JP5618432B2 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、例えばクラッチプレート等に用いられる冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動変速機の湿式多板クラッチは、特殊な紙で形成された摩擦材が表面に貼り付けられた複数のフリクションプレートと、フリクションプレートに接触するセパレートプレートとが交互に配置されている。そして、フリクションプレートとセパレートプレートとの開放と接続とを切り替える動作によって動力の伝達を制御する。
フリクションプレートおよびセパレートプレートは、いずれもリング状の鋼板部材である。なお、一般的に、湿式多板クラッチを構成するこれらのフリクションプレートおよびセパレートプレートは、総称してクラッチプレートと呼ばれる。
セパレートプレートに発生する不具合現象の主なものとしては、スプライン部の摩耗（以下、性質Ａとする。）、スプライン部の位置精度不良によるがたつき（以下、性質Ｂとする。）、フリクションプレートとの摩擦面の摩耗による粗さの変化（以下、性質Ｃとする。）、および、ヒートスポットの発生とそれに伴う形状および材質の不均一化（以下、性質Ｄとする）の４つが知られている。いずれも重要な特性であるが、ヒートスポットによる不具合の対策が最も難しい。
湿式多板クラッチの動作にて、中立状態から動力伝達状態に移行して接続すると、相対速度が速い状態で摩擦板とクラッチプレートとが高荷重で押し付けられて、摩擦板とクラッチプレートとの相対速度が急速に減速する。その際に発生する摩擦熱は、摺動部分となるセパレートプレートの表面に急速に入熱されるため、セパレートプレート表面の温度を上昇させる。このセパレートプレート表面の温度上昇がヒートスポットの発生原因である。
そして、摩擦熱による加熱に由来するヒートスポット部の突起と、ヒートスポット周囲の歪みと、局部的な材質の変化とが、クラッチ作動の際の摩擦状態を不均一にさせる。また、不均一な摩擦状態が、さらに新たなヒートスポットを形成するという悪循環をもたらし、湿式多板クラッチの性能が著しく劣化する。
ここで、自動車の燃費向上は現代において極めて重要な課題であり、機構面での効率向上と、ユニットとしての小型軽量化とは、自動車を構成する様々な構成要素において非常に重要である。
また、変速機においては、効率向上、摩擦損失低減および小型軽量化が求められているが、これらを達成するには、湿式多板クラッチの効率を向上させることが必要である。湿式多板クラッチ効率の向上のためには、プレートの小径化、プレート枚数の減少化、潤滑油の低減および摩擦材の変更による摩擦係数の向上等が考えられる。しかしながら、いずれも従来技術では対応できない過度の温度上昇の原因、すなわちヒートスポットの原因となる。
そこで、クラッチプレートの材料的な性能を向上できれば、変速機の効率を劇的に向上できる可能性が考えられる。そのため、クラッチプレートに用いられる鋼板では、耐ヒートスポット性の向上が求められている。
鋼板の耐ヒートスポット性の向上に関する技術としては、特許文献１ないし特許文献５等に記載された方法が知られている。
特許文献１には、低炭素鋼を用いて、フェライトからオーステナイトへの相変態温度を高めることにより、クラッチの際の摩擦熱でプレートが加熱されても、相変態の発生を防止してヒートスポットの発生を抑制する方法が示されている。
特許文献２には、合金元素量を規定して鋼板の熱拡散率を向上させることにより、摩擦熱によるプレートの温度上昇を抑制して、ヒートスポットの発生を抑制する方法が示されている。
特許文献３には、相変態が発生しにくいオーステナイト系ステンレス鋼をプレート用の材料として用いることにより、ヒートスポットの発生を抑制する方法が示されている。
特許文献４には、Ｔｉ析出物やＮｂ析出物を利用することにより、ヒートスポットの発生を抑制する方法が示されている。
特許文献５には、Ｔｉ析出物やＮｂ析出物の利用に加えて、変態点を上昇させる作用を有するＳｉやＡｌを添加することにより、ヒートスポットの発生を抑制する方法が示されている。
また、耐ヒートスポット性の向上による変速機の効率向上、摩擦損失低減および小型軽量化の他にも、セパレートプレートの歯先等のスプライン部の耐摩耗性も重要な特性の１つである。
セパレートプレートにおける歯先の耐摩耗性を向上する技術としては、特許文献６ないし特許文献９に記載された方法が知られている。
特許文献６には、ＴｉＣやセメンタイト等の硬質析出物により、耐摩耗性を向上させる方法が示されている。
特許文献７には、フェライトの粒径が５μｍ以上１５μｍ以下であるフェライト組織を有する熱延鋼板を、圧下率５０％以上で冷間圧延することにより、耐摩耗性を向上させる方法が示されている。
特許文献８には、ＣｒとＴｉとＢとの複合添加による鋼組織の制御により、耐摩耗性を向上させる方法が示されている。
特許文献９には、パーライトおよびセメンタイト分率の制御と、フェライト粒径の制御とによる鋼組織制御により、耐摩耗性を向上させる方法が示されている。
特開２００５−２４９０５０号公報 特開２００５−２４９０５１号公報 特開２００５−２４９１０６号公報 特開２００８−２６６７３１号公報 特開２０１０−１３２９８３号公報 特開２００１−７３０７３号公報 特開２００３−２７７８８３号公報 特開２００７−２１１２６０号公報 特開２００４−１６２１５３号公報
しかしながら、上記特許文献１ないし特許文献５の方法は、セパレートプレートに求められる上記性質Ａないし性質Ｄの４つのうちの一部に対応しているに過ぎない。また、上記特許文献１ないし特許文献５の方法は、耐ヒートスポット性に関する効果も不十分である点、製造性が低下してしまう点、および、材料コストが上昇してしまう点等の多くの課題を有する。
例えば、特許文献１，２，３では、性質Ａ、性質Ｂおよび性質Ｃへの対応が考慮されておらず、変速機の効率向上、摩擦損失低減および小型軽量化については不十分である。
また、特許文献３のオーステナイトステンレス鋼は、一般的にクラッチプレートに用いられている鋼板と比較してかなり高価であるだけでなく、ステンレス鋼は熱伝導性が低いため、摩擦熱の拡散性が低く、鋼板表面が温度上昇しやすいという問題が考えられる。
さらに、特許文献４および特許文献５に示された鋼成分は、実際に調査したところ、耐ヒートスポット性は向上できるが、変速機の効率向上、摩擦損失低減および小型軽量化については不十分であった。
また、特許文献５では、ＳｉおよびＡｌを添加しているが、ＳｉやＡｌを添加することは製造上の問題が多く、スラブやコイルの脆性破壊を起こしやすい点でも工業的な観点から有効ではない。
特許文献６ないし特許文献９については耐摩耗性を向上しているに過ぎない。すなわち、セパレートプレートに求められるのはスプライン部の耐摩耗性が高いことだけでなく、相手側であるドラムまたはケースに傷付けないことも重要である。したがって、セパレートプレートの材料としては、単に耐摩耗性を向上させれば良いという訳ではない。
また、摩耗や摩耗現象に関する特性としては、他にもフリクションプレートとの摩擦面の粗さ変化の制御も重要である。すなわち、セパレートプレート表面における、相手材を摩擦紙とした場合の耐摩耗性が重要である。当然ながら、摩擦の相手材である摩擦紙を損傷させてはいけない。
そして、特許文献６ないし特許文献９のいずれも、スプライン部および表面の二箇所における性質の異なる二種類の耐摩耗性を兼備する点は考慮されていない。
また、鋼板の性質として打抜き性が悪いと、所定形状のプレートに打抜く際にせん断面率が低くなり、また、バリやカエリが発生しやすくなるとともに、２次せん断面が発生しやすくなってしまう。
そして、このように打抜き面の性状が悪化すると、例えばクラッチプレート等に適用した場合に、スプライン部のがたつきや摩耗や損傷等の原因となってしまう。
したがって、クラッチプレート用の材料等として、打抜き性が良好な鋼板が求められていた。
本発明は、このような点に鑑みなされたもので、打抜き性が良好な冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
請求項１に記載された冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＡｌ：０．０５％以下を５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１である（１）式を満たすように含有し、かつ、Ｎｂ：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．３％およびＴｉ：０．０１〜０．３％のうちの少なくとも１種を０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３である（２）式を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分であり、析出物であるＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径が２０〜１００ｎｍであり、断面組織において、長径が５μｍ以上の大きさの第２相組織の面積率が５％以下であり、断面硬さ２００ＨＶ以上３５０ＨＶであるものである。
請求項２に記載された冷延鋼板は、請求項１記載の冷延鋼板において、質量％で、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％およびＢ：０．０００２〜０．００２％の少なくとも１種を５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１である（３）式を満たすように含有する化学成分であるものである。
請求項３に記載された冷延鋼板は、請求項１または２記載の冷延鋼板において、鋼板表面から少なくとも２００μｍまでの表層部における析出物であるＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径が２０〜１００ｎｍであるものである。
請求項４に記載された冷延鋼板の製造方法は、請求項１または２記載の化学成分の鋼スラブを溶製し、この鋼スラブを１２００℃以上に加熱し熱間圧延して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を５５０〜７００℃で巻き取って熱延コイルとし、この熱延コイルを、冷間圧延するか、または、焼鈍および冷間圧延することにより、断面硬さを２００〜３５０ＨＶにするものである。
本発明によれば、化学成分を規制するとともに、析出した炭化物の平均粒径が２０〜１００ｎｍであり、断面組織における、長径が５μｍ以上の大きさの第２相組織の面積率が５％以下であるため、打抜き性を向上できる。
本発明の実施例における耐ヒートスポット性試験の試験前の状態を示す斜視図である。 （ａ）は同上耐ヒートスポット性試験の試験後の状態を示す平面図であり、（ｂ）は同上耐ヒートスポット性試験の試験後の状態を示す図２（ａ）のＡ−Ａ断面図であり、（ｃ）は硬さ測定箇所を示す図である。
本発明の一実施の形態について説明する。
本発明に係る冷延鋼板は、例えば自動車の自動変速機の湿式多板クラッチ機構におけるクラッチプレート用の材料等として用いられる。
まず、通常の鋼板で形成されたクラッチプレートにおけるヒートスポットの発生要因について説明する。
高い負荷でクラッチを接続する場合、接続状態のクラッチプレートの表面では、摩擦により温度が著しく上昇して、鋼板では金属組織のオーステナイト化が発生する。なお、鋼板において、クラッチ接続の際の温度上昇によってオーステナイト化する領域は鋼板表層のみであり、鋼板内部では相変態するほど温度が上昇しない。
鋼板表面の加熱領域は、温度の低い鋼板内部への急速な熱伝導により急冷（自己冷却）されて、マルテンサイト変態する。
そして、摩擦による加熱部が自己冷却で急冷されてマルテンサイト変態が起きた場合、生成されたマルテンサイト組織では体積膨張が生じて、周囲よりも高く突出した凸状の領域であるヒートスポットが形成される。
また、マルテンサイト変態の際の形状変化は、周囲の組織に引張残留応力を付与し、クラッチプレートは平坦度を損なって、歪みが生じる。
このようなヒートスポットを抑制するには、下記第１の対策ないし第４の対策による対応が有効である。
第１の対策は、摩擦熱によるクラッチプレートの温度上昇の抑制である。すなわち、クラッチプレートを形成する鋼板の熱伝導率を向上させることで、クラッチプレート表面の摩擦部からの熱を急速に周囲に拡散させ、最表面の局部的な異常な温度上昇を抑制する。
鋼における熱伝導率は、純鉄が最も高く、合金元素の添加量が増加するほど低下する。また、パーライト等の第２相の体積率が増加すると熱伝導率が低下する。しかしながら、鋼中への合金元素の添加は、クラッチプレートとして適切な強度および耐摩耗性を確保するために必要である。
そこで、クラッチプレートとして要求される強度と耐摩耗性とを確保し、かつ、高い熱伝導率を維持するには、金属組織を、フェライト組織中に微細な析出物を均一分散した分散型の組織にすることが有効である。
第２の対策は、摩擦熱によりクラッチプレート温度が上昇しても、クラッチプレート表層部における金属組織のγ化を抑制するものである。すなわち、摩擦熱による鋼板表面の温度上昇が避けられない状況であっても、鋼板自体をオーステナイト変態しにくくすることで、摩擦による温度上昇でのオーステナイト化を抑制する。
オーステナイト変態を抑制するには、変態点を上昇させるか、炭化物の溶体化を遅延させることが有効である。
変態点上昇には、α→γ変態点（Ａ３変態点）を上昇させる元素を添加するか、または、Ａ３変態点を低下させる元素の添加量を低減させることが有効である。
また、溶体化遅延には、鋼中において、炭化物をできるだけ固溶しにくい安定な性質で存在させることが有効である。
炭素鋼において、α→γ変態は、炭化物と母相との界面での炭化物の固溶から開始する。炭化物のα相中またはγ相中への固溶が容易であれば、α→γ変態は迅速に進行する。一方、炭化物の固溶が容易でなければ、α→γ変態の進行は抑制される。
そして、Ｃ、ＭｎおよびＮｉは変態点を低下させ、ＳｉおよびＣｒは変態点を上昇させる。したがって、Ｃ、ＭｎおよびＮｉの添加量はできるだけ低減させることが重要であり、ＳｉおよびＣｒの添加量は他の条件等を考慮し必要に応じて増加してもよい。
また、炭化物であるＦｅ３Ｃ（セメンタイト：θ）系は、固溶しやすい性質があるが、Ｃｒ添加鋼の場合、Ｆｅ３Ｃ中にＣｒが濃化する傾向がある。Ｃｒが濃化することでＦｅ３Ｃは安定化する。また、Ｆｅ３Ｃに比べてＮｂ系炭化物やＶ系炭化物やＴｉ系炭化物は、非常に安定性が高く、γ相中への溶解度が低い性質を有する。
すなわち、Ｎｂ系炭化物やＶ系炭化物やＴｉ系炭化物の微細均一分散は、鋼板の強度および耐摩耗性を確保するのに、非常に優れた方法である。そのため、Ｎｂ系炭化物やＶ系炭化物やＴｉ系炭化物の利用は、γ化抑制方法として好適である。また、変態点低下が最も顕著な元素であるＣを低下させる方法としても、ＮｂやＶやＴｉの添加は有効である。
したがって、強度および耐摩耗性を確保するためには、ＮｂやＶやＴｉを添加し硬質な炭化物を形成させることが有効である。また、ＮｂやＶやＴｉと結合しない余剰Ｃ量を低減させるため、Ｎｂ添加量やＶ添加量やＴｉ添加量とＣ量とを関連させて最適な添加量にすることで、摩擦による加熱部における固溶Ｃ量が低減して、γ化をより抑制できる。
第３の対策は、摩擦熱による温度上昇でクラッチプレート表層部の金属組織がγ化しても、クラッチプレートの自己冷却によるマルテンサイト変態を抑制するものである。すなわち、鋼板表面の温度上昇とγ化が避けられない状況であっても、鋼板の焼入れ性を低くすることで、自己冷却によるマルテンサイト変態を抑制する。
焼入れ性を低下させるには、焼入れ性を向上させる元素の添加量の低減、および、γ結晶粒径の微細化が有効である。
焼入れ性を低下させる（または向上させない）ためには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢ等の添加量をできるだけ低減することが重要である。
γ結晶粒径を微細化するには、微細な析出物による粒界ピン止め効果の利用が有効である。すなわち、Ｎｂ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔｉ系炭化物および窒化物を微細分散させることで、γ粒径を微細化すれば、γ相からの冷却の際にα相の核生成が促進されて、焼入れ性が低下する。また、このようなＮｂやＶやＴｉの利用は、熱伝導率の向上およびγ化の抑制だけでなく、強度や耐摩耗性を向上する作用も奏するため、非常に効果的である。
第４の対策は、摩擦熱による温度上昇でクラッチプレート表層部の金属組織がγ化して自己冷却によりマルテンサイト化しても、変態応力によるクラッチプレートの変形を抑制するものである。すなわち、鋼板表面の加熱部のマルテンサイト化（ヒートスポット化）が避けられない状況であっても、ヒートスポットの周囲の金属組織の強度を十分に確保することで、ヒートスポットに起因するクラッチプレートの歪みを抑制する。
ヒートスポット自体は、上述の通り、摩擦部の加熱および急冷によって形成されたマルテンサイトの領域であると考えられる。ヒートスポットの周囲は、ヒートスポットほどではないが、摩擦熱に起因して温度上昇が起こり、金属組織も影響を受ける。また、ヒートスポットは、α→γ→マルテンサイトという相変態が起きるが、ヒートスポット周囲では、γ化するほど加熱されていないため、多くの場合に素材組織より軟質化する。具体的には、通常、クラッチプレートは、冷間圧延による加工硬化で２２０〜３２０ＨＶ程度に調整された鋼板が用いられる。ヒートスポット周囲では、摩擦熱に起因した加熱によって冷間圧延による加工組織に回復および再結晶が起きて、硬さが低下する。
したがって、冷延組織の回復および再結晶を抑制できれば、ヒートスポット周囲の軟化を抑制できる。具体的には、ＮｂやＶやＴｉを添加し熱的に安定性の高いＮｂ系炭化物やＶ系炭化物やＴｉ系炭化物が組織中に均一に分散した組織にすることで、再結晶を抑制でき、硬さの低下を効果的に抑制できる。
打抜き性は、汎用の打抜き方法による打抜き面の性状にて判断される。優れた打抜き面とは、打抜き加工した断面において、せん断面率が高く、カエリやバリが小さく、二次せん断面が少ないものである。すなわち、加工断面において、破断面、二次せん断面、カエリ（バリ）が低減されれば、これらに由来する微小粉（コンタミ）の発生を抑制でき、例えばクラッチプレートに用いた場合に変速機内部の不良発生原因を軽減できる。
鋼板の打抜き性を向上するには、断面組織をほぼフェライト単相組織にして、第二相を均一かつ少量にすることが有効である。また、断面組織がバンド状に形成されることを抑制することが有効である。さらに、鋼板の硬さを適切な硬さにすることが有効である。
そして、上記第１の対策、第２の対策、第３の対策および第４の対策等や打抜き性に関する対策に基づいて、冷延鋼板の化学成分を規定する。なお、各元素の含有量は、特に記載しない限り質量％とする。
すなわち、冷延鋼板の化学成分は、０．０３〜０．０８％のＣ、０〜１．０％のＳｉ（無添加を含む。）、０．２〜０．８％のＭｎ、０．０３％以下のＰ（無添加を含まず。）、０．０１％以下のＳ（無添加を含まず。）および０．０５％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を（１）式である５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１を満たすように含有し、かつ、０．０３〜０．４％のＮｂ、０．０１〜０．３％のＶおよび０．０１〜０．３％のＴｉのうちの少なくとも１種を（２）式である０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成された化学成分にて構成される。なお、（１）式中のＣ％はＣの含有量（％）で、Ｓｉ％はＳｉの含有量（％）で、Ｍｎ％はＭｎの含有量（％）で、Ａｌ％はＡｌの含有量（％）である。また、（２）式中のＮｂ％はＮｂの含有量（％）で、Ｖ％はＶの含有量（％）で、Ｔｉ％はＴｉの含有量（％）である。
また、上記化学成分だけでなく、下記のように必要に応じてＣｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢのうちの少なくとも１種を含有させた構成にしてもよい。
すなわち、上記化学成分に加え、０．１０〜２．０％のＣｒ、０．０５〜０．５％のＮｉ、０．０５〜０．５％のＭｏおよび０．０００２〜０．００２％のＢの少なくとも１種を（３）式である５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１を満たすように含有する化学成分にしてもよい。なお、（３）式中のＣ％はＣの含有量（％）で、Ｓｉ％はＳｉの含有量（％）で、Ｍｎ％はＭｎの含有量（％）で、Ｃｒ％はＣｒの含有量（％）で、Ｎｉ％はＮｉの含有量（％）で、Ａｌ％はＡｌの含有量（％）である。
ここで、冷延鋼板における各元素および各元素の含有量について説明する。
Ｃ（炭素）は、含有量が０．０３％未満であると、耐摩耗性に寄与する硬質炭化物粒子を形成しにくくなる。一方、Ｃの含有量が多くなるほど、α→γ変態点が低下するとともに、摩擦熱による加熱部でマルテンサイト組織が形成された際の硬さと膨張変形量とが増大し、また、熱伝導率が低下する。また、Ｃの含有量が多くなるほど、パーライト組織、ベイナイト組織、セメンタイト相（Ｆｅ３Ｃ）および微細セメンタイトが粒内に分散したフェライト組織などの硬質組織が多くなり、打抜き性が悪化する。そこで、（１）式または（３）式の関係を満たす範囲にて他の特性とのバランスを考慮し、Ｃの含有量の上限を０．０８％とした。よって、Ｃの含有量は０．０３％以上０．０８％以下とした。
Ｓｉ（ケイ素）は、通常の脱酸目的で含有させる場合は、含有量が０．４％未満でも十分である。しかし、Ｓｉは、α→γ変態点を上昇させる作用を奏するため、０．４％を超えて含有させてもよい。一方、Ｓｉを１．０％を超えて過剰に含有させると、鋼板の圧延の際等に脆性破壊しやすくなってしまう。よって、Ｓｉの含有量は、０％（無添加を含む。）以上１．０％以下とした。
Ｍｎ（マンガン）は、素材鋼板の強度を向上させるのに必要な元素であり、強度を向上させるには、０．２％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎは、α→γ変態点を低下させる作用を奏するため、０．８％を超えて含有させるとα→γ変態点が低下してしまう。よって、Ｍｎの含有量は、０．２％以上０．８％以下とした。なお、Ｍｎの含有量が多いほど、熱延鋼板がバンド状組織になりやすく、打抜き加工による打抜き断面の性状が劣化しやすいため、Ｍｎの含有量は０．６％以下がより好ましい。
Ｐ（リン）は、０．０３％を超えて含有させると、打抜き性および靭性の低下を招く。したがって、Ｐの含有量は０．０３％以下（無添加を含まず。）とした。
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成する。そして、０．０１％を超えるＳを含有させると、圧延により伸ばされた軟質なＭｎＳにより断面組織に破断面が生じやすくなってしまう。したがって、Ｓの含有量は０．０１％以下（無添加を含まず。）とした。
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸効果を奏する元素である。脱酸目的のみの場合の含有量は０．０１％未満でも十分である。しかし、Ａｌは、α→γ変態点を上昇させる作用を奏するため、０．０１％を超えて含有させてもよい。また、ＮｂやＶやＴｉを所定の濃度で含有した鋼であれば、Ａｌは、０．０５％を超えて多量に含させても変態点上昇効果に関するメリットがない。よって、Ａｌの含有量は、０．０５％以下（無添加を含まず。）とした。
Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｍｏ（モリブデン）およびＢ（ホウ素）は、耐摩耗性および強靭性を向上させる作用を奏する。したがって、セパレートプレートのスプライン部が係合される相手スプラインが、例えば浸炭や窒化等の表面硬化処理にて硬質な場合に、これら元素を添加させることが好ましい。
Ｃｒを含有させる場合には、耐摩耗性向上作用および副作用を考慮して、Ｃｒの含有量を０．１０％以上２．０％以下とした。
Ｎｉを含有させる場合には、強靭性向上作用および副作用を考慮して、Ｎｉの含有量を０．０５％以上０．５％以下とした。
Ｍｏを含有させる場合には、強靭性向上作用および副作用を考慮して、Ｍｏの含有量を０．０５％以上０．５％以下とした。
Ｂを含有させる場合には、強靭性向上作用および副作用を考慮して、Ｂの含有量を０．０００２％以上０．００２％以下とした。
また、ＣｒやＮｉを含有させる場合には、冷延鋼板におけるα→γ変態点、および、焼入れ性がＣｒやＮｉの作用にも影響される。したがって、α→γ変態点を上昇させ、かつ、焼入れ性を低下させるには、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌや、ＣｒおよびＮｉの含有量を総合的に考慮する必要があり、５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５Ａｌ％＜１である（３）式で示す関係を満たす必要がある。
Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）およびＴｉ（チタン）は、鋼中のＣと結合し硬質炭化物を形成して、耐摩耗性の向上に寄与する。また、Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、鋼中炭素を溶解度の低いＮｂＣ、ＶＣおよびＴｉＣとして固定して摩擦熱による加熱部でのα→γ変態を抑制する作用を奏する。さらに、Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、摩擦による温度上昇部におけるフェライト結晶粒径の粗大化および軟質化を効果的に抑制する。すなわち、ＮｂやＶやＴｉを含有させることにより、耐ヒートスポット性および耐摩耗性を向上できる。
また、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの少なくとも１種を含有させる場合に上記耐ヒートスポット性および耐摩耗性に関する作用を奏するには、Ｎｂを０．０３％以上、Ｖを０．０１％以上、Ｔｉを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂを０．４％を超えて含有させ、Ｖを０．３％を超えて含有させ、Ｔｉを０．３％を超えて含有させると、熱延鋼板の硬さが上昇して狙いとする製品板厚および硬さであるプレート用鋼が製造できなくなる。よって、Ｎｂの含有量は０．０３％以上０．４％以下とし、Ｖの含有量は０．０１％以上０．３％以下とし、Ｔｉの含有量は０．０１％以上０．３％以下とした。
なお、耐ヒートスポット性および耐摩耗性や他の副作用は、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの添加される元素それぞれの作用に影響される。したがって、これら各元素の含有量は総合的に考慮する必要があり、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの少なくとも１種を、上記Ｎｂ、ＶおよびＴｉの含有量の範囲内において０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３である（２）式で示す関係を満たすように含有させる必要がある。
耐ヒートスポット性および耐摩耗性を向上させるために非常に重要な要素は、Ｎｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物である。すなわち、耐ヒートスポット性と、スプライン部における相手スプラインとの摩擦面での耐摩耗性とを向上させるには、鋼板表面におけるＮｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物が効果を発揮する。よって、Ｎｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物は、微細均一分散している必要がある。
具体的には、鋼板における析出物、すなわちＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径が２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内である必要がある。
特に鋼板の表面および表面近傍である表層部に存在するＮｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物は、耐ヒートスポット性および耐摩耗性への影響が大きい。したがって、鋼板の表面から少なくとも２００μｍ以内の層である表層部に存在するＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径が２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であると好ましい。
一方、鋼板の断面方向の中央部等の表層部より深い位置に存在するＮｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物は、耐ヒートスポット性にはあまり寄与せず、また、耐摩耗性が優れていると逆に相手材を傷付ける可能性がある。そのため、鋼板における断面方向中央部のＮｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物の平均粒径は、表層部と同等程度であればよい。逆に、表層部に対して断面方向中央部にＮｂ系炭化物、Ｖ系炭化物およびＴｉ系炭化物が過剰に存在すると、冷延鋼板をクラッチプレートとして使用する際に好ましくない。よって、鋼板の断面方向中央部や、鋼板の表面から２００μｍより深い層のＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径は、表層部と同じく、２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下が好ましい。
ここで、断面組織には、フェライト相を母相として、フェライト相より硬質な第２相組織、すなわちパーライト組織、ベイナイト組織、セメンタイト組織およびフェライト組織中に微細分散したセメンタイト以外の第２相組織がある。そして、断面組織では、これらの硬質な組織である第２相組織と、第２相組織に比べて軟質なフェライト素地とで硬度差が生じる。また、断面組織中に分散した第２相組織の量や大きさや硬さにより、フェライト素地と第２相組織との硬度差が大きい場合には、打抜き加工により変形を受けた際に、変形能の違いから第２相組織とフェライト組織との界面で割れが生じやすくなる。その結果、破断面が形成されやすくなるため、１次せん断面率が小さくなる。
したがって、打抜き性を向上させるには、鋼板の断面組織は、ほぼフェライト単相組織であり、第２相が均一かつ少量であることが好ましく、断面組織における第２相組織の面積率が重要である。
そして、断面組織において、大きさが長径５μｍ以上である第２相組織の面積率が５％を超えると、これら第２相組織による影響が顕著になり、打抜き性が低下する。したがって、鋼板の断面組織において、長径が５μｍ以上の大きさである第２相組織の体積率を５％以下とした。このような断面組織における第２相組織の大きさや量や硬さは、鋼板におけるＣの含有量や、熱間圧延後の巻き取り温度等によって調整できる。なお、一般的に、第２相組織の大きさは、成長方向の長さである長径を大きさの基準にする。
次に、本発明の製造方法について説明する。
まず、０．０３〜０．０８％のＣ、０〜１．０％のＳｉ（無添加を含む。）、０．２〜０．８％のＭｎ、０．０３％以下のＰ（無添加を含まず。）、０．０１％以下のＳ（無添加を含まず。）および０．０５％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を（１）式を満たすように含有し、かつ、０．０３〜０．４％のＮｂ、０．０１〜０．３％のＶおよび０．０１〜０．３％のＴｉのうちの少なくとも１種を（２）式を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成された化学成分の鋼スラブを溶製する。
なお、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢの少なくとも１種を含有させる場合には、上記各化学成分に加え、０．１０〜２．０％のＣｒ、０．０５〜０．５％のＮｉ、０．０５〜０．５％のＭｏおよび０．０００２〜０．００２％のＢの少なくとも１種を（３）式を満たすように含有した化学成分の鋼スラブを溶製する。
この鋼スラブを１２００℃以上に加熱した後、熱間圧延を行う。なお、加熱温度が１２００℃より低いと、炭化物の溶体化が不十分になる可能性がある。
熱間圧延では、熱延鋼板の品質および熱延効率等の観点から、熱延仕上げ温度をＡｒ３変態点より上の温度に調整することが好ましい。すなわち、仕上げ温度は８５０℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。
また、熱延鋼板の巻き取り温度が５５０℃より低いと、硬質組織が多くなってしまい、巻き取り温度を５５０℃以上にすることで、硬質組織が少なくフェライト相単相に近い組織形態にできる。一方、巻き取り温度が７００℃を超えると鋼板の表面脱炭が顕著になり、最表層部の炭化物の析出量が少なくなるとともに、炭化物の粒径が小さくなってしまう。したがって、巻き取り温度は５５０℃以上７００℃以下とし、この温度域で巻き取った熱延コイルを素材とする。
また、仕上げ温度から巻き取り温度までの平均冷却速度２０℃／秒未満で緩冷却すると析出した炭化物が粗大化してしまうため、平均冷却速度は２０℃／秒以上が好ましい。
熱延鋼板は、酸洗処理で表面のスケールを除去した後、冷間圧延して製品となる。具体的には、クラッチプレート、特にセパレートプレート用の鋼板として必要な硬度を得るには、冷間圧延率２０％以上７０％以下で冷間圧延する必要がある。なお、硬さの調整は、圧延率の調整により行う。
ここで、製品に用いられる冷延鋼板は、打抜き性の観点から２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下の硬さと平坦性とが要求される。平坦度を確保するには、冷間圧延率を２０％以上７０％以下の範囲で調整することが好ましい。また、硬さが２００ＨＶ未満では、打抜き品のダレとカエリとが大きく、二次せん断面が発生して、スプライン部の性状が劣化してしまう。一方、硬さが３５０ＨＶを超えると、打抜き金型の摩耗や損傷が大きくなるとともに、打抜き面にせん断面が形成されなくなり、スプライン部の形状として好ましくない。
また、必要に応じて、熱延鋼板に直接焼鈍を行うか、または、冷延鋼板に中間焼鈍として焼鈍を行ってもよい。いずれの場合も焼鈍後に冷間圧延を施すことが好ましい。また、冷間圧延工程中に中間焼鈍を行う場合には、製品板厚と冷延加工率とを考慮して適切な焼鈍条件を適宜選択できる。ただし、表面脱炭を生じるような焼鈍条件は好ましくない。
そして、上記冷延鋼板によれば、上記第１の対策ないし第４の対策や打抜き性に関する対策に基づいて化学成分を規制するとともに、析出したＮｂ系炭化物やＶ系炭化物やＴｉ系炭化物の平均粒径を２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下とし、断面組織における硬さが２００ＨＶ以上で長径が５μｍ以上の大きさの硬質組織の体積率が５％以下であるため、打抜き性を向上できる。
なお、従来の技術では、耐ヒートスポット性を向上させるには合金元素の添加量を少なくする必要がある一方で、耐摩耗性を向上させるには必要な合金元素を添加して強度を向上させる必要があるため、耐ヒートスポット性および耐摩耗性をバランス良く向上できなかったが、上記冷延鋼板では、耐ヒートスポット性および耐摩耗性をバランス良く向上できる。また、これら耐ヒートスポット性および耐摩耗性のバランスだけでなく、打抜き性も向上できる。
そのため、従来の打抜き加工にて優れた打抜き面性状が得られる。すなわち、打抜き面において破断面、２次せん断面およびカエリ・バリの発生を抑制でき、例えばクラッチプレートの材料として用いられた際に変速機内部での不良原因を軽減できる。
また、鋼板中に微細で硬質な炭化物が分散していることで、炭化物が摩擦部における塑性流動とミクロな破壊とを抑制する作用を奏し、鋼と鋼との摩擦における凝着摩耗を抑制できる。
さらに、打抜き面性状が優れているので、相手スプライン部とのクリアランスを小さく設定できる。このため、作動時におけるがたつきの発生を抑制でき、スプライン部の打撃を低減できる。また、打抜き面が平坦であると、接触面圧が低く、相手スプライン部との接触による摩耗が抑制される。その結果、相手スプライン部への打撃や面圧が抑制され、接触する相手材側の摩耗も低減される。
したがって、上記冷延鋼板は、スプライン部の耐摩耗性（プレート自身の摩耗の抑制）と接触する相手材への攻撃性（相手側スプライン部の摩耗および損傷の抑制）に優れており、これら耐摩耗性の観点から例えばクラッチプレート等用の材料として好適である。
以下、本実施例および比較例について説明する。
まず、表１に示す化学成分の鋼スラブを溶製した。なお、表１では、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢのうちの少なくとも１種を含有しない場合は、（１）式の左辺の値をＱ値として示し、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢのうちの少なくとも１種を含有する場合は、（３）式の左辺の値をＱ値として示している。
Figure 0005618432
各鋼スラブを用いて、表２に示す条件にて熱間圧延および冷間圧延を行って各供試材を作製した。
熱間圧延は、加熱温度を１２５０℃または１１００℃とし、巻き取り温度は４５０℃、５２０℃、５７０℃、６００℃、６３０℃、６５０℃および７２０℃のいずれかとした。
また、熱延鋼板を塩酸酸洗の後、種々の冷延率で板厚１．８ｍｍに仕上げた。なお、冷間圧延後の時点での断面硬さは２５０ＨＶを目標とした。また、本実施例および比較例のうちの一部については、熱延鋼板を６９０℃で焼鈍した後に冷間圧延を行った。
これら冷延鋼板の各供試材について、熱伝導率の測定、断面硬さの測定、析出した炭化物（Ｎｂ炭化物（ＮｂＣ）、Ｖ炭化物（ＶＣまたはＶ４Ｃ３で以下ＶＣとする。）およびＴｉ炭化物（ＴｉＣ））の平均粒径測定および断面組織における硬質組織の体積率の測定を行った。
さらに、各供試材から試験片を採取して、打抜き試験、ピンオンディスク摩擦摩耗試験、および、耐ヒートスポット性試験を行った。
熱伝導率測定では、レーザーフラッシュ法を用いて、１００〜２００℃での熱伝導率を測定した。そして、測定した熱伝導率が５０Ｗ／ｍ・Ｋ以上だったものを良評価として、表２では○とした。
断面硬さ測定では、各供試材の一部を切り出し樹脂に埋め込んで研磨した後に、断面の板厚中心部のビッカース硬度を測定した。なお、測定荷重は５０ｇｆとした。
表層の炭化物の平均粒径測定では、各供試材の一部を切断して、冷延鋼板の一方の表面が観察面となるように樹脂に埋め込んだ。そして、冷延鋼板の表面から板厚方向に５０〜１５０μｍの深さの位置が観察面となるように冷延鋼板の表面に平行に研磨し、エッチングした後、抽出レプリカを作製して、析出物の観察を行った。Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうち、Ｎｂを単独添加したものはＮｂＣを観察し、Ｖを単独添加したものはＶＣを観察し、Ｔｉを単独添加したものはＴｉＣを観察し、複合添加したものは、ＮｂＣ、ＶＣおよびＴｉＣのうち対応する析出物を観察した。観察は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、画像解析装置で析出物の大きさを円換算して、析出物それぞれの直径を算出した。なお、撮影倍率は５万倍とし、１０視野を観察した。そして、算出した析出物の粒径の総和を析出物の個数で除して、平均粒径とした。このように測定した各供試材の析出物の平均粒径について、表２では、平均粒径が２０ｎｍ未満である場合をＡとし、平均粒径が２０〜１００ｎｍである場合をＢとし、平均粒径が１００ｎｍを超えた場合をＣとした。
硬質組織の面積率（割合）の測定は、以下の手順で行った。各供試材の一部を切断して、冷延鋼板の圧延方向と板厚方向とを含む平面が観察面になるように樹脂に埋め込んだ。そして、湿式研磨およびバフ研磨で鏡面仕上げした後、５％ナイタールでエッチングして、走査型電子顕微鏡による組織観察を行った。なお、第２相組織とは、母相であるフェライト相組織とは異なる相または組織のことである。これら第２相組織について、顕微鏡下または写真で、見た目上の大きさを測定した。また、第２相組織の大きさは、長径をもって代表値とした。
打抜き試験では、３００ｋＮ万能試験機を用いて各試験片から厚み１．８ｍｍで直径１０ｍｍの円形穴を打抜いた。打抜き金型としては、ポンチおよびダイスともに６０ＨＲＣに調質された主として冷間金型用のＪＩＳ規格のＳＫＤ１１を使用した。試験条件は、打抜き加工速度１．７ｍｍ／秒、クリアランス５％とした。打抜きショット数が２０〜３０ショットの打抜き加工品を回収し、せん断面におけるダレ量、１次せん断面率を評価した。具体的には、素材鋼板の圧延方向とその直角方向とについて、各指標を測定し平均値を算出した。そして、１次せん断面率が５０％以上でダレが０．２ｍｍ未満のものを良評価とし、表２では○とした。また、表２では、１次せん断面率が５０％未満のものを▲とし、ダレが０．２ｍｍ以上のものを▼とし、２次せん断面が発生したものを×とした。
ピンオンディスク摩擦摩耗試験では、ピンオンディスク摩擦摩耗試験機を用いて、ミッションオイルを滴下しながら摩耗試験を行った。具体的には、厚み１．８ｍｍの冷延鋼板から打抜き加工（クリアランス５％）にて１０ｍｍ×３０ｍｍの摩耗試験片を成形し、この摩耗試験片を、ピンオンディスク型摩耗試験機でディスクとの接触面である試験面が１．８ｍｍ×１０ｍｍとなるように固定した。なお、ディスクとしてはＳ４５Ｃの焼入れ焼戻し品で硬さ４５０ＨＶのものを用いた。また、摩耗試験片を試験荷重１００Ｎでディスクに押し付けながら、摩擦速度０．６ｍ／秒、摩擦距離８００ｍの条件で摩耗試験を行った。そして、摩耗高さが０．１ｍｍ未満のものを良評価とし表２では○とした。また表２では、摩耗高さが０．１ｍｍ以上のものを▲とし、激しく凝着したものを×とした。
なお、打抜き加工にて、試験片間に１次せん断面率の差がある場合、１次せん断面率が大きいほど実質的な接触面圧が小さくなり、摩耗量が少なくなる傾向を示す。つまり、鋼そのものの耐摩耗性に加えて、１次せん断面率も摩耗量に関する重要な要因となる。
耐ヒートスポット性試験（急熱急冷試験）では、強力なレーザー光を試験片表面に短時間照射することにより、表層部を局部的に加熱する方法にて行った。すなわち、レーザー光による鋼板表面の加熱の後、レーザー照射を停止することにより、鋼板の自己冷却作用により加熱部が急冷されて、ヒートスポットにおける特徴的な変質層（マルテンサイトを含む組織変化層）を作り出した。また、マルテンサイト相が形成されない場合でも、レーザー照射による温度上昇により、冷間圧延で硬化された素材鋼板が再結晶し粗大結晶粒になることによって、硬さが低下する場合がある。このように、硬化および軟化を含め、変質層が形成されれば、素材鋼板の内部における断面硬さと、レーザー照射部分の硬さとに差が生じる。そのため、表層部と内部との断面硬さを計測することで、耐ヒートスポット性を評価できる。
このような耐ヒートスポット性試験は、具体的に次のように行った。図１に示すように、各供試材から採取した２５ｍｍ×２５ｍｍの試験片１を、図示しないボルトにて、厚みが２０ｍｍで６０ｍｍ×６０ｍｍの鋼製ブロック２の表面中央部に固定した。そして、試験片１表面の中央部にレーザービームを照射した。照射条件は、ＣＯ２レーザーを使用し、実効出力を１０８０Ｗとし、ビーム形状を６ｍｍφとし、照射時間を０．７５秒とした。
また、図２（ａ）ないし（ｃ）に示すように、レーザー照射後の試験片１の断面において、レーザーを照射したレーザー照射部３における表面から１００μｍの箇所であるレーザー照射測定部3a、および、厚さ方向の中心部である板厚中心部４のビッカース硬さを測定し、内部（板厚中心部４）の硬さに対する表層（レーザー照射測定部3a）の硬化または軟化の度合いを評価した。なお、表２では、表層と内部との硬さの差が、±５０ＨＶ以内の場合を良評価として○とし、５０ＨＶ以上１００ＨＶ未満の場合を△とし、１００ＨＶ以上の場合を△△とし、−５０ＨＶ以下の場合を▼とした。
総合評価は、硬質組織の割合、打抜き試験による打抜き面性状評価、ピンオンディスク摩擦摩耗試験による耐摩擦摩耗性評価、および、耐ヒートスポット性試験による耐ヒートスポット性評価のいずれも良評価だったものを合格として、表２では○とした。
上記各試験条件および試験結果を表２に示す。
Figure 0005618432
表２に示すように、本実施例のいずれも、打抜き性、耐摩擦摩耗性および耐ヒートスポット性のいずれも良好であった。
一方、比較例である試験Ｎｏ．１は、ＮｂおよびＶを含有させず、Ｔｉの含有量が少ないため、微細炭化物がほとんど析出しなかった。そのため、耐摩耗性が低下し、急熱急冷試験で表面が軟化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．２は、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、硬質組織が大きくなり打抜き面性状が悪化したと考えられる。また、Ｃの含有量が多いため、急熱急冷試験にて急冷部にマルテンサイト変態が生じて、表面が硬化して耐ヒートスポット性が不良となり、また、熱伝導性も低下したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．３は、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、硬質組織が大きくなり打抜き面性状が悪化したと考えられる。また、Ｑ値が１より大きいため、急熱急冷試験にて急冷部にマルテンサイト変態が生じ、表面が硬化して耐ヒートスポット性が低下したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．５は、Ｃの含有量が０．０８％より多いため硬質組織が大きくなるとともに、Ｓｉの含有量が１．０％より多いため加工性が低下して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．６は、Ｃの含有量が０．０３％より少ないため、析出した炭化物やセメンタイトが少なく、耐摩耗性が低下し、また、急熱急冷試験にて表面が軟化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．７は、Ｔｉの含有量が０．３％より多いため、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．８は、ＴｉおよびＮｂの含有量に関する（２）式の値が０．３より大きいため、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．９は、Ｍｎの含有量が０．８％より多く、Ｑ値が１より大きいため、打抜き面性状が悪化し、また、急熱急冷試験にて表面が硬化し、かつ、耐摩耗性が悪化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１０は、Ｍｎの含有量が０．８％より多く、Ｑ値が１より大きいため、打抜き面性状が悪化し、また、急熱急冷試験にて表面が硬化したと考えられる。また、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、熱伝導性が低下し、打抜き面性状が悪化して、耐摩耗性が低下したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１１−ｂは、断面硬さが２００ＨＶより低いため、打抜き面性状が悪化（ダレが発生）し、耐摩耗性が低下したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１１−ｃは、巻き取り温度が７００℃より高いため、表面脱炭が進行して表層に析出した炭化物の粒径が小さくなり、急熱急冷試験にて表面が軟化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１１−ｄは、熱間圧延の際の加熱温度が１２００℃未満であるため、炭化物の溶体化が不十分で微細析出が抑制され、表層に析出した炭化物が少なくなり、耐摩耗性が低下するとともに、急熱急冷試験にて表面が軟化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１２−ａおよびＮｏ．１２−ｂは、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、硬質組織が大きくなり打抜き面性状が悪化し、また、急熱急冷試験にて表面が軟化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１２−ｃは、巻き取り温度が５５０℃未満であるため、表層に析出した炭化物が粗大化し、打抜き性が低下して打抜き面性状が悪化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．１３−ｃは、巻き取り温度が５５０℃未満であるため、表層に析出した炭化物が微細化し、硬質組織が大きくなって、素材が硬化し打抜き面性状が悪化し、また、急熱急冷試験にて表面が軟化したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．２０は、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、硬質組織が大きくなり打抜き面性状が悪化し、また、耐摩耗性が低下したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．３４およびＮｏ．３５は、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、硬質組織が大きくなり打抜き面性状が悪化し、また、耐摩耗性が低下したと考えられる。
比較例である試験Ｎｏ．３６は、Ｓの含有量が０．０１％より多いため、打抜き面性状が悪化し、また、耐摩耗性が低下したと考えられる。
また、本実施例である試験Ｎｏ．１１−ａ、Ｎｏ．１３−ａ、試験Ｎｏ．２７および試験Ｎｏ．３１と、比較例である試験Ｎｏ．９、試験Ｎｏ．１０、試験Ｎｏ．１２−ｃおよび試験Ｎｏ．３４とについて、実際にセパレートプレートの形状に加工した。そして、これらの試料をクラッチ摩擦試験機であるＳＡＥ−Ｎｏ．２試験機にてクラッチ性能試験を行って、目視にてヒートスポットの有無を観察した。
この結果、本実施例のいずれもヒートスポットが発生していないのに対して、試験Ｎｏ．３４以外の比較例のいずれもヒートスポットが発生していた。

Claims (4)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＡｌ：０．０５％以下を（１）式を満たすように含有し、かつ、Ｎｂ：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．３％およびＴｉ：０．０１〜０．３％のうちの少なくとも１種を（２）式を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分であり、
    析出物であるＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径が２０〜１００ｎｍであり、
    断面組織において、長径が５μｍ以上の大きさの第２相組織の面積率が５％以下であり、
    断面硬さ２００ＨＶ以上３５０ＨＶである
    ことを特徴とする冷延鋼板。
    ５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１・・・（１）
    ０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３・・・（２）
  2. 質量％で、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％およびＢ：０．０００２〜０．００２％の少なくとも１種を（３）式を満たすように含有する化学成分である
    ことを特徴とする請求項１記載の冷延鋼板。
    ５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１・・・（３）
  3. 鋼板表面から少なくとも２００μｍまでの表層部における析出物であるＮｂ、ＶおよびＴｉのうちのいずれかを含む炭化物の平均粒径が２０〜１００ｎｍである
    ことを特徴とする請求項１または２記載の冷延鋼板。
  4. 請求項１または２記載の化学成分の鋼スラブを溶製し、
    この鋼スラブを１２００℃以上に加熱し熱間圧延して熱延鋼板とし、
    この熱延鋼板を５５０〜７００℃で巻き取って熱延コイルとし、
    この熱延コイルを、冷間圧延するか、または、焼鈍および冷間圧延することにより、断面硬さを２００〜３５０ＨＶにする
    ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
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