TWI395822B - Cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

冷軋鋼板及其製造方法
本發明係關於一種能較佳地適用於作為汽車用變速器之機械零件的離合器片或同步環、離合器圓盤等中、且強度、沖孔加工性以及耐熱變形性均優異的冷軋鋼板及其製造方法。
汽車用變速器係由離合器片或同步環、離合器圓盤等構成，且發揮傳遞驅動力、及吸收因摩擦產生之熱的作用。上述零件係藉由將鋼板沖孔成環狀而製造。變速器係藉由若干塊上述環狀板材重疊而成為傳遞扭矩的構造，作為其功能，要求耐磨耗性及板材平坦度。因此，關於作為材料之鋼板的必要特性，要求硬度、沖孔加工時之性狀(平坦度以及毛邊等之沖孔面性狀)、以及加熱時之變形程度、即耐熱變形性均優良等。
先前以來，作為自動變速器(以下稱作AT)之離合器片用材料，主要使用以JIS G3311為標準之機械構造用鋼中的S35C冷軋鋼板。該S35C冷軋鋼板係由「鋼坯→熱軋→酸洗→退火→冷軋」之步驟而製造。S35C冷軋鋼板因含有大量C(0.35質量%左右)，故而熱軋鋼板之硬度較高，因此，為了碳化物之球狀化及軟質化，必須於冷軋前實施幾小時以上之長時間的退火。故而，就要求低價格之汽車零件而言，成本上非常不利。
專利文獻1中，揭示有一種冷軋前不對熱軋鋼板進行退火之技術。亦即，提出一種藉由對C含量為0.25質量%以下之具有軟質性的熱軋鋼板以50%以上之軋縮率進行冷軋，從而獲得能確保所需之硬度及表面粗度且耐磨耗性及沖孔加工性優良之AT離合器片用冷軋鋼板。然而，此種鋼板存在以下問題：因冷軋時之殘留應力而導致沖孔加工時沖孔端面的性狀明顯惡化，而且，當溫度上升時會產生熱應變，使得環狀產品之平坦度明顯下降。
專利文獻2中，作為改善上述冷軋後之殘留應力之技術，提出一種AT離合器片用冷軋鋼板，其對冷軋後之鋼板進而使用輥徑為300mm以上之大輥以1%左右之軋縮率於輕壓下進行軋製，藉此，降低了殘留應力。然而，該方法中，導入至鋼板表背面的應變之差減少，故而，壓製沖孔加工時的沖孔端面的性狀會改善，但鋼板內部之殘留應力並不會消除，故而，溫度上升時無法避免隨熱應變而產生變形，環狀產品之平坦度仍然會明顯下降。
專利文獻3中，提出一種利用酸洗等之鋼板表面粗度調整處理而達到最佳表面粗度、且與摩擦材之接著性優異的AT離合器片用鋼板。該鋼板經熱軋、酸洗後，較佳為以500～800℃進行3小時以上退火以使碳化物成為球狀化，隨後，以1%以上之軋縮率進行調質軋壓或冷軋，之後進行鋼板表面粗度調整處理，但與專利文獻1以及專利文獻2同樣，因冷軋後之殘留應力所導致之環狀產品之平坦度的明顯下降未得到解決。
專利文獻1：日本專利特開2003-277883號公報
專利文獻2：日本專利特開2005-200712號公報
專利文獻3：日本專利特開2004-107722號公報
本發明係有效解決上述問題者，其目的在於提供一種能較佳地適用於離合器片、離合器環、離合器圓盤等中、具有較高硬度、且沖孔加工時的端面性狀以及溫度上升時的平坦度優異的冷軋鋼板及其之有利的製造方法。
以下，對本發明之詳細內容進行說明。
為了消除因先前之離合器片用鋼板所具有之殘留應變引起的弊端，只要並不如先前般直接將冷軋後之鋼板作為材料，而是於冷軋後進行退火而將已消除殘留應變之冷延退火板作為材料即可。然而，當藉由退火已完全再結晶時，無法獲得必要的硬度。
因此，為解決該問題，發明者等人進行銳意討論後發現，並不藉由冷軋後之退火而使鋼組織成為完全再結晶組織，而是成為殘留有一部分未再結晶組織之部分再結晶組織，藉此，不僅能確保所需之硬度，而且能減輕殘留應變引起之問題、亦即因沖孔加工時之端面性狀的劣化、以及溫度上升時因熱應變引起之平坦度的劣化。
亦即，發現：當再結晶組織與未再結晶組織共存時，再結晶組織中未殘留軋製應變，故而，會相應地減少沖孔加工時端面性狀的劣化或溫度上升時平坦度的劣化，且因未再結晶組織中 殘留有軋製應變，故而，藉由該一部分殘留應變及再結晶粒之微細化，能確保必要的硬度。
進而，亦發現：對於鋼板之硬度而言，鋼成分中、尤其是C、Mn以及P之作用較大，藉由含有適量之上述元素，能穩定地獲得必要的強度。
本發明係依據上述觀點反覆研究而製成。
本發明之主要構成係如下所述。
1.一種冷軋鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.01~0.15%、Si：0.03%以下、Mn：0.10~0.70%、P：0.025%以下、S：0.025%以下、Al：0.01~0.05%以及N：0.008%以下，且該等成分滿足下式(1)之關係，(C%)+0.15×(Mn%)+0.85×(P%)≧0.21……(1)
其中，(M%)表示元素M之含量(質量%)
其餘部分係由Fe以及不可避免的雜質組成，肥粒鐵平均粒徑為2~10μm，且係由未再結晶率為25%以上、90%以下之部分再結晶組織構成，以洛氏硬度HRB計，硬度為83以上。
一種冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於：將以質量%計、含有C：0.01～0.15%、Si：0.03%以下、Mn：0.10～0.70%、P：0.025%以下、S：0.025%以下、Al：0.01～0.05%以及N：0.008%以下，且該等成分滿足下式(1)之關係，
(C%)＋0.15×(Mn%)＋0.85×(P%)≧0.21……(1)
其中，(M%)表示元素M之含量(質量%)
且其餘部分由Fe以及不可避免的雜質組成之鋼坯，以Ar3 變態點以上之加工溫度進行熱軋，且以580～750℃之捲取溫度進行捲取，隨後進行酸洗，之後以65%以上之軋縮率進行冷軋，此後，藉由連續退火而以680℃以下之溫度進行退火。
以下，對本發明進行具體說明。
肥粒鐵平均粒徑：2～10μm
首先，對於本發明中對鋼板之組織進行上述限定的理由進行說明。
為了確保充分硬度，肥粒鐵平均粒徑必須處於適當之範圍內，若肥粒鐵平均粒徑超過10μm則無法獲得所需之硬度。另一方面，若小於2μm，則硬度會過度上升，而導致壓製沖孔性下降。肥粒鐵平均粒徑較佳為4～8μm之範圍。
再者，本發明中，作為肥粒鐵平均粒徑，係藉由對鋼板之軋製方向上的板厚剖面進行觀察，依據JIS G 0551(隨附說明)中揭示之切割法而求出。
未再結晶率：25%以上、90%以下
本發明之冷軋鋼板的最大特徵係，由未再結晶組織與再結晶組織構成之部分再結晶組織。為確保鋼板之硬度，必須含有殘留由冷軋時賦予鋼板之軋製應變之一定量的未再結晶粒。為提高沖孔加工性以及耐熱變形性，亦必須含有一定量之再結晶組織。亦即，為同時具有較高的硬度及沖孔加工性、耐熱變形性，重要的是未再結晶組織與再結晶組織的比例。
此處，因根據軋製應變之效果而獲得所需之硬度，故未再結晶率必須達到25%以上。然而，若未再結晶率超過90%，則再結晶粒會明顯減少，沖孔加工性會劣化，且殘留應變變得過大且平坦度亦劣化，故而，將未再結晶率設為90%以下。更佳為，40%以上、80%以下之範圍。
再者，未再結晶率係藉由觀察鋼板之軋製方向上的板厚剖面，求出整個組織中未再結晶組織所占之比例(面積比)，從而將其視為未再結晶率。
繼而，對於本發明中對鋼板之成分組成進行上述限定的理由進行說明。再者，成分中之「%」符號，只要無特別說明，均表示質量%。
C:0.01～0.15%
C係對冷軋鋼板之硬度以及耐磨耗性而言較重要之元素，若C量較高則硬度以及耐磨耗性均會上升。故而，為獲得所需之硬度以及耐磨耗性，須使C量達到0.01%以上。另一方面，若C量超過0.15%則沖孔加工性會劣化。而且，沖孔時之表背面的變形應變之差會變大，進而，升溫時因熱應變而引起之變形會變大，故而，沖孔材之平坦度會劣化。故而，將C量限定於0.01～0.15%之範圍。C量較佳為0.05～0.15%之範圍，更佳為0.10～0.15%之範圍。
Si：0.03%以下
若Si量超過0.03%，則熱軋鋼板之表面上容易因鏽而產生缺陷，而且，即便於熱軋之後進行酸洗，亦難以完全除去鏽。故而，熱軋鋼板表面上容易因鏽而產生缺陷，而使鋼板之表面狀態惡化，結果，亦會對冷軋後完成退火之鋼板的表面性狀產生不佳影響。故而，將Si量限定為0.03%以下。較佳為0.02%以下，亦可為0%。再者，當前之提煉技術下，隨著製鋼成本的顯著上升，Si量之下限為0.005%左右。
Mn：0.10～0.70%
Mn係具有將鋼中作為雜質而存在之S作為析出物(MnS)而使其固定，從而減少S之不佳影響之作用的元素。為獲得此效果，必須使Mn量在0.10%以上。另一方面，若Mn量超過0.70%，則會導致鋼板的硬度過度上升從而導致沖孔加工性下降。其原因在於，藉由Mn的固溶強化而使鋼強化。而且，若Mn量超過0.70%，則熱軋鋼板之表面容易因鏽而產生缺陷，而且，即便於熱軋之後進行酸洗，亦難以完全除去鏽。結果，亦會對冷軋後完成退火之鋼板的表面性狀造成不良影響，無法獲得所需之表面粗度。故而，將Mn量限定於0.10～0.70%之範圍。再者，Mn量較佳為0.50%以下，更佳為Mn量在0.20～0.50%之範圍。
P：0.025%以下
P係藉由固溶強化而使鋼強化的元素。然而，若P量超過0.025%，則會導致鋼坯破裂或鋼板表面產生缺陷。而且，會導致鋼的硬度明顯上升，從而導致沖孔加工性劣化。故而，將P量限定為0.025%以下。P量較佳為0.023%以下。再者，當P量未滿0.01%時，其對鋼強化之效果較小，故而較佳為0.01%以上。
S：0.025%以下
S係鋼中作為雜質而存在之元素。尤其是當含有之S超過0.025%時，會形成粗大的介在物，以此為起點而成為加工破裂之原因，從而導致沖孔加工性明顯下降。而且，S對熱軋鋼板之鏽剝離性亦有影響，若S量超過0.025%，則酸洗後之表面性狀會劣化，結果，冷軋後完成退火之鋼板的表面粗度亦會更大。故而，將S量限定為0.025%以下。較佳為0.020%以下。
Al：0.01～0.05%
Al係為對鋼進行脫酸而含有之元素。當Al量未滿0.01%時，無法獲得充分之脫酸效果。另一方面，即便Al量超過0.05%，脫酸效果會達到飽和。故而，將Al量限定為0.01～0.05%之範圍。較佳為，Al量在0.03～0.05%之範圍。
N：0.008%以下
N係鋼中作為雜質而存在之元素，若N量超過0.008%，則鋼板會過度硬化而導致沖孔加工性下降。故而，將N量限定為0.008%以下。較佳為0.005%以下。
以上，係對必須成分進行說明，但本發明中之各成分僅滿足上述組成範圍並不夠，尤其是C、Mn、P必須滿足下式(1)。
C＊=(C%)＋0.15×(Mn%)＋0.85×(P%)≧0.21……(1)
本發明中，對鋼板硬度影響較大之元素係C、Mn以及P，該C＊係本發明之鋼板的硬度指標。關於C＊之限定理由，使用根據後述之實施例1製成的圖1進行說明。C＊與硬度(HRB)之間具有圖1所示之比例關係，當C＊之值為0.21以上時，硬度達到所需之83HRB以上。故而，本發明中，使C＊滿足上式(1)之條件。
本發明之鋼板中，上述以外的成分為Fe以及不可避免的雜質。但是，只要在不影響本發明之效果的範圍內，則可含有上述以外之成分。
繼而，對於本發明中對鋼板之硬度以及表面粗度進行上述限定的理由進行說明。
硬度(HRB)：83以上
變速器係藉由將鋼板沖孔成環狀所得之若干塊板材重疊而成為傳遞扭矩之構造。故而，作為使用之鋼板，對耐磨耗性有要求，必須具有能確保耐磨耗性之硬度(HRB)：83以上。當硬度未滿83HRB時，會導致耐磨耗性下降，故而，必須達到83HRB以上。再者，若硬度超過95HRB，則會導致沖孔形狀產生問題、或沖孔時鋼板產生破裂、龜裂，故而較佳為95HRB以下。
而且，為提高耐磨耗性，較佳為表面粗度較小，且本發明之鋼板中，將表面粗度以算術平均粗度：Ra計，較佳為0.3μm以下。再者，作為在不會使製造成本明顯上升之範圍內能達到的表面粗度之下限值，以當前的技術水平，為0.1μm左右。
繼而，對於本發明之冷軋鋼板之製造方法進行說明。
將具有上述成分組成之鋼坯，以Ar3 變態點以上之加工溫度進行熱軋，且以580～750℃之捲取溫度進行捲取，進而對該熱軋鋼板進行酸洗，隨後以65%以上之軋縮率進行冷軋，之後，於連續退火爐中以680℃以下之溫度進行退火。
鋼坯之製造方法中，並無特別限制，只要按常法實施即可。關於鋼坯之熔化以及鑄造，自生產效率以及鋼坯品質之觀點考慮，較佳為使用轉爐以及連續鑄造機來進行。
關於熱軋，自熱軋鋼板之品質及熱軋之效率等方面考慮，加工溫度必須為Ar3 變態點以上。當加工溫度未滿Ar3 變態點時，會促進熱軋鋼板上肥粒鐵之變態，從而產生表層上形成粗大顆粒而導致硬度下降的問題。此後之捲取中，捲取溫度必須在580～750℃之範圍內。當捲取溫度低於580℃時，結晶粒會過度微細化，而且，會因冷卻應變而使熱軋鋼板硬質化從而阻礙冷軋性。另一方面，當捲取溫度超過750℃時，捲取後肥粒鐵平均粒徑會粗大化，而且，會過度促進鋼板表面之鏽的生成，從而使表面性狀劣化，且使表面粗度明顯劣化。捲取溫度較佳為600～720℃之範圍。再者，Ar3 變態點可藉由使用示差熱膨脹計等之熱膨脹測定而求出。
按常法對熱軋鋼板進行酸洗而除去鋼板表面上的鏽之後，對其進行冷軋。冷軋之軋縮率必須為65%以上。於冷軋後實施之退火中，為使肥粒鐵粒微細化而提高硬度、且為降低表面粗度，必須具有上述軋縮率。另一方面，軋縮率之上限並無特別限定，但當以超過85%之高軋縮率進行冷軋時，擔心會導致軋製後鋼板之形狀不佳或板厚精度下降、因冷軋機之軋製負荷過大而導致生產性下降等。故而，軋縮率較佳為85%以下。
冷軋後之鋼板係藉由連續退火爐而實施退火。本發明中，尤其重要的是於冷軋後以再結晶結束溫度以下之溫度進行退火。當退火溫度超過再結晶結束溫度時，退火後幾乎100%的組織都成為再結晶組織，故而，冷軋時導入之軋製應變會消除。故而，無法獲得所需之較高的硬度。因此，藉由使退火溫度為再結晶結束溫度以下，可形成混合有未再結晶粒與再結晶粒之部分再結晶組織。
本發明之方法中，未再結晶率之比率係由退火溫度決定，藉由使退火溫度處於680℃以下，可使未再結晶率達到25%以上。退火溫度之下限並無特別限定，但自連續爐之溫度、以及環境之控制性及生產性方面考慮，較佳為500℃以上。而且，退火後之冷卻速度並無特別限定，較佳為5～25℃/s左右。進而，該冷卻過程中，所謂於320～420℃之溫度範圍內進行保溫處理，係對於鋼板之形狀穩定性、或實施調質軋壓時調質軋壓中的表面粗度之調整方面較有利。
再者，未再結晶率可根據退火溫度而適當調整。作為未再結晶率與退火溫度之關係，可例如預先以如下方式求出外觀上之未再結晶率與獲得該未再結晶率之退火溫度間的關係，再根據該關係調整為獲得所需之未再結晶率的退火溫度即可。
(外觀上之未再結晶率)=(HRB(P)-HRB(S))/(HRB(H)-HRB(S))×100(%)
其中，
‧HRB(P)：係以規定溫度進行退火後之鋼板的洛氏硬度(B標尺)
‧HRB(S)：係以完全成為再結晶組織之溫度進行退火後之鋼板的洛氏硬度(B標尺)
‧HRB(H)：係以完全不會再結晶之溫度進行退火後之鋼板的洛氏硬度(B標尺)
再者，計算上述外觀上之未再結晶率時，為除去退火後根據冷卻條件而產生之硬度的變動，較佳為求出對冷軋後之鋼板進行退火後再經水淬火之鋼板的硬度。
又，亦可預先求出如上所述求出之外觀上之未再結晶率與鋼板硬度間的關係，再根據該關係，依據退火後鋼板之硬度求出外觀上之未再結晶率，來推斷鋼板之未再結晶率。
亦可對退火後之冷軋鋼板利用調質軋壓於輕壓下進行軋製。此目的在於調整表面粗度且進一步改善硬度。例如，當設成較佳之表面粗度：Ra≦0.3μm時，較佳為，以伸長率計，軋縮率為2%以上。再者，軋縮率之上限並無特別限定，但於過高之軋縮率下，鋼板之形狀會產生偏差。又，考慮到進行調質軋壓之軋製機的能力，較佳為，以伸長率計，軋縮率為5%以下。
[實施例] [實施例1]
將具有表1所示之成分組成的鋼坯加熱至1200℃，之後，以Ar3 變態點以上之加工溫度進行熱軋，繼而，於鋼片輸送台上冷卻後以600℃進行捲取，使熱軋鋼板之板厚成為5mm。隨後，利用酸洗除去鏽，之後以70%之軋縮率進行冷軋，製成板厚為1.5mm之冷軋鋼板。將該冷軋鋼板脫脂之後，利用連續退火爐以650℃實施退火。退火時間為1分鐘。退火之後，使鋼板以10℃/s之速度冷卻，之後，以320～420℃保溫2.5分鐘，之後冷卻至室溫。進而，利用調質軋壓線，以3.0%之軋縮率(伸長率)於輕壓下進行軋製。
以此獲得之鋼板的肥粒鐵平均粒徑、未再結晶率、表面粗度、硬度、沖孔加工性以及耐熱變形性的調查結果如表1所示。
再者，各調查項目係以如下所述之方法測定。
肥粒鐵平均粒徑
自鋼板切出試料(軋製方向上的板厚剖面)進行研磨後，呈現出肥粒鐵結晶粒界，利用電子顯微鏡以800倍之倍率觀察，拍攝相片，之後，以利用JIS G 0551(隨附說明)中記載之切割法之鋼的肥粒鐵粒度測試方法(JIS G 0552(1998))為基準進行計算。
未再結晶率
關於未再結晶率，與計算肥粒鐵平均粒徑時相同，對軋製方向上的板厚剖面以800倍之倍率進行觀察，求出未再結晶組織之面積率，將此作為未再結晶率。
表面粗度
依據JIS B0601中規定之測定方法，求出算術平均粗度：Ra。
硬度(HRB)
自鋼板切出大小為20×60mm之試料，依據JIS Z 2245中規定之洛氏硬度測試方法進行測定。測定係以B標尺於10點進行，將其平均值作為硬度(HRB)。
沖孔加工性
藉由壓製式沖孔機，以沖孔尺寸：內徑140mm×外徑160mm、間隙：板厚之10%(板厚：1.5mm)沖孔後製成環狀測試片，之後，對鋼板軋製剖面上之沖孔端面利用倍率為10～20倍的光學顯微鏡進行觀察，按如下標準進行評估。
‧良好(○)：沖孔端面上無龜裂或孔隙、且未產生毛邊或極端的壓陷。
‧不佳(×)：沖孔端面上產生龜裂或孔隙、或者產生毛邊。
耐熱變形性
對與經過沖孔加工性評估者相同之環狀測試片，以300℃加熱30分鐘之後，使其空冷，以該測試片到達室溫時的翹曲量進行評估。翹曲量只要在0.1mm以下，則可視為良好。
再者，翹曲量之測定係以如下方式進行。經加熱‧空冷後之測試材，利用＃800以上之剛砂紙(emery paper)對兩面進行研磨之後，將測試材置於壓盤上，使用接觸式之高度規測定出圓周方向上的10處的高度，且求出與測微計測定出之同一處的板厚間之差，將其最大值作為翹曲量。
如表1所示，可確認，任一發明例中的鋼板均獲得所需之肥粒鐵平均粒徑、未再結晶率、表面粗度，且硬度(HRB)、沖孔加工性以及耐熱變形性較優異。
[實施例2]
將具有表2所示之成分組成之鋼坯加熱至1250℃，之後，以表3所示之加工溫度進行熱軋，且於鋼片輸送台上使其冷卻後，以650℃進行捲取。熱軋鋼板之板厚設成3～10mm。隨後，利用酸洗除去鏽後，以50～80%之範圍的軋縮率進行冷軋，製成板厚為1.5mm之冷軋鋼板。將該冷軋鋼板脫脂之後，利用連續退火爐進行退火。退火溫度設為680℃以下之各種溫度，退火時間為1分鐘。退火後，使鋼板以10℃/s之速度冷卻，之後，以320～420℃之溫度範圍內保溫2.5分鐘，之後冷卻至室溫。進而，利用調質軋壓線，以0～3.5%之範圍內的軋縮率(伸長率)於輕壓下進行軋製。
再者，表2所示之Ar3 變態點，係自各個鋼坯獲取測試片，以1250℃持續加熱30分鐘，之後以1℃/秒之冷卻速度進行冷卻，利用示差熱膨脹計而進行測定。
以此所得之鋼板的肥粒鐵平均粒徑、未再結晶率、表面粗度、硬度(HRB)、沖孔加工性以及耐熱變形性的調查結果如表3所示。
如表3所示，可確認，發明鋼即鋼種A、I以及J中，當熱軋時之加工溫度、冷軋時之軋縮率、退火溫度以及調質軋壓時之軋縮率(伸長率)均處於適當範圍內時，可獲得所需之肥粒鐵平均粒徑、未再結晶率以及表面粗度，且可獲得優良之硬度(HRB)、沖孔加工性以及耐熱變形性。
與此相對，於比較鋼即鋼種B～H中，即便熱軋時之加工溫度、冷軋時之軋縮率、退火溫度均處於適當範圍內，肥粒鐵平均粒徑、未再結晶率以及表面粗度中之任一者亦會處於適當範圍之外，結果，無法獲得本發明中所需之良好的硬度(HRB)、沖孔加工性以及耐熱變形性。
再者，實施例1、2中，雖如下所述求出外觀上之未再結晶率，但亦可獲得與以上述方式求出之外觀上之未再結晶率同等的結果。
(外觀上之未再結晶率)=((HRB(P))-(HRB(S))’)/((HRB(H))-(HRB(S))’)×100(%)
其中，
(HRB(P))’：係具有部分再結晶組織之鋼板的洛氏硬度(B標尺)
(HRB(S))’：係完全成為再結晶組織之鋼板的洛氏硬度(B標尺)
(HRB(H))’：係完全不含有再結晶組織之鋼板的洛氏硬度(B標尺)
又，(HRB(S))’與(HRB(H))’係以如下方式求得。將退火前之冷軋鋼板於580℃及780℃加熱100秒以下之時間，之後，進行水淬火，對於各個試料進行硬度(HRB)測定及組織觀察。對於加熱溫度為580℃之試料，確認其完全不含再結晶組織後進行硬度(HRB)測定，作為(HRB(H))’。另一方面，對於加熱溫度為780℃之試料，確認其完全成為再結晶組織後進行硬度(HRB)測定，作為(HRB(S))’。
(產業上之可利用性)
根據本發明，藉由調整鋼成分後使鋼組織成為部分再結晶組織，可獲得能較佳地適用於以離合器片為首的汽車用變速器之構成零件中之高強度(高硬度)且沖孔加工性以及耐熱變形性優良的冷軋鋼板。根據本發明，冷軋後之退火可為未滿1小時之短時間，而且能以生產效率極高之連續退火爐進行，故而，本發明之冷軋鋼板的製造中不太會造成成本增多，從而能較佳地適用於價格競爭激烈之汽車零件中。
圖1為表示C*=(C%)+0.15×(Mn%)+0.85×(P%)與硬度(HRB)間之關係的圖表。

Claims (2)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.01~0.15%、Si：0.03%以下、Mn：0.10~0.70%、P：0.025%以下、S：0.025%以下、Al：0.01~0.05%以及N：0.008%以下，且上述C、Mn、P滿足下式(1)之關係，(C%)+0.15×(Mn%)+0.85×(P%)≧0.21……(1)其中，(M%)表示元素M之含量(質量%)其餘部分係由Fe以及不可避免的雜質組成，且肥粒鐵平均粒徑為2~10μm，係由未再結晶率為25%以上90%以下之部分再結晶組織所構成，以洛氏硬度HRB計，硬度為83以上。
  2. 一種冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於：將以質量%計而包含C：0.01~0.15%、Si：0.03%以下、Mn：0.10~0.70%、P：0.025%以下、S：0.025%以下、 Al：0.01~0.05%以及N：0.008%以下，且上述C、Mn、P滿足下式(1)之關係，(C%)+0.15×(Mn%)+0.85×(P%)≧0.21……(1)其中，(M%)表示元素M之含量(質量%)而其餘部分由Fe以及不可避免的雜質組成之鋼坯，以Ar3 變態點以上之加工溫度進行熱軋，且以580~750℃之捲取溫度進行捲取，隨後進行酸洗，之後以65%以上之軋縮率進行冷軋，此後，藉由連續退火，以680℃以下之溫度進行退火。
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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5765080B2 (ja) * 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101597473B1 (ko) * 2011-07-29 2016-02-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 굽힘성이 우수한 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN102796949B (zh) * 2012-07-31 2014-09-10 马钢(集团)控股有限公司 一种屈服强度≥550MPa级热镀锌钢板及其制造方法
CN103882202B (zh) * 2012-12-20 2016-03-30 上海梅山钢铁股份有限公司 一种连续退火高强热镀锌钢的制造方法
JP5618433B2 (ja) 2013-01-31 2014-11-05 日新製鋼株式会社 湿式多板クラッチ用クラッチプレートおよびその製造方法
CN103614627A (zh) * 2013-12-11 2014-03-05 武汉钢铁(集团)公司 基于柔性轧制技术生产含Ti的高强钢及其制备方法
KR101875298B1 (ko) * 2014-03-07 2018-07-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 중·고탄소 강판 및 그 제조 방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62161919A (ja) * 1986-01-10 1987-07-17 Kawasaki Steel Corp 硬質かつ絞り加工性に優れる異方性の小さい缶用薄鋼板の製造方法
JP2005179732A (ja) * 2003-12-19 2005-07-07 Jfe Steel Kk 冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61190024A (ja) * 1985-02-19 1986-08-23 Kobe Steel Ltd 連続溶融亜鉛めつき軟鋼板の製造方法
JP4284815B2 (ja) * 1999-08-04 2009-06-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度缶用鋼板およびその製造方法
JP2003193188A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62161919A (ja) * 1986-01-10 1987-07-17 Kawasaki Steel Corp 硬質かつ絞り加工性に優れる異方性の小さい缶用薄鋼板の製造方法
JP2005179732A (ja) * 2003-12-19 2005-07-07 Jfe Steel Kk 冷延鋼板の製造方法

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