、２１、２３は本発明範囲を逸脱したものである。番号２、４、１０、１３、１６、１８、２３は、分塊圧延時の圧下率が比較的小さく、鋼片の平均γ粒径が、５００μｍを超えるものである。これらの例は、次工程である加熱温度範囲は、本発明範囲であるものの、圧延された鋼板表面疵個数は、２．９〜９．３個／ｍ^２と本発明鋼より著しく高い値を示していて、表面品質が劣る。さらに、番号６、２１は、鋼片の平均γ粒径は、それぞれ４２０μｍ、３９０μｍと本発明範囲であるものの、加熱温度がそれぞれ１２５０℃、１２７０℃と本発明範囲を逸脱して加熱されたものである。その結果、スケール起因の表面疵が発生し、鋼板表面疵個数は、それぞれ９．６個／ｍ^２、３．７個／ｍ^２と本発明例を大きく超える値となっていて、表面品質が劣る。

表１に示す化学成分を有する鋼において、分塊圧延後の鋼片表層下２〜２０ｍｍの範囲における平均γ粒径と、圧延を模擬した８００℃における引張試験（平行部６ｍｍΦ）から得られた絞り値の関係を示す図である。

Claims

Ｎｉを１〜１０％含有するＮｉ含有鋼の加熱、圧延において、圧延表面疵を防止するＮｉ含有鋼の製造方法であって、質量％で、
０．０３≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．３≦Ｍｎ≦２．０、
０．０００５≦Ｐ≦０．０２、
０．０００１≦Ｓ≦０．００６、
１．０≦Ｎｉ≦１０、
０．０１≦Ａｌ≦０．０８、
０．００２≦Ｎ≦０．００６
０．０００５≦Ｏ≦０．００４、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片において、表層下２〜２０ｍｍまでの平均旧オーステナイト粒径が５００μｍ以下である鋼片を圧延素材として、１０００〜１１８０℃で加熱し、圧延することを特徴とするＮｉ含有鋼の製造方法。
、
更に、母材や継手の強度、靱性改善元素群を、質量％で、
０．０３≦Ｃｕ≦１．５、
０．０３≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００３≦Ｎｂ≦０．１、
０．００３≦Ｖ≦０．１、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２、
０．０００５≦Ｂ≦０．００２、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、
０．００１≦ＲＥＭ≦０．０１、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のＮｉ含有鋼の製造方法。