JP2023506831A - 衝撃靭性に優れた制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】地震から構造物の耐震性を確保するために使用される制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法を提供する。より詳しくは、低い降伏強度を有しながらも低温衝撃靭性に優れた鋼材及びこの製造方法に関する。【解決手段】本発明の制振ダンパー用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、降伏強度が８０～１２０ＭＰａであることを特徴とする。【選択図】図２
Description
本発明は、地震から構造物の耐震性を確保するために使用される制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法に関するものである。
従来、韓国内で主に使用されていた耐震設計では、柱や梁の構造物に使用される鋼材の降伏比を下げて地震の際に構造物の破壊に至る時点を遅らせる技術が主に使用されてきた。しかし、このような低降伏比鋼材を用いた耐震設計は、構造物に使用される鋼材の再使用が不可能であるだけでなく、構造物自体も安定性が確保されていないため、再建築しなければならないという問題があった。
これにより、近年では耐震設計技術が発展し、制振または免震構造の実用化が進んでいる。すなわち、地震による構造物に加わるエネルギーを特定の部位に吸収させて耐震性能を確保する技術が多様に開発されている。
このような地震エネルギーを吸収する装置としてダンパーが使用されている。ダンパー用鋼材の場合には極低降伏点の特性を有する。これは、従来の柱や梁の構造材よりも降伏点を下げることで、地震時に先に降伏を起こして地震による振動エネルギーを吸収し、他の構造材は弾性の範囲に保持させることにより構造物の変形を抑制するものである。
本発明の目的は、地震から構造物の耐震性を確保するために使用される制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法を提供することである。
また、本発明のさらに他の目的は、低い降伏強度を有する制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法を提供することであり、本発明のさらに他の目的は、低温衝撃靭性に優れた制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法を提供することである。
本発明の課題は、前述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書全般にわたる内容から本発明の更なる課題を理解する上で困難はない。
本発明の制振ダンパー用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、降伏強度が８０～１２０ＭＰａであることを特徴とする。
また、本発明の制振ダンパー用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを加熱する段階と、加熱された鋼スラブをＡｒ３以上Ａｒ３＋１１０℃以下の温度範囲で仕上げ圧延する段階と、を含むことを特徴とする。
本発明によると、地震から構造物の耐震性を確保するために使用される制振ダンパー用として好適に使用できる鋼材及びこの製造方法を提供することができる。
また、本発明によると、低い降伏強度を有しながらも低温衝撃靭性に優れた鋼材及びこの製造方法を提供することができる。
地震から構造物の耐震性を確保するために使用される鋼材として、従来は純鉄に近い成分を使用し、且つ９１０～９６０℃の温度範囲で追加の熱処理を行う技術が知られていた。
しかし、この従来技術は、熱間圧延後９００℃以上の高温で追加の熱処理を行う必要があるため、Ｓｉが添加されていない極低降伏点鋼材の場合に過度なスケールが発生して不良を起こしたり、粗大なＮｂまたはＴｉ析出物が形成されて衝撃靭性の劣化が発生するという問題があった。また、９００℃以上の高温での熱処理工程が伴うため、製造コストの上昇を招くという問題もあった。
そこで、本発明者らは、前述の問題点を解決するために鋭意検討した結果、鋼の組成と製造条件を最適化することにより、前述の問題が解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。特に、本発明によると、低い降伏強度を有しながらも低温衝撃靭性に優れた鋼材を効果的に提供することができる。
本発明の制振ダンパー用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、降伏強度が８０～１２０ＭＰａである。
すなわち、本発明によると、降伏強度が８０～１２０ＭＰａ程度と極めて低いながらも、衝撃遷移温度が－２０℃以下である制振ダンパー用鋼材を効率的に提供することができる。以下、本発明の特徴の一つである鋼組成を構成する各合金成分を添加する理由及びこれらの適切な含量範囲についてまず説明する。
Ｃ：０．００６％以下
Ｃは固溶強化を引き起こし、自由な状態では転位に固着して降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。したがって、Ｃの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．００６％以下であってもよく、より好ましくは０．００４５％以下であってもよい。但し、Ｃ含量の下限は０．００１％であってもよく、より好ましくは０．００２％であってもよい。
Ｃは固溶強化を引き起こし、自由な状態では転位に固着して降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。したがって、Ｃの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．００６％以下であってもよく、より好ましくは０．００４５％以下であってもよい。但し、Ｃ含量の下限は０．００１％であってもよく、より好ましくは０．００２％であってもよい。
Ｓｉ：０．０５％以下
ＳｉはＣと同様に固溶強化を引き起こす元素であって、降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。したがって、Ｓｉの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．０５％以下であってもよく、より好ましくは０．０３％以下であってもよい。但し、Ｓｉ含量の下限は０．０００８％であってもよく、より好ましくは０．００１％であってもよい。
ＳｉはＣと同様に固溶強化を引き起こす元素であって、降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。したがって、Ｓｉの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．０５％以下であってもよく、より好ましくは０．０３％以下であってもよい。但し、Ｓｉ含量の下限は０．０００８％であってもよく、より好ましくは０．００１％であってもよい。
Ｍｎ：０．３％以下
ＭｎはＳｉと同様に固溶強化を引き起こす元素であって、降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。Ｍｎの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．３％以下であってもよく、より好ましくは０．２％以下であってもよい。但し、Ｍｎ含量の下限は０．０５％であってもよく、より好ましくは０．１％であってもよい。
ＭｎはＳｉと同様に固溶強化を引き起こす元素であって、降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。Ｍｎの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．３％以下であってもよく、より好ましくは０．２％以下であってもよい。但し、Ｍｎ含量の下限は０．０５％であってもよく、より好ましくは０．１％であってもよい。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する恐れがある。したがって、Ｐの含量はできるだけ低く保持することが有利であるため、その含量は０．０２％以下であってもよく、より好ましくは０．０１３％以下であってもよい。一方、上記Ｐ含量の下限は０％の場合が理想的である。但し、不可避に含まれる場合を勘案して、上記Ｐ含量の下限は０．００１％であってもよい。
Ｐは強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する恐れがある。したがって、Ｐの含量はできるだけ低く保持することが有利であるため、その含量は０．０２％以下であってもよく、より好ましくは０．０１３％以下であってもよい。一方、上記Ｐ含量の下限は０％の場合が理想的である。但し、不可避に含まれる場合を勘案して、上記Ｐ含量の下限は０．００１％であってもよい。
Ｓ：０．０１％以下
ＳはＭｎＳ等を形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であり、できるだけその含量を低く保持することが好ましいため、Ｓの含量は０．０１％以下であってもよく、より好ましくは０．００４％以下であってもよい。一方、Ｓ含量の下限は０％の場合が理想的である。但し、不可避に含まれる場合を勘案して、上記Ｓ含量の下限は０．００２％であってもよい。
ＳはＭｎＳ等を形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であり、できるだけその含量を低く保持することが好ましいため、Ｓの含量は０．０１％以下であってもよく、より好ましくは０．００４％以下であってもよい。一方、Ｓ含量の下限は０％の場合が理想的である。但し、不可避に含まれる場合を勘案して、上記Ｓ含量の下限は０．００２％であってもよい。
Ａｌ：０．００５～０．０５％
Ａｌは溶鋼を安価に脱酸できる元素であって、降伏強度を十分に下げ、衝撃靭性を確保するための観点から、Ａｌ含量の上限は０．０５％であってもよく、より好ましくは０．０３５％以下であってもよい。また、最小限の脱酸性能を確保するための観点から、Ａｌ含量の下限は０．００５％であってもよく、より好ましくは上記Ａｌ含量の下限は０．０２３％であってもよい。
Ａｌは溶鋼を安価に脱酸できる元素であって、降伏強度を十分に下げ、衝撃靭性を確保するための観点から、Ａｌ含量の上限は０．０５％であってもよく、より好ましくは０．０３５％以下であってもよい。また、最小限の脱酸性能を確保するための観点から、Ａｌ含量の下限は０．００５％であってもよく、より好ましくは上記Ａｌ含量の下限は０．０２３％であってもよい。
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは固溶強化を引き起こし、自由な状態では転位に固着して降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。Ｎの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．００５％以下であってもよく、より好ましくはＮ含量の上限は０．００３５％であってもよい。一方、上記Ｎ含量の下限は０％の場合が理想的である。但し、不可避に含まれる場合を勘案して、上記Ｎ含量の下限は０．０００１％であってもよい。
Ｎは固溶強化を引き起こし、自由な状態では転位に固着して降伏強度を高め、伸び率を下げる元素である。Ｎの含量は低ければ低いほど良く、低い降伏強度を確保する観点から、その含量は０．００５％以下であってもよく、より好ましくはＮ含量の上限は０．００３５％であってもよい。一方、上記Ｎ含量の下限は０％の場合が理想的である。但し、不可避に含まれる場合を勘案して、上記Ｎ含量の下限は０．０００１％であってもよい。
Ｎｂ：０．０４～０．１５％
ＮｂはＴＭＣＰ鋼の製造において重要な元素であって、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出してＣが転位に固着することを防止する非常に重要な元素である。また、高温で再加熱する時に固溶したＮｂは、オーステナイトの再結晶を抑制して組織が微細化する効果を奏する。
ＮｂはＴＭＣＰ鋼の製造において重要な元素であって、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出してＣが転位に固着することを防止する非常に重要な元素である。また、高温で再加熱する時に固溶したＮｂは、オーステナイトの再結晶を抑制して組織が微細化する効果を奏する。
一方、変形誘起析出物を導入するためには、広い未再結晶領域を確保することが必要であるが、図２に示すように、Ａｒ３とＴｎｒとの間に５０℃以上の温度領域を確保する観点からＮｂを０．０４％以上添加することが好ましい。また、析出物の粗大化により衝撃靭性が劣化することを防止するために、Ｎｂを０．１５％以下添加することが好ましい。但し、より好ましくは、Ｎｂ含量の下限は０．０７％でもよく、Ｎｂ含量の上限は０．１％であってもよい。
具体的に、図２では、本発明の鋼材について、Ｎｂの添加量に応じた再結晶停止温度（Ｔｎｒ）の変化をグラフで示している。すなわち、本発明のように炭素の含量を極低量に制御した極低炭素鋼の場合にはＡｒ３が８９０℃程度と非常に高く、Ａｒ３の変化が僅かである。
したがって、図２に示すように、Ａｒ３の変化値を無視できるようになるため、Ａｒ３を８９０℃程度に固定して表すことができ、Ｎｂの含量を０．０４～０．１５％で添加する場合にのみ極低炭素鋼の再結晶停止温度（Ｔｎｒ）が高く制御できるようになる。
すなわち、本発明の一側面によると、Ｎｂの含量を０．０４～０．１５％に調節することにより、極低炭素鋼のＴｎｒとＡｒ３との差を５０℃以上に確保できるようになり、十分な範囲のＡｒ３以上Ｔｎｒ以下の温度領域で仕上げ圧延を行うことができる。これにより、変形誘起析出物が微細に発生し、Ｃを析出物として固着することができるようになる。
Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％
Ｔｉは、ＴｉＮの形態で析出することにより、Ｎが転位に固着することを防止する役割を果たす元素である。したがって、鋼中のＮを適正範囲に固着させるためには、添加したＮの含量（重量％）を考慮してＴｉを４８／１４×Ｎ（重量％）以上添加しなければならず（上記Ｎは、重量％で表した窒素（Ｎ）の含量を意味する）、より好ましくは０．０２％以上添加しなければならない。一方、Ｔｉが過度に添加される場合には、析出物が粗大化して衝撃靭性が劣化する恐れがあるため、衝撃靭性を確保する観点から、Ｔｉを０．０５％以下添加することができ、より好ましくは０．０４％以下添加することができる。
Ｔｉは、ＴｉＮの形態で析出することにより、Ｎが転位に固着することを防止する役割を果たす元素である。したがって、鋼中のＮを適正範囲に固着させるためには、添加したＮの含量（重量％）を考慮してＴｉを４８／１４×Ｎ（重量％）以上添加しなければならず（上記Ｎは、重量％で表した窒素（Ｎ）の含量を意味する）、より好ましくは０．０２％以上添加しなければならない。一方、Ｔｉが過度に添加される場合には、析出物が粗大化して衝撃靭性が劣化する恐れがあるため、衝撃靭性を確保する観点から、Ｔｉを０．０５％以下添加することができ、より好ましくは０．０４％以下添加することができる。
すなわち、本発明によると、Ｔｉの含量を４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％に制御することにより、鋼中のＮを析出物として固着させることができ、Ｎｂの含量を０．０４～０．１５％に制御することにより、鋼中のＣを析出物として固着させることができる。すなわち、本発明はＴｉ及びＮｂの含量を最適化することにより、変形誘起析出物を適正な大きさに微細に形成することが可能となり、これにより、低い降伏強度を有しながらも低温衝撃靭性に優れた鋼材を提供することができる。
具体的に、ＣまたはＮが自由な状態になると、転位にＣまたはＮが固着して上部降伏点現象を起こし、これにより、降伏強度が１２０ＭＰａ以上となってしまう。また、フェライト単一組織において粗大な析出物が存在すると、衝撃靭性が劣化するようになる。
ところで、圧延の際、変形誘起で析出する場合には、その大きさが微細であって、衝撃靭性が劣化することを抑制することができ、上部降伏点の発現を抑制して極低降伏点鋼材が得られる。これにより、本発明の一側面による鋼材は、降伏強度が８０～１２０ＭＰａの範囲であって、非常に低いながらもシャルピー衝撃遷移温度が－２０℃以下であるものを提供することができる。
一方、本発明によると、本発明の鋼スラブまたは鋼材の組成を特に限定するものではないが、下記関係式１－１を満たすことができる。
［関係式１－１］
０．８≦Ｎｂ／Ｓｉ
（上記関係式１－１中、上記Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
０．８≦Ｎｂ／Ｓｉ
（上記関係式１－１中、上記Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
また、本発明によると、本発明の鋼スラブまたは鋼材の組成を特に限定するものではないが、下記関係式１－２を満たすことができる。
［関係式１－２］
０．８≦Ｎｂ／Ｓｉ≦１５０
（上記関係式１－２中、上記Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
０．８≦Ｎｂ／Ｓｉ≦１５０
（上記関係式１－２中、上記Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
本発明によると、上記関係式１－１及び１－２において、上記Ｎｂ／Ｓｉの値を０．８以上とすることで、降伏強度が１２０ＭＰａ以下である鋼材を製造することができる。また、上記関係式１－２において、上記Ｎｂ／Ｓｉの値を１５０以下とすることで、Ｎｂ析出物が微細に形成され、優れた衝撃靭性を得ることができる。
なお、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記Ｎｂ／Ｓｉ値は３．３３以上であってもよく、上記Ｎｂ／Ｓｉ値は２７．６７以下であってもよい。一方、本発明の一側面によると、鋼スラブまたは鋼材の組成を特に限定するものではないが、下記関係式１－３を満たすことができる。
［関係式１－３］
０．８≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ
（上記関係式１－３中、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
０．８≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ
（上記関係式１－３中、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
また、本発明によると、本発明の鋼スラブまたは鋼材の組成を特に限定するものではないが、下記関係式４を満たすことができる。
［関係式１－４］
０．８≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ≦２００
（上記関係式１－４中、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
０．８≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ≦２００
（上記関係式１－４中、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
一方、本発明によると、上記関係式１－３及び１－４において、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉの値を０．８以上とすることで、降伏強度が１２０ＭＰａ以下である鋼材を製造することができる。また、上記関係式１－４において、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉの値を２００以下とすることで、Ｎｂ析出物が微細に形成され、優れた衝撃靭性を得ることができる。
また、本発明によると、本発明の鋼スラブまたは鋼材の組成を特に限定するものではないが、下記関係式１－５を満たすことができる。
［関係式１－５］
４≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ≦２００
（上記関係式１－５中、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
４≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ≦２００
（上記関係式１－５中、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。）
また、本発明の目的を達成するために、より好ましくは、上記（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉの値は４．３３以上であってもよく、上記（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉの値は１３０以下であってもよい。
一方、本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することができない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書ではその全ての内容を特に言及しない。
本発明によると、上記制振ダンパー用鋼材は、降伏強度（ＹＳ）が８０～１２０ＭＰａであり、引張強度（ＴＳ）が２３０～３５０ＭＰａであり、シャルピー衝撃遷移温度が－２０℃以下であることができる。あるいは、より好ましくは、上記制振ダンパー用鋼材は、降伏強度（ＹＳ）が９０～１１１ＭＰａであり、引張強度（ＴＳ）が２４５～２９０ＭＰａであり、シャルピー衝撃遷移温度が－３７℃以下であることができる。
以下では、本発明に係る鋼材を製造する方法について詳細に説明する。すなわち、本発明のさらに他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを加熱する段階と、加熱された鋼スラブをＡｒ３以上Ｔｎｒ以下の温度範囲で仕上げ圧延する段階と、を含む、制振ダンパー用鋼材の製造方法を提供する。
一方、本発明の一側面によると、上記制振ダンパー用鋼材の製造方法は、前述した合金組成を有する鋼スラブを１０５０～１２５０℃の範囲で再加熱する段階と、再加熱された鋼スラブを粗圧延して粗圧延バー（ｂａｒ）を得る段階と、上記粗圧延バーをＡｒ３以上Ｔｎｒ以下（あるいは、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１１０℃以下）の範囲で仕上げ圧延して熱延板材を得る段階と、を含むことができる。
また、本発明によると、制振ダンパー用鋼材の製造方法は、上記仕上げ圧延後に冷却する段階をさらに含むことができる。すなわち、本発明の鋼材は、「スラブ加熱－粗圧延－仕上げ圧延－冷却」の工程を経て製造することができ、以下では各工程条件について詳細に説明する。
［スラブ加熱］
本発明によると、前述した合金組成及び成分関係を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができ、このときに加熱温度は１０５０～１２５０℃の範囲で行うことができる。このとき、上記鋼スラブの組成については、前述しためっき鋼材の組成に関する説明を同様に適用できる。したがって、前述した関係式１－１～１－５に対する説明も同様に適用することができる。
本発明によると、前述した合金組成及び成分関係を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができ、このときに加熱温度は１０５０～１２５０℃の範囲で行うことができる。このとき、上記鋼スラブの組成については、前述しためっき鋼材の組成に関する説明を同様に適用できる。したがって、前述した関係式１－１～１－５に対する説明も同様に適用することができる。
一方、鋳造中に形成されたＴｉ及び／またはＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためには、鋼スラブの加熱温度を１０５０℃以上とすることが好ましい。但し、過度に高い温度に加熱する場合にはオーステナイトが粗大化する恐れがあり、粗圧延後の表面の温度が表層部の冷却開始温度に至るまで過度な時間がかかるため、鋼スラブの加熱を１２５０℃以下で行うことが好ましい。
［粗圧延］
上記加熱された鋼スラブは、その形状を調整するために粗圧延を行い、鋼板として製造することができる。このような粗圧延の温度はオーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ）以上とすることができる。粗圧延により鋳造中に形成されたデンドライト等の鋳造組織を破壊する効果を得ることができ、且つ、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得ることができる。
上記加熱された鋼スラブは、その形状を調整するために粗圧延を行い、鋼板として製造することができる。このような粗圧延の温度はオーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ）以上とすることができる。粗圧延により鋳造中に形成されたデンドライト等の鋳造組織を破壊する効果を得ることができ、且つ、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得ることができる。
［仕上げ圧延］
上記粗圧延された鋼板のオーステナイト組織に不均一な微細組織を導入するために仕上げ圧延を行うことができる。一方、未再結晶領域で圧延すると、Ｎｂが変形誘起によって微細な析出を起こしてＣを効果的に固着させるようになるため、仕上げ圧延の温度はフェライト変態開始温度（Ａｒ３）以上Ａｒ３＋１１０℃以下の範囲であってもよく、より好ましくは、フェライト変態開始温度（Ａｒ３）以上オーステナイトの再結晶停止温度（Ｔｎｒ）以下とすることができる。
上記粗圧延された鋼板のオーステナイト組織に不均一な微細組織を導入するために仕上げ圧延を行うことができる。一方、未再結晶領域で圧延すると、Ｎｂが変形誘起によって微細な析出を起こしてＣを効果的に固着させるようになるため、仕上げ圧延の温度はフェライト変態開始温度（Ａｒ３）以上Ａｒ３＋１１０℃以下の範囲であってもよく、より好ましくは、フェライト変態開始温度（Ａｒ３）以上オーステナイトの再結晶停止温度（Ｔｎｒ）以下とすることができる。
すなわち、本発明によると、仕上げ圧延の温度は、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１１０℃の範囲であってもよい。具体的に、本発明者らは、炭素の含量を０．００６％以下に極低量制御した極低炭素鋼の場合には、通常の回帰式でＡｒ３を測定できないことを見出し、実験を通じてＡｒ３値を測定した。また、本発明者らは、Ｎｂが０．１５％となる区間であるＡｒ３＋１１０℃までの温度範囲で仕上げ圧延を実施できることを見出した。
本発明によると、上記仕上げ圧延をＡｒ３以上で行うことにより、二相域圧延の問題を防止することができ、Ａｒ３＋１１０℃以下で行うことにより、２次スケールの成長を防止することができる。
また、本発明によると、上記仕上げ圧延は、より好ましくは、Ａｒ３＋２０℃以上Ａｒ３＋８０℃以下の温度範囲で行うことができる。あるいは、本発明によると、上記仕上げ圧延の温度はＡｒ３以上Ｔｎｒ以下であってもよい。
本発明によると、図２に示すように、本発明は、十分な未結晶領域で仕上げ圧延を行うために、下記関係式１または関係式２を満たすことが好ましい。このとき、下記関係式の単位は５０［℃］≦Ｔｎｒ［℃］－Ａｒ３［℃］≦１１０［℃］である。
［関係式１］
５０≦Ｔｎｒ－Ａｒ３
［関係式２］
５０≦Ｔｎｒ－Ａｒ３≦１１０
５０≦Ｔｎｒ－Ａｒ３
［関係式２］
５０≦Ｔｎｒ－Ａｒ３≦１１０
具体的に、本発明のような炭素の含量を０．００６％以下に極低量含む極低炭素鋼の場合には、高温Ｔｏｒｓｉｏｎ実験を通じて温度による応力が変曲する地点によってＡｒ３及びＴｎｒを測定することができる。そこで、本発明者らは、前述した実験を通じて、炭素の含量が０．００６％以下に制御された極低炭素鋼の場合、フェライトの変態開始温度であるＡｒ３が８９０℃程度と非常に高いことを確認し、Ｎｂの含量を特定量に制御する場合にのみＡｒ３とＴｎｒとの間の温度区間が十分に確保できることを見出した。
したがって、本発明に係る製造方法によると、未再結晶領域で仕上げ圧延を十分に行うことができるため、降伏強度が低く、低温衝撃靭性に優れるといった所望の物性を有する鋼材を効率的に得ることができる。また、本発明の一側面によると、特定の鋼組成を有する鋼スラブを仕上げ圧延する際に、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３以上で行うことにより低い降伏強度を有する鋼材を得ることができる。
また、本発明によると、仕上げ圧延の終了温度を８９０℃以上９８０℃以下に制御することにより、本発明で目的とする物性を有する鋼材を効果的に得ることができる。さらに、本発明の一側面によると、上記仕上げ圧延の終了温度は、より好ましくは８９０℃以上９７０℃以下であってもよい。
［冷却］
本発明によると、必要に応じて、上記仕上げ圧延後に冷却する段階を含んでもよく、上記冷却は空冷であってもよい。また、本発明のさらに他の一側面によると、上記冷却（空冷）する段階の後に、選択的に９００℃未満の温度で熱処理する段階をさらに含むことができる。
本発明によると、必要に応じて、上記仕上げ圧延後に冷却する段階を含んでもよく、上記冷却は空冷であってもよい。また、本発明のさらに他の一側面によると、上記冷却（空冷）する段階の後に、選択的に９００℃未満の温度で熱処理する段階をさらに含むことができる。
特に、本発明によると、上記熱処理する段階は、厚いスケールの形成を避けるために、８５０℃以上９００℃未満の範囲で保持するものであってもよく、より好ましくは、８６０℃以上８９５℃以下の範囲で保持するものであってもよく、また上記熱処理する段階は前述の温度範囲で１０～３０分間保持するものであってもよい。
一方、従来技術では、低い降伏強度等の物性を確保するためには、圧延終了後に９００℃以上という高温での追加熱処理工程を行う必要があった。これに対し、本発明の一側面によると、上記仕上げ圧延後９００℃以上の熱処理を行わなくてもよい。すなわち、本発明によると、前述した９００℃以上という高温での追加熱処理工程がなくても、圧延のみで、低い降伏強度を有しながらも低温衝撃靭性に優れた鋼材を効果的に製造することができる。あるいは、圧延終了後に追加の熱処理段階を含んだとしても、８５０℃以上９００℃未満の温度範囲での熱処理だけでも優れた物性を有する鋼材を製造することができる。
前述した９００℃以上という高温での追加熱処理工程は、通常高い製造コストが伴うため、９００℃以上という高温での追加熱処理工程がなくても、所望の物性を有する鋼材を製造することが可能な本発明によると、製造コストを画期的に低減することができる。
一方、本発明によると、前述した組成及び製造方法により製造される鋼材は、フェライト単一組織（フェライトを面積分率で、１００％含む）を有することができ、本発明から製造された鋼材の微細組織を光学顕微鏡を介して撮影した光学写真を図１に示す。
また、本発明によると、本発明から製造された鋼材は、フェライト結晶粒の平均粒径が５０～１５０μｍの範囲であってもよく、より好ましくは６０～１２０μｍの範囲であってもよく、最も好ましくは６５～１１５μｍの範囲であってもよい。
なお、本明細書において、上記結晶粒の平均粒径とは、結晶粒の中心を貫通する最も長い長さを粒径として描かれる球状の粒子を仮定したとき、上記粒径を測定した値に対する平均値を意味する。すなわち、本発明によると、上記フェライト結晶粒の平均粒径を５０μｍ以上とすることで、鋼材の降伏強度を１２０ＭＰａ以下に制御することができ、フェライト結晶粒の平均粒径を１５０μｍ以下とすることで、鋼材の降伏強度を８０ＭＰａ以上に制御することができる。
フェライト結晶粒の平均粒径の変化に応じた鋼材の降伏強度の変化量を図３に示しており、図３から確認できるように、フェライト結晶粒の平均粒径を５０～１５０μｍの範囲に制御することによって、本発明で目標とする範囲である８０～１２０ＭＰａの低い降伏強度が得られる。
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、例示を通じて本発明を説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限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、及びこれにより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）
下記表１の合金組成及び性質を有する鋼スラブを準備した。このとき、下記表１において、各成分の含量は重量％であり、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物を含む。
下記表１の合金組成及び性質を有する鋼スラブを準備した。このとき、下記表１において、各成分の含量は重量％であり、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物を含む。
すなわち、下記表１に記載の鋼スラブ（残部はＦｅ）において、発明鋼Ａ～Ｄは、本発明で定義する合金組成の範囲と一致する例であり、比較鋼Ｅ～Ｈは、本発明で定義する合金組成の範囲を外れる例である。一方、表１に記載の鋼スラブについて、極低炭素鋼として高温Ｔｏｒｓｉｏｎ実験を通じて温度による応力が変曲する地点からＡｒ３及びＴｎｒを実験的に測定した値を示した。
準備された鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱した後、下記表２に記載の条件で粗圧延、仕上げ圧延した後、冷却（空冷）の工程を経て鋼材を製造した。また、下記表２に記載のように、必要な場合には、上記冷却（空冷）後に９００℃未満の温度範囲で追加の熱処理を行った。
上記表２に記載されたそれぞれの条件で鋼材を製造し、このように製造された鋼材について、微細組織の状態、結晶粒の平均粒径、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及びシャルピー衝撃遷移温度を測定した結果を下記の表３に示した。このとき、微細組織は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影して確認し、結晶粒の平均粒径はライン測定法を用いて測定し、引張試験機を使用して降伏が起こる点を降伏強度とし、ネッキングが発生するときの強度を引張強度とした。シャルピー衝撃遷移温度は、シャルピー衝撃試験機を用いて衝撃吸収エネルギーを測定し、延性から脆性に破断が遷移するときの温度を示した。
上記表３において、実施例１－１、１－２、２－１、２－２、３－１、３－２、４－１及び４－２は、本発明の鋼組成及び製造条件を全て満たす場合であって、微細組織としてフェライト単一組織を有することを確認し、このようなフェライト結晶粒の平均粒径が全て５０～１５０μｍの範囲であり、鋼材の物性が全て降伏強度８０～１２０ＭＰａ及びシャルピー衝撃遷移温度－２０℃以下を満たしている。
一方、比較例１～４は、本発明の鋼組成は満たしているものの、製造条件が本発明から外れている場合である。これらのうち、比較例１、２及び４は、仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３未満（すなわち、８９０℃未満）の場合であり、比較例３は、仕上げ圧延の終了温度が過度に高い場合である。このような比較例１～４の場合には、仕上げ圧延時にＮｂの変形誘起析出が効果的に起こらないため、上部降伏点が発現して降伏強度が全て１２０ＭＰａを超えている。
なお、比較例５は、Ｃが本発明で規定する含量の上限を超えており、フェライト結晶粒の平均粒径が５０μｍ以下であって、降伏強度が１２０ＭＰａを超えている。
比較例６は、固溶強化元素であるＳｉが本発明で規定する含量の上限を超えており、フェライト結晶粒の平均粒径は５０～１５０μｍの範囲であるものの、降伏強度が１２０ＭＰａを超えている。
比較例７は、Ｎｂを過剰に添加した場合であって、粗大な析出物の形成により衝撃靭性が劣化し、シャルピー衝撃遷移温度が－２０℃を上回っている。
比較例８は、本発明の製造条件を全て満たしているものの、Ｔｉの含量が本発明で規定する上限を超える場合であって、粗大な析出物の生成によりシャルピー衝撃遷移温度が－２０℃を上回っている。
比較例９は、本発明の製造条件を全て満たしているものの、Ｔｉの含量が本発明で規定する下限に達していない場合であって、Ｔｉの含量が不足して自由Ｎ（Ｆｒｅｅ Ｎ）を窒化物として析出させるには不足しており、降伏点現象が発現し、降伏強度が１２０ＭＰａを超えている。
Claims (13)
- 重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、降伏強度が８０～１２０ＭＰａであることを特徴とする制振ダンパー用鋼材。
- シャルピー衝撃遷移温度が－２０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の制振ダンパー用鋼材。
- 微細組織としてフェライト単一組織を有することを特徴とする請求項１に記載の制振ダンパー用鋼材。
- 前記フェライトの結晶粒の平均粒径は５０～１５０μｍの範囲であることを特徴とする請求項３に記載の制振ダンパー用鋼材。
- 前記鋼材は、下記関係式１－１を満たすものであることを特徴とする請求項１に記載の制振ダンパー用鋼材。
［関係式１－１］
０．８≦Ｎｂ／Ｓｉ
（前記関係式１－１中、前記Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。） - 前記鋼材は、下記関係式１－２を満たすものであることを特徴とする請求項１に記載の制振ダンパー用鋼材。
［関係式１－２］
０．８≦Ｎｂ／Ｓｉ≦１５０
（前記関係式１－２中、前記Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。） - 前記鋼材は、下記関係式１－３を満たすものであることを特徴とする請求項１に記載の制振ダンパー用鋼材。
［関係式１－３］
０．８≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｓｉ
（前記関係式１－３中、前記Ｔｉ、Ｎｂ及びＳｉは各成分の重量％含量を意味する。） - 重量％で、Ｃ：０．００６％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：４８／１４×Ｎ（重量％）～０．０５％、Ｎｂ：０．０４～０．１５％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを加熱する段階と、
加熱された鋼スラブをＡｒ３以上Ａｒ３＋１１０℃以下の温度範囲で仕上げ圧延する段階と、を含むことを特徴とする制振ダンパー用鋼材の製造方法。 - 前記仕上げ圧延は、Ａｒ３以上Ｔｎｒ以下の温度範囲で行うものであることを特徴とする請求項８に記載の制振ダンパー用鋼材の製造方法。
- 下記関係式１を満たすものであることを特徴とする請求項９に記載の制振ダンパー用鋼材の製造方法。
［関係式１］
５０≦Ｔｎｒ－Ａｒ３ - 前記仕上げ圧延の終了温度は８９０℃以上９７０℃以下であることを特徴とする請求項８に記載の制振ダンパー用鋼材の製造方法。
- 前記仕上げ圧延後に冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項８に記載の制振ダンパー用鋼材の製造方法。
- 前記冷却後に８５０℃以上９００℃未満の温度範囲で１０～３０分間保持する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１２に記載の制振ダンパー用鋼材の製造方法。
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