JP7472992B2 - 冷延鋼板および冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、冷延鋼板に関し、特に、プレス打抜き性に優れた冷延鋼板に関する。また、本発明は前記冷延鋼板の製造方法に関する。
冷延鋼板を部品形状に加工する方法としては、プレス打抜き加工が広く用いられている。例えば、編み機に用いられるメリヤス針をはじめとする繊維機械部品の製造においては、冷延鋼板をプレス打抜き加工により部品形状に加工した後、切削、伸線、研磨などの加工や焼入れ焼戻しなどの熱処理を経て最終的な繊維機械部品が製造される。
しかし、プレス打抜き加工においては、材料を打ち抜く際に端面にバリが生じるという問題がある。バリが生じると寸法精度が低下することに加え、バリがある部品を編み機などの繊維機械に使用した際にはトラブルの原因となる。そこで、プレス打抜き加工後に研削や研磨を行ってバリを除去することが行われているが、部品の寸法や形状の複雑さによっては十分にバリを除去することが難しい。
そのため、冷延鋼板には、打抜き性に優れること、すなわちプレス打抜き加工においてバリが極力発生しないことが求められている。
上記の要求に応えるため、冷延鋼板の打抜き性を向上させるための様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、組織を制御することにより打抜き加工によるわん曲と打抜き端面のダレの発生が抑制された中・高炭素冷延鋼板が提案されている。
また、特許文献２では、成分組成と製造条件を最適化することで、軟質で成形性に優れた高炭素鋼薄板を製造する方法が提案されている。
特許文献３では、セメンタイトおよびフェライトの粒径などを最適化することによりファインブランキング加工性を向上させた高炭素冷延鋼板が提案されている。
特許文献１の技術によれば、金属組織のパーライト組織比率を高め、球状化炭化物比率を減じることで、き裂方向が揃うため打抜き端面性状が良くなるとされている。しかし、パーライト中のフェライトは粗大であり変形方向が様々であるため、せん断方向によってはバリが高くなる。そのため、依然として打抜き性が十分ではなかった。
また、特許文献２で提案されている技術は、コイル内の材料特性のばらつきを低減することにより、該ばらつきに起因する加工性の低下を抑制するというものであり、鋼板の本質的な打抜き性を向上させているわけではない。
一方、特許文献３で提案されている技術によれば、打抜き性に一定の向上が見られるものの、さらなる打抜き性の向上が求められている。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、打抜き性に優れた冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、冷延鋼板の打抜き性をさらに向上させるための方法について検討を行った結果、以下の知見を得た。
（１）打抜き加工で素材が打抜かれる際、フェライト粒界からボイトが発生し、ボイドが成長・連結する中でフェライト粒が多量の塑性変形をするために、打抜き端面のバリが高くなる。
（２）したがって、フェライト粒の塑性変形を抑制すれば、バリを小さくすることができる。すなわち、フェライト粒が大きく塑性変形する場合には、フェライト粒界にボイドが多数発生し連結する結果、バリが高くなるが、フェライト粒の塑性変形量が小さければバリは小さくなる。
（３）さらに、フェライト粒の塑性変形量の低下には、残留応力を低下させる効果もある。すなわち、フェライト粒の塑性変形量が小さい場合、バリによる形状不良と残留応力による寸法変動の両方が小さくなり、その結果、残留応力が低下する。
（４）フェライト粒の塑性変形量を低減するには、フェライト粒そのものを硬質化する必要がある。フェライト粒の硬質化は、フェライト粒を微細にすることと、フェライト粒内に微細な炭化物を分散させることで可能である。
（５）フェライト粒を細かくし、フェライト粒内に微細な炭化物を分散させるには、フェライト粒界に存在するセメンタイト（以下、「粒界セメンタイト」という場合がある）が微細である必要がある。また、粗大な粒界セメンタイトの生成を抑制することで、粒界における粗大なボイドの生成を抑制することができ、その結果、発生するバリを小さくすることができる。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
質量％で、
Ｃ： ０．６～１．２５％、
Ｓｉ：０．１～０．５５％、
Ｍｎ：０．５～２．０％、
Ｐ ：０．０００５～０．０５％、
Ｓ ：０．０００１～０．０１％、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ ：０．００１～０．００９％、
Ｃｒ：０．０５～０．６５％、ならびに
Ｔｉ：０．００１～０．３％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、およびＶ：０．００５～０．５％からなる群より選択される少なくとも１つを含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であり、
フェライト粒界に存在するセメンタイトの平均粒径が５μｍ以下であり、
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下であり、かつ
前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔が７１０ｎｍ以下である鋼組織を有する、冷延鋼板。
Ｃ： ０．６～１．２５％、
Ｓｉ：０．１～０．５５％、
Ｍｎ：０．５～２．０％、
Ｐ ：０．０００５～０．０５％、
Ｓ ：０．０００１～０．０１％、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ ：０．００１～０．００９％、
Ｃｒ：０．０５～０．６５％、ならびに
Ｔｉ：０．００１～０．３％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、およびＶ：０．００５～０．５％からなる群より選択される少なくとも１つを含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であり、
フェライト粒界に存在するセメンタイトの平均粒径が５μｍ以下であり、
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下であり、かつ
前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔が７１０ｎｍ以下である鋼組織を有する、冷延鋼板。
２．前記成分組成が、質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｈｆ：０．５％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、および
Ｚｒ：０．５％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含む、上記１に記載の冷延鋼板。
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｈｆ：０．５％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、および
Ｚｒ：０．５％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含む、上記１に記載の冷延鋼板。
３．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、
加熱された前記鋼スラブを、熱間圧延開始温度：Ａｃ３点以上、かつ仕上圧延出側温度：８００℃以上の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：５．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：７４０℃～６２０℃の条件で冷却し、
冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
前記巻取り後の熱延鋼板に、焼鈍温度：７３０℃以下、焼鈍時間：５時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、曲げ曲げ戻し（bending and reverse bending）を施し、
前記曲げ曲げ戻し後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６００℃以上での第２の焼鈍を施し、
前記第２の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００℃以上での第３の焼鈍とを、２回以上繰返し施す、冷延鋼板の製造方法。
加熱された前記鋼スラブを、熱間圧延開始温度：Ａｃ３点以上、かつ仕上圧延出側温度：８００℃以上の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：５．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：７４０℃～６２０℃の条件で冷却し、
冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
前記巻取り後の熱延鋼板に、焼鈍温度：７３０℃以下、焼鈍時間：５時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、曲げ曲げ戻し（bending and reverse bending）を施し、
前記曲げ曲げ戻し後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６００℃以上での第２の焼鈍を施し、
前記第２の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００℃以上での第３の焼鈍とを、２回以上繰返し施す、冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、打抜き性に優れた冷延鋼板を提供することができる。本発明の冷延鋼板は、プレス打抜き加工を行った際のバリの発生が抑制されているとともに、残留応力が小さいため、プレス打抜き加工用の素材、特に、メリヤス針をはじめとする繊維機械部品用の素材として極めて好適に用いることができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。
［成分組成］
本発明の冷延鋼板は、上述した成分組成を有する。以下、その限定理由について説明する。なお、以下の説明において、含有量の単位としての「％」は特に断らない限り「質量％」を指すものとする。
本発明の冷延鋼板は、上述した成分組成を有する。以下、その限定理由について説明する。なお、以下の説明において、含有量の単位としての「％」は特に断らない限り「質量％」を指すものとする。
Ｃ：０．６０～１．２５％
Ｃは、焼入れにより硬さを向上させる効果を有する元素であり、打ち抜き性に重要な役割を果たす。ＣはＦｅとセメンタイトを形成し、その結果、生成したセメンタイトとフェライトとの間に境界が生じる。そして、この境界は、打ち抜き時にボイドの起点になる。せん断がボイドを起点として起こる場合には、フェライトの塑性変形が抑制され、バリ高さは低くなる。Ｃ含有量が０．６０％未満であるとセメンタイト生成に炭素が消費され、粒内に炭化物が生成しなくなるため、フェライト粒の塑性変形が助長される。そしてその結果、バリが高くなるとともに残留応力が大きくなり、形状および寸法の精度が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．６０％以上、好ましくは０．６５％以上、より好ましくは０．７０％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、冷延鋼板が硬くなりすぎて脆性破断が起こりやすくなるため、打抜きの際にせん断端面に割れが生じる。そのため、Ｃ含有量は１．２５％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．１５％以下とする。
Ｃは、焼入れにより硬さを向上させる効果を有する元素であり、打ち抜き性に重要な役割を果たす。ＣはＦｅとセメンタイトを形成し、その結果、生成したセメンタイトとフェライトとの間に境界が生じる。そして、この境界は、打ち抜き時にボイドの起点になる。せん断がボイドを起点として起こる場合には、フェライトの塑性変形が抑制され、バリ高さは低くなる。Ｃ含有量が０．６０％未満であるとセメンタイト生成に炭素が消費され、粒内に炭化物が生成しなくなるため、フェライト粒の塑性変形が助長される。そしてその結果、バリが高くなるとともに残留応力が大きくなり、形状および寸法の精度が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．６０％以上、好ましくは０．６５％以上、より好ましくは０．７０％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、冷延鋼板が硬くなりすぎて脆性破断が起こりやすくなるため、打抜きの際にせん断端面に割れが生じる。そのため、Ｃ含有量は１．２５％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．１５％以下とする。
Ｓｉ：０．１～０．５５％
Ｓｉは、固溶強化によりフェライト組織の強度を上げる効果を有する元素であり、Ｓｉを添加することにより打抜き性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、フェライトの生成と粒成長が促進されてフェライト強度が低下する。また、フェライトの生成が促進されることにより、粗大なセメンタイトの粒界への析出が促進され、ボイド発生頻度が低下する。そしてその結果、塑性変形量が増大し、打抜き性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．５２％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ｓｉは、固溶強化によりフェライト組織の強度を上げる効果を有する元素であり、Ｓｉを添加することにより打抜き性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、フェライトの生成と粒成長が促進されてフェライト強度が低下する。また、フェライトの生成が促進されることにより、粗大なセメンタイトの粒界への析出が促進され、ボイド発生頻度が低下する。そしてその結果、塑性変形量が増大し、打抜き性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．５２％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ｍｎ：０．５～２．０％
Ｍｎは、セメンタイト中に混入し、セメンタイトの成長を抑制する元素である。フェライト粒界に生成するセメンタイトを微細化することによりフェライトの塑性変形を抑制し、打抜き性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．５％以上、好ましくは０．５２％以上、より好ましくは０．５４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎ硫化物の偏析により圧延方向に広範囲なバンド状組織が発生して、組織生成が異常となる。その結果、フェライト粒の異常粒成長が促進されるとともに、セメンタイト析出が不均質となり、打抜き性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下、好ましくは１．９５％以下、より好ましくは１．９０％以下、さらに好ましくは１．８５％以下とする。
Ｍｎは、セメンタイト中に混入し、セメンタイトの成長を抑制する元素である。フェライト粒界に生成するセメンタイトを微細化することによりフェライトの塑性変形を抑制し、打抜き性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．５％以上、好ましくは０．５２％以上、より好ましくは０．５４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎ硫化物の偏析により圧延方向に広範囲なバンド状組織が発生して、組織生成が異常となる。その結果、フェライト粒の異常粒成長が促進されるとともに、セメンタイト析出が不均質となり、打抜き性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下、好ましくは１．９５％以下、より好ましくは１．９０％以下、さらに好ましくは１．８５％以下とする。
Ｐ：０．０００５～０．０５％
Ｐは、フェライトを強化する作用を有する元素である。したがって、Ｐを微量添加することによりフェライトの塑性変形を抑制し、打抜き性を向上させることができる。そのため、Ｐ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、Ｐが粒界偏析することによって粒界でのセメンタイト形成が抑制され、フェライトの塑性変形量が増加する結果、打抜き性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。
Ｐは、フェライトを強化する作用を有する元素である。したがって、Ｐを微量添加することによりフェライトの塑性変形を抑制し、打抜き性を向上させることができる。そのため、Ｐ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、Ｐが粒界偏析することによって粒界でのセメンタイト形成が抑制され、フェライトの塑性変形量が増加する結果、打抜き性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。
Ｓ：０．０００１～０．０１％
Ｓは、鋼中に含まれるＭｎと硫化物を形成する。ＭｎＳがフェライト粒界に生成すると、セメンタイトと同様、フェライトと析出物との境界におけるボイドの起点となるため、打抜き性が向上する。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｓ含有量が０．０１％を超えると、展伸したバンド状のＭｎＳが多量に発生して、異常粒成長を促進するので、局部変形を招き、打抜き性が劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｓは、鋼中に含まれるＭｎと硫化物を形成する。ＭｎＳがフェライト粒界に生成すると、セメンタイトと同様、フェライトと析出物との境界におけるボイドの起点となるため、打抜き性が向上する。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｓ含有量が０．０１％を超えると、展伸したバンド状のＭｎＳが多量に発生して、異常粒成長を促進するので、局部変形を招き、打抜き性が劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下とする。
Ａｌ：０．００１～０．１０％
Ａｌは、酸化物として鋼中に分散するとともに、固溶してフェライトを強化することで、フェライトの塑性変形を抑制し、打抜き性を向上させる。そのため、Ａｌ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、フェライト粒の成長が促進され、塑性変形量が増大する結果、打抜き性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ａｌは、酸化物として鋼中に分散するとともに、固溶してフェライトを強化することで、フェライトの塑性変形を抑制し、打抜き性を向上させる。そのため、Ａｌ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、フェライト粒の成長が促進され、塑性変形量が増大する結果、打抜き性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ｎ：０．００１～０．００９％
Ｎは鋼中でＡｌと結合してＡｌＮとなる。Ｎ含有量が０．００１％未満であるとフェライト結晶粒が粗大化し、打抜き性が低下する。そのため、Ｎ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．００９％を超えると、中間製品である熱延鋼板のフェライト粒界にＡｌＮが析出してフェライト粒が展伸し粗大化することから、打抜き性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００９％以下、好ましくは０．００６％以下とする。
Ｎは鋼中でＡｌと結合してＡｌＮとなる。Ｎ含有量が０．００１％未満であるとフェライト結晶粒が粗大化し、打抜き性が低下する。そのため、Ｎ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．００９％を超えると、中間製品である熱延鋼板のフェライト粒界にＡｌＮが析出してフェライト粒が展伸し粗大化することから、打抜き性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００９％以下、好ましくは０．００６％以下とする。
Ｃｒ： ０．０５～０．６５％
Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、強度を向上させる元素であるととともに、打抜き性にも影響する。Ｃｒ含有量が０．０５％未満であると、セメンタイトが粗大化しやすく、ボイド密度が低下して打抜き性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると粗大なＣｒ炭化物やＣｒ窒化物が形成され、セメンタイトとフェライトとの界面で発生するボイドよりも先行して、Ｃｒ炭化物やＣｒ窒化物とフェライトとの界面でボイドが発生する。また、粗大なＣｒ炭化物の生成により粒内の炭化物生成が抑制され、フェライトの強度が落ちてしまう。これにより、変形が局在化して、打抜き性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．６５％以下、好ましくは０．６０％以下とする。
Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、強度を向上させる元素であるととともに、打抜き性にも影響する。Ｃｒ含有量が０．０５％未満であると、セメンタイトが粗大化しやすく、ボイド密度が低下して打抜き性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると粗大なＣｒ炭化物やＣｒ窒化物が形成され、セメンタイトとフェライトとの界面で発生するボイドよりも先行して、Ｃｒ炭化物やＣｒ窒化物とフェライトとの界面でボイドが発生する。また、粗大なＣｒ炭化物の生成により粒内の炭化物生成が抑制され、フェライトの強度が落ちてしまう。これにより、変形が局在化して、打抜き性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．６５％以下、好ましくは０．６０％以下とする。
上記成分組成は、Ｔｉ：０．００１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、およびＶ：０．００５～０．５％からなる群より選択される少なくとも１つを含有する。
Ｔｉ：０．００１～０．３０％
Ｔｉは、フェライト粒内に微細なＴｉＣを形成し、フェライト粒を強化して塑性変形量を抑制する。したがって、Ｔｉを添加することにより打抜き性を向上させることができる。しかし、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、ＴｉＣよりも先にＴｉＮが析出することによりＴｉが消費されてしまうため、打抜き性向上効果を得ることができない。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると粗大なＴｉＣが生成し、ボイドの形成と成長が前記粗大なＴｉＣの周囲で局所的に生じる。そしてその結果、塑性変形が局在化し、打抜き性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２６％以下とする。
Ｔｉは、フェライト粒内に微細なＴｉＣを形成し、フェライト粒を強化して塑性変形量を抑制する。したがって、Ｔｉを添加することにより打抜き性を向上させることができる。しかし、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、ＴｉＣよりも先にＴｉＮが析出することによりＴｉが消費されてしまうため、打抜き性向上効果を得ることができない。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると粗大なＴｉＣが生成し、ボイドの形成と成長が前記粗大なＴｉＣの周囲で局所的に生じる。そしてその結果、塑性変形が局在化し、打抜き性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２６％以下とする。
Ｎｂ： ０．０１～０．１％
Ｎｂは、フェライト粒内に微細なＮｂＣを形成し、フェライト粒を強化して塑性変形を抑制する。したがって、Ｎｂを添加することにより打抜き性を向上させることができる。しかし、Ｎｂ含有量が０．０１％未満では、ＮｂＣの析出量が少ないため打抜き性向上効果を得ることができない。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると粗大なＮｂ（ＣＮ）が生成してボイドが粗大Ｎｂ（ＣＮ）の周囲に局在し、変形が局在化するため打抜き性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０９％以下とする。
Ｎｂは、フェライト粒内に微細なＮｂＣを形成し、フェライト粒を強化して塑性変形を抑制する。したがって、Ｎｂを添加することにより打抜き性を向上させることができる。しかし、Ｎｂ含有量が０．０１％未満では、ＮｂＣの析出量が少ないため打抜き性向上効果を得ることができない。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると粗大なＮｂ（ＣＮ）が生成してボイドが粗大Ｎｂ（ＣＮ）の周囲に局在し、変形が局在化するため打抜き性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０９％以下とする。
Ｖ：０．００５～０．５％
Ｖは、フェライト粒内に微細なＶＣを形成し、フェライト粒を強化して塑性変形を抑制する。したがって、Ｖを添加することにより打抜き性を向上させることができる。しかし、Ｖ含有量が０．００５％未満では、ＶＣの析出量が少ないため打抜き性向上効果を得ることができない。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．５％を超えると、粗大なＶ（ＣＮ）が生成してボイドが粗大なＶ（ＣＮ）の周囲に局在化し、変形量が偏るため、打抜き性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｖは、フェライト粒内に微細なＶＣを形成し、フェライト粒を強化して塑性変形を抑制する。したがって、Ｖを添加することにより打抜き性を向上させることができる。しかし、Ｖ含有量が０．００５％未満では、ＶＣの析出量が少ないため打抜き性向上効果を得ることができない。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．５％を超えると、粗大なＶ（ＣＮ）が生成してボイドが粗大なＶ（ＣＮ）の周囲に局在化し、変形量が偏るため、打抜き性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
本発明の一実施形態における冷延鋼板は、以上の成分と、残部のＦｅおよび不可避的不純物とからなる成分組成を有する。
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、任意に、Ｓｂ：０．１％以下、Ｈｆ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｍｏ：１％以下、およびＺｒ：０．５％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含有することができる。
Ｓｂ：０．１％以下
Ｓｂは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｂ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｓｂは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｂ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ：０．５％以下
Ｈｆは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｈｆ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｈｆ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｈｆ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｈｆ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｈｆ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｈｆ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｈｆ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｈｆ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭを過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭを過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｃｕ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｃｕ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｎｉ含有量は３．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｎｉ含有量は３．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．５％以下
Ｓｎは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｍｏ含有量は１％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると炭化物の微細化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｍｏ含有量は１％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．５％以下
Ｚｒは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｚｒ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｚｒ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
［組織］
次に、本発明の冷延鋼板の組織について説明する。
次に、本発明の冷延鋼板の組織について説明する。
フェライトの平均粒径：１０μｍ以下
フェライトの粒径が微細であるほどフェライトの塑性変形が抑制される。優れた打抜き性を得るために、フェライトの平均粒径を１０μｍ以下とする。一方、フェライトは微細であるほど好ましいため、前記平均粒径の下限は限定されない。しかし、工業的な生産の観点からは、前記平均粒径は、０．５μｍ以上であってよい。なお、フェライトの平均粒径は、実施例に記載した方法で測定することができる。
フェライトの粒径が微細であるほどフェライトの塑性変形が抑制される。優れた打抜き性を得るために、フェライトの平均粒径を１０μｍ以下とする。一方、フェライトは微細であるほど好ましいため、前記平均粒径の下限は限定されない。しかし、工業的な生産の観点からは、前記平均粒径は、０．５μｍ以上であってよい。なお、フェライトの平均粒径は、実施例に記載した方法で測定することができる。
フェライト粒界に存在するセメンタイトの平均粒径：５μｍ以下
セメンタイトは、フェライト粒内とフェライト粒界のいずれにも存在しており、フェライト粒内のセメンタイトに比べてフェライト粒界のセメンタイトは比較的粗大である。本発明者らは、このフェライト粒界に存在しているセメンタイトの平均粒径を制御することにより打抜き性を向上できることを見出した。
セメンタイトは、フェライト粒内とフェライト粒界のいずれにも存在しており、フェライト粒内のセメンタイトに比べてフェライト粒界のセメンタイトは比較的粗大である。本発明者らは、このフェライト粒界に存在しているセメンタイトの平均粒径を制御することにより打抜き性を向上できることを見出した。
すなわち、冷延鋼板を打抜き加工する際には、粒界とセメンタイトの間でボイドが発生することでせん断が進行する。その際、粗大なセメンタイトで形成される境界でボイド形成が進み、局所的な変形が発生するとバリ高さが高くなる。したがって、打抜き性を向上させるためには、フェライト粒界に存在するセメンタイトが微細である必要がある。そのため、フェライト粒界に存在するセメンタイトの平均粒径を５μｍ以下とする。一方、前記平均粒径は小さいほどよいため、該平均粒径の下限値は特に限定されない。しかし、後述する製造方法では繰返し焼鈍を施すことから粒界のセメンタイトが成長しやすい。そのため、現実的には、前記平均粒径は０．５μｍ以上となる。なお、フェライト粒界に存在するセメンタイトの平均粒径は、実施例に記載した方法で測定することができる。
上述したように、本発明においては粒界セメンタイトが微細であることが重要であるが、微細化されることで結果的にセメンタイトは球状化する。粒界セメンタイトの球状化率は特に限定されないが、２．５以下であることが好ましい。前記粒界セメンタイトの球状化率は下記の式で定義される。
球状化率＝Ｌａ／Ｌｂ
ここで、Ｌａ：セメンタイトの長径の平均値、Ｌｂ：セメンタイトの短径の平均値である。ＬａおよびＬｂは、冷延鋼板を板厚方向に切断した断面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で３視野撮影し、得られた画像内に認められるすべての粒界セメンタイトの長径および短径を測定し、それぞれの平均値として求める。その際、前記長径および短径は、セメンタイトを楕円体または球とした場合の値とする。
球状化率＝Ｌａ／Ｌｂ
ここで、Ｌａ：セメンタイトの長径の平均値、Ｌｂ：セメンタイトの短径の平均値である。ＬａおよびＬｂは、冷延鋼板を板厚方向に切断した断面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で３視野撮影し、得られた画像内に認められるすべての粒界セメンタイトの長径および短径を測定し、それぞれの平均値として求める。その際、前記長径および短径は、セメンタイトを楕円体または球とした場合の値とする。
フェライト粒内に存在するＮａＣｌ型炭化物の平均粒径：０．５μｍ以下
さらに、本発明の冷延鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも１つを含有する。これらの元素は、ＮａＣｌ型炭化物を形成してフェライト粒内とフェライト粒界に析出する。前記ＮａＣｌ型炭化物をフェライト粒内に微細に分散させることによってフェライトを硬質化し、フェライト粒の塑性変形量を低下させることができる。そしてその結果、プレス打抜きの際のバリ高さを低減することができる。
さらに、本発明の冷延鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも１つを含有する。これらの元素は、ＮａＣｌ型炭化物を形成してフェライト粒内とフェライト粒界に析出する。前記ＮａＣｌ型炭化物をフェライト粒内に微細に分散させることによってフェライトを硬質化し、フェライト粒の塑性変形量を低下させることができる。そしてその結果、プレス打抜きの際のバリ高さを低減することができる。
そこで本発明では、フェライト粒内に存在するＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均粒径を０．５μｍ以下とする。一方、前記平均粒径は小さいほどフェライトを強化する効果が高いため、前記平均粒径の下限は特に限定されない。しかし、後述する製造方法では繰返し焼鈍を施すことから析出物が成長しやすい。そのため、現実的には、前記平均粒径は０．０１μｍ以上となる。前記平均粒径は、実施例に記載した方法で測定することができる。なお、以下の説明において、フェライト粒内に存在するＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物を、単に「ＮａＣｌ型炭化物」という場合がある。
ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔：７１０ｎｍ以下
上記ＮａＣｌ型炭化物によるフェライトの強化は、微細に分散したＮａＣｌ型炭化物が転位の障害物として機能することによるものであり、このような強化は析出強化と称される。析出強化においては、析出物間の距離が小さいほど大きな強化が得られる。前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔が７１０ｎｍより大きいと、析出強化によるフェライト粒の塑性変形量の低下が不十分となり、その結果、プレス打抜き性が低下する。そこで、本発明ではフェライト粒内に存在する前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔を７１０ｎｍ以下、好ましくは２５０ｎｍ以下とする。一方、前記平均間隔の下限は特に限定されないが、現実的な製造範囲では３０ｎｍ以上となる。なお、フェライト粒内に存在するＮａＣｌ型炭化物の平均間隔は、実施例に記載した方法で測定することができる。
上記ＮａＣｌ型炭化物によるフェライトの強化は、微細に分散したＮａＣｌ型炭化物が転位の障害物として機能することによるものであり、このような強化は析出強化と称される。析出強化においては、析出物間の距離が小さいほど大きな強化が得られる。前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔が７１０ｎｍより大きいと、析出強化によるフェライト粒の塑性変形量の低下が不十分となり、その結果、プレス打抜き性が低下する。そこで、本発明ではフェライト粒内に存在する前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔を７１０ｎｍ以下、好ましくは２５０ｎｍ以下とする。一方、前記平均間隔の下限は特に限定されないが、現実的な製造範囲では３０ｎｍ以上となる。なお、フェライト粒内に存在するＮａＣｌ型炭化物の平均間隔は、実施例に記載した方法で測定することができる。
また、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の数密度は特に限定しないが、１００個／μｍ２未満であることが好ましい。
粒径０．５μ以上の粒界セメンタイトの数密度は特に限定しないが、５個／１００μｍ２以上であることが好ましい。一方、粒径０．５μ以上の粒界セメンタイトの数密度の上限についても特に限定しないが、５０個／１００μｍ２以下であることが好ましい。
本願発明では、上述したようにフェライトの塑性変形量を低減することにより打抜き性を向上させている。したがって、本発明の冷延鋼板はフェライトを含む組織を備えている。フェライトの面積率は特に限定されないが、前記冷延鋼板は、フェライトを主体とする組織を備えることが好ましい。ここで、「フェライトを主体とする」とは、フェライトの面積率が５０％以上であることと定義する。フェライト面積率は６８％以上であることがより好ましい。
また、前記組織は、フェライト以外の任意の組織を含むことができる。しかし、粗大なセメンタイトを低減するという観点からは、セメンタイトの面積率を３０％未満とすることが好ましい。
本発明の一実施形態における冷延鋼板は、例えば、面積率で、６８％以上のフェライト、３０％未満のセメンタイト、および残部のセメンタイト以外の析出物からなる組織を有することができる。前記「セメンタイト以外の析出物」としては、例えば、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）を除く炭化物、窒化物、炭窒化物、硫化物、炭硫化物などが挙げられる。より具体的な例としては、Ｔｉ、Ｖ、およびＮｂの少なくとも１つの炭化物、窒化物、および炭窒化物、ならびにＭｎ系硫化物、Ｔｉ系複合炭硫化物などが挙げられる。
［板厚］
前記冷延鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。プレス打抜き加工して繊維機械部品の素材として使用することを考慮すると、板厚を０．１ｍｍ以上、１．６ｍｍ以下とすることが好ましい。特に、メリヤス針用の素材として用いることを考慮すると、板厚は０．２ｍｍ以上、０．８ｍｍ以下とすることが好ましい。
前記冷延鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。プレス打抜き加工して繊維機械部品の素材として使用することを考慮すると、板厚を０．１ｍｍ以上、１．６ｍｍ以下とすることが好ましい。特に、メリヤス針用の素材として用いることを考慮すると、板厚は０．２ｍｍ以上、０．８ｍｍ以下とすることが好ましい。
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における冷延鋼板の製造方法について説明する。
次に、本発明の一実施形態における冷延鋼板の製造方法について説明する。
前記冷延鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、以下の工程を順次施すことにより製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却
（４）巻取り
（５）第１の焼鈍
（６）曲げ曲げ戻し
（７）第２の焼鈍
（８）冷間圧延
（９）第３の焼鈍
そして、上記（８）および（９）の工程は、２回以上繰り返す。以下、各工程について順次説明する。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却
（４）巻取り
（５）第１の焼鈍
（６）曲げ曲げ戻し
（７）第２の焼鈍
（８）冷間圧延
（９）第３の焼鈍
そして、上記（８）および（９）の工程は、２回以上繰り返す。以下、各工程について順次説明する。
（１）加熱
まず、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、前記鋼スラブの成分調整は、高炉転炉法で行ってもよく、電炉法で行ってもよい。また、溶鋼からスラブへの鋳造は、連続鋳造法で行ってもよく、分塊圧延で行ってもよい。
まず、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、前記鋼スラブの成分調整は、高炉転炉法で行ってもよく、電炉法で行ってもよい。また、溶鋼からスラブへの鋳造は、連続鋳造法で行ってもよく、分塊圧延で行ってもよい。
鋼スラブの加熱温度は特に限定されないが、後述するように、次の熱間圧延を開始する段階で鋼スラブの温度がオーステナイト域となるように調整すればよい。
（２）熱間圧延
次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延においては、常法にしたがい、粗圧延と仕上圧延とを行うことができる。
次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延においては、常法にしたがい、粗圧延と仕上圧延とを行うことができる。
熱間圧延開始温度：Ａｃ３点以上
前記熱間圧延においては、熱間圧延開始温度がＡｃ３点未満であると、展伸したフェライトが中間製品の熱延鋼板中に発生し、最終製品にまで残留するため、バリ高さが高くなる。そのため、熱間圧延開始温度をＡｃ３点以上とする。なお、前記Ａｃ３点（℃）は、下記（１）式で求められる。
Ac3（℃） = 910 - (203 × C1/2) + (44.7 × Si) - (30 × Mn) - (11 × Cr) + (400 × Ti) + (460 × Al) + (700 × P) +(104 × V) + 38 …（１）
ここで、上記（１）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を指し、当該元素が含まれていない場合にはゼロとする。
前記熱間圧延においては、熱間圧延開始温度がＡｃ３点未満であると、展伸したフェライトが中間製品の熱延鋼板中に発生し、最終製品にまで残留するため、バリ高さが高くなる。そのため、熱間圧延開始温度をＡｃ３点以上とする。なお、前記Ａｃ３点（℃）は、下記（１）式で求められる。
Ac3（℃） = 910 - (203 × C1/2) + (44.7 × Si) - (30 × Mn) - (11 × Cr) + (400 × Ti) + (460 × Al) + (700 × P) +(104 × V) + 38 …（１）
ここで、上記（１）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を指し、当該元素が含まれていない場合にはゼロとする。
仕上圧延出側温度：８００℃以上
同様に、仕上圧延出側温度が８００℃未満であると、展伸したフェライトが中間製品の熱延鋼板中に発生し、最終製品にまで残留するため、バリ高さが高くなる。そのため、仕上圧延出側温度を８００℃以上とする。
同様に、仕上圧延出側温度が８００℃未満であると、展伸したフェライトが中間製品の熱延鋼板中に発生し、最終製品にまで残留するため、バリ高さが高くなる。そのため、仕上圧延出側温度を８００℃以上とする。
（３）冷却
冷却開始までの時間：５．０秒以下
次に、前記熱延鋼板を冷却する。その際、熱間圧延終了から冷却開始までに長時間経過すると、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも１つを含む炭化物がオーステナイト粒界に析出し、最終製品で展伸粒が発生し、その結果、打抜き加工が低下する。そのため、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間（以下、単に「冷却開始までの時間」という場合がある）を５．０秒以下、好ましくは４．５秒以下、より好ましくは４．０秒以下とする。一方、前記冷却開始までの時間の下限は特に限定されないが、一般的な生産設備への適合の観点からは、０．２秒以上とすることが好ましく、０．５秒以上とすることがより好ましい。
冷却開始までの時間：５．０秒以下
次に、前記熱延鋼板を冷却する。その際、熱間圧延終了から冷却開始までに長時間経過すると、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも１つを含む炭化物がオーステナイト粒界に析出し、最終製品で展伸粒が発生し、その結果、打抜き加工が低下する。そのため、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間（以下、単に「冷却開始までの時間」という場合がある）を５．０秒以下、好ましくは４．５秒以下、より好ましくは４．０秒以下とする。一方、前記冷却開始までの時間の下限は特に限定されないが、一般的な生産設備への適合の観点からは、０．２秒以上とすることが好ましく、０．５秒以上とすることがより好ましい。
平均冷却速度：２５℃／ｓ以上
また、前記冷却における平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、最終製品である冷延鋼板に展伸粒が発生し、その結果、打抜き性が低下する。そのため、平均冷却速度を２５℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、一般的な生産設備への適合の観点からは、８０℃／ｓ以下とすることが好ましく、６０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
また、前記冷却における平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、最終製品である冷延鋼板に展伸粒が発生し、その結果、打抜き性が低下する。そのため、平均冷却速度を２５℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、一般的な生産設備への適合の観点からは、８０℃／ｓ以下とすることが好ましく、６０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
冷却停止温度：６２０℃～７４０℃
前記冷却を７４０℃よりも高い温度で停止した場合、炭化物がオーステナイト粒界に析出し、最終製品に展伸粒が発生して打抜き性が低下する。そのため冷却停止温度は７４０℃以下とする。一方、前記冷却を６２０℃よりも低い温度で停止した場合、フェライトが析出してパーライトが偏在することになる。この偏在は最終製品でのセメンタイト分散の不均一につながる。そのため、冷却停止温度は６２０℃以上、好ましくは６３０℃以上とする。
前記冷却を７４０℃よりも高い温度で停止した場合、炭化物がオーステナイト粒界に析出し、最終製品に展伸粒が発生して打抜き性が低下する。そのため冷却停止温度は７４０℃以下とする。一方、前記冷却を６２０℃よりも低い温度で停止した場合、フェライトが析出してパーライトが偏在することになる。この偏在は最終製品でのセメンタイト分散の不均一につながる。そのため、冷却停止温度は６２０℃以上、好ましくは６３０℃以上とする。
（４）巻取り
前記冷却を停止した後に、冷却された前記熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取り温度は特に限定されないが、６００～７３０℃とすることが好ましい。
前記冷却を停止した後に、冷却された前記熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取り温度は特に限定されないが、６００～７３０℃とすることが好ましい。
なお、前記巻取後、次の第１の焼鈍に先だって、熱延鋼板を酸洗することも好ましい。
（５）第１の焼鈍
前記巻取後の熱延鋼板はパーライト組織を有している。そこで、前記巻取後の熱延鋼板に第１の焼鈍を施すことにより、パーライト中に含まれるセメンタイトを分解する。セメンタイトを分解しておくことで、後の第２の焼鈍や冷間圧延においてセメンタイトが微細になる。そしてその結果、フェライトが微細化し、フェライト粒の塑性変形を抑制することができる。
前記巻取後の熱延鋼板はパーライト組織を有している。そこで、前記巻取後の熱延鋼板に第１の焼鈍を施すことにより、パーライト中に含まれるセメンタイトを分解する。セメンタイトを分解しておくことで、後の第２の焼鈍や冷間圧延においてセメンタイトが微細になる。そしてその結果、フェライトが微細化し、フェライト粒の塑性変形を抑制することができる。
焼鈍温度：７３０℃以下
前記第１の焼鈍における焼鈍温度が７３０℃より高いと、一部分で優先的に相変態が進むため、フェライト粒が局所的に粗大化し、その結果、塑性変形量が増加する。また、局所的に粗大な組織では、加工が不均質になり、部品形状精度も悪くなる。そのため、前記焼鈍温度は７３０℃以下とする。一方、前記焼鈍温度の下限は特に限定されないが、パーライト中のセメンタイトを再固溶させてセメンタイトの分解を促進するという観点からは、焼鈍温度を４５０℃以上とすることが好ましく、５００℃以上とすることがより好ましく、５２０℃以上とすることがさらに好ましい。
前記第１の焼鈍における焼鈍温度が７３０℃より高いと、一部分で優先的に相変態が進むため、フェライト粒が局所的に粗大化し、その結果、塑性変形量が増加する。また、局所的に粗大な組織では、加工が不均質になり、部品形状精度も悪くなる。そのため、前記焼鈍温度は７３０℃以下とする。一方、前記焼鈍温度の下限は特に限定されないが、パーライト中のセメンタイトを再固溶させてセメンタイトの分解を促進するという観点からは、焼鈍温度を４５０℃以上とすることが好ましく、５００℃以上とすることがより好ましく、５２０℃以上とすることがさらに好ましい。
焼鈍時間：５時間以上
また、上記第１の焼鈍における焼鈍時間が５時間未満であると、セメンタイトの分解が進まない。セメンタイトの分解が進行しないと、板状セメンタイトが残存し、その後の冷間圧延などによる加工が不均質になり、部品形状精度が悪くなる。そのため、前記焼鈍時間は５時間以上とする。一方、前記焼鈍時間の上限は特に限定されない。しかし、セメンタイト分解が開始した後に組織変化は飽和することから、製造効率の観点からは、前記焼鈍温度を５０時間以下とすることが好ましく、４０時間以下とすることがより好ましい。
また、上記第１の焼鈍における焼鈍時間が５時間未満であると、セメンタイトの分解が進まない。セメンタイトの分解が進行しないと、板状セメンタイトが残存し、その後の冷間圧延などによる加工が不均質になり、部品形状精度が悪くなる。そのため、前記焼鈍時間は５時間以上とする。一方、前記焼鈍時間の上限は特に限定されない。しかし、セメンタイト分解が開始した後に組織変化は飽和することから、製造効率の観点からは、前記焼鈍温度を５０時間以下とすることが好ましく、４０時間以下とすることがより好ましい。
なお、前記第１の焼鈍の後、次の曲げ曲げ戻しに先だって、熱延鋼板を酸洗することも好ましい。
（６）曲げ曲げ戻し
次に、前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、曲げ曲げ戻しを施す。最終的に得られる冷延鋼板の組織を所望のものとするためには、この曲げ曲げ戻しが極めて重要である。すなわち、上記第１の焼鈍によってセメンタイトを分解した後に曲げ曲げ戻しを行って加工歪を与えることにより、歪エネルギーが導入される。その後、後述する第２の焼鈍を行うことで、セメンタイトの微細化が促進される。曲げ曲げ戻しを行わない場合、粗大化したセメンタイトが局在化し、塑性変形量が局部的に増大するため、打抜き性が低下する。
次に、前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、曲げ曲げ戻しを施す。最終的に得られる冷延鋼板の組織を所望のものとするためには、この曲げ曲げ戻しが極めて重要である。すなわち、上記第１の焼鈍によってセメンタイトを分解した後に曲げ曲げ戻しを行って加工歪を与えることにより、歪エネルギーが導入される。その後、後述する第２の焼鈍を行うことで、セメンタイトの微細化が促進される。曲げ曲げ戻しを行わない場合、粗大化したセメンタイトが局在化し、塑性変形量が局部的に増大するため、打抜き性が低下する。
曲げ曲げ戻しによる加工歪の導入は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、形状矯正で使用されるレベラーやスキンパス圧延機、鋼板をせん断するためのスリッターなど使用して曲げ曲げ戻しを施してもよく、コイルからの巻きほぐし・コイルへの巻き直しの際に曲げ曲げ戻しを施してもよい。
歪の導入量を増加させるという観点からは、小径ロールを使用して曲げ曲げ戻しを施すことが好ましい。具体的には、直径１１００ｍｍ以下のロールを用いることが好ましく、直径８００ｍｍ以下のロールを用いることがより好ましい。直径１１００ｍｍ以下のロールを用いて曲げ曲げ戻しを行うことにより、焼鈍後のセメンタイトの微細化を促進するために必要な相当ひずみを導入することができる。しかし、ロールの直径が小さすぎると圧延荷重が制限されることから、予めせん断やスリットによって板の寸法を小さくする必要があり、工数が増加する。また、ロールの直径が小さすぎると板の蛇行や割れの発生を助長する。そのため、ロールの直径は３００ｍｍ以上であることが好ましく、４５０ｍｍ以上であることがより好ましい。前記ロールは、ブライドルロールであってもよい。ブライドルロールを使用する場合、当該ブライドルロールの間を通板することによって歪が導入される。
（７）第２の焼鈍
前記曲げ曲げ戻し後の熱延鋼板に第２の焼鈍を施す。上述したように、曲げ曲げ戻しを行って加工歪を与えた後に第２の焼鈍を行うことにより、セメンタイトの微細化が促進される。
前記曲げ曲げ戻し後の熱延鋼板に第２の焼鈍を施す。上述したように、曲げ曲げ戻しを行って加工歪を与えた後に第２の焼鈍を行うことにより、セメンタイトの微細化が促進される。
焼鈍温度：６００℃以上
前記第２の焼鈍における焼鈍温度が６００℃未満であると、セメンタイトの微細化が進行せず、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の生成が抑制される。前記ＮａＣｌ型炭化物の生成が抑制されると、フェライト粒の塑性変形を抑えることができないため、バリが高くなる。そのため、前記第２の焼鈍における焼鈍温度を６００℃以上とする。一方、前記焼鈍温度の上限は特に限定されないが、高すぎると組織が粗大化し、かえってバリが高くなるため、前記焼鈍温度は７９０℃以下とすることが好ましく、７７０℃以下とすることがより好ましい。
前記第２の焼鈍における焼鈍温度が６００℃未満であると、セメンタイトの微細化が進行せず、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の生成が抑制される。前記ＮａＣｌ型炭化物の生成が抑制されると、フェライト粒の塑性変形を抑えることができないため、バリが高くなる。そのため、前記第２の焼鈍における焼鈍温度を６００℃以上とする。一方、前記焼鈍温度の上限は特に限定されないが、高すぎると組織が粗大化し、かえってバリが高くなるため、前記焼鈍温度は７９０℃以下とすることが好ましく、７７０℃以下とすることがより好ましい。
（８）冷間圧延
（９）第３の焼鈍
前記第２の焼鈍後の熱延鋼板に、冷間圧延と第３の焼鈍とを、２回以上繰返し施す。前記冷間圧延により、最終的な冷延鋼板の板厚が調整される。また、冷間圧延の後に第３の焼鈍を行うことにより、前記冷間圧延で生じた歪が除去される。前記冷間圧延と第３の焼鈍を２回以上行うことで組織の均一性が向上するとともに、フェライト組織の微細化によりフェライトが強化され、その結果、打抜き性が向上する。前記効果を得るために、前記冷間圧延における圧延率を１５％以上、前記第３の焼鈍における焼鈍温度を６００℃以上とする。一方、前記圧延率の上限は特に限定されないが、圧延率が過度に高いと、組織が局所的に粗大化し、かえってバリが高くなる。そのため、前記圧延率は５２％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがより好ましい。また、前記第３の焼鈍における焼鈍温度の上限についても特に限定されないが、焼鈍温度が過度に高いと組織が粗大化し、かえってバリが高くなる。そのため、前記焼鈍温度は７５０℃以下であることが好ましく、７２０℃以下とすることがより好ましい。
（９）第３の焼鈍
前記第２の焼鈍後の熱延鋼板に、冷間圧延と第３の焼鈍とを、２回以上繰返し施す。前記冷間圧延により、最終的な冷延鋼板の板厚が調整される。また、冷間圧延の後に第３の焼鈍を行うことにより、前記冷間圧延で生じた歪が除去される。前記冷間圧延と第３の焼鈍を２回以上行うことで組織の均一性が向上するとともに、フェライト組織の微細化によりフェライトが強化され、その結果、打抜き性が向上する。前記効果を得るために、前記冷間圧延における圧延率を１５％以上、前記第３の焼鈍における焼鈍温度を６００℃以上とする。一方、前記圧延率の上限は特に限定されないが、圧延率が過度に高いと、組織が局所的に粗大化し、かえってバリが高くなる。そのため、前記圧延率は５２％以下とすることが好ましく、５０％以下とすることがより好ましい。また、前記第３の焼鈍における焼鈍温度の上限についても特に限定されないが、焼鈍温度が過度に高いと組織が粗大化し、かえってバリが高くなる。そのため、前記焼鈍温度は７５０℃以下であることが好ましく、７２０℃以下とすることがより好ましい。
上記冷間圧延と第３の焼鈍とを２回以上繰り返した後に、さらに最終冷延を行ってもよい。最終冷延を行う場合、該最終冷延における圧延率は特に限定されないが、２０％以上とすることが好ましい。前記最終冷延における圧下率の上限についても特に限定されないが、５０％以下とすることが好ましい。
以上の条件を満たすことで、打抜き性の良好な冷延鋼板を製造することができる。また、最終的に得られた冷延鋼板に、さらに任意の表面処理を行ってもよい。
以下、本発明の作用効果を確認するために、以下に述べる手順で冷延鋼板を製造し、得られた冷延鋼板の打抜き性を評価した。
まず、表１に示す成分組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。次いで、前記鋼スラブに対して、加熱、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗、第１の焼鈍、酸洗、曲げ曲げ戻し、第２の焼鈍、冷間圧延、第３の焼鈍を順次施して、最終板厚：約０．４ｍｍの冷延鋼板とした。各工程は表２、３に示す条件で実施し、冷間圧延および第３の焼鈍は表２、３に示した回数繰り返した。また、前記曲げ曲げ戻しは、コイルの巻き戻しの際に、表２、３に示した直径のブライドルロールを使用して実施した。なお、比較のため、一部の実施例では曲げ曲げ戻しを施さなかった（比較例Ｎｏ．１６）。
（組織）
次に、得られた冷延鋼板の組織を以下の手順で評価した。
次に、得られた冷延鋼板の組織を以下の手順で評価した。
フェライトの平均粒径
まず、得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて倍率３０００倍にて撮像し、組織画像を得た。ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０２０に準じ、得られた組織画像から切断法にてフェライト粒径を測定した。５視野において測定されたフェライト粒径の平均値を算出し、平均粒径とした。
まず、得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて倍率３０００倍にて撮像し、組織画像を得た。ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０２０に準じ、得られた組織画像から切断法にてフェライト粒径を測定した。５視野において測定されたフェライト粒径の平均値を算出し、平均粒径とした。
粒界セメンタイトの平均粒径、数密度
まず、得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭを用いて倍率３０００倍にて撮像し、組織画像を得た。得られた組織画像から、粒界セメンタイトについてのみ、切断法にて粒径を測定した。３視野において測定された粒界セメンタイトの粒径の平均値を算出し、粒界セメンタイトの平均粒径とした。また、前記組織画像から、粒径０．５μ以上の粒界セメンタイトの数密度を求めた。
まず、得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭを用いて倍率３０００倍にて撮像し、組織画像を得た。得られた組織画像から、粒界セメンタイトについてのみ、切断法にて粒径を測定した。３視野において測定された粒界セメンタイトの粒径の平均値を算出し、粒界セメンタイトの平均粒径とした。また、前記組織画像から、粒径０．５μ以上の粒界セメンタイトの数密度を求めた。
ＮａＣｌ型炭化物の平均粒径
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均粒径を以下の手順で測定した。試験片の表面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率８００００倍で撮像し、５視野の組織画像を得た。円近似を用いた画像処理により、前記得られた組織画像中の、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の個々の粒径を求め、その平均値を算出した。なお、炭化物がＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むかどうかは、ＴＥＭ－ＥＰＭＡを用いて同定した。
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均粒径を以下の手順で測定した。試験片の表面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率８００００倍で撮像し、５視野の組織画像を得た。円近似を用いた画像処理により、前記得られた組織画像中の、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の個々の粒径を求め、その平均値を算出した。なお、炭化物がＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むかどうかは、ＴＥＭ－ＥＰＭＡを用いて同定した。
ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均間隔は、８００００倍の視野内に確認できる全てのＮａＣｌ型炭化物の間隔を測定し、５視野に対する平均値を算出することで決定した。
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均間隔は、８００００倍の視野内に確認できる全てのＮａＣｌ型炭化物の間隔を測定し、５視野に対する平均値を算出することで決定した。
測定結果は、表４、５に示したとおりであった。なお、表４、５におけるＮａＣｌ型炭化物とは、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物を指すものとする。
（打抜き性）
次に、得られた冷延鋼板の打抜き性を評価するために、次の条件でポンチ打抜き試験を実施し、バリ高さを測定した。
次に、得られた冷延鋼板の打抜き性を評価するために、次の条件でポンチ打抜き試験を実施し、バリ高さを測定した。
まず、各冷延鋼板から、幅２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ、厚さ０．４ｍｍの試験片を採取した。次いで、φ１０のＳＫＤや超硬製のポンチを使用し、前記試験片の打抜きを行った。前記打抜きにおけるクリアランスは１００μｍとした。また、前記打抜きは、１つの試験片に対して１０回行った。その際、初回の打抜きの際は、試験片の端部から打抜き孔までの距離を５ｍｍ以上とした。また、２回目以降の打抜きの際には、隣接する打抜き孔の間隔を５ｍｍ以上とした。
その後、周方向に生じたバリの高さをマイクロスコープにより観察し、１つの穴に対して、周方向に均等に５か所バリの高さを測定し、前記５か所におけるバリ高さの平均値を算出した。次に、同じ測定を１０か所の穴で実施し、各穴で算出されたバリ高さの平均値をバリ高さとして採用した。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．６０～１．２５％、
Ｓｉ：０．１～０．５５％、
Ｍｎ：０．５～２．０％、
Ｐ ：０．０００５～０．０５％、
Ｓ ：０．０００１～０．０１％、
Ａｌ：０．００１～０．１０％、
Ｎ ：０．００１～０．００９％、
Ｃｒ：０．０５～０．６５％、ならびに
Ｔｉ：０．００１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、およびＶ：０．００５～０．５％からなる群より選択される少なくとも１つを含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であり、
フェライト粒界に存在するセメンタイトの平均粒径が５μｍ以下であり、
フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含むＮａＣｌ型炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下であり、かつ
前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔が７１０ｎｍ以下である鋼組織を有する、冷延鋼板。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｈｆ：０．５％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、および
Ｚｒ：０．５％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含む、請求項１に記載の冷延鋼板。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、および
Ｎｉ：３．０％以下、
の少なくとも一方をさらに含み、
前記ＮａＣｌ型炭化物の平均間隔が２５０ｎｍ以下である、請求項１または２に記載の冷延鋼板。 - 請求項１～３のいずれか一項に記載の冷延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを加熱し、
加熱された前記鋼スラブを、熱間圧延開始温度：Ａｃ３点以上、かつ仕上圧延出側温度：８００℃以上の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：５．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６２０℃～７４０℃の条件で冷却し、
冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
前記巻取り後の熱延鋼板に、焼鈍温度：７３０℃以下、焼鈍時間：５時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、曲げ曲げ戻しを施し、
前記曲げ曲げ戻し後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６００℃以上での第２の焼鈍を施し、
前記第２の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００℃以上での第３の焼鈍とを、２回以上繰返し施す、冷延鋼板の製造方法。
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