TWI626319B

TWI626319B - 分隔板用冷軋鋼板

Info

Publication number: TWI626319B
Application number: TW105140822A
Authority: TW
Inventors: 高野元志; 鈴木雅人; 今中智
Original assignee: 日新製鋼股份有限公司
Priority date: 2016-12-09
Filing date: 2016-12-09
Publication date: 2018-06-11
Also published as: TW201821630A

Abstract

本發明提供一種可抑制摩擦材的磨耗之分隔板用冷軋鋼板。分隔板用冷軋鋼板係藉由下述化學成分構成：以質量%計，以滿足5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al%<1中所示之關係的方式，含有0.03至0.08%的C、0至1.0%的Si、0.2至0.8%的Mn、0.03%以下的P、0.01%以下的S及0.05%以下的Al；並且，以滿足0.04<(Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti%<0.3中所示之關係的方式，含有0.03至0.4%的Nb，0.01至0.3%的V及0.01至0.3%的Ti之中之至少一種；殘餘部分由Fe及不可避免的不純物構成。此外，切面硬度為200HV以上350HV以下，且表面硬度相對於板厚中心部之切面硬度的差為20HV以上。

Description

分隔板用冷軋鋼板

本發明關於一種例如使用在離合器板等之分隔板用冷軋鋼板。

自動變速器的濕式多板離合器係交互地配置有：表面貼有以特殊的紙形成之摩擦材(濕式摩擦材)之複數個摩擦板、及與該濕式摩擦材接觸的分隔板。而且，在有供給潤滑油之環境下藉由切換摩擦板與分隔板之斷開與連接的動作來控制動力的傳達。

摩擦板及分隔板皆為環狀的鋼板構件。再者，一般而言，構成濕式多板離合器之該等摩擦板及分隔板係總稱為離合器板。

在濕式多板離合器的動作中，當由中立狀態轉移到動力傳達狀態而連接時，摩擦板的摩擦材與離合器板會在相對速度較快的狀態下以高荷重壓接，而使摩擦材與離合器板的相對速度急速地減速。此時所產生的摩擦熱會急速地熱輸入至成為滑動部分之摩擦材的表面與分隔板的表面，因此使兩板的表面溫度上昇。

此外，摩擦材反覆進行上述之與分隔板的連接，從而源自摩擦熱而產生磨耗。

當此種摩擦材的磨耗有所進展，而產生消失的部分時，使摩擦材下的鋼板表面露出並與分隔板接觸。因此，致使摩擦係數降低，且使作為變速器的功能劣化。

在此，機動車輛的燃費上升是現代中極為重要的課題，而且濕式多板離合器也要求小型輕量化。

為了達成小型輕量化，必須使濕式多板離合器的效率上升。為了使此種濕式多板離合器的效率上升，可考量板的小型化、板片數的減少化、潤滑油的減少、以及、摩擦材的變更造成之摩擦係數之上升等的對應。然而，上述對應會成為由摩擦熱所造成之溫度上昇的原因，且促進摩擦材的磨耗，因此而成為使變速器之功能劣化的原因。

所以，以分隔板之材料的性能而言，可想到只要能抑制與摩擦材之接觸面的溫度上昇，並抑制摩擦材的磨耗，就可使變速器的效率上升。

以抑制由摩擦熱所產生之離合器板的表面溫度之技術而言，已知有一種記載於專利文獻1的方法。

在該專利文獻1中記載有一種方法，該方法係規定合金元素量而使鋼板的熱傳導率上升，藉此抑制由摩擦熱所造成之板的溫度上昇。

此外，就離合器板的不良而言，已知有一種以因受摩擦熱的溫度上昇為肇因而產生的熱點 (heatspot)。熱點是在板表面產生局部的變形，故會使離合器連接時的摩擦熱上昇，且促進摩擦材的磨耗。因此，抑制摩擦材的磨耗，不僅要抑制由摩擦熱所產生之離合器板的表面溫度，必須還要兼具耐熱點性。

以關於令使用在離合器板之鋼板的耐熱點性上升的技術而言，已知有記載於專利文獻2至5等之方法。

在專利文獻2中，係使用低碳鋼，並使肥粒鐵到沃斯田鐵的相變態溫度提高，藉此防止由於在離合器連接時之摩擦熱下之板的加熱所造成之相變態的產生，而抑制熱點的產生。

在專利文獻3中，係將難以產生相變態之沃斯田鐵系不鏽鋼作為板用的材料使用，藉此抑制熱點的產生。

在專利文獻4中，係利用Ti析出物及Nb析出物，藉此抑制熱點的產生。

在專利文獻5中，除了Ti析出物及Nb析出物的利用之外，還添加具有使變態點上昇之作用的Si及Al，藉此抑制熱點的產生。

以除了使耐熱點性上升之外用以防止摩擦材的磨耗之方法而言，已知有專利文獻6及7的方法。在該等專利文獻6及7中，係在分隔板上設置油溝，藉此，潤滑油會流入該油溝，抑制卡合時的溫度上升而防止摩擦材的磨耗。

此外，於分隔板之製造過程中，在因為冷軋鋼板的衝切而使肇因於在切面上所產生之一次剪切面的比例較少，而二次剪切面或撕裂面的比例較多時，而使微小粉末(汙染)的產生增加，造成變速器內部故障的原因。

因此，為了獲得一次剪切面比例較多的衝切切面，使用於分隔板之鋼板的衝切性良好也很重要。

所以，以關於使衝切性上升的技術而言，已知有一種專利文獻8的方法。在該專利文獻8中，係在表層部具有軟化層，藉此使衝切加工性上升。

(先前技術文獻) (專利文獻)

專利文獻1：日本特開2005-249051號公報

專利文獻2：日本特開2005-249050號公報

專利文獻3：日本特開2005-249106號公報

專利文獻4：日本特開2008-266731號公報

專利文獻5：日本特開2010-132983號公報

專利文獻6：日本特開2004-211728號公報

專利文獻7：日本特開2009-30663號公報

專利文獻8：日本特開2010-235965號公報

在濕式多板離合器的作動中，係於離合器連接時在連接面全體產生摩擦熱，但會有局部性產生溫度比其它部分大幅上昇之部位的情形。而且，在此種局部性溫度大幅上昇之部位的表面中，會促進摩擦材的磨耗。

而且，在上述專利文獻1至8中，在濕式多板離合器之作動中以分隔板用鋼板的性能而言，並未考量到對屬於接觸對象之摩擦材的磨耗之影響。

本發明係有鑑於上述問題點而研創者，其目的在於提供一種可抑制摩擦材的磨耗之分隔板用冷軋鋼板。

第1發明所述之分隔板用冷軋鋼板之化學成分為：以滿足作為式(1)的5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al%<1的方式含有C：0.03質量%以上0.08質量%以下、Si：0質量%以上1.0質量%以下、Mn：0.2質量%以上0.8質量%以下、P：0.03質量%以下、S：0.01質量%以下、及Al：0.05質量%以下，並且，以滿足作為式(2)的0.04<(Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti%<0.3的方式含有Nb：0.03質量%以上0.4質量%以下、V：0.01質量%以上0.3質量%以下、及Ti：0.01質量%以上0.3質量%以下之中之至少一種，殘餘部分由Fe及不可避免的不純物構成；切面硬度為200HV以上350HV以下；且板厚中心部之切面硬度與表面硬度的關係滿足作為式(3)之20HV≦(板厚中心部之切面硬度)-(表面硬度)。

第2發明所述之分隔板用冷軋鋼板係在第1發明所述之分隔板用冷軋鋼板中，其化學成分為：以滿足作為式(4)之5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al%<1的方式含有Cr：0.10質量%以上2.0質量%以下、Ni：0.05質量%以上0.5質量%以下、Mo：0.05質量%以上0.5質量%以下、及B：0.0002質量%以上0.002質量%以下之中之至少1種。

根據本發明，由於屬於表面硬度相對於板厚中心部之切面硬度之差的ΔH為20HV以上，故會使熱傳達率上升而抑制離合器作動時之局部的溫度上升，且可抑制屬於接觸對象之摩擦材的磨耗。

c‧‧‧比較例

p‧‧‧本實施例

第1圖係顯示切面硬度與SAE#2試驗中之摩擦材的磨耗量之關係的散佈圖。

以下，詳細說明本發明一實施形態之構成。

本發明之分隔板用冷軋鋼板係例如在機動車輛之自動變速器的濕式多板離合器機構等之中，使用於與表面貼有摩擦材(濕式摩擦材)之摩擦板接觸分離的分隔板。

在濕式多板離合器的作動中，亦即分隔板與摩擦板連接的狀態中，為了要抑制摩擦材的磨耗，重要的是抑制接觸面中之局部性的溫度上昇來防止非均質地溫度上昇。

亦即，一般而言，在濕式多板離合器的作動中，摩擦板及分隔板係藉由潤滑油冷卻，因此正常時會成為100℃以下，惟在由於連接所造成的摩擦負荷較大時，會有因其摩擦熱而在連接面中局部性地被加熱到800℃以上的情況。而且，此種局部性的加熱係成為使摩擦材不均勻地磨耗的原因。

所以，藉由使分隔板表面之熱傳導率上升，可在熱輸入量集中的部位使摩擦熱更快速地擴散，並抑制局部性的溫度上昇。因此，為了抑制摩擦材的磨耗，重要的是使作為分隔板使用之冷軋鋼板表面的熱傳導率上升。

以下，說明用以抑制摩擦材的磨耗之構成。

分隔板用冷軋鋼板藉由使表面脫碳，藉此可利用碳濃度的降低來使表面的熱傳導率上升。

在此，即便使分隔板用冷軋鋼板脫碳(軟質化)，若使脫碳程度低，則抑制摩擦材的磨耗之效果也會降低。

分隔板用冷軋鋼板的脫碳程度，係可藉由測量板厚中心部之切面硬度及表面硬度兩者之維氏硬度來確認。

再者，在經軟質化之表面的維氏硬度試驗中，由於硬度測量值會因為其試驗荷重而變化，故檢討了表面軟質化而設試驗荷重例如固定在10kgf。

而且，表面硬度相對於板厚中心部之切面硬度的差(ΔH)為未達20HV時，則脫碳不足，而無法得到抑制摩擦材的磨耗之效果。

因此，分隔板用冷軋鋼板必須滿足：20HV≦(板厚中心部之切面硬度)-(表面硬度)之式(3)所示的關係。此外，ΔH較佳為45HV以下。

再者，表面硬度相對於板厚中心部之切面硬度的差(ΔH)，係藉由在熱軋鋼板中使板表面附近脫碳所產生之軟質化而造成者。脫碳係熱軋延時的溫度越高就越進展，因此，要使ΔH成為20HV以上，重要的是將加熱爐的溫度設定得較高。

此外，於熱軋延時藉由實施在軋延及軋延前後之除鏽垢(descaling)(水噴射)而使鏽垢脫離，與剛加熱胚料後比較則脫碳層的成長速度會變快。因此，不僅加熱爐的溫度，就連軋延時的溫度及時間也會對促進脫碳賦予影響。另外，為了促進脫碳，將捲繞溫度設高也很重要。

因此，為了使ΔH不成為未達20HV，重要的是設定加熱爐的溫度、熱軋延時的溫度及時間、捲繞溫度。

再者，已脫碳之板表面附近的碳濃度即使在冷軋加工後仍成為比切面的板厚中心部還低的狀態。

在將熱軋鋼板或冷軋鋼板進行表面研磨處理時，除去表面的軟化層。因此，實施表面研磨處理時，為了使ΔH不成為未達20HV，必須設定研磨量。

接著，說明耐熱點性。

分隔板與摩擦板連接時之摩擦負荷較大時，會有因其摩擦熱而在連接面局部性地被加熱到800℃以上的情況。此種局部性的加熱發生時，在局部性地被加熱之部位的附近，金屬組織變態為沃斯田鐵。變態為沃斯田鐵後，由於會因熱傳導造成急速地被冷卻而進行麻田散鐵變態，所以產生體積膨脹。然後，因體積膨脹而以比周圍還高的方式突出之凸狀的部分會成為熱點。

熱點為比周圍更突出的凸狀，因此，離合器連接時的摩擦熱會顯著地增加，而成為大幅促進屬於接觸對象之摩擦材的磨耗的要因。

考量到此種要因時，為了使耐熱點性上升，抑制熱輸入時之金屬組織的沃斯田鐵化係有效，且添加使屬於α→γ變態點之A3變態點上升的元素、或減少使A3變態點降低之元素的添加量係有效。此外，使其成為難以進行碳的溶體化的狀態，而藉此使沃斯田鐵化延遲也有效。

另一方面，在沃斯田鐵化之後，為了抑制麻田散鐵變態使淬火性降低也對耐熱點性的上升係有效。為了使淬火性降低，γ結晶粒徑的微細化、或者添加使淬火性降低之元素係有效。

接著，說明衝切性。

從衝切性的觀點觀之，作為分隔板(製品)而使用之分隔板用冷軋鋼板係要求200HV以上350HV以下之切面硬度與平坦性。

亦即，分隔板用冷軋鋼板之硬度為未達200HV時，使衝切品之壓陷與毛邊會變大，且衝切面之二次剪切面的比例變得較多，故而致使衝切性惡化。另一方面，硬度超過350HV時，衝切模具會變得容易磨耗及損傷，且衝切面中之剪切面的比例變少，使衝切性惡化。

因此，分隔板用冷軋鋼板的切面硬度係考量到衝切性而設為200HV以上350HV以下。再者，素材硬度係藉由測量鋼板切面中之板厚方向之中心部的維氏硬度而求得。

接著，說明分隔板用冷軋鋼板的化學成分。

分隔板用冷軋鋼板的化學成分係如上述，考量到屬於接觸對象之摩擦材的磨耗量的減少、耐熱點及衝切性而規定。

亦即，分隔板用冷軋鋼板係藉由下述化學成分構成：以滿足以式(1)的5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al%<1所示之關係的方式，含有0.03質量%以上0.08質量%以下的C、0質量%以上1.0質量%以下的Si、0.2質量%以上0.8質量%以下的Mn、0.03質量%以下的P(不含無添加)、0.01質量%以下的S(不含無添加)及0.05質量%以下的Al(不含無添加)，並且，以滿足以式(2)的0.04<(Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti%<0.3所示之關係的方式，含有0.03質量%以上0.4質量%以下的Nb、0.01質量%以上0.3質量%以下的V及0.01質量%以上0.3質量%以下的Ti之中之至少1種，殘餘部分由Fe及不可避免的不純物構成。再者，式(1)中之C%、Si%、Mn%及Al%係各元素之含有量(質量%)的值。此外，式(2)中之Nb%、V%及Ti%係各元素之含有量(質量%)的值。

此外，除了上述化學成分之外，還可以按照需要，以滿足在作為式(4)之5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al%<1中所示之關係的方式，含有0.10質量%以上2.0質量%以下的Cr、0.05質量%以上0.5質量%以下的Ni、0.05質量%以上0.5質量%以下的Mo及0.0002質量%以上0.002質量%以下的B之中之至少1種。再者，式(4)中的C%、Si%、Mn%、Cr%、Ni%及Al%，係各元素之含有量(質量%)的值。

C(碳)係為了確保對衝切性重要的硬度所需，考量到上述衝切性時，必須含有0.03質量%以上。另一方面，C的含有量變得越多，則A3變態點就會越為降低，並且，使在因摩擦熱造成之加熱部形成有麻田散鐵組織時之硬度與膨脹變形量會增大，且熱傳導率降低。此外，C的含有量變得越多，則波來鐵組織、變韌鐵組織、雪明碳鐵相(Fe₃C)及在顆粒內分散有微細雪明碳鐵之肥粒鐵組織等硬質組織就變得越多，而使衝切性惡化。所以，在滿足式(1)或式(4)之關係的範圍內也考量與其他特性的平衡，將C之含有量的上限設為0.08質量%。因此，C之含有量係設為0.03質量%以上0.08質量%以下。

Si(矽)在通常的脫氧目的下含有時，含有量即使未達0.4質量%也足夠。但是，為了達成使A3變態點上昇之作用，Si也可以超過0.4質量%而含有。另一方面，使Si超過1.0質量%而過量地含有時，則會在冷軋鋼板之軋延時等容易發生脆性破壞。因此，Si之含有量係設為0質量%(包含無添加。)以上1.0質量%以下。

Mn(錳)係使素材鋼板之強度上升所必需的元素，為了使強度上升，必須含有0.2質量%以上。另一方面，為了達成使A3變態點降低的作用而使錳超過0.8質量%而含有時，則使A3變態點降低。因此，Mn之含有量係設為0.2質量%以上0.8質量%以下。再者，Mn之含有量越多，則熱軋鋼板越容易形成帶狀組織，且衝切加工所成之衝切切面的性狀容易劣化，故Mn之含有量較佳係0.6質量%。

P(磷)超過0.03質量%而含有時，會招致衝切性的降低。因此，P的含有量係設為0.03質量%以下(不含無添加。)。

S(硫黃)係使MnS形成。而且，使S超過0.01質量%而含有時，藉由受軋延而伸展之軟質的MnS從而變得容易在切面組織產生撕裂面。因此，S的含有量係設為0.01質量%以下(不含無添加。)。

Al(鋁)係達成脫氧效果之元素。僅以脫氧效果為目的而含有時，含有量即使未達0.01質量%也足夠。但是，為了達成使A3變態點上升之作用，Al也可以超過0.01質量%而含有。此外，在以預定的濃度含有Nb或V或Ti時，即便使Al超過0.05質量而含有，也會有無法有效果地使A3變態點上昇之可能性。因此，Al的含有量係設為0.05質量%以下(不含無添加。)。

Cr(鉻)，Ni(鎳)，Mo(鉬)及B(硼)係使耐磨耗性及韌性上升的元素。因此，在對分隔板的端面要求耐磨耗性時，較佳為含有該等元素。但是，該等元素會有使淬火性上升、而使耐熱點性惡化的可能性，故在含有時，必須考量含有量。

Cr係考量端面之耐磨耗性上升及淬火性上升兩者，將含有時的含有量設為0.10質量%以上2.0質量%以下。

Ni係考量端面之耐磨耗性上升及淬火性上升兩者，將含有時的含有量設為0.05質量%以上0.5質量%以下。

Mo係考量端面之耐磨耗性上升及淬火性上升兩者，將含有時的含有量設為0.05質量%以上0.5質量%以下。

B係考量端面之耐磨耗性上升及淬火性上升兩者，將含有時的含有量設為0.0002質量%以上0.002質量%以下。

屬於存在於冷軋延後之鋼板中之碳化物的Fe₃C(雪明碳鐵：θ)系雖有容易固溶的性質，但在Cr添加鋼的情況，Cr會有於Fe₃C中富集(concentration)的傾向，Fe₃C會因為Cr富集而穩定化。因此，Cr的添加會使沃斯田鐵化延遲且對於耐熱點性係有效。

含有Cr或Ni時，冷軋鋼板之A3變態點及淬火性也會受Cr或Ni的作用影響。因此，為了使A3變態點上昇，並且使淬火性降低，必須綜合地考量C、Si、Mn和Al的含有量、或按照需要而含有之Cr和Ni的含有量，該等各元素在上述含有量的範圍中必須滿足在式(4)所示之關係。

Nb(鈮)、V(釩)及Ti(鈦)係將鋼中的碳固定為溶解度低的NbC、VC及TiC，與Fe₃C相比，該等碳化物之穩定性非常高，具有在γ相中之溶解度較低的性質。因此，達成抑制在因摩擦熱造成之加熱部之A3變態的作用。此外，NbC、VC及TiC即使在已A3變態時，也會藉由釘紮(pinning)效應使γ結晶粒徑微細化，並使淬火性降低。亦即，Nb、V及Ti對於耐熱點性的上升係有效。

此外，NbC、VC及TiC有效果地抑制肥粒鐵結晶粒徑的粗大化及軟質化，亦有益於耐磨耗性的上升。

而且，在含有Nb、V及Ti之至少1種時，為了使耐熱點性上升，必須使Nb含有0.03質量%以上、使V含有0.01質量%以上或使Ti含有0.01質量%以上。另一方面，當使Nb超過0.4質量%而含有，使V超過0.3質量而含有，使Ti超過0.3質量%而含有時，會有使熱軋鋼板的硬度上昇而無法製造作為製品之預定的板厚及硬度之鋼板的可能性。因此，在含有Nb、V及Ti之至少1種時，Nb的含有量係設為0.03質量%以上0.4質量%以下，V的含有量係設為0.01質量%以上0.3質量%以下，Ti的含有量係設為0.01質量%以上0.3質量%以下。

此外，耐熱點性會受Nb、V及Ti之中所添加的元素各者之作用所影響，故該等各元素的含有量必須綜合地考量。因此，在含有Nb、V及Ti之至少1種時，在上述含有量的範圍內，必須以滿足在式(2)中所示之關係的方式含有。

接著，說明上述一實施形態的作用及效果。

根據上述分隔板用冷軋鋼板，藉由以屬於表面硬度相對於板厚中心部之切面硬度的差ΔH成為20HV以上的方式使鋼板表面附近脫碳而軟質化，可使熱傳達率上升，且可抑制離合器作動時之局部性的溫度上升，故可抑制屬於接觸對象之摩擦材的磨耗。

此外，以使A3變態點上升、並且、使淬火性降低且使切面硬度成為200HV以上350HV以下的方式限制化學成分，藉此可使耐熱點性及衝切性上升。

[實施例]

以下，說明本實施例及比較例。

首先，熔製第1表所示之化學成分的鋼胚料。第1表中，將滿足本發明之上述化學成分之要件者設為本實施鋼，將未滿足本發明之上述化學成分之要件者設為比較鋼。再者，第1表中，未含有Cr、Ni、Mo及B時，係將式(1)左邊的值顯示為Q值，在含有Cr、Ni、Mo及B之中之至少1種時，係將式(4)左邊的值顯示為Q值。

將第1表所示之化學成分的各鋼胚料進行熱軋延。熱軋條件係將加熱溫度設為1100℃及1250℃之任一者，將捲繞溫度設為450℃、470℃、500℃、550℃、570℃、600℃、650℃及720℃之任一者。

此外，將各熱軋鋼板進行鹽酸酸洗之後，以各種冷軋率精軋為板厚1.8mm來製作供試材。再者，在冷軋延後之時間點的切面硬度係以250HV為目標。此外，針對本實施例之中之一部分，係將熱軋鋼板以690℃退火，或在研磨表面後進行冷軋延。將該等各處理條件顯示於第2表。

然後，針對各供試材進行衝切試驗、表面硬度測量、切面硬度測量及SAE#2試驗。

衝切試驗中，進行衝切加工，使各供試材成為板厚為1.8mm且衝切間隙為板厚之8%的試驗片。此外，在衝切加工後，以#600的研磨紙去除毛邊。

衝切加工中，使用300kN萬能試驗機而從各試驗片衝切出厚度1.8mm且直徑10mm的圓形孔。以衝切模具而言，以衝頭及衝模皆調質成60HRC為主並使用冷軋模具用之JIS規格的SKD11。此外，試驗條件係設衝切加工速度1.7mm/秒，間隙(clearance)5%。而且，將衝切衝擊(shot)數為20至30衝擊之衝切加工品回收，評鑑剪切面之壓陷量及一次剪切面率。具體而言，係針對素材鋼板的軋延方向與及其直角方向測量各指標並算出平均值。將該等結果顯示於第2表。再者，將一次剪切面率為50%以上，且壓陷未達0.2mm者作為良好評鑑並在第2表中設為○，將除此以外者設為×。

在表面硬度測量中，係切出各供試材的一部分，測量表面的維氏硬度作為表面硬度。此外，在將測量過表面硬度之各供試材的一部分埋入樹脂並進行研磨之後，測量板厚中心部的維氏硬度作為切面硬度。再者，維氏硬度測量的試驗荷重係設為10kgf。將該等結果顯示於第2表。

SAE#2試驗係為了評鑑摩擦材的磨耗量、及耐熱點性而進行。

在評鑑摩擦材的磨耗量時，係將各供試材加工為分隔板的形狀作為試驗片。使用各試驗片，以試驗轉數3600rpm使分隔板與摩擦板反覆卡合5000次。然後，在試驗前後測量摩擦板上之摩擦材的厚度，求得厚度減少量。再者，厚度減少量係測量36個部位，並將36個部位之中之厚度減少量的最大值作為磨耗量。將該等結果顯示於第2表。

耐熱點性係將本實施例及比較例之中之一部分的供試材加工成分隔板而作為試驗片。使用各試驗片，以試驗轉數5000rpm使分隔板與摩擦板反覆卡合5次，並以目視確認有無在分隔板上產生的熱點。將該等結果顯示於第2表。再者，將未確認到熱點者評鑑為耐熱點性良好並在第2表中設為○，將確認到熱點者設為×。

如第2表所示，本實施例之任一者皆為衝切性良好，而且，在SAE#2試驗中未產生熱點，耐熱點性為良好。

屬於比較例的試驗No.1-a、試驗No.1-b及試驗No.1-c可推想因C含有量比0.08質量%多，而使硬質組織變多從而造成衝切性惡化。

屬於比較例的試驗No.2可推想因C含有量比0.08質量%多而造成硬質組織變多、且Si含有量比1.0質量%多，而使衝切面性狀惡化。

屬於比較例的試驗No.3可推想因Mn含有量比0.8質量%多，而使衝切面性狀惡化，並且Q值比1大而在SAE#2試驗中產生熱點。

屬於比較例的試驗No.4可推想因S含有量比0.01質量%多，而使衝切面性狀惡化。

屬於比較例的試驗No.5可推想因Ti含有量比0.3質量多，且式(2)的值變得比0.3大，而使素材硬化，並使得衝切面性狀惡化。

屬於比較例的試驗No.6可推想因C含有量比0.08質量%多而造成硬質組織變多，且式(2)的值變得比0.3大，而使素材硬化，並使得衝切面性狀惡化。

屬於比較例的試驗No.7可推想因Q值比1大，而在SAE#2試驗中產生熱點。

屬於比較例的試驗No.8可推想因式(2)的值比0.3大，而使素材硬化，並使得衝切面性狀惡化。

屬於比較例的試驗No.9可推想因式(2)的值比0.04小，而幾乎未析出微細碳化物，且在SAE#2試驗中產生熱點。

屬於比較例的試驗No.10可推想因C含有量比0.08質量%多，而使硬質組織變多，並且因Nb含有量比0.4質量%多，且式(2)的值比0.3大，而使素材硬化，並使得衝切面性狀惡化。

屬於比較例的試驗No.23-b可推想因屬於素材硬度的切面硬度比200HV低，而使衝切性惡化，且在衝切加工中之壓陷超過0.2mm。

屬於比較例的試驗No.11-e及試驗No.23-e可推想因熱軋延之加熱溫度低，使脫碳的促進不足，使得ΔH成為未達20HV，而與各個化學成分為相同的本實施例比較，使得摩擦材的磨耗量變多。

屬於比較例的試驗No.11-c、試驗No.21-b及試驗No.22-b可推想因熱軋延之軋延時間短，使脫碳的促進不足，使得ΔH成為未達20HV，而與各個化學成分為相同的本實施例比較，使得摩擦材的磨耗量變多。

屬於比較例的試驗No.11-b、試驗No.12-a、試驗No.13-a、試驗No.14-d、試驗No.15-a、試驗No.19-a及試驗No.20-b可推想因熱軋延之軋延時間短，使脫碳的促進不足，使得ΔH成為未達20HV，而與各個化學成分為相同的本實施例比較，使得摩擦材的磨耗量變多。

屬於比較例的試驗No.16-a、試驗No.17-a 及試驗No.18-a可推想因受熱軋延之軋延時間短，並且捲繞溫度低，使脫碳的促進不足，使得ΔH成為未達20HV，而與各個化學成分為相同的本實施例比較，使得摩擦材的磨耗量變多。

屬於比較例的試驗No.14-b及試驗No.23-d可推想因藉由在熱軋鋼板實施表面研磨處理造成表面附近已脫碳的層被去除，使得ΔH成為未達20HV，而與各個化學成分為相同的本實施例比較，使得摩擦材的磨耗量變多。

第1圖係顯示切面硬度與SAE#2試驗中之摩擦材的磨耗量之關係的散佈圖。再者，第1圖中，橫軸(x)顯示切面硬度(HV)，縱軸(y)顯示摩擦材的磨耗量(μm)。

此外，第1圖中，係於各本實施例及各比較例以不同的系列繪製了ΔH為未達20HV的比較例與ΔH為20HV以上之本實施例。亦即，c係ΔH為未達20HV的比較例，p係ΔH為20HV以上的本實施例。

如該第1圖所示，與比較例相比，ΔH為20HV以上之本實施例處於摩擦材的磨耗量較低的傾向，可確認到因表面脫碳造成之摩擦材的磨耗量減少效果。

此外，將第2表所示之各本實施例及各比較例之摩擦材的磨耗量分別在相同的實施鋼成分內比較時，與比較例相比，本實施例的磨耗量較少。

(產業上之可利用性)

本發明係可例如在機動車輛之自動變速器的濕式多板離合器機構等之中，利用作為與表面貼有摩擦材(濕式摩擦材)之摩擦板接觸分離的分隔板用。

Claims

一種分隔板用冷軋鋼板，其化學成分為：以滿足式(1)的方式含有C：0.03質量%以上0.08質量%以下、Si：0質量%以上1.0質量%以下、Mn：0.2質量%以上0.8質量%以下、P：0.03質量%以下、S：0.01質量%以下及Al：0.05質量%以下；並且，以滿足式(2)的方式含有Nb：0.03質量%以上0.4質量%以下、V：0.01質量%以上0.3質量%以下及Ti：0.01質量%以上0.3質量%以下之中之至少一種；殘餘部分係由Fe及不可避免的不純物構成；板厚中心部之切面硬度為200HV以上350HV以下；且前述板厚中心部之切面硬度與表面硬度的關係滿足式(3)；其中式(1)：5×C%-Si%+Mn%-1.5×Al%<1；式(2)：0.04<(Nb%÷1.4)+(V%÷1.1)+Ti%<0.3；式(3)：20HV≦(板厚中心部之切面硬度)-(表面硬度)。
如申請專利範圍第1項所述之分隔板用冷軋鋼板，其化學成分為：以滿足式(4)的方式含有Cr：0.10質量%以上2.0質量%以下、Ni：0.05質量%以上0.5質量%以下、Mo：0.05質量%以上0.5質量%以下、及B：0.0002質量%以上0.002質量%以下之中之至少1種，式(4)：5×C%-Si%+Mn%+1.6×Cr%+0.8×Ni%-1.5×Al%<1。