JP2004162153A - 疲労特性等に優れた冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】自動車用オートマチックトランスミッション素材等として有用な冷延鋼板及び製造方法を提供する。
【解決手段】この冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１７−０．２５％，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．５−０．９％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２−０．０８％，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０２−０．０７％，Ｂ：０．００３−０．００６％，残部は実質的にＦｅからなり、熱延巻取りを４８０−５６０℃で行なった、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、フェライト粒径：５−１５μｍの熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される。Ｃ，Ｓｉ量の規定及びＴｉとＢの複合添加による熱延板の鋼組織調整効果として、冷延前の焼鈍を省略した「熱延−酸洗−冷延」の工程で、従来材（Ｓ３５Ｃ冷延板）並みの耐摩耗性、プレス打抜き性及び改良された疲労特性を具備した冷延板が得られる。この冷延板は打抜き加工後、調質熱処理を省略し硬引き材のまま使用することもできる。
【選択図】図１
【解決手段】この冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１７−０．２５％，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．５−０．９％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２−０．０８％，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０２−０．０７％，Ｂ：０．００３−０．００６％，残部は実質的にＦｅからなり、熱延巻取りを４８０−５６０℃で行なった、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、フェライト粒径：５−１５μｍの熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される。Ｃ，Ｓｉ量の規定及びＴｉとＢの複合添加による熱延板の鋼組織調整効果として、冷延前の焼鈍を省略した「熱延−酸洗−冷延」の工程で、従来材（Ｓ３５Ｃ冷延板）並みの耐摩耗性、プレス打抜き性及び改良された疲労特性を具備した冷延板が得られる。この冷延板は打抜き加工後、調質熱処理を省略し硬引き材のまま使用することもできる。
【選択図】図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車のオートマチックトランスミッションの構成部材であるセパレートプレート、フリクションプレート、バッキングプレート等として好適に使用される疲労特性等に優れた冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のオートマチックトランスミッション（ＡＴ）を構成するセパレートプレート（ドリブンプレート又はメーティングプレート等とも称される）、フリクションプレート（ドライブプレート，コアープレート又はディスク等とも称される）、バッキングプレート（リテーニングプレート，リアクションプレート又はエンドプレート等とも称される）等の部材（以下「ＡＴプレート」）は、鋼板をほぼ円環形状にプレス打抜きした成形品である。セパレートプレートとフリクションプレートは摩擦材を介して交互に配置され、これにバッキングプレート等が組付けられてトルク伝達機構が構成される。これらの部材料の耐摩耗性及び表面粗度は、機能上重要な特性であり、硬さ（Ｈｖ）：２３０以上、表面粗さ（Ｒａ）：０．４μｍ以下を満たすことが必要とされている。
【０００３】
従来、ＡＴプレート素材としてＪＩＳ Ｇ３３１１に規定の機械構造用鋼、主としてＳ３５Ｃの冷延鋼板が使用され、これは、「製鋼→連続鋳造→熱間圧延→酸洗→焼鈍→冷間圧延→脱脂→精整」の工程で製造される。この製造工程で、ＡＴプレート用冷延鋼板の要求特性（硬さ：Ｈｖ≧２３０，表面粗度：Ｒａ≦０．４μｍ）を満足するように、冷間圧延の圧下率を５０％以上とすることが必要とされている。冷間圧延前に「焼鈍」を行なうのは、熱延鋼板のままでは硬質で、冷間圧延（圧下率≧５０％）の安定操業に支障をきたすことがあり、また熱延鋼板のままでは熱延鋼板の粗大なパーライト組織が冷延鋼板に持ち越され、製品鋼板のプレス打抜き性が悪くなるからである。
【０００４】
すなわち冷間圧延前の「焼鈍」は、熱延鋼板の軟質化と炭化物の球状化を目的とするものであり、焼鈍の実施により圧下率５０％以上の冷間圧延の安定操業および製品冷延鋼板のプレス打抜き性が保持される。このようにＳ３５Ｃを素材とする従来のＡＴプレート用冷延鋼板の製造では、冷間圧延前に熱延鋼板を焼鈍することが必須の工程とされ、その焼鈍処理は通常、タイトコイル焼鈍（ＴＣＡ）として実施されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来のＡＴプレート用鋼板（Ｓ３５Ｃ冷延鋼板）は、冷間圧延前の焼鈍を必須とし、しかもその処理形態はＴＣＡ焼鈍であるために長時間（均熱：約１０時間）の処理を余儀なくされ、コストアップの大きな要因となっている。しかるに近年の小型大衆車ＮＢＣ（Ｎｅｗ Ｂａｓｉｃ Ｃａｒ）の開発動向に見られるように、低価格化の要求が時代の趨勢となり、オートマチックトランスミッションについてもその要請に対処すべくＳ３５Ｃ冷延鋼板並みの耐摩耗性を有する低価格材の開発要求が一段と強くなっている。
【０００６】
更に、材料特性面の課題として、最近にいたり耐摩耗性だけでなく、疲労特性が重要視され始めている。ＡＴプレートは、トルク伝達駆動操作に伴う繰り返し応力の作用によるたわみ変形が繰り返される。そのたわみ変形の振幅は極く微小であるが、頻繁な繰り返しによる疲労劣化をもたらす。殊に高排気量の車種等にとってこのようなたわみ変形の反復によるＡＴプレートの疲労劣化は無視し得ない現象であり、トルク伝達機構の機能の安定性・耐久性等の見地から、耐摩耗性等と併せて疲労特性をも要求されるようになっている。
【０００７】
本発明は上記に鑑みてなされたものであり、従来ＡＴプレートの製造に必須とされコストアップの大きな要因となっている冷間圧延前の焼鈍処理を省略しながら、従来材（Ｓ３５Ｃ）並みの耐摩耗性、プレス打抜き性等を確保すると共に、高排気量車種等にも適用し得る改良された疲労特性を具備せしめ、ＡＴプレート素材及びこれと同様の特性を要求される各種分野の素材として好適に使用される冷延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１７〜０．２５％，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．５〜０．９％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２〜０．０８％，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０２〜０．０７％，Ｂ：０．００３〜０．００６％，残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、及びフェライト粒径：５〜１５μｍである熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される冷延鋼板である。
【０００９】
本発明の冷延鋼板は、上記化学組成、特にＣ量，Ｓｉ量の規定および特定量のＴｉとＢの複合添加の効果として、従来必須とされていた冷間圧延前の焼鈍（熱延鋼板の軟質化及び炭化物球状化処理）を要することなく、冷間圧延（圧下率≧５０％）の安定操業を可能にすると共に、従来材（Ｓ３５Ｃ）並の耐摩耗性、プレス打抜き性を保持し、かつ改良された疲労特性を得ることを実現している。しかも、この冷延鋼板は打抜き加工を行なった後、調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）ＡＴプレート等の素材として使用することができる。
【００１０】
本発明の冷延鋼板は、前記化学組成を有する鋼のスラブを熱間圧延（熱延温度≧Ａｒ３変態点）し、熱延巻取りを４８０〜５６０℃で行なった熱延鋼板を、酸洗処理し、焼鈍処理することなく、圧下率５０％以上で冷間圧延する工程により製造される。冷間圧延は、後述のように、酸洗処理前の冷間圧延（プレ圧延）と酸洗処理後の冷間圧延（仕上げ圧延）とに分け、前後の圧延の合計圧下率が５０％以上となるように２段階の冷間圧延として実施することもできる。従って、本発明における冷間圧延は、酸洗処理後に行なわれる通常の圧延形態のほか、酸洗処理の前後に分けて行なう２段階の圧延形態を包含している。
【００１１】
本発明におけるＣ量は、従来材（Ｓ３５Ｃ）より低い範囲に規定されている。このＣ量の制限により、熱延鋼板のパーライト量を少なくして熱延鋼板を軟質化することができ、その効果として、冷間圧延前の熱延鋼板の軟質化および炭化物（Ｆｅ３Ｃ）の球状化を目的とする焼鈍処理を省略することが可能となる。
【００１２】
上記Ｃ量の規定と併せてＳｉを少量に制限したことに基づく鋼組織の制御は本発明の重要な要件である。Ｓｉはフェライトフォーマーとして、熱延鋼板のフェライト組織を助長し、微細化組織の形成を阻害する。本発明はＳｉ量の制限により、疲労特性に有利な微細化組織（フェライト粒径５−１５μｍ）の形成を容易にしている。
【００１３】
更にＴｉ及びＢの一定量を複合添加したことによる鋼組織の制御に基づく材質改善効果は、本発明の最も重要な特徴である。Ｔｉの添加により、ＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等の微細析出物（大きさ：約５００〜３０００Å）が鋼中に形成され、熱延鋼板のフェライト組織が著しく細粒化される。熱延鋼板では、炭化物がフェライト粒界に優先的に析出するため、細粒化の効果として炭化物は均一微細に鋼中に分散される。これにより改良された疲労特性を得るための均一微細な炭化物組織（パーライト＋セメンタイト分率≧３０％）が確保される。
【００１４】
またＢ添加により生成する固溶Ｂは、粒界強化作用を有し、マトリックスの強度を高め、疲労強度の向上に寄与する。このＢ添加による疲労強度の改善効果はＴｉの共存により高められる。これは、ＴｉＮがＢＮより生成し易いため、ＢＮの生成（Ｂの消耗）が抑制され、固溶Ｂ量が増加することによる。
【００１５】
鋼の疲労強度は、引張り強さ・硬さに支配されるというのが従来の通念である。しかるに、強度（引張り強さ及び硬さ）が同じレベルであっても、上記のように熱延鋼板の炭化物の形態及びフェライト組織の制御によって、耐摩耗性等と併せて、改良された疲労強度を確保することが可能となるのである。
【００１６】
なお、本発明の冷延鋼板はＣ量が従来材（Ｓ３５Ｃ）より低い範囲に限定されており、このＣ量の低減は、球状化焼鈍の省略を可能とする反面、耐摩耗性や疲労特性の面で不利であるが、Ｓｉ量の規定及びＴｉ，Ｂの一定量の複合添加に基づく、フェライト組織の微細化、炭化物の均一分散およびマトリックスの強化作用により、後記実施例にも示したように、Ｃ量の低減による不利を十分に補って余りある改善効果を得ている。
【００１７】
本発明の鋼組成の限定理由は次のとおりである。元素含有量は質量％である。
Ｃ：０．１７〜０．２５％
冷延鋼板の硬度・耐摩耗性及び疲労特性を高める観点から、Ｃ量が高いほど有利であるが、０．２５％を超えると、冷間圧延の安定操業の面から、熱延鋼板の炭化物の球状化と軟質化のための焼鈍を省略することができなくなる。一方Ｃ量が低過ぎると、従来材であるＳ３５Ｃ並みの耐摩耗性及び疲労特性を確保することが困難となる。このためＣ量は０．１７〜０．２５％であることを要する。
【００１８】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、前述のように熱延鋼板のフェライト組織の形成を助長する元素であるので、その含有量が多くなると熱延鋼板の組織の細粒化が困難となる。炭化物が均一微細に分散した疲労特性に有利な組織を形成するために、Ｓｉ量は０．０５％以下に制限されることを要する。なおＳｉは鋼の溶製工程における脱酸剤として必要な元素であるが、本発明では、ＳｉのほかにＡｌ等の元素も脱酸剤として作用するので、Ｓｉ量を上記範囲に制限しても、鋼の溶製工程及び鋼品質に不具合をきたすことはない。
【００１９】
Ｍｎ：０．５〜０．９％
Ｍｎは、鋼の熱間脆性の防止及びマトリックスの強化のために添加される。０．５％に満たないとその効果が少なく、マトリックスの強度が不足し、疲労強度を高めることができなくなる。増量により効果を増すが、０．９％を超えると過度に硬質化して加工性が損なわれる。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは不純分であり、鋼中に多量に存在すると、粒界の強度低下を招き、スラブ割れに起因するへげ疵の発生要因となり、冷延鋼板の表面品質を損なう。０．０３％以下であれば、実質的な悪影響を生じないので、これを上限とする。
【００２１】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは不純分であり、粒界に低融点化合物を形成し、加工割れの原因となり、ＡＴプレートでは打抜き加工における面性状の低下を招く。この弊害はＭｎ（ＭｎＳの形成）により抑制防止することができるが、Ｓ含有量が多くなると、ＭｎＳの生成量の増加によりＭｎＳを起点とする摩耗を生じ易くなり、耐摩耗性が低下する。０．０１５％以下であれば、その実害は回避されるので、これを上限とする。
【００２２】
Ａｌ：０．０２〜０．０８％
Ａｌは鋼の溶製過程における脱酸剤として添加され、また鋼中のＮをＡｌＮとして固定する作用を有する元素である。０．０２％未満では脱酸作用が不足し、他方０．０８％を超えると、鋼の清浄度が損なわれ、表面疵が発生し鋼板の表面品質を低下させる原因となる。このため、０．０２〜０．０８％とする。
【００２３】
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは不可避的に混入する元素である。含有量が多くなると、窒化物（ＡｌＮ，ＴｉＮ等）等の生成量が増加し、過度の硬質化を招くので、０．００８％以下であることを要する。
【００２４】
Ｔｉ：０．０２〜０．０７％
Ｔｉは、前記したとおり、鋼中でＴｉＣやＴｉ（Ｃ，Ｎ）等の微細析出物を形成して熱延鋼板のフェライト組織を細粒化し、炭化物が均一微細に分散されることにより、耐摩耗性及び疲労特性が高められる。この効果を確保するために０．０２％以上の添加を必要とする。他方多量に添加すると、微細析出物の過剰生成により過度の硬質化を招くので、０．０７％を上限とする。
【００２５】
Ｂ：０．００３〜０．００６％
Ｂは、前記のようにその多くが固溶Ｂを形成し、固溶Ｂによる粒界の強化作用及びフェライト組織の細粒化作用により、マトリックスを強化し、耐摩耗性及び疲労特性を高める。この効果を得るには少なくとも０．００３％の添加が必要である。しかし０．００６％を超えると、フェライト組織の過度の細粒化による硬質化をきたすので、これを上限とする。
【００２６】
次に本発明の冷延鋼板の製造工程について説明する。
［鋼の溶製・鋳造］
まず製鋼炉で所定の化学組成に溶製した鋼を、造塊・分塊圧延または連続鋳造によりスラブとし、スラブの表面手入れを適宜実施した後、熱間圧延する。連続鋳造による場合、熱鋳片（スラブ）をそのまま加熱炉に装入して熱間圧延するようにしてもよい。
【００２７】
［熱間圧延］
熱間圧延は、熱延鋼板の品質及び熱延効率等の点から、熱延仕上げ温度はＡｒ３変態点直上に調整される。熱延鋼板の巻取りは４８０〜５６０℃の温度域で行なうことを要する。４８０℃未満の低温巻取りでは、結晶粒径が過度に微細化して熱延鋼板の硬質化をきたし、一方５６０℃を超えと炭化物が凝集し易く、疲労強度及び耐摩耗性の向上に必要な炭化物の均一分散（パーライト＋セメンタイト分率≧３０％）の確保が困難となり、フェライト組織が粗大化するからである。
【００２８】
上記熱延鋼板は、結晶粒径（ＪＩＳ Ｇ０５５２「附属書２（規定）交差線分（粒径）による判定方法」）が５〜１５μｍの細粒化されたフェライト組織であることを要する。５μｍに満たない極微細のフェライト組織では鋼の過度の硬質化をきたし、他方１５μｍを超える粗い組織では良好な疲労強度及び耐摩耗性を得ることが困難になるからである。
【００２９】
熱延鋼板は、上記フェライト粒径の規定と併せ、炭化物の面積率の指標として、点算法により測定される「パーライト＋セメンタイト分率」が３０％以上であることを要する。ここに点算法とは、金属便覧（社団法人日本金属学会編，丸善（株））改定６版所載の光学顕微鏡組織の定量解析法（第２６４頁）を指し、顕微鏡視野内にグリッドを置き、炭化物が占める格子点の総数をカウントし、グリッド格子点の総数に対する比として算定される。改良された疲労特性を得るために、パーライト＋セメンタイト分率が３０％以上であることを要する。疲労特性の観点からは上限の規定は特に必要としないが、６０％を超えると、硬度が必要以上に高くなる場合があるので、良好な加工性を維持する点から６０％以下であるのが望ましい。
【００３０】
熱延鋼板の上記微細均一組織（フェライト粒径：５−１５μｍ，パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上）は、前記したＣ量，Ｓｉ量の規定および一定量のＴｉ，Ｂを複合含有する鋼組成の効果として、前記熱延条件により確保される。このように細粒化されたフェライト組織（熱延鋼板）であることにより、最終製品（冷延鋼板）の良好な疲労特性および耐摩耗性等を保証することができる。
【００３１】
［冷間圧延］
熱延鋼板を、酸洗処理で表面のスケールを除去した後、冷間圧延に付す。冷間圧延における圧下率は５０％以上であることを要する。これは、ＡＴプレート用冷延鋼板等として必要な硬度（Ｈｖ≧２３０）と表面粗さ（Ｒａ≦０．４μｍ）を得るためである。圧下率の上限は特に限定されないが、約６０％を超える高い圧下率を適用する必要はない。なお、硬さは望ましくは２４０〜２８０Ｈｖである。２４０Ｈｖに満たないとスペック下限に近くＡＴプレートの機能の安定性の面で得策でなく、他方２８０Ｈｖを超えるとＡＴプレートのプレス打抜きの作業負担が大きくなるからである。この硬さ（Ｈｖ）の調節は、圧下率の調整により行なうことができる。また冷間圧延では、所要の表面粗さが確保されるように、圧延ロールの表面粗度管理が適宜実施される。
【００３２】
上記冷間圧延は、所望により、酸洗処理前のプレ圧延と処理後の仕上げ圧延との２段階に分けて実施される。プレ圧延（酸洗処理前）によるスケールの破砕効果として脱スケール性が大きく改善され、酸洗処理時間の大幅な短縮とコスト低減が可能となる。この場合、プレ圧延（酸洗処理前）と仕上げ圧延（酸洗処理後）は連続してなくても構わないが、酸洗槽の入側にプレ圧延機を、出側に仕上げ圧延機をそれぞれ設置し、プレ圧延−酸洗処理−仕上げ圧延の連続構成とすることが生産効率の面から有利である。
【００３３】
上記２段階圧延におけるプレ圧延（酸洗処理前）は、圧下率が２５％以下であることを要する。これを超える高い圧下率でプレ圧延すると、スケールの鋼板表面への押込みによる疵が発生し表面品質を損なうおそれがあるからである。仕上げ圧延（酸洗処理後）における圧下率は、全圧下率（＝プレ圧延の圧下率＋仕上げ圧延の圧下率）が５０％以上となるように設定される。全圧下率をこのように調整するのは、前記の場合（冷間圧延を酸洗後の１段階で実施）と同じように、ＡＴプレートとしての要求特性（硬さ：Ｈｖ≧２３０，表面粗さ：Ｒａ≦０．４μｍ）を充足させるためである。
【００３４】
［脱脂・精整］
冷間圧延の後、脱脂処理（電解洗浄等）により鋼板表面を浄化し、ついで所定の検査（板厚・板幅等の諸元寸法，表面疵等）及び形状修正等のための精整工程を経て製品冷延鋼板を得る。これらの処理工程は常法に従って行なえばよい。
【００３５】
こうして得られる本発明の冷延鋼板を、自動車用ＡＴプレート素材等として適用する場合は、プレス打抜き加工を行なって所要の円環形状に成形すればよく、得られた成形品は調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）、ＡＴプレートとして実機使用に供することができる。
【００３６】
【実施例】
［１］供試鋼板の製造
転炉及び脱ガス処理装置により溶製・成分調整を行なった溶鋼を連続鋳造に付してスラブ（２００ｍｍ厚）とし、下記のＡ工程（焼鈍省略）又はＢ工程（焼鈍実施）によりＡＴプレート用冷延鋼板を得る。
Ａ：熱延→酸洗→冷延（１段又は２段圧延）→脱脂→精整（検査）
Ｂ：熱延→酸洗→焼鈍→冷延（１段圧延）→脱脂→精整（検査）
【００３７】
（１）鋼組成
表１および表２参照。Ｎｏ．１〜１０は発明例、比較例１（Ｎｏ．１１−２０）は従来材（Ｓ３５Ｃ相当材）の例である。比較例２（Ｎｏ．２１−３５）は、本発明に類似の鋼組成を有しているが、いずれかの元素の含有量（下線付記）が本発明の規定から外れいている例、比較例３（Ｎｏ．３６−４０）は、本発明に規定の鋼組成を有しているが、熱延又は冷延条件が本発明の規定から外れている例である。
【００３８】
（２）熱間圧延
▲１▼Ｎｏ．１〜１０（発明例）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８８０℃，巻取温度：５４０℃
熱延板の板厚：４．０ｍｍ
▲２▼Ｎｏ．１１〜２０（比較例１）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８６０℃，巻取温度：６００℃
熱延板の板厚：４．０ｍｍ
▲３▼Ｎｏ．２１〜３５（比較例２）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８８０℃，巻取温度：５４０℃
熱延板の板厚：４．０ｍｍ
▲４▼Ｎｏ．３６〜４０（比較例３）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８８０℃，巻取温度：４７０−６３０℃
熱延板の板厚：３．０−４．０ｍｍ
【００３９】
（３）焼鈍処理
Ｎｏ．１１〜２０（比較例２＝Ｓ３５Ｃ材）について実施
（Ｎｏ．１〜１０及びＮｏ．２１〜４０は焼鈍なし）。
焼鈍方式：タイトコイル焼鈍（ＴＣＡ）
処理温度／時間：７００℃／１０Ｈｒ
【００４０】
（３）冷間圧延
圧下率（２段圧延の場合は合計圧下率）：Ｎｏ．１−３９＝５５％、Ｎｏ．４０＝４０％
製品鋼板厚さ：１．８ｍｍ
（４）脱脂
電解洗浄（処理液：オルソ珪酸ソーダ）
【００４１】
［２］疲労特性の評価
「金属平板の平面曲げ疲れ試験方法」（ＪＩＳ Ｚ２２７５）に準拠しＳ−Ｎ曲線から疲れ強さ（σＷ）を求める。
▲１▼試験機：シェンク式平面曲げ疲労試験機（東京衡機（株）製）
▲２▼容量 ：５９Ｎ・ｍ
▲３▼試験方法：両振り平面曲げ
▲４▼試験片形状：ＪＩＳ１号試験片
▲５▼試験速度：２０Ｈｚ
▲６▼試験波形：正弦波
【００４２】
図１〜４は供試冷延鋼板の鋼組織（倍率×４００）を示している。
図１は発明材Ｎｏ．１（焼鈍なし）、図２は比較材Ｎｏ．３３（Ｓｉ過剰，Ｔｉ不足，焼鈍省略）、図３は比較材Ｎｏ．３５（Ｔｉ及びＢ添加なし，焼鈍省略）、図４は比較材Ｎｏ．１１（焼鈍実施のＳ３５Ｃ材）である。
図２の比較材Ｎｏ．３３（Ｓｉ過剰，Ｔｉ不足，焼鈍省略）および図３の比較材Ｎｏ．３５（Ｔｉ及びＢ添加なし，焼鈍省略）は、粗いパーライト組織であるのに対し、発明材Ｎｏ．１（図１）は、焼鈍を省略されているにも拘らず、炭化物（Ｆｅ３Ｃ）が均一微細に分散しており、図４の比較材Ｎｏ．１１（焼鈍実施のＳ３５Ｃ材）と同等の細粒化された微細均質な組織を有している。
【００４３】
表３及び表４は、冷延製品鋼板の硬さ（Ｈｖ）（測定荷重：１０ｋｇ）、表面粗度（Ｒａ）、熱延鋼板のフェライト粒径（μｍ）及びパーライト＋セメンタイト分率（％）、並びに疲労特性等の測定結果を製造条件と併せて示している。
発明例（Ｎｏ．１〜１０）は、ＡＴプレート素材に要求される硬さ及び表面粗度スペック（硬さ：Ｈｖ≧２３０，表面粗度：Ｒａ≦０．４μｍ）を十分に満たし、その硬度及び表面品質は、従来材であるＳ３５Ｃ冷延鋼板（Ｎｏ．１１〜２０）と同等ないしそれ以上である。しかも、本発明のものは改良された疲労特性を有し、その疲れ強さは、従来材に比し約１０％高い水準を示している。なお、耐摩耗性やプレス打抜き性についても従来材（冷延前焼鈍実施のＳ３５Ｃ冷延板）と同様の良好な特性を有することが確認されている。これらの諸特性は、前記した鋼の化学組成と細粒化された均質微細な組織に基づくものである。
【００４４】
他方、比較材Ｎｏ．２１〜４０をみると、Ｎｏ．２１（Ｃ過剰）は過度に硬質化し、Ｎｏ．２２（Ｃ不足）は硬度が低く疲労特性も従来材（Ｓ３５Ｃ）に比し著しく低い。Ｎｏ．２３及び２４（Ｓｉ過剰）は熱延板のフェライト組織が粗大化し微細な炭化物組織が得られないため、疲労特性が劣っている。Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２６（Ｔｉ過剰）およびＮｏ．２９，Ｎｏ．３０（Ｂ過剰）は熱延板のフェライト組織が過度に微細化し不必要に硬質化している。Ｎｏ．２７，Ｎｏ．２８（Ｔｉ不足）、Ｎｏ．３１，Ｎｏ．３２（Ｂ不足）、Ｎｏ．３３，Ｎｏ．３４（Ｓｉ過剰、Ｔｉ不足）、およびＮｏ．３５（Ｔｉ，Ｂの添加なし）は、いずれも熱延板のフェライト組織が粗大化し、微細な炭化物組織が得られないために疲労特性が劣っている。
また、Ｎｏ．３６，Ｎｏ．３７（熱延巻取温度高過ぎ）熱延板のフェライト組織が粗大化し、微細な炭化物組織が得られないために疲労特性が劣っている。Ｎｏ．３８，Ｎｏ．３９（熱延巻取り温度低過ぎ）は、熱延板のフェライト組織が過度に微細化し、不必要に硬質化している。Ｎｏ．４０（圧下率不足）は硬度の不足をきたし、疲労特性も低いレベルにとどまっている。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【発明の効果】
本発明によれば、従来自動車のＡＴプレート用冷延鋼板の製造に不可欠であった焼鈍処理が不要となり、これを省略した製造工程により、製造コストを大幅に削減しながら、従来材と同等の耐摩耗性及び改良された疲労特性を具備し、ＡＴプレートの要求特性を十分に満たした冷延鋼板が得られる。またこれを打抜き加工して得られるＡＴプレートは、調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）実機使用に供することができる。なお熱延鋼板の冷間圧延を酸洗処理の前後に実施する２段階圧延により酸洗処理の負荷が大幅に軽減され、一段と低コスト化効果が得られる。従って本発明は近時の小型大衆車ＮＢＣの開発動向等に関連するオートマチックトランスミッションの低価格化の要請に対処し得るものである。本発明の冷延鋼板は、上記ＡＴプレート用途のみらなず、疲労特性、耐摩耗性及びプレス打抜き性等を要求される各種用途の素材として広く適用され、品質の安定、コスト削減等の効果をもたらすものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例欄における発明材（Ｎｏ．１）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【図２】実施例欄における比較材（Ｎｏ．３３）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【図３】実施例欄における比較材（Ｎｏ．３５）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【図４】実施例欄における比較材（Ｎｏ．１１）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車のオートマチックトランスミッションの構成部材であるセパレートプレート、フリクションプレート、バッキングプレート等として好適に使用される疲労特性等に優れた冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のオートマチックトランスミッション（ＡＴ）を構成するセパレートプレート（ドリブンプレート又はメーティングプレート等とも称される）、フリクションプレート（ドライブプレート，コアープレート又はディスク等とも称される）、バッキングプレート（リテーニングプレート，リアクションプレート又はエンドプレート等とも称される）等の部材（以下「ＡＴプレート」）は、鋼板をほぼ円環形状にプレス打抜きした成形品である。セパレートプレートとフリクションプレートは摩擦材を介して交互に配置され、これにバッキングプレート等が組付けられてトルク伝達機構が構成される。これらの部材料の耐摩耗性及び表面粗度は、機能上重要な特性であり、硬さ（Ｈｖ）：２３０以上、表面粗さ（Ｒａ）：０．４μｍ以下を満たすことが必要とされている。
【０００３】
従来、ＡＴプレート素材としてＪＩＳ Ｇ３３１１に規定の機械構造用鋼、主としてＳ３５Ｃの冷延鋼板が使用され、これは、「製鋼→連続鋳造→熱間圧延→酸洗→焼鈍→冷間圧延→脱脂→精整」の工程で製造される。この製造工程で、ＡＴプレート用冷延鋼板の要求特性（硬さ：Ｈｖ≧２３０，表面粗度：Ｒａ≦０．４μｍ）を満足するように、冷間圧延の圧下率を５０％以上とすることが必要とされている。冷間圧延前に「焼鈍」を行なうのは、熱延鋼板のままでは硬質で、冷間圧延（圧下率≧５０％）の安定操業に支障をきたすことがあり、また熱延鋼板のままでは熱延鋼板の粗大なパーライト組織が冷延鋼板に持ち越され、製品鋼板のプレス打抜き性が悪くなるからである。
【０００４】
すなわち冷間圧延前の「焼鈍」は、熱延鋼板の軟質化と炭化物の球状化を目的とするものであり、焼鈍の実施により圧下率５０％以上の冷間圧延の安定操業および製品冷延鋼板のプレス打抜き性が保持される。このようにＳ３５Ｃを素材とする従来のＡＴプレート用冷延鋼板の製造では、冷間圧延前に熱延鋼板を焼鈍することが必須の工程とされ、その焼鈍処理は通常、タイトコイル焼鈍（ＴＣＡ）として実施されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来のＡＴプレート用鋼板（Ｓ３５Ｃ冷延鋼板）は、冷間圧延前の焼鈍を必須とし、しかもその処理形態はＴＣＡ焼鈍であるために長時間（均熱：約１０時間）の処理を余儀なくされ、コストアップの大きな要因となっている。しかるに近年の小型大衆車ＮＢＣ（Ｎｅｗ Ｂａｓｉｃ Ｃａｒ）の開発動向に見られるように、低価格化の要求が時代の趨勢となり、オートマチックトランスミッションについてもその要請に対処すべくＳ３５Ｃ冷延鋼板並みの耐摩耗性を有する低価格材の開発要求が一段と強くなっている。
【０００６】
更に、材料特性面の課題として、最近にいたり耐摩耗性だけでなく、疲労特性が重要視され始めている。ＡＴプレートは、トルク伝達駆動操作に伴う繰り返し応力の作用によるたわみ変形が繰り返される。そのたわみ変形の振幅は極く微小であるが、頻繁な繰り返しによる疲労劣化をもたらす。殊に高排気量の車種等にとってこのようなたわみ変形の反復によるＡＴプレートの疲労劣化は無視し得ない現象であり、トルク伝達機構の機能の安定性・耐久性等の見地から、耐摩耗性等と併せて疲労特性をも要求されるようになっている。
【０００７】
本発明は上記に鑑みてなされたものであり、従来ＡＴプレートの製造に必須とされコストアップの大きな要因となっている冷間圧延前の焼鈍処理を省略しながら、従来材（Ｓ３５Ｃ）並みの耐摩耗性、プレス打抜き性等を確保すると共に、高排気量車種等にも適用し得る改良された疲労特性を具備せしめ、ＡＴプレート素材及びこれと同様の特性を要求される各種分野の素材として好適に使用される冷延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１７〜０．２５％，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．５〜０．９％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２〜０．０８％，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０２〜０．０７％，Ｂ：０．００３〜０．００６％，残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、及びフェライト粒径：５〜１５μｍである熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される冷延鋼板である。
【０００９】
本発明の冷延鋼板は、上記化学組成、特にＣ量，Ｓｉ量の規定および特定量のＴｉとＢの複合添加の効果として、従来必須とされていた冷間圧延前の焼鈍（熱延鋼板の軟質化及び炭化物球状化処理）を要することなく、冷間圧延（圧下率≧５０％）の安定操業を可能にすると共に、従来材（Ｓ３５Ｃ）並の耐摩耗性、プレス打抜き性を保持し、かつ改良された疲労特性を得ることを実現している。しかも、この冷延鋼板は打抜き加工を行なった後、調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）ＡＴプレート等の素材として使用することができる。
【００１０】
本発明の冷延鋼板は、前記化学組成を有する鋼のスラブを熱間圧延（熱延温度≧Ａｒ３変態点）し、熱延巻取りを４８０〜５６０℃で行なった熱延鋼板を、酸洗処理し、焼鈍処理することなく、圧下率５０％以上で冷間圧延する工程により製造される。冷間圧延は、後述のように、酸洗処理前の冷間圧延（プレ圧延）と酸洗処理後の冷間圧延（仕上げ圧延）とに分け、前後の圧延の合計圧下率が５０％以上となるように２段階の冷間圧延として実施することもできる。従って、本発明における冷間圧延は、酸洗処理後に行なわれる通常の圧延形態のほか、酸洗処理の前後に分けて行なう２段階の圧延形態を包含している。
【００１１】
本発明におけるＣ量は、従来材（Ｓ３５Ｃ）より低い範囲に規定されている。このＣ量の制限により、熱延鋼板のパーライト量を少なくして熱延鋼板を軟質化することができ、その効果として、冷間圧延前の熱延鋼板の軟質化および炭化物（Ｆｅ３Ｃ）の球状化を目的とする焼鈍処理を省略することが可能となる。
【００１２】
上記Ｃ量の規定と併せてＳｉを少量に制限したことに基づく鋼組織の制御は本発明の重要な要件である。Ｓｉはフェライトフォーマーとして、熱延鋼板のフェライト組織を助長し、微細化組織の形成を阻害する。本発明はＳｉ量の制限により、疲労特性に有利な微細化組織（フェライト粒径５−１５μｍ）の形成を容易にしている。
【００１３】
更にＴｉ及びＢの一定量を複合添加したことによる鋼組織の制御に基づく材質改善効果は、本発明の最も重要な特徴である。Ｔｉの添加により、ＴｉＣ，Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等の微細析出物（大きさ：約５００〜３０００Å）が鋼中に形成され、熱延鋼板のフェライト組織が著しく細粒化される。熱延鋼板では、炭化物がフェライト粒界に優先的に析出するため、細粒化の効果として炭化物は均一微細に鋼中に分散される。これにより改良された疲労特性を得るための均一微細な炭化物組織（パーライト＋セメンタイト分率≧３０％）が確保される。
【００１４】
またＢ添加により生成する固溶Ｂは、粒界強化作用を有し、マトリックスの強度を高め、疲労強度の向上に寄与する。このＢ添加による疲労強度の改善効果はＴｉの共存により高められる。これは、ＴｉＮがＢＮより生成し易いため、ＢＮの生成（Ｂの消耗）が抑制され、固溶Ｂ量が増加することによる。
【００１５】
鋼の疲労強度は、引張り強さ・硬さに支配されるというのが従来の通念である。しかるに、強度（引張り強さ及び硬さ）が同じレベルであっても、上記のように熱延鋼板の炭化物の形態及びフェライト組織の制御によって、耐摩耗性等と併せて、改良された疲労強度を確保することが可能となるのである。
【００１６】
なお、本発明の冷延鋼板はＣ量が従来材（Ｓ３５Ｃ）より低い範囲に限定されており、このＣ量の低減は、球状化焼鈍の省略を可能とする反面、耐摩耗性や疲労特性の面で不利であるが、Ｓｉ量の規定及びＴｉ，Ｂの一定量の複合添加に基づく、フェライト組織の微細化、炭化物の均一分散およびマトリックスの強化作用により、後記実施例にも示したように、Ｃ量の低減による不利を十分に補って余りある改善効果を得ている。
【００１７】
本発明の鋼組成の限定理由は次のとおりである。元素含有量は質量％である。
Ｃ：０．１７〜０．２５％
冷延鋼板の硬度・耐摩耗性及び疲労特性を高める観点から、Ｃ量が高いほど有利であるが、０．２５％を超えると、冷間圧延の安定操業の面から、熱延鋼板の炭化物の球状化と軟質化のための焼鈍を省略することができなくなる。一方Ｃ量が低過ぎると、従来材であるＳ３５Ｃ並みの耐摩耗性及び疲労特性を確保することが困難となる。このためＣ量は０．１７〜０．２５％であることを要する。
【００１８】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、前述のように熱延鋼板のフェライト組織の形成を助長する元素であるので、その含有量が多くなると熱延鋼板の組織の細粒化が困難となる。炭化物が均一微細に分散した疲労特性に有利な組織を形成するために、Ｓｉ量は０．０５％以下に制限されることを要する。なおＳｉは鋼の溶製工程における脱酸剤として必要な元素であるが、本発明では、ＳｉのほかにＡｌ等の元素も脱酸剤として作用するので、Ｓｉ量を上記範囲に制限しても、鋼の溶製工程及び鋼品質に不具合をきたすことはない。
【００１９】
Ｍｎ：０．５〜０．９％
Ｍｎは、鋼の熱間脆性の防止及びマトリックスの強化のために添加される。０．５％に満たないとその効果が少なく、マトリックスの強度が不足し、疲労強度を高めることができなくなる。増量により効果を増すが、０．９％を超えると過度に硬質化して加工性が損なわれる。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは不純分であり、鋼中に多量に存在すると、粒界の強度低下を招き、スラブ割れに起因するへげ疵の発生要因となり、冷延鋼板の表面品質を損なう。０．０３％以下であれば、実質的な悪影響を生じないので、これを上限とする。
【００２１】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは不純分であり、粒界に低融点化合物を形成し、加工割れの原因となり、ＡＴプレートでは打抜き加工における面性状の低下を招く。この弊害はＭｎ（ＭｎＳの形成）により抑制防止することができるが、Ｓ含有量が多くなると、ＭｎＳの生成量の増加によりＭｎＳを起点とする摩耗を生じ易くなり、耐摩耗性が低下する。０．０１５％以下であれば、その実害は回避されるので、これを上限とする。
【００２２】
Ａｌ：０．０２〜０．０８％
Ａｌは鋼の溶製過程における脱酸剤として添加され、また鋼中のＮをＡｌＮとして固定する作用を有する元素である。０．０２％未満では脱酸作用が不足し、他方０．０８％を超えると、鋼の清浄度が損なわれ、表面疵が発生し鋼板の表面品質を低下させる原因となる。このため、０．０２〜０．０８％とする。
【００２３】
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは不可避的に混入する元素である。含有量が多くなると、窒化物（ＡｌＮ，ＴｉＮ等）等の生成量が増加し、過度の硬質化を招くので、０．００８％以下であることを要する。
【００２４】
Ｔｉ：０．０２〜０．０７％
Ｔｉは、前記したとおり、鋼中でＴｉＣやＴｉ（Ｃ，Ｎ）等の微細析出物を形成して熱延鋼板のフェライト組織を細粒化し、炭化物が均一微細に分散されることにより、耐摩耗性及び疲労特性が高められる。この効果を確保するために０．０２％以上の添加を必要とする。他方多量に添加すると、微細析出物の過剰生成により過度の硬質化を招くので、０．０７％を上限とする。
【００２５】
Ｂ：０．００３〜０．００６％
Ｂは、前記のようにその多くが固溶Ｂを形成し、固溶Ｂによる粒界の強化作用及びフェライト組織の細粒化作用により、マトリックスを強化し、耐摩耗性及び疲労特性を高める。この効果を得るには少なくとも０．００３％の添加が必要である。しかし０．００６％を超えると、フェライト組織の過度の細粒化による硬質化をきたすので、これを上限とする。
【００２６】
次に本発明の冷延鋼板の製造工程について説明する。
［鋼の溶製・鋳造］
まず製鋼炉で所定の化学組成に溶製した鋼を、造塊・分塊圧延または連続鋳造によりスラブとし、スラブの表面手入れを適宜実施した後、熱間圧延する。連続鋳造による場合、熱鋳片（スラブ）をそのまま加熱炉に装入して熱間圧延するようにしてもよい。
【００２７】
［熱間圧延］
熱間圧延は、熱延鋼板の品質及び熱延効率等の点から、熱延仕上げ温度はＡｒ３変態点直上に調整される。熱延鋼板の巻取りは４８０〜５６０℃の温度域で行なうことを要する。４８０℃未満の低温巻取りでは、結晶粒径が過度に微細化して熱延鋼板の硬質化をきたし、一方５６０℃を超えと炭化物が凝集し易く、疲労強度及び耐摩耗性の向上に必要な炭化物の均一分散（パーライト＋セメンタイト分率≧３０％）の確保が困難となり、フェライト組織が粗大化するからである。
【００２８】
上記熱延鋼板は、結晶粒径（ＪＩＳ Ｇ０５５２「附属書２（規定）交差線分（粒径）による判定方法」）が５〜１５μｍの細粒化されたフェライト組織であることを要する。５μｍに満たない極微細のフェライト組織では鋼の過度の硬質化をきたし、他方１５μｍを超える粗い組織では良好な疲労強度及び耐摩耗性を得ることが困難になるからである。
【００２９】
熱延鋼板は、上記フェライト粒径の規定と併せ、炭化物の面積率の指標として、点算法により測定される「パーライト＋セメンタイト分率」が３０％以上であることを要する。ここに点算法とは、金属便覧（社団法人日本金属学会編，丸善（株））改定６版所載の光学顕微鏡組織の定量解析法（第２６４頁）を指し、顕微鏡視野内にグリッドを置き、炭化物が占める格子点の総数をカウントし、グリッド格子点の総数に対する比として算定される。改良された疲労特性を得るために、パーライト＋セメンタイト分率が３０％以上であることを要する。疲労特性の観点からは上限の規定は特に必要としないが、６０％を超えると、硬度が必要以上に高くなる場合があるので、良好な加工性を維持する点から６０％以下であるのが望ましい。
【００３０】
熱延鋼板の上記微細均一組織（フェライト粒径：５−１５μｍ，パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上）は、前記したＣ量，Ｓｉ量の規定および一定量のＴｉ，Ｂを複合含有する鋼組成の効果として、前記熱延条件により確保される。このように細粒化されたフェライト組織（熱延鋼板）であることにより、最終製品（冷延鋼板）の良好な疲労特性および耐摩耗性等を保証することができる。
【００３１】
［冷間圧延］
熱延鋼板を、酸洗処理で表面のスケールを除去した後、冷間圧延に付す。冷間圧延における圧下率は５０％以上であることを要する。これは、ＡＴプレート用冷延鋼板等として必要な硬度（Ｈｖ≧２３０）と表面粗さ（Ｒａ≦０．４μｍ）を得るためである。圧下率の上限は特に限定されないが、約６０％を超える高い圧下率を適用する必要はない。なお、硬さは望ましくは２４０〜２８０Ｈｖである。２４０Ｈｖに満たないとスペック下限に近くＡＴプレートの機能の安定性の面で得策でなく、他方２８０Ｈｖを超えるとＡＴプレートのプレス打抜きの作業負担が大きくなるからである。この硬さ（Ｈｖ）の調節は、圧下率の調整により行なうことができる。また冷間圧延では、所要の表面粗さが確保されるように、圧延ロールの表面粗度管理が適宜実施される。
【００３２】
上記冷間圧延は、所望により、酸洗処理前のプレ圧延と処理後の仕上げ圧延との２段階に分けて実施される。プレ圧延（酸洗処理前）によるスケールの破砕効果として脱スケール性が大きく改善され、酸洗処理時間の大幅な短縮とコスト低減が可能となる。この場合、プレ圧延（酸洗処理前）と仕上げ圧延（酸洗処理後）は連続してなくても構わないが、酸洗槽の入側にプレ圧延機を、出側に仕上げ圧延機をそれぞれ設置し、プレ圧延−酸洗処理−仕上げ圧延の連続構成とすることが生産効率の面から有利である。
【００３３】
上記２段階圧延におけるプレ圧延（酸洗処理前）は、圧下率が２５％以下であることを要する。これを超える高い圧下率でプレ圧延すると、スケールの鋼板表面への押込みによる疵が発生し表面品質を損なうおそれがあるからである。仕上げ圧延（酸洗処理後）における圧下率は、全圧下率（＝プレ圧延の圧下率＋仕上げ圧延の圧下率）が５０％以上となるように設定される。全圧下率をこのように調整するのは、前記の場合（冷間圧延を酸洗後の１段階で実施）と同じように、ＡＴプレートとしての要求特性（硬さ：Ｈｖ≧２３０，表面粗さ：Ｒａ≦０．４μｍ）を充足させるためである。
【００３４】
［脱脂・精整］
冷間圧延の後、脱脂処理（電解洗浄等）により鋼板表面を浄化し、ついで所定の検査（板厚・板幅等の諸元寸法，表面疵等）及び形状修正等のための精整工程を経て製品冷延鋼板を得る。これらの処理工程は常法に従って行なえばよい。
【００３５】
こうして得られる本発明の冷延鋼板を、自動車用ＡＴプレート素材等として適用する場合は、プレス打抜き加工を行なって所要の円環形状に成形すればよく、得られた成形品は調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）、ＡＴプレートとして実機使用に供することができる。
【００３６】
【実施例】
［１］供試鋼板の製造
転炉及び脱ガス処理装置により溶製・成分調整を行なった溶鋼を連続鋳造に付してスラブ（２００ｍｍ厚）とし、下記のＡ工程（焼鈍省略）又はＢ工程（焼鈍実施）によりＡＴプレート用冷延鋼板を得る。
Ａ：熱延→酸洗→冷延（１段又は２段圧延）→脱脂→精整（検査）
Ｂ：熱延→酸洗→焼鈍→冷延（１段圧延）→脱脂→精整（検査）
【００３７】
（１）鋼組成
表１および表２参照。Ｎｏ．１〜１０は発明例、比較例１（Ｎｏ．１１−２０）は従来材（Ｓ３５Ｃ相当材）の例である。比較例２（Ｎｏ．２１−３５）は、本発明に類似の鋼組成を有しているが、いずれかの元素の含有量（下線付記）が本発明の規定から外れいている例、比較例３（Ｎｏ．３６−４０）は、本発明に規定の鋼組成を有しているが、熱延又は冷延条件が本発明の規定から外れている例である。
【００３８】
（２）熱間圧延
▲１▼Ｎｏ．１〜１０（発明例）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８８０℃，巻取温度：５４０℃
熱延板の板厚：４．０ｍｍ
▲２▼Ｎｏ．１１〜２０（比較例１）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８６０℃，巻取温度：６００℃
熱延板の板厚：４．０ｍｍ
▲３▼Ｎｏ．２１〜３５（比較例２）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８８０℃，巻取温度：５４０℃
熱延板の板厚：４．０ｍｍ
▲４▼Ｎｏ．３６〜４０（比較例３）
加熱温度：１２３０℃，熱延仕上温度：８８０℃，巻取温度：４７０−６３０℃
熱延板の板厚：３．０−４．０ｍｍ
【００３９】
（３）焼鈍処理
Ｎｏ．１１〜２０（比較例２＝Ｓ３５Ｃ材）について実施
（Ｎｏ．１〜１０及びＮｏ．２１〜４０は焼鈍なし）。
焼鈍方式：タイトコイル焼鈍（ＴＣＡ）
処理温度／時間：７００℃／１０Ｈｒ
【００４０】
（３）冷間圧延
圧下率（２段圧延の場合は合計圧下率）：Ｎｏ．１−３９＝５５％、Ｎｏ．４０＝４０％
製品鋼板厚さ：１．８ｍｍ
（４）脱脂
電解洗浄（処理液：オルソ珪酸ソーダ）
【００４１】
［２］疲労特性の評価
「金属平板の平面曲げ疲れ試験方法」（ＪＩＳ Ｚ２２７５）に準拠しＳ−Ｎ曲線から疲れ強さ（σＷ）を求める。
▲１▼試験機：シェンク式平面曲げ疲労試験機（東京衡機（株）製）
▲２▼容量 ：５９Ｎ・ｍ
▲３▼試験方法：両振り平面曲げ
▲４▼試験片形状：ＪＩＳ１号試験片
▲５▼試験速度：２０Ｈｚ
▲６▼試験波形：正弦波
【００４２】
図１〜４は供試冷延鋼板の鋼組織（倍率×４００）を示している。
図１は発明材Ｎｏ．１（焼鈍なし）、図２は比較材Ｎｏ．３３（Ｓｉ過剰，Ｔｉ不足，焼鈍省略）、図３は比較材Ｎｏ．３５（Ｔｉ及びＢ添加なし，焼鈍省略）、図４は比較材Ｎｏ．１１（焼鈍実施のＳ３５Ｃ材）である。
図２の比較材Ｎｏ．３３（Ｓｉ過剰，Ｔｉ不足，焼鈍省略）および図３の比較材Ｎｏ．３５（Ｔｉ及びＢ添加なし，焼鈍省略）は、粗いパーライト組織であるのに対し、発明材Ｎｏ．１（図１）は、焼鈍を省略されているにも拘らず、炭化物（Ｆｅ３Ｃ）が均一微細に分散しており、図４の比較材Ｎｏ．１１（焼鈍実施のＳ３５Ｃ材）と同等の細粒化された微細均質な組織を有している。
【００４３】
表３及び表４は、冷延製品鋼板の硬さ（Ｈｖ）（測定荷重：１０ｋｇ）、表面粗度（Ｒａ）、熱延鋼板のフェライト粒径（μｍ）及びパーライト＋セメンタイト分率（％）、並びに疲労特性等の測定結果を製造条件と併せて示している。
発明例（Ｎｏ．１〜１０）は、ＡＴプレート素材に要求される硬さ及び表面粗度スペック（硬さ：Ｈｖ≧２３０，表面粗度：Ｒａ≦０．４μｍ）を十分に満たし、その硬度及び表面品質は、従来材であるＳ３５Ｃ冷延鋼板（Ｎｏ．１１〜２０）と同等ないしそれ以上である。しかも、本発明のものは改良された疲労特性を有し、その疲れ強さは、従来材に比し約１０％高い水準を示している。なお、耐摩耗性やプレス打抜き性についても従来材（冷延前焼鈍実施のＳ３５Ｃ冷延板）と同様の良好な特性を有することが確認されている。これらの諸特性は、前記した鋼の化学組成と細粒化された均質微細な組織に基づくものである。
【００４４】
他方、比較材Ｎｏ．２１〜４０をみると、Ｎｏ．２１（Ｃ過剰）は過度に硬質化し、Ｎｏ．２２（Ｃ不足）は硬度が低く疲労特性も従来材（Ｓ３５Ｃ）に比し著しく低い。Ｎｏ．２３及び２４（Ｓｉ過剰）は熱延板のフェライト組織が粗大化し微細な炭化物組織が得られないため、疲労特性が劣っている。Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２６（Ｔｉ過剰）およびＮｏ．２９，Ｎｏ．３０（Ｂ過剰）は熱延板のフェライト組織が過度に微細化し不必要に硬質化している。Ｎｏ．２７，Ｎｏ．２８（Ｔｉ不足）、Ｎｏ．３１，Ｎｏ．３２（Ｂ不足）、Ｎｏ．３３，Ｎｏ．３４（Ｓｉ過剰、Ｔｉ不足）、およびＮｏ．３５（Ｔｉ，Ｂの添加なし）は、いずれも熱延板のフェライト組織が粗大化し、微細な炭化物組織が得られないために疲労特性が劣っている。
また、Ｎｏ．３６，Ｎｏ．３７（熱延巻取温度高過ぎ）熱延板のフェライト組織が粗大化し、微細な炭化物組織が得られないために疲労特性が劣っている。Ｎｏ．３８，Ｎｏ．３９（熱延巻取り温度低過ぎ）は、熱延板のフェライト組織が過度に微細化し、不必要に硬質化している。Ｎｏ．４０（圧下率不足）は硬度の不足をきたし、疲労特性も低いレベルにとどまっている。
【００４５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
本発明によれば、従来自動車のＡＴプレート用冷延鋼板の製造に不可欠であった焼鈍処理が不要となり、これを省略した製造工程により、製造コストを大幅に削減しながら、従来材と同等の耐摩耗性及び改良された疲労特性を具備し、ＡＴプレートの要求特性を十分に満たした冷延鋼板が得られる。またこれを打抜き加工して得られるＡＴプレートは、調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）実機使用に供することができる。なお熱延鋼板の冷間圧延を酸洗処理の前後に実施する２段階圧延により酸洗処理の負荷が大幅に軽減され、一段と低コスト化効果が得られる。従って本発明は近時の小型大衆車ＮＢＣの開発動向等に関連するオートマチックトランスミッションの低価格化の要請に対処し得るものである。本発明の冷延鋼板は、上記ＡＴプレート用途のみらなず、疲労特性、耐摩耗性及びプレス打抜き性等を要求される各種用途の素材として広く適用され、品質の安定、コスト削減等の効果をもたらすものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例欄における発明材（Ｎｏ．１）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【図２】実施例欄における比較材（Ｎｏ．３３）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【図３】実施例欄における比較材（Ｎｏ．３５）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
【図４】実施例欄における比較材（Ｎｏ．１１）の冷延鋼板の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×４００）である。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．１７〜０．２５％，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．５〜０．９％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２〜０．０８％，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０２〜０．０７％，Ｂ：０．００３〜０．００６％，残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、フェライト粒径：５〜１５μｍである熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される疲労特性に優れた冷延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．１７〜０．２５％，Ｓｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．５〜０．９％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０２〜０．０８％，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０２〜０．０７％，Ｂ：０．００３〜０．００６％，残部は実質的にＦｅからなるスラブを、熱間圧延仕上げ温度：Ａｒ３変態点以上、巻取温度：４８０〜５６０℃で熱間圧延した後、熱延鋼板を酸洗処理し、焼鈍処理することなく、圧下率５０％以上で冷間圧延することからなる疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
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