CN104981557B - 湿式多片离合器用离合器片及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种疲劳强度良好的湿式多片离合器用离合器片。由钢板形成作为湿式多片离合器用离合器片的分离片(1)。钢板中，以质量％计，以满足5×C％‑Si％+Mn％‑1.5×Al％＜1的方式含有0.03～0.08％的C、0～1.0％的Si、0.2～0.8％的Mn、0.03％以下的P、0.01％以下的S以及0.05％以下的Al。并且，以满足0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3的方式含有0.03～0.4％的Nb、0.01～0.3％的V以及0.01～0.3％的Ti中的至少一种。并且，使作为析出物的碳化物的平均粒径为20～100nm。

Description

湿式多片离合器用离合器片及其制造方法
技术领域
本发明涉及例如用于变速器等的湿式多片离合器用离合器片及其制造方法。
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。
首先，作为关于提高用于离合器片的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，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
在此，在湿式多片离合器的工作中，离合器片通过变速箱油进行冷却，因此通常为100℃以下，但如上所述因摩擦热的产生而被加热。另外，在所附加的摩擦大的情况下，离合器片有时会被局部性加热至800℃以上。这种由摩擦热引起的加热并非在整个离合器片上均匀地发生，而是局部性现象。
并且，发生局部性加热时，离合器片有可能容易产生疲劳破坏。
具体而言，在因加热引起的退火效果使得钢板的强度下降的情况下，疲劳强度也下降。特别是在使用通过冷轧提高了强度的、所谓的全硬材料的情况下，因摩擦热引起的加热温度超过600℃时，软化容易进行。
另外，在因加热而局部性产生马氏体相变的情况下，因马氏体相的脆化使得疲劳强度下降。特别是在使用S55C等碳量多的钢板的情况下，超过800℃时，疲劳强度容易下降。
此外，在因加热而局部性产生马氏体相变的情况下，马氏体相为高强度，但在其周围的热影响区中强度有时下降。
另外，即使在因加热引起的硬度变化小的情况下，由于金属组织受到热影响，有时会引起晶体粒径的粗大化。这样的晶体粒径的粗大化特别容易发生在以铁素体单相组织钢为基体的钢板中，由于铁素体晶体粒径粗大化，疲劳强度下降。
并且，在上述专利文献1至9的任一文献中，对于因摩擦热的加热所引起的疲劳强度的下降都没有考虑。
因此，要求疲劳强度良好的湿式多片离合器用离合器片。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种疲劳强度良好的湿式多片离合器用离合器片及其制造方法。
用于解决问题的手段
技术方案1所述的湿式多片离合器用离合器片为由钢板形成的湿式多片离合器的离合器片，其中，钢板由如下化学成分构成：以质量％计，以满足(1)式5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1的方式含有C：0.03～0.08％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.01％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：0.03～0.4％、V：0.01～0.3％以及Ti：0.01～0.3％中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成；钢板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；钢板的截面硬度为200HV以上且350HV以下。
技术方案2所述的湿式多片离合器用离合器片为如技术方案1所述的湿式多片离合器用离合器片，其中，钢板由如下化学成分构成：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。
技术方案3所述的湿式多片离合器用离合器片为如技术方案1或2所述的湿式多片离合器用离合器片，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4所述的湿式多片离合器用离合器片的制造方法为如下制造方法：熔炼技术方案1或2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；将该热轧卷材制成截面硬度为200～350HV的钢板；将该钢板成形为规定的形状。
技术方案5所述的湿式多片离合器用离合器片的制造方法为如技术方案4所述的湿式多片离合器用离合器片的制造方法，其中，将热轧卷材进行冷轧、或者将热轧卷材进行退火和冷轧，由此制成截面硬度为200～350HV的冷轧钢板；将该冷轧钢板成形为规定的形状。
发明效果
根据本发明，使用了限制了化学成分并且析出的碳化物的平均粒径为20～100nm的钢板，因此能够抑制因摩擦热的加热所引起的金属组织的变化以及硬度的降低，能够提高疲劳强度。
附图说明
图1是表示本发明的一个实施方式涉及的离合器片的一部分的俯视图。
图2(a)是表示本发明的实施例中的疲劳试验片的状态的俯视图，图2(b)是上述同样疲劳试验片的截面图，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。
图1中，1是作为湿式多片离合器用离合器片的分离片。需要说明的是，湿式多片离合器用离合器片是指例如在汽车的自动变速器等中的湿式多片离合器机构中使用的离合器片。
分离片1由冷轧钢板形成。另外，分离片1具备环状的基部2和从该基部2的外周缘向外侧突出的花键部3。
对于湿式多片离合器而言，在以高负荷接合离合器的情况下，在接合状态的分离片1的表面，因摩擦使得温度显著升高，冷轧钢板的金属组织发生奥氏体化。需要说明的是，冷轧钢板中，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，损害冷轧钢板的平坦度，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分离片1的温度升高。即，通过提高形成分离片1的冷轧钢板的热导率，使来自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。
对于冷轧钢板的热导率而言，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，为了确保作为分离片1的适当的强度及耐磨损性，需要向钢中添加合金元素。
因此，为了确保作为分离片1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，即使分离片1的温度因摩擦热而升高，也要抑制分离片1的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冷轧钢板表面的温度升高的情况下，通过使冷轧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的添加量很重要，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富集而稳定化。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冷轧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，即使分离片1的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，也要抑制分离片1的自冷却所引起的马氏体相变。即，即使在无法避免冷轧钢板表面的温度升高和γ化的情况下，也要通过降低冷轧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及抑制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，即使分离片1的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分离片1的变形。即，即使在无法避免冷轧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，分离片1使用通过冷轧所引起的加工硬化而被调节为约220～320HV的冷轧钢板。在过热点周围，由于摩擦热所引起的加热而在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。
在此，分离片1中，在离合器的接合状态下，应力容易作用于图1中以双点划线表示的花键部3的齿根。
另外，分离片1中，因摩擦引起的局部性加热而使得冷轧钢板的强度降低、软化容易进行，因离合器的接合而容易作用有应力的花键部3的齿根等应力集中部成为容易发生疲劳破坏的部位。
因此，从作为湿式多片离合器用离合器片的分离片1的结构上、疲劳强度的观点出发，基于上述与耐过热点性相关的第1对策至第4对策来抑制金属组织的变化以及硬度降低是非常重要的。
并且，基于上述第1对策、第2对策、第3对策以及第4对策，如下规定了形成分离片1的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，冷轧钢板的化学成分可以为如下化学成分：以满足(1)式5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1所示的关系的方式含有0.03～0.08％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)、0.01％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(2)式0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3所示的关系的方式含有0.03～0.4％的Nb、0.01～0.3％的V以及0.01～0.3％的Ti中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成。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，(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，可以为如下化学成分：在上述化学成分的基础上，以满足(3)式5×C％-Si％+Mn％+1.6×Cr％+0.8×Ni％-1.5×Al％＜1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。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。另外，C的含量越增多，珠光体组织、贝氏体组织、渗碳体相(Fe3C)以及在晶粒内分散有微细渗碳体的铁素体组织等硬质组织越增多，冲裁性越差。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，将C的含量的上限设定为0.08％。因此，C的含量设定为0.03％以上且0.08％以下。
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，在冷轧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为带状组织，冲裁加工所产生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)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(硫)会形成MnS。并且，含有超过0.01％的S时，因轧制而伸展的软质的MnS会导致在截面组织容易产生断裂面。因此，S的含量设定为0.01％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)。
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，在花键部3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及Al、Cr及Ni的含量，这些各元素需要在上述含量的范围内满足(3)式5×C％-Si％+Mn％+1.6×Cr％+0.8×Ni％-1.5×Al％＜1所示的关系。
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，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、耐磨损性以及疲劳强度。
另外，在含有Nb、V以及Ti中的至少一种的情况下，为了发挥上述关于耐过热点性、耐磨损性以及疲劳强度的作用，需要含有0.03％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，Nb的含量设定为0.03％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，耐过热点性、耐磨损性、疲劳强度及其他副作用会因所添加的Nb、V以及Ti中的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，需要在上述Nb、V以及Ti的含量的范围内以满足(2)式0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3所示的关系的方式含有Nb、V以及Ti中的至少一种。
用于提高耐过热点性、耐磨损性以及疲劳强度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的摩擦面的耐磨损性和疲劳强度，冷轧钢板表面的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，冷轧钢板中的析出物、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。
特别是存在于冷轧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及耐磨损性的影响大。因此，优选在自冷轧钢板的表面起至少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，在冷轧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，冷轧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，则作为形成分离片1的冷轧钢板是不优选的。因此，优选冷轧钢板的截面方向中央部、自冷轧钢板的表面起深度大于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：以满足(1)式的方式含有0.03～0.08％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)、0.01％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(2)式的方式含有0.03～0.4％的Nb、0.01～0.3％的V以及0.01～0.3％的Ti中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
需要说明的是，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，终轧温度优选设定为850℃以上且950℃以下。
另外，热轧钢板的卷取温度低于550℃时，硬质组织增多，通过使卷取温度为550℃以上，能够形成硬质组织少而近似于铁素体相单相的组织形态。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，并且碳化物的粒径减小。因此，卷取温度设定为550℃以上且700℃以下，以在该温度范围内进行卷取而得到的热轧卷材作为原材料。
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，为了得到作为分离片(即分离片1)用的冷轧钢板所需的硬度，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，要求用于产品的冷轧钢板具有200HV以上且350HV以下的硬度和平坦性。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3的性状变差。另一方面，硬度超过350HV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。
如此形成的冷轧钢板通过冲裁加工等成型为规定形状，从而制造出分离片1。
并且，根据上述分离片1，基于上述第1对策至第4对策及关于冲裁性的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，因此能够抑制因摩擦热的加热引起的金属组织的变化以及硬度的降低，能够提高疲劳强度。需要说明的是，如果为例如以往的构成，则金属组织因摩擦热而发生变化时，在接合了离合器的状态下容易作用有应力的花键部3的齿根等特别容易发生疲劳破坏，但如上所述即使是结构上容易作用有应力的部位，金属组织也不易因摩擦热引起的加热而发生变化，因此不易发生疲劳破坏。
因此，由于分离片1的耐过热点性、耐磨损性、冲裁性以及疲劳强度良好，因而能够防止花键部3的磨损、花键部3的位置精度不良引起的颤动、摩擦面的磨损引起的粗糙度的变化、以及过热点的产生和与此相伴的形状及材质的不均匀化。
需要说明的是，在上述一个实施方式中，设定为将热轧卷材进行冷轧而制成冷轧钢板后、通过冲裁加工成形为规定形状的构成，但只要能够使截面硬度为200HV以上且350HV以下，则无需对热轧卷材进行冷轧、退火。
需要说明的是，如上所述制造的钢板不仅适合用于湿式多片离合器用的分离片，也适合用于摩擦片，还可以用于干式离合器用片。
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℃、650℃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。另外，对于本实施例和比较例中的一部分，将热轧钢板在690℃下退火后进行冷轧。
对于这些冷轧钢板的各供试材料，进行了热导率的测定、截面硬度的测定以及析出的碳化物(Nb系碳化物(NbC)、V系碳化物(VC或V4C3，以下记作VC)及Ti系碳化物(TiC))的平均粒径测定。
进一步，通过冲裁加工由各供试材料制作出图2所示形状的试验片11，进行了冲裁试验、照射部的硬度测定以及疲劳试验。需要说明的是，试验片11的板厚为1.8mm，冲裁间隙为板厚的8％。另外，冲裁加工后，利用#600的金刚砂纸除去毛边。
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，以与冷轧钢板的轧制方向平行的面作为观察面的方式埋入树脂中。并且，进行蚀刻来制作提取复型，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11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。并且，将一次剪切面率为50％以上且塌边小于0.2mm的情况作为良好评价，在表2中记作○。
在照射部的硬度测定中，利用未图示的螺栓将试验片11固定于厚度为20mm且60mm×60mm的钢制块体12的表面中央部。并且，对试验片11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。
如此对试验片表面短时间照射强力的激光而对表层部进行局部加热。另外，使激光照射停止，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，有时通过冷轧而硬化的原材料钢板也会因激光照射所引起的温度升高而发生再结晶从而变为粗大晶粒，由此使得硬度降低。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，可以通过测量表层部与内部的截面硬度来评价疲劳特性。
并且，在激光照射后的试验片11的截面中，测定照射了激光的激光照射部13中的自表面起100μm的部位(即激光照射测定部13a)和厚度方向的中心部(即板厚中心部14)的维氏硬度，对表层(激光照射测定部13a)相对于内部(板厚中心部14)的硬度的硬化或软化的程度进行了评价。需要说明的是，在表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○、将大于50HV且小于100HV的情况记作△、将100HV以上的情况记作△△、将小于-50HV的情况记作▼。
疲劳试验中，与照射部的硬度测定同样地对试验片11照射激光后，使用平面弯曲疲劳试验机，以20Hz的频率在室温下进行最大弯曲应力为350MPa的交变试验。并且，将断裂次数为105以上的情况作为良好评价，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照射部的硬度测定以及基于疲劳试验的疲劳特性均良好，疲劳强度均良好。
另一方面，作为比较例的试验No.1中，认为由于不含有Nb及V且Ti的含量少，因此微细碳化物几乎不析出，因此耐磨损性降低，在激光照射所引起的骤热骤冷中表面发生了软化。认为其结果是因热影响引起的表面硬度降低使得疲劳强度降低。
作为比较例的试验No.2中，认为由于C的含量多于0.08％，因此在由激光照射引起的加热部产生马氏体相变，表面发生硬化，并且热传导性也降低。并且，认为由于C的含量多，因此生成的马氏体脆，疲劳强度降低。
作为比较例的试验No.3中，认为由于Q值大于1，因此在由激光照射引起的加热部产生马氏体相变，在周围产生拉伸应力，疲劳强度降低。
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，冲裁面性状变差。认为其结果是冲裁面的断裂面成为起点，疲劳破坏从试验片11的侧面开始进行。
作为比较例的试验No.6中，由于C的含量少于0.03％，因此析出的碳化物、渗碳体少，耐磨损性降低，另外，由激光照射引起的加热部发生了软化。认为其结果是由于热影响引起的表面硬度的降低使得疲劳强度降低。
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，冲裁面性状变差。认为其结果是冲裁面的断裂面成为起点，疲劳破坏从试验片11的侧面开始进行。
作为比较例的试验No.8中，认为由于与Ti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，冲裁面性状变差。认为其结果是冲裁面的断裂面成为起点，疲劳破坏从试验片11的侧面开始进行。
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，因此冲裁面性状变差，另外，由激光照射引起的加热部发生了硬化。并且，认为加热部发生马氏体化，由此在周围产生拉伸应力，疲劳强度降低。
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，因此冲裁面性状变差，另外，由激光照射引起的加热部发生了硬化，同时由于C的含量多于0.08％，因此热传导性降低。并且，认为加热部发生马氏体化，由此在周围产生拉伸应力，疲劳强度降低。
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，在表层部析出的碳化物的粒径减小，耐磨损性降低，并且由激光照射引起的加热部发生了软化。认为其结果是因热影响引起的表面硬度的降低使得疲劳强度降低。
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℃，因此在表层部析出的碳化物粗大化，原材料发生硬化，冲裁性降低，并且由激光照射引起的加热部发生了软化。认为其结果是冲裁面的断裂面成为起点，疲劳破坏从试验片11的侧面开始进行。
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粗大化，在骤热骤冷试验中表面发生了硬化。认为其结果是在热影响区中γ粒径粗大化，疲劳特性降低。
需要说明的是，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。
符号说明
1作为湿式多片离合器用离合器片的分离片

Claims (5)

1.一种湿式多片离合器用离合器片，其为由钢板形成的湿式多片离合器用离合器片，其特征在于，
钢板由如下化学成分构成：以质量％计，以满足(1)式的方式含有C：0.03～0.08％、Si：0～1.0％、Mn：0.2～0.8％、P：0.03％以下、S：0.01％以下以及Al：0.05％以下，并且以满足(2)式的方式含有Nb：0.03～0.4％、V：0.01～0.3％以及Ti：0.01～0.3％中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板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，
钢板的截面硬度为200HV以上且350HV以下，
5×C％-Si％+Mn％-1.5×Al％＜1···(1)
0.04＜(Nb％÷1.4)+(V％÷1.1)+Ti％＜0.3···(2)，
其中，在所述湿式多片离合器用离合器片的制造过程中，从热轧的终轧温度到卷取温度的平均冷却速度为20℃/秒以上。
2.如权利要求1所述的湿式多片离合器用离合器片，其特征在于，
钢板由如下化学成分构成：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)。
3.如权利要求1或2所述的湿式多片离合器用离合器片，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。
4.一种湿式多片离合器用离合器片的制造方法，其特征在于，
熔炼权利要求1或2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，
将该热轧卷材制成截面硬度为200～350HV的钢板，
将该钢板成形为规定的形状，
其中，从热轧的终轧温度到卷取温度的平均冷却速度为20℃/秒以上。
5.如权利要求4所述的湿式多片离合器用离合器片的制造方法，其特征在于，
将热轧卷材进行冷轧、或者将热轧卷材进行退火和冷轧，由此制成截面硬度为200～350HV的冷轧钢板，
将该冷轧钢板成形为规定的形状。
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