JP2012117132A - 耐食性に優れた低降伏比鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】４９０ＭＰａ以上の引張強度、８０％以下の降伏比及び−２０℃以下の破面遷移温度を有し、高騰するエネルギーコストを抑えて安価に製造できる耐食性に優れたに優れた低降伏比鋼材の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織が、平均結晶粒径が３μｍを超えて２０μｍ以下のフェライト相、平均アスペクト比が１０未満である硬質相および不可避的形成相からなり、かつ、該フェライト相の割合が４０％以上で、さらに不可避的形成相の割合が５％以下であることを特徴とする耐食性に優れた低降伏比鋼材。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種以上を含有する化学組成を有するものであってもよい。
【選択図】なし

Description

本発明は、低降伏比鋼材およびその製造方法に関し、詳しくは、特に、建築用の素材として好適に用いることができる耐食性に優れた低降伏比鋼材およびその製造方法に関する。

なお、本発明の鋼材は、厚さが１６ｍｍを超える板状のもの、つまり「鋼板」を主な対象とするものである。このため、以下において、「鋼材」を「鋼板」として説明することがある。

また、本発明の鋼材の強度クラスとしては、引張強さが４９０ＭＰａ以上のものが対象となる。

大型構造物に用いられる厚鋼板は、スラブをオーステナイト温度域、すなわち、Ａｃ₃点以上に加熱後、所定の厚みまで圧延を行い、冷却処理することにより製造される。

厚鋼板の特性は、鋼組成、加熱温度条件、圧延条件、冷却条件などにより決定し、これらの条件を適宜調整することにより、付加価値の高い厚鋼板を製造することが可能になる。

厚鋼板の製造における加熱温度は、通常、１１５０℃程度とオーステナイト温度域でも比較的高い温度で行われてきた。これは、高温加熱によるスラブの軟化作用により、次工程である圧延工程において、圧下の負荷を小さくするためである。

ところで、鋼板の製造では常にエネルギー原単位の減少が求められるが、近年のエネルギー資源の価格の高騰から、より一層のエネルギー原単位の減少が要求されるようになってきた。また、近年の環境への配慮から二酸化炭素などの温室効果ガスをなるべく出さずに鋼板を製造する技術が求められている。

厚鋼板の製造では、加熱工程として、スラブを加熱し、該スラブの中央部まで温度を均一化することが好ましい。このため、加熱工程では大量のエネルギーを必要とする。よって、加熱温度を低くして、例えば、加熱温度を１０００℃未満として、厚鋼板を製造することができれば、上述の要求を満足することができる。

厚鋼板の製造方法は、例えば、特許文献１〜３に開示されている。

すなわち、特許文献１には、加熱温度をＡｃ₃点以上と規定し、１０００℃未満の温度で加熱した実施例を含む発明が開示されている。

また、特許文献２には、加熱温度をＡｃ₃点以上、１２００℃以下と規定し、９５０℃で加熱した実施例を含む発明が開示されている。

さらに、特許文献３には、加熱温度を９５０℃以上と規定し、９７５℃で加熱した実施例を含む発明が開示されている。

しかし、これらの特許文献１〜３に開示された技術は、その実施例に１０００℃以上の加熱温度の記載が多数あることからも明らかなように、積極的に１０００℃未満の低い加熱温度で厚鋼板を製造する技術ではない。

特に、建築用途をも意識した鋼、厚鋼板、あるいは鋼材が、例えば、特許文献４〜９に開示されている。

すなわち、特許文献４には、平均結晶粒径が２．５μｍ以下のフェライトまたはベイナイトを主体とする組織で構成される鋼に係る発明が開示されている。

特許文献５〜７には、平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライトまたはベイナイトを主体とする組織で構成される鋼に係る発明が開示されている。

特許文献８には、平均結晶粒径２０μｍ以下のフェライトと硬質第二相としてのベイナイトまたは／およびマルテンサイトからなる組織で構成される鋼に係る発明が開示されている。

上記の特許文献４〜８には、製造方法の発明として、鋼、鋼材、鋼の素材または鋼片をＡｃ₃点以上に加熱後、一定の工程を経て当該鋼あるいは厚鋼板を製造することも開示されている。そして、これらの特許文献における発明例として記載されたものの一部は、鋼、鋼材、鋼の素材または鋼片を１０００℃未満の温度に加熱したものである。

しかしながら、これらの特許文献４〜８に開示された技術もまた、その実施例に１０００℃以上の加熱温度で製造する発明例の記載が多数あることからも明らかなように、積極的に１０００℃未満の加熱温度で厚鋼板を製造する技術ではない。

また、特許文献９には、最大結晶粒径４０μｍ以下で平均結晶粒径２５μｍ以下のフェライトとパーライトからなる組織で構成される鋼材に係る発明が開示されている。

上記の特許文献９には、前記の特許文献４〜８とは異なって、製造方法の発明として、鋼の最低加熱温度の理論値であるＡｃ₃点以上ではなく、鋼を９５０℃以上に加熱して当該鋼材を製造することも開示され、１０００℃未満の温度で加熱した鋼材の発明例も多数記載されている。

しかしながら、特許文献９に記載された発明も、積極的に１０００℃未満の加熱温度で鋼材を製造する技術ではない。

一方で、鋼構造物は海浜地域や融雪塩が散布される地域等、飛来塩分量が多い環境下で、あるいは海水飛沫環境下で使用される場合も多い。

一般に、耐候性鋼材を大気腐食環境中に暴露すると、その表面に保護性のあるさび層が形成され、それ以降の鋼材腐食が抑制される。そのため、耐候性鋼材は、塗装せずに裸のまま使用できるミニマムメンテナンス鋼材として構造物に用いられている。

ところが、海浜地域だけでなく、内陸部であっても融雪塩や凍結防止剤が散布される地域のように飛来塩分量が多い地域では、耐候性鋼材の表面に保護性のあるさび層が形成されにくいために、腐食を抑制する効果が発揮されにくい。そのため、これらの地域では、裸のままの耐候性鋼材を用いることができず、普通鋼に塗装を施して使用する普通鋼の塗装使用が一般的である。しかし、このような普通鋼の塗装使用の場合には、腐食による塗膜劣化のため約１０年毎に再塗装する必要があり、そのため維持管理に要する費用は莫大なものとなる。

近年、日本工業規格（ＪＩＳ）で規格化された耐候性鋼（ＪＩＳ Ｇ ３１１４：溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材）は、飛来塩分量がＮａＣｌとして０．０５ｍｇ／ｄｍ^２／ｄａｙ（０．０５ｍｄｄ）以上の地域、たとえば海浜地域では、ウロコ状錆や層状錆等の発生により腐食減量が大きいため、無塗装では使用できないことになっている（建設省土木研究所、（社）鋼材倶楽部、（社）日本橋梁建設協会：耐候性鋼の橋梁への適用に関する共同研究報告書（ＸＸ）−無塗耐候性橋梁の設計・施工要領（改訂版−１９９３．３）参照）。

このように、海浜地域などの塩分の多い環境下では、通常普通鋼材に塗装を行って対処している。しかしながら、河口付近の海浜地域や融雪塩を撒く山間部等の道路に建設される構造物は腐食が著しく、再塗装せざるを得ないのが現状である。これらの再塗装には多大な工数がかかることから、無塗装で使用できる鋼材への要望が強い。

最近、Ｎｉを１〜３％程度添加したＮｉ系高耐候性鋼が開発された。しかしながら、飛来塩分量が０．３〜０．４ｍｄｄを越える地域では、このようなＮｉ添加だけでは、無塗装で使用できる鋼材への適用が難しいことが判明してきた。

鋼材の腐食は、飛来塩分量が多くなるにしたがって激しくなるため、耐食性と経済性の観点からは、飛来塩分量に応じた耐候性鋼材が必要になる。また、使用される場所や部位により鋼材の腐食環境は同じではない。例えば、降雨、結露水および日照に曝される部位もあれば、結露水に曝されるが雨掛かりはない部位もある。一般に、飛来塩分量が多い環境では、前者の部位より後者の部位の方が腐食が激しいと言われている。

また、融雪塩や凍結防止剤を道路に撒く環境では、その塩が走行中の車に巻き上げられ、鋼構造物に付着するので、厳しい腐食環境となる。さらに、海岸から少し離れた軒下等も厳しい塩害環境に曝され、このような地域では、飛来塩分量が１ｍｄｄ以上の厳しい腐食環境になる。

このような問題に対応するため、飛来塩分量が多い環境での腐食を防止する鋼材の開発が従来から進められている。

たとえば、特許文献１０にはクロム（Ｃｒ）の含有量を増加させた耐候性鋼材が提案され、そして、特許文献１１にはニッケル（Ｎｉ）含有量を増加させた耐候性鋼材が提案されている。

しかしながら、上記特許文献１０で提案されたクロム（Ｃｒ）の含有量を増加させた耐候性鋼材は、ある程度以下の飛来塩分量の領域においては耐候性を改善することができるものの、それを超える厳しい塩分環境においては逆に耐候性を劣化させる。

また、上記特許文献１１で提案されたニッケル（Ｎｉ）含有量を増加させた耐候性鋼材の場合、耐候性はある程度改善されるが、鋼材自体のコストが高くなる。これを避けるため、Ｎｉ含有量を少なくすると、耐候性はさほど改善されず、飛来塩分量が多い場合には、鋼材の表面に層状の剥離さびが生成し、腐食が著しく、長期間の使用に耐えられないという問題が生じる。

特開平６−２９９２３７号公報 特開平８−６０２３９号公報 特開２００４−２９３４号公報 特開平１１−１４０５８４号公報 特開平１１−１８１５４３号公報 特開平１１−１８１５４４号公報 特開平１１−１８１５４６号公報 特開２００３−３２２９号公報 特開平１０−２８００８８号公報 特開平９−１７６７９０号公報 特開平５−１１８０１１号公報

近年、建築構造物の設計思想は、構造物は剛体であるべきという「許容応力度設計型」の思想から、構造物が塑性変形することは許容するが人命救助の観点から構造物が倒壊することは防止するという「終局耐力型」の思想に変化してきている。この終局耐力型の設計思想は、具体的には、震度７を超えるような巨大地震が発生しても、構造物のある一部を損壊させて地震エネルギーを吸収し、これによって建築構造物の倒壊を防ぐというものである。

構造物の強度は使用鋼材の降伏強度に依存するところ、近年、鋼材の降伏比（以下、「ＹＲ」ともいう。）が鋼製構造物の破壊に及ぼす影響に関する調査・研究が進み、その結果、鋼材に対して低降伏比化の要求が高まりつつある。

既に、建築鉄骨用の鋼材については、ＪＩＳ規格においてもＹＲ規制として「低降伏比化」を盛り込んだ規格案が検討されており、それに先立って実際に、係るＹＲ規制を満足した鋼材が製造・使用されている。より具体的には、建築鉄骨用の鋼材について、オーステナイトとフェライトの二相域からのオンラインまたはオフライン焼入れを利用して低降伏比鋼を製造する技術が実用化されている。

一方、前述のようにエネルギー資源の価格高騰および温室効果ガスの排出防止の観点から、スラブを低温度域で加熱して、鋼材を製造することが求められている。

さらに、飛来塩分量が多い環境下で使用される鋼構造物では耐塗装剥離性が大きな問題となる。すなわち、上記に示したように、多量の塩化物が飛来する海岸環境や、融雪剤や凍結防止剤を散布する環境においては、塗装を施しても塗装が早期に剥離し、且つ腐食が進行するという問題があり、数年から十数年毎に塗装の塗り替えを実施する必要がある。また、塗装の塗り替えを実施する際にはその前工程として、一度腐食した鋼構造物に足場を組んで再ブラスト処理を施す必要があるので多大なコストがかかる。そして、再ブラスト処理を施してもさびを完全に除去することは困難であるところ、さびを完全には除去しきれていない鋼材上に再度、塗装しても、塗装寿命が著しく短くなる。耐塗装剥離性は下地である鋼材の耐食性を含めた特性によるところも大きい。

したがって、塗装の寿命を延長し、補修塗装間隔を大きく延ばすことが強く望まれていた。すなわち、ライフサイクルコストのミニマム化の要求が高く、塗装寿命を延長することは鋼構造物のライフサイクルマネジメントを考える上で非常に重要となる。

そこで、本発明は、高騰するエネルギーコストを抑えて安価に製造できる経済性に優れた低降伏比鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明の別の面からの目的は、エネルギー消費量が小さいことから、環境へも配慮した低降伏比鋼材およびその製造方法を提供することにある。さらに、本発明は、高塩化物環境における耐食性（塗装が剥離せず且つ塗装欠陥部における腐食が抑制され耐食性が維持されること（耐塗装剥離性）および無塗装時の耐候性を含む）にも優れた低降伏比鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。

なお、本発明の低降伏比鋼材は、具体的には、降伏比が８０％以下、引張強度（以下、「ＴＳ」という。）が４９０ＭＰａ（５０ｋｇｆ／ｍｍ²）以上、鋼材の厚さが２０ｍｍ超えるものについてはＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に記載の幅１０ｍｍＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験において、また、鋼材の厚さが２０ｍｍ以下のものについてはＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に記載の幅７.５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験において、延性破面率が５０％となる破面遷移温度（以下、「ｖＴｒｓ」という。）が−２０℃以下を満足するものである。

本発明者らは、上記課題を解決するため種々検討を重ねた。その結果、鋼材の化学組成およびミクロ組織を適宜コントロールすることにより、所望の耐食性に優れた低降伏比鋼材を製造できることが明らかになった。

特に耐食性に関し、本発明者らは、飛来塩分量の多い環境での腐食について検討した結果、このような環境下では、ＦｅＣｌ_３溶液の乾湿繰り返しが腐食の本質的な条件となり、Ｆｅ^３＋の加水分解によりｐＨが低下した状態で、かつＦｅ^３＋が酸化剤として作用することによって腐食が加速されることを見出した。

このときの腐食反応は、以下に示すとおりである。

カソード反応としては、主として、次の反応が起こる。
Ｆｅ^３＋＋ｅ⁻→Ｆｅ^２＋ (Ｆｅ^３＋の還元反応)

そして、この反応以外にも、次のカソード反応も併発する。
２Ｈ_２Ｏ＋Ｏ_２＋２ｅ⁻→４ＯＨ⁻、
２Ｈ^＋＋２ｅ⁻→Ｈ_２

一方、上記のＦｅ^３＋の還元反応に対して、次のアノード反応が起こる。
アノード反応：Ｆｅ→Ｆｅ^２＋＋２ｅ⁻ (Ｆｅの溶解反応)

従って、腐食の総括反応は、次の(A)式のとおりである。
２Ｆｅ^３＋＋Ｆｅ→３Ｆｅ^２＋・・・・・・(A)式

上記(A)式の反応により生成したＦｅ^２＋は、空気酸化によってＦｅ^３＋に酸化され、生成したＦｅ^３＋は再び酸化剤として作用し、腐食を加速する。この際、Ｆｅ^２＋の空気酸化の反応速度は低ｐＨ環境では一般に遅いが、濃厚塩化物溶液中では加速され、Ｆｅ^３＋が生成され易くなる。このようなサイクリックな反応のため、飛来塩分量が非常に多い環境では、Ｆｅ^３＋が常に供給され続け、鋼の腐食が加速され、耐食性が著しく劣化することになることが判明した。

本発明者らは、このような塩分環境における腐食のメカニズムを基に、種々の合金元素の耐候性への影響について検討した結果、下記の(a)〜(c)に示す知見を得た。

(a)Ｓｎは、Ｓｎ^２＋として溶解し、２Ｆｅ^３＋＋Ｓｎ^２＋→２Ｆｅ^２＋＋Ｓｎ^４＋なる反応によりＦｅ^３＋の濃度を低下させることで、(A)式の反応を抑制する。Ｓｎには、さらにアノード溶解を抑制するという作用もある。

(b)Ｃｕは、従来から飛来塩分量の多い環境において耐食性改善効果の基本とされていた元素であり、比較的濡れ時間が長い環境において耐食性改善効果は見られる。しかしながら、塩化物濃度がさらに大きくなり、局部的にｐＨが下がるような環境、例えば塩分が付着し、湿度が変化することにより乾湿が繰り返され、β−ＦｅＯＯＨが生成するような比較的ドライな環境では、Ｃｕはむしろ腐食を促進することが判明した。

(c)このように、この鋼材は、高い耐食性が期待できる。さらに耐食性が高いことから、鋼材に塗装を行っても、鋼材の腐食に起因する塗装の剥離が少なく塗装欠陥部の腐食を抑制する一方、塗膜による防食効果も期待できるため、塗装をした場合には、より一層の耐食性の効果が期待できる。したがって、耐食性のほかに、塗装の寿命を延長化でき、補修塗装間隔を大きく延ばす作用をも有する。

本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す低降伏比鋼材ならびに（４）に示す低降伏比鋼材の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０１％以下およびＡｌ：０．００３〜０．０５０％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織が、平均結晶粒径が３μｍを超えて２０μｍ以下のフェライト相、平均アスペクト比が１０未満である硬質相および不可避的形成相からなり、かつ、該フェライト相の割合が４０％以上で、さらに不可避的形成相の割合が５％以下であることを特徴とする耐食性に優れた低降伏比鋼材。

（２）化学組成が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．２％未満を含有し、かつＣｕ／Ｓｎ比が１．０以下であることを特徴とする上記（１）に記載の耐食性に優れた低降伏比鋼材。

（３）化学組成が、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下およびＶ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上の元素を含有するものであることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐食性に優れた低降伏比鋼材。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを下記の工程（ａ）〜（ｄ）で順次処理することを特徴とする厚鋼板の製造方法。
工程（ａ）：スラブをＡｃ₃点以上１０００℃未満の温度に加熱する。
工程（ｂ）：オーステナイト未再結晶温度域で、累積圧下率が３０％以上となる圧延を行う。
工程（ｃ）：Ａｒ₃点以上の温度で圧延を完了する。
工程（ｄ）：５〜４０℃／ｓの冷却速度で、５００℃以下の温度まで冷却する。

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明で規定するミクロ組織は、厚鋼板の板厚中心部におけるものをいい、ミクロ組織における「硬質相」とは、ベイナイト、マルテンサイトおよび島状マルテンサイト（以下、「ＭＡ」という。）を意味する。

また、「不可避的形成相」とはフェライト相および硬質相以外に不可避的に形成される相、具体的にはパーライトなどの相を意味する。

本発明で規定するスラブの加熱温度は、スラブ表面における温度を指す。同様に、圧延を行う温度、圧延を完了する温度も、被圧延材の表面における温度を指す。さらに、５００℃以下の温度で冷却を終える温度もまた、圧延を完了した鋼材の表面温度を指す。

そして、本発明で規定する冷却速度とは、圧延を完了した鋼材の表面温度から求めた値を指す。

また、オーステナイト未再結晶温度域での「累積圧下率」とは、
〔（圧延前のスラブの厚さ−オーステナイト未再結晶温度域での圧延による被圧延材の最終の厚さ）／圧延前のスラブの厚さ〕×１００
で表した値を指す。

本発明の低降伏比鋼材は、ＹＲが８０％以下、ＴＳが４９０ＭＰａ以上、ｖＴｒｓが−２０℃以下という特性を有するため、特に、建築用鋼材として使用した場合、地震エネルギーを吸収し、建築構造物の倒壊を防止することが可能で、終局耐力型の設計思想に基づいた建築用の素材として好適に用いることができる。また、この低降伏比鋼材は、高騰するエネルギーコストを抑えて工業的な規模で低コストに製造することが容易であって、製造時のエネルギー消費量は小さくてもよいので、二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することができるという効果も得られる。さらに、この低降伏比鋼材は、高塩化物環境における耐食性も良好であり、建築用建材として有効に使用できる。

以下に、本発明の構成要件について詳しく説明する。なお、各成分元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を上昇させるのに必要な元素である。このため、０．０５％以上のＣを含有させる。一方、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、いわゆる「強度−靱性バランス」、溶接性および靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．２０％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．０８％である。また、Ｃ含有量の上限は好ましくは０．１７％である。

Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、鋼の強度上昇および脱酸作用を有する。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．１０％未満では、特に、必要とする強度を確保することができない。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、溶接性の低下が生じ、さらに、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」という。）の靱性も劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は０．１０〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．２０％である。また、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度上昇とともに靱性を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．０％未満ではこれらの効果が小さい。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接性が低下するとともにＨＡＺの靱性が劣化する。さらに、連続鋳造スラブの中心偏析も助長される。したがって、Ｍｎの含有量は１．０〜２．０％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは１．２％である。また、Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．４５％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在する元素である。Ｐの含有量が多くなって特に０．０５％を超えると、粒界に偏析して靱性を低下させるだけではなく、ＨＡＺの靱性の劣化を招く。したがって、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。なお、Ｐの含有量は少ないほど好ましいため、下限の含有量については特に規定するものではない。

Ｓ：０．０２％以下
ＳもＰと同様に、鋼中に不純物として存在する元素である。Ｓの含有量が多くなって特に０．０２％を超えると、中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成するため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、Ｓの含有量を０．０２％以下とする。なお、Ｓの含有量は少ないほど好ましいため、下限の含有量については特に規定するものではない。

Ｎｂ：０．０１％以下
Ｎｂは、スラブ中でＮｂ炭化物を形成し、このＮｂ炭化物がマトリックスに固溶しない場合にはＨＡＺの靱性劣化を招いてしまう。そして、Ｎｂの含有量が多くなって、特に、０．０１％を超えると、１０００℃未満という低いスラブ加熱温度の場合には、未固溶のＮｂ炭化物が極めて多くなってＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。したがって、Ｎｂの含有量は０．０１％以下とする。なお、好ましいＮｂの含有量は０．００５％以下であり、少なければ少ないほど好ましい。

Ａｌ：０．００３〜０．０５０％
Ａｌは、鋼の脱酸およびＡｌＮとして析出することによる靱性向上作用を有する。しかしながら、Ａｌの含有量が０．００３％未満ではこれらの効果が小さい。一方、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、鋼の清浄性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量を０．００３〜０．０５０％とする。

Ｓｎ：０．０３〜０．５０％
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ^３＋濃度を低減する作用を有することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの作用は、Ｓｎを０．０３％以上含有させることにより得られ、０.５０％を超えると飽和する。したがって、Ｓｎの含有量は０．０３〜０．５０％とする。なお、好ましいＳｎの含有量の下限は０．０５％であり、上限は０．３０％である。

本発明に係る低降伏比鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。

本発明に係る低降伏比鋼材の他の一つは、上記の元素に加えてさらに、任意元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶのうちから選んだ１種以上の元素を含有する化学組成を有していてもよい。

すなわち、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、強度を高める作用を有するため、より大きな強度を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、これらの元素について詳しく説明する。

Ｃｕ：０．２％未満かつＣｕ／Ｓｎ比 １．０以下
Ｃｕは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、強度を向上させることができる。すなわち、Ｃｕを含有させると、降伏比の上昇を抑制しながら鋼の強度を向上させることができる。したがって、上記の効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多いと、溶接性が低下する。また、Ｓｎを含有する鋼では、Ｃｕの含有による耐食性の低下が著しい。さらに、鋼材を製造する際、Ｃｕの含有による圧延割れの原因ともなる。このため、含有させる場合のＣｕ含有量は０．２％未満かつＳｎ含有量に対するＣｕ含有量の（Ｃｕ／Ｓｎ比）比を１．０以下とする。

なお、Ｃｕによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の下限はより好ましくは０．０５％である。また、Ｃｕ含有量の上限はより好ましくは０．１５％である。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｎｉを含有させると、強度を向上させることができる。すなわち、Ｎｉを含有させると、降伏比の上昇を抑制しながら鋼の強度を向上させることができ、さらに、靱性を高めることもできる。したがって、上記の効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．５％を超えると、溶接性が低下することに加えて、無意味なコスト上昇を招くおそれがある。このため、含有させる場合のＮｉの含有量は０．５％以下とする。含有させる場合のＮｉ含有量の上限は好ましくは０．４％である。

なお、Ｎｉによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＮｉ含有量の下限はより好ましくは０．１５％である。

Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｃｒを含有させると、降伏比の上昇を抑制しながら鋼の強度を向上させることができる。したがって、上記の効果を得るためにＣｒを含有してもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、溶接性が低下することに加えて、無意味なコスト上昇を招くおそれがある。このため、含有させる場合のＣｒの含有量は０．５％以下とする。含有させる場合のＣｒ含有量の上限は好ましくは０．３％である。

なお、Ｃｒによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＣｒ含有量の下限はより好ましくは０．１０％である。

Ｍｏ：０．２％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｍｏを含有させると、降伏比の上昇を抑制しながら鋼の強度を向上させることができる。したがって、上記の効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．２％を超えると、ＨＡＺの靱性劣化を招くおそれがある。このため、含有させる場合のＭｏの含有量は０．２％以下とする。含有させる場合のＭｏ含有量の上限は好ましくは０．１８％である。

なお、Ｍｏの含有量は微量であっても上記の効果が得られるが、その効果を安定的に発現させるためには、０．０２％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＭｏ含有量の下限はより好ましくは０．０３％である。

Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、強度を上昇させることができる。すなわち、Ｖを含有させると、析出硬化により鋼の強度を向上させることができ、さらに、靱性を高めることもできる。したがって、上記の効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．０５％を超えると、靱性が劣化するおそれがある。このため、含有させる場合のＶの含有量は０．０５％以下とする。含有させる場合のＶ含有量の上限は好ましくは０．０４５％である。

なお、Ｖによる上記の効果を安定的に発現させるためには、Ｖを０．０２％以上含有させることが好ましい。含有させる場合のＶ含有量の下限はより好ましくは０．０３％である。

なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は４．６％以下とすることが好ましい。

なお、本発明の低降伏比鋼材は、次の式(1)で表されるCeqの値が０．３０〜０．４３％となるようにすることが好ましい。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５・・・(1)
Ceqの値がこの範囲にあれば、より安定して前述した目標、すなわち、
・ＹＲ：８０％以下、
・ＴＳ：４９０ＭＰａ以上、
・ｖＴｒｓ：−２０℃以下、
を満たすことができる。なお、Ceqの値の好ましい下限は０．３３である。また、Ceqの値の好ましい上限は０．４２である。

なお、上記の(1)式における〔Ceq〕は、鋼材の焼入れ性や溶接性を評価する指標として一般に広く使用されている「炭素当量」であり、(1)式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

（Ｂ）ミクロ組織について：
本発明の低降伏比鋼材に、前述したＹＲ，ＴＳおよびｖＴｒｓという機械的性質の目標を満足させるためには、その鋼材のミクロ組織を、平均結晶粒径が３μｍを超えて２０μｍ以下のフェライト相、平均アスペクト比が１０未満である硬質相および不可避的形成相からなり、かつ、該フェライト相の割合が４０％以上で、さらに不可避的形成相の割合が５％以下であるものとする必要がある。

なお、本発明の低降伏比鋼材では、そのミクロ組織中に不可避的形成相が存在しないこと（その割合が０％であること）が好ましいが、本発明の低降伏比鋼材の特性を損なわない程度の不可避的形成相は許容できる。具体的には、ミクロ組織に占める不可避的形成相の割合が５％以下なら、本発明の低降伏比鋼材の特性が損なわれることはない。

以下、ミクロ組織について詳しく説明する。

（Ｂ−１）ミクロ組織を構成する相について：
本発明の低降伏比鋼材のミクロ組織を構成する相は、本発明の低降伏比鋼材の特性を損なうことのない上記した割合の不可避的形成相以外は、フェライト相と硬質相でなければならない。

なお、既に述べたように、「硬質相」とは、ベイナイト、マルテンサイトおよびＭＡを意味する。また、「不可避的形成相」とは、フェライト相および硬質相以外に不可避的に形成される相、具体的にはパーライトなどの相を指す。

ミクロ組織におけるフェライト相の割合を４０％以上とすることによって、本発明の低降伏比鋼材に８０％以下のＹＲを確保させることができる。

ミクロ組織は強度に大きな影響を及ぼすので、４９０ＭＰａ以上のＴＳを確保させるために、ミクロ組織におけるフェライト相の割合は９０％以下とすることが好ましい。

なお、ＹＲが８０％以下の４９０ＭＰａ級（ＴＳ：４９０〜６１０ＭＰａ、降伏強度（以下、「ＹＳ」という。）：３２５ＭＰａ以上）低降伏比鋼材を得たい場合には、ミクロ組織におけるフェライト相の割合を８０〜９０％とすることが好ましい。

また、ＹＲが８０％以下の５９０ＭＰａ級（ＴＳ：５９０〜７４０ＭＰａ、ＹＳ：３２５ＭＰａ以上）低降伏比鋼材を得たい場合には、ミクロ組織におけるフェライト相の割合を４０〜８０％とすることが好ましい。

ミクロ組織に占める特定の相の割合は、通常のミクロ組織の観察手段によって面積割合を測定すればよい。これは、ミクロ組織における相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているためである。

なお、ミクロ組織に占める特定の相の割合の具体的な測定方法の一例を、後述の実施例に示した。

（Ｂ−２）フェライトの平均結晶粒径について：
上記のミクロ組織におけるフェライト相の平均結晶粒径が２０μｍを超えると、靱性が低下する。一方、上記ミクロ組織におけるフェライト相の平均結晶粒径が３μｍ以下の場合には、ＹＳが大きく上昇するためＹＲの上昇を招いて、８０％以下のＹＲを確保できない。

したがって、本発明の低降伏比鋼材のミクロ組織を構成するフェライト相の平均結晶粒径は、３μｍを超えて２０μｍ以下とする。上記フェライト相の平均結晶粒径の下限は５μｍ以上であることが好ましく、上限は１７μｍ以下であることが好ましい。

フェライト相の結晶粒径は、通常のミクロ組織の観察手段によって得られた像を画像解析して求めることができ、個々のフェライト相の結晶粒径からフェライト相の平均結晶粒径を導出することができる。

なお、具体的なフェライト相の平均結晶粒径の導出方法の一例を、後述の実施例に示した。

（Ｂ−３）硬質相の平均アスペクト比について：
上記のミクロ組織における硬質相の平均アスペクト比が１０以上になると、硬質相がバンド状となるため、塑性変形能が低下する。そして、塑性変形能の低下はＹＲの上昇を招くため、８０％以下のＹＲを確保できない。さらに、平均アスペクト比が大きい硬質相は破壊時の起点になりやすいため靱性の劣化を招き、特に、平均アスペクト比が１０以上の硬質相は靱性を大きく低下させるため、−２０℃以下という目標のｖＴｒｓを確保できない。したがって、本発明の低降伏比鋼材のミクロ組織を構成する硬質相の平均アスペクト比は、１０未満とする。

なお、特に５９０ＭＰａ級の低降伏比鋼材を得たい場合には、上記硬質相の平均アスペクト比を５以下とすることが好ましい。

ここで、「アスペクト比」とは、結晶粒の長径を短径で除した値を指す。

上述したフェライトの平均結晶粒径の導出の場合と同様に、通常のミクロ組織の観察手段による像を画像解析して得た硬質相の長径と短径から個々の硬質相のアスペクト比を求め、この個々の硬質相のアスペクト比から硬質相の平均アスペクト比を導出することができる。なお、具体的な硬質相の平均アスペクト比の導出方法の一例を、後述の実施例に示した。

アスペクト比は１に近いほど、異方性が小さくなるため、硬質相の理想的なアスペクト比は１であり、したがって、理想的な平均アスペクト比も１である。

なお、例えば、本発明の製造方法を採用することによって、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材のミクロ組織を上述したもの、つまり、平均結晶粒径が３μｍを超えて２０μｍ以下のフェライト相、平均アスペクト比が１０未満である硬質相および不可避的形成相からなり、かつ、該フェライト相の割合が４０％以上で、さらに不可避的形成相の割合が５％以下であるものとすることができる。

（Ｃ）製造条件について：
以下に詳述する本発明の製造条件は、工業的な規模で本発明の低降伏比鋼材を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、低降伏比鋼材自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。

本発明に係る低降伏比鋼材は、前述の化学組成を有するスラブに対し、例えば、以下の工程（ａ）〜（ｄ）で順次処理することにより製造することができる。

なお、工程（ａ）〜（ｄ）で順次処理する場合のスラブの製造については、特にその鋳造条件を特定する必要はない。これは、工程（ａ）〜（ｄ）で順次処理することにより、ミクロ組織が制御できるからである。

ただし、平均アスペクト比および平均結晶粒径は、圧下率と圧延温度に依存する傾向にある。このため、本発明に係る低降伏比鋼材を製造する製造指針として、出発材料、つまり、圧延素材としてのスラブを予め一定の大きさとしておくことが好ましい。これは、圧延工程において圧下率が大きいと、最終製品である上記低降伏比鋼材の平均アスペクト比が大きくなって１０以上になることがあるためである。したがって、圧延素材としてのスラブは薄手のものであることが好ましい。具体的には、厚さが３００ｍｍ以下のスラブを本発明に係る鋼材を製造するための圧延素材とすることが好ましい。一方、結晶粒の細粒化を図るためには特定割合以上の圧下が必要となる。このため、厚さが２２０ｍｍ以上のスラブを圧延素材とすることが好ましい。なお、このような薄手のスラブを製造するために、厚手のスラブを予め薄く加工し、このスラブを本発明に係る鋼材の圧延素材としてもよい。

（Ｃ−１）加熱工程：
加熱工程としての工程（ａ）では、本発明の低降伏比鋼材製造のための圧延素材としてのスラブをＡｃ₃点以上１０００℃未満の温度に加熱する。

スラブをＡｃ₃点以上に加熱するのは、オーステナイト変態させて、均一な組織とするためである。一方、スラブ加熱温度を１０００℃未満とするのは、結晶粒の粗大化を防止し、最終製品である上記鋼材のフェライト相の平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑えるためである。一方、別の観点からは、エネルギー消費の減少および地球環境への配慮から１０００℃未満とする。スラブ加熱温度の上限は、好ましくは９７５℃未満、より好ましくは９５０℃未満である。

なお、スラブの中央部まで温度を均一化するために、上記温度域でのスラブの加熱時間は、３時間以上とすることが好ましい。ただし、本発明の目的から加熱時間の上限は１２時間程度とすることが好ましい。

（Ｃ−２）圧延工程：
工程（ａ）で加熱したスラブを、オーステナイト未再結晶温度域で、累積圧下率が３０％以上となる圧延（工程（ｂ））を行い、Ａｒ₃点以上の温度で圧延を完了する（工程（ｃ））。

こうした圧延を行うのは、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率３０％以上の圧延を行うことによって、８０％以下のＹＲを確保できるとともに、結晶粒の十分な細粒化がなされて、良好な靱性も確保することができるためである。

なお、上記オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は５０％以上とすることが好ましい。工程（ｂ）における上記の累積圧下率の上限は、結晶粒の過度の細粒化を防ぐため、７０％とすることが好ましい。

なお、加熱炉により抽出された直後のスラブはオーステナイト再結晶温度域にある。本発明は必ずしもスラブ温度がオーステナイト未再結晶温度域まで低下してから圧延を開始するというものではなく、このようなスラブに対し、オーステナイト再結晶温度域で一定の圧延を行ってもよい。

全ての圧延はＡｒ₃点以上の温度で完了させる。これは、Ａｒ₃点を下回る低温域で圧下を行った場合、加工硬化によってＹＲの上昇を招くため、８０％以下のＹＲを確保できないからである。

（Ｃ−３）冷却工程：
圧延工程としての工程（ｂ）および（ｃ）の後は、５〜４０℃／ｓの冷却速度で、５００℃以下の温度まで冷却する（工程（ｄ））。

なお、工程（ｂ）および（ｃ）の後、５℃／ｓ以上の冷却速度を得るための方法としては、例えば、水冷が挙げられるので、以下、「冷却」に「水冷」を用いて説明する。

水冷する際の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、焼入れの効果が得られず、ＴＳで４９０ＭＰａ以上という強度を確保することができない。なお、５℃／ｓ以上の冷却速度で水冷した場合でも、５００℃以下の温度まで水冷を行わなければ、焼入れの効果が得られないので、上記のＴＳで４９０ＭＰａ以上という強度が得られない。

一方、４０℃／ｓを超える冷却速度で水冷した場合には、焼きが入りすぎて、鋼材中の硬質相の量が多くなるためＹＲの上昇を招き、８０％以下のＹＲを確保できない。

なお、上記の５〜４０℃／ｓの冷却速度での水冷は、５００℃以下の温度であればどんな温度で停止してもよい。そして、水冷を停止した後は、例えば、大気中で放冷して室温まで冷却してもよい。もちろん、室温近傍まで水冷を続けてもよい。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜１５を通常の方法で溶製、連続鋳造して厚さが２５０〜３００ｍｍのスラブにした。なお、表１には、前記(1)式で表されるCeqの値ならびに鋼の化学組成から推定されるＡｃ₃点（℃）およびＡｒ₃点（℃）の値を併記した。

表１中の鋼１〜７は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。一方、鋼８〜１５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。

これらの各種の鋼のスラブを用い、表２に示す製造条件に基づいて厚さ１６〜１００ｍｍの鋼材を製造した。なお、圧延完了後の冷却は水冷によって行い、表２に記載の「冷却停止温度」で水冷を停止し、水冷停止後は、大気中で放冷して室温まで冷却した。

上記のようにして得た各鋼材について、先ず、ミクロ組織を調査した。

すなわち、圧延面に平行な面であるいわゆる「Ｌ断面」が被検面になるように、各鋼材の厚さ中心部から試験片を採取し、次いで、その試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後ナイタール（硝酸＋エタノール）によって腐食して、厚さ中心部におけるミクロ組織を調査した。

具体的には、ナイタール（硝酸＋エタノール）によって腐食した面を光学顕微鏡を用いて倍率を５００倍として１００視野観察し、各視野に存在する相を調査するとともに、観察によって得られた像を画像解析し、各視野の全面積に占めるフェライト相の割合を算出し、さらに、全１００視野についてのフェライト相の面積割合を算術平均することによって、ミクロ組織に占めるフェライト相の割合を求めた。

さらに、上記の観察によって得られた像を画像解析し、個々のフェライト相について、短径と長径を測定してそれらを算術平均して各フェライト相の結晶粒径を求めた。次いで、上記のような調査を１００視野における個々のフェライト相について行い、その結晶粒径を算術平均して、フェライト相の平均結晶粒径を求めた。

同様に、上記の光学顕微鏡観察によって得られた像を画像解析して、個々の硬質相の長径と短径から個々の硬質相のアスペクト比を求めた。次いで、上記のような調査を１００視野における個々の硬質相について行い、そのアスペクト比を算術平均して、硬質相の平均アスペクト比を求めた。

次に、得られた各鋼材について機械的特性としての引張特性、靱性および耐食性の調査を行った。

引張特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に準じた引張試験片を、鋼材の厚さ１／４位置を中心としてＣ方向に採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）に記載の方法で室温での引張試験を行って調査し、ＹＳ(MPa)とＴＳ(MPa)を求めた。なお、ＹＳは下降伏点から求め、明確な降伏点が現れない場合は０．２％耐力をもってＹＳとした。

なお、ＴＳが４９０ＭＰａ以上、かつＹＲが８０％以下であることを引張特性の目標とした。

靱性は、鋼材の厚さが２０ｍｍ超のものについてはＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に記載の幅１０ｍｍＶノッチ試験片を、また、鋼材の厚さが２０ｍｍ以下のものについてはＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に記載の幅７.５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を、鋼材の厚さ１／４位置および１／２位置を中心として、いずれも、Ｌ方向に採取し、シャルピー衝撃試験を行って、ｖＴｒｓ（℃）を求めた。なお、ｖＴｒｓが−２０℃以下であることを靱性の目標とした。

そして、耐食性は、得られた鋼材から得た試験片をＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）J２３３４試験により評価した。ＳＡＥ J２３３４試験は、湿潤：５０℃、１００％ＲＨ、６時間、塩分付着：０.５％ＮａＣｌ、０.１％ＣａＣｌ_２、０.０７５％ＮａＨＣＯ_３水溶液浸漬、０.２５時間、乾燥：６０℃、５０％ＲＨ、１７.７５時間を１サイクル（合計２４時間）とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている（長野博夫、山下正人、内田仁著：環境材料学、共立出版（２００４）、ｐ.７４）。なお、本試験は、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。

ＳＡＥ Ｊ２３３４試験１２０サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。ここで、「板厚減少量」は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。

また、耐塗装剥離性を調べるために、１５０×７０ｍｍの大きさの試験片にエアースプレーにより変性エポキシ塗料（バンノー２００：中国塗料製）を乾燥膜厚で１５０μｍになるように塗装し、鋼材素地に達する深さでクロスカットを入れてから、同じくＳＡＥ Ｊ２３３４試験により評価した。
なお、以上の耐食性試験では、板厚減少量が０．２５ｍｍ、剥離面積率３０％以下であることを目標とした。

表３に、上記のミクロ組織（フェライト相の割合（α分率）、フェライト相の平均結晶粒径（α粒径）および平均アスペクト比（硬質相アスペクト比））、引張特性（ＹＳ）、靱性（鋼材の厚さ１／４位置および１／２位置でのｖＴｒｓ）および耐食性（板厚減少量および剥離面積率）の調査結果をまとめて併せて示す。なお、表中の特性欄において、「○」は引張特性、靱性および耐食性の全てを同時に達成したことを示し、「×」は引張特性、靱性および耐食性のいずれかが未達成であったことを示す。

表３から、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号１−１、２−１、３−１、４−１、５−１、７−１、８−２、９−２、１１−２、１４−２の鋼材の場合には、上記の引張特性、靱性および耐食性の目標の全てを同時には達成することができないことが明らかである。なお、試験番号６−１については圧延時に割れが生じために引張特性などの測定をしなかった。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号８−１、９−１、１０−１、１１−１、１２−１、１３−１、１４−１および１５−１の鋼材の場合には、引張特性としてのＴＳおよびＹＲの目標、ならびに靱性としてのｖＴｒｓの目標を全て同時に達成することができた。

なお、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼８を用いた試験番号８−１と８−２との比較、鋼９を用いた試験番号９−１と９−２との比較、鋼１１を用いた試験番号１１−１と１１−２との比較、および鋼１４を用いた試験番号１４−１と１４−２との比較から、本発明の製造方法を採用することによって、本発明の低降伏比鋼材が容易に得られることが明らかである。

以上のとおり、本発明の低降伏比鋼材は、ＹＲが８０％以下、ＴＳが４９０ＭＰａ以上、ｖＴｒｓが−２０℃以下という特性を有するため、特に、建築用鋼材として使用した場合、地震エネルギーを吸収し、建築構造物の倒壊を防止することが可能で、終局耐力型の設計思想に基づいた建築用の素材として好適に用いることができる。また、この低降伏比鋼材は、高騰するエネルギーコストを抑えて工業的な規模で低コストに製造することが容易であって、製造時のエネルギー消費量は小さくてもよいので、二酸化炭素など温室効果ガスの放出を抑制することができるという効果も得られる。さらに、高塩化物環境における耐食性にも優れ、補修塗装間隔の延長によるライフサイクルコストの低減も図ることができる。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織が、平均結晶粒径が３μｍを超えて２０μｍ以下のフェライト相、平均アスペクト比が１０未満である硬質相および不可避的形成相からなり、かつ、該フェライト相の割合が４０％以上で、さらに不可避的形成相の割合が５％以下であることを特徴とする耐食性に優れた低降伏比鋼材。
2. 化学組成が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．２％未満を含有し、かつＣｕ／Ｓｎ比が１０以下であることを特徴とする請求項１に記載の耐食性に優れた低降伏比鋼材。
3. 化学組成が、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下およびＶ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上の元素を含有するものであることを特徴とする請求項１または２に記載の耐食性に優れた低降伏比鋼材。
4. 請求項１から３までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを下記の工程（ａ）〜（ｄ）で順次処理することを特徴とする厚鋼板の製造方法。
   工程（ａ）：スラブをＡｃ₃点以上１０００℃未満の温度に加熱する。
   工程（ｂ）：オーステナイト未再結晶温度域で、累積圧下率が３０％以上となる圧延を行う。
   工程（ｃ）：Ａｒ₃点以上の温度で圧延を完了する。
   工程（ｄ）：５〜４０℃／ｓの冷却速度で、５００℃以下の温度まで冷却する。