JP6455583B2 - フルハード冷延鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、冷延鋼板に関し、さらに詳しくは、冷間圧延後の焼鈍が省略されたフルハード冷延鋼板に関する。
クラッチは、自動車のトランスミッションに代表される動力伝達機構に組み込まれる。たとえば、オートマチックトランスミッションのクラッチ（多板クラッチ）は、ドリブンプレート及びドライブプレートを含む。これらのプレート（クラッチプレート）は、鋼板を円環形状に打抜き加工して成形される。ドライブプレートは摩擦材が貼り付けられる。ドリブンプレートとドライブプレートとは、複数のセットで交互に配置される。これらのプレート同士が接触又は離間して、トルクの伝達及び切断が行われる。
クラッチプレート用鋼板として、フルハード冷延鋼板が利用されている。フルハード冷延鋼板とは、軟鋼板を冷間圧延した後、焼鈍処理を省略した冷延鋼板である。
近年のオートマチックトランスミッションは小型化が要求されており、クラッチプレートの薄肉化及びクラッチプレートの枚数の削減化が行われている。この場合、クラッチプレートにさらなる強度が要求される。そのため、０．２質量％以上のＣを含有した冷延鋼板（以下、高Ｃ冷延鋼板という）が、クラッチプレートとして利用され始めている。
高Ｃ冷延鋼板では、熱間圧延後の熱延鋼板の硬度が高くなるため、熱延鋼板をそのまま冷間圧延することが困難である。そのため、熱延鋼板に対して焼鈍が実施される。焼鈍の実施は、生産性を低下し、製造コストを高くする。
高Ｃ鋼板を熱延鋼板のまま、クラッチプレートの素材として利用することも考えられる。しかしながら、熱延鋼板の板厚寸法精度は、冷延鋼板の板厚寸法精度よりも低い。クラッチプレートの寸法精度は、自動車のトルク伝達効率に直接影響する。そのため、クラッチプレートの素材には高い寸法精度が要求される。したがって、クラッチプレートの素材として熱延鋼板を利用することは困難であり、冷延鋼板を利用する方が好ましい。
クラッチプレートは、次の方法により製造される。初めに、クラッチプレート用の鋼板を所定の形状に打ち抜いて中間品を製造する。高い硬さを得るために、中間品に対して、焼入れや時効析出等の熱処理を実施する。以上の工程によりクラッチプレートが製造される。
近年、製造コストの低減のため、中間品に対する熱処理の省略が求められている。この場合、冷間圧延により、クラッチプレートで要求される硬さを確保する必要がある。冷間圧延で鋼板の硬さを確保できれば、打ち抜き加工ままの鋼板をクラッチプレートとして利用できる。
クラッチプレートは上述のとおり、打ち抜き加工により成形され、円環形状を有する。クラッチプレートはミッション内で回転するため、打ち抜き面（クラッチプレートの側面）にも高い寸法精度が要求される。具体的には、打ち抜き面の面形状が均一であることが要求される。
クラッチプレートの寸法精度を高めるための技術が、特開２０００−２６５２１４号公報（特許文献１）、特開２００４−１６２１５３号公報（特許文献２）及び特開２００１−７３０７３号公報（特許文献３）に提案されている。
特許文献１は次の事項を開示する。ベイフェニックフェライト及び低温変態相は、コイル幅方向での組織を不均一にする。そこで、ベイフェニックフェライト及び低温変態相の代えて、ポリゴナルフェライトを積極的に生成する。これにより、打ち抜き加工後の寸法精度が高まる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２は次の事項を開示する。この文献では、Ｓｉ含有量を低減し、Ｔｉ及びＢを含有する。これにより、フェライト組織を微細化し、疲労特性を改善し、打ち抜き加工性も改善する、と特許文献２には記載されている。
特許文献３は、次の事項を開示する。特許文献３は、クラッチプレートの打ち抜き面の耐摩耗性に優れ、かつ、疲労特性及び衝撃特性に優れた厚手の鋼板を提供することを目的とする。特許文献３では、Ｃ含有量を低くして、Ｍｎ含有量を高くする。さらに、冷圧率を低くするほど、打ち抜き寸法精度が高くなるため、冷圧率を低くする。実施例では、冷圧率を３０％以下としている。
しかしながら、上述の特許文献１〜３の鋼板を用いた場合であっても、打ち抜き加工後の鋼板の打ち抜き面の性状が低い場合がある。具体的には、打ち抜き面のうち、冷間圧延方向と平行な部分と、冷間圧延方向と垂直な部分とで、表面形状が異なる場合がある。この場合、打ち抜き面の表面が不均一となり、寸法精度が低い。
具体的には、抜き打ち面のうち、鋼板の冷間圧延方向と平行な部分では、クラックが発生しにくい。これに対して、鋼板の冷間圧延方向と垂直な部分では、クラックが発生する場合がある。このように、打ち抜き面の表面が不均一であれば、寸法精度が低くなる。
本発明の目的は、打ち抜き面の寸法精度を向上できる冷延鋼板及びその製造方法を提供することである。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１３％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｃｒ：０〜０．５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。上記フルハード冷延鋼板において、冷間圧延方向と垂直な断面のビッカース硬さと、冷間圧延方向と平行な断面のビッカース硬さとの差は１０未満である。
この場合、打ち抜き面の形状が均一になりやすく、打ち抜き面の寸法精度が向上する。
上記フルハード冷延鋼板の化学組成は、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％を含有してもよい。また、上記フルハード冷延鋼板の化学組成は、Ｃｒ：０．０３〜０．５０％を含有してもよい。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板は、上述の化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、式（１）を満たす冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程とを備える。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。
Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。
Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
この場合、製造されたフルハード冷延鋼板において、冷間圧延方向と垂直な断面のビッカース硬さと、冷間圧延方向と平行な断面のビッカース硬さとの差が１０未満になる。
以下、図面を参照して、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
本発明者らは、フルハード冷延鋼板の打ち抜き面の性状について調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
（Ａ）打ち抜き面の性状は、鋼板内の硬さばらつきの影響を受ける。具体的には、冷延鋼板のうち、冷間圧延方向と垂直な断面（以下、Ｔ断面という）のビッカース硬さＨＶＴと、冷間圧延と平行な断面（以下、Ｌ断面という）のビッカース硬さＨＶＬとの硬さ差ΔＨＶが１０未満であれば、打ち抜き面の寸法精度は高くなる。つまり、打ち抜き面のうち、冷間圧延方向に平行な部分と、冷間圧延方向に垂直な部分との形状差異が小さくなり（異方性が小さくなり）、打ち抜き面の面形状が均一になりやすい。
（Ｂ）ところで、クラッチプレートに利用されるフルハード冷延鋼板は、熱履歴（ヒートスポットの発生等）による金属組織の変化を抑えなければならない。金属組織の変化を抑え、使用中のクラッチプレートの形状変化を抑制するためには、Ｃ含有量を低減するのが好ましい。
（Ｃ）Ｃ含有量を低減した場合、熱間圧延時の荷重を低減することができる。そのため、熱延鋼板の板厚精度が向上する。一方、Ｃ含有量が低すぎれば、冷延鋼板において所望の硬さが得られにくい。そこで、Ｍｎ含有量を高めることにより、冷延鋼板の硬さを確保する。
（Ｄ）クラッチプレートは熱履歴により、冷間圧延により鋼板に導入された加工硬化組織が再結晶を起こし、軟化する場合がある。この場合、クラッチプレートの硬さがばらつき、形状が変化する。したがって、熱履歴による再結晶の発生を抑制するのが好ましい。Ｎｂを含有すれば、熱履歴による再結晶の発生を抑制でき、クラッチプレートの形状変化を抑制できる。具体的には、Ｎｂは鋼中で微細な炭化物、窒化物及び炭窒化物（以下、Ｎｂ炭化物等という）を形成する。Ｎｂ炭化物等は、冷延鋼板の結晶粒が粗大化するのを抑制する。結晶粒が微細であれば、焼きが入りにくい。そのため、熱履歴により鋼組織がマルテンサイト化するのを抑制できる。その結果、冷延鋼板をクラッチプレートとして使用中に、熱履歴により寸法が変化するのを抑制できる。
（Ｅ）Ｃ含有量を低くし、Ｍｎ含有量を高め、かつ、Ｎｂを含有した化学組成を有する鋼板において、上記（Ａ）で述べたとおり、硬さ差ΔＨＶを１０未満とすれば、打ち抜き面の寸法精度を高めることができる。硬さ差ΔＨＶは、鋼の化学組成と、冷圧率とに影響を受ける。具体的には、熱延鋼板に対して、次の式（１）を満たす条件で冷間圧延を実施すれば、硬さ差ΔＨが１０未満になり、打ち抜き加工面の性状（寸法精度）が改善される。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。 Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。 Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態のフルハード冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１３％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｃｒ：０〜０．５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。上記フルハード冷延鋼板において、冷間圧延方向と垂直な断面のビッカース硬さと、冷間圧延方向と平行な断面のビッカース硬さとの差は１０未満である。
この場合、硬さ差ΔＨＶが１０未満であるため、打ち抜き面の寸法精度が向上する。
上記フルハード冷延鋼板の化学組成は、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％を含有してもよい。また、上記フルハード冷延鋼板の化学組成は、Ｃｒ：０．０３〜０．５０％を含有してもよい。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板は、上述の化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、熱延鋼板に対して焼鈍することなく、式（１）を満たす冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程とを備える。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。 Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。 Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
この場合、製造されたフルハード冷延鋼板において、冷間圧延方向と垂直な断面のビッカース硬さと、冷間圧延方向と平行な断面のビッカース硬さとの差が１０未満になる。
以下、本実施形態のフルハード冷延鋼板について詳述する。
［化学組成］
本実施形態によるフルハード冷延鋼板は、次の化学組成を有する。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板は、次の化学組成を有する。
Ｃ：０．０３〜０．１３％未満
炭素（Ｃ）はＮｂ等と結合して炭化物を形成し、ミッション駆動中の熱履歴による再結晶を抑制する。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量の上限を抑えれば、熱履歴によってマルテンサイトの硬さ及び体積率が増大するのを抑制でき、金属組織の変化が抑制される。この場合、鋼板の硬さ変化及び寸歩精度の低下を抑制できる。Ｃ含有量が高すぎれば、上記効果が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１３％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１１％である。
炭素（Ｃ）はＮｂ等と結合して炭化物を形成し、ミッション駆動中の熱履歴による再結晶を抑制する。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量の上限を抑えれば、熱履歴によってマルテンサイトの硬さ及び体積率が増大するのを抑制でき、金属組織の変化が抑制される。この場合、鋼板の硬さ変化及び寸歩精度の低下を抑制できる。Ｃ含有量が高すぎれば、上記効果が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１３％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１１％である。
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避的に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間圧延時のスケールの剥離性が低下する。この場合、スケールの未剥離に起因した表面欠陥が発生し得る。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
シリコン（Ｓｉ）は不可避的に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間圧延時のスケールの剥離性が低下する。この場合、スケールの未剥離に起因した表面欠陥が発生し得る。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｍｎ：０．４〜１．４％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼板を過度に硬化させるばかりか、偏析に起因するバンド状組織を生じやすくなり、そのため、打ち抜き加工された冷延鋼板の打ち抜き面の性状が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４〜１．４％である。本実施形態のフルハード冷延鋼板は、Ｃ含有量及びＳｉ含有量を上記の範囲で制限する。そのため、鋼の強度をさらに高める場合、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４％よりも高く、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４％未満であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼板を過度に硬化させるばかりか、偏析に起因するバンド状組織を生じやすくなり、そのため、打ち抜き加工された冷延鋼板の打ち抜き面の性状が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４〜１．４％である。本実施形態のフルハード冷延鋼板は、Ｃ含有量及びＳｉ含有量を上記の範囲で制限する。そのため、鋼の強度をさらに高める場合、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４％よりも高く、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４％未満であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
Ｐ：０．０５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼板の打ち抜き面の性状を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼板の打ち抜き面の性状を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは鋼板の延性を低下し、さらに、打ち抜き面の性状を低下する。ＭｎＳが形成されればさらに、Ｍｎ固溶量が低下して鋼の強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは鋼板の延性を低下し、さらに、打ち抜き面の性状を低下する。ＭｎＳが形成されればさらに、Ｍｎ固溶量が低下して鋼の強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ａｌ：０．１％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＡｌＮを形成して、Ｎを固定する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下する。この場合、表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＡｌＮを形成して、Ｎを固定する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下する。この場合、表面疵が発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）含有量を意味する。
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される。Ｎ含有量は、Ｎｂ及びＴｉと結合して窒化物及び／又は炭窒化物を形成し、結晶粒が粗大化するのを抑制する。これにより、熱履歴による再結晶が抑制される。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎｂの再結晶を抑制する効果がかえって低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。Ｎの好ましい上限は０．００２０％である。
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される。Ｎ含有量は、Ｎｂ及びＴｉと結合して窒化物及び／又は炭窒化物を形成し、結晶粒が粗大化するのを抑制する。これにより、熱履歴による再結晶が抑制される。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎｂの再結晶を抑制する効果がかえって低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。Ｎの好ましい上限は０．００２０％である。
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は、本実施形態の冷延鋼板がミッション部品として使用された場合、熱履歴による鋼の軟化を抑制する。具体的には、Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物等を形成し、結晶粒が粗大化するのを抑制する。そのため、熱履歴により組織がマルテンサイト化するのを抑制する。さらに、Ｎｂ炭窒化物等は、クラッチプレート（冷延鋼板）が熱履歴により再結晶するのを抑制する。そのため、クラッチプレートが軟化しにくい。Ｎｂ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、この効果は飽和するため、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、本実施形態の冷延鋼板がミッション部品として使用された場合、熱履歴による鋼の軟化を抑制する。具体的には、Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物等を形成し、結晶粒が粗大化するのを抑制する。そのため、熱履歴により組織がマルテンサイト化するのを抑制する。さらに、Ｎｂ炭窒化物等は、クラッチプレート（冷延鋼板）が熱履歴により再結晶するのを抑制する。そのため、クラッチプレートが軟化しにくい。Ｎｂ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、この効果は飽和するため、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の冷延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。たとえば、本実施形態のフルハード冷延鋼板において、０．５％以下のＶ、０．５％以下のＮｉ、０．５％以下のＣｕ、０．５％以下のＭｏ、０．００５０％以下のＢ、０．００３０％以下のＣａはいずれも不純物である。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。
Ｔｉ：０〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＴｉはＮｂと同様に炭化物、窒化物及び炭窒化物のいずれか（以下、Ｔｉ炭化物等という）を形成する。Ｔｉ炭化物等は、Ｎｂ炭化物等よりも効果が低いものの、熱履歴による再結晶の発生を抑制する。Ｔｉ含有量が低すぎればこの効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、この効果は飽和するため、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
チタン（Ｔｉ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＴｉはＮｂと同様に炭化物、窒化物及び炭窒化物のいずれか（以下、Ｔｉ炭化物等という）を形成する。Ｔｉ炭化物等は、Ｎｂ炭化物等よりも効果が低いものの、熱履歴による再結晶の発生を抑制する。Ｔｉ含有量が低すぎればこの効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、この効果は飽和するため、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒを含有してもよい。
Ｃｒ：０〜０．５０％
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは冷延鋼板の硬度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、ミッション駆動中の熱履歴により、クラッチプレート（冷延鋼板）中でマルテンサイトが生成されやすくなる。この場合、クラッチプレートの形状が変化し、寸法精度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは冷延鋼板の硬度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、ミッション駆動中の熱履歴により、クラッチプレート（冷延鋼板）中でマルテンサイトが生成されやすくなる。この場合、クラッチプレートの形状が変化し、寸法精度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
［硬さ差ΔＨＶ］
本実施形態によるフルハード冷延鋼板のＴ断面のビッカース硬さＨＶＴと、Ｌ断面のビッカース硬さＨＶＬとの差ΔＨＶは１０未満である。
本実施形態によるフルハード冷延鋼板のＴ断面のビッカース硬さＨＶＴと、Ｌ断面のビッカース硬さＨＶＬとの差ΔＨＶは１０未満である。
Ｔ断面とは、上述のとおり、冷延鋼板の圧延方向に垂直な断面を意味する。Ｌ断面とは、冷延鋼板の圧延方向に平行な断面を意味する。
ビッカース硬さＨＶＴ及びＨＶＬは次の方法で測定する。冷延鋼板の表面の幅中央部であって、表面から板厚方向にｔ／４（ｔは板厚）位置が含まれるようにサンプルを採取する。このとき、サンプルの複数の断面のいずれかが、Ｔ断面及びＬ断面に相当するよう、サンプルを採取する。
採取されたサンプルの表面のうち、Ｔ断面に相当する表面の任意の３点に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。このとき、試験力は３００ｇ（２．９４２Ｎ）とする。得られた３つのビッカース硬さの平均を、Ｔ断面のビッカース硬さＨＶＴと定義する。
同様に、採取されたサンプルの表面のうち、Ｌ断面に相当する表面の任意の３点に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。このとき、試験力は３００ｇ（２．９４２Ｎ）とする。得られた３つのビッカース硬さの平均を、Ｌ断面のビッカース硬さＨＶＬと定義する。
本実施形態のフルハード冷延鋼板では、Ｔ断面のビッカース硬さＨＶＴとＬ断面のビッカース硬さＨＶＬとの差が１０未満である。つまり、フルハード冷延鋼板の硬さは等方的である。この場合、フルハード冷延鋼板に対して打ち抜き加工を実施しても、打ち抜き面の性状がばらつきにくい。つまり、打ち抜き面のうち、Ｔ断面に相当する部分と、Ｌ断面に相当する部分とで、面の性状（形状及び表面性状）はほぼ同じである。そのため、打ち抜き加工時の製品寸法精度が向上する。
［製造方法］
上記フルハード冷延鋼板の製造方法の一例を説明する。
上記フルハード冷延鋼板の製造方法の一例を説明する。
初めに、上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いてスラブを製造する。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを熱間圧延してスラブとしてもよい。
製造されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。熱間圧延は周知の方法で実施すれば足りる。熱延鋼板に対して、周知の脱スケール処理を実施する。
続いて、熱延鋼板に対して焼鈍処理を実施することなく、冷間圧延を実施する。
ここで、冷圧率Ｒ（％）は、次の式（２）により定義される。
Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（２）中のｔ０は冷間圧延前の熱延鋼板の板厚（ｍｍ）であり、ｔ１は冷間圧延後の冷延鋼板の板厚（ｍｍ）である。
ここで、冷圧率Ｒ（％）は、次の式（２）により定義される。
Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（２）中のｔ０は冷間圧延前の熱延鋼板の板厚（ｍｍ）であり、ｔ１は冷間圧延後の冷延鋼板の板厚（ｍｍ）である。
本実施形態の冷間圧延では、冷圧率Ｒを３０％以上とするのが好ましい。冷圧率が３０％未満であれば、上記化学組成のフルハード冷延鋼板において、必要な硬さが得られにくい。さらに、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚の寸法精度が低く、熱間圧延後の熱延鋼板の板厚の寸法精度と同等になる。したがって、好ましい冷圧率Ｒは３０％以上である。
冷圧率Ｒさらに、次の式（１）を満たす。
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
Ｒ≧−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
式（３）中の各元素記号には、前記鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
式（３）中の各元素記号には、前記鋼材中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
図１は、上記式（３）で定義されるＫ値と、上記（２）式で定義される冷圧率Ｒとの関係を示す図である。図１中の「○」は、ビッカース硬さ差ΔＨＶが１０未満であることを意味する。図１中の「×」印は、ビッカース硬さ差ΔＨＶが１０以上であることを意味する。
図１中の曲線は、冷延率Ｒ＝−４０Ｋ２＋５６Ｋ＋３５を示す。図１を参照して、冷圧率Ｒが式（１）を満たす場合、つまり、曲線よりも上側では、ビッカース硬さΔＨＶが９以下となる。そのため、冷延鋼板の硬さに異方性がでにくく、打ち抜き加工後の製品寸法精度が向上する。
一方、冷圧率Ｒが式（１）を満たさない場合、つまり、図１中の曲線よりも下側では、ビッカース硬さΔＨＶが１０以上となる。この場合、冷延鋼板の硬さに異方性が生じ、打ち抜き加工後の製品の寸法精度が低下する。
本実施形態では、式（１）を満たす冷圧率Ｒで冷間圧延を実施するため、硬さの異方性が小さい。硬さの異方性が小さければ、円環形状のクラッチプレートを打ち抜き加工で成形するとき、打ち抜き面の性状は均一になる。そのため、打ち抜き面の寸法形状を高めることができる。
冷圧率が高すぎれば、硬さが高くなり、その結果、加工割れが発生したり、設備への負担が大きくなる。したがって、冷圧率の好ましい上限は９０％である。
上述の熱間圧延工程の条件は特に制限されない。熱間圧延の終了温度、巻取り温度、冷却条件等は周知の条件で足りる。さらに、冷間圧延前の熱延鋼板に対して調質圧延を実施してもよい。冷間圧延後の冷延鋼板に対して、圧延油を除去する目的で洗浄を実施してもよい。
表１に示す化学組成の溶鋼を製造した。
各鋼種の溶鋼から供試材を製造した。供試材から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片を切り出した。各鋼種の試験片を富士電波工業株式会社のフォーマスター（熱膨張計）を用いて、各鋼種のＡｃ３点を測定した。測定結果を表１に示す。
上述のとおり、本実施形態のフルハード冷延鋼板の用途の一つに、自動車のミッション部品に使用されるプレートがある（特開２００８−２６６７３１号公報も参照）。自動車が稼働の際、ミッション部品のプレート同士は接触したまま振動する場合があり、ヒートスポットが発生する可能性がある。この場合、Ａｃ３点が８６０℃以上であれば、ヒートスポットが防止される。
表１を参照して、「Ｋ値」欄には式（３）で定義されたＫ値が記録されている。表１を参照して、鋼種Ａ、Ｃ〜Ｇ、Ｉ、Ｊの化学組成は適切であった。
一方、鋼種ＢのＣ含有量は高すぎた。鋼種Ｈ及びＭのＭｎ含有量は高すぎた。鋼種ＫのＴｉ含有量は高すぎた。鋼種ＬのＣｒ含有量は高すぎた。鋼種ＮのＭｎ含有量は高すぎ、さらに、鋼種ＮはＮｂを含有しなかった。そのため、これらの鋼種のＡｃ３点は８６０℃未満であった。
なお、各鋼種のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ含有量はいずれも、不純物レベルであった。
各鋼種の溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造した。各スラブに対して熱間圧延を実施して、４．１ｍｍの厚さを有する熱延鋼板を製造した。各熱間圧延では、熱間圧延終了温度は８４０〜８７０℃であった。熱間圧延直後の熱延鋼板に対して水冷を実施し、その後、５３０〜６５０℃で熱延鋼板を巻き取ってコイルを製造した。
コイルに対して酸洗を実施してスケールを除去した。酸洗後のコイルから、試験用の熱延鋼板を各鋼種ごとに複数採取した。
採取された熱延鋼板から、硬さ測定用の試片を切り出した。切り出された試片を用いて、熱延板の表面硬さ（ＨＶ）を測定した。具体的には、熱延後の鋼板表面の任意の１点に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。このとき、試験力は１０ｋｇ（９８．０７Ｎ）とした。測定結果を表２に示す。
冷間圧延後の鋼板が硬すぎれば、冷延板に対してプレート部品として打ち抜き加工を実施するとき、金型が摩耗しやすい。そのため、冷延後の鋼板の硬さ（ＨＶ）は３２０以下であることが要求される。
冷延後の鋼板の硬さは、熱延鋼板の表面硬さから、式（４）に基づいて予測することができる。式（４）は、硬さが最も高くなる冷圧率Ｒが８０％の場合の表面硬さの予測式である。
冷圧鋼板の硬さ予測＝１．４×冷圧率（８０％）＋熱延板の表面硬さ（ＨＶ） （４）
式（４）値を表２に示す。
冷圧鋼板の硬さ予測＝１．４×冷圧率（８０％）＋熱延板の表面硬さ（ＨＶ） （４）
式（４）値を表２に示す。
表２を参照して、鋼種Ｈ及びＫ〜Ｍでは、冷延後の鋼板の硬さ予測値が３２０（ＨＶ）を超えた。鋼種Ｋ〜Ｍは、Ａｃ３変態点も低すぎるため、このまま試験を継続しても良好な結果は得られないと考えられた（表２中の「成分系判定」欄参照）。そこで、これらの鋼種については、以降の試験を実施しなかった。一方、鋼種Ｂ及び鋼種ＨのＡｃ３点はいずれも低いものの、成分元素の異方性への影響を調べる観点から、試験を継続した。
残りの鋼種Ａ〜鋼種Ｊ及び鋼種Ｎの冷延鋼板がプレート部品として自動車に組み込まれた場合の、稼働中の熱履歴の影響を調査した。具体的には、各熱延鋼板に対して冷圧率＝５０％での冷間圧延試験を実施した。冷延後の各鋼種の鋼板の表面硬さ（ＨＶ）を求めた。具体的には、冷延後の鋼板表面の任意の１点に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。このとき、試験力は１０ｋｇ（９８．０７Ｎ）とした。測定結果を表２に示す。
次に、各鋼種の冷延鋼板を室温から２００℃／秒で７００℃まで昇温後、７００℃で１秒間保持した。その後、鋼板を２００℃／秒で室温まで冷却した。冷却後の鋼板の表面硬さ（ＨＶ）を求めた。硬さの測定方法は、冷延後の鋼板の表面硬さの測定方法と同じとした。測定結果を表２に示す。
さらに、各鋼種の冷延鋼板を室温から２００℃／秒で８００℃まで昇温後、８００℃で１秒間保持した。その後、鋼板を２００℃／秒で室温まで冷却した。冷却後の鋼板の表面硬さ（ＨＶ）を求めた。硬さの測定方法は、冷延後の鋼板の表面硬さの測定方法と同じとした。測定結果を表２に示す。
各鋼種の冷間圧延ままの鋼板の表面硬さ、７００℃熱処理後の鋼板の表面硬さ、８００℃熱処理後の鋼板の表面硬さにおける最大の硬さ差ΔＨＶを求めた。ΔＨＶはクラッチプレートの局所的発熱による局部軟化現象をシミュレートする特性である。ΔＨＶが５０以下である場合、熱履歴による影響が小さく、局部軟化が抑制されると判断した。ΔＨＶ値を表２に示す。
表２を参照して、鋼種ＮのΔＨＶは５０を超えた。その理由として、鋼種ＮにはＮｂ及びＴｉが含有されなかったことが考えられる。したがって、鋼種Ｎは熱履歴による影響に弱いと判断し、以降の試験を継続しなかった。
残りの鋼種Ａ〜Ｊから採取された熱延鋼板に対して、焼鈍処理を実施することなく、表３に示す冷圧率Ｒ（％）で冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造した。
表３中の「板厚」欄には、各試験番号の冷延鋼板の板厚（ｍｍ）が記載されている。「冷圧率Ｒ」欄には、各試験番号の冷間圧延での冷圧率（％）が記載されている。
［ビッカース硬さＨＶＴ及びＨＶＬ試験］
上述の方法により、各試験番号のＴ断面及びＬ断面のビッカース硬さＨＶＴ及びＨＶＬを測定した。さらに、ＨＶＴとＨＶＬとの差分を求めた。ＨＶＴとＨＶＬとの差分が１０未満である場合、異方性が小さいと判断した（表３中の「異方性判定」欄にて「○」印）。一方、ＨＶＴとＨＶＬとの差分が１０以上である場合、異方性が大きいと判断した（表３中の「異方性判定」欄にて「×」印）。
上述の方法により、各試験番号のＴ断面及びＬ断面のビッカース硬さＨＶＴ及びＨＶＬを測定した。さらに、ＨＶＴとＨＶＬとの差分を求めた。ＨＶＴとＨＶＬとの差分が１０未満である場合、異方性が小さいと判断した（表３中の「異方性判定」欄にて「○」印）。一方、ＨＶＴとＨＶＬとの差分が１０以上である場合、異方性が大きいと判断した（表３中の「異方性判定」欄にて「×」印）。
［試験結果］
試験結果を表３に示す。表２中の「表面ＨＶ」欄には、冷延鋼板の表面のビッカース硬さが記載される。「ＨＶＴ」欄には、断面Ｔのビッカース硬さＨＶＴが記載される。「ＨＶＬ」欄には、断面Ｌのビッカース硬さＨＶＬが記載される。
試験結果を表３に示す。表２中の「表面ＨＶ」欄には、冷延鋼板の表面のビッカース硬さが記載される。「ＨＶＴ」欄には、断面Ｔのビッカース硬さＨＶＴが記載される。「ＨＶＬ」欄には、断面Ｌのビッカース硬さＨＶＬが記載される。
表３を参照して、ＨＶＴとＨＶＬとの差分値は、冷圧率の影響を受けた。試験番号３，４，１１，１２，１５，１６，１８，１９，２０，２３，２４，２７，２８，３３，３４，３７及び３８は、自動車部品として使用された場合であってもヒートスポットの発生が抑制され、局部軟化が抑制された。これらの試験番号ではさらに、冷圧率Ｒは３０％以上であり、かつ、式（１）も満たした。そのため、ビッカース硬さＨＶＴとＨＶＬとの差ΔＨＶが１０未満であった。つまり、冷延鋼板の硬さは等方性を有した（異方性が抑制された）。
一方、試験番号７，８，３０及び３１では、ＨＶＴとＨＶＬとの差分値が１０未満であり、異方性は抑制された。しかしながら、自動車部品として稼働中に、局部軟化が発生する可能性があった。
一方、試験番号７，８，３０及び３１では、ＨＶＴとＨＶＬとの差分値が１０未満であり、異方性は抑制された。しかしながら、自動車部品として稼働中に、局部軟化が発生する可能性があった。
試験番号１，２，９，１０，１３，１４，１７，２１，２２，２５，２６，３２，３５及び３６の化学組成は適切であり、冷圧率Ｒも３０％以上であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、ビッカース硬さ差ΔＨＶが１０以上となった。
図１は、表３の結果をまとめたものである。適正な鋼種を適正な範囲で冷圧することにより、異方性を改善できることが確認できた。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１３％未満、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．１００％（ただし０．０１０〜０．１００％（ただし０．０１０％を除く）を除く）、及び、
Ｃｒ：０．０３〜０．５０％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
冷間圧延方向と垂直な断面のビッカース硬さと、冷間圧延方向と平行な断面のビッカース硬さとの差が１０未満である、フルハード冷延鋼板。 - 請求項１に記載のフルハード冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項１に記載の化学組成を有する熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板に対して焼鈍することなく、式（１）を満たす冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程とを備える、フルハード冷延鋼板の製造方法。
Ｒ≧−４０Ｋ2＋５６Ｋ＋３５ （１）
ここで、式（１）中のＲは冷圧率（％）であり、冷間圧延前の前記熱延鋼板の板厚をｔ０（ｍｍ）、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚をｔ１（ｍｍ）とすると、式（２）で定義される。
Ｒ＝（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００ （２）
式（１）中のＫは式（３）で定義される。
Ｋ＝Ｃ＋０．４Ｍｎ＋５Ｔｉ＋Ｎｂ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、前記熱延鋼板中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
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