JP7067578B2 - 鋼板、及び鋼板と部材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。
自動車用駆動系部品等の多くの機械構造部品は、機械構造用炭素鋼鋼材又は機械構造用合金鋼鋼材である鋼板を、冷間加工によって製品形状とした後、所望の硬さを確保するために熱処理を施して製造されることが多い。そのため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には質量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２～１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、フェライト及び炭化物を主体とする組織とを有し、フェライトの平均粒径が１～１０μｍ、炭化物の球状化率が８０％以上で、かつ炭化物のうち、フェライトの結晶粒界に存在する炭化物の量である、下記（１）式で定義されるフェライト粒界炭化物量Ｓｇｂが４０％以上であることを特徴とするファインブランキング加工性に優れた鋼板が提案されている。
Ｓｇｂ（％）＝｛Ｓｏｎ／（Ｓｏｎ＋Ｓｉｎ）｝×１００…（１）
ここで、Ｓｏｎ：単位面積あたりに存在する炭化物のうち、フェライト粒界上に存在する炭化物の総占有面積、Ｓｉｎ：単位面積あたりに存在する炭化物のうち、フェライト粒内に存在する炭化物の総占有面積である。
ここで、Ｓｏｎ：単位面積あたりに存在する炭化物のうち、フェライト粒界上に存在する炭化物の総占有面積、Ｓｉｎ：単位面積あたりに存在する炭化物のうち、フェライト粒内に存在する炭化物の総占有面積である。
特許文献１に記載された技術では、ファインブランキング加工性についてしか言及されておらず、プレス成形等の厳しい加工が必要な自動車用部品等には不適である。
本発明は、上記問題を解決し、従来よりも優れた冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分組成を有する溶湯を、精錬終了後に、鋳込み開始から９００℃までの温度範囲を１００℃／ｓ以上の速い平均冷却速度で冷却し、所定の条件で一次焼鈍、冷間圧延、及び二次焼鈍を施すことにより、焼鈍後のミクロ組織として粗大なフェライト及びフェライト粒内に存在する球状の炭化物が得られ、優れた冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性を有する鋼板が得られるという知見を得た。
本発明は以上のような知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上０．８％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、及び
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、
ミクロ組織全体に対して、前記フェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、
前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上であり、
前記炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合が８０％以上であり、
前記炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合が６０％以上である鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０％以上０．０１％以下を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ及びＭｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下を含有する［１］又は［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅのうちの１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下を含有する［１］から［３］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下を含有する［１］から［４］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［６］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の成分組成を有する溶湯を、精錬終了後に、鋳込み開始温度から９００℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して厚さ１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下の鋼板として凝固させ、
前記鋼板を８００℃から６００℃まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却後の前記鋼板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で一次焼鈍を行い、圧延率：３０～７０％で冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で二次焼鈍を行う鋼板の製造方法。
［７］前記凝固後の鋼板を、前記凝固後の冷却前に、圧延率：５０％以下で熱間圧延を行う［６］に記載の鋼板の製造方法。
［８］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施してなる部材。
［９］［６］又は［７］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上０．８％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、及び
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、
ミクロ組織全体に対して、前記フェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、
前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上であり、
前記炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合が８０％以上であり、
前記炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合が６０％以上である鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０％以上０．０１％以下を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ及びＭｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下を含有する［１］又は［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅのうちの１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下を含有する［１］から［３］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下を含有する［１］から［４］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［６］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の成分組成を有する溶湯を、精錬終了後に、鋳込み開始温度から９００℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して厚さ１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下の鋼板として凝固させ、
前記鋼板を８００℃から６００℃まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却後の前記鋼板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で一次焼鈍を行い、圧延率：３０～７０％で冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で二次焼鈍を行う鋼板の製造方法。
［７］前記凝固後の鋼板を、前記凝固後の冷却前に、圧延率：５０％以下で熱間圧延を行う［６］に記載の鋼板の製造方法。
［８］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施してなる部材。
［９］［６］又は［７］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
本発明によれば、冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供できる。また、本発明の鋼板は、冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性に優れるため、素材鋼板に冷間加工性が必要とされる、ギア、ミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品に好適に適用できる。
以下に、本発明の鋼板及びその製造方法について詳細に説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されない。
鋼板の成分組成、ミクロ組織、製造条件の順で説明する。なお、成分組成の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。
１）成分組成
Ｃ：０．１５％以上０．７０％以下
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満の場合、部品形状に成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。より優れた焼入れ硬さを得るには、Ｃ含有量は０．２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。強加工を必要とする部品に用いられる場合には、冷間加工性を確保する観点から、Ｃ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃ：０．１５％以上０．７０％以下
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満の場合、部品形状に成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。より優れた焼入れ硬さを得るには、Ｃ含有量は０．２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。強加工を必要とする部品に用いられる場合には、冷間加工性を確保する観点から、Ｃ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下
Ｓｉは焼戻しに伴う軟化を抑制する効果があるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ含有量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下である。一方、過度にＳｉ含有量を低減すると、Ｓｉの焼き戻し軟化抑制の効果が得にくくなるため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
Ｓｉは焼戻しに伴う軟化を抑制する効果があるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ含有量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下である。一方、過度にＳｉ含有量を低減すると、Ｓｉの焼き戻し軟化抑制の効果が得にくくなるため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
Ｍｎ：０．３％以上０．８％以下
Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｍｎ含有量が０．８％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になるため、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８％以下とする。好ましくは０．６％以下である。一方、Ｍｎ含有量が０．３％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ含有量は０．３％以上とする。
Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｍｎ含有量が０．８％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になるため、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８％以下とする。好ましくは０．６％以下である。一方、Ｍｎ含有量が０．３％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ含有量は０．３％以上とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは冷間加工性及び焼入れ後の靭性を低下させる元素であり、０．０３％を超えて含有すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ含有量は０．０２％以下が好ましい。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＰ含有量を低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｐは冷間加工性及び焼入れ後の靭性を低下させる元素であり、０．０３％を超えて含有すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ含有量は０．０２％以下が好ましい。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＰ含有量を低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓ含有量が０．０１％を超えると、硫化物を形成し、鋼板の冷間加工性及び焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。優れた冷間加工性及び焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ含有量は０．００５％以下が好ましい。Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ｓ含有量が０．０１％を超えると、硫化物を形成し、鋼板の冷間加工性及び焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。優れた冷間加工性及び焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ含有量は０．００５％以下が好ましい。Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成してオーステナイト粒が微細化し、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０６％以下とする。Ａｌは溶鋼中にアルミナ系介在物を形成し、鋳造時のノズル詰まりの要因となるため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に規定しないが、精錬コスト増大の観点から、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成してオーステナイト粒が微細化し、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０６％以下とする。Ａｌは溶鋼中にアルミナ系介在物を形成し、鋳造時のノズル詰まりの要因となるため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に規定しないが、精錬コスト増大の観点から、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上が好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎ含有量が０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、下限は特に規定しないが、ＮはＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物及びＭｏ系窒化物を形成し、これにより焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制し、焼入れ後の靭性を向上させる元素であるため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｎ含有量が０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、下限は特に規定しないが、ＮはＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物及びＭｏ系窒化物を形成し、これにより焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制し、焼入れ後の靭性を向上させる元素であるため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下
Ｃｒは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、１．０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた冷間加工性を必要とするため、０．８％以下が好ましい。
Ｃｒは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、１．０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた冷間加工性を必要とするため、０．８％以下が好ましい。
上記成分が本発明の必須成分である。なお、本発明において、必要に応じて以下の元素を含有しても良い。
Ｂ：０％以上０．０１％以下
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素であり、０．０１％以下添加することが好ましい。Ｂ含有量が０．０１％を超えると、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶化が遅延する。この結果、熱延鋼板の圧延集合組織が発達し、焼鈍後の鋼板の機械特性値の面内異方性が大きくなる。これにより、絞り成形において耳が発生しやすくなり、また真円度が低下して、成形時に不具合を生じやすくなる。このため、含有する場合は、Ｂ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｂが０％でも本発明の効果は得られるので、Ｂは０％でもよい。一方、本発明の熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速度の条件のもとでは、Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、フェライト変態を遅延させる固溶Ｂ含有量が不足するため、十分な焼入れ性向上効果が得られない場合がある。よって、含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素であり、０．０１％以下添加することが好ましい。Ｂ含有量が０．０１％を超えると、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶化が遅延する。この結果、熱延鋼板の圧延集合組織が発達し、焼鈍後の鋼板の機械特性値の面内異方性が大きくなる。これにより、絞り成形において耳が発生しやすくなり、また真円度が低下して、成形時に不具合を生じやすくなる。このため、含有する場合は、Ｂ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｂが０％でも本発明の効果は得られるので、Ｂは０％でもよい。一方、本発明の熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速度の条件のもとでは、Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、フェライト変態を遅延させる固溶Ｂ含有量が不足するため、十分な焼入れ性向上効果が得られない場合がある。よって、含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
Ｎｉ及びＭｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下
Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗を抑制する効果を有する。このような効果を得るため、含有する場合は、合計の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる可能性があるため、含有する場合は合計で０．５％以下とすることが好ましい。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた冷間加工性を必要とするため、合計で０．３％以下がより好ましい。
Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗を抑制する効果を有する。このような効果を得るため、含有する場合は、合計の含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる可能性があるため、含有する場合は合計で０．５％以下とすることが好ましい。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた冷間加工性を必要とするため、合計で０．３％以下がより好ましい。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅは表層からの浸窒抑制に重要な元素である。これら元素のうち１種以上の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められない。このため、含有する場合は合計で０．００２％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素を合計で０．０３％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は粒界に偏析する傾向があり、これらの元素の含有量を合計で０．０３％超えとすると、含有量が多くなりすぎて、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅのうち１種以上の合計は０．０３％以下とすることが好ましい。より好ましくは、合計で０．００５％以上０．０２％以下である。また、このように浸窒を抑制できるため、鋼板中にＢを含有する場合において、焼入れ性向上に寄与する固溶ＢがＢＮとして窒化物を形成するのを抑制する効果がある。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅは表層からの浸窒抑制に重要な元素である。これら元素のうち１種以上の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められない。このため、含有する場合は合計で０．００２％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素を合計で０．０３％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は粒界に偏析する傾向があり、これらの元素の含有量を合計で０．０３％超えとすると、含有量が多くなりすぎて、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅのうち１種以上の合計は０．０３％以下とすることが好ましい。より好ましくは、合計で０．００５％以上０．０２％以下である。また、このように浸窒を抑制できるため、鋼板中にＢを含有する場合において、焼入れ性向上に寄与する固溶ＢがＢＮとして窒化物を形成するのを抑制する効果がある。
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、Ｎと窒化物を形成することにより耐摩耗性の向上に寄与するとともに、鋼板中にＢを含有する場合において、焼入れ性向上に寄与する固溶ＢがＢＮとして窒化物を形成するのを抑制する効果がある。このような効果を得るため、含有する場合は、合計で０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．０５％を超えて含有すると、炭化物等の析出物を生成し、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる可能性があるため、合計で０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、Ｎと窒化物を形成することにより耐摩耗性の向上に寄与するとともに、鋼板中にＢを含有する場合において、焼入れ性向上に寄与する固溶ＢがＢＮとして窒化物を形成するのを抑制する効果がある。このような効果を得るため、含有する場合は、合計で０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．０５％を超えて含有すると、炭化物等の析出物を生成し、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる可能性があるため、合計で０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。また、上記任意成分を成分組成に下限未満で含む場合、下限未満で含まれる任意成分は、不可避的不純物に含まれるものとする。また、不可避的不純物としては、Ｏ：０.００５％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、が許容できる。また、本発明の効果を損なわない成分として、Ｃｕ：０.０４％以下を含有することができる。
２）ミクロ組織
本発明の鋼板は、フェライトと炭化物を含むミクロ組織を有する。フェライトと炭化物以外に、ベイナイトやマルテンサイト、パーライトなどの残部組織を体積の割合で１０％を超えて含む場合、冷間加工性及び打ち抜き性が損なわれるため、フェライト及び炭化物の占める体積の割合は、ミクロ組織全体に対して９０％以上とする。好ましくは９５％以上である。フェライトと炭化物の占める割合の体積の割合は高い方が好ましく、上限は特に規定されないが、当該割合を９９％超えにするためには長時間の焼鈍が必要になるため、当該割合は好ましくは９９％以下である。
本発明の鋼板は、フェライトと炭化物を含むミクロ組織を有する。フェライトと炭化物以外に、ベイナイトやマルテンサイト、パーライトなどの残部組織を体積の割合で１０％を超えて含む場合、冷間加工性及び打ち抜き性が損なわれるため、フェライト及び炭化物の占める体積の割合は、ミクロ組織全体に対して９０％以上とする。好ましくは９５％以上である。フェライトと炭化物の占める割合の体積の割合は高い方が好ましく、上限は特に規定されないが、当該割合を９９％超えにするためには長時間の焼鈍が必要になるため、当該割合は好ましくは９９％以下である。
フェライトの平均粒径が５μｍ以上
フェライトの平均粒径が５μｍ未満の場合、鋼板が著しく硬化し、冷間加工性及び打ち抜き性が低下するため、フェライトの平均粒径は５μｍ以上とする。好ましくは８μｍ以上である。本発明の効果を得る観点からは、フェライトの平均粒径の上限は特に規定されないが、過度にフェライトの平均粒径が大きくなると靱性が低下するため、フェライトの平均粒径は３０μｍ以下が好ましい。
フェライトの平均粒径が５μｍ未満の場合、鋼板が著しく硬化し、冷間加工性及び打ち抜き性が低下するため、フェライトの平均粒径は５μｍ以上とする。好ましくは８μｍ以上である。本発明の効果を得る観点からは、フェライトの平均粒径の上限は特に規定されないが、過度にフェライトの平均粒径が大きくなると靱性が低下するため、フェライトの平均粒径は３０μｍ以下が好ましい。
炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合が８０％以上
炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合（以下、「球状化率」ともいう。）が８０％未満では、硬質化するうえ、冷間加工性及び打ち抜き性が低下する。このため、本発明では、十分な冷間加工性及び打ち抜き性を確保するために、炭化物の球状化率を８０％以上に限定した。なお、本発明の効果を得る観点からは、球状化率の上限は特に規定されないが、球状化率を大きくするためには長時間の焼鈍が必要になるため、好ましくは９０％以下である。
炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合（以下、「球状化率」ともいう。）が８０％未満では、硬質化するうえ、冷間加工性及び打ち抜き性が低下する。このため、本発明では、十分な冷間加工性及び打ち抜き性を確保するために、炭化物の球状化率を８０％以上に限定した。なお、本発明の効果を得る観点からは、球状化率の上限は特に規定されないが、球状化率を大きくするためには長時間の焼鈍が必要になるため、好ましくは９０％以下である。
炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合が６０％以上
フェライト粒界に存在する炭化物は、冷間加工性を劣化させる。これは、加工歪が加わった際にフェライト粒界上に存在する炭化物間でボイドがより連結しやすく、延性が低下するためと考えられる。よって本発明では、炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合を６０％以上に限定した。好ましくは７０％以上である。本発明の効果を得る観点からは、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合の上限は特に規定されないが、炭化物はフェライト粒界上に生成しやすく、８０％以下になることが多い。
フェライト粒界に存在する炭化物は、冷間加工性を劣化させる。これは、加工歪が加わった際にフェライト粒界上に存在する炭化物間でボイドがより連結しやすく、延性が低下するためと考えられる。よって本発明では、炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合を６０％以上に限定した。好ましくは７０％以上である。本発明の効果を得る観点からは、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合の上限は特に規定されないが、炭化物はフェライト粒界上に生成しやすく、８０％以下になることが多い。
なお、走査電子顕微鏡により、鋼板の圧延方向断面のミクロ組織中のフェライト粒及び炭化物を観察すると、フェライト粒の粒界に重なる位置に存在する炭化物と、フェライト粒の粒界に重ならない位置に存在する炭化物が存在する。本発明では、フェライト粒の粒界に重ならない位置に存在する炭化物を、フェライト粒内の炭化物と定義している。
３）製造条件
本発明の鋼板は、上記成分組成を有する溶湯を、精錬終了後に、鋳込み開始温度から９００℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して厚さ１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下の鋼板として凝固させ、鋼板を８００℃から６００℃まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、冷却後の鋼板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で一次焼鈍を行い、圧延率：３０～７０％で冷間圧延して冷延板とし、冷延板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で二次焼鈍を行うことにより製造される。なお、必要に応じて、凝固後の鋼板を、凝固後の冷却前に、圧延率：５０％以下で熱間圧延を行ってもよい。以下、本発明の鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、製造方法で示す温度は、鋼素材、鋼板等の表面温度を意味する。また、本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５ｍｍ以上５．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有する溶湯を、精錬終了後に、鋳込み開始温度から９００℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して厚さ１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下の鋼板として凝固させ、鋼板を８００℃から６００℃まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、冷却後の鋼板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で一次焼鈍を行い、圧延率：３０～７０％で冷間圧延して冷延板とし、冷延板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で二次焼鈍を行うことにより製造される。なお、必要に応じて、凝固後の鋼板を、凝固後の冷却前に、圧延率：５０％以下で熱間圧延を行ってもよい。以下、本発明の鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、製造方法で示す温度は、鋼素材、鋼板等の表面温度を意味する。また、本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５ｍｍ以上５．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
精錬終了後、溶湯を鋳込み開始温度から９００℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
精錬終了後、溶湯を鋳込み開始温度から９００℃までの温度範囲を速く冷却することにより、微細な急冷鋳造組織が得られ、一次焼鈍、冷延、及び二次焼鈍後にフェライト粒内にアスペクト比２以下の炭化物が存在する組織を得ることができ、冷間加工性が向上する。鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓ未満の場合、この効果を十分に得ることができない。このため、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。なお、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度の上限及び鋳込み開始温度は本発明では特に限定しないが、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度が過度に速い場合又は鋳込み開始温度が低い場合、鋼板表面の欠陥が多くなり工業製品上問題となることから、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度は３００℃／ｓ以下、鋳込み開始温度は融点＋８０℃以上が好ましい。鋳込み開始温度は、より好ましくは融点＋１００℃以上である。鋼の冷却方法は特に限定しないが、水冷等により冷却された鋳造ロールの間や鋳型において冷却されることが好ましい。
精錬終了後、溶湯を鋳込み開始温度から９００℃までの温度範囲を速く冷却することにより、微細な急冷鋳造組織が得られ、一次焼鈍、冷延、及び二次焼鈍後にフェライト粒内にアスペクト比２以下の炭化物が存在する組織を得ることができ、冷間加工性が向上する。鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓ未満の場合、この効果を十分に得ることができない。このため、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。なお、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度の上限及び鋳込み開始温度は本発明では特に限定しないが、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度が過度に速い場合又は鋳込み開始温度が低い場合、鋼板表面の欠陥が多くなり工業製品上問題となることから、鋳込み開始温度から９００℃までの平均冷却速度は３００℃／ｓ以下、鋳込み開始温度は融点＋８０℃以上が好ましい。鋳込み開始温度は、より好ましくは融点＋１００℃以上である。鋼の冷却方法は特に限定しないが、水冷等により冷却された鋳造ロールの間や鋳型において冷却されることが好ましい。
厚さ１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下の鋼板として凝固
鋼板の厚さが１．０ｍｍ未満の場合、鋼板の穴あきや鋼板表面の欠陥が生じやすくなることから、鋼板の厚さは１．０ｍｍ以上とする。一方、鋼板の厚さが８．０ｍｍを超える場合、所望の冷却速度が得られないため、鋼板の厚さは８．０ｍｍ以下とする。より好ましくは、６．０ｍｍ以下である。
鋼板の厚さが１．０ｍｍ未満の場合、鋼板の穴あきや鋼板表面の欠陥が生じやすくなることから、鋼板の厚さは１．０ｍｍ以上とする。一方、鋼板の厚さが８．０ｍｍを超える場合、所望の冷却速度が得られないため、鋼板の厚さは８．０ｍｍ以下とする。より好ましくは、６．０ｍｍ以下である。
圧延率：５０％以下で熱間圧延
凝固後の鋼板は、板厚方向に不均一な組織を有しており、靱性や冷間加工性を悪化させる一因となるため、必要に応じて熱間圧延を行ってもよい。圧延率が５０％を超える場合、組織が微細化しやすく、冷間加工性が悪化しやすいため、熱間圧延する場合、圧延率は５０％以下とすることが好ましい。
凝固後の鋼板は、板厚方向に不均一な組織を有しており、靱性や冷間加工性を悪化させる一因となるため、必要に応じて熱間圧延を行ってもよい。圧延率が５０％を超える場合、組織が微細化しやすく、冷間加工性が悪化しやすいため、熱間圧延する場合、圧延率は５０％以下とすることが好ましい。
８００℃から６００℃まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
凝固後又は熱間圧延後、８００℃から６００℃までの温度範囲を速く冷却することにより、微細な組織が得られ、一次焼鈍、冷延、及び二次焼鈍後にフェライト粒内にアスペクト比２以下の炭化物が存在する組織を得ることができ、冷間加工性が向上する。８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合、フェライトなどの不均一な拡散変態組織が生じ、この効果が不十分でない。このため、８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。早く冷却するほど上記効果が得られるので、８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度の上限の規定はないが、冷却設備の省エネルギーの観点からは、８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、凝固後又は熱間圧延後に８００℃まで冷却する際の冷却速度は特に限定されない。
凝固後又は熱間圧延後、８００℃から６００℃までの温度範囲を速く冷却することにより、微細な組織が得られ、一次焼鈍、冷延、及び二次焼鈍後にフェライト粒内にアスペクト比２以下の炭化物が存在する組織を得ることができ、冷間加工性が向上する。８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合、フェライトなどの不均一な拡散変態組織が生じ、この効果が不十分でない。このため、８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。早く冷却するほど上記効果が得られるので、８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度の上限の規定はないが、冷却設備の省エネルギーの観点からは、８００℃から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、凝固後又は熱間圧延後に８００℃まで冷却する際の冷却速度は特に限定されない。
なお、凝固後又は熱間圧延後の鋼板は、通常コイル形状に巻き取られる。本発明では巻取り温度については特に規定しないが、巻取り温度が低すぎると鋼板が硬質化するため、巻取り温度は５００℃以上であることが好ましい。
焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で一次焼鈍
上記のようにして得た鋼板に、一次焼鈍（炭化物の球状化焼鈍）を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上の場合、オーステナイトが生成し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度はＡｃ１変態点未満とする。フェライト粒内の炭化物粒の個数密度を所望の値とする上で、焼鈍温度は６００℃以上とする。より好ましくは、７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用でき、これらのガスを使用することが望ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。また、焼鈍時間は０．５～４０時間とすることが好ましい。焼鈍時間を０．５時間以上とすることで、目標とする組織を安定して得ることができ、鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、焼鈍時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは、８時間以上である。また、焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となりやすいため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。また焼鈍時間は、所定の温度を維持している時間とする。
上記のようにして得た鋼板に、一次焼鈍（炭化物の球状化焼鈍）を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上の場合、オーステナイトが生成し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度はＡｃ１変態点未満とする。フェライト粒内の炭化物粒の個数密度を所望の値とする上で、焼鈍温度は６００℃以上とする。より好ましくは、７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用でき、これらのガスを使用することが望ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。また、焼鈍時間は０．５～４０時間とすることが好ましい。焼鈍時間を０．５時間以上とすることで、目標とする組織を安定して得ることができ、鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、焼鈍時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは、８時間以上である。また、焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となりやすいため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。また焼鈍時間は、所定の温度を維持している時間とする。
圧延率：３０～７０％で冷間圧延
上記の鋼板に対して、冷間圧延を施す。圧延率が３０％未満の場合、後述の二次焼鈍において再結晶が不十分となって組織が微細となり、冷間加工性が劣化する。このため、圧延率は３０％以上とする。一方、圧延率が７０％を超える場合、圧延負荷が過大となって工業上問題があるため、圧延率は７０％以下とする。
上記の鋼板に対して、冷間圧延を施す。圧延率が３０％未満の場合、後述の二次焼鈍において再結晶が不十分となって組織が微細となり、冷間加工性が劣化する。このため、圧延率は３０％以上とする。一方、圧延率が７０％を超える場合、圧延負荷が過大となって工業上問題があるため、圧延率は７０％以下とする。
焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で二次焼鈍
上記のようにして得た鋼板に、二次焼鈍を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが生成し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度はＡｃ１変態点未満とする。炭化物の球状化を促進して所望のミクロ組織を得るため、焼鈍温度は６００℃以上とする。より好ましくは、７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用でき、これらのガスを使用することが望ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。また、焼鈍時間は０．５～４０時間とすることが好ましい。焼鈍時間を０．５時間以上とすることで、目標とする組織を安定して得ることができ、鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、焼鈍時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは、８時間以上である。また、焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となりやすいため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。また焼鈍時間は、所定の温度を維持している時間とする。
上記のようにして得た鋼板に、二次焼鈍を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが生成し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度はＡｃ１変態点未満とする。炭化物の球状化を促進して所望のミクロ組織を得るため、焼鈍温度は６００℃以上とする。より好ましくは、７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用でき、これらのガスを使用することが望ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。また、焼鈍時間は０．５～４０時間とすることが好ましい。焼鈍時間を０．５時間以上とすることで、目標とする組織を安定して得ることができ、鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、焼鈍時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは、８時間以上である。また、焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となりやすいため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。また焼鈍時間は、所定の温度を維持している時間とする。
次に、本発明の部材及びその製造方法について説明する。
本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する。
本発明の鋼板は、冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性に優れている。また、本発明の鋼板を用いて得た部材は、焼入れ後の鋼板表層の硬さに優れるので、耐摩耗性に優れている。また、部材を製造する際に、打ち抜き加工する場合には、打ち抜きする際に使用する工具（金型）を高寿命化することができる。本発明の部材は、例えば、ギア、ミッション、シートリクライナーなどの自動車部品に好適に用いることができる。
成形加工は、プレス加工、打ち抜き加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、熱処理は、機械構造用炭素鋼鋼材、機械構造用合金鋼鋼材に適用される高周波焼入れ、浸炭焼入れ、焼入れ、焼戻し等の一般的な熱処理方法を制限なく用いることができる。
表１に示す化学成分組成を有する鋼を精錬後、表２－１に示す条件で鋳造及び熱間圧延を行い、厚さ１．５ｍｍ～１０．０ｍｍの鋼板とした。なお、鋳込み開始温度は、それぞれの鋼の融点＋１００℃以上とした。次いで、鋼板表面に生じたスケールを除去し、表２－１に示す条件の一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を行い、厚さ０．７５ｍｍ～５．０ｍｍの鋼板とした。各鋼板の板厚は表２－２に示す。なお、一次焼鈍及び二次焼鈍は窒素雰囲気中にて行った。このようにして製造した鋼板について、下記に示す方法で、ミクロ組織、冷間加工性、打ち抜き性、焼入れ性を調査した。これらの結果を表３に示す。なお、熱間圧延率及び冷間圧延率で「－」と記載している製造条件は、圧延を行っていないことを意味する。
なお、表１に示すＡｃ１変態点は、フォーマスター試験機にて、円柱状の試験片（直径３ｍｍ×高さ１０ｍｍ）を用いて、加熱時の体積変化を測定することにより、フェライトからオーステナイトに変態を開始する温度（Ａｃ１変態点）を求めた。
ミクロ組織
鋼板の板幅中央部から切断して採取した試料を板厚１／４位置まで研磨後、ナイタール腐食を施し、走査電子顕微鏡を用いて圧延方向断面の組織を観察した。走査電子顕微鏡写真に対して次に示す画像解析処理を行い、フェライト及び炭化物以外の残部組織の体積率、平均フェライト粒径、炭化物の球状化率、及びフェライト粒内の炭化物の割合を求めた。なお、それぞれの値には、異なる３視野の走査電子顕微鏡写真に対して画像解析処理を行って得られた値の算術平均値を用いた。
鋼板の板幅中央部から切断して採取した試料を板厚１／４位置まで研磨後、ナイタール腐食を施し、走査電子顕微鏡を用いて圧延方向断面の組織を観察した。走査電子顕微鏡写真に対して次に示す画像解析処理を行い、フェライト及び炭化物以外の残部組織の体積率、平均フェライト粒径、炭化物の球状化率、及びフェライト粒内の炭化物の割合を求めた。なお、それぞれの値には、異なる３視野の走査電子顕微鏡写真に対して画像解析処理を行って得られた値の算術平均値を用いた。
走査電子顕微鏡写真に対して、画像解析ソフトを用いてフェライトと炭化物及び残部組織の二値化処理を行い、全体の面積に対して残部組織の面積が占める割合を、フェライト及び炭化物以外の残部組織の体積率として求めた。また、１００％から残部組織の体積率（％）を引いた値を、ミクロ組織全体に対するフェライト及び炭化物の体積の割合（％）とした。
平均フェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に定められた結晶粒度の評価方法（切断法）を用いて測定した値を用いた。
走査電子顕微鏡写真に対して、画像解析ソフトを用いてフェライトと炭化物の二値化処理を行い、さらに画像処理ソフトＩｍａｇｅ Ｊを用いて各炭化物のアスペクト比を求め、炭化物の総数に対してアスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合（炭化物の球状化率）を求めた。
また、走査電子顕微鏡写真において、フェライト粒内に存在する炭化物と粒界上に位置する炭化物とを区別し、炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合を求めた。
冷間加工性
冷間加工性を評価するため、鋼板からＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、島津製作所社製 ＡＧ－ＩＳ２５０ｋＮを用いて、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、突合せ伸び（％）を求めた。本発明では、３０％以上の突合せ伸びを有する試料を優れた冷間加工性を有するとした。
冷間加工性を評価するため、鋼板からＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、島津製作所社製 ＡＧ－ＩＳ２５０ｋＮを用いて、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、突合せ伸び（％）を求めた。本発明では、３０％以上の突合せ伸びを有する試料を優れた冷間加工性を有するとした。
打ち抜き性
打ち抜き性を評価するため、打ち抜きに使用した工具（金型）の寿命を評価した。ファインブランク加工における打ち抜き回数が３００００回に達した時点での打ち抜きサンプル（打ち抜き面）の表面粗さＲａを測定し、サンプル表面の表面粗さが１６μｍ以下を評価Ａランク、１６μｍ超えを評価Ｂランクとした。本発明では、評価Ａランクであった試料を優れた打ち抜き性を有するとした。
打ち抜き性を評価するため、打ち抜きに使用した工具（金型）の寿命を評価した。ファインブランク加工における打ち抜き回数が３００００回に達した時点での打ち抜きサンプル（打ち抜き面）の表面粗さＲａを測定し、サンプル表面の表面粗さが１６μｍ以下を評価Ａランク、１６μｍ超えを評価Ｂランクとした。本発明では、評価Ａランクであった試料を優れた打ち抜き性を有するとした。
焼入れ性（焼入れ後硬さ）
上記鋼板に対してせん断加工を施して部材を製造し、当該部材をソルトバスにて９２５℃で３０ｍｉｎの等温保持後、水冷を行った。この熱処理を行った部材から切断して採取した試料を研磨後、圧延方向断面の鋼板表面から板厚方向に板厚×１／４の距離の位置に対して、荷重１．０ｋｇｆでビッカース硬さを測定し、ＨＶ４３０以上のビッカース硬さを有する試料を評価Ａランク、ＨＶ４３０未満のビッカース硬さを有する試料を評価Ｂランクとした。本発明では、評価Ａランクであった試料を優れた焼入れ性を有するとした。
上記鋼板に対してせん断加工を施して部材を製造し、当該部材をソルトバスにて９２５℃で３０ｍｉｎの等温保持後、水冷を行った。この熱処理を行った部材から切断して採取した試料を研磨後、圧延方向断面の鋼板表面から板厚方向に板厚×１／４の距離の位置に対して、荷重１．０ｋｇｆでビッカース硬さを測定し、ＨＶ４３０以上のビッカース硬さを有する試料を評価Ａランク、ＨＶ４３０未満のビッカース硬さを有する試料を評価Ｂランクとした。本発明では、評価Ａランクであった試料を優れた焼入れ性を有するとした。
表３に示すように、発明例のＮｏ．１、３、５、７、９、１１は、いずれも優れた冷間加工性、打ち抜き性及び優れた焼入れ性を示した。
これに対して、比較例のＮｏ．２は、鋳込み開始から９００℃までの平均冷却速度が遅く、微細な鋳造組織を得ることができなかったため、最終組織における平均フェライト粒径及びフェライト粒内の炭化物の割合が小さくなり、冷間加工性及び打ち抜き性に劣っていた。
比較例のＮｏ．４は、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が遅く、フェライト粒内に存在する炭化物の割合が小さくなったことから、冷間加工性に劣っていた。
比較例のＮｏ．８は、冷間圧延率が小さく、二次焼鈍におけるフェライトの再結晶が不十分となり、冷間加工性及び打ち抜き性に劣っていた。
比較例のＮｏ．１０は、冷間圧延率及び二次焼鈍を行わなかったため組織が微細となり、冷間加工性及び打ち抜き性に劣っていた。
比較例のＮｏ．６、１２は、一次焼鈍又は二次焼鈍における焼鈍温度が高かったため焼鈍時にオーステナイトの逆変態が生じ、最終組織に粗大なパーライトが生じたため打ち抜き性に劣っていた。
比較例のＮｏ．１３、１５は、Ｃ量又はＭｎ量が少なく、焼入れ性に劣っていた。
比較例のＮｏ．１４、１６、１７は、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、又はＣｒ量のいずれかが過多であったため硬質化し、冷間加工性に劣っていた。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上０．８％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、及び
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、
ミクロ組織全体に対して、前記フェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、
前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上であり、
前記炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合が８０％以上であり、
前記炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合が６０％以上８０％以下である鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下を含有する請求項１に記載の鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ及びＭｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下含有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ及びＳｅのうちの１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下含有する請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下含有する請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の鋼板。
- 請求項１から請求項５までのいずか一項に記載の成分組成を有する浴湯を、精錬終了後に、鋳込み開始温度から９００℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して厚さ１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下の鋼板として凝固させ、
前記鋼板を８００℃から６００℃まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却後の前記鋼板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で一次焼鈍を行い、圧下率：３０～７０％で冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を焼鈍温度：６００℃以上Ａｃ１変態点未満で二次焼鈍を行う、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織を有し、ミクロ組織全体に対して、前記フェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上であり、前記炭化物の総数に対して、アスペクト比２以下の炭化物の数が占める割合が８０％以上であり、前記炭化物の総数に対して、フェライト粒内に存在する炭化物の数が占める割合が６０％以上８０％以下である鋼板の製造方法。 - 前記凝固後の鋼板を、前記凝固後の冷却前に、圧延率：５０％以下で熱間圧延を行う請求項６に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項６又は請求項７に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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Citations (7)
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- 2020-02-27 JP JP2020031987A patent/JP7067578B2/ja active Active
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