JP2023554331A - 衝撃靭性に優れた制震ダンパー用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明の目的は、衝撃靭性に優れた制震ダンパー用鋼材及びその製造方法に係り、より詳細には、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震ダンパー用鋼材及びその製造方法に関する。【解決手段】本発明の制震ダンパー用鋼板は、素地鋼板と、素地鋼板の少なくとも一面に形成されたスケール層と、を含み、素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、素地鋼板は微細組織として、フェライトを面積分率で９５％以上含み、スケール層におけるＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量は２～５重量％であることを特徴とする。【選択図】図１
Description
本発明は、衝撃靭性に優れた制震ダンパー用鋼板及びその製造方法に係り、より詳しくは、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震ダンパー用鋼材及びその製造方法に関する。
従来、韓国内で主に使用されていた耐震設計では、地震時に、柱や梁の構造物に使用される鋼材の降伏比を下げて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の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、構造物自体に対しても安定性が確保されないため、再建築を行わなければならないという問題があった。
近年では、耐震設計技術が発展し、制震又は免震構造の実用化が進められている。特に、地震による構造物に加わるエネルギーを特定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制震ダンパーが用いられており、制震ダンパー用鋼材は極低降伏点の特性を有する。制震ダンパー用鋼材は、既存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維持させることで、構造物の変形を抑制することができる。
しかし、従来の制震ダンパー用鋼材は、極低炭素鋼を活用して粗大なフェライト組織を持たせることにより、引張試験時に降伏点現象が発現しない連続降伏挙動を示す。このため、地震によって発生する塑性変形エネルギーを吸収すると、加工硬化が急速に起こり、降伏強度の上昇が大きくなるために、地震エネルギー吸収用の制震ダンパー用鋼材としては改善する必要があるという問題がある。
しかし、今までこのような高度な需要を満たすことができるレベルの技術は開発されていないのが実情である。
本発明の目的とするところは、低い降伏強度を有し、地震から構造物の耐震性を確保するために使用可能な制震ダンパー用鋼板及びその製造方法を提供することである。
さらに、本発明の目的とするところは、、低い降伏強度を有するとともに、低温衝撃靭性に優れた制震ダンパー用鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の課題は、上述の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体にわたる内容から本発明の更なる課題を理解する上で何ら困難がない。
本発明の制震ダンパー用鋼板は、
素地鋼板と、
上記素地鋼板の少なくとも一面に形成されたスケール層と、を含み、
上記素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
上記素地鋼板は微細組織として、フェライトを面積分率で９５％以上含み、
上記スケール層におけるＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量は２～５重量％であることを特徴とする。
素地鋼板と、
上記素地鋼板の少なくとも一面に形成されたスケール層と、を含み、
上記素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
上記素地鋼板は微細組織として、フェライトを面積分率で９５％以上含み、
上記スケール層におけるＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量は２～５重量％であることを特徴とする。
さらに、本発明の制震ダンパー用鋼板の製造方法は、
上記素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する段階と、
上記再加熱された鋼スラブをＴｎｒ＋５０℃以上の温度で粗圧延して、粗圧延されたバーを得る段階と、
上記粗圧延されたバーをＴｎｒ以上で熱間圧延して、熱延鋼板を得る段階と、を含むことを特徴とする。
上記素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する段階と、
上記再加熱された鋼スラブをＴｎｒ＋５０℃以上の温度で粗圧延して、粗圧延されたバーを得る段階と、
上記粗圧延されたバーをＴｎｒ以上で熱間圧延して、熱延鋼板を得る段階と、を含むことを特徴とする。
本発明によれば、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震ダンパー用として好適に使用できる鋼板及びその製造方法を提供することができる。
さらに、本発明によれば、降伏強度が小さく、低温衝撃靭性に優れた制震ダンパー用鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本 発明の多様かつ有益な利点及び効果は、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より容易に理解することができる。
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
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、このような技術は、仕上げ圧延後に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の鋼材の場合、過度なスケールが発生して不良を起こしたり、粗大なＮｂ又はＴｉ析出物が形成されたり、衝撃靭性の劣化が発生したりするという問題があった。また、９００℃以上の高温における追加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。
あるいは、従来の制震ダンパー用鋼材として、極低炭素鋼を活用して粗大なフェライト組織を有するように制御する技術があったが、このような技術は、引張試験時に降伏点現象が発現されない連続降伏挙動を示す。このため、地震によって発生する塑性変形エネルギーを吸収すると、加工硬化が急速に起こり、これによる降伏強度の上昇が大きくなるために、地震エネルギー吸収用の制震ダンパー用鋼板としては改善する必要があるという問題があった。
そこで、本発明者らは鋭意検討を行った結果、低い降伏強度を有し、低温衝撃靭性に優れるとともに、降伏点現象を示す制震ダンパー用鋼板を開発することにより、地震発生時に塑性変形による急激な加工硬化を低減することにより、降伏強度の上昇を抑制できる技術を完成するに至った。
具体的に、本発明の一側面に係る制震ダンパー用鋼板は、素地鋼板と、上記素地鋼板の少なくとも一面に形成されたスケール層と、を含む。
このとき、上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる。
以下、本発明の主な特徴の一つである素地鋼板の組成を構成する各合金成分を添加する理由及びそれらの適切な含量範囲について先ず説明する。
Ｃ：０．００５～０．０２％
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。よって、制震ダンパー用鋼材として好適に使用するためには、Ｃ含量を０．００５％以上に制御する必要があり、Ｃ含量が０．０２％を超えると、制震ダンパー用として使用する際に適切な強度を超える虞がある。したがって、本発明ではＣ含量を０．００５～０．０２％に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｃ含量の下限は０．０１１％であってもよく、あるいは、上記Ｃ含量の上限は０．０１８％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。よって、制震ダンパー用鋼材として好適に使用するためには、Ｃ含量を０．００５％以上に制御する必要があり、Ｃ含量が０．０２％を超えると、制震ダンパー用として使用する際に適切な強度を超える虞がある。したがって、本発明ではＣ含量を０．００５～０．０２％に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｃ含量の下限は０．０１１％であってもよく、あるいは、上記Ｃ含量の上限は０．０１８％であってもよい。
Ｓｉ：０．０５～０．２％
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り、制震ダンパー用鋼材として好適に使用するためにはＳｉ含量が低いほどよい。但し、Ｓｉが適量添加されないと、圧延時に発生する２次スケールの密着性が悪くなり、生産時に鋼板の表面にスケールが押し込まれて表面不良を発生させる可能性が高くなる。したがって、本発明では、２次スケールの密着性を確保する観点から、Ｓｉ含量を０．０５％以上に制御し、低い降伏強度を確保する観点から、Ｓｉ含量を０．２％以下に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｓｉ含量の下限は０．０７％であってもよく、あるいはＳｉ含量の上限は０．１５％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り、制震ダンパー用鋼材として好適に使用するためにはＳｉ含量が低いほどよい。但し、Ｓｉが適量添加されないと、圧延時に発生する２次スケールの密着性が悪くなり、生産時に鋼板の表面にスケールが押し込まれて表面不良を発生させる可能性が高くなる。したがって、本発明では、２次スケールの密着性を確保する観点から、Ｓｉ含量を０．０５％以上に制御し、低い降伏強度を確保する観点から、Ｓｉ含量を０．２％以下に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｓｉ含量の下限は０．０７％であってもよく、あるいはＳｉ含量の上限は０．１５％であってもよい。
Ｍｎ：０．１～０．５％
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。したがって、制震ダンパー用鋼材として好適に使用するために、本発明では、適切な強度を確保する観点から、Ｍｎ含量を０．１％以上に制御し、過度な固溶強化効果を避けるために上限は０．５％以下に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｍｎ含量の下限は０．１８％であってもよく、上記Ｍｎ含量の上限は０．３５％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。したがって、制震ダンパー用鋼材として好適に使用するために、本発明では、適切な強度を確保する観点から、Ｍｎ含量を０．１％以上に制御し、過度な固溶強化効果を避けるために上限は０．５％以下に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｍｎ含量の下限は０．１８％であってもよく、上記Ｍｎ含量の上限は０．３５％であってもよい。
Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｐは強度の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し得るため、Ｐ含量はできるだけ低く維持することが好ましい。したがって、本発明では、Ｐ含量を０．０２％以下に制御し、より好ましくは０．０１３％以下に制御することができる。また、上記Ｐ含量の下限は不可避に混入する場合を勘案して０％を除き、より好ましくは、上記Ｐ含量の下限は０．０００５％であってもよい。
Ｐは強度の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し得るため、Ｐ含量はできるだけ低く維持することが好ましい。したがって、本発明では、Ｐ含量を０．０２％以下に制御し、より好ましくは０．０１３％以下に制御することができる。また、上記Ｐ含量の下限は不可避に混入する場合を勘案して０％を除き、より好ましくは、上記Ｐ含量の下限は０．０００５％であってもよい。
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
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るため、できるだけその含量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明ではＳ含量を０．０１％以下に制御し、より好ましくは０．００４％以下に制御することができる。また、上記Ｓ含量の下限は、不可避に混入する場合を考慮して０％を除き、より好ましくは、上記Ｓ含量の下限は０．０００５％以上であってもよい。
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るため、できるだけその含量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明ではＳ含量を０．０１％以下に制御し、より好ましくは０．００４％以下に制御することができる。また、上記Ｓ含量の下限は、不可避に混入する場合を考慮して０％を除き、より好ましくは、上記Ｓ含量の下限は０．０００５％以上であってもよい。
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ながらも衝撃靭性を確保する観点から、Ａｌ含量の上限を０．０５％に制御する。あるいは、より好ましくはＡｌ含量の上限を０．０３５％に制御することができ、最小限の脱酸性能を確保する観点から、Ａｌ含量の下限を０．００５％に制御することができる。但し、より好ましくは、上記Ａｌ含量の下限は０．０１％であってもよく、上記Ａｌ含量の上限は０．０３５％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ながらも衝撃靭性を確保する観点から、Ａｌ含量の上限を０．０５％に制御する。あるいは、より好ましくはＡｌ含量の上限を０．０３５％に制御することができ、最小限の脱酸性能を確保する観点から、Ａｌ含量の下限を０．００５％に制御することができる。但し、より好ましくは、上記Ａｌ含量の下限は０．０１％であってもよく、上記Ａｌ含量の上限は０．０３５％であってもよい。
Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）
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。したがって、Ｎ含量は低ければ低いほどよいため、低い降伏強度を確保する観点から、Ｎ含量を０．００５％以下に制御する。但し、上記Ｎ含量の下限は不可避に混入する場合を考慮して０％は除くことができ、より好ましくは、上記Ｎ含量の下限は０．００１％とすることができる。
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。したがって、Ｎ含量は低ければ低いほどよいため、低い降伏強度を確保する観点から、Ｎ含量を０．００５％以下に制御する。但し、上記Ｎ含量の下限は不可避に混入する場合を考慮して０％は除くことができ、より好ましくは、上記Ｎ含量の下限は０．００１％とすることができる。
Ｎｂ：０．０２～０．０６％
Ｎｂは、ＴＭＣＰ鋼の製造において重要な元素であって、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形態で析出させる元素である。また、高温で再加熱時に固溶した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又はＮｂＣＮの形態で析出させる元素である。また、高温で再加熱時に固溶した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、適切な変形誘起析出物を導入するためには、０．０２％以上添加することが好ましい。また、析出物の粗大化による衝撃靭性の劣化を防止するために、Ｎｂを０．０６％以下で添加することが好ましい。但し、より好ましくは、上記Ｎｂ含量の下限は０．０３％であってもよく、上記Ｎｂ含量の上限は０．０５％であってもよい。
Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～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含量（重量％）を考慮して、Ｔｉを４８／１４×［Ｎ］％以上添加しなければならない（ここで、［Ｎ］は素地鋼板内のＮの重量％含量を意味する）。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虞があるため、衝撃靭性を確保する観点から、Ｔｉを０．０５％以下に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｔｉ含量の下限は０．０２％であってもよく、上記Ｔｉ含量の上限は０．０４５％であってもよい。
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含量（重量％）を考慮して、Ｔｉを４８／１４×［Ｎ］％以上添加しなければならない（ここで、［Ｎ］は素地鋼板内のＮの重量％含量を意味する）。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虞があるため、衝撃靭性を確保する観点から、Ｔｉを０．０５％以下に制御する。但し、より好ましくは、上記Ｔｉ含量の下限は０．０２％であってもよく、上記Ｔｉ含量の上限は０．０４５％であってもよい。
一方、特に限定するものではないが、本発明の一側面によれば、上記素地鋼板は下記関係式１を満たす。
［関係式１］
０．００１≦［Ｃ］－１２／９３×［Ｎｂ］－１２／４８×［Ａ］≦０．０１
（上記関係式１において、上記［Ｃ］は上記素地鋼板内のＣの平均重量％含量を示し、上記［Ｎｂ］は上記素地鋼板内のＮｂの平均重量％含量を示し、上記［Ａ］は下記関係式２で定義される値を示す。）
０．００１≦［Ｃ］－１２／９３×［Ｎｂ］－１２／４８×［Ａ］≦０．０１
（上記関係式１において、上記［Ｃ］は上記素地鋼板内のＣの平均重量％含量を示し、上記［Ｎｂ］は上記素地鋼板内のＮｂの平均重量％含量を示し、上記［Ａ］は下記関係式２で定義される値を示す。）
［関係式２］
［Ａ］＝［Ｔｉ］－４８／１２×［Ｎ］
（上記関係式２において、上記［Ｔｉ］は、上記素地鋼板内のＴｉの平均重量％含量を示し、上記［Ｎ］は、上記素地鋼板内のＮの平均重量％含量を示す。）
［Ａ］＝［Ｔｉ］－４８／１２×［Ｎ］
（上記関係式２において、上記［Ｔｉ］は、上記素地鋼板内のＴｉの平均重量％含量を示し、上記［Ｎ］は、上記素地鋼板内のＮの平均重量％含量を示す。）
本発明の一側面によれば、上述した関係式１において［Ｃ］－１２／９３×［Ｎｂ］－１２／４８×［Ａ］で表されるＦｒｅｅ Ｃの値を０．００１～０．０１％の範囲に制御することができる。上述したＦｒｅｅ Ｃの値が０．００１％未満であると、降伏点現象を発現しにくくなる可能性があり、０．０１％を超えると、制震ダンパーの用途として好適に使用可能な適正強度を超える虞がある。すなわち、本発明において、上記関係式１を満たすことにより、上部降伏点の発現を助長し、地震の発生時に過度な加工硬化が発生しない鋼板が得られるようになる。
したがって、本発明によれば、降伏強度が２０５～２４５ＭＰａの範囲であり、引張強度が３００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃遷移温度が－２０℃以下である低温衝撃靭性に優れた制震ダンパー用鋼板を提供することができる。
本発明において、残りの成分はＦｅである。但し、通常の製造過程において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はできない。このような不純物は、通常の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容については言及しない。
本発明の一側面によれば、上記素地鋼板は微細組織として、フェライトを面積分率で、９５％以上（より好ましくは９９％以上）含み、残部は５％以下（０％を含む）のパーライト等のその他の相を含むことができる。あるいは、最も好ましくは、上記素地鋼板は、フェライト単一組織を有する（すなわち、素地鋼板は微細組織として、フェライトを面積分率で、１００％含む）。これを満たすことで、地震の発生時に効果的にエネルギーを吸収し、地震ダンパーとしての役割を果たすことができる。
また、特に限定するものではないが、本発明の一側面によれば、上記素地鋼板において、上記フェライトの結晶粒の平均粒径は２０～５０μｍの範囲であってもよく、より好ましくは３０～５０μｍであってもよい。上記素地鋼板において、上記フェライトの結晶粒の平均粒径が２０μｍ未満であると、制震ダンパーの用途として目標とする降伏強度を超えるという問題が生じる可能性があり、５０μｍを超えると、粗大なフェライト結晶粒サイズにより転位が容易に移動するようになり、連続降伏挙動を示すという問題が生じる可能性がある。
上述したフェライト結晶粒の平均粒径は、鋼材の厚さ方向（すなわち、圧延方向に垂直な方向）への切断面を基準に、結晶粒に対する円相当径を測定した値の平均値を意味し、具体的には、結晶粒の内部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の平均値である。
一方、本発明によれば、上記素地鋼板の少なくとも一面にスケール層が形成されることができる。このとき、特にこれを限定するものではないが、上記スケール層は、鋼板の製造過程において、条件に応じてＦｅＯ、Ｆｅ２ＳｉＯ４、Ｆｅ２Ｏ３、Ｆｅ３Ｏ４、その他の合金元素の酸化物等からなる層を意味することができる。
本発明の一側面によれば、上記スケール層において、ＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量は２～５重量％であってもよい。上記スケール層の総含量に対してＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量が２重量％未満であると、スケール層の密着性が低下し、表面にスケールの剥離が不規則的に発生する虞がある。一方、上記スケール層の総含量に対してＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量が５％を超えると、降伏強度が２４５ＭＰａを超えるという問題が生じる可能性がある。上述の効果をより改善する観点から、上記スケール層の総含量に対するＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量の下限は２．２８％であってもよく、あるいは、上記スケール層の総含量に対するＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量の上限は４％であってもよい。
一方、特に限定するものではないが、本発明の一側面によれば、低い降伏強度及び優れた低温衝撃靭性を確保するとともに、降伏点現象を発現し、且つ、スケール層の密着性を確保して、優れた表面特性を有する制震ダンパー用鋼板を提供する効果をより改善するために、上記スケール層におけるＦｅＯの含量は０．５～２重量％であってもよく、及び／又は上記スケール層におけるＦｅ２ＳｉＯ４の含量は１～４．５重量％であってもよい。あるいは、上述の効果を極大化する観点から、上記スケール層におけるＦｅＯの含量の下限は０．７９％であってもよく、あるいは、上記スケール層におけるＦｅＯの含量の上限は１．５％であってもよい。あるいは、上述の効果を極大化する観点から、上記スケール層におけるＦｅ２ＳｉＯ４の含量の下限は１．１８％であってもよく、あるいは、上記スケール層におけるＦｅ２ＳｉＯ４の含量の上限は３．５％であってもよい。
また、本発明の一側面によれば、上記スケール層におけるＦｅ２ＳｉＯ４の含量（Ｗ１）及びＦｅＯの含量（Ｗ２）の比率（Ｗ１／Ｗ２）は１～９であってもよい。上記スケール層において、上記Ｗ１／Ｗ２の比率が１．０未満であると、Ｆｅ２ＳｉＯ４の比率が不足してスケールの接着力が弱くなるという問題が生じる可能性があり、上記Ｗ１／Ｗ２の比率が９を超えると、鋼板表面に赤 スケールの問題が生じる可能性がある。上述の効果をより改善する観点から、上記比率（Ｗ１／Ｗ２）の下限は１．０６であってもよく、あるいは、上記比率（Ｗ１／Ｗ２）の上限は４であってもよい。
また、本発明の一側面によれば、上記スケール層の平均厚さは１０～１００μｍであってもよい。上記スケール層の平均厚さが１０μｍ未満であると、スケールの密着性が弱くなるという問題が生じる可能性があり、１００μｍを超えると、加工上の問題が生じる可能性がある。一方、上述の効果をより改善する観点から、上記スケール層の平均厚さの下限は３１μｍであってもよく、あるいは、上記スケール層の平均厚さの上限は４５μｍであってもよい。
以下では、本発明のさらに他の一側面である制震ダンパー用鋼板の製造方法について詳細に説明する。但し、本発明の制震ダンパー用鋼板の製造方法が必ずしも以下の製造方法により製造されるべきであることを意味するものではない。
スラブの再加熱段階
本発明の一側面に係る制震ダンパー用鋼材の製造方法は、上述した組成を満たす鋼スラブを再加熱する段階を含むことができ、上記再加熱は１０５０～１２５０℃の温度範囲で行うことができる。このとき、鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるために、鋼スラブの加熱温度を１０５０℃以上に制御する。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虞があり、粗圧延以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、スラブの加熱を１２５０℃以下で行うことが好ましい。
本発明の一側面に係る制震ダンパー用鋼材の製造方法は、上述した組成を満たす鋼スラブを再加熱する段階を含むことができ、上記再加熱は１０５０～１２５０℃の温度範囲で行うことができる。このとき、鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるために、鋼スラブの加熱温度を１０５０℃以上に制御する。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虞があり、粗圧延以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、スラブの加熱を１２５０℃以下で行うことが好ましい。
再加熱段階後のスケール除去段階
上述したスラブの再加熱時には、加熱炉で生じた酸化物が鋼スラブの表面に入り込んで、最終的に生成されるスケール層の密着性を悪化させることがある。したがって、スケール層の良好な密着性の確保によって表面品質を改善させるために、上記再加熱段階以後の粗圧延段階の前に、鋼スラブの表面に１５０～２００ｂａｒの圧力の高圧水を提供し、スケール除去処理を行うことができる。
上述したスラブの再加熱時には、加熱炉で生じた酸化物が鋼スラブの表面に入り込んで、最終的に生成されるスケール層の密着性を悪化させることがある。したがって、スケール層の良好な密着性の確保によって表面品質を改善させるために、上記再加熱段階以後の粗圧延段階の前に、鋼スラブの表面に１５０～２００ｂａｒの圧力の高圧水を提供し、スケール除去処理を行うことができる。
粗圧延段階
本発明の一側面によれば、上記再加熱された鋼スラブは、後述する仕上げ圧延段階の前に、スラブの形状調整のために粗圧延を行う段階をさらに含むことができ、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）＋５０℃以上に制御することができる。粗圧延により鋳造中に形成されたデントライト等の構造組織を破壊する効果を得ることができ、さらにオーステナイトのサイズを小さくする効果も得ることができる。一方、より好ましくは、上記粗圧延は９９９～１１５５℃の範囲で行うことができる。
本発明の一側面によれば、上記再加熱された鋼スラブは、後述する仕上げ圧延段階の前に、スラブの形状調整のために粗圧延を行う段階をさらに含むことができ、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）＋５０℃以上に制御することができる。粗圧延により鋳造中に形成されたデントライト等の構造組織を破壊する効果を得ることができ、さらにオーステナイトのサイズを小さくする効果も得ることができる。一方、より好ましくは、上記粗圧延は９９９～１１５５℃の範囲で行うことができる。
粗圧延段階以後の２次スケール除去段階
一方、上述したスラブの再加熱段階だけでなく、粗圧延段階でも粗圧延されたバーの表面に形成された酸化物が入り込んで、最終的に生成されるスケール層の密着性に影響を及ぼす可能性がある。したがって、本発明では、スケール層の良好な密着性の確保による表面品質の向上のために、上記粗圧延段階以後の熱間圧延段階の前に、選択的に粗圧延されたバーの表面に１５０～ｂａｒの圧力の高圧水を提供してスケール除去処理を行うことができ、上記２次スケール除去段階における高圧水の圧力は、上記１次スケール除去段階における高圧水の圧力に対して１～１．２倍の範囲に制御することができ、より好ましくは１．０２～１．２倍の範囲に制御することができる。
一方、上述したスラブの再加熱段階だけでなく、粗圧延段階でも粗圧延されたバーの表面に形成された酸化物が入り込んで、最終的に生成されるスケール層の密着性に影響を及ぼす可能性がある。したがって、本発明では、スケール層の良好な密着性の確保による表面品質の向上のために、上記粗圧延段階以後の熱間圧延段階の前に、選択的に粗圧延されたバーの表面に１５０～ｂａｒの圧力の高圧水を提供してスケール除去処理を行うことができ、上記２次スケール除去段階における高圧水の圧力は、上記１次スケール除去段階における高圧水の圧力に対して１～１．２倍の範囲に制御することができ、より好ましくは１．０２～１．２倍の範囲に制御することができる。
熱間圧延段階
上述の粗圧延されたバーをＴｎｒ以上の温度範囲で熱間圧延する段階を含み、熱間圧延の後に空冷で冷却することができる。
上述の粗圧延されたバーをＴｎｒ以上の温度範囲で熱間圧延する段階を含み、熱間圧延の後に空冷で冷却することができる。
上記熱間圧延の温度がＴｎｒ未満であると、図３のようにオーステナイト結晶粒に不均一変形帯が多量導入され、フェライト核生成位置として作用して微細なフェライトが変態し、降伏強度が２４５ＭＰａを超える可能性がある。すなわち、熱間圧延温度が未再結晶停止温度（Ｔｎｒ）より低くなると、降伏強度の急激な増加によって降伏強度が２４５ＭＰａを超えることになる。したがって、圧延終了温度は、未再結晶停止温度（Ｔｎｒ）より高くしなければならない。このとき、上記Ｔｎｒとしては、通常の極低炭素鋼で使用されるＴｎｒ数式が同様に適用可能であるため、本発明では別途定義しない。一方、本発明の一側面によれば、上記熱間圧延は９２２～９６２℃の温度範囲で行うことができる。
以下、実施例を挙げて、本発明について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ものである。
〔実験例１〕
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である。すなわち、下記表１、２に記載の鋼スラブにおいて、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～Ｉは、本発明で定義する合金組成の範囲から外れた例である。
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である。すなわち、下記表１、２に記載の鋼スラブにおいて、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～Ｉは、本発明で定義する合金組成の範囲から外れた例である。
準備した鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱した後、下記表３に記載の条件でスラブ再加熱－粗圧延－熱間圧延を行って鋼材を製造した。このとき、再加熱以後の粗圧延の前に、スラブ表面に１５０ｂａｒの圧力の高圧水を提供し、１次スケール除去処理を行い、上記粗圧延以後、熱間圧延の前に、粗圧延されたバーの表面に１８０ｂａｒの圧力の高圧水を提供して２次スケール除去処理を行った。
Ｆｒｅｅ Ｃ＊＝［Ｃ］－１２／９３×［Ｎｂ］－１２／４８×［Ａ］
上記表３に記載の条件で鋼板を製造した後、このようにして得られた鋼板についてポリシング－エッチングした後に、光学顕微鏡で観察することにより、素地鋼板はフェライト単相組織を有することを確認した。
また、各実験例から得られる鋼板に対するフェライト結晶粒の平均粒径、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表４に示した。このとき、本発明で目的とする強度の特性範囲に該当する上記降伏強度及び引張強度の目標範囲をフェライト結晶粒サイズとともに、図２に示した。
また、スケール層が観察されるように光学顕微鏡で撮影し、スケール層の平均厚さを測定して下記表４に示した。なお、スケール層中に、ＦｅＯとＦｅ２ＳｉＯ４の含量は走査電子顕微鏡及びＥＤＳを用いて測定し、下記表４に示した。
このとき、フェライト結晶粒の平均粒径はライン測定法を用いて測定し、引張試験機を用いて降伏が起こる点を降伏強度とし、ネッキングが起こ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。
さらに、鋼板の表面特性を評価するために、各実験例から得られる鋼板について、１ｍ２面積の鋼板表面を目視で観察した後、スケール層の剥離面積を測定し、下記基準に従って評価した。
○：スケール層の剥離面積が２０％以下
△：スケール層の剥離面積が２０％超過４０％以下
×：スケール層の剥離面積が４０％超過
△：スケール層の剥離面積が２０％超過４０％以下
×：スケール層の剥離面積が４０％超過
上記表５に示すように、本発明の鋼組成及び製造条件の両方を満たす実施例は降伏点現象が発現しており、鋼材の物性が全て降伏強度２０５～２４５ＭＰａ、引張強度３００ＭＰａ以上及びシャルピー衝撃遷移温度－２０℃以下を満たしている。
また、本発明の実施例から得られる鋼板はいずれもスケール層におけるＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量が２～５重量％の範囲を満たし、これによりスケール層の剥離がなく密着性に優れ、優れた表面特性を確認した。これは、スケールと母材の境界で形成されたＳｉＯ２がＦｅＯと反応してＦｅ２ＳｉＯ４（Ｆａｙａｌｉｔｅ）を形成し、スケールと母材の結束力を高めて安定したスケール状態になるためと判断される。
特に、上記実施例１－１から得られる鋼板について、光学顕微鏡を用いて微細組織を撮影した写真を図１に示した。図１から分かるように、鋼板の微細組織はフェライト単一組織であって、フェライトの結晶粒の平均サイズが２０～５０μｍの範囲であることが確認できた。
また、実施例１－１から得られる鋼板について、スケール層が観察されるように、厚さ方向の断面が観察されるように製造した後、光学顕微鏡で撮影した写真を図５に示した。これにより、素地鋼板上に形成されたスケール層中にＦｅＯ＋Ｆｅ２ＳｉＯ４が含まれることを確認した。
一方、比較例１は、Ｃ含量が本発明で規定する下限を満たさず、Ｆｒｅｅ Ｃの値が不足し、これにより連続降伏を示し、降伏強度が２０５ＭＰａ未満であった。
比較例２は、Ｃ含量が本発明で規定する含量を超え、降伏強度が２４５ＭＰａを超えている。
比較例３は、Ｓｉを過剰に添加した場合であって、降伏強度が２４５ＭＰａを超えている。
比較例４は、本発明の製造条件を全て満たしてはいるものの、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℃を上回った。
比較例５は、本発明で規定するＳｉ含量が不足して降伏強度が２０５ＭＰａを満たしていないだけでなく、スケール層におけるＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量は２重量％未満であり、表面特性に劣ることを確認した。特に、比較例５に対するスケール層の剥離状態を図４に示した。
また、本発明の鋼組成は満たしているものの、製造条件を満たしていない参考例１～４の場合は、熱間圧延終了温度がＴｎｒ未満の場合である。このような参考例１～４は、フェライト領域での圧延により転位が導入され、連続降伏挙動を示し、降伏強度がいずれも２４５ＭＰａ超過を示した。
Claims (14)
- 素地鋼板と、
前記素地鋼板の少なくとも一面に形成されたスケール層と、を含み、
前記素地鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
前記スケール層におけるＦｅＯ及びＦｅ２ＳｉＯ４の合計含量は２～５重量％であることを特徴とする制震ダンパー用鋼板。 - 前記素地鋼板の微細組織はフェライト単一組織であることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記フェライトの結晶粒の平均粒径は２０～５０μｍであることを特徴とする請求項２に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記素地鋼板は下記関係式１を満たすことを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
［関係式１］
０．００１≦［Ｃ］－１２／９３×［Ｎｂ］－１２／４８×［Ａ］≦０．０１
（前記関係式１において、前記［Ｃ］は前記素地鋼板内のＣの平均重量％含量を示し、前記［Ｎｂ］は前記素地鋼板内のＮｂの平均重量％含量を示し、前記［Ａ］は下記関係式２で定義される値を示す。）
［関係式２］
［Ａ］＝［Ｔｉ］－４８／１２×［Ｎ］
（前記関係式２において、前記［Ｔｉ］は、前記素地鋼板内のＴｉの平均重量％含量を示し、前記［Ｎ］は、前記素地鋼板内のＮの平均重量％含量を示す。） - 前記スケール層におけるＦｅＯの含量は０．５～２重量％であることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記スケール層におけるＦｅ２ＳｉＯ４の含量は１～４．５重量％であることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記スケール層におけるＦｅ２ＳｉＯ４の含量（Ｗ１）及びＦｅＯの含量（Ｗ２）の比率（Ｗ１／Ｗ２）は１～９であることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記スケール層の平均厚さは１０～１００μｍであることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記鋼板の降伏強度は２０５～２４５ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記鋼板の引張強度は３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 前記鋼板のシャルピー衝撃遷移温度は－２０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の制震ダンパー用鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．００５～０．０２％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：４８／１４×［Ｎ］～０．０５％を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブをＴｎｒ＋５０℃以上の温度で粗圧延して、粗圧延されたバーを得る段階と、
前記粗圧延されたバーをＴｎｒ以上で熱間圧延して、熱延鋼板を得る段階と、を含む、制震ダンパー用鋼板の製造方法。 - 前記再加熱する段階以後、粗圧延の前に、鋼スラブの表面に１５０～２００ｂａｒの圧力の高圧水を提供して１次スケール除去処理する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１２に記載の制震ダンパー用鋼板の製造方法。
- 前記粗圧延の後、熱間圧延の前に、粗圧延されたバーの表面に１５０～２００ｂａｒの圧力の高圧水を提供する２次スケール除去処理する段階をさらに含み、
前記２次スケール除去処理する段階における高圧水の圧力は、前記１次スケール除去処理する段階における高圧水の圧力に対して１～１．２倍の範囲に制御することを特徴とする請求項１３に記載の制震ダンパー用鋼板の製造方法。
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