KR101709428B1

KR101709428B1 - 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101709428B1
Application number: KR1020157020658A
Authority: KR
Inventors: 사토시 다가시라; 마사히토 스즈키; 도모히로 이마나카
Original assignee: 닛신 세이코 가부시키가이샤
Priority date: 2013-01-31
Filing date: 2014-01-23
Publication date: 2017-02-22
Also published as: WO2014119460A1; US10144994B2; JP5618432B2; EP2952607A4; US20150368764A1; US10246764B2; KR20150099868A; CN104955973A; US20170226607A1; EP2952607A1; CN104955973B; JP2014167158A

Abstract

내히트 스팟성, 내마모성 및 펀칭성이 양호한 냉연 강판을 제공한다. 질량%로, 0.03 ~ 0.08%의 C, 0 ~ 1.0%의 Si, 0.2 ~ 0.8%의 Mn, 0.03% 이하의 P, 0.01% 이하의 S 및 0.05% 이하의 Al를 5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al% < 1을 만족하도록 함유한다. 또한, 0.03 ~ 0.4%의 Nb, 0.01 ~ 0.3%의 V 및 0.01 ~ 0.3%의 Ti 중 적어도 1종을 0.04 < (Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti% < 0.3을 만족하도록 함유한다. 그리고, 석출물인 탄화물의 평균 입경을 20 ~ 100 nm로 한다. 또한, 단면 조직에 있어서, 긴쪽 지름이 5㎛ 이상의 크기의 제2 상조직의 면적률을 5% 이하로 한다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법{COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 예를 들면 클러치 플레이트(clutch plate) 등에 이용되는 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동 변속기의 습식 다판 클러치(multi-plate wet clutch)는, 특수한 종이로 형성된 마찰재가 표면에 붙여진 복수의 프릭션(friction) 플레이트와, 프릭션 플레이트에 접촉하는 세퍼레이트 플레이트가 교대로 배치되어 있다. 그리고, 프릭션 플레이트와 세퍼레이트 플레이트와의 개방과 접속을 전환하는 동작에 의해서 동력의 전달을 제어한다.

프릭션 플레이트 및 세퍼레이트 플레이트는, 모두 링 형상의 강판 부재이다. 또한, 일반적으로, 습식 다판 클러치를 구성하는 이들 프릭션 플레이트 및 세퍼레이트 플레이트는, 총칭하여 클러치 플레이트로 칭해진다.

세퍼레이트 플레이트에 발생하는 문제 현상의 주된 것으로는, 스플라인(spline)부의 마모(이하, 성질 A로 한다), 스플라인부의 위치 정밀도 불량에 의한 흔들림(이하, 성질 B로 한다), 프릭션 플레이트와의 마찰면의 마모에 의한 거칠기의 변화(이하, 성질 C로 한다), 및, 히트 스팟의 발생과 그것에 수반하는 형상 및 재질의 불균일화(이하, 성질 D로 한다)의 4가지가 알려져 있다. 어느 것도 중요한 특성인데, 히트 스팟에 의한 문제의 대책이 가장 어렵다.

습식 다판 클러치의 동작에서, 중립 상태로부터 동력 전달 상태로 이행하여 접속하면, 상대속도가 빠른 상태에서 마찰판과 클러치 플레이트가 고하중으로 눌려져서, 마찰판과 클러치 플레이트와의 상대속도가 급속히 감속한다. 이 때 발생하는 마찰열은, 슬라이딩 부분이 되는 세퍼레이트 플레이트의 표면에 급속히 입열(入熱)되기 때문에, 세퍼레이트 플레이트 표면의 온도를 상승시킨다. 이 세퍼레이트 플레이트 표면의 온도 상승이 히트 스팟의 발생 원인이다.

그리고, 마찰열에 의한 가열로부터 유래하는 히트 스팟부의 돌기와, 히트 스팟 주위의 변형과, 국부적인 재질의 변화가, 클러치 작동시의 마찰 상태를 불균일하게 한다. 또한, 불균일한 마찰 상태가, 새로운 히트 스팟을 더 형성하게 하는 악순환을 초래하고, 습식 다판 클러치의 성능이 현저하게 열화된다.

여기서, 자동차의 연비 향상은 현대에 있어서 극히 중요한 과제이며, 기구적인 면에서의 효율 향상과, 유닛으로서의 소형 경량화는, 자동차를 구성하는 여러 가지 구성요소에 있어서 매우 중요하다.

또한, 변속기에 있어서는, 효율 향상, 마찰 손실 저감 및 소형 경량화가 요구되고 있는데, 이것들을 달성하기 위해서는, 습식 다판 클러치의 효율을 향상시키는 것이 필요하다. 습식 다판 클러치 효율의 향상을 위해서는, 플레이트의 소경화(小徑化), 플레이트 매수의 감소화, 윤활유의 저감 및 마찰재의 변경에 의한 마찰 계수의 향상 등을 생각할 수 있다. 그러나, 어느 것도 종래 기술로는 대응할 수 없는 과도한 온도 상승의 원인, 즉 히트 스팟의 원인이 된다.

여기서, 클러치 플레이트의 재료적인 성능을 향상할 수 있다면, 변속기의 효율이 극적으로 향상될 가능성을 생각할 수 있다. 이 때문에, 클러치 플레이트에 이용되는 강판에서는, 내히트 스팟성(heat-spot resistance characteristics)의 향상이 요구되고 있다.

강판의 내히트 스팟성의 향상에 관한 기술로서는, 특허문헌 1 내지 특허문헌 5 등에 기재된 방법이 알려져 있다.

특허문헌 1에는, 저탄소강을 이용하여, 페라이트에서 오스테나이트로의 상변태 온도를 높이는 것에 의해, 클러치시의 마찰열로 플레이트가 가열되어도, 상변태의 발생을 방지하여 히트 스팟의 발생을 억제하는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 2에는, 합금 원소량을 규정하여 강판의 열확산율을 향상시키는 것에 의해, 마찰열에 의한 플레이트의 온도 상승을 억제하여, 히트 스팟의 발생을 억제하는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 3에는, 상변태가 발생하기 어려운 오스테나이트계 스테인레스강을 플레이트용의 재료로서 이용하는 것에 의해, 히트 스팟의 발생을 억제하는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 4에는, Ti 석출물이나 Nb 석출물을 이용하는 것으로써, 히트 스팟의 발생을 억제하는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 5에는, Ti 석출물이나 Nb 석출물의 이용에 더하여, 변태점을 상승시키는 작용을 가지는 Si나 Al를 첨가하는 것으로써, 히트 스팟의 발생을 억제하는 방법을 나타내고 있다.

또한, 내히트 스팟성의 향상에 의한 변속기의 효율 향상, 마찰 손실 저감 및 소형 경량화 외에도, 세퍼레이트 플레이트의 치선(齒先) 등의 스플라인부의 내마모성도 중요한 특성의 하나이다.

세퍼레이트 플레이트에 있어서의 치선의 내마모성을 향상하는 기술로서는, 특허문헌 6 내지 특허문헌 9에 기재된 방법이 알려져 있다.

특허문헌 6에는, TiC나 세멘타이트 등의 경질 석출물에 의해, 내마모성을 향상시키는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 7에는, 페라이트의 입경이 5㎛ 이상 15㎛ 이하인 페라이트 조직을 가지는 열연 강판을, 압하율 50% 이상으로 냉간 압연하는 것으로써, 내마모성을 향상시키는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 8에는, Cr와 Ti와 B와의 복합 첨가에 의한 강 조직의 제어에 의해, 내마모성을 향상시키는 방법을 나타내고 있다.

특허문헌 9에는, 펄라이트 및 세멘타이트 분율의 제어와 페라이트 입경의 제어와에 의한 강 조직 제어에 의해, 내마모성을 향상시키는 방법을 나타내고 있다.

일본 공개 특허 공보 2005-249050호 일본 공개 특허 공보 2005-249051호 일본 공개 특허 공보 2005-249106호 일본 공개 특허 공보 2008-266731호 일본 공개 특허 공보 2010-132983호 일본 공개 특허 공보 2001-73073호 일본 공개 특허 공보 2003-277883호 일본 공개 특허 공보 2007-211260호 일본 공개 특허 공보 2004-162153호

그러나, 상기 특허문헌 1 내지 특허문헌 5의 방법은, 세퍼레이트 플레이트에 요구되는 상기 성질 A 내지 성질 D의 4가지 중 일부에 대응하고 있는 것에 지나지 않는다. 또한, 상기 특허문헌 1 내지 특허문헌 5의 방법은, 내히트 스팟성에 관한 효과도 불충분한 점, 제조성이 저하되어 버리는 점, 및, 재료 비용이 상승되어 버리는 점 등의 많은 과제를 가진다.

예를 들면, 특허문헌 1, 2, 3에서는, 성질 A, 성질 B 및 성질 C에의 대응이 고려되지 않고, 변속기의 효율 향상, 마찰 손실 저감 및 소형 경량화에 대해서는 불충분하다.

또한, 특허문헌 3의 오스테나이트 스테인레스강은, 일반적으로 클러치 플레이트에 이용되고 있는 강판과 비교하여 상당히 고가일 뿐만이 아니라, 스테인레스강은 열전도성이 낮기 때문에, 마찰열의 확산성이 낮고, 강판 표면이 온도 상승하기 쉽다는 문제를 생각할 수 있다.

또한, 특허문헌 4 및 특허문헌 5에 나타난 강 성분은, 실제로 조사한 바, 내히트 스팟성은 향상될 수 있지만, 변속기의 효율 향상, 마찰 손실 저감 및 소형 경량화에 대해서는 불충분했다.

또한, 특허문헌 5에서는, Si 및 Al를 첨가하고 있는데, Si나 Al를 첨가하는 것은 제조상의 문제가 많고, 슬래브나 코일의 취성 파괴를 일으키기 쉽다는 점에서도 공업적인 관점에서 유효하지 않다.

특허문헌 6 내지 특허문헌 9에 대해서는 내마모성을 향상시키고 있는 것에 지나지 않는다. 즉, 세퍼레이트 플레이트에 요구되는 것은 스플라인부의 내마모성이 높을 뿐만이 아니라, 상대측인 드럼 또는 케이스를 손상시키지 않는 것도 중요하다. 따라서, 세퍼레이트 플레이트의 재료로서는, 단순히 내마모성을 향상시키면 좋은 것은 아니다.

또한, 마모나 마모 현상에 관한 특성으로서는, 그 밖에도 프릭션 플레이트와의 마찰면의 거칠기 변화의 제어도 중요하다. 즉, 세퍼레이트 플레이트 표면에 있어서의, 상대재(相對材)를 마찰지(摩擦紙)로 했을 경우의 내마모성이 중요하다. 당연히, 마찰의 상대재인 마찰지를 손상시켜서는 안된다.

그리고, 특허문헌 6 내지 특허문헌 9의 어느 것도, 스플라인부 및 표면의 2개소에 있어서의 성질이 다른 2종류의 내마모성을 겸비하는 점은 고려되어 있지 않다.

또한, 강판의 성질로서 펀칭성(blanking characteristics)이 나쁘면, 소정 형상의 플레이트에 펀칭시에 전단면율(剪斷面率)이 낮아지고, 또한, 바브(barb)나 버어(burr)가 발생하기 쉬워짐과 함께, 2차 전단면이 발생하기 쉬워져 버린다.

그리고, 이와 같이 펀칭면의 성상(性狀)이 악화되면, 예를 들면 클러치 플레이트 등에 적용했을 경우에, 스플라인부의 흔들림이나 마모나 손상 등의 원인이 되어 버린다.

따라서, 클러치 플레이트용의 재료 등으로서 펀칭성이 양호한 강판이 요구되고 있었다.

본 발명은, 이러한 점에 비추어서 이루어진 것으로, 펀칭성이 양호한 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

청구항 1에 기재된 냉연 강판은, 질량%로, C: 0.03 ~ 0.08%, Si: 0 ~ 1.0%, Mn: 0.2 ~ 0.8%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하 및 Al: 0.05% 이하를 [1]식을 만족하도록 함유하고, 또한, Nb: 0.03 ~ 0.4%, V: 0.01 ~ 0.3% 및 Ti: 0.01 ~ 0.3% 중 적어도 1종을 [2]식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분이며, 석출물인 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경이 50 ~ 100 nm이며, 또한 강판 표면으로부터 적어도 200㎛까지의 표층부에서의 석출물인 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경이 50 ~ 100 nm이고, 단면 조직은, 페라이트모상인 제1 상조직과, 상기 제1 상조직과는 다른 조직이고 긴쪽 지름이 5μm 이상의 크기의 제2 상조직을 가지며, 상기 제2 상조직의 면적률이 5% 이하이며, 단면 경도 200 HV 이상 350 HV 이하인 것이다.

청구항 2에 기재된 냉연 강판은, 청구항 1 기재의 냉연 강판에 있어서, 질량%로, Cr: 0.10 ~ 2.0%, Ni: 0.05 ~ 0.5%, Mo: 0.05 ~ 0.5% 및 B: 0.0002 ~ 0.002%의 적어도 1종을 5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al% < 1인 [3]식을 만족하도록 함유하는 화학 성분인 것이다.

삭제

청구항 4에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 성분의 강 슬래브를 용융 제조하고, 상기 강 슬래브를 1200℃ 이상으로 가열하고, 마무리 온도를 850℃ 초과 ~ 950℃ 이하로 하여 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 마무리 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 20℃／초 이상으로 열연강판을 냉각하며, 상기 열연 강판을 550 ~ 700℃에서 권취하여 열연 코일로 하고, 상기 열연 코일을, 냉간 압연하거나, 또는, 소둔 및 냉간 압연하는 것으로써, 단면 경도를 200 ~ 350 HV로 하는 것이다.

본 발명에 의하면, 화학 성분을 규제함과 함께, 석출된 탄화물의 평균 입경이 20 ~ 100 nm이며, 단면 조직에 있어서의, 긴쪽 지름이 5㎛ 이상의 크기의 제2 상조직의 면적률이 5% 이하이기 때문에, 펀칭성을 향상시킬 수 있다. 또한, 세퍼레이트 플레이트뿐만이 아니라, 프릭션 플레이트나, 건식 클러치용 플레이트에의 사용에도 적합하다.

도 1은 본 발명의 실시예에 있어서의 내히트 스팟성 시험의 시험 전 상태를 나타내는 사시도이다.
도 2(a)는 상기 내히트 스팟성 시험의 시험 후 상태를 나타내는 평면도이며, (b)는 상기 내히트 스팟성 시험의 시험 후 상태를 나타내는 도 2(a)의 A-A단면도이며, (c)는 경도 측정 개소를 나타내는 도면이다.

본 발명의 일실시 형태에 대해서 설명한다.

본 발명에 대한 냉연 강판은, 예를 들면 자동차의 자동 변속기의 습식 다판 클러치 기구에 있어서의 클러치 플레이트용의 재료 등으로서 이용된다.

우선, 통상의 강판으로 형성된 클러치 플레이트에 있어서의 히트 스팟의 발생 요인에 대해서 설명한다.

높은 부하로 클러치를 접속하는 경우, 접속 상태의 클러치 플레이트의 표면에서는, 마찰에 의해 온도가 현저히 상승하여, 강판에서는 금속 조직의 오스테나이트화가 발생한다. 또한, 강판에 있어서, 클러치 접속시의 온도 상승에 의해서 오스테나이트화 하는 영역은 강판 표층뿐이며, 강판 내부에서는 상변태할 정도로 온도가 상승하지 않는다.

강판 표면의 가열 영역은, 온도가 낮은 강판 내부에의 급속한 열전도에 의해 급냉(자기 냉각)되어서, 마르텐사이트 변태한다.

그리고, 마찰에 의한 가열부가 자기 냉각으로 급냉되어서 마르텐사이트 변태가 일어났을 경우, 생성된 마르텐사이트 조직에서는 체적 팽창이 생겨서, 주위보다 높게 돌출된 볼록 형상의 영역인 히트 스팟이 형성된다.

또한, 마르텐사이트 변태시의 형상 변화는, 주위의 조직에 인장 잔류 응력을 부여하고, 클러치 플레이트는 평탄도를 떨어뜨려서, 변형이 생긴다.

이러한 히트 스팟을 억제하기 위해서는, 하기 제1의 대책 내지 제4의 대책에 의한 대응이 유효하다.

제1의 대책은, 마찰열에 의한 클러치 플레이트의 온도 상승의 억제이다. 즉, 클러치 플레이트를 형성하는 강판의 열전도율을 향상시키는 것으로, 클러치 플레이트 표면의 마찰부로부터의 열을 급속히 주위에 확산시키고, 최표면의 국부적인 비정상인 온도 상승을 억제한다.

강에 있어서의 열전도율은, 순철이 가장 높고, 합금 원소의 첨가량이 증가할수록 저하한다. 또한, 펄라이트 등의 제2 상의 체적율이 증가하면 열전도율이 저하한다. 그러나, 강 중에의 합금 원소의 첨가는, 클러치 플레이트로서 적절한 강도 및 내마모성을 확보하기 위해서 필요하다.

여기서, 클러치 플레이트로서 요구되는 강도와 내마모성을 확보하고, 또한, 높은 열전도율을 유지하기 위해서는, 금속 조직을, 페라이트 조직 중에 미세한 석출물을 균일 분산한 분산형의 조직으로 하는 것이 유효하다.

제2의 대책은, 마찰열에 의해 클러치 플레이트 온도가 상승해도, 클러치 플레이트 표층부에 있어서의 금속 조직의 γ화를 억제하는 것이다. 즉, 마찰열에 의한 강판 표면의 온도 상승을 피할 수 없는 상황이라도, 강판 자체를 오스테나이트 변태하기 어렵게 하는 것으로, 마찰에 의한 온도 상승에서의 오스테나이트화를 억제한다.

오스테나이트 변태를 억제하기 위해서는, 변태점을 상승시키거나, 탄화물의 용체화를 지연시키는 것이 유효하다.

변태점 상승에는, α→γ 변태점(A₃ 변태점)을 상승시키는 원소를 첨가하거나, 또는, A₃ 변태점을 저하시키는 원소의 첨가량을 저감시키는 것이 유효하다.

또한, 용체화 지연에는, 강 중에 있어서, 탄화물을 가능한 한 고용시키기 어려운 안정적인 성질로 존재시키는 것이 유효하다.

탄소강에 있어서, α→γ 변태는, 탄화물과 모상과의 계면에서의 탄화물의 고용으로부터 개시된다. 탄화물의 α상 중 또는 γ상 중에의 고용이 용이하면, α→γ 변태는 신속히 진행한다. 한편, 탄화물의 고용이 용이하지 않으면, α→γ 변태의 진행은 억제된다.

그리고, C, Mn 및 Ni는 변태점을 저하시키고, Si 및 Cr은 변태점을 상승시킨다. 따라서, C, Mn 및 Ni의 첨가량은 가능한 한 저감시키는 것이 중요하고, Si 및 Cr의 첨가량은 다른 조건 등을 고려하여 필요에 대응하여 증가시켜도 좋다.

또한, 탄화물인 Fe₃C(세멘타이트: θ)계는, 고용하기 쉬운 성질이 있는데, Cr첨가강의 경우, Fe₃C 중에 Cr이 농화되는 경향이 있다. Cr이 농화되는 것으로 Fe₃C는 안정화된다. 또한, Fe₃C에 비해 Nb계 탄화물이나 V계 탄화물이나 Ti계 탄화물은, 매우 안정성이 높고, γ상 중에의 용해도가 낮은 성질을 가진다.

즉, Nb계 탄화물이나 V계 탄화물이나 Ti계 탄화물의 미세 균일 분산은, 강판의 강도 및 내마모성을 확보하는데, 매우 우수한 방법이다. 이 때문에, Nb계 탄화물이나 V계 탄화물이나 Ti계 탄화물의 이용은, γ화 억제 방법으로서 적합하다. 또한, 변태점 저하가 가장 현저한 원소인 C를 저하시키는 방법으로서도, Nb나 V나 Ti의 첨가는 유효하다.

따라서, 강도 및 내마모성을 확보하기 위해서는, Nb나 V나 Ti를 첨가하여 경질인 탄화물을 형성시키는 것이 유효하다. 또한, Nb나 V나 Ti와 결합하지 않는 잉여 C량을 저감시키기 위해서, Nb 첨가량이나 V 첨가량이나 Ti 첨가량과 C량을 관련시켜서 최적의 첨가량으로 하는 것으로, 마찰에 의한 가열부에 있어서의 고용 C량이 저감되어서, γ화를 보다 억제할 수 있다.

제3의 대책은, 마찰열에 의한 온도 상승으로 클러치 플레이트 표층부의 금속 조직이 γ화하여도, 클러치 플레이트의 자기 냉각에 의한 마르텐사이트 변태를 억제하는 것이다. 즉, 강판 표면의 온도 상승과 γ화를 피할 수 없는 상황이라도, 강판의 담금질성을 낮게 하는 것으로, 자기 냉각에 의한 마르텐사이트 변태를 억제한다.

담금질성을 저하시키기 위해서는, 담금질성을 향상시키는 원소의 첨가량의 저감, 및, γ 결정립경의 미세화가 유효하다.

담금질성을 저하시키기(또는 향상시키지 않기) 위해서는, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 B 등의 첨가량을 가능한 한 저감시키는 것이 중요하다.

γ 결정립경을 미세화시키기 위해서는, 미세한 석출물에 의한 입계 핀 멈춤 효과의 이용이 유효하다. 즉, Nb계 탄화물, V계 탄화물, Ti계 탄화물 및 질화물을 미세 분산시키는 것으로, γ 입경을 미세화하면, γ상으로부터의 냉각시에 α상의 핵생성이 촉진되어서, 담금질성이 저하된다. 또한, 이러한 Nb나 V나 Ti의 이용은, 열전도율의 향상 및 γ화의 억제뿐만이 아니라, 강도나 내마모성을 향상시키는 작용도 가지기 때문에, 매우 효과적이다.

제4의 대책은, 마찰열에 의한 온도 상승으로 클러치 플레이트 표층부의 금속 조직이 γ화하여 자기 냉각에 의해 마르텐사이트화 하여도, 변태 응력에 의한 클러치 플레이트의 변형을 억제하는 것이다. 즉, 강판 표면의 가열부의 마르텐사이트화(히트 스팟화)를 피할 수 없는 상황이라도, 히트 스팟의 주위의 금속 조직의 강도를 충분히 확보하는 것으로, 히트 스팟에 기인하는 클러치 플레이트의 변형을 억제한다.

히트 스팟 자체는, 상술한 바와 같이, 마찰부의 가열 및 급냉에 의해서 형성된 마르텐사이트의 영역이라고 생각된다. 히트 스팟의 주위는, 히트 스팟만큼은 아니지만, 마찰열에 기인하여 온도 상승이 일어나고, 금속 조직도 영향을 받는다. 또한, 히트 스팟은, α→γ→마르텐사이트라고 하는 상변태가 일어나지만, 히트 스팟 주위에서는, γ화할 정도로 가열되어 있지 않기 때문에, 많은 경우에 소재 조직보다 연질화된다. 구체적으로는, 통상, 클러치 플레이트는, 냉간 압연에 의한 가공 경화로 220 ~ 320 HV 정도로 조정된 강판이 이용된다. 히트 스팟 주위에서는, 마찰열에 기인한 가열에 의해서 냉간 압연에 의한 가공 조직에 회복 및 재결정이 일어나서, 경도가 저하한다.

따라서, 냉연 조직의 회복 및 재결정을 억제할 수 있으면, 히트 스팟 주위의 연화를 억제할 수 있다. 구체적으로는, Nb나 V나 Ti를 첨가하여 열적으로 안정성이 높은 Nb계 탄화물이나 V계 탄화물이나 Ti계 탄화물이 조직 중에 균일하게 분산된 조직으로 하는 것으로, 재결정을 억제할 수 있고, 경도의 저하를 효과적으로 억제할 수 있다.

펀칭성은, 범용의 펀칭 방법에 의한 펀칭면의 성상으로 판단된다. 우수한 펀칭면은, 펀칭 가공한 단면에 있어서, 전단면율이 높고, 버어나 바브가 작고, 2차 전단면이 적은 것이다. 즉, 가공 단면에 있어서, 파단면, 2차 전단면, 버어(바브)가 저감되면, 이것들로부터 유래하는 미세 가루(오염)의 발생을 억제할 수 있고, 예를 들면 클러치 플레이트로 이용했을 경우에 변속기 내부의 불량 발생 원인을 경감할 수 있다.

강판의 펀칭성을 향상하기 위해서는, 단면 조직을 거의 페라이트 단상 조직으로 하고, 제2 상을 균일하고 또한 소량으로 하는 것이 유효하다. 또한, 단면 조직이 밴드 형상으로 형성되는 것을 억제하는 것이 유효하다. 또한, 강판의 경도를 적절한 경도로 하는 것이 유효하다.

그리고, 상기 제1의 대책, 제2의 대책, 제3의 대책 및 제4의 대책 등이나 펀칭성에 관한 대책에 근거하여, 냉연 강판의 화학 성분을 규정한다. 또한, 각 원소의 함유량은, 특별히 기재하지 않는 한 질량%로 한다.

즉, 냉연 강판의 화학 성분은, 0.03 ~ 0.08%의 C, 0 ~ 1.0%의 Si(무첨가를 포함함), 0.2 ~ 0.8%의 Mn, 0.03% 이하의 P(무첨가를 포함하지 않음), 0.01% 이하의 S(무첨가를 포함하지 않음) 및 0.05% 이하의 Al(무첨가를 포함하지 않음)을 [1]식인 5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al% < 1을 만족하도록 함유하고, 또한, 0.03 ~ 0.4%의 Nb, 0.01 ~ 0.3%의 V 및 0.01 ~ 0.3%의 Ti 중 적어도 1종을 [2]식인 0.04 < (Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti% < 0.3을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로부터 구성된 화학 성분에서 구성된다. 또한, [1]식 중의 C%는 C의 함유량(%)이며, Si%는 Si의 함유량(%)이며, Mn%는 Mn의 함유량(%)이며, Al%는 Al의 함유량(%)이다. 또한, [2]식 중의 Nb%는 Nb의 함유량(%)이며, V%는 V의 함유량(%)이며, Ti%는 Ti의 함유량(%)이다.

또한, 상기 화학 성분뿐만이 아니라, 하기와 같이 필요에 대응하여 Cr, Ni, Mo 및 B 중 적어도 1종을 함유시킨 구성으로 해도 좋다.

즉, 상기 화학 성분에 더하여, 0.10 ~ 2.0%의 Cr, 0.05 ~ 0.5%의 Ni, 0.05 ~ 0.5%의 Mo 및 0.0002 ~ 0.002%의 B의 적어도 1종을 [3]식인 5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al% < 1을 만족하도록 함유하는 화학 성분으로 해도 좋다. 또한, [3]식 중의 C%는 C의 함유량(%)이며, Si%는 Si의 함유량(%)이며, Mn%는 Mn의 함유량(%)이며, Cr%는 Cr의 함유량(%)이며, Ni%는 Ni의 함유량(%)이며, Al%는 Al의 함유량(%)이다.

여기서, 냉연 강판에 있어서의 각 원소 및 각 원소의 함유량에 대해서 설명한다.

C(탄소)는, 함유량이 0.03% 미만이면, 내마모성에 기여하는 경질 탄화물 입자를 형성하기 어려워진다. 한편, C의 함유량이 많아질수록, α→γ 변태점이 저하됨과 함께, 마찰열에 의한 가열부에서 마르텐사이트 조직이 형성되었을 때의 경도와 팽창 변형량이 증대하고, 또한, 열전도율이 저하한다. 또한, C의 함유량이 많아질수록, 펄라이트 조직, 베이나이트 조직, 세멘타이트상(Fe₃C) 및 미세 세멘타이트가 입내에 분산된 페라이트 조직 등의 경질 조직이 많아지고, 펀칭성이 악화된다. 여기서, [1]식 또는 [3]식의 관계를 만족하는 범위에서 다른 특성과의 밸런스를 고려하여, C의 함유량의 상한을 0.08%로 했다. 따라서, C의 함유량은 0.03% 이상 0.08% 이하로 했다.

Si(규소)는, 통상의 탈산 목적으로 함유시키는 경우는, 함유량이 0.4% 미만이라도 충분하다. 그러나, Si는, α→γ 변태점을 상승시키는 작용을 가지기 때문에, 0.4%를 초과하여 함유시켜도 좋다. 한편, Si를 1.0%를 초과하여 과잉으로 함유시키면, 강판의 압연시 등에 취성 파괴되기 쉬워져 버린다. 따라서, Si의 함유량은, 0%(무첨가를 포함함) 이상 1.0% 이하로 했다.

Mn(망간)은, 소재 강판의 강도를 향상시키는데 필요한 원소이며, 강도를 향상시키기 위해서는, 0.2% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mn은, α→γ 변태점을 저하시키는 작용을 가지기 때문에, 0.8%를 초과하여 함유시키면 α→γ 변태점이 저하해 버린다. 따라서, Mn의 함유량은, 0.2% 이상 0.8% 이하로 했다. 또한, Mn의 함유량이 많을수록, 열연 강판이 밴드 형상 조직이 되기 쉽고, 펀칭 가공에 의한 펀칭 단면의 성상이 열화되기 쉽기 때문에, Mn의 함유량은 0.6% 이하가 보다 바람직하다.

P(인)는, 0.03%를 초과하여 함유시키면, 펀칭성 및 인성의 저하를 초래한다. 따라서, P의 함유량은 0.03% 이하(무첨가를 포함하지 않음)로 했다.

S(유황)는, MnS를 형성한다. 그리고, 0.01%를 초과하는 S를 함유시키면, 압연에 의해 신장된 연질인 MnS에 의해 단면 조직에 파단면이 생기기 쉬워져 버린다. 따라서, S의 함유량은 0.01% 이하(무첨가를 포함하지 않음)로 했다.

Al(알루미늄)은, 탈산 효과를 가지는 원소이다. 탈산 목적만의 경우의 함유량은 0.01% 미만이라도 충분하다. 그러나, Al은, α→γ 변태점을 상승시키는 작용을 가지기 때문에, 0.01%를 초과하여 함유시켜도 좋다. 또한, Nb나 V나 Ti를 소정의 농도로 함유한 강이면, Al은, 0.05%를 초과하여 다량으로 포함시켜도 변태점 상승 효과에 관한 메리트가 없다. 따라서, Al의 함유량은, 0.05% 이하(무첨가를 포함하지 않음)로 했다.

Cr(크롬), Ni(니켈), Mo(몰리브덴) 및 B(붕소)는, 내마모성 및 강인성을 향상시키는 작용을 가진다. 따라서, 세퍼레이트 플레이트의 스플라인부가 걸어맞춰지는 상대(相對) 스플라인이, 예를 들면 침탄이나 질화 등의 표면 경화 처리에서 경질인 경우에, 이들 원소를 첨가시키는 것이 바람직하다.

Cr를 함유시키는 경우에는, 내마모성 향상 작용 및 부작용을 고려하여, Cr의 함유량을 0.10% 이상 2.0% 이하로 했다.

Ni를 함유시키는 경우에는, 강인성 향상 작용 및 부작용을 고려하여, Ni의 함유량을 0.05% 이상 0.5% 이하로 했다.

Mo를 함유시키는 경우에는, 강인성 향상 작용 및 부작용을 고려하여, Mo의 함유량을 0.05% 이상 0.5% 이하로 했다.

B를 함유시키는 경우에는, 강인성 향상 작용 및 부작용을 고려하여, B의 함유량을 0.0002% 이상 0.002% 이하로 했다.

또한, Cr이나 Ni를 함유시키는 경우에는, 냉연 강판에 있어서의 α→γ 변태점, 및, 담금질성이 Cr이나 Ni의 작용에도 영향을 받는다. 따라서, α→γ 변태점을 상승시키고, 또한, 담금질성을 저하시키기 위해서는, C, Si, Mn 및 Al이나, Cr 및 Ni의 함유량을 종합적으로 고려할 필요가 있고, 5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al% < 1인 [3]식에서 나타내는 관계를 만족할 필요가 있다.

Nb(니오브), V(바나듐) 및 Ti(티탄)는, 강 중의 C와 결합하여 경질 탄화물을 형성하여, 내마모성의 향상에 기여한다. 또한, Nb, V 및 Ti는, 강 중 탄소를 용해도가 낮은 NbC, VC 및 TiC로서 고정하여 마찰열에 의한 가열부에서의 α→γ 변태를 억제하는 작용을 가진다. 또한, Nb, V 및 Ti는, 마찰에 의한 온도 상승부에 있어서의 페라이트 결정립경의 조대화 및 연질화를 효과적으로 억제한다. 즉, Nb나 V나 Ti를 함유시키는 것으로, 내히트 스팟성 및 내마모성을 향상시킬 수 있다.

또한, Nb, V 및 Ti 중 적어도 1종을 함유시키는 경우에 상기 내히트 스팟성 및 내마모성에 관한 작용을 가지기 위해서는, Nb를 0.03% 이상, V를 0.01% 이상, Ti를 0.01% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Nb를 0.4%를 초과하여 함유시키고, V를 0.3%를 초과하여 함유시키고, Ti를 0.3%를 초과하여 함유시키면, 열연 강판의 경도가 상승하여 목적으로 하는 제품 판 두께 및 경도인 플레이트용 강을 제조할 수 없게 된다. 따라서, Nb의 함유량은 0.03% 이상 0.4% 이하로 하고, V의 함유량은 0.01% 이상 0.3% 이하로 하고, Ti의 함유량은 0.01% 이상 0.3% 이하로 했다.

또한, 내히트 스팟성 및 내마모성이나 다른 부작용은, Nb, V 및 Ti 중 첨가되는 원소 각각의 작용에 영향을 받는다. 따라서, 이들 각 원소의 함유량은 종합적으로 고려할 필요가 있고, Nb, V 및 Ti 중 적어도 1종을, 상기 Nb, V 및 Ti의 함유량의 범위 내에 있어서 0.04 < (Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti% < 0.3인 [2]식에서 나타내는 관계를 만족하도록 함유시킬 필요가 있다.

내히트 스팟성 및 내마모성을 향상시키기 위해서 매우 중요한 요소는, Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물이다. 즉, 내히트 스팟성과 스플라인부에 있어서의 상대 스플라인과의 마찰면에서의 내마모성을 향상시키기 위해서는, 강판 표면에 있어서의 Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물이 효과를 발휘한다. 따라서, Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물은, 미세 균일 분산되어 있을 필요가 있다.

구체적으로는, 강판에 있어서의 석출물, 즉 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경이 20 nm 이상 100 nm 이하의 범위 내일 필요가 있다.

특히 강판의 표면 및 표면 근방인 표층부에 존재하는 Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물은, 내히트 스팟성 및 내마모성에의 영향이 크다. 따라서, 강판의 표면으로부터 적어도 200㎛ 이내의 층인 표층부에 존재하는 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경이 20 nm 이상 100 nm 이하이면 바람직하다.

한편, 강판의 단면 방향의 중앙부 등의 표층부보다 깊은 위치에 존재하는 Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물은, 내히트 스팟성에는 별로 기여하지 않고, 또한, 내마모성이 우수하면 반대로 상대재를 손상시킬 가능성이 있다. 이 때문에, 강판에 있어서의 단면 방향 중앙부의 Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물의 평균 입경은, 표층부와 동등한 정도이면 좋다. 반대로, 표층부에 대해서 단면 방향 중앙부에 Nb계 탄화물, V계 탄화물 및 Ti계 탄화물이 과잉으로 존재하면, 냉연 강판을 클러치 플레이트로서 사용할 때에 바람직하지 않다. 따라서, 강판의 단면 방향 중앙부나, 강판의 표면으로부터 200㎛보다 깊은 층의 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경은, 표층부와 동일하게, 20 nm 이상 100 nm 이하가 바람직하다.

또한, 경질 탄화물을 형성하는 원소로서 Nb, V 및 Ti 외에, W(텅스텐), Ta(탄탈), Zr(지르코늄) 및 Hf(하프늄)를 더 첨가해도 좋다.

여기서, 단면 조직에는, 페라이트상을 모상으로서, 페라이트상보다 경질인 제2 상조직, 즉 펄라이트 조직, 베이나이트 조직, 세멘타이트 조직 및 페라이트 조직 중에 미세 분산된 세멘타이트 이외의 제2 상조직이 있다. 그리고, 단면 조직에서는, 이들의 경질인 조직인 제2 상조직과 제2 상조직에 비해 연질인 페라이트 소지(素地)에서 경도차가 생긴다. 또한, 단면 조직 중에 분산된 제2 상조직의 양이나 크기나 경도에 의해, 페라이트 소지와 제2 상조직과의 경도차가 큰 경우에는, 펀칭 가공에 의해 변형을 받았을 때에, 변형능의 차이로부터 제2 상조직과 페라이트 조직과의 계면에서 균열이 생기기 쉬워진다. 그 결과, 파단면이 형성되기 쉬워지기 때문에, 1차 전단면율이 작아진다.

따라서, 펀칭성을 향상시키기 위해서는, 강판의 단면 조직은, 거의 페라이트 단상 조직이며, 제2 상이 균일하고 또한 소량인 것이 바람직하고, 단면 조직에 있어서의 제2 상조직의 면적률이 중요하다.

그리고, 단면 조직에 있어서, 크기가 긴쪽 지름 5㎛ 이상인 제2 상조직의 면적률이 5%를 초과하면, 이들 제2 상조직에 의한 영향이 현저해지고, 펀칭성이 저하한다. 따라서, 강판의 단면 조직에 있어서, 긴쪽 지름이 5㎛ 이상의 크기인 제2 상조직의 체적율을 5% 이하로 했다. 이러한 단면 조직에 있어서의 제2 상조직의 크기나 양이나 경도는, 강판에 있어서의 C의 함유량이나, 열간 압연 후의 권취 온도 등에 의해서 조정할 수 있다. 또한, 일반적으로, 제2 상조직의 크기는, 성장 방향의 길이인 긴쪽 지름을 크기의 기준으로 한다.

다음에, 본 발명의 제조 방법에 대해서 설명한다.

우선, 0.03 ~ 0.08%의 C, 0 ~ 1.0%의 Si(무첨가를 포함함), 0.2 ~ 0.8%의 Mn, 0.03% 이하의 P(무첨가를 포함하지 않음), 0.01% 이하의 S(무첨가를 포함하지 않음) 및 0.05% 이하의 Al(무첨가를 포함하지 않음)을 [1]식을 만족하도록 함유하고, 또한, 0.03 ~ 0.4%의 Nb, 0.01 ~ 0.3%의 V 및 0.01 ~ 0.3%의 Ti 중 적어도 1종을 [2]식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로부터 구성된 화학 성분의 강 슬래브를 용융 제조한다.

또한, Cr, Ni, Mo 및 B의 적어도 1종을 함유시키는 경우에는, 상기 각 화학 성분에 더하여, 0.10 ~ 2.0%의 Cr, 0.05 ~ 0.5%의 Ni, 0.05 ~ 0.5%의 Mo 및 0.0002 ~ 0.002%의 B의 적어도 1종을 [3]식을 만족하도록 함유한 화학 성분의 강 슬래브를 용융 제조한다.

이 강 슬래브를 1200℃ 이상으로 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 또한, 가열 온도가 1200℃보다 낮으면 탄화물의 용체화가 불충분해질 가능성이 있다.

열간 압연에서는, 열연 강판의 품질 및 열연 효율 등의 관점으로부터, 열연 마무리 온도를 Ar₃ 변태점보다 높은 온도로 조정하는 것이 바람직하다. 즉, 마무리 온도는 850℃ 이상 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열연 강판의 권취 온도가 550℃보다 낮으면, 경질 조직이 많아져 버리고, 권취 온도를 550℃ 이상으로 하는 것으로, 경질 조직이 적고 페라이트상 단상에 가까운 조직 형태로 할 수 있다. 한편, 권취 온도가 700℃를 초과하면 강판의 표면 탈탄이 현저해지고, 최표층부의 탄화물의 석출량이 적어짐과 함께, 탄화물의 입경이 작아져 버린다. 따라서, 권취 온도는 550℃ 이상 700℃ 이하로 하고, 이 온도 영역에서 권취한 열연 코일을 소재로 한다.

또한, 마무리 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도 20℃/초 미만으로 완만한 냉각을 하면 석출된 탄화물이 조대화해 버리기 때문에, 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상이 바람직하다.

열연 강판은, 산세 처리로 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연하여 제품이 된다. 구체적으로는, 클러치 플레이트, 특히 세퍼레이트 플레이트용 강판으로서 필요한 경도를 얻기 위해서는, 냉간 압연율 20% 이상 70% 이하로 냉간 압연할 필요가 있다. 또한, 경도의 조정은, 압연율의 조정에 의해 행한다.

여기서, 제품에 이용되는 냉연 강판은, 펀칭성의 관점으로부터 200 HV 이상 350 HV 이하의 경도와 평탄성이 요구된다. 평탄도를 확보하기 위해서는, 냉간 압연율을 20% 이상 70% 이하의 범위에서 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 경도가 200 HV 미만에서는, 펀칭물의 처짐과 버어가 크고, 2차 전단면(剪斷面)이 발생하고, 스플라인부의 성상이 열화해 버린다. 한편, 경도가 350 HV를 초과하면, 펀칭 금형의 마모나 손상이 커짐과 함께, 펀칭면에 전단면이 형성되지 않게 되고, 스플라인부의 형상으로서 바람직하지 않다.

또한, 필요에 대응하여, 열연 강판에 직접 소둔을 행하거나, 또는, 냉연 강판에 중간 소둔으로서 소둔을 행해도 좋다. 어느 경우도 소둔 후에 냉간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연 공정 중에 중간 소둔을 행하는 경우에는, 제품 판 두께와 냉연 가공률을 고려하여 적절한 소둔 조건을 적당하게 선택할 수 있다. 다만, 표면 탈탄을 일으키는 소둔 조건은 바람직하지 않다.

그리고, 상기 냉연 강판에 의하면, 상기 제1의 대책 내지 제4의 대책이나 펀칭성에 관한 대책에 근거하여 화학 성분을 규제함과 함께, 석출한 Nb계 탄화물이나 V계 탄화물이나 Ti계 탄화물의 평균 입경을 20 nm 이상 100 nm 이하로 하고, 단면 조직에 있어서의 경도가 200 HV 이상으로 긴쪽 지름이 5㎛ 이상의 크기의 경질 조직의 체적율이 5% 이하이기 때문에, 펀칭성을 향상시킬 수 있다.

또한, 종래의 기술에서는, 내히트 스팟성을 향상시키기 위해서는 합금 원소의 첨가량을 줄일 필요가 있는 한편, 내마모성을 향상시키기 위해서는 필요한 합금 원소를 첨가하여 강도를 향상시킬 필요가 있기 때문에, 내히트 스팟성 및 내마모성을 밸런스 좋게 향상시킬 수 없었지만, 상기 냉연 강판에서는, 내히트 스팟성 및 내마모성을 밸런스 좋게 향상시킬 수 있다. 또한, 이들 내히트 스팟성 및 내마모성의 밸런스뿐만이 아니라, 펀칭성도 향상시킬 수 있다.

이 때문에, 종래의 펀칭 가공에서 우수한 펀칭면 성상이 얻어진다. 즉, 펀칭면에 있어서 파단면, 2차 전단면 및 버어·바브의 발생을 억제할 수 있고, 예를 들면 클러치 플레이트의 재료로서 이용되었을 때에 변속기 내부에서의 불량 원인을 경감할 수 있다.

또한, 강판 중에 미세하고 경질인 탄화물이 분산되어 있는 것으로, 탄화물이 마찰부에 있어서의 소성 유동과 마이크로 규모의 파괴를 억제하는 작용을 가지고, 강과 강과의 마찰에 있어서의 응착 마모를 억제할 수 있다.

또한, 펀칭면 성상이 우수하므로, 상대 스플라인부와의 클리어런스를 작게 설정할 수 있다. 이 때문에, 작동시에 있어서의 흔들림의 발생을 억제할 수 있고, 스플라인부의 타격을 저감할 수 있다. 또한, 펀칭면이 평탄하면, 접촉면압이 낮고, 상대 스플라인부와의 접촉에 의한 마모가 억제된다. 그 결과, 상대 스플라인부에의 타격이나 면압(面壓)이 억제되고, 접촉하는 상대재측의 마모도 저감된다.

따라서, 상기 냉연 강판은, 스플라인부의 내마모성(플레이트 자신의 마모의 억제)과 접촉하는 상대재에의 공격성(상대측 스플라인부의 마모 및 손상의 억제)이 우수하고, 이들 내마모성의 관점으로부터 예를 들면 클러치 플레이트 등의 용도의 재료로서 적합하다.

또한, 상기 냉연 강판은, 습식 다판 클러치용의 세퍼레이트 플레이트뿐만이 아니라, 프릭션 플레이트나, 건식 클러치용 플레이트에의 사용에도 적합하다.

[실시예]

이하, 본 실시예 및 비교예에 대해서 설명한다.

우선, 표 1에 나타내는 화학 성분의 강 슬래브를 용융 제조했다. 또한, 표 1에서는, Cr, Ni, Mo 및 B 중 적어도 1종을 함유하지 않는 경우는, [1]식의 좌변의 값을 Q값으로서 나타내고, Cr, Ni, Mo 및 B 중 적어도 1종을 함유하는 경우는, [3]식의 좌변의 값을 Q값으로서 나타내고 있다.

각 강 슬래브를 이용하여, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연 및 냉간 압연을 행하여 각 공시재(供試材)를 제작했다.

열간 압연은, 가열 온도를 1250℃ 또는 1100℃로 하고, 권취 온도는 450℃, 520℃, 570℃, 600℃, 630℃, 650℃ 및 720℃ 중 어느 하나로 했다.

또한, 열연 강판을 염산 산세의 후, 여러 가지 냉연률로 판 두께 1.8 mm로 마무리했다. 또한, 냉간 압연 후의 시점에서의 단면 경도는 250 HV를 목표로 했다. 또한, 본 실시예 및 비교예 중 일부에 대해서는, 열연 강판을 690℃에서 소둔한 후에 냉간 압연을 행했다.

이들 냉연 강판의 각 공시재에 대해서, 열전도율의 측정, 단면 경도의 측정, 석출된 탄화물(Nb계 탄화물(NbC), V계 탄화물(VC 또는 V₄C₃이며, 이하 VC로 한다) 및 Ti계 탄화물(TiC))의 평균 입경 측정 및 단면 조직에 있어서의 경질 조직의 체적율의 측정을 행했다.

또한, 각 공시재로부터 시험편을 채취하여, 펀칭 시험, 핀 온 디스크 마찰 마모 시험, 및, 내히트 스팟성 시험을 행했다.

열전도율 측정에서는, 레이저 플래시법을 이용하여, 100 ~ 200℃에서의 열전도율을 측정했다. 그리고, 측정한 열전도율이 50 W/m·K 이상이었던 것을 양호 평가로 하여, 표 2에서는 ○로 했다.

단면 경도 측정에서는, 각 공시재의 일부를 잘라내 수지에 매몰시켜서 연마한 후에, 단면의 판 두께 중심부의 비커스 경도를 측정했다. 또한, 측정 하중은 50 gf로 했다.

표층의 탄화물의 평균 입경 측정에서는, 각 공시재의 일부를 절단하여, 냉연 강판의 한 쪽 표면이 관찰면이 되도록 수지에 매몰시켰다. 그리고, 냉연 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 50 ~ 150㎛ 깊이의 위치가 관찰면이 되도록 냉연 강판의 표면에 평행하게 연마하고, 에칭한 후, 추출 레플리카를 제작하여, 석출물의 관찰을 행했다. Nb, V 및 Ti 중, Nb를 단독 첨가한 것은 NbC를 관찰하고, V를 단독 첨가한 것은 VC를 관찰하고, Ti를 단독 첨가한 것은 TiC를 관찰하고, 복합 첨가한 것은, NbC, VC 및 TiC 중 대응하는 석출물을 관찰했다. 관찰은 투과 전자 현미경(TEM)을 이용하고, 화상 해석 장치로 석출물의 크기를 원으로 환산하여, 석출물 각각의 직경을 산출했다. 또한, 촬영 배율은 5만배로 하고, 10 시야를 관찰했다. 그리고, 산출한 석출물의 입경의 총 합을 석출물의 개수로 나누어, 평균 입경으로 했다. 이와 같이 측정한 각 공시재의 석출물의 평균 입경에 대해서, 표 2에서는, 평균 입경이 20 nm 미만인 경우를 A로 하고, 평균 입경이 20 ~ 100 nm인 경우를 B로 하고, 평균 입경이 100 nm를 초과했을 경우를 C로 했다.

경질 조직의 면적률(비율)의 측정은, 이하의 순서로 행했다. 각 공시재의 일부를 절단하여, 냉연 강판의 압연 방향과 판 두께 방향을 포함하는 평면이 관찰면이 되도록 수지에 매몰시켰다. 그리고, 습식 연마 및 버프 연마로 경면 완성한 후, 5% 나이탈(Nital)로 에칭하여, 주사형 전자 현미경에 의한 조직 관찰을 행했다. 또한, 제2 상조직은, 모상인 페라이트상조직과는 다른 상 또는 조직이다. 이들 제2 상조직에 대해서, 현미경 또는 사진으로, 외형상의 크기를 측정했다. 또한, 제2 상조직의 크기는, 긴쪽 지름을 가지고 대표값으로 했다.

펀칭 시험에서는, 300 kN 만능 시험기를 이용하여 각 시험편으로부터 두께 1.8 mm로 직경 10 mm의 원형 구멍을 펀칭했다. 펀칭 금형으로서는, 펀치 및 다이스 모두 60 HRC로 조질된, 주로 냉간 금형용의 JIS 규격의 SKD11를 사용했다. 시험 조건은, 펀칭 가공 속도 1.7mm/초, 클리어런스 5%로 했다. 펀칭 샷(shot) 수가 20 ~ 30 샷의 펀칭 가공품을 회수하고, 전단면에 있어서의 처짐량, 1차 전단면율을 평가했다. 구체적으로는, 소재 강판의 압연 방향과 그 직각 방향에 대해서, 각 지표를 측정하고 평균치를 산출했다. 그리고, 1차 전단면율이 50% 이상이며 처짐이 0.2 mm 미만의 것을 양호 평가로 하고, 표 2에서는 ○로 했다. 또한, 표 2에서는, 1차 전단면율이 50% 미만의 것을 ▲로 하고, 처짐이 0.2 mm 이상의 것을 ▼로 하고, 2차 전단면이 발생한 것을 ×로 했다.

핀 온 디스크 마찰 마모 시험에서는, 핀 온 디스크 마찰 마모 시험기를 이용하여, 미션 오일을 적하하면서 마모 시험을 행했다. 구체적으로는, 두께 1.8 mm의 냉연 강판으로부터 펀칭 가공(클리어런스 5%)으로 10 mm×30 mm의 마모 시험편을 성형하고, 이 마모 시험편을, 핀 온 디스크형 마모 시험기에서 디스크와의 접촉면인 시험면이 1.8mm×10 mm가 되도록 고정했다. 또한, 디스크로서는 S45C의 담금질템퍼링품으로 경도 450 HV의 것을 이용했다. 또한, 마모 시험편을 시험 하중 100 N으로 디스크에 누르면서, 마찰 속도 0.6m/초, 마찰 거리 800 m의 조건으로 마모 시험을 행했다. 그리고, 마모 높이가 0.1 mm 미만의 것을 양호 평가로 하여 표 2에서는 ○로 했다. 또한 표 2에서는, 마모 높이가 0.1 mm 이상의 것을 ▲로 하고, 심하게 응착한 것을 ×로 했다.

또한, 펀칭 가공에서, 시험편 간에 1차 전단면율의 차이가 있는 경우, 1차 전단면율이 클수록 실질적인 접촉면압이 작아지고, 마모량이 적어지는 경향을 나타낸다. 즉, 강 그 자체의 내마모성에 더하여, 1차 전단면율도 마모량에 관한 중요한 요인이 된다.

내히트 스팟성 시험(급열 급냉 시험)에서는, 강력한 레이저광을 시험편 표면에 단시간 조사하는 것으로써, 표층부를 국부적으로 가열하는 방법으로 행했다. 즉, 레이저광에 의한 강판 표면의 가열 후, 레이저 조사를 정지하는 것으로써, 강판의 자기 냉각 작용에 의해 가열부가 급냉되어서, 히트 스팟에 있어서의 특징적인 변질층(마르텐사이트를 포함하는 조직 변화층)을 만들어 냈다. 또한, 마르텐사이트상이 형성되지 않는 경우라도, 레이저 조사에 의한 온도 상승에 의해, 냉간 압연으로 경화된 소재 강판이 재결정되고 조대 결정립이 되는 것에 의해서, 경도가 저하되는 경우가 있다. 이와 같이, 경화 및 연화를 포함하여, 변질층이 형성되면, 소재 강판의 내부에 있어서의 단면 경도와 레이저 조사 부분의 경도에 차이가 생긴다. 이 때문에, 표층부와 내부와의 단면 경도를 계측하는 것으로, 내히트 스팟성을 평가할 수 있다.

이러한 내히트 스팟성 시험은, 구체적으로 다음과 같이 행했다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 각 공시재로부터 채취한 25 mm×25 mm의 시험편(1)을, 도시하지 않는 볼트로, 두께가 20 mm로 60 mm×60 mm의 강제(鋼製) 블록(2)의 표면 중앙부에 고정했다. 그리고, 시험편(1) 표면의 중앙부에 레이저 빔을 조사했다. 조사 조건은, CO₂ 레이저를 사용하고, 실효 출력을 1080W로 하고, 빔 형상을 6mmφ로 하고, 조사 시간을 0.75초로 했다.

또한, 도 2(a) 내지 (c)에 나타내는 바와 같이, 레이저 조사 후의 시험편(1)의 단면에 있어서, 레이저를 조사한 레이저 조사부(3)에 있어서의 표면으로부터 100㎛의 개소인 레이저 조사 측정부(3a), 및, 두께 방향의 중심부인 판 두께 중심부(4)의 비커스 경도를 측정하고, 내부(판 두께 중심부(4))의 경도에 대한 표층(레이저 조사 측정부(3a))의 경화 또는 연화의 정도를 평가했다. 또한, 표 2에서는, 표층과 내부와의 경도의 차이가, ±50 HV 이내의 경우를 양호 평가로 하여 ○로 하고, 50 HV보다 크고 100 HV 미만의 경우를 △로 하고, 100 HV 이상의 경우를 △△로 하고, -50 HV 미만의 경우를 ▼로 했다.

종합 평가는, 경질 조직의 비율, 펀칭 시험에 의한 펀칭면 성상 평가, 핀 온 디스크 마찰 마모 시험에 의한 내마찰 마모성 평가, 및, 내히트 스팟성 시험에 의한 내히트 스팟성 평가의 모두 양호 평가인 것을 합격으로 하여, 표 2에서는 ○로 했다.

상기 각 시험 조건 및 시험 결과를 표 2에 나타낸다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 본 실시예의 어느 것도, 펀칭성, 내마찰 마모성 및 내히트 스팟성의 전부가 양호했다.

한편, 비교예인 시험 No.1은, Nb 및 V를 함유시키지 않고, Ti의 함유량이 적기 때문에, 미세 탄화물이 거의 석출되지 않았다. 이 때문에, 내마모성이 저하되고, 급열 급냉 시험으로 표면이 연화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.2는, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에, 경질 조직이 커지고 펀칭면 성상이 악화되었다고 생각된다. 또한, C의 함유량이 많기 때문에, 급열 급냉 시험에서 급냉부에 마르텐사이트 변태가 생겨서, 표면이 경화되어 내히트 스팟성이 불량해지고, 또한, 열전도성도 저하되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.3은, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에, 경질 조직이 커지고 펀칭면 성상이 악화되었다고 생각된다. 또한, Q값이 1보다 크기 때문에, 급열 급냉 시험에서 급냉부에 마르텐사이트 변태가 생겨서, 표면이 경화되어 내히트 스팟성이 저하되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.5는, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에 경질 조직이 커짐과 함께, Si의 함유량이 1.0%보다 많기 때문에 가공성이 저하되어, 펀칭면 성상이 악화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.6은, C의 함유량이 0.03%보다 적기 때문에, 석출된 탄화물이나 세멘타이트가 적고, 내마모성이 저하되고, 또한, 급열 급냉 시험에서 표면이 연화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.7은, Ti의 함유량이 0.3%보다 많기 때문에, 소재가 경화되어, 펀칭면 성상이 악화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.8은, Ti 및 Nb의 함유량에 관한 [2]식의 값이 0.3보다 크기 때문에, 소재가 경화되어, 펀칭면 성상이 악화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.9는, Mn의 함유량이 0.8%보다 많고, Q값이 1보다 크기 때문에, 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 급열 급냉 시험에서 표면이 경화되고, 또한, 내마모성이 악화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.10은, Mn의 함유량이 0.8%보다 많고, Q값이 1보다 크기 때문에, 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 급열 급냉 시험에서 표면이 경화되었다고 생각된다. 또한, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에, 열전도성이 저하되고, 펀칭면 성상이 악화되고, 내마모성이 저하되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.11-b는, 단면 경도가 200 HV보다 낮기 때문에, 펀칭면 성상이 악화(처짐이 발생)하고, 내마모성이 저하되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.11-c는, 권취 온도가 700℃보다 높기 때문에, 표면 탈탄이 진행되어 표층에 석출된 탄화물의 입경이 작아지고, 급열 급냉 시험에서 표면이 연화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.11-d는, 열간 압연시의 가열 온도가 1200℃ 미만이기 때문에, 탄화물의 용체화가 불충분하고 미세 석출이 억제되고, 표층에 석출된 탄화물이 적어지고, 내마모성이 저하됨과 함께, 급열 급냉 시험에서 표면이 연화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.12-a 및 No.12-b는, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에, 경질 조직이 커지고 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 급열 급냉 시험에서 표면이 연화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.12-c는, 권취 온도가 550℃ 미만이기 때문에, 표층에 석출된 탄화물이 조대화되고, 펀칭성이 저하되어 펀칭면 성상이 악화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.13-c는, 권취 온도가 550℃ 미만이기 때문에, 표층에 석출된 탄화물이 미세화하고, 경질 조직이 커져서, 소재가 경화되고 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 급열 급냉 시험에서 표면이 연화되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.20은, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에, 경질 조직이 커지고 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 내마모성이 저하되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.34 및 No.35는, C의 함유량이 0.08%보다 많기 때문에, 경질 조직이 커지고 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 내마모성이 저하되었다고 생각된다.

비교예인 시험 No.36은, S의 함유량이 0.01%보다 많기 때문에, 펀칭면 성상이 악화되고, 또한, 내마모성이 저하되었다고 생각된다.

또한, 본 실시예인 시험 No.11-a, No.13-a, 시험 No.27 및 시험 No.31과, 비교예인 시험 No.9, 시험 No.10, 시험 No.12-c 및 시험 No.34에 대해서, 실제로 세퍼레이트 플레이트의 형상으로 가공했다. 그리고, 이들의 시료를 클러치 마찰 시험기인 SAE-No.2 시험기에서 클러치 성능 시험을 행하여, 눈으로 보아 히트 스팟의 유무를 관찰했다.

그 결과, 본 실시예의 어느 것도 히트 스팟이 발생하지 않는 것에 비하여, 시험 No.34 이외의 비교예의 어느 것도 히트 스팟이 발생하고 있었다.

Claims

질량%로, C: 0.03 ~ 0.08%, Si: 0 ~ 1.0%, Mn: 0.2 ~ 0.8%, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하 및 Al: 0.05% 이하를 [1]식을 만족하도록 함유하고, 또한, Nb: 0.03 ~ 0.4%, V: 0.01 ~ 0.3% 및 Ti: 0.01 ~ 0.3% 중 적어도 1종을 [2]식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분이며,
석출물인 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경이 50 ~ 100 nm이며, 또한 강판 표면으로부터 적어도 200㎛까지의 표층부에서의 석출물인 Nb, V 및 Ti 중 어느 하나를 포함하는 탄화물의 평균 입경이 50 ~ 100 nm이고,
단면 조직은, 페라이트모상인 제1 상조직과, 상기 제1 상조직과는 다른 조직이고 긴쪽 지름이 5μm 이상의 크기의 제2 상조직을 가지며, 상기 제2 상조직의 면적률이 5% 이하이며,
단면 경도 200 HV 이상 350 HV 이하인 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al% < 1…[1]
0.04 < (Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti% < 0.3…[2]
제 1 항에 있어서,
질량%로, Cr: 0.10 ~ 2.0%, Ni: 0.05 ~ 0.5%, Mo: 0.05 ~ 0.5% 및 B: 0.0002 ~ 0.002%의 적어도 1종을 [3]식을 만족하도록 함유하는 화학 성분인 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al% < 1…[3]
삭제
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 성분의 강 슬래브를 용융 제조하고,
상기 강 슬래브를 1200℃ 이상으로 가열하고, 마무리 온도를 850℃ 초과 ~ 950℃ 이하로 하여 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
마무리 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 20℃／초 이상으로 열연강판을 냉각하며,
상기 열연 강판을 550 ~ 700℃에서 권취하여 열연 코일로 하고,
상기 열연 코일을, 냉간 압연하거나, 또는, 소둔 및 냉간 압연하는 것으로써, 단면 경도를 200 ~ 350 HV로 하는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.