JP4765388B2 - 打抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車のトランスミッション部品としてのギアやプレート等の素材として好適な薄鋼板の製造方法に関するものであり、特に冷間圧延ままで打抜き後の寸法精度に優れ、しかも、打抜き部品の硬度確保のための熱処理工程が不要である打抜き後の平坦度に優れる薄鋼板の製造方法に関するものである。
自動車のトランスミッション部品として使用されるギヤやプレート等は、部品メーカーにおいて鋼板を所定の形状に打抜いた後、所望の硬度に調整するために打抜き後の部品に焼入れや時効析出等の硬化を目的とした熱処理を施すことによって製造される。
しかし、近年、製造コストの削減を目的として、上記熱処理の代わりに、冷間圧延による硬度確保が可能な鋼板の開発が要求されている。ところが、このような冷間圧延による硬度確保では、打抜き後の部品に大きな反りが発生する場合があった。そのため、打抜き後の部品にプレステンパーと呼ばれる熱処理が必要となり、さらにこのプレステンパーを行っても、部品の形状矯正が困難な場合があった。
このような現状から、冷間圧延ままで打抜き後の部品の平坦度に優れる鋼板の開発が強く望まれていた。
上記に対して、自動車のトランスミッション部品としてのギヤやプレート等の、打抜き後の硬度を確保するための熱処理を省略する従来技術として、特許文献1には、熱延板組織を硬質なベイニティックフェライトまたはベイナイトを主相とする精密打抜用高強度鋼板の製造方法が開示されている。
また、部品の寸法精度を確保しながら強度を向上させる技術に関しては、特許文献2に、熱歪が大きくなる焼入れ処理の代わりにＣｕやＶを添加して高強度化する高炭素鋼板およびその製造方法が開示されている。
さらに、特許文献3には、硬度と鋼板幅方向の板面硬度差の最大値を規定することにより、熱処理も省略可能とする、平坦度に優れる高炭素鋼板およびその製造方法が開示されている。
特開平8−295927号公報
特開平4−254546号公報
特開2004−285416号公報
しかしながら、特許文献1は、次のような問題点を有している。まず、特許文献1は、冷間圧延後の精密打抜き性、即ち、ダレやせん断面比率等の打抜き面の形態制御に関するものであり、打抜き部品の平坦度に関しては何ら言及していない。さらに、ベイナイト等の低温変態相により強度を確保しているために、熱延時の巻取温度にバラツキが生じた場合、コイル長手方向、あるいは、広幅材ではコイル幅方向の材質変動が大きくなって、冷間圧延後の打抜き部品の寸法精度にバラツキが生じる。
特許文献2は、ＣｕやＶを時効析出させるための焼戻し処理温度での熱処理が必要であり、打抜部品の硬度確保のための熱処理を省略することができないという問題点を有している。
特許文献3は、熱間圧延する際の幅方向温度制御により、平坦度に優れた鋼板を得ようとするものであるが、コイル長手方向の材質制御が不十分で、バラツキを生じるという問題点を有している。
以上のように、薄鋼板の打抜き後の部品の平坦度に優れ、しかも、打抜き部品の硬度確保のための熱処理工程が不要な鋼板およびその製造方法は、未だ提案されていないのが現状である。
従って、本発明は、上記の事情に鑑み、自動車のトランスミッション部品としてのギヤやプレート等の素材として、打抜き部品の平坦度に優れ、しかも、打抜き部品の硬度確保のための熱処理工程が不要な薄鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために、鋭意研究を重ねた。その結果、次のような知見を得た。
打抜き後の平坦度の劣化は、鋼板材質の不均一性による内部残留応力の発生に起因する。即ち、熱延板のコイル長手方向及び幅方向において大きな硬度差が生じる場合、冷間圧延後にも硬度差を生じるため、長手方向及び幅方向の位置による残留応力の差異が生じ、この結果、打抜き部品の平坦度が劣化する。そこで、打抜き部品の平坦度の劣化を防止するためには、以下の点が重要である。
（1）冷間圧延ままでのコイルの長手方向及び幅方向の材質を均一にする、とくに硬度差を小さくする。
（2）冷間圧延の母材となる熱延鋼板の長手方向及び幅方向の材質を均一にする、とくに、熱延鋼板の長手方向及び幅方向の硬度差を小さくする。これを適正な冷圧率で圧延し、均一な歪を付与した鋼板にすることにより、優れた打抜き後の平坦度が得られる。
（3）好ましくは冷間圧延前に焼鈍を行い、熱延板の残留応力低減および更なる材質均一化をはかる。
以上により極めて優れた打抜き後の平坦度が得られることになる。
（1）冷間圧延ままでのコイルの長手方向及び幅方向の材質を均一にする、とくに硬度差を小さくする。
（2）冷間圧延の母材となる熱延鋼板の長手方向及び幅方向の材質を均一にする、とくに、熱延鋼板の長手方向及び幅方向の硬度差を小さくする。これを適正な冷圧率で圧延し、均一な歪を付与した鋼板にすることにより、優れた打抜き後の平坦度が得られる。
（3）好ましくは冷間圧延前に焼鈍を行い、熱延板の残留応力低減および更なる材質均一化をはかる。
以上により極めて優れた打抜き後の平坦度が得られることになる。
本発明は、上記の知見に基づき完成されたものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
［1］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、残部はFe及び不可避不純物からなる組成を有する鋼を仕上温度 (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、次いで、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、かつ、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以下とすることを特徴とする打抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板の製造方法。
［1］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、残部はFe及び不可避不純物からなる組成を有する鋼を仕上温度 (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、次いで、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、かつ、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以下とすることを特徴とする打抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。
本発明によれば、自動車トランスミッション部品としてのギヤやプレート等の素材に好適な、打抜き寸法精度、とくに平坦度に優れ、しかも、打抜き部品の硬度確保のための熱処理工程が不要である鋼板が得られる。これらは、ギヤやプレート等の素材として使用すえる際のさまざまな特性を充分に有しているため、工業的に有用な効果がもたらされる。
以下、本発明を詳細に説明する。
（1）成分組成
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：0．05〜0．6％
Ｃは、自動車のトランスミッション部品としてのギアやプレート等に必要な強度を付与する。また、C量が低すぎるとAr3点越えでの熱延仕上圧延が困難となり組織を均一化することができない。よって、C量は少なくとも0．05％は必要である。しかし、0．6％を超えて添加すると、急速冷却による硬質化のために巻き取りが困難となる。従って、この発明においては、Ｃ含有量を0．05％以上0．6％以下の範囲に限定した。
Ｃは、自動車のトランスミッション部品としてのギアやプレート等に必要な強度を付与する。また、C量が低すぎるとAr3点越えでの熱延仕上圧延が困難となり組織を均一化することができない。よって、C量は少なくとも0．05％は必要である。しかし、0．6％を超えて添加すると、急速冷却による硬質化のために巻き取りが困難となる。従って、この発明においては、Ｃ含有量を0．05％以上0．6％以下の範囲に限定した。
Ｓｉ：2.0％以下
Ｓｉは、焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素であるため、0.005％以上含有することが好ましい。しかし、2.0％を超えて含有すると、初析フェライトが生成し易くなり、炭化物を実質的に含まないフェライト粒が多くなって、材質の均一化を阻害する。さらに炭化物を黒鉛化し、焼入れ性を阻害する傾向がある。従って、Ｓｉ含有量は2.0％以下とする。
Ｓｉは、焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素であるため、0.005％以上含有することが好ましい。しかし、2.0％を超えて含有すると、初析フェライトが生成し易くなり、炭化物を実質的に含まないフェライト粒が多くなって、材質の均一化を阻害する。さらに炭化物を黒鉛化し、焼入れ性を阻害する傾向がある。従って、Ｓｉ含有量は2.0％以下とする。
Ｍｎ：0.2〜2.0％
Mnは、Ｓｉと同様に焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素である。また、ＳをＭｎＳとして固定し、スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が0.2％未満では、これらの効果が小さくなるとともに、初析フェライトの生成を助長し、フェライト粒を粗大化させ、材質の均一化を阻害する。また、焼入性を大幅に低下させる。一方、2.0％を超える場合は、引張強度は得られるが、偏析帯であるマンガンバンドの生成が顕著となり、延性が劣化する．従って、Ｍｎ含有量は0.2％以上2.0％以下とする。好ましくは、マンガンバンド生成による延性劣化の観点から1.0％以下である。
Mnは、Ｓｉと同様に焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素である。また、ＳをＭｎＳとして固定し、スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が0.2％未満では、これらの効果が小さくなるとともに、初析フェライトの生成を助長し、フェライト粒を粗大化させ、材質の均一化を阻害する。また、焼入性を大幅に低下させる。一方、2.0％を超える場合は、引張強度は得られるが、偏析帯であるマンガンバンドの生成が顕著となり、延性が劣化する．従って、Ｍｎ含有量は0.2％以上2.0％以下とする。好ましくは、マンガンバンド生成による延性劣化の観点から1.0％以下である。
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、粒界に偏析し、靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Ｐの含有量が0.03％までは許容できるため、Ｐ含有量は0.03％以下とする。
Ｐは、粒界に偏析し、靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Ｐの含有量が0.03％までは許容できるため、Ｐ含有量は0.03％以下とする。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成し伸びフランジ性を劣化させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Ｓの含有量が0.03％までは許容できるため、Ｓ含有量は0.03％以下とする。
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成し伸びフランジ性を劣化させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Ｓの含有量が0.03％までは許容できるため、Ｓ含有量は0.03％以下とする。
Sol.Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として用い、鋼の清浄度を向上させるため、製鋼段階で添加し、鋼中には通常Sol.Alで概ね0.005％以上含有される。一方、Sol.Al含有量が0.1％を超えて添加しても、清浄度を向上させるという効果が飽和しコスト増となる。また、過剰に添加するとAlNが多量に析出し焼入れ性を低下させる．従って、鋼中のSol.Al含有量は0.1％以下とする。好ましくは0.08％以下である。
Alは、脱酸剤として用い、鋼の清浄度を向上させるため、製鋼段階で添加し、鋼中には通常Sol.Alで概ね0.005％以上含有される。一方、Sol.Al含有量が0.1％を超えて添加しても、清浄度を向上させるという効果が飽和しコスト増となる。また、過剰に添加するとAlNが多量に析出し焼入れ性を低下させる．従って、鋼中のSol.Al含有量は0.1％以下とする。好ましくは0.08％以下である。
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、過剰に添加すると延性の低下をもたらすため、添加する場合、0.01％以下とする。
なお、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｎは、過剰に添加すると延性の低下をもたらすため、添加する場合、0.01％以下とする。
なお、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
また、製造過程でSn、Pb等の各種元素が不純物として混入する場合があるが、このような不純物も本発明の効果にとくに影響を及ぼすものではない。
（2）鋼板硬度
本発明の薄鋼板の硬度の限定理由について説明する。
ギアやプレート等の自動車のトランスミッション部品に適用する場合には鋼板硬度はとくに重要であり、冷間圧延ままの鋼板の板面硬度Ｈｖが170未満の場合には十分な耐磨耗性が得られず、一方、Ｈｖが300を超えるような場合には、逆に相手材の損耗を増大させる。そのため、鋼板板面硬度Ｈｖを、170以上300以下とする。より好ましくは、200以上270以下である。
本発明の薄鋼板の硬度の限定理由について説明する。
ギアやプレート等の自動車のトランスミッション部品に適用する場合には鋼板硬度はとくに重要であり、冷間圧延ままの鋼板の板面硬度Ｈｖが170未満の場合には十分な耐磨耗性が得られず、一方、Ｈｖが300を超えるような場合には、逆に相手材の損耗を増大させる。そのため、鋼板板面硬度Ｈｖを、170以上300以下とする。より好ましくは、200以上270以下である。
鋼板長手方向及び幅方向各位置における板面硬度差の最大値ΔＨｖが20を超えると鋼板の残留応力に不均一が生じ、打抜き後の平坦度が低下するため、ΔＨｖは20以下とする。また、優れた平坦度を得るためには、ΔＨｖを15以下とするのが好ましい。
熱延鋼板の長手方向及び幅方向位置による板面硬度差が大きい場合には、適正な冷圧率で、冷間圧延を実施しても、硬度差が解消できず冷間圧延後の硬度差も大きくなるため、残留応力に差異が生じ、打抜き部品の優れた平坦度が得られない。従って、熱延鋼板長手方向及び幅方向各位置における板面硬度差の最大値ΔＨｖを20以下とすることが望ましい。また、極めて優れた寸法精度を得るためには、最大硬度差ΔＨｖは15以下が好ましい。
なお、本発明でいう硬度Ｈｖとは、ビッカース硬さである。
熱延鋼板の長手方向及び幅方向位置による板面硬度差が大きい場合には、適正な冷圧率で、冷間圧延を実施しても、硬度差が解消できず冷間圧延後の硬度差も大きくなるため、残留応力に差異が生じ、打抜き部品の優れた平坦度が得られない。従って、熱延鋼板長手方向及び幅方向各位置における板面硬度差の最大値ΔＨｖを20以下とすることが望ましい。また、極めて優れた寸法精度を得るためには、最大硬度差ΔＨｖは15以下が好ましい。
なお、本発明でいう硬度Ｈｖとは、ビッカース硬さである。
（3）製造条件
本発明の薄鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
本発明鋼板は、本発明に規定する成分組成の鋼スラブを（Ａ）熱間圧延−酸洗−冷間圧延−調質圧延、（Ｂ）熱間圧延−酸洗−球状化焼鈍−冷間圧延−調質圧延のいずれかの工程を経て製造される。
本発明の薄鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
本発明鋼板は、本発明に規定する成分組成の鋼スラブを（Ａ）熱間圧延−酸洗−冷間圧延−調質圧延、（Ｂ）熱間圧延−酸洗−球状化焼鈍−冷間圧延−調質圧延のいずれかの工程を経て製造される。
本発明鋼板を製造する場合、熱延プロセスはスラブ加熱後圧延する方法、連続鋳造後短時間の加熱処理を施してあるいは該加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよいが、優れた表面品質を付与するためには、一次スケールのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分に除去するのが好ましい。また、熱間圧延においては、粗圧延と仕上圧延との間で、バーヒーターにより粗バー加熱を行ってもよい。更に、熱延鋼板の幅方向の組織の均一化を図るため、エッジヒーターにより粗バーエッジ部を加熱し、エッジ部の過冷却を抑制することが望ましい。
仕上温度： (Ar3変態点-20℃)以上
熱間圧延の仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するため炭化物を含まないフェライト粒が増加し、組織の均一化を図ることができない。そこで、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で仕上圧延する。仕上温度が高すぎると組織の均一化が困難となるため950℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延の仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するため炭化物を含まないフェライト粒が増加し、組織の均一化を図ることができない。そこで、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で仕上圧延する。仕上温度が高すぎると組織の均一化が困難となるため950℃以下とすることが望ましい。
圧延後の冷却条件： 冷却速度＞120℃/秒
本発明では、変態後のフェライト粒の体積率を低減し、コイル長手方向及び幅方向の組織の均一化を図るため、圧延後に急冷（冷却）を行う。冷却方法が徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フェライトが生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、初析フェライトの生成が顕著となり、組織の均一化が困難になる。従って、圧延後の冷却の冷却速度は120℃/秒超とする。
本発明では、変態後のフェライト粒の体積率を低減し、コイル長手方向及び幅方向の組織の均一化を図るため、圧延後に急冷（冷却）を行う。冷却方法が徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フェライトが生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、初析フェライトの生成が顕著となり、組織の均一化が困難になる。従って、圧延後の冷却の冷却速度は120℃/秒超とする。
冷却停止温度： 650℃以下
圧延後の冷却の冷却停止温度が高い場合、巻取りまでの冷却中にフェライトが生成するとともに、パーライトのラメラ間隔が粗大化する。そのため、焼鈍後に微細炭化物が得られなくなり、組織の均一化が困難になる。冷却停止温度が650℃より高い場合、炭化物を含まないフェライト粒が10％超となり、最終冷間圧延後の平坦度が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却停止温度を650℃以下とする。一方、450℃未満になると、等軸フェライト粒が得られず、組織の均一化が困難なことがあるので、冷却停止温度の下限は450℃以上とすることが望ましい。
圧延後の冷却の冷却停止温度が高い場合、巻取りまでの冷却中にフェライトが生成するとともに、パーライトのラメラ間隔が粗大化する。そのため、焼鈍後に微細炭化物が得られなくなり、組織の均一化が困難になる。冷却停止温度が650℃より高い場合、炭化物を含まないフェライト粒が10％超となり、最終冷間圧延後の平坦度が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却停止温度を650℃以下とする。一方、450℃未満になると、等軸フェライト粒が得られず、組織の均一化が困難なことがあるので、冷却停止温度の下限は450℃以上とすることが望ましい。
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
ランナウト冷却中は、鋼板エッジ部の水乗りを防止し、エッジ部の過冷却を抑制することが好ましい。そして、幅方向の材質均一性を確保するために、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℃以下とする。なお、エッジ部の水乗り防止は、エッジ部の水冷ノズルの調整あるいは遮蔽板により水量を調整する。
ランナウト冷却中は、鋼板エッジ部の水乗りを防止し、エッジ部の過冷却を抑制することが好ましい。そして、幅方向の材質均一性を確保するために、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℃以下とする。なお、エッジ部の水乗り防止は、エッジ部の水冷ノズルの調整あるいは遮蔽板により水量を調整する。
巻取温度： 600℃以下
冷却後は鋼板を巻き取るが、巻取温度が高いほどパーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化し、巻取温度が600℃を超えると最終冷間圧延後の平坦度が劣化する。従って、巻取温度を600℃以下とする。巻取温度が500℃未満の場合には、ランナウト上での冷却が大きく、熱延板の形状が劣化し幅方向で不均一な残留応力が発生し、打抜き後の寸法精度が劣化しやすいため、500℃以上とすることが望ましい。
冷却後は鋼板を巻き取るが、巻取温度が高いほどパーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化し、巻取温度が600℃を超えると最終冷間圧延後の平坦度が劣化する。従って、巻取温度を600℃以下とする。巻取温度が500℃未満の場合には、ランナウト上での冷却が大きく、熱延板の形状が劣化し幅方向で不均一な残留応力が発生し、打抜き後の寸法精度が劣化しやすいため、500℃以上とすることが望ましい。
焼鈍温度： 600℃以上Ac1変態点以下
熱延板を酸洗後、焼鈍を行うことにより冷間圧延後の打抜き部品の平坦度が更に向上する。炭化物を球状化するために焼鈍を行うが、焼鈍温度が600℃未満の場合、炭化物の球状化が不十分となり、組織が不均一になる。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化し、冷却中に再度パーライトを生成するため、組織の均一化に問題が生じる。680℃を超えると軟質化しすぎるため冷間圧延率を高くせざるを得なくなり、逆に打抜き後の寸法精度は劣化する。また、この効果を得るには20時間以上の焼鈍が必要となる。従って、とくに優れた平坦度が求められる場合には、酸洗後に、600〜680℃の温度で20時間以上の焼鈍を行うことが望ましい。
熱延板を酸洗後、焼鈍を行うことにより冷間圧延後の打抜き部品の平坦度が更に向上する。炭化物を球状化するために焼鈍を行うが、焼鈍温度が600℃未満の場合、炭化物の球状化が不十分となり、組織が不均一になる。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化し、冷却中に再度パーライトを生成するため、組織の均一化に問題が生じる。680℃を超えると軟質化しすぎるため冷間圧延率を高くせざるを得なくなり、逆に打抜き後の寸法精度は劣化する。また、この効果を得るには20時間以上の焼鈍が必要となる。従って、とくに優れた平坦度が求められる場合には、酸洗後に、600〜680℃の温度で20時間以上の焼鈍を行うことが望ましい。
冷間圧延
熱延時の冷却速度、冷却停止温度を制御することにより、長手方向及び幅方向の組織均一性に優れた熱延鋼板の製造が達成できるが、これに40％以上の圧下率で均一な歪を加えることにより、平坦度に優れる冷間圧延ままの鋼板を得ることができる。冷間圧延時の圧延率が、70％を超えるような高い圧延率の場合、圧延負荷が高くなりすぎるため生産性を低下させる。このため、冷間圧延率は70％以下とすることが望ましい。このときの冷間圧延はタンデム圧延、リバース圧延のいずれでも良い。
熱延時の冷却速度、冷却停止温度を制御することにより、長手方向及び幅方向の組織均一性に優れた熱延鋼板の製造が達成できるが、これに40％以上の圧下率で均一な歪を加えることにより、平坦度に優れる冷間圧延ままの鋼板を得ることができる。冷間圧延時の圧延率が、70％を超えるような高い圧延率の場合、圧延負荷が高くなりすぎるため生産性を低下させる。このため、冷間圧延率は70％以下とすることが望ましい。このときの冷間圧延はタンデム圧延、リバース圧延のいずれでも良い。
表1に示す鋼板Ａから鋼板Ｅの化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表2に示した製造条件に従って熱間圧延−冷間圧延あるいは熱間圧延−焼鈍−冷間圧延を行って板幅1000ｍｍ、板厚1．80ｍｍの冷延薄鋼板を製造した。
このようにして製造した冷延鋼板の長手方向3ヶ所の位置（Ｔ部、M部、B部）及び幅方向3ヶ所の位置（センター及び両エッジから15mm）で板面硬度Ｈｖを測定し、硬度差を求めた。また、このようにして得られた冷延鋼板をレベラーにて形状矯正を行った後、この薄鋼板から直径89ｍｍの円盤状試験片を打抜き（クリアランス：12％）、試験片の平坦度について評価した。
平坦度は、硬度測定と同じ位置よりサンプルを採取し、図1に示す最大反り高さ（幅方向最大高さ）を測定し、評価した。これらの結果を表3に示す。
平坦度は、硬度測定と同じ位置よりサンプルを採取し、図1に示す最大反り高さ（幅方向最大高さ）を測定し、評価した。これらの結果を表3に示す。
表3から明らかなように、本発明例であるNo1〜7では、鋼板長手方向及び幅方向の硬度差ΔＨｖが20以下で、反り高さが小さく、優れた品質が得られることが明らかとなった。また、冷間圧延前に焼鈍を実施することにより、更に優れた品質が得られることが明らかとなった。
一方、比較例では、鋼板長手方向及び幅方向の硬度差ΔＨｖが20より大きく、そのため、反り高さが大きくなり、平坦度が劣っている。特に、製造条件を同一とした場合でも、Ｃが低いNo15では最終硬度のばらつきが多きくかつ反り高さが大きくなった。
一方、比較例では、鋼板長手方向及び幅方向の硬度差ΔＨｖが20より大きく、そのため、反り高さが大きくなり、平坦度が劣っている。特に、製造条件を同一とした場合でも、Ｃが低いNo15では最終硬度のばらつきが多きくかつ反り高さが大きくなった。
本発明の薄鋼板は、打抜き寸法精度、とくに平坦度に優れており、打抜き部品の硬度確保のための熱処理工程が不要である。そのため、自動車トランスミッション部品としてのギヤやプレート等の素材を中心に、工業的に有用な材料である。
Claims (1)
- 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、残部はFe及び不可避不純物からなる組成を有する鋼を仕上温度 (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、次いで、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、かつ、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以下とすることを特徴とする打抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板の製造方法。
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