(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｓ  ：０．０２〜０．１％、
Ｐ  ：０．０２％未満（０％を含む）、
Ｔｉ：０．０３〜０．３％、
Ｎ  ：０．００８０％以下（０％を含む）
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ平均粒径１００ｎｍ以下のＴｉ４Ｃ２Ｓ２が体積分率で０．１％以上であり、更にフェライト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とするＴｉ含有微細フェライト鋼。
【請求項２】
更に、
Ｃｕ：２％以下、
Ｎｉ：５％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ  ：０．２％以下、
Ｂ  ：０．００３％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載のＴｉ含有微細フェライト鋼。
【請求項３】
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｓ  ：０．０２％未満（０％を含む）、
Ｐ  ：０．０２〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０３〜０．３％、
Ｎ  ：０．００８０％以下（０％を含む）
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ平均粒径１００ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐが体積分率で０．１％以上であり、更にフェライト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とするＴｉ含有微細フェライト鋼。
【請求項４】
更に、
Ｃｕ：２％以下、
Ｎｉ：５％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ  ：０．２％以下、
Ｂ  ：０．００３％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項３に記載のＴｉ含有微細フェライト鋼。
【請求項５】
請求項１または２に記載の化学成分を有する鋼材を１２５０℃以上に加熱した後、１０５０〜９００℃の温度域で累積圧下率４０％以上の粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行うことを特徴とする請求項１または２に記載のＴｉ含有微細フェライト鋼を製造する方法。
【請求項６】
請求項３または４に記載の化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上に加熱した後、９５０〜８００℃の温度域にて累積圧下率４０％以上の粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行うことを特徴とする請求項３または４に記載のＴｉ含有微細フェライト鋼を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、構造物の安全性確保に必要な性能である優れた低温靭性を有し、自動車、電機、機械等の産業分野でも広く利用されるフェライト鋼およびこの様な微細フェライト鋼を効率よく製造することのできる方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
金属組織におけるフェライト（以下、αと示すことがある）組織の結晶粒を微細化することによって、高価な合金元素を使用することなく、鋼の低温靭性を高めることができることから、α結晶粒を微細化する技術が進められており、これまでに様々な方法が提案されている。
【０００３】
圧延工程にて結晶粒の微細化を図る方法として、オーステナイト（以下、γと示すことがある）粒を微細化する方法が一般的に用いられている。これは、γ粒を微細化させて、主要なα変態核生成サイトであるγ粒界の面積を増加させることによって、α粒を微細化することを利用したものである。そのγ粒の微細化を図る具体的な方法としては、次の様な方法が提案されている。
【０００４】
▲１▼γ再結晶温度域での圧延を実施し、圧延によって引き起こされるγ粒の再結晶現象を利用し、γ粒を微細化する方法が一般的である。しかしながら、この方法では、圧延温度が高く、γ粒の再結晶とそれに引き続く粒成長が生じることから、γ粒は２０〜３０μｍ程度までしか微細化せず、それによって得られるα粒もせいぜい１５μｍ程度である。
【０００５】
▲２▼これに対し、低温加熱を実施し、圧延初期のγ粒径自体を微細化した後、それに引き続く強圧下によりα変態の核となる変形帯を多量に導入して、微細α粒を得る手法が多く利用されている。しかしながらこの方法では、板厚や板幅などの鋼板サイズや圧延機能力によって、強圧下の程度にバラツキが生じ易く、安定して微細なフェライト鋼を製造することが困難である。
【０００６】
▲３▼また、熱処理を利用して結晶粒の微細化を図る方法として、例えば変態温度近傍で繰り返し変態させることによって、微細γ粒を生成させ、微細α粒を得る方法が挙げられる。しかしこの方法では、熱処理工程を必須とするため生産性が低く、しかも製造コストが高いため工業的には適さないといった問題がある。
【０００７】
▲４▼そして現実的には、これら塑性加工と熱処理を組み合わせた制御圧延が一般に行われている。特開昭６１−２３５５３４号公報には、圧延途中の冷却およびその後の復熱過程での圧延によるα粒の再結晶、およびＡｃ3変態点以上への昇温によるα→γ逆変態を利用することによって、γ粒を微細化して微細α組織を実現する方法が提案されている。しかしながらこの方法では、Ａｃ3変態点以上の復熱に鋼板の潜熱を利用していることから、鋼板表層部の結晶粒しか微細化されないといった問題がある。
【０００８】
また、特開平２−３０１５４０号公報には、鋼材全体を圧延中に昇温させることで、断面全域にわたって微細なγ組織を得る方法が提案されているが、この方法も、圧延段階で断面全域を加工発熱により昇温させるか、あるいは加熱設備により昇温させることが必要となることから容易に実現できるものではなく、しかも、加工発熱による昇温は、高速大歪加工を適用することのできる線材製品の圧延に限られる。また、加熱設備による昇温として電磁誘導加熱（Induction Heating）が考えられ、板厚の薄い熱延コイル材等に該電磁誘導加熱を適用することは可能であるが、厚鋼板の場合、板厚全断面の昇温は非常に大きな負荷がかかるので非効率である。これらの理由から、製造可能なサイズおよび鋼材が限定されてしまうといった問題がある。
【０００９】
この様に制御圧延は、結晶粒の微細化に対して有効な方法であるものの、上記問題点の他、圧延温度域や圧下率等を厳密に管理することが要求され、またα結晶粒を１０μｍ程度にまでするのが限界で、更にα粒を微細化することは困難であるといった問題がある。また、制御圧延にて微細なγ結晶粒を得るべく、上述の様にオーステナイト未再結晶温度域といった低温域にて圧延を行う方法が挙げられているが、圧延機に過度の荷重負荷がかかるといった問題もある。従って、微細フェライト鋼を効率よく安定して製造することのできる方法が求められている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、この様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、構造物の安全性確保に必要な性能である優れた低温靭性を発揮するＴｉ含有微細フェライト鋼、およびこの様な微細フェライト鋼を効率よく製造するための有用な方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るＴｉ含有微細フェライト鋼とは、質量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含む）を満たし、フェライト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とし、更に、Ｓ：０．０２〜０．１％でかつＰ：０．０２％未満（０％を含む）の場合には、平均粒径１００ｎｍ以下のＴｉ４Ｃ２Ｓ２が体積分率で０．１％以上であり、Ｓ：０．０２％未満（０％を含む）でかつＰ：０．０２〜０．０５％の場合には、平均粒径１００ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐが体積分率で０．１％以上であることを特徴とするものである。尚、本発明における上記フェライト鋼とは、フェライト分率（体積分率）が７０％以上のものをいうこととする。
【００１２】
上記本発明鋼は、更に他の元素として、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有することが大変有効である。
【００１３】
Ｓ：０．０２〜０．１％でかつＰ：０．０２％未満（０％を含む）を満足する上記本発明鋼を製造するにあたっては、上記化学成分を満足する鋼材を１２５０℃以上に加熱した後、１０５０〜９００℃の温度域で累積圧下率が４０％以上となるよう粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行うことが有効である。
【００１４】
またＳ：０．０２％未満（０％を含む）でかつＰ：０．０２〜０．０５％を満足する上記本発明鋼を製造するにあたっては、上記化学成分を満足する鋼材を１１５０℃以上に加熱した後、９５０〜８００℃の温度域にて累積圧下率が４０％以上となるよう粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行うことが有効である。
【００１６】
尚、上記（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐとは、鉄、チタンおよびリンの複合化合物を示すものとする。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前述した様な状況の下で、低温靭性に優れた微細フェライト鋼を高価な合金元素を使用せずに実現すべく鋭意研究を進めた。本発明者らは、従来技術における制御圧延で、α結晶粒の微細化に限界があるのは、γ粒の微細化が不十分であることが原因であると考え、γ粒を微細化する手段について検討を重ねた。その結果、熱間圧延中に動的析出するＴｉ化合物が、他の析出物と比較してγ粒の微細化に有効であることに着目し、更にこの様な、γ粒の微細化ひいては微細なα粒の形成に有効に作用するＴｉ析出物の種類が、鋼中のＳおよびＰの含有量によって異なること、および各々のＴｉ析出物の種類によって、γ粒微細化に有効に作用する最適な圧延条件が存在することを見出した。
【００１８】
この様にＴｉ化合物を制御すべくＴｉ添加量を規定し、ＳおよびＰの含有量に応じて製造条件を調整して、圧延段階で適正サイズのＴｉ析出物を適量生成させることによって、圧延条件にその他の特別な制約を加えることなく、従来３０μm程度が限界であったγ粒のサイズを１０μm以下にまで安定して微細化することができ、最終的にα粒径が１０μｍ以下の微細α鋼が得られることを見出し、本発明に至ったのである。尚、本発明では、上記α粒径を７μｍ以下とすることを好ましい形態とする。
【００１９】
以下、本発明で化学成分組成および製造方法を規定した理由について詳細に説明する。
【００２０】
上述の様に本発明は、γ粒の微細化にＴｉの化合物を利用するものであることから、γ粒の微細化が有効に発揮されるＴｉ量について検討したところ、０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上の添加を要することが分かった。尚、Ｔｉ添加量が過剰である場合には、オーステナイト粒の微細化効果は向上するものの、Ｔｉ析出物が必要以上に形成されて溶接性が劣化するので、Ｔｉ量の上限は、０．３％、好ましくは０．２５％とする。
【００２１】
本発明者らは、γ粒の微細化に有効なＴｉ析出物の種類が、上述の様に鋼材中のＰおよびＳ量の違いによって異なることを見出した。即ち、本発明では、溶接性の観点から、Ｐ含有量を０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ含有量を０．１％以下（０％を含む）に抑えることとしている。この様なＰ量およびＳ量の規定範囲内にて、Ｓ：０．０２〜０．１％でかつＰ：０．０２％未満（０％を含む）の場合には、オーステナイト粒再結晶温度域の圧延で、Ｔｉ析出物としてＴｉ4Ｃ2Ｓ2が析出してγ粒を有効に微細化するのである。また、Ｓ：０．０２％未満（０％を含む）でかつＰ：０．０２〜０．０５％の鋼材では、（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐがオーステナイト粒再結晶温度域の圧延で析出して、γ粒を有効に微細化し、また、ＰおよびＳがともに０．０２％未満（０％を含む）の鋼材を、オーステナイト粒再結晶温度域で圧延する場合には、ＴｉＣが析出してγ粒の微細化に有効に働くことが分かった。
【００２２】
本発明者らは、次に、γ粒の微細化、ひいてはα粒の微細化に有効に作用する上記各Ｔｉ析出物の粒径および体積分率について調べた。
【００２３】
図１は、Ｓ：０．０２〜０．１％でかつＰ：０．０２％未満（０％を含む）の鋼材にて析出するＴｉ4Ｃ2Ｓ2の体積分率とα粒径との関係を、析出物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）の粒径範囲別に示したものである。この図１より、α粒径を１０μｍ以下に微細化するには、１００ｎｍ以下のＴｉ4Ｃ2Ｓ2の体積分率を０．１０％以上とすればよいことが分かる。好ましくは、粒径５０ｎｍ以下の析出物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）を体積分率で０．０５５％以上とすることである。
【００２４】
尚、図１からは、析出物径が１００ｎｍを超えるＴｉ4Ｃ2Ｓ2についても、その体積分率を高めれば、α粒径が１０μｍ以下となることが読み取れるが、Ｔｉ析出物の粒径またはその体積分率が増加すると、低温靭性が劣化していく傾向にあるので好ましくない。従って、粒径が１００ｎｍ以下のＴｉ4Ｃ2Ｓ2を体積分率で０．５％以下に抑えることが好ましい。尚、Ｔｉ析出物として、（Ｔｉ，Ｆｅ）ＰまたはＴｉＣを制御する場合についても、上記と同様の結果が得られた。
【００２５】
次に、粒径１００ｎｍ以下のＴｉ化合物を体積分率で０．１％以上析出させるための有用な製造方法について検討した。
【００２６】
図２は、Ｓ：０．０２〜０．１％でかつＰ：０．０２％未満（０％を含む）の鋼材について、粗圧延における圧下温度と粒径１００ｎｍ以下のＴｉ4Ｃ2Ｓ2の体積分率との関係を累積圧下率別に示したグラフである。この図２より、粒径１００ｎｍ以下のＴｉ4Ｃ2Ｓ2を、体積分率で０．１０％以上となるよう析出させるには、粗圧延を９００〜１０５０℃の温度範囲内で累積圧下率が４０％以上となるよう行えばよいことが分かる。尚、上記圧下温度は、好ましくは９５０℃以上で、１０００℃以下である。また上記累積圧下率は、好ましくは５０％以上である。
【００２７】
図３は、Ｓ：０．０２％未満（０％を含む）でかつＰ：０．０２〜０．０５％の鋼材について、粗圧延における圧下温度と粒径１００ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐの体積分率との関係を累積圧下率別に示したグラフである。この図３より、粒径１００ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐを、体積分率で０．１０％以上となるよう析出させるには、粗圧延を９５０〜８００℃の温度範囲内で累積圧下率が４０％以上となるよう行えばよいことが分かる。尚、上記圧下温度は、好ましくは８３０℃以上で、９２０℃以下である。また上記累積圧下率は、好ましくは５０％以上である。
【００２８】
図４は、ＰおよびＳの含有量がともに０．０２％未満（０％を含む）である鋼材について、粗圧延における圧下温度と粒径１００ｎｍ以下のＴｉＣの体積分率との関係を累積圧下率別に示したグラフである。この図３より、粒径１００ｎｍ以下のＴｉＣを、体積分率で０．１０％以上となるよう析出させるには、粗圧延を８５０〜１０００℃の温度範囲内で累積圧下率が２０％以上となるよう行えばよいことが分かる。尚、上記圧下温度は、好ましくは８８０℃以上で９５０℃以下である。また、上記累積圧下率は、好ましくは３０％以上である。
【００２９】
次に、圧延に際して行う加熱の温度についても検討した。
【００３０】
本発明では、圧延に際して鋼材を加熱し、該加熱前に存在する析出物を一旦完全に固溶させて、圧延段階で析出させる必要がある。前記加熱で析出物を完全に固溶させなければ、圧延段階にて、既に存在する析出物を核として粗大な析出物が形成され、γ粒の微細化に有効に作用しないからである。そして本発明者らは、前記加熱で一旦析出物を完全に固溶させた場合に、圧延前に鋼片の温度が多少低下したとしても本発明で制御するＴｉ化合物の析出が生じず、圧延を施すことによってはじめて析出され、圧延時の再結晶γ粒の微細化に有効に働くことを見出した。
【００３１】
図５は、圧延に際して行う加熱の温度と１００ｎｍ以下の本発明で制御するＴｉ析出物の体積分率との関係を、Ｓ：０．０２〜０．１％かつＰ：０．０２％未満（０％を含む）の鋼材にて制御するＴｉ析出物；Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2、Ｓ：０．０２％未満（０％を含む）かつＰ：０．０２〜０．０５％の鋼材にて制御するＴｉ析出物；（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐ、ＳおよびＰの含有量がともに０．０２％未満（０％を含む）の鋼材にて制御するＴｉ析出物；ＴｉＣのそれぞれについて示したものであり、熱間圧延は、上述した最適圧下温度および最適圧下率で行ったものである。
【００３２】
この図５より、粒径が１００ｎｍ以下の各Ｔｉ析出物が体積分率で０．１０％以上となるよう圧延段階で析出させるには、圧延に際して行う加熱を、析出物としてＴｉ4Ｃ2Ｓ2を制御する場合には１２５０℃以上の温度で行い、析出物として（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐを制御する場合には１１５０℃以上で、また析出物としてＴｉＣを制御する場合には１０５０℃以上で行って、各Ｔｉ析出物を加熱段階で一旦完全に固溶させる必要があることが分かる。好ましい前記加熱温度は、析出物としてＴｉ4Ｃ2Ｓ2を制御する場合には、１３００℃以上であり、析出物として（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐを制御する場合には、１２００℃以上であり、また析出物としてＴｉＣを制御する場合には、１１００℃以上である。
【００３３】
尚、鋼中のＳおよびＰの含有量がともに０．０２％以上、即ちＳ：０．０２〜０．１％でかつＰ：０．０２〜０．０５％の鋼材については、オーステナイト粒再結晶温度域にて（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐよりも優先的に析出するＴｉ4Ｃ2Ｓ2を制御することが、γ粒の微細化に有効であることから、Ｓ含有量が０．０２％〜０．１％でかつＰ含有量が０．０２％未満（０％を含む）の鋼材の場合と同様、粒径が１００ｎｍ以下のＴｉ4Ｃ2Ｓ2を体積分率で０．１０％以上となるよう析出させることが有効である。またこの様な適正サイズ・量のＴｉ4Ｃ2Ｓ2を析出させるにあたっても、Ｓ含有量が０．０２〜０．１％でかつＰ含有量が０．０２％未満（０％を含む）の鋼材の場合と同様、圧延に際しての加熱の温度を１２５０℃以上、好ましくは１３００℃以上とし、粗圧延を９００〜１０５０℃（好ましくは９５０℃以上で１０００℃以下）の温度範囲内で累積圧下率が４０％以上、好ましくは５０％以上となるよう粗圧延を行った後、仕上げ圧延を行うことが有効である。
【００３４】
その他の化学成分について規定した理由を以下に詳述する。
【００３５】
Ｃ：０．００１〜０．２％
Ｃは強度の確保に必要な元素であることから、０．００１％以上、好ましくは０．０１％以上含有させる。しかし過剰に含有させると、溶接性および母材靭性を劣化させるので、Ｃ量は０．２％以下、好ましくは０．１８％以下に抑えるようにする。
【００３６】
Ｎ：０．００８０％以下（０％を含む）
Ｎは、鋼中に固溶したりＴｉ、Ｎｂ、Ａｌ等の元素と窒化物を形成して、加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、母材の低温靭性を向上させるのに有効な元素である。しかしながら過剰に含有させると、溶接性および母材靭性を劣化させ、また、Ｔｉと窒化物を形成しやすいため、圧延中に該Ｔｉとの窒化物が析出し、再結晶γ粒径の微細化に有効であるＴｉ4Ｃ2Ｓ2やＴｉＣ等のＴｉ析出物形成に必要な固溶Ｔｉ量を減少させる。従ってＮ量は、０．００８０％以下、好ましくは０．００５０％以下に抑えるようにする。
【００３７】
Ｓｉ：０．０１〜１％
Ｓｉは、母材の強度を上昇させたり、溶鋼の脱酸材として有効に働く元素であり、これらの効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上含有させるのがよい。しかしＳｉを過剰に添加すると、溶接性および母材靭性の劣化を招き、更に赤スケールの発生を促進させることにもなるので、１％以下、好ましくは０．５０％以下に抑える。
【００３８】
Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは、母材の強度を向上させるのに有効な元素であることから、０．１％以上、好ましくは０．５％以上含有させるのがよい。しかし、過剰なＭｎの添加は、溶接性および母材靭性を劣化させるので、Ｍｎ量は２％以下、好ましくは１．６％以下に抑えるようにする。
【００３９】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸材または脱窒材としての役割を担う元素であり、添加したＴｉが鋼中の不純物元素であるＮやＯと結合するのを有効に防止する。この様なＡｌの効果を発揮させて所望のＴｉ析出物を析出させるには、Ａｌを０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は母材靭性を劣化させるので、Ａｌ量は０．１％以下、好ましくは０．０６％以下に抑えるようにする。
【００４０】
本発明における代表的な化学成分は以上の通りであるが、必要によってはＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、ＣａおよびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種を適量含有させて、次の様な改善効果を得ることも有効である。
【００４１】
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、結晶粒の微細化に有効な元素であり、この様な効果を発揮させるには、０．２％以上添加することが好ましい。一方、過剰の添加は、溶接性を劣化させるので、２％以下の範囲内で添加することが好ましく、より好ましくは１％以下である。
【００４２】
Ｎｉ：５％以下
Ｎｉは、低温靭性の向上に有効な元素であることから、０．２％以上添加することが望ましい。しかし、過剰の添加はコストアップの要因となるので、その上限を５％とすることが好ましく、より好ましい上限は３％である。
【００４３】
Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、炭窒化物を析出させて、強度を上昇させるのに寄与する元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．１％以上添加することが望ましい。一方、過剰の添加は、溶接性および母材靭性を劣化させるので、Ｃｒ量は１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．５％以下である。
【００４４】
Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に炭窒化物を析出させて強度の上昇に寄与する元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．１％以上添加することが好ましい。しかし過度の添加は、溶接性および母材靭性を劣化させるので、Ｍｏ量は１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．５％以下である。
【００４５】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成して、圧延段階におけるγ粒の粗大化および再結晶を抑制する効果を有することから、圧延終了後のα粒の微細化に有効な元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上添加することが好ましい。一方、過剰の添加は溶接性を劣化させるので、０．１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。
【００４６】
Ｖ：０．２％以下
ＶもＮｂと同様に、炭窒化物を形成して、圧延段階におけるγ粒の粗大化および再結晶を抑制する効果を発揮し、圧延終了後のフェライト粒の微細化に有効な元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．０２％以上添加することが望ましい。しかし、過剰に添加すると溶接性が劣化するので、Ｖ量は０．２％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．１％以下である。
【００４７】
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させるのに有効な元素であることから、０．０００５％以上添加することが望ましい。しかし過剰に添加すると、焼入れ性を増加させ、母材の低温靭性の劣化を招くので、その上限は０．００３％とするのが好ましい。より好ましい上限は０．００２％である。
【００４８】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を球状化させて母材の低温靭性を改善する効果を有する。この様な効果を発揮させるには、０．００１０％以上添加することが好ましい。一方、過剰に添加すると、粗大な介在物を形成し、却って母材の低温靭性を劣化させるので、Ｃａ量は０．０１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．００６％以下である。
【００４９】
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｃａと同様、鋼中の介在物の形態を球状化させて母材の靭性を改善する効果を有する。この様な効果を発揮させるには、ＲＥＭを０．００１０％以上添加することが好ましい。しかしＲＥＭを過剰に添加した場合には、Ｃａと同様、粗大な介在物を形成し、却って母材の靭性を劣化させるので、０．０１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．００７％以下である。
【００５０】
本発明の好ましい含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、該フェライト鋼中に、微量の不可避不純物の含有が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素を積極的に含有させた鋼を使用することも可能である。
【００５１】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。即ち、下記実施例では鋼板を製造しているが、本発明は、最終製品の形状を特定するものではなく、板状のものの他、棒状、線状のものも含まれる。
【００５２】
表１に示す化学成分組成の鋼材を転炉にて溶製した後、得られた鋼材を用いて表２または表３に示す条件で加熱・粗圧延を行った後、通常の条件で仕上圧延を行い、冷却を空冷または加速冷却で行って、表2または表３に示す板厚の鋼板を得た。
【００５３】
得られた鋼板の、板厚方向の４分の１または２分の１の部位から試料を採取し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察にて得られた組織写真から、本発明で規定するＴｉ析出物の平均粒径を求めた。前記Ｔｉ析出物として、Ｓ含有量が０．０２〜０．１％でかつＰ含有量が０．０２％未満の鋼板についてはＴｉ4Ｃ2Ｓ2、Ｓ含有量が０．０２％未満でかつＰ含有量が０．０２〜０．０５％の鋼板については（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐ、またＳ含有量およびＰ含有量がともに０．０２％未満の鋼板についてはＴｉＣを観察した。そして、平均粒径１００ｎｍ以下の各Ｔｉ析出物について面積率を求め、これをもとに平均粒径１００ｎｍ以下のＴｉ析出物の体積分率を算出した。またα平均粒径は、ナイタールによるエッチングを施した試料の組織写真より切断法を用いて求めた。
【００５４】
更に得られた鋼板の特性として母材靭性を調べた。測定は、JIS Z 2242の試験要領に基づき、JIS Z 2202の４号試験片を用いて行い、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値（vE-40）および脆性破面遷移温度（vＴrs）を測定して評価した。これらの結果を一括して表２および表３に併記する。
【００５５】
【表１】
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【００５６】
【表２】
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【００５７】
【表３】
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【００５８】
表２および表３より、実験Ｎｏ．１〜２２は、本発明で規定する化学成分組成および製造方法を満足するものであることから、得られた鋼板は、本発明で規定するＴｉ化合物が適量析出してα粒径が１０μｍ以下と微細な組織となり、その結果、低温靭性も良好なものとなっている。
【００５９】
これに対し、実験Ｎｏ．２３〜４８は、本発明で規定する化学成分組成および／または製造方法を満足するものでなく、制御すべきＴｉ化合物が適量析出しなかったことから、α粒径が１０μｍを超えて粗大なものとなっている。その結果、母材の低温靭性も好ましくない結果となっている。詳細には、実験Ｎｏ．２３、２６、２９、３３、３７および３９では、圧延に際して行う加熱の温度が低すぎたこと、実験Ｎｏ．２５および３２では、粗圧延温度が低すぎたこと、また、実験Ｎｏ．２８、３４、３６および３８では、粗圧延温度が高すぎたことが好ましくない結果となった原因として挙げられる。また実験Ｎｏ．２４、２７、３０、３１、３５および４０では、粗圧延における累積圧下率が十分でなかったことが原因として挙げられる。
【００６０】
実験Ｎｏ．４１〜４６ではＴｉ添加量が不足しており、実験Ｎｏ．４５および４６ではＰも規定量を外れていること、実験Ｎｏ．４７および４８ではＣ量が少なすぎたことが、本発明で規定するＴｉ化合物を適正量析出させることができずにα粒径が粗大となり、結果として低温靭性が劣化した原因として挙げられる。
【００６１】
特に、実験Ｎｏ．４３および４７から、化学成分組成が本発明の規定を外れる鋼材を用いた場合には、本発明の方法で製造を行ったとしても、規定のＴｉ化合物を適量析出させることができず、結果として平均α粒径が粗大化し、母材靭性の好ましくない結果となっていることが分かる。
【００６２】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、上述の如く、本発明で規定するＴｉ析出物の粒径・体積分率を適切に制御することによって、高価な合金元素を使用することなく、構造物等の安全性確保に必要な優れた低温靭性を発揮する微細フェライト鋼を安価で提供できることとなった。またその製造における圧延を、従来の様な低温度域ではなく、より高温のオーステナイト再結晶温度域で圧延できることから、圧延機へ負担をかけずに効率よく微細フェライト鋼を提供できることとなった。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ析出物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）の体積分率とフェライト粒径との関係をＴｉ析出物の粒径範囲別に示したグラフである。
【図２】１００ｎｍ以下のＴｉ4Ｃ2Ｓ2の体積分率と粗圧延段階における圧下温度との関係を累積圧下率別に示したグラフである。
【図３】１００ｎｍ以下の（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐの体積分率と粗圧延段階における圧下温度との関係を累積圧下率別に示したグラフである。
【図４】１００ｎｍ以下のＴｉＣの体積分率と粗圧延段階における圧下温度との関係を累積圧下率別に示したグラフである。
【図５】Ｓ：０．０２〜０．１％かつＰ：０．０２％未満（０％を含む）の鋼材［制御するＴｉ析出物はＴｉ4Ｃ2Ｓ2］、Ｓ：０．０２％未満（０％を含む）かつＰ：０．０２〜０．０５％の鋼材［制御する析出物は（Ｔｉ，Ｆｅ）Ｐ］、ＳおよびＰの含有量がともに０．０２％未満（０％を含む）の鋼材［制御する析出物はＴｉＣ］のそれぞれについて、圧延に際して行う加熱の温度と１００ｎｍ以下の各Ｔｉ析出物の体積分率との関係を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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