JP2014201766A - 打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、C：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が80％以上であり、パーライト相、ベイナイト相のいずれか1種以上からなる硬質相の面積率が合計で20％以下であり、前記硬質相の平均粒径が1μm以上10μm以下、かつ、前記硬質相の平均アスペクト比が10.0以下である組織とを有し、ビッカース硬さがHv170以上の冷延鋼板とする。【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用駆動系部品であるプレートやディスク、リング等の素材に好適な、打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の駆動系部品として使用されているプレート、ディスク、リング等は、従来、鋼板を所定の形状に打ち抜いた後、硬化を目的とした焼入れ等の熱処理を施して所定の硬さに調整し、その後、摩擦材を接着する工程にて製造されている。しかし、従来の製造方法では、熱処理に多大な熱エネルギーを消費し、しかも専用の熱処理設備を必要とすることから、製造コスト増大が避けられない。
このような状況下、近年、打ち抜き成形後の熱処理に代えて、冷間圧延を利用して所望の硬さに調整した冷延鋼板の適用が進んでいる。冷延鋼板を適用した場合、焼入れ等の熱処理が不要となるため、製造コストを大幅に削減することができる。しかし、冷延鋼板を適用した場合、打ち抜き加工後の部品に大きな反りが発生することがある。そのため、打ち抜き後に形状矯正が必要となり、更には矯正しても所定の形状が得られないという問題がある。また、打ち抜き後には良好な平坦形状が得られていても、摩擦材との接着工程や実使用環境で高温に晒された場合に、残留応力が開放されて変形してしまうという熱ひずみの問題もある。
プレートをはじめとした駆動系部品用の冷延鋼板に関しては、これまでに様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、質量％で、C：0.05〜0.6％、Si:2.0％以下、Mn：0.2〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.1％以下、N：0.01％以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼を、仕上温度 (Ar3変態点−20℃)以上で熱間圧延した後、冷却速度120℃/秒超、冷却停止温度650℃以下、鋼板幅方向センター部と鋼板エッジ部との冷却停止温度差が30℃以下となるように冷却を行い、巻取温度600℃以下で巻取り、酸洗後、圧下率40％以上で冷間圧延するか、もしくは、焼鈍温度600℃以上AC1変態点以下で焼鈍後に圧下率40％以上で冷間圧延することにより、鋼板板面硬度Hvが170〜300であり、鋼板長手方向及び幅方向の各位置における板面硬度差の最大値ΔHvが20以下である薄鋼板を製造する技術が提案されている。そして、特許文献１で提案された技術によると、鋼板の長手方向及び幅方向の位置による残留応力の差異が抑制され、打ち抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板が得られるとされている。
特許文献２では、質量％で、C：0.05〜0.10％未満、Si：0.5％以下、Mn：0.20〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.020％以下、Cr：0.05〜0.5％を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、仕上圧延の仕上圧延終了温度をAr3変態点以上として熱間圧延し、仕上圧延終了後8s以内に500〜650℃まで冷却し、500〜650℃にて巻取処理を施して、初析フェライトとパーライトとベイニティックフェライトまたはベイナイトとからなる基地を有し、該基地中に存在するセメンタイトが平均で1.0×104個／mm2以上分散した組織を有する引張強さ：440MPa以上の熱延鋼板としたのち、該熱延鋼板に圧下率：30〜70％の冷間圧延を施すことにより冷延鋼板を製造する技術が提案されている。そして、特許文献２で提案された技術によると、打ち抜き加工後の平坦度に優れかつ端面性状に優れた冷延鋼板が得られるとされている。
特許文献３には、C：0.15〜0.25質量％、Si：0.25質量％以下、Mn：0.3〜0.9質量％、P：0.03質量％以下、S：0.015質量％以下、Al：0.01〜0.08質量％、N：0.008質量％以下、Ti：0.01〜0.05質量％、B：0.002〜0.005質量％を含有し、残部が実質的にFeの組成をもつスラブを、熱延仕上げ温度：Ar3変態点以上、巻取り温度：500〜600℃で熱間圧延し、熱延鋼板を酸洗処理した後、焼鈍処理することなく圧下率50％以上で冷間圧延し、更に、径が300mm以上のロールを使用して圧下率１％以下の軽圧下圧延を施すことにより、冷延鋼板を製造する技術が提案されている。そして、特許文献３で提案された技術によると、冷延時に生成された残留応力を低減したＡＴプレート用冷延鋼板が得られるとされている。
特開２００６−３０７２８１号公報 特開２００８−１３８２３７号公報 特開２００５−２００７１２号公報
しかしながら、特許文献１で提案された技術では、熱延終了後に急速冷却し、600℃以下と低い温度で巻取るため、熱延鋼板の段階で内部の残留応力が大きくなり、結果として冷間圧延後の薄鋼板も大きな残留応力が蓄積した状態となる。このように大きな残留応力が蓄積された冷間圧延ままの薄鋼板を打ち抜き成形すると、打ち抜き成形したままの状態では良好な平坦度が得られるものの、打ち抜き成形に続く摩擦材の接着工程での加熱で残留応力が開放されて、平坦度が劣化するという熱ひずみの問題があった。
特許文献２で提案された技術では、フェライトに比べ硬質なパーライトやベイナイトを多量に含む熱延鋼板に冷間圧延を施すため、冷間圧延時にフェライトとパーライトやベイナイトの相界面近傍で不均一な変形が生じ、鋼板内部の残留応力が大きくなる。したがって、このようにして得られた冷延鋼板を打ち抜き成形すると、打ち抜き成形したままの状態では良好な平坦形状および打ち抜き端面性状が得られるが、特許文献１で提案された技術と同様、熱ひずみが発生するという問題があった。
特許文献３で提案された技術では、C含有量が0.15〜0.25質量％と高く、熱間圧延工程の巻取り温度が500〜600℃と低いために、熱延鋼板にパーライトやベイナイトが多量に生成する。したがって、特許文献２で提案された技術と同様、冷間圧延時に鋼板内部の残留応力が大きくなる結果、打ち抜き成形したままの状態では平坦な形状が得られても、打ち抜き成形後の加熱により熱ひずみが発生するという問題があった。
本発明の目的は、上記の問題を解決し、プレートやディスクなどの駆動系部品用として必要な硬さ、打ち抜き後の平坦度および打ち抜き端面性状、並びに耐熱ひずみ特性を兼ね備えた冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。ここで、耐熱ひずみ特性とは、摩擦材の接着工程や実使用環境にて100〜400℃程度の温度域に加熱された際に、薄鋼板の変形が少なく、十分な平坦度が得られるという特性を意味する。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、冷延鋼板の耐熱ひずみ特性、打ち抜き後の平坦度および打ち抜き端面性状に影響を及ぼす各種要因について鋭意研究を重ねた。
その結果、耐熱ひずみ特性の向上には、冷間圧延後の残留応力の低減が有効であることを知見した。また、冷間圧延後の残留応力を低減するためには、冷間圧延での圧下率を所定値以下とすること、および鋼素材のC量を所定値以下に低減するとともに熱間圧延工程の巻取り温度を規定することで、冷間圧延前の熱延板をフェライト主相とし、該熱延板のパーライト相やベイナイト相の体積分率を低下させ、かつ、冷間圧延後の鋼板のパーライトやベイナイト相の平均粒径および平均アスペクト比を制御することが重要であることを見出した。
冷間圧延前の熱延板が、主相であるフェライトとともに硬質相であるパーライト相やベイナイト相（以下、パーライト相、ベイナイト相のいずれか１種以上を「硬質相」ということもある）を含む場合、冷間圧延時にフェライト相−硬質相界面の近傍で不均一な変形が発生し、残留応力が蓄積し易くなる。したがって、冷間圧延前の熱延板をフェライト主相とし、且つ該熱延板に含まれる硬質相の体積分率を低下させることにより、冷間圧延時にフェライト／パーライト界面近傍、またはフェライト／ベイナイト界面近傍での不均一な変形に伴う残留応力が低減し、冷延鋼板の耐熱ひずみ特性を向上させることができる。そして、このような冷延鋼板を用いてプレート等の駆動系部品を製造すれば、所定形状に打ち抜き成形後は無論のこと、摩擦材との接着工程や実使用環境で高温に晒されても、熱ひずみに起因する平坦度低下の問題を解消することができる。
更に、本発明者らは、冷間圧延前の熱延板をフェライト主相とし、該熱延板の硬質相の体積分率を低下させ、且つ、硬質相の平均粒径および平均アスペクト比を制御することが、冷延鋼板の打ち抜き後の平坦度および打ち抜き端面性状を改善するうえでも極めて有効であることを知見した。
冷間圧延前の熱延板で硬質相の生成を極力回避することにより、冷間圧延後の鋼板内で均一な特性が得られるため、打ち抜き後に良好な平坦度が得られる。また、冷間圧延前の熱延板で硬質相の生成を極力回避することにより、打ち抜き成形時にクラックが発生し易い異相界面（フェライト相と硬質相との界面）が減少するため、打ち抜き端面性状が向上する。
更に、冷間圧延においては、硬質相が圧延方向に伸展させられるが、主相であるフェライトと硬質相との硬度差が大きいため、硬質相が圧延方向に伸展するほど（すなわち、硬質相のアスペクト比が大きくなるほど）、フェライト相と硬質相との界面に蓄えられる歪が大きくなり、残留応力が蓄積し、冷延鋼板の耐熱ひずみ特性が低下する。したがって、これらの特性を向上させるには、パーライト、ベイナイト相のいずれか1種以上からなる硬質相の平均アスペクト比を所定値以下とする必要がある。また、硬質相の平均粒径を所定値以下に制御することにより、異相界面よりクラックが発生したとしても、クラックが大きく伝播することを防ぎ、欠陥のない打ち抜き端面が得られる。
上記のように、冷間圧延前の熱延板をフェライト主相とし、且つ該熱延板の硬質相の体積分率を低下させるためには、鋼素材のC量を所定値以下に低減することに加え、熱間圧延工程の巻取り温度を600℃超750℃以下と高温にすることが必要である。また、冷間圧延後の鋼板の硬質相の平均粒径および平均アスペクト比を制御するには、熱延板の圧延条件を最適化することに加え、冷間圧延の圧下率を制限する必要がある。
本発明は、以上の知見に基づき完成されたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、C ：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P ：0.03％以下、S ：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が80％以上であり、パーライト相、ベイナイト相のいずれか１種以上からなる硬質相の面積率が合計で20％以下であり、前記硬質相の平均粒径が1μm以上10μm以下、かつ、前記硬質相の平均アスペクト比が10.0以下である組織とを有し、ビッカース硬さがHv170以上であることを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
［２］ 前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
［３］ 前記［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V ：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B ：0.0003％以上0.0050％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
［４］ 前記［１］ないし［３］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
［５］ 前記［１］ないし［４］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
［６］ 質量％で、C ：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P ：0.03％以下、S ：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N ：0.01％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、仕上げ圧延終了温度を800℃以上950℃以下とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、600℃超750℃以下の巻取り温度で巻き取り、酸洗にてスケールを除去したのち、30％以上70％以下の圧下率で冷間圧延を施すことを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
［７］ 前記［６］において、前記冷間圧延を施したのち、調質圧延を施すことを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
［８］ 前記［６］または［７］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
［９］ 前記［６］ないし［８］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
［１０］ 前記［６］ないし［９］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
［１１］ 前記［６］ないし［１０］のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量％で、Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、打ち抜き後の平坦度および打ち抜き端面性状が良好であることに加えて、耐熱ひずみ特性にも優れた冷延鋼板を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明による冷延鋼板は、自動車用部品、特にプレートやディスクなどの駆動系部品用素材として極めて好適である。
まず、本発明冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、各成分元素含有量の単位である％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.01％以上0.08％以下
Cは、鋼板の強化に必要な元素であり、プレートやディスクなどの駆動系部品用素材として必要な硬さを得るためには、C含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.08％を超えると、硬さが過剰に高くなり、また、パーライト分率が上昇して、打ち抜き後の平坦度が劣化するとともに、打ち抜き端面性状が劣化する。したがって、C含有量の上限を0.08％とする。特に打ち抜き端面性状の観点からは、C含有量を0.05％未満とすることが好ましい。
Si：0.01％以上1.0％以下
Siは、鋼の脱酸剤であり、鋼の清浄度を向上させる効果があるため、含有量を0.01％以上とする。また、Siは、固溶強化により鋼板の硬さを上昇させる元素でもあり、所望の硬さを得るために添加することができる。但し、Si含有量が1.0％を超えると、鋼板の表面性状が劣化するため、Si含有量の上限を1.0％とする。特に摩擦用途で使用されるプレート材では良好な表面性状が要求されるため、0.6％以下とすることが好ましい。
Mn：0.05％以上1.0％以下
Mnは、固溶強化により、鋼板の硬さを上昇させる元素であり、所望の硬さを得るためにはMn含有量を0.05％以上とする必要がある。好ましくは0.1％以上である。一方、Mn含有量が1.0％を超えると、パーライトやベイナイトなどが過剰に生成することに加え、偏析によりパーライト等が層状に生成して、打ち抜き端面性状が劣化する。したがって、Mn含有量は1.0％以下とする。好ましくは0.5％以下である。
P ：0.03％以下
Pは、鋼中で偏析し易い元素であり、多量に含有するとPの偏析により層状組織の形成が促進され、打ち抜き端面性状が劣化する。したがって、P含有量は0.03％以下とする必要がある。好ましくは0.02％以下である。
S ：0.015％以下
Sは、MnS等の硫化物系介在物を形成し、打ち抜き端面性状を劣化させる。したがって、S含有量は0.015％以下とする必要がある。好ましくは0.010％以下である。
Al：0.005％以上0.10％以下
Alは、脱酸元素として添加することにより、鋼板の清浄度を向上させることができるため、その含有量を0.005％以上とする必要がある。好ましくは0.03％以上である。一方、Al含有量が0.10％を超えると、酸化物が過剰に生成して表面性状が劣化し、摩擦材との接着性が劣化する。したがって、Al含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.08％以下である。
N ：0.01％以下
Nは、本発明において有害な元素であり、その含有量が過剰になると鋼板の延性が低下し、打ち抜き端面性状が劣化する。したがって、N含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。
以上が本発明冷延鋼板の基本成分であるが、本発明冷延鋼板はこれらの基本成分に加え、必要に応じて以下の元素を含有することができる。
Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下のいずれか１種以上
CuおよびNiは、固溶強化により鋼板の硬さの上昇に寄与する元素であり、鋼板に所望の硬さを付与するために含有することができる。このような効果を得るためには、Cu含有量を0.01％以上、Ni含有量を0.01％以上とすることが好ましい。また、Cu含有量は0.02％以上、Ni含有量は0.02％以上とすることがより好ましい。一方、これらの元素の含有量が過剰になると、表面性状が劣化し、摩擦材との接着性が劣化する。したがって、Cu含有量は0.20％以下、Ni含有量は0.50％以下とすることが好ましい。また、Cu含有量は0.10％以下、Ni含有量は0.30％以下とすることがより好ましい。
Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下のいずれか１種以上
Ti、Nb、V、Zr、Mo、Cr、Bは、鋼板の硬さの上昇に寄与する元素であり、鋼板に所望の硬さを付与するために含有することが好ましい。一方、これらの元素の含有量が過剰になると、残留応力が大きくなり、打ち抜き後の平坦度や、熱ひずみが発生する。したがって、Ti含有量は0.005％以上0.10％以下、Nb含有量は0.005％以上0.10％以下、V 含有量は0.005％以上0.50％以下、Zr含有量は0.005％以上0.10％以下、Mo含有量は0.02％以上0.50％以下、Cr含有量は0.03％以上0.50％以下、B含有量は0.0003％以上0.0050％以下とすることが好ましい。また、Ti含有量は0.008％以上0.03％以下、Nb含有量は0.008％以上0.05％以下、V含有量は0.01％以上0.20％以下、Zr含有量は0.01％以上0.03％以下、Mo含有量は0.05％以上0.20％以下、Cr含有量は0.05％以上0.20％以下、B含有量は0.0005％以上0.0030％以下とすることがより好ましい。
Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下のいずれか１種以上
Ca、REMはいずれも、硫化物の形態を球状に制御し、鋼板の打ち抜き端面性状を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ca含有量を0.0003％以上、REM含有量を0.0003％以上とすることが好ましい。また、Ca含有量を0.0008％以上、REM含有量を0.0008％以上とすることがより好ましい。一方、これらの元素の含有量が過剰になると、介在物が増大して、鋼板の打ち抜き端面性状を劣化させるため、Ca含有量を0.0050％以下、REM含有量を0.0100％以下とすることが好ましい。また、Ca含有量を0.0030％以下、REM含有量を0.0050％以下とすることがより好ましい。
Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下のいずれか１種以上
SbおよびSnは、鋼板の表面性状を向上させる元素であり、摩擦材との接着性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Sb含有量を0.001％以上、Sn含有量を0.001％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素の含有量が過剰になると、表面偏析が顕著になり、鋼板の表面性状が劣化して摩擦材との接着性が低下するため、Sb含有量を0.030％以下、Sn含有量を0.030％以下とすることが好ましい。また、Sb含有量を0.005％以上0.020％以下、Sn含有量を0.005％以上0.015％以下とすることがより好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としてはO、Mg、Co、Zn、Ta、W、Pb、Bi等を例示することができ、これらの元素の含有量はそれぞれ約0.01％以下であれば許容できる。
次に、本発明冷延鋼板の組織について説明する。
本発明の冷延鋼板は、フェライト相の面積率が80％以上であり、パーライト相、ベイナイト相のいずれか１種以上からなる硬質相の面積率が合計で20％以下であり、前記硬質相の平均粒径が1μm以上10μm以下、かつ、前記硬質相の平均アスペクト比が10.0以下である組織を有する。
本発明では、冷間圧延時における鋼板内変形を均一にすることにより、冷延鋼板の残留応力を低減させる。このような観点から、本発明の冷延鋼板は、主相を軟質なフェライト相とし、硬質なパーライト相およびベイナイト相を抑制する必要がある。パーライト相、ベイナイト相のいずれか１種以上からなる硬質相を合計面積率で20％を超えて多量に含有した場合には、冷間圧延後の残留応力が増大して、打ち抜き後の鋼板形状が劣化したり、打ち抜き時にフェライト相と硬質相の界面でクラックが発生して鋼板の打ち抜き端面性状が劣化する。更に、残留応力の増大に伴い耐熱ひずみ特性が劣化するため、このような冷延鋼板を打ち抜き成形後、高温環境下に晒すと熱ひずみが発生する。
以上の理由により、本発明では、フェライト相の面積率を80％以上とし、パーライト相、ベイナイト相のいずれか1種以上からなる硬質相の面積率を合計で20％以下とする必要がある。フェライト相の面積率は85％以上とすることが好ましく、90％以上とすることがより好ましい。一方、上記硬質相の面積率は、合計で15％以下とすることが好ましく、10％以下とすることがより好ましい。
但し、上記硬質相の面積率が極端に低くなると、所望の鋼板硬さが得られなくなるため、上記硬質相の面積率は合計で2％以上とすることが好ましい。なお、本発明の冷延鋼板組織としては、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相のほか、セメンタイトを含んでも良い。セメンタイトの面積率は、1％以下とすることが好ましい。
また、本発明の冷延鋼板はパーライト相、ベイナイト相のいずれか１種以上からなる硬質相の平均粒径が1μm以上10μm以下、かつ、前記硬質相の平均アスペクト比が10.0以下である組織を有する。
硬質相の平均粒径が10μmを超えると、硬質相とフェライト相との界面で発生したクラックが大きく伝播して、鋼板の打ち抜き端面にワレを生じ、端面性状が低下する。このため、硬質相の平均粒径は10μm以下とする。好ましくは7μm以下である。硬質相の平均粒径は小さいほど、鋼板の打ち抜き性の観点からは好ましい。しかし、硬質相の平均粒径を小さくするためには、鋼板製造時に熱間圧延の仕上げ圧延終了温度および巻取り温度を低くしなければならない。その一方で、本発明のフェライト相を主相とする組織を得るためには、後述するように熱間圧延の仕上圧延終了温度と巻取り温度を所定の温度以上とする必要があり、この熱間圧延条件範囲では硬質相の結晶粒微細化に限界がある。したがって、硬質相の平均粒径は1μm以上とする。
また、硬質相の平均アスペクト比が10.0を超えると、硬質相と主相であるフェライト相との界面の歪が増大し、残留応力が大きくなるため、冷延鋼板の耐熱ひずみ特性が低下する。したがって、硬質相の平均アスペクト比は10.0以下とする。好ましくは8.0以下である。
本発明の冷延鋼板の硬さは、Hv（ビッカース硬さ）で170以上とする。鋼板の硬さがHv170未満では、強度が十分ではなく、自動車用駆動系部品であるプレートやディスク、リングとしての使用に耐えない。このため、冷延鋼板の硬さはHv170以上とする。好ましくはHv 190以上である。一方、本発明の冷延鋼板の硬さは、主に冷間圧延による加工硬化に基づくものであるため、硬さが高くなりすぎると（すなわち、冷間圧延の圧下率が高くなりすぎると）鋼板の残留応力も増大し、耐熱ひずみ特性が劣化する。このため、冷延鋼板の硬さはHv250以下とすることが好ましい。
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の冷延鋼板は、前記の化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を施して、フェライト相を主相とする熱延板とし、この熱延板を、酸洗にてスケールを除去した後、所定の圧下率で冷間圧延することによって得られる。
鋼素材の製造方法は特に限定する必要はない。例えば、上記した組成を有する溶鋼を転炉や電気炉で溶製し、好ましくは真空脱ガス炉にて二次精錬を行い、連続鋳造等の製造方法でスラブ等の鋼素材とする常用の方法など、いずれも適用可能である。
鋼素材は、次いで、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延が施され、熱延板とされる。熱間圧延を施すに際しては、鋼素材を、鋳造後直ちに、或いは鋳造後に補熱を目的とした加熱を施した後に、熱間圧延を行う直送圧延を行ってもよい。熱間圧延前に鋼素材を加熱する場合、その加熱温度は特に限定する必要はないが、1000℃以上1300℃以下の範囲の温度とすることが好ましい。上記加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が高くなり、良好な形状が得られない場合がある。一方、1300℃を超えて高温となると、スケールの成長が促進され、鋼板の表面性状が低下するおそれがある。なお、粗圧延の条件は特に限定されない。
仕上げ圧延終了温度:800℃以上950℃以下
仕上げ圧延終了温度が950℃を超えると、熱延板の組織が粗大化する。その結果、冷間圧延後の鋼板の硬質相の平均粒径が大きくなるため、打ち抜き端面性状が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度が800℃未満では、熱延板の組織が極端に伸展した結晶粒からなる組織となり、硬質相のアスペクト比も大きくなる。このように熱延板の段階で圧延方向に伸展した硬質相を含む鋼板を更に冷間圧延すると、硬質相と主相であるフェライト相との硬度差が大きいため、圧延方向に組織が伸長する際に硬質相と主相であるフェライト相との界面に大きな残留応力が発生する。このため、冷間圧延後の鋼板に蓄積される残留応力が大きくなり、熱ひずみが発生し易くなる。したがって、仕上げ圧延終了温度は800℃以上950℃以下とする。好ましくは850℃以上920℃以下である。
巻取り温度:600℃超750℃以下
巻取り温度が600℃以下では、パーライト相やベイナイト相が過剰に生成して、目的とするフェライト相主体の鋼板組織が得られない。一方、巻取り温度が750℃を超えると、パーライト相やセメンタイト粒子が粗大化して鋼板の打ち抜き端面性状が劣化したり、鋼板の表面性状が劣化する。したがって、巻取り温度を600℃超750℃以下とする。好ましくは620℃以上700℃以下である。
なお、仕上げ圧延終了後、巻取り温度まで冷却する際の冷却速度については特に限定されないが、熱延板、ならびに最終的に得られる冷延鋼板を所望の組織とするためには、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの温度域における平均冷却速度を10℃/s以上120℃/s未満とすることが好ましい。より好ましくは15℃/s以上50℃/s以下である。
以上のようにして得られた熱延板は、酸洗にてスケールを除去したのち、冷間圧延を施して冷延鋼板とされる。
冷間圧延の圧下率：30％以上70％以下
冷間圧延によりプレートなどの駆動系部品用素材として必要な鋼板硬さとするためには、圧下率を30％以上とする必要がある。一方、圧下率が70％を超えると、残留応力が大きくなり、パーライトおよび/またはベイナイト相からなる硬質相の平均アスペクト比が所定の値を超え、熱ひずみが発生し易くなる。したがって、冷間圧延の圧下率を30％以上70％以下とする。好ましくは40％以上60％以下である。
本発明では、鋼板形状の矯正と残留応力の調整の観点から、冷間圧延後、調質圧延を施したり、レベラーを通板してもよい。残留応力を調整する観点からは、調質圧延を施す場合、伸長率を0.3％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.4％以上である。但し、調質圧延後の鋼板平坦度の観点からは、1.0％以下とすることが好ましい。
表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ(鋼素材)とした。次いで、これらの鋼素材に対して、表２に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取りを施し熱延板とした。次いで、酸洗にてスケールを除去したのち、表２に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延鋼板とした。一部の冷延鋼板については、レベラーまたは調質圧延により形状矯正を行った。
Figure 2014201766
Figure 2014201766
得られた冷延鋼板より、試験片を採取し、以下に示す方法で組織観察を行い、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相の面積率、硬質相（パーライト相および／またはベイナイト相）の平均粒径および平均アスペクト比を求めた。また、得られた冷延鋼板より、試験片を採取し、以下に示す方法で硬さ、打ち抜き後の平坦度、打ち抜き端面性状、耐熱ひずみ特性を評価した。
組織観察
圧延方向に平行な板厚断面の試料を採取し、板厚断面について3％ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて走査電子顕微鏡(SEM)を用い500倍で3視野撮影し、画像処理により各相の面積率、および、パーライト、ベイナイト相のいずれか１種以上からなる硬質相の粒径とアスペクト比を定量化した。ここで、粒径は、結晶粒の長軸長さaと短軸長さbを乗じた値の平方根（√(a×b)）とする。また、アスペクト比は、結晶粒の長軸長さaを短軸長さbで除した値（a/b）とする。硬質相の平均粒径および平均アスペクト比は、画像処理において、パーライト相或いはベイナイト相のいずれかと認識された全ての結晶粒の粒径、アスペクト比の算術平均である。
硬さ
圧延方向に平行な板厚断面の試料を採取し、樹脂に埋め込み、板厚断面を研磨後、板厚１/４の位置にて、JIS Z 2244の規定に準拠してビッカース硬度計を用い、荷重500gfで5点測定し、その平均値を硬さとした。
打ち抜き後の平坦度
得られた冷延鋼板から、外形100mm、内径80 mmのプレートを打ち抜き、
レーザー測定器の測定テーブル上にプレートを置き、レーザー測定器によりテーブルからプレートの円環部上面までの高さを円環部全体について測定し、その最小値と最大値の差を算出した。最小値と最大値の差が0.2 mm以下である場合を平坦度：良好（○）とした。一方、最小値と最大値の差が0.2mm超である場合を平坦度：不良（×）とした。
打ち抜き端面性状
得られた冷延鋼板から、外形100mm、内径80 mmのプレートを打ち抜き、打ち抜き端面を観察し、ワレや２次せん断面のないものを打ち抜き端面性状：良好（○）とした。一方、ワレや２次せん断面が観察されたものを打ち抜き端面性状：不良（×）とした。
耐熱ひずみ特性
得られた冷延鋼板から、外形100mm、内径80 mmのプレートを打ち抜き、プレートを300℃で１hr保持後、室温まで空冷する熱処理を行った。熱処理後、前記「打ち抜き後の平坦度測定」と同様に、レーザー測定器によりプレートの形状を測定し、プレートの円環部の高さの最小値と最大値の差を算出した。
最小値と最大値の差が0.2mm以下である場合を耐熱ひずみ特性：良好（○）とした。一方、最小値と最大値の差が0.2mm超である場合を耐熱ひずみ特性：不良（×）とした。
これらの結果を、表３に示す。
Figure 2014201766
発明例の冷延鋼板はいずれも、ビッカース硬さがHv170以上の充分な硬さを有するとともに、打ち抜き加工後の平坦度、打ち抜き端面性状に優れ、更に耐熱ひずみ特性に優れている。一方、本発明の範囲を外れる比較例の冷延鋼板は、いずれかの特性に劣っている。

Claims (11)

  1. 質量％で、
    C ：0.01％以上0.08％以下、 Si：0.01％以上1.0％以下、
    Mn：0.05％以上1.0％以下、 P ：0.03％以下、
    S ：0.015％以下、 Al：0.005％以上0.10％以下、
    N ：0.01％以下
    を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が80％以上であり、パーライト相、ベイナイト相のいずれか１種以上からなる硬質相の面積率が合計で20％以下であり、前記硬質相の平均粒径が1μm以上10μm以下、かつ、前記硬質相の平均アスペクト比が10.0以下である組織とを有し、ビッカース硬さがHv170以上であることを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
  2. 前記組成に加えて更に、質量％で、Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
  3. 前記組成に加えて更に、質量％で、Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
  4. 前記組成に加えて更に、質量％で、Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
  5. 前記組成に加えて更に、質量％で、Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板。
  6. 質量％で、
    C ：0.01％以上0.08％以下、 Si：0.01％以上1.0％以下、
    Mn：0.05％以上1.0％以下、 P ：0.03％以下、
    S ：0.015％以下、 Al：0.005％以上0.10％以下、
    N ：0.01％以下
    を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、仕上げ圧延終了温度を800℃以上950℃以下とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、600℃超750℃以下の巻取り温度で巻き取り、酸洗にてスケールを除去したのち、30％以上70％以下の圧下率で冷間圧延を施すことを特徴とする打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  7. 前記冷間圧延を施したのち、調質圧延を施すことを特徴とする請求項６に記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  8. 前記組成に加えて更に、質量％で、Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記組成に加えて更に、質量％で、Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記組成に加えて更に、質量％で、Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項６ないし９のいずれかに記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  11. 前記組成に加えて更に、質量％で、Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項６ないし１０のいずれかに記載の打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
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