(57)【要約】  【課題】自動車用オートマチックトランスミッション素材等として有用な、硬度,表面性状,衝撃特性等に優れた冷延鋼板を提供する。  【解決手段】質量％で、C：0.15-0.25%，Si:0.25%以下，Mn:0.3-0.9%，P:0.020%以下（Ti及びBを含有する場合は0.025%以下），S:0.005%以下，Ａｌ:0.08%以下，Ｎ:0.008%以下，所望よりTi:0.07%以下及びＢ:0.006%以下を含有し、残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：20%以上、フェライト粒径：5-20μｍ（Ti及びBを含有する場合、パーライト＋セメンタイト分率：30％以上、フェライト粒径：5-15μm）の熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率50%以上で冷間圧延することにより製造される。C,P,S量の規定、及びTiとBの複合添加による熱延板の鋼組織調整効果として、冷延前の焼鈍を省略した「熱延-酸洗-冷延」の工程で、従来材(S35C冷延板)並みの耐摩耗性、表面性状及び衝撃特性等を具備した冷延板が得られる。打抜き加工後、調質熱処理を省略し硬引き材のまま使用することもできる。  【選択図】図１
2005089853.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．２５％以下，Ｍｎ：０．３〜０．９％，Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ａｌ：０．０８％以下，Ｎ：０．００８％以下，残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：２０％以上、フェライト粒径：５〜２０μｍの熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される衝撃特性に優れた冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．２５％以下，Ｍｎ：０．３〜０．９％，Ｐ：０．０２５％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ａｌ：０．０８％以下，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０７％以下，Ｂ：０．００６％以下、残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、フェライト粒径：５〜１５μｍの熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される衝撃特性に優れた冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として自動車のオートマチックトランスミッションの構成部材であるセパレートプレート、フリクションプレート、バッキングプレート等として好適に使用される衝撃特性（靭性）に優れた冷延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のオートマチックトランスミッション（ＡＴ）を構成するセパレートプレート（ドリブンプレート又はメーティングプレート等とも称される）、フリクションプレート（ドライブプレート，コアープレート又はディスク等とも称される）、バッキングプレート（リテーニングプレート，リアクションプレート又はエンドプレート等とも称される）等の部材（以下「ＡＴプレート」）は、鋼板をほぼ円環形状にプレス打ち抜きした成形品である。セパレートプレートとフリクションプレートは摩擦材を介して交互に配置され、これにバッキングプレート等を組付けられてトルク伝達機構が構成される。これらの部材料の機能上、硬度及び表面性状の要求特性（硬さHv≧230，表面粗さRa≦0.4μｍ）と併せて、良好な衝撃特性が要求される。とりわけ局所的な応力集中に起因する材料破壊を防止する保安上の観点から衝撃特性は重要である。
【０００３】
従来、ＡＴプレート素材としてJIS  G3311に規定の機械構造用鋼、主としてＳ３５Ｃの冷延鋼板が使用され、これは、「製鋼→連続鋳造→熱間圧延→酸洗→焼鈍→冷間圧延→脱脂→精整」の工程で製造されている。この製造工程において、ＡＴプレート用冷延鋼板の要求特性（硬さＨｖ≧230，表面粗度Ｒａ≦0.4μｍ）を満たすために、冷間圧延の圧下率を５０％以上とすることが必要とされている。その冷間圧延に先立って「焼鈍」を行なうのは、熱延鋼板のままでは硬質で、冷間圧延（圧下率≧50％）の安定操業に支障をきたすことがあり、また熱延鋼板のままでは熱延鋼板の粗大なパーライト組織が冷延鋼板に持ち越されるために、ＡＴプレートのプレス打ち抜き性に支障をきたすだけでなく、衝撃特性の低下が大きな問題となるからである。
【０００４】
上記のように冷間圧延前に行なっている「焼鈍」は、熱延鋼板の軟質化と炭化物の球状化を目的とするものであり、その焼鈍の実施により圧下率５０％以上の冷間圧延の安定操業が維持されると共に、製品冷延鋼板のプレス打ち抜き性や衝撃特性を確保することが可能となる。従ってＳ３５Ｃを素材とする従来のＡＴプレート用冷延鋼板の製造においては、冷間圧延前に熱延鋼板を焼鈍することが必須の工程とされ、その焼鈍処理は通常タイトコイル焼鈍（ＴＣＡ）として実施されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近時、小型大衆車ＮＢＣ（New  Basic  Car）の開発動向に見られるように、低価格化の要求が時代の趨勢となっている。その一環としてオートマチックトランスミッションについても低価格化への対応が急務とされ、所要の硬度及び衝撃特性等を備えた低価格材の開発要求が一段と強くなっている。しかるにＳ３５Ｃ鋼を素材とする従来のＡＴプレート用冷延鋼板は、前記のように冷間圧延前の焼鈍の実施を必須とし、しかもＴＣＡ焼鈍による長時間の処理（通常は均熱：約10Hr以上）を要するため、コストアップの大きな要因となっている。
【０００６】
本発明は上記に鑑み、従来ＡＴプレートの製造工程で必須とされている冷間圧延前の焼鈍処理を省略してコストアップの要因を排除しながら、ＡＴプレート用素材等としての硬度，表面性状等の要求特性を確保すると共に、良好な衝撃特性を具備せしめた冷延鋼板を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明に係る第１の冷延鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．２５％以下，Ｍｎ：０．３〜０．９％，Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ａｌ：０．０８％以下，Ｎ：０．００８％以下，残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：２０％以上、フェライト粒径：５〜２０μｍの熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される冷延鋼板である。
【０００８】
本発明に係る第２の冷延鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％，Ｓｉ：０．２５％以下，Ｍｎ：０．３〜０．９％，Ｐ：０．０２５％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ａｌ：０．０８％以下，Ｎ：０．００８％以下，Ｔｉ：０．０７％以下，Ｂ：０．００６％以下、残部は実質的にＦｅからなり、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上、フェライト粒径：５〜１５μｍの熱延鋼板を、焼鈍処理することなく圧下率５０％以上で冷間圧延することにより製造される冷延鋼板である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の鋼組成のＣ量，Ｐ量及びＳ量の規定、並びに一定量のＴｉとＢの複合添加は重要である。Ｃ量は、従来材（S35C）より低い範囲に規定され、そのＣ量制限により熱延鋼板のパーライト量を少なくして熱延鋼板を軟質化し、冷間圧延前における熱延鋼板の軟質化および炭化物（Ｆｅ３Ｃ）の球状化を目的とする焼鈍処理の省略を可能にしている。Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界強度を低下させ、冷延鋼板の衝撃特性を悪くする不純分元素であるが、その影響はＴｉおよびＢの複合添加により改善される。これは固溶ＢがＰに優先して粒界に析出することによりＰの悪影響を抑制緩和し、Ｔｉの共存によりその効果が増強されることによる。そこで本発明は、Ｔｉ及びＢの添加の有無に対応するＰ量の上限規定（Ｔｉ,Ｂを含有しない場合のＰ量≦0.020%、Ｔｉ,Ｂを複合含有する場合のＰ量≦0.025%）により、高レベルの衝撃特性を得るようにしている。またＳはＭｎＳのＡ系介在物（一般的に加工工程で粘性変形により細長く延びた形態を呈し局部的な応力集中が生じた場合に割れの起点になり易い）を形成し、衝撃特性を損なう要因となるため、Ｓ量を制限（S量≦0.005%）し、衝撃特性に対するＳの実質的な悪影響を回避している。
【００１０】
更に、本発明は冷延鋼板の金属組織を、パーライト＋セメンタイト分率：２０％以上の均一微細な炭化物組織、及びフェライト粒径：５〜２０μｍの細粒化されたフェライト組織としている。この微細均質組織は、ＡＴプレート用素材等に要求される硬度及び衝撃特性等を得るのに必要である。そして、Ｔｉ及びＢの複合添加により、パーライト＋セメンタイト分率：３０％以上のより均一微細な炭化物組織、及びフェライト粒径：５〜１５μｍのより細粒化されたフェライト組織を得ている。すなわち、Ｔｉは極微細の炭(窒)化物を形成して鋼中に均一分散し、熱延鋼板のフェライト組織を著しく細粒化する作用をなし、製品冷延鋼板の炭化物組織がより微細化されることにより衝撃特性が向上し、硬度及びその他の材料特性（疲労強度等）も高められる。また、Ｂの添加により固溶Ｂが生成し、固溶Ｂは、結晶粒界の強化作用を有するほか、熱延鋼板の結晶粒の細粒化作用を有する。その細粒化作用により冷延鋼板に細粒化されたフェライト組織が付与され、細粒化効果として冷延鋼板の衝撃特性も一層高められる。このＢ添加効果はＴｉの共存により一段と助長される。これはＴｉＮがＢＮより生成し易く、ＢＮの生成（Ｂの消耗）が抑制され、固溶Ｂ量が増加することによる。
【００１１】
本発明は、上記化学組成に基づく効果として、従来不可欠とされていた冷間圧延前の焼鈍（熱延鋼板の軟質化及び炭化物球状化処理）を省略しながら、冷間圧延（圧下率≧５０％）の安定操業を可能にすると共に、主としてＡＴプレート用冷延鋼板等の要求特性（硬さHv≧230、表面粗さRa≦0.4μｍ）、及び良好な衝撃特性（靭性）を確保し、その冷延鋼板は、打ち抜き加工後、調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）ＡＴプレート等として使用することを可能にしている。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明の冷延鋼板は、前記化学組成に調整された鋼のスラブを、熱間圧延（熱延温度≧Ａｒ３変態点）し、５００〜６００℃で巻き取った熱延鋼板を、酸洗処理の後、焼鈍処理することなく、圧下率５０％以上で冷間圧延する工程により製造される。冷間圧延は、後述のように、酸洗処理前の冷間圧延（プレ圧延）と酸洗処理後の冷間圧延（仕上げ圧延）とに分け、前後の圧延（プレ圧延と仕上げ圧延）の合計圧下率が５０％以上となるように２段階の冷間圧延として実施することもできる。
【００１３】
本発明の鋼組成は次のように規定される。元素含有量は全て質量％である。
Ｃ：０．１５〜０．２５％
冷延鋼板の硬度（230Hv以上）を確保する観点からはＣ量が高いほど有利であるが、０．２５％を超えると、熱延鋼板の炭化物の球状化と軟質化のための焼鈍処理を省略することができなくなる。一方０．１５％に満たないと、ATプレート用冷延鋼板に必要な硬度を確保することが困難となる。このためＣ量は０．１５〜０．２５％であることを要する。
【００１４】
Ｓｉ：０．２５％以下
Ｓｉは通常、鋼の溶製工程での脱酸剤として添加される。そのための添加量は０．２５％までで十分である。またそれを超えると熱延鋼板の酸洗処理性の低下、及び酸洗後のスケール残存による表面欠陥の発生原因ともなり、ＡＴプレート用素材としての表面品質の低下をきたすので、これを上限とする。
【００１５】
Ｍｎ：０．３〜０．９％
Ｍｎは、鋼の熱間脆性の防止、及びマトリックスの強化のために添加される。０．３％に満たないとその効果が少なくマトリックスの強度が不足する。増量により効果を増すが、０．９％を超えると過度に硬質化し加工性が損なわれる。
【００１６】
Ｐ：０．０２０％以下（Ｔｉ及びＢを含有しない場合）
Ｐ：０．０２５％以下（Ｔｉ及びＢを複合含有する場合）
Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界強度を低下させ、冷延鋼板の衝撃特性に大きな影響を及ぼす不純分である。衝撃特性に及ぼすＰ量の影響度はＴｉ及びＢの有無により異なる。
図１に冷延鋼板のシャルピー衝撃値（J/cm２）とＰ量の関係を示す（供試材は後記実施例欄の表1-4に記載のNo.1-10及びNo.13-15）。グラフａはＴｉ及びＢの添加がない場合、グラフｂはＴｉ及びＢの適量を複合含有している場合である。Ｔｉ及びＢの添加がない場合（グラフａ）、Ｐ量の増加に伴う衝撃値の低下は大きく、Ｐ量が０．０２０％を超えると、ＡＴプレート用素材に望まれる衝撃値を確保し得なくなる。このためＰ量は０．０２０％を超えてはならず、より好ましくは０．０１５％以下に制限される。他方Ｔｉ及びＢの一定量が複合添加されている場合（グラフｂ）、Ｐ量の増加に伴う衝撃値の低下が抑制され、Ｐ量０．０２５％を超えない範囲において高度の衝撃値を確保することができ、従ってこの場合のＰ量は０．０２５％までの含有が許容される。
【００１７】
Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎＳのＡ系介在物を形成する。Ａ系介在物は一般に加工により粘性変形して加工方向に細長い形態を呈する。このため、鋼板に局部的な応力集中が生じた場合に、割れの起点になり易く、衝撃特性を損なう要因となる。Ｓ量が０．００５％を越えると、衝撃特性に及ぼす影響が大きくなるので、これを上限とする。
【００１８】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは鋼の溶製過程における脱酸剤として添加される。このための添加量は０．０８％までで十分である。またこれを超えると、鋼の清浄度が損なわれると共に表面疵が生じ易くなり製品鋼板の表面品質が低下するので、これを上限とする。本発明ではＳｉも脱酸剤としてはたらくので、Ａｌの下限量を規定する必要は特にないが、Ａｌは鋼中のＮをＡｌＮとして固定する作用を有し、このことは熱延鋼板のフェライト組織の細粒化に役立つ。このため好ましくは０．０２〜０．０８％とする。
【００１９】
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは不可避的に混入する不純分元素であり、含有量が多くなると、窒化物（ＡｌＮ，ＴｉＮ等）等の生成量が増加し、過度の硬質化を招くので、０．００８％以下に制限することを要する。
【００２０】
Ｔｉ：０．０７％以下
Ｔｉは、ＴｉＣ,Ｔｉ(Ｃ,Ｎ)等の微細析出物（大きさ：約500〜3000Å）を形成して鋼中に均一分散し、熱延鋼板のフェライト組織を著しく細粒化する作用をなす。熱延鋼板では、炭化物がフェライト粒界に優先的に析出するため、細粒化の効果として炭化物は均一微細に分散する。これにより冷延鋼板の炭化物組織はより微細化され、パーライト＋セメンタイト分率は３０％以上に高められ、この効果として衝撃特性が更に向上し、かつ硬度及びその他の材料特性（疲労強度等）も高められる。しかし含有量が多くなると、微細析出物の過剰生成により不必要な硬質化をきたすので０．０７％以下とする。本発明では、Ｔｉの添加量が少なくても、Ｐ量及びＳ量の制限効果により、ＡＴプレート用素材等に必要な衝撃特性を得ることができるが、Ｔｉによる衝撃特性をより明瞭ならしめる点から、０．０２％以上とするのが好ましい。
【００２１】
Ｂ：０．００６％以下
Ｂは、前記のようにその多くは固溶Ｂを生成し、固溶ＢはＰに優先して結晶粒界に析出することにより、Ｐの粒界偏析を抑制防止し粒界強度を高めると共に、熱延鋼板の結晶粒を細粒化し、その細粒化作用により冷延鋼板に５〜１５μｍのより微細化されたフェライト組織が付与される。この細粒効果として冷延鋼板の衝撃特性がさらに高められる。Ｂ添加による材質改善効果はＴｉの共存により一段と助長される。これは、ＴｉＮがＢＮより生成し易く、ＢＮの生成（Ｂの消耗）が抑制され、固溶Ｂ量が増加することによる。しかし多量に添加すると、フェライト組織が微細化し過ぎ、不必要な硬質化を招くので０．００６％を上限とする。本発明では、Ｂの添加量が少なくても、Ｐ量及びＳ量の制限効果としてＡＴプレート用素材等に必要な衝撃特性を得ることができるが、Ｂによる衝撃特性の向上効果をより明瞭ならしめる点から、０．００２％以上とするのが好ましい。
【００２２】
次に本発明の冷延鋼板の製造工程について説明する。
[鋼の溶製・鋳造]
まず製鋼炉で本発明に規定する化学組成を有する鋼を溶製し、造塊・分塊圧延または連続鋳造によりスラブとし、表面手入れを適宜実施した後、熱間圧延する。連続鋳造による場合、熱鋳片（スラブ）をそのまま加熱炉に装入して熱間圧延するようにしてもよい。
【００２３】
[熱間圧延]  
熱間圧延は、熱延鋼板の品質及び熱延効率等の点から、熱延仕上げ温度はＡｒ３変態点直上に調整される。熱延鋼板の巻取りは５００〜６００℃の温度域で行なうことを要する。５００℃未満の低温巻取りでは、結晶粒径が過度に微細化して熱延鋼板の硬質化をきたし、一方６００℃を超える高温巻取りを行なうと、炭化物が凝集し易く、良好な打ち抜き加工性等を得るのに必要な炭化物の均一分散性（パーライト＋セメンタイト分率）、及び細粒化されたフェライト組織（フェライト粒径）の確保が困難となるからである。好ましくは５００〜５５０℃である。
【００２４】
上記熱延鋼板は、結晶粒径（JIS  G0552「附属書２(規定)交差線分(粒径)による判定方法」）が５〜２０μｍ（Ti及びB複合添加の場合は５〜１５μｍ）の範囲に細粒化されたフェライト組織であることを要する。前記下限粒径に満たない極微細のフェライト組織では鋼が過度の硬質化をきたし、他方上限粒径を超える粗い組織では、良好な衝撃特性を得ることが困難となるからである。
【００２５】
熱延鋼板は、上記フェライト粒径の規定と併せ、炭化物の面積率の評価指標として、点算法により測定される「パーライト＋セメンタイト分率」の規定が付加される。ここに点算法とは、金属便覧（社団法人日本金属学会編,丸善(株)）改定６版所載の光学顕微鏡組織の定量解析法（第264頁）を指し、顕微鏡視野内にグリッドを置き、炭化物が占める格子点の総数をカウントし、グリッド格子点の総数に対する比として算定される。改良された衝撃特性を得るために、パーライト＋セメンタイト分率は２０％以上（Ti及びB複合添加の場合は３０％以上）であることを要する。衝撃特性の観点からは上限の規定は特に必要としないが、６０％を超えると、硬度が不必要に高くなる場合があるので、これを超えないことが望ましい。
【００２６】
熱延鋼板におけるフェライト粒径及びパーライト＋セメンタイト分率で規定される均一微細組織は、前記Ｃ量の規定および所望により添加される一定量のＴｉとＢを複合含有する鋼組成の効果として前記熱延条件により確保される。このようにフェライト粒が細粒化され、かつ炭化物が均一微細に分散した組織（熱延鋼板）とすることにより、ＡＴプレート用素材等として望まれる最終製品（冷延鋼板）の衝撃特性を一段と高めることが可能となる。
【００２７】
[冷間圧延]
熱延鋼板は、酸洗処理で表面のスケールを除去された後、冷間圧延に付される。冷間圧延における圧下率は５０％以上であることを要する。これは、ＡＴプレート用冷延鋼板等として必要な硬度（Hv≧230）及び表面粗さ（Ra≦0.4μm）を得るためである。なお、硬さ（Hv）は、望ましくは240〜280Hvである。240Hvに満たないと、スペック下限に近くＡＴプレートの機能の安定性の面で得策でなく、他方280Hvを超えるとＡＴプレートのプレス打ち抜きの作業負担が大きくなるからである。この硬さの調節は、圧下率の調整により行なわれる。また冷間圧延では、所要の表面粗さが確保されるように、圧延ロールの表面粗度管理が適宜実施される。
【００２８】
冷間圧延は、酸洗処理前のプレ圧延と処理後の仕上げ圧延との２段階に分けて実施することもできる。プレ圧延（酸洗処理前）によるスケールの破砕効果として脱スケール性が大きく改善され、酸洗処理時間の大幅な短縮とコスト低減が可能となる。この場合、プレ圧延（酸洗処理前）と仕上げ圧延（酸洗処理後）とは連続しなくても構わないが、酸洗槽の入側にプレ圧延機を、出側に仕上げ圧延機をそれぞれ設置し、プレ圧延-酸洗処理-仕上げ圧延の連続構成とすることが生産効率の面から有利である。
【００２９】
上記２段階の冷間圧延におけるプレ圧延（酸洗処理前）は、圧下率を２５％以下に抑えるのが好ましい。これを超える高い圧下率でプレ圧延すると、スケールの鋼板表面への押込みによる疵が発生し表面品質を損なうおそれがあるからである。仕上げ圧延（酸洗処理後）における圧下率は、全圧下率（=プレ圧延の圧下率＋仕上げ圧延の圧下率）が５０％以上となるように設定される。全圧下率をこのように調整するのは、前記の場合（冷間圧延を酸洗後の１段階で実施）と同じように、ＡＴプレート用素材等の要求特性（硬さ：Hv≧230,表面粗さ：Ra≦0.4μｍ）を充足させるためである。
【００３０】
[脱脂・精整]
冷間圧延の後、脱脂処理（電解洗浄等）により鋼板表面を浄化し、ついで所定の検査（板厚・板幅等の諸元寸法,表面疵等）及び形状修正等のための精整工程を経て製品冷延鋼板を得る。これらの処理工程は常法に従って行なえばよい。
【００３１】
こうして得られる本発明の冷延鋼板を、自動車用ＡＴプレート素材等として適用する場合は、プレス打ち抜き加工を行なって所要の円環形状に成形すればよく、得られた成形品は調質のための熱処理を特に必要とせず、そのまま(硬引き材のまま)、ＡＴプレートとして実機使用に供することができる。
【実施例】
【００３２】
[１]供試鋼板の製造
転炉及び脱ガス処理装置により溶製・成分調整を行なった溶鋼を連続鋳造に付してスラブ（200ｍｍ厚）とし、下記のＡ工程（焼鈍省略）又はＢ工程（焼鈍実施）によりＡＴプレート用冷延鋼板を得る。
Ａ：熱延→酸洗→冷延(１段又は2段圧延)→脱脂→精整（検査）
Ｂ：熱延→酸洗→焼鈍→冷延(1段圧延)→脱脂→精整（検査）
【００３３】
(1)供試材
表１〜表４。No.1〜10は発明材、No.11-20（比較例イ）は本発明に類似の鋼組成を有しているが、いずれかの元素の含有量（下線付記）が本発明の規定から外れいている例、No.21-25（比較例ロ）は熱延巻取り温度又は冷延での全圧下率（下線付記）が本発明の規定から外れている例、No.26-35（比較例ハ）は従来材（S35C相当材）である。
【００３４】
(2)熱間圧延
No.1〜10（発明例）及びNo.11〜20（比較例イ）
加熱温度：1230℃,熱延仕上温度：880℃,巻取温度：540℃
熱延板の板厚：4.0〜5.5ｍｍ
No.21〜25（比較例ロ）
加熱温度：1230℃,熱延仕上温度：880℃,巻取温度：470〜620℃
熱延板の板厚：3.0〜4.0ｍｍ
No.26〜35（比較例ハ）
加熱温度：1230℃,熱延仕上温度：860℃,巻取温度：600℃
熱延板の板厚：4.0ｍｍ
【００３５】
(3)焼鈍処理
No.26〜35（比較例ハ=S35C材）において実施（No.1〜25は焼鈍なし）。
焼鈍方式：タイトコイル焼鈍（TCA）
処理温度・時間：700℃・10Ｈｒ
【００３６】
(4)冷間圧延
圧下率（２段圧延の場合は合計圧下率）
No.1-4,No.13-14          ：６７％
No.5-12,No.15-24,No.26-35：５５％
No.25                    ：４０％
製品鋼板厚さ：1.8ｍｍ
(5)脱脂
電解洗浄（処理液：オルソ珪酸ソーダ）
【００３７】
［２］衝撃試験
JIS Z 2242「金属材料衝撃試験方法」に準拠し下記条件で行なった。
(1)試験装置
試験機：50Jシャルピー衝撃試験機／（株）米倉製作所製
秤  量：５０Ｊ
日本海事協会認定機：2002年11月12日
(2)試験片の調製
試験片サイズ：厚さ1.8×幅10×長さ55  (mm)
サンプル採取：圧延方向（L方向）
ノッチ形状  ：２mmＵノッチ
ノッチ方向  ：圧延直角方向（C方向）
(3)試験温度    室温（22℃）
【００３８】
図１は発明材No.1-10及び比較材No.
13-15について、Ｐ量とシャルピー衝撃値（Ｊ/cm２）の関係を示している（比較材No.13-15はＰ量が本発明の上限規定から外れているほかは本発明の規定を満たしている供試材である）。グラフａ（Ｔｉ及びＢの添加なし）及びグラフｂ（Ｔｉ及びＢの複合添加）は、Ｔｉ及びＢの複合添加の有無に応じたＰ量の上限規定により良好な衝撃特性が得られることを示している。
【００３９】
図３は発明材No.１の衝撃試験片の破面、図４は発明材No.5の衝撃試験片の破面を示している（ＳＥＭ像,倍率×1000）。各図における[I]は衝撃試験片の破断方向中央部（ノッチ側と最終破断側との中間位置）、[II]は最終破断側である（図２参照）。図３及び図４の破面は、所謂ディンプル・パターンを呈し、その衝撃破壊は、延性破壊であって、脆性破壊ではないことを示している。
【００４０】
図５は発明材No.１（Ti及びBの添加なし）、図６は発明材No.5（Ti及びBを複合添加）、図７は比較材No.26（S35C材）について、それぞれの冷延鋼板の金属組織（倍率×400）を示している。発明材No.1（図５）及びNo.5（図６）のいずれも焼鈍工程が省略されているにも拘わらず、炭化物（Fe３C）が均一微細に分散し、従来材No.26（焼鈍実施のS35C材）（図７）と同等ないしほぼそれに準ずる細粒化された微細均質な組織を有している。なお、図６（発明材No.5：Ti及びBを複合添加）の金属組織は、図５（発明材No.１：Ti及びBの添加なし）のそれに比し一段と均質微細化されており、Ｔｉ及びＢの複合添加による顕著な改善効果を示している。
【００４１】
表３及び表４に、熱延鋼板のフェライト粒径(μｍ),パーライト＋セメンタイト分率（％）、冷延鋼板の硬さＨＶ（測定荷重：98Ｎ）,表面粗度Ｒａ及び衝撃試験結果等を製造条件と共に示す。発明例（No.1-10）は、ＡＴプレート用冷延鋼板として要求される硬さ及び表面粗度スペック（硬さ：Ｈｖ≧230,表面粗さＲａ≦0.4μｍ）を十分に満たすと共に、従来材のS35C（No.26-35）（表４）と同等ないしそれを超える衝撃特性を具備している。これらの諸特性は、前記した鋼の化学組成と細粒化された均質微細な組織に基づくものである。
【００４２】
なお、比較材No.11〜25をみると、No.11（Ｃ過剰）は過度に硬質化し、No.12（Ｃ不足）は硬度のスペックを充足せず、衝撃特性もS35C材（比較例ハ）より劣っている。
No.13〜15（Ｐ量過剰）の衝撃値が低いのは、フェライト粒界にＰの偏析が生じ、粒界強度が低下したことによる。No.16（Ｓ量過剰上限はずれ）はＰ量が制限されているにも拘わらず、衝撃特性が低いのは、ＭｎＳのＡ系介在物の生成量が多く、それが割れの起点となっていることによる。
No.17,No.18（Ti量過剰）及びNo.19とNo.20（Ｂ量過剰）は、熱延鋼板のフェライト組織の微細化が進み過ぎ、過度の硬質化をきたしている。No.21,No.22（熱延巻取り温度上限はずれ）は、熱延板のフェライト組織が粗大化し、結果として冷延鋼板の微細な炭化物組織が得られず、衝撃特性が劣っている。
No.23,No.24（熱延巻取り温度低過ぎ）は、熱延鋼板のフェライト組織が過度に微細化したために、不必要に硬質化している。No.25（冷延圧下率の不足）は硬度が不足し、衝撃特性も従来材のS35Cより劣っている。
このように比較例イ,ロ,ハはいずれも発明例の改良された衝撃特性及びその他の材料特性に及ばない。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
【表２】
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【００４５】
【表３】
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【００４６】
【表４】
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【産業上の利用可能性】
【００４７】
本発明によれば、自動車のＡＴプレート用冷延鋼板の製造工程において従来不可欠とされてきた焼鈍処理が不要となり、製造コストを大幅に削減しながら、ＡＴプレート用素材等として要求される硬さ、表面性状等と共に、良好な衝撃特性を備えた冷延鋼板を得ることができる。また、熱延鋼板の冷間圧延を酸洗処理の前後に実施する二段階圧延により酸洗処理の負荷が大幅に軽減され一段と低コスト化効果が得られる。しかも、これを打ち抜き加工して得られるＡＴプレートは、調質のための熱処理を必要とせず、そのまま（硬引き材のまま）実機使用に供することができる。従って本発明は、近時の小型大衆車ＮＢＣの開発動向等に関連するオートマチックトランスミッションの低価格化の要請に対処し得るものである。
なお、本発明の冷延鋼板は、上記ＡＴプレート用途のみらなず、これと同じように打ち抜き加工性や硬度、表面粗度及び衝撃特性等を要求される各種分野の素材として広く適用され、品質の安定、コスト削減等の効果をもたらすものである。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】冷間圧延鋼板の衝撃値とＰ含有量の関係を示すグラフである。
【図２】衝撃試験片の断面形状（破断方向）を示す断面説明図である。
【図３】冷延鋼板（発明材No.1）の衝撃試験片の破断面の微細表面状態を示す図面代用顕微鏡写真（SEM像,倍率×1000）である（同図[I]：Uノッチ側と最終破断側との中間部位,[II]：最終破断側）。
【図４】冷延鋼板（発明材No.5）の衝撃試験片の破断面の微細表面状態を示す図面代用顕微鏡写真（SEM像,倍率×1000）である（同図[I]：Uノッチ側と最終破断側との中間部位,[II]：最終破断側）。
【図５】冷延鋼板（発明材No.1）の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×400）である。
【図６】冷延鋼板（発明材No.5）の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×400）である。
【図７】冷延鋼板（比較材No.26）の金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×400）である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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