CN104955974A - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种耐过热点性以及耐磨损性良好的冷轧钢板。以质量％计，含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P、0.03％以下的S以及0.05％以下的Al。另外，含有0.03～0.4％的Nb及0.03～0.3％的V中的任一种。进一步，各元素在上述含量的范围内满足5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1。需要说明的是，余量由Fe和不可避免的杂质构成。并且，使作为析出物的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径为20～100nm。通过如此限制化学成分、并且使析出物微细均匀分散，能够提高耐过热点性以及耐磨损性。

Description

冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及例如用于离合器片等的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
自动变速器的湿式多片离合器中交替配置有在表面粘贴有由特殊的纸形成的摩擦材料的多个摩擦片和与摩擦片接触的分离片。并且，通过切换摩擦片与分离片的分离和接合的动作来控制动力的传递。
摩擦片和分离片均为环状的钢板部件。需要说明的是，通常将构成湿式多片离合器的这些摩擦片和分离片统称为离合器片。
作为发生在分离片上的主要不良现象，已知有如下四种：花键部的磨损(以下作为性质A)、花键部的位置精度不良所引起的颤动(以下作为性质B)、与摩擦片摩擦的摩擦面的磨损所引起的粗糙度的变化(以下作为性质C)、以及过热点(ヒートスポット)的产生和与此相伴的形状及材质的不均匀化(以下作为性质D)。上述均为重要的特性，但过热点所引起的不良的对策最难。
在湿式多片离合器的动作中，从中立状态转变为动力传递状态而接合时，摩擦片与离合器片在相对速度快的状态下以高负荷被挤压，摩擦片与离合器片的相对速度急剧地减速。此时产生的摩擦热被快速地导入作为滑动部分的分离片的表面，因此使得分离片表面的温度升高。该分离片表面的温度升高成为产生过热点的原因。
并且，由摩擦热所致的加热引起的过热点部的突起、过热点周围的变形和局部的材质的变化使得离合器工作时的摩擦状态不均匀。另外，不均匀的摩擦状态会招致进一步形成新的过热点这样的恶性循环，湿式多片离合器的性能显著劣化。
在此，提高汽车的燃料效率在目前是极其重要的课题，机构方面的效率提高和作为单元的小型轻量化在构成汽车的各种各样的构成要素中非常重要。
另外，对于变速器而言，要求提高效率、降低摩擦损失及小型轻量化，为了实现这些，需要提高湿式多片离合器的效率。为了提高湿式多片离合器的效率，考虑了减小片的直径、减少片的张数、减少润滑油以及通过改变摩擦材料来提高摩擦系数等。但是，均会导致现有技术中无法应对的过度的温度升高、即导致过热点。
于是想到，如果能够提高离合器片的材料的性能，则有可能能够显著地提高变速器的效率。因此，对于在离合器片中使用的钢板，要求提高耐过热点性。
作为关于提高钢板的耐过热点性的技术，已知有专利文献1至专利文献5等中记载的方法。
专利文献1中示出了如下方法：使用低碳钢来提高由铁素体向奥氏体的相变温度，由此，即使片因踩离合器时的摩擦热而被加热，也可防止相变的产生，从而抑制过热点的产生。
专利文献2中示出了如下方法：对合金元素量进行规定来提高钢板的热扩散率，由此抑制摩擦热所引起的片的温度升高，从而抑制过热点的产生。
专利文献3中示出了如下方法：使用难以发生相变的奥氏体系不锈钢作为用于片的材料，由此抑制过热点的产生。
专利文献4中示出了如下方法：利用Ti析出物、Nb析出物，由此抑制过热点的产生。
专利文献5中示出了如下方法：在利用Ti析出物、Nb析出物的基础上，添加具有使相变点升高的作用的Si、Al，由此抑制过热点的产生。
另外，除耐过热点性的提高所带来的变速器的效率提高、摩擦损失降低以及小型轻量化以外，分离片的齿尖等花键部的耐磨损性也是重要特性之一。
作为提高分离片的齿尖的耐磨损性的技术，已知有专利文献6至专利文献9中记载的方法。
专利文献6中示出了如下方法：利用TiC、渗碳体等硬质析出物，使耐磨损性提高。
专利文献7中示出了如下方法：对具有铁素体的粒径为5μm以上且15μm以下的铁素体组织的热轧钢板以50％以上的轧制率进行冷轧，由此提高耐磨损性。
专利文献8中示出了如下方法：通过复合添加Cr、Ti和B来控制钢组织，由此提高耐磨损性。
专利文献9中示出了如下方法：通过珠光体及渗碳体分数的控制以及铁素体粒径的控制来控制钢组织，由此提高耐磨损性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-249050号公报
专利文献2：日本特开2005-249051号公报
专利文献3：日本特开2005-249106号公报
专利文献4：日本特开2008-266731号公报
专利文献5：日本特开2010-132983号公报
专利文献6：日本特开2001-73073号公报
专利文献7：日本特开2003-277883号公报
专利文献8：日本特开2007-211260号公报
专利文献9：日本特开2004-162153号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，上述专利文献1至专利文献5的方法只不过应对了分离片所要求的上述性质A至性质D这四种性质中的一部分。另外，上述专利文献1至专利文献5的方法存在关于耐过热点性的效果也不充分、制造性降低以及材料成本升高等诸多问题。
例如，专利文献1、2、3中，并没有考虑应对性质A、性质B及性质C，在变速器的效率提高、摩擦损失降低及小型轻量化方面并不充分。
另外，专利文献3的奥氏体不锈钢不仅与通常用于离合器片的钢板相比价格相当昂贵，而且不锈钢的热传导性低，因而认为存在摩擦热的扩散性低、钢板表面温度容易升高这样的问题。
此外，对专利文献4及专利文献5所示的钢成分进行实际考察的结果是，虽然能够提高耐过热点性，但在变速器的效率提高、摩擦损失降低以及小型轻量化方面并不充分。
另外，专利文献5中，添加了Si和Al，但添加Si、Al在制造上有很多问题，从容易引起扁钢坯、卷材的脆性破坏的方面而言，从工业性的观点出发也不是有效的。
关于专利文献6至专利文献9，只不过是提高了耐磨损性。即，分离片所要求的不仅是花键部的耐磨损性高，不给对象侧的鼓轮或箱体造成损伤也很重要。因此，作为分离片的材料，并非单纯地提高耐磨损性即可。
另外，作为与磨损、磨损现象有关的特性，除上述以外，与摩擦片摩擦的摩擦面的粗糙度变化的控制也很重要。即，分离片表面的、以摩擦纸作为对象材料时的耐磨损性很重要。当然，不能使作为摩擦的对象材料的摩擦纸受到损伤。
并且，专利文献6至专利文献9均没有考虑同时具备在花键部及表面这两个部位的性质不同的两种耐磨损性。
因此，作为离合器片用的材料等，要求耐过热点性以及耐磨损性良好的钢板。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供耐过热点性以及耐磨损性良好的冷轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的手段
技术方案1所述的冷轧钢板为如下的冷轧钢板。化学成分为：以质量％计，以满足(1)式5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1的方式含有C：0.03～0.12％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Nb：0.03～0.4％以及Al：0.05％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，作为析出物的Nb系碳化物的平均粒径为20～100nm，截面硬度为200～400HV。
技术方案2所述的冷轧钢板为如下的冷轧钢板。化学成分为：以质量％计，以满足(1)式5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1的方式含有C：0.03～0.12％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、V：0.03～0.3％以及Al：0.05％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，作为析出物的V系碳化物的平均粒径为20～100nm，截面硬度为200～400HV。
技术方案3所述的冷轧钢板为如下的冷轧钢板。化学成分为：以质量％计，以满足(1)式5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1的方式含有C：0.03～0.12％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.03％以下以及Al：0.05％以下，并且以满足(2)式0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3的方式含有Nb：0.01～0.4％、V：0.01～0.3％以及Ti：0.01～0.3％中的两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，作为析出物的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径为20～100nm，截面硬度为200～400HV。
技术方案4所述的冷轧钢板为如技术方案1至3中任一项所述的冷轧钢板，其中，化学成分为：以质量％计，以满足(3)式5×C％-Si％+Mn％+1.6×Cr％+0.8×Ni％-1.5×Al％＜1的方式含有Cr：0.10～2.0％、Ni：0.05～0.5％、Mo：0.05～0.5％以及B：0.0002～0.002％中的至少一种。
技术方案5所述的冷轧钢板为如技术方案1至4中任一项所述的冷轧钢板，其中，从钢板表面到距钢板表面至少200μm为止的表层部中的、作为析出物的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径为20～100nm。
技术方案6所述的冷轧钢板的制造方法为如下的制造方法：熔炼技术方案1至4中任一项所述的化学成分的钢坯；将该钢坯加热至1200℃以上，进行热轧，制成热轧钢板；将该热轧钢板在500～700℃下进行卷取，制成热轧卷材；将该热轧卷材进行冷轧、或者进行退火和冷轧，由此使截面硬度为200～400HV。
发明效果
根据本发明，限制了化学成分，并且析出的碳化物的平均粒径为20～100nm，因此能够提高耐过热点性以及耐磨损性。
附图说明
图1是表示本发明的实施例中的耐过热点性试验的试验前的状态的立体图。
图2(a)是表示上述同样耐过热点性试验的试验后的状态的俯视图，图2(b)是表示上述同样耐过热点性试验的试验后的状态的图2(a)的A-A截面图，图2(c)是表示硬度测定部位的图。
具体实施方式
对本发明的一个实施方式进行说明。
本发明涉及的冷轧钢板可用作例如汽车的自动变速器的湿式多片离合器机构中的离合器片用的材料等。
首先，对由通常的钢板形成的离合器片中的过热点的产生原因进行说明。
在以高负荷接合离合器的情况下，在接合状态的离合器片的表面，因摩擦使得温度显著升高，钢板中的金属组织发生奥氏体化。需要说明的是，在钢板中，因离合器接合时的温度升高而发生奥氏体化的区域仅为钢板表层，在钢板内部，温度没有升高至发生相变的程度。
钢板表面的加热区域因向温度低的钢板内部的快速热传导而骤冷(自冷却)，发生马氏体相变。
并且，在因摩擦引起的加热部通过自冷却而骤冷从而引起了马氏体相变的情况下，在生成的马氏体组织中产生体积膨胀，形成比周围高的突出的凸状区域、即过热点。
另外，马氏体相变时的形状变化对周围的组织施加拉伸残余应力，损害离合器片的平坦度，产生变形。
为了抑制这样的过热点，利用下述第1对策至第4对策来应对是有效的。
第1对策是抑制摩擦热所引起的离合器片的温度升高。即，通过提高形成离合器片的钢板的热导率，使来自离合器片表面的摩擦部的热快速地向周围扩散，从而抑制最表面的局部的异常温度升高。
对于钢的热导率而言，纯铁最高，合金元素的添加量越增加则热导率越降低。另外，珠光体等第二相的体积率增加时，热导率降低。但是，为了确保作为离合器片的适当的强度及耐磨损性，需要向钢中添加合金元素。
因此，为了确保作为离合器片所要求的强度和耐磨损性、并且维持高热导率，使金属组织为在铁素体组织中均匀分散有微细的析出物的分散型组织是有效的。
第2对策是，即使离合器片温度因摩擦热而升高，也要抑制离合器片表层部的金属组织的γ化。即，即使在无法避免摩擦热所引起的钢板表面的温度升高的情况下，通过使钢板自身难以发生奥氏体相变，也可抑制因摩擦引起的温度升高而导致的奥氏体化。
为了抑制奥氏体相变，使相变点升高或者使碳化物的固溶化延迟是有效的。
对于相变点升高，添加使α→γ相变点(A3相变点)升高的元素或者减少使A3相变点降低的元素的添加量是有效的。
另外，对于固溶化延迟，使碳化物在钢中尽量以难以固溶的稳定的性质存在是有效的。
在碳钢中，α→γ相变是从碳化物与母相的界面处的碳化物的固溶开始的。如果碳化物在α相中或γ相中的固溶容易，则α→γ相变迅速进行。另一方面，如果碳化物的固溶不容易，则α→γ相变的进行被抑制。
并且，C、Mn及Ni使相变点降低，Si及Cr使相变点升高。因此，尽量减少C、Mn及Ni的添加量是很重要的，Si及Cr的添加量可以考虑其他条件等根据需要而增加。
另外，作为碳化物的Fe3C(渗碳体：θ)系具有容易固溶的性质，但在添加有Cr的钢的情况下，存在Cr在Fe3C中富集的趋势。Fe3C通过Cr富集而稳定。另外，与Fe3C相比，Nb系碳化物、V系碳化物、Ti系碳化物具有稳定性非常高、在γ相中的溶解度低的性质。
即，Nb系碳化物、V系碳化物、Ti系碳化物的微细均匀分散对于确保钢板的强度及耐磨损性而言是非常优异的方法。因此，Nb系碳化物、V系碳化物、Ti系碳化物的利用适合作为γ化抑制方法。另外，作为使相变点降低最显著的元素的C降低的方法，添加Nb、V、Ti是有效的。
因此，为了确保强度及耐磨损性，添加Nb、V、Ti而形成硬质的碳化物是有效的。另外，为了降低不与Nb、V、Ti结合的剩余C量，通过将Nb添加量、V添加量、Ti添加量与C量相关联地设定为最佳添加量，摩擦所引起的加热部的固溶C量降低，能够进一步抑制γ化。
第3对策是，即使离合器片表层部的金属组织因摩擦热所引起的温度升高而发生γ化，也要抑制离合器片的自冷却所引起的马氏体相变。即，即使在无法避免钢板表面的温度升高和γ化的情况下，也要通过降低钢板的淬透性来抑制自冷却所引起的马氏体相变。
为了降低淬透性，减少使淬透性提高的元素的添加量以及γ晶体粒径的微细化是有效的。
为了降低(或者不提高)淬透性，尽量减少Si、Mn、Ni、Cr、Mo以及B等的添加量很重要。
为了使γ晶体粒径微细化，利用微细的析出物所引起的晶界钉扎效应是有效的。即，如果通过使Nb系碳化物、V系碳化物、Ti系碳化物以及氮化物微细分散而使γ粒径微细化，则由γ相开始冷却时α相的成核得以促进，淬透性降低。另外，这样的Nb、V、Ti的利用不仅提高热导率并抑制γ化，而且还发挥提高强度、耐磨损性的作用，因此非常有效。
第4对策是，即使离合器片表层部的金属组织因摩擦热引起的温度升高而发生γ化并因自冷却而发生马氏体化，也要抑制相变应力所引起的离合器片的变形。即，即使在无法避免钢板表面的加热部的马氏体化(过热点化)的情况下，也要通过充分地确保过热点周围的金属组织的强度来抑制因过热点引起的离合器片的变形。
如上所述，认为过热点本身是因摩擦部的加热以及骤冷而形成的马氏体的区域。在过热点的周围，虽然不像过热点那样，但也会因摩擦热而引起温度升高，金属组织也受到影响。另外，过热点发生了α→γ→马氏体这样的相变，但在过热点周围并没有被加热至发生γ化的程度，因而多数情况下比原材料组织软质化。具体而言，通常，离合器片使用通过冷轧所引起的加工硬化而被调节为约220～320HV的钢板。在过热点周围，由摩擦热引起的加热使得通过冷轧得到的加工组织中发生恢复及再结晶，硬度降低。
因此，如果能够抑制冷轧组织的恢复及再结晶，就能够抑制过热点周围的软化。具体而言，通过添加Nb、V、Ti而形成在组织中均匀地分散有热稳定性高的Nb系碳化物、V系碳化物、Ti系碳化物的组织，能够抑制再结晶，能够有效地抑制硬度的降低。
并且，基于上述第1对策、第2对策、第3对策以及第4对策，如下规定了冷轧钢板的化学成分。需要说明的是，只要没有特别记载，则各元素的含量为质量％。
即，冷轧钢板的化学组成为：含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si(包括无添加)、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P(不包括无添加)、0.03％以下的S(不包括无添加)、0.03～0.4％的Nb以及0.05％以下的Al(不包括无添加)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。另外，在上述各元素的含量的范围内，以满足作为(1)式的5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1的方式含有各元素。需要说明的是，(1)式中的C％为C的含量(％)、Si％为Si的含量(％)、Mn％为Mn的含量(％)、Al％为Al的含量(％)。
另外，还可以为如下构成：不仅含有上述化学成分，如下所述还含有V而不含Nb。
即，可以使化学成分为如下构成：含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si(包括无添加)、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P(不包括无添加)、0.03％以下的S(不包括无添加)、0.03～0.3％的V以及0.05％以下的Al(不包括无添加)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足(1)式。
此外，还可以为如下构成：不仅含有上述各化学成分，如下所述还含有Nb、V以及Ti中的两种以上。
即，可以使化学成分为：以满足(1)式的方式含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si(包括无添加)、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P(不包括无添加)、0.03％以下的S(不包括无添加)以及0.05％以下的Al(不包括无添加)，并且以满足作为(2)式的0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3的方式含有0.01～0.4％的Nb、0.01～0.3％的V以及0.01～0.3％的Ti中的两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，(2)式中的Nb％为Nb的含量(％)、V％为V的含量(％)、Ti％为Ti的含量(％)。
另外，还可以为如下构成：不仅含有上述各化学成分，如下所述根据需要还含有Cr、Ni、Mo以及B中的至少一种。
即，可以使化学成分为：在上述各化学成分的基础上，以满足作为(3)式的5×C％-Si％+Mn％+1.6×Cr％+0.8×Ni％-1.5×Al％＜1的方式含有0.10～2.0％的Cr、0.05～0.5％的Ni、0.05～0.5％的Mo以及0.0002～0.002％的B中的至少一种。需要说明的是，(3)式中的C％为C的含量(％)、Si％为Si的含量(％)、Mn％为Mn的含量(％)、Cr％为Cr的含量(％)、Ni％为Ni的含量(％)、Al％为Al的含量(％)。
在此，对冷轧钢板中的各元素以及各元素的含量进行说明。
C(碳)的含量小于0.03％时，难以形成有助于耐磨损性的硬质碳化物颗粒。另一方面，C的含量越增多，α→γ相变点越降低，同时在摩擦热所引起的加热部形成了马氏体组织时的硬度和膨胀变形量越增大，并且热导率越降低。因此，在满足(1)式或(3)式的关系的范围内，考虑到与其他特性的平衡，C的含量的上限为0.12％。因此，C的含量设定为0.03％以上且0.12％以下，在更优先提高耐过热点性的情况下，优选设定为小于0.10％。
Si(硅)在出于通常的脱氧目的而含有的情况下，即使含量小于0.4％也足够。但是，Si发挥使α→γ相变点升高的作用，因此可以含有超过0.4％。另一方面，超过1.0％而过量含有Si时，在钢板的轧制时等容易发生脆性破坏。因此，Si的含量设定为0％(包括无添加)以上且1.0％以下。
Mn(锰)是为了提高原材钢板的强度所需要的元素，为了提高强度，需要含有0.2％以上。另一方面，Mn发挥使α→γ相变点降低的作用，因此含有超过0.8％时，α→γ相变点降低。因此，Mn的含量设定为0.2％以上且0.8％以下。需要说明的是，Mn的含量越多，则热轧钢板越容易形成带状组织，冲裁加工所引起的冲裁截面的性状越容易变差，因此Mn的含量更优选为0.6％以下。
P(磷)和S(硫)含有超过0.03％时，会招致冲裁性及韧性的降低。因此，P的含量设定为0.03％以下(不包括无添加)，S的含量设定为0.03％以下(不包括无添加)。
Al(铝)是发挥脱氧效果的元素。在仅出于脱氧目的的情况下，含量即使小于0.01％也足够。但是，Al发挥使α→γ相变点升高的作用，因此可以含有超过0.01％。另外，如果是以规定的浓度含有Nb、V、Ti的钢，则即使超过0.05％而大量含有Al，也无益于相变点升高效果。因此，Al的含量设定为0.05％以下(不包括无添加)。
在此，冷轧钢板的α→γ相变点以及淬透性因C、Si、Mn及Al各元素各自的作用而受到影响。因此，对于这些各元素的含量，需要综合考虑。并且，为了升高α→γ相变点并且降低淬透性，各元素的含量需要满足以(1)式5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1表示的关系。
Nb(铌)、V(钒)以及Ti(钛)与钢中的C结合而形成硬质碳化物，有助于提高耐磨损性。另外，Nb、V以及Ti发挥如下作用：将钢中碳以溶解度低的NbC、VC以及TiC的形式固定，从而抑制摩擦热所引起的加热部的α→γ相变。此外，Nb、V以及Ti有效地抑制摩擦所引起的温度升高部的铁素体晶体粒径的粗大化以及软质化。即，通过含有Nb、V、Ti，能够提高耐过热点性以及耐磨损性。
并且，在单独含有Nb、V以及Ti之中的Nb的情况下，为了发挥上述关于耐过热点性及耐磨损性的作用，需要含有0.03％以上的Nb。另一方面，含有超过0.4％的Nb时，热轧钢板的硬度升高，无法制造目标产品板厚及硬度的片用钢。因此，在单独含有Nb、V以及Ti之中的Nb的情况下，Nb的含量设定为0.03％以上且0.4％以下。
另外，在单独含有Nb、V以及Ti之中的V的情况下，为了发挥上述关于耐过热点性以及耐磨损性的作用，需要含有0.03％以上的V。另一方面，含有超过0.3％的V时，热轧钢板的硬度升高，无法制造目标产品板厚及硬度的片用钢。因此，在单独含有Nb、V以及Ti之中的V的情况下，V的含量设定为0.03％以上且0.3％以下。
此外，在复合含有Nb、V以及Ti之中的两种以上的情况下，为了发挥上述关于耐过热点性以及耐磨损性的作用，需要含有0.01％以上的Nb、0.01％以上的V、0.01％以上的Ti。另一方面，含有超过0.4％的Nb、含有超过0.3％的V、含有超过0.3％的Ti时，热轧钢板的硬度升高，无法制造目标产品板厚及硬度的片用钢。因此，在复合含有Nb、V以及Ti的情况下，Nb的含量设定为0.01％以上且0.4％以下、V的含量设定为0.01％以上且0.3％以下、Ti的含量设定为0.01％以上且0.3％以下。
需要说明的是，在如此复合添加Nb、V以及Ti的情况下，耐过热点性、耐磨损性及其他副作用会因所添加的各元素各自的作用而受到影响。因此，这些各元素的含量需要综合考虑，Nb、V以及Ti的含量需要满足以(2)式0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3表示的关系。
Cr(铬)、Ni(镍)、Mo(钼)以及B(硼)发挥使耐磨损性及强韧性提高的作用。因此，在分离片的花键部所卡合的对象花键通过例如渗碳、氮化等表面硬化处理而硬质化的情况下，优选添加这些元素。
含有Cr的情况下，考虑到耐磨损性提高作用及副作用，将Cr的含量设定为0.10％以上且2.0％以下。
含有Ni的情况下，考虑到强韧性提高作用及副作用，将Ni的含量设定为0.05％以上且0.5％以下。
含有Mo的情况下，考虑到强韧性提高作用及副作用，将Mo的含量设定为0.05％以上且0.5％以下。
含有B的情况下，考虑到强韧性提高作用及副作用，将B的含量设定为0.0002％以上且0.002％以下。
另外，在根据需要含有Cr、Ni的情况下，冷轧钢板的α→γ相变点以及淬透性也会因Cr、Ni的作用而受到影响。因此，为了使α→γ相变点升高并且使淬透性降低，需要综合考虑C、Si、Mn以及Al、Cr以及Ni的含量，需要满足(3)式5×C％-Si％+Mn％+1.6×Cr％+0.8×Ni％-1.5×Al％＜1所示的关系。
并且，如上所述，用于提高耐过热点性以及耐磨损性的非常重要的因素是Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物。即，为了提高耐过热点性和花键部的与对象花键摩擦的摩擦面的耐磨损性，钢板表面的Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物发挥效果。因此，Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物需要微细均匀分散。
具体而言，在单独含有Nb的情况下，作为钢板中的析出物的Nb系碳化物的平均粒径需要为20nm以上且100nm以下的范围内。
另外，在单独含有V的情况下，作为钢板中的析出物的V系碳化物的平均粒径需要为20nm以上且100nm以下的范围内。
此外，在复合含有Nb、V以及Ti中的两种以上的情况下，钢板中的析出物、即含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径需要为20nm以上且100nm以下的范围内。
特别是存在于钢板的表面以及作为表面附近的表层部的Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物对耐过热点性以及耐磨损性的影响大。因此，优选在自钢板表面起至少200μm以内的层、即表层部存在的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径为20nm以上且100nm以下。
另一方面，在钢板的截面方向的中央部等比表层部深的位置存在的Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物不太有助于耐过热点性，并且，耐磨损性优异时，反而有可能会损伤对象材料。因此，钢板的截面方向中央部的Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物的平均粒径与表层部为同等程度即可。相反，如果相对于表层部，Nb系碳化物、V系碳化物以及Ti系碳化物过量存在于截面方向中央部，则在将冷轧钢板用作离合器片时不优选。因此，优选钢板的截面方向中央部、自钢板表面起深度大于200μm的层的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径与表层部同样地为20nm以上且100nm以下。
需要说明的是，作为形成硬质碳化物的元素，除Nb、V以及Ti以外，可以进一步添加W(钨)、Ta(钽)、Zr(锆)以及Hf(铪)。
接着，对本发明的制造方法进行说明。
首先，熔炼如下化学成分的钢坯：含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si(包括无添加)、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P(不包括无添加)、0.03％以下的S(不包括无添加)、0.03～0.4％的Nb以及0.05％以下的Al(不包括无添加)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足(1)式所示的关系。
需要说明的是，在含有V而不含Nb的情况下，熔炼如下化学成分的钢坯：含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si(包括无添加)、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P(不包括无添加)、0.03％以下的S(不包括无添加)、0.03～0.3％的V以及0.05％以下的Al(不包括无添加)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足(1)式所示的关系。
另外，在复合含有Nb、V以及Ti中的两种以上的情况下，熔炼如下化学成分的钢坯：以满足(1)式所示的关系的方式含有0.03～0.12％的C、0～1.0％的Si(包括无添加)、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P(不包括无添加)、0.03％以下的S(不包括无添加)以及0.05％以下的Al(不包括无添加)，同时以满足(2)式所示的关系的方式含有0.01～0.4％的Nb、0.01～0.3％的V以及0.01～0.3％的Ti中的两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
此外，在含有Cr、Ni、Mo以及B中的至少一种的情况下，熔炼如下化学成分的钢坯：在上述各化学成分的基础上，以满足(3)式所示的关系的方式含有0.10～2.0％的Cr、0.05～0.5％的Ni、0.05～0.5％的Mo以及0.0002～0.002％的B中的至少一种。
将该钢坯加热至1200℃以上后，进行热轧。需要说明的是，加热温度低于1200℃时，碳化物的固溶化有可能不充分。
热轧中，从热轧钢板的品质以及热轧效率等观点出发，优选将热轧终轧温度调节为比Ar3相变点高的温度。即，终轧温度设定为850℃以上且950℃以下，在卷取温度为500℃以上且700℃以下的温度范围内进行卷取，将所得到的热轧卷材作为原材料。需要说明的是，卷取温度低于500℃时，碳化物的析出量减少。另一方面，卷取温度超过700℃时，钢板的表面脱碳变得显著，最表层部的碳化物的析出量减少，并且析出的碳化物的粒径减小。另外，从终轧温度到卷取温度以低于20℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却时，析出的碳化物发生粗大化，因此平均冷却速度优选为20℃/秒以上。
热轧钢板通过酸洗处理除去表面的氧化皮后，进行冷轧而成为产品。具体而言，为了得到作为离合器片、特别是分离片用的钢板所需的200HV以上且400HV以下的硬度，需要以20％以上且70％以下的冷轧率进行冷轧。需要说明的是，硬度的调节通过调节轧制率来进行。
在此，从冲裁性的观点出发，要求摩擦片具有200HV以上且400HV以下的硬度和平坦性，因此对热轧钢板进行冷轧而制造产品。为了确保平坦度，优选在20％以上且70％以下的范围内调节冷轧率。另外，硬度小于200HV时，冲裁品的塌边和毛边变大，产生二次剪切面，花键部的性状变差。另一方面，硬度超过400HV时，冲裁模具的磨损、损伤增大，并且在冲裁面不形成剪切面，作为花键部的形状不优选。
另外，可以根据需要对热轧钢板直接进行退火或者以中间退火的方式对冷轧钢板进行退火。任一种情况下都优选在退火后实施冷轧。另外，在冷轧工序中进行中间退火的情况下，可以考虑产品板厚和冷轧加工率适当地选择合适的退火条件。但是，不优选产生表面脱碳这样的退火条件。
并且，根据上述冷轧钢板，由于基于上述第1对策至第4对策对化学成分进行了限制，并且使析出的Nb系碳化物、V系碳化物、Ti系碳化物的平均粒径为20nm以上且100nm以下，因此能够提高耐过热点性以及耐磨损性。
即，在现有技术中，为了提高耐过热点性，需要减少合金元素的添加量，另一方面，为了提高耐磨损性，需要添加必要的合金元素来提高强度，因此无法均衡地提高耐过热点性以及耐磨损性，但利用上述冷轧钢板，能够均衡地提高耐过热点性以及耐磨损性。因此，适合作为离合器片等用的材料。
需要说明的是，上述冷轧钢板不仅适合用于湿式多片离合器用的分离片，还适合用于摩擦片、干式离合器用片。
实施例
以下，对本实施例及比较例进行说明。
首先，熔炼表1所示的化学成分的钢坯。需要说明的是，表1中，在不含有Cr、Ni、Mo以及B中的至少一种的情况下，将(1)式的左边的值以Q值示出；在含有Cr、Ni、Mo以及B中的至少一种的情况下，将(3)式的左边的值以Q值示出。
[表1]
使用各钢坯，在表2所示的条件下进行热轧和冷轧来制作各供试材料。
热轧中，使加热温度为1250℃，卷取温度设定为450℃、520℃、570℃、600℃、630℃以及725℃中的任一个温度。
另外，对热轧钢板进行盐酸酸洗之后，以各种冷轧率终轧至板厚为1.8mm。需要说明的是，冷轧后的时刻的截面硬度以250HV作为目标。需要说明的是，对于本实施例中的两种，将热轧钢板在690℃下退火后进行冷轧。
对于这些各供试材料，进行了热导率的测定、截面硬度的测定、析出的碳化物(Nb碳化物(NbC)、V碳化物(VC或V4C3，以下记作VC)以及Ti碳化物(TiC))的平均粒径测定以及截面组织中的硬质组织的体积率的测定。
进一步，从各供试材料裁取试验片，进行了冲裁试验、销盘式摩擦磨损试验以及耐过热点性试验。
在热导率测定中，使用激光闪光法，测定了100～200℃下的热导率。并且，将测定出的热导率为50W/m·K以上的情况作为良好评价，在表2中记作○。
在截面硬度测定中，切下各供试材料的一部分，埋入树脂中进行研磨后，测定截面的板厚中心部的维氏硬度。需要说明的是，测定负荷设定为50gf。
在表层的碳化物的平均粒径测定中，切断各供试材料的一部分，以冷轧钢板的一个表面作为观察面的方式埋入树脂中。然后，以距冷轧钢板的表面在板厚方向上深度为50～150μm的位置作为观察面的方式，与冷轧钢板的表面平行地进行研磨，蚀刻后，制作提取复型，进行析出物的观察。单独添加了Nb、V以及Ti之中的Nb的试样对NbC进行观察，单独添加了V的试样对VC进行观察，单独添加了Ti的试样对TiC进行观察，复合添加的试样对NbC、VC以及TiC之中的相应的析出物进行观察。观察使用透射电子显微镜(TEM)，利用图像分析装置将析出物的大小进行圆换算，计算出析出物各自的直径。需要说明的是，拍摄倍率设定为5万倍，对10个视野进行观察。并且，用计算出的析出物的粒径的总和除以析出物的个数，作为平均粒径。关于如此测定的各供试材料的析出物的平均粒径，在表2中，将平均粒径小于20nm的情况作为A、将平均粒径为20～100nm的情况作为B、将平均粒径超过100nm的情况作为C。
在冲裁试验中，使用300kN万能试验机从各试验片冲裁出厚度为1.8mm且直径为10mm的圆形孔。作为冲裁模具，冲头、冲模均使用调质为60HRC的主要用于冷作模具的JIS标准的SKD11。试验条件设定成冲裁加工速度为1.7mm/秒、间隙为5％。回收冲裁冲次数为20～30冲次的冲裁加工品，对剪切面的塌边量、剪切面率进行评价。具体而言，针对原材钢板的轧制方向和其直角方向，测定各指标并计算出平均值。另外，合格与否的阈值分别设定为0.2mm、70％。并且，将对于各指标全部满足阈值的情况作为良好评价，在表2中记作○。
在销盘式摩擦磨损试验中，使用销盘式摩擦磨损试验机，一边滴加变速箱油，一边进行磨损试验。具体而言，销为厚度1.8mm、10mm×2mm的矩形板状，以与盘的接触面为厚度1.8mm×2mm的方式固定于试样支架。另外，盘在粘贴有无纺布(磨具)并涂布了含有粒径为0.1μm的氧化铝的糊剂的状态下以50N的试验负荷对销进行按压，同时在摩擦速度为1.0m/秒、摩擦距离为3600m的条件下进行磨损试验。并且，将摩擦试验前的销的摩擦面的粗糙度调节为Ra＝0.2μm，将摩擦试验后的销的摩擦面的粗糙度为Ra＝0.1μm以上的情况作为良好评价，在表2中记作○。
在耐过热点性试验(骤热骤冷试验)中，通过对试验片表面短时间照射强力的激光、由此对表层部进行局部加热的方法来进行。即，利用激光对钢板表面进行加热后，停止激光照射，由此，通过钢板的自冷却作用使加热部骤冷，制作出过热点中的特征性变质层(包含马氏体的组织变化层)。另外，即使在不形成马氏体相的情况下，有时也会因激光照射所引起的温度升高使经冷轧而硬化的原材钢板发生再结晶而变为粗大晶粒从而导致硬度降低。如此，包括硬化和软化在内，如果形成变质层，原材钢板的内部的截面硬度与激光照射部分的硬度就会产生差异。因此，可以通过测定表层部与内部的截面硬度来评价耐过热点性。
这样的耐过热点性试验具体如下进行。如图1所示，利用未图示的螺栓将从各供试材料裁取的25mm×25mm的试验片1固定于厚度为20mm且60mm×60mm的钢制块体2的表面中央部。然后，对试验片1表面的中央部照射激光束。照射条件为：使用CO2激光，使有效输出功率为1080W、使光束形状为6mmφ、使照射时间为0.75秒。
另外，如图2(a)至(c)所示，在激光照射后的试验片1的截面，测定照射了激光的激光照射部3中的自表面起100μm的部位(即激光照射测定部3a)和厚度方向的中心部(即板厚中心部4)的维氏硬度，对表层(激光照射测定部3a)相对于内部(板厚中心部4)的硬度的硬化或软化的程度进行了评价。需要说明的是，表2中，将表层与内部的硬度之差为±50HV以内的情况作为良好评价并记作○、将50HV以上且小于100HV的情况记作△、将100HV以上的情况记作△△、将-50HV以下的情况记作▼。
综合评价是将基于冲裁试验的冲裁面性状评价、基于销盘式摩擦磨损试验的耐摩擦磨损性评价以及基于耐过热点性试验的耐过热点性评价这三个评价均为良好评价的情况作为合格，在表2中记作○。
将上述各试验条件以及试验结果示于表2中。
[表2]
如表2所示，本实施例中任一例的冲裁性、耐摩擦磨损性以及耐过热点性均良好。
另一方面，作为比较例的试验No.1由于不含有Nb及V且Ti的含量少，因此微细碳化物几乎不析出。因此，认为耐磨损性降低，在骤热骤冷试验中表面发生了软化。
作为比较例的试验No.2中，认为由于C的含量多于0.12％，因此在骤热骤冷试验中在骤冷部产生马氏体相变，表面发生硬化，耐过热点性变得不良，另外，热传导性也降低。
作为比较例的试验No.3中，认为由于Q值大于1，因此在骤热骤冷试验中在骤冷部产生马氏体相变，表面发生硬化，耐过热点性降低。
作为比较例的试验No.5中，认为由于Si的含量多于1.0％，因此加工性降低，冲裁性降低。
作为比较例的试验No.6中，认为由于C的含量少于0.03％，因此析出的碳化物、渗碳体减少，耐磨损性降低，另外，在骤热骤冷试验中表面发生了软化。
作为比较例的试验No.7中，认为由于Ti的含量多于0.3％，因此原材料发生硬化，冲裁性降低。
作为比较例的试验No.8中，认为由于与Ti以及Nb的含量相关的(2)式的值大于0.3，因此原材料发生硬化，冲裁性降低。
作为比较例的试验No.9中，认为由于Mn的含量多于0.8％、Q值大于1，因此冲裁性降低，另外，在骤热骤冷试验中表面发生了硬化。
作为比较例的试验No.10中，认为由于Mn的含量多于0.8％、Q值大于1，因此冲裁性降低，另外，在骤热骤冷试验中表面发生了硬化。另外，认为由于C的含量多于规定的化学成分的范围，因此热传导性降低。
作为比较例的试验No.32-b中，认为由于热轧后的卷取温度高于700℃，因此进行了表面脱碳，表层部中的碳化物的析出量减少，并且析出的碳化物的粒径减小，耐磨损性降低，同时在骤热骤冷试验中表面发生了软化。
作为比较例的试验No.32-c中，认为由于热轧后的卷取温度低于500℃，因此原材料发生硬化，冲裁性降低，进一步由于碳化物的析出量少，因此在骤热骤冷试验中表面发生了软化。
作为比较例的试验No.32-d中，认为由于冷却速度慢于20℃/秒，因此在表层部析出的碳化物发生粗大化，在骤热骤冷试验中表面发生了硬化。
另外，对于作为本实施例的试验No.13、试验No.27、试验No.31以及试验No.34、和作为比较例的试验No.9、试验No.10以及试验No.32-c，实际加工为分离片的形状。并且，利用作为离合器摩擦试验机的SAE-No.2试验机对这些试样进行离合器性能试验，通过目视观察有无过热点。
其结果是：本实施例均未产生过热点，与此相对，比较例均产生了过热点。

Claims (6)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，
化学成分为：以质量％计，以满足(1)式的方式含有C：0.03～0.12％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Nb：0.03～0.4％以及Al：0.05％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
作为析出物的Nb系碳化物的平均粒径为20～100nm，
截面硬度为200～400HV，
5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1···(1)。
2.一种冷轧钢板，其特征在于，
化学成分为：以质量％计，以满足(1)式的方式含有C：0.03～0.12％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、V：0.03～0.3％以及Al：0.05％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
作为析出物的V系碳化物的平均粒径为20～100nm，
截面硬度为200～400HV，
5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1···(1)。
3.一种冷轧钢板，其特征在于，
化学成分为：以质量％计，以满足(1)式的方式含有C：0.03～0.12％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.03％以下以及Al：0.05％以下，并且以满足(2)式的方式含有Nb：0.01～0.4％、V：0.01～0.3％以及Ti：0.01～0.3％中的两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
作为析出物的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径为20～100nm，
截面硬度为200～400HV，
5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1···(1)
0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3···(2)。
4.如权利要求1至3中任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，
化学成分为：以质量％计，以满足(3)式的方式含有Cr：0.10～2.0％、Ni：0.05～0.5％、Mo：0.05～0.5％以及B：0.0002～0.002％中的至少一种，
5×C％-Si％+Mn％+1.6×Cr％+0.8×Ni％-1.5×Al％＜1···(3)。
5.如权利要求1至4中任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，
从钢板表面到距钢板表面至少200μm为止的表层部中的、作为析出物的含有Nb、V以及Ti中的任一种元素的碳化物的平均粒径为20～100nm。
6.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
熔炼权利要求1至4中任一项所述的化学成分的钢坯，
将该钢坯加热至1200℃以上，进行热轧，制成热轧钢板，
将该热轧钢板在500～700℃下进行卷取，制成热轧卷材，
将该热轧卷材进行冷轧、或者进行退火和冷轧，由此使截面硬度为200～400HV。
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