WO2014119459A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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田頭　聡
鈴木　雅人
智博 今中
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日新製鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet used for, for example, a clutch plate and a manufacturing method thereof.
  • a wet multi-plate clutch of an automatic transmission has a plurality of friction plates each having a friction material made of special paper attached to the surface, and separate plates that come into contact with the friction plates. Then, the transmission of power is controlled by an operation of switching between opening and connection of the friction plate and the separate plate.
  • the friction plate and the separate plate are both ring-shaped steel plate members.
  • these friction plates and separate plates constituting the wet multi-plate clutch are collectively referred to as a clutch plate.
  • the main malfunctions occurring in the separate plate are wear of the spline part (hereinafter referred to as property A), rattling due to poor positional accuracy of the spline part (hereinafter referred to as property B), friction plate.
  • property A wear of the spline part
  • property B rattling due to poor positional accuracy of the spline part
  • property D friction plate.
  • property C roughness change due to wear on the friction surface
  • property D generation of heat spots and non-uniform shape and material
  • the friction plate and the clutch plate When connected from the neutral state to the power transmission state in the operation of the wet multi-plate clutch, the friction plate and the clutch plate are pressed with high load at a high relative speed, and the friction plate and the clutch plate The speed decreases rapidly.
  • the frictional heat generated at this time is rapidly input to the surface of the separate plate that becomes the sliding portion, and therefore the temperature of the surface of the separate plate is raised. This temperature rise on the surface of the separate plate is the cause of the generation of heat spots.
  • the protrusion of the heat spot part derived from the heating by frictional heat, the distortion around the heat spot, and the local material change make the frictional state at the time of clutch operation non-uniform.
  • the uneven friction state causes a vicious cycle of forming a new heat spot, and the performance of the wet multi-plate clutch is significantly deteriorated.
  • the steel plate used for the clutch plate is required to improve heat spot resistance.
  • Patent Document 1 As a technique for improving the heat spot resistance of a steel plate, methods described in Patent Document 1 to Patent Document 5 are known.
  • Patent Document 1 a low-carbon steel is used to increase the phase transformation temperature from ferrite to austenite, thereby preventing the occurrence of phase transformation even when the plate is heated by frictional heat during clutching. A method of suppressing the occurrence of is shown.
  • Patent Document 2 discloses a method of suppressing the generation of heat spots by controlling the temperature rise of the plate due to frictional heat by regulating the amount of alloying elements and improving the thermal diffusivity of the steel sheet.
  • Patent Document 3 discloses a method for suppressing the generation of heat spots by using austenitic stainless steel, which is unlikely to undergo phase transformation, as a material for a plate.
  • Patent Document 4 discloses a method for suppressing the generation of heat spots by using Ti precipitates and Nb precipitates.
  • Patent Document 5 discloses a method for suppressing the generation of heat spots by adding Si or Al having an action of raising the transformation point in addition to the use of Ti precipitates and Nb precipitates.
  • wear resistance of spline parts such as the teeth of separate plates is another important characteristic.
  • Patent Documents 6 to 9 As a technique for improving the wear resistance of the tooth tip in the separate plate, methods described in Patent Documents 6 to 9 are known.
  • Patent Document 6 discloses a method for improving wear resistance by using hard precipitates such as TiC and cementite.
  • Patent Document 7 discloses a method of improving wear resistance by cold rolling a hot rolled steel sheet having a ferrite structure with a ferrite grain size of 5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less at a reduction rate of 50% or more. Yes.
  • Patent Document 8 discloses a method for improving the wear resistance by controlling the steel structure by the combined addition of Cr, Ti, and B.
  • Patent Document 9 discloses a method for improving the wear resistance by controlling the steel structure by controlling the pearlite and cementite fractions and controlling the ferrite grain size.
  • Patent Document 1 to Patent Document 5 only correspond to some of the four properties A to D required for the separate plate.
  • the methods of Patent Document 1 to Patent Document 5 have many effects such as an insufficient effect on heat spot resistance, a decrease in manufacturability, and an increase in material cost. Has a problem.
  • Patent Documents 1, 2, and 3 do not take into consideration the correspondence to property A, property B, and property C, and are insufficient for improving transmission efficiency, reducing friction loss, and reducing size and weight.
  • the austenitic stainless steel of Patent Document 3 is not only considerably expensive compared to a steel plate generally used for a clutch plate, but also because stainless steel has low thermal conductivity, frictional heat diffusibility is low. The problem is that the temperature is low and the temperature of the steel sheet surface is likely to rise.
  • Patent Document 5 Si and Al are added.
  • adding Si and Al has many problems in manufacturing, and is effective from an industrial point of view in that brittle fracture of slabs and coils is likely to occur. Absent.
  • Patent Documents 6 to 9 only improve the wear resistance. That is, what is required of the separate plate is not only high wear resistance of the spline part, but also important not to damage the drum or case which is the counterpart. Therefore, as a material for the separate plate, it is not necessary to simply improve the wear resistance.
  • Patent Documents 6 to 9 considers that the two types of wear resistance differing in properties at two locations on the spline portion and the surface are combined.
  • the present invention has been made in view of these points, and an object thereof is to provide a cold-rolled steel sheet having good heat spot resistance and wear resistance and a method for producing the same.
  • the cold-rolled steel sheet according to claim 1 is, in mass%, C: 0.03 to 0.12%, Si: 0 to 1.0%, Mn: 0.2 to 0.8%, P: 0 0.03% or less, S: 0.03% or less, Nb: 0.03-0.4% and Al: 0.05% or less 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1
  • the balance is a chemical component consisting of Fe and inevitable impurities
  • the average particle size of Nb-based carbides as precipitates is 20 to 100 nm
  • the cross-sectional hardness is 200 That is ⁇ 400HV.
  • the cold-rolled steel sheet according to claim 2 is, in mass%, C: 0.03 to 0.12%, Si: 0 to 1.0%, Mn: 0.2 to 0.8%, P: 0 0.03% or less, S: 0.03% or less, V: 0.03-0.3% and Al: 0.05% or less 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1
  • the balance is a chemical component composed of Fe and inevitable impurities, and the average particle size of the V-based carbide as a precipitate is 20 to 100 nm, and the cross-sectional hardness is 200 That is ⁇ 400HV.
  • the cold-rolled steel sheet according to claim 3 is, in mass%, C: 0.03 to 0.12%, Si: 0 to 1.0%, Mn: 0.2 to 0.8%, P: 0 0.03% or less, S: 0.03% or less, and Al: 0.05% or less are contained so as to satisfy the formula (1) where 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1 Nb: 0.01 to 0.4%, V: 0.01 to 0.3%, and Ti: 0.01 to 0.3%, 0.04 ⁇ (Nb% ⁇ 1.4) + (V% ⁇ 1.1) + Ti% ⁇ 0.3 so as to satisfy the formula (2), the balance being a chemical component composed of Fe and inevitable impurities, and a precipitate
  • the carbide containing any one of Nb, V and Ti has an average particle diameter of 20 to 100 nm and a cross-sectional hardness of 200 to 400 HV.
  • the cold-rolled steel sheet according to claim 4 is the cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein Cr: 0.10 to 2.0%, Ni: 0.05 to 0.00. 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% + 1.6 ⁇ Cr% + 0.8 ⁇ Ni with at least one of 5%, Mo: 0.05 to 0.5% and B: 0.0002 to 0.002% It is a chemical component contained so as to satisfy the formula (3) where% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1.
  • the cold-rolled steel sheet according to claim 5 is the cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein any one of Nb, V, and Ti which is a precipitate in a surface layer portion from the steel sheet surface to at least 200 ⁇ m.
  • the average particle size of the carbides containing such is 20 to 100 nm.
  • a method for producing a cold-rolled steel sheet according to claim 6 comprises melting a steel slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4, heating the steel slab to 1200 ° C or higher, and hot rolling.
  • a hot-rolled steel sheet is wound up at 500 to 700 ° C. to form a hot-rolled coil.
  • the hot-rolled coil is cold-rolled, or annealed and cold-rolled to reduce the cross-sectional hardness. 200 to 400 HV.
  • the chemical components are regulated, and the average particle diameter of the precipitated carbide is 20 to 100 nm, so that the heat spot resistance and wear resistance can be improved.
  • FIG. 1 It is a perspective view which shows the state before the test of the heat spot resistance test in the Example of this invention.
  • A is a plan view showing the state after the test of the heat spot resistance test same as above, and
  • (b) is a cross-sectional view taken along the line AA of FIG. 2 (a) showing the state after the test of the heat spot resistance test same as above.
  • C is a figure which shows a hardness measurement location.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention is used as a material for a clutch plate in a wet multi-plate clutch mechanism of an automatic transmission of an automobile, for example.
  • the temperature of the clutch plate surface in the connected state is remarkably increased due to friction, and the steel structure is austenitized in the metal structure.
  • region which becomes austenite by the temperature rise at the time of a clutch connection is only a steel plate surface layer, and temperature does not rise so that it will phase-transform inside a steel plate.
  • the heating area of the steel sheet surface is rapidly cooled (self-cooled) by rapid heat conduction into the steel sheet at a low temperature, and undergoes martensitic transformation.
  • the shape change during the martensitic transformation gives a tensile residual stress to the surrounding tissue, and the clutch plate loses its flatness and causes distortion.
  • the following first countermeasure or fourth countermeasure is effective.
  • the first measure is to suppress the temperature rise of the clutch plate due to frictional heat. That is, by improving the thermal conductivity of the steel plate forming the clutch plate, the heat from the friction part on the surface of the clutch plate is rapidly diffused to the surroundings, and a local abnormal temperature rise on the outermost surface is suppressed.
  • the thermal conductivity of steel is highest for pure iron and decreases as the amount of alloying elements increases. Further, when the volume fraction of the second phase such as pearlite increases, the thermal conductivity decreases. However, the addition of alloying elements in steel is necessary to ensure appropriate strength and wear resistance as a clutch plate.
  • the metal structure is a dispersed structure in which fine precipitates are uniformly dispersed in the ferrite structure. Is effective.
  • the second measure is to suppress the formation of gamma in the metal structure of the clutch plate surface layer even if the clutch plate temperature rises due to frictional heat. That is, even in a situation where a temperature increase on the surface of the steel sheet due to frictional heat is inevitable, the austenite formation due to the temperature increase due to friction is suppressed by making the steel sheet itself difficult to undergo austenite transformation.
  • the transformation point rises, or adding an element for increasing the alpha ⁇ gamma transformation point (A 3 transformation point), or, it is effective to reduce the added amount of the element to reduce the A 3 transformation point.
  • the ⁇ ⁇ ⁇ transformation starts from the solid solution of carbide at the interface between the carbide and the parent phase. If the solid solution of carbide in the ⁇ phase or ⁇ phase is easy, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation proceeds rapidly. On the other hand, if the carbide is not easily dissolved, the progression of the ⁇ ⁇ ⁇ transformation is suppressed.
  • Fe 3 C (cementite: ⁇ ) system that is a carbide has a property of being easily dissolved, but in the case of Cr-added steel, Cr tends to concentrate in Fe 3 C. Fe 3 C is stabilized by the concentration of Cr.
  • Nb-based carbides, V-based carbides, and Ti-based carbides have very high stability and low solubility in the ⁇ phase compared to Fe 3 C.
  • Nb carbide, V carbide and Ti carbide is a very excellent method for ensuring the strength and wear resistance of the steel sheet. Therefore, the use of Nb-based carbides, V-based carbides, and Ti-based carbides is suitable as a method for suppressing ⁇ conversion. Further, addition of Nb, V, or Ti is also effective as a method of reducing C, which is the element with the most remarkable transformation point decrease.
  • Nb, V or Ti in order to ensure strength and wear resistance, it is effective to add Nb, V or Ti to form a hard carbide. Further, in order to reduce the amount of surplus C that does not bind to Nb, V, or Ti, the Nb addition amount, the V addition amount, the Ti addition amount, and the C amount are related to each other to obtain an optimum addition amount. The amount of dissolved C in can be reduced, and ⁇ -ization can be further suppressed.
  • the third measure is to suppress the martensitic transformation due to the self-cooling of the clutch plate even if the metal structure of the clutch plate surface layer becomes gamma due to the temperature rise due to frictional heat. That is, even in a situation where temperature rise and gamma formation on the steel sheet surface cannot be avoided, the martensitic transformation due to self-cooling is suppressed by reducing the hardenability of the steel sheet.
  • the fourth countermeasure is to suppress the deformation of the clutch plate due to transformation stress even if the metal structure of the clutch plate surface layer becomes ⁇ due to temperature rise due to frictional heat and becomes martensite due to self-cooling.
  • the clutch plate resulting from the heat spot is ensured by sufficiently ensuring the strength of the metal structure around the heat spot. Suppresses distortion.
  • the heat spot itself is considered to be a martensite region formed by heating and rapid cooling of the friction part as described above.
  • the temperature around the heat spot is not as high as the heat spot, but the temperature rises due to frictional heat, and the metal structure is affected.
  • the heat spot undergoes a phase transformation of ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ martensite, but the heat spot is not heated so much as to be ⁇ , and in many cases, becomes softer than the material structure.
  • a steel plate adjusted to about 220 to 320 HV by work hardening by cold rolling is usually used as the clutch plate.
  • the work caused by frictional heat is recovered and recrystallized in the work structure by cold rolling, and the hardness decreases.
  • recrystallization can be suppressed by adding Nb, V and Ti to a structure in which Nb carbide, V carbide and Ti carbide having high thermal stability are uniformly dispersed in the structure. , The decrease in hardness can be effectively suppressed.
  • the chemical composition of the cold-rolled steel sheet was defined as follows.
  • the content of each element is mass% unless otherwise specified.
  • the chemical composition of the cold-rolled steel sheet is 0.03 to 0.12% C, 0 to 1.0% Si (including no addition), 0.2 to 0.8% Mn, 03% or less of P (not including no addition), 0.03% or less of S (not including no addition), 0.03 to 0.4% of Nb and 0.05% or less of Al (no addition) Not added)), the balance being composed of Fe and inevitable impurities.
  • each element is contained so as to satisfy the formula (1) 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1.
  • C% is the C content (%)
  • Si% is the Si content (%)
  • Mn% is the Mn content (%)
  • Al% is the Al content.
  • Amount (%) is the chemical composition of the cold-rolled steel sheet.
  • the remainder may be composed of Fe and unavoidable impurities, and the chemical component may be configured to satisfy the formula (1).
  • Nb% is the Nb content (%)
  • V% is the V content (%)
  • Ti% is the Ti content (%).
  • At least one of B in the formula (3) is contained so as to satisfy 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% + 1.6 ⁇ Cr% + 0.8 ⁇ Ni% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1 It may be a chemical component.
  • C% is the C content (%)
  • Si% is the Si content (%)
  • Mn% is the Mn content (%)
  • Cr% is the Cr content.
  • Ni% is the Ni content (%)
  • Al% is the Al content (%).
  • the content of C (carbon) is less than 0.03%, it becomes difficult to form hard carbide particles that contribute to wear resistance.
  • the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point decreases, the hardness and the amount of expansion deformation when the martensite structure is formed in the heated portion by frictional heat, and the thermal conductivity. Decreases. Therefore, considering the balance with other characteristics within a range satisfying the relationship of the expression (1) or (3), the upper limit of the C content is 0.12%. Accordingly, the C content is preferably 0.03% or more and 0.12% or less, and when priority is given to improving the heat spot resistance, it is preferably less than 0.10%.
  • Si silicon
  • Si silicon
  • the content of Si is set to 0% (including no addition) or more and 1.0% or less.
  • Mn manganese
  • Mn is an element necessary for improving the strength of the steel sheet, and it is necessary to contain 0.2% or more in order to improve the strength.
  • Mn has the effect of lowering the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point, so if it is contained in excess of 0.8%, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point is lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.2% or more and 0.8% or less. As the Mn content increases, the hot-rolled steel sheet tends to have a band-like structure, and the properties of the punched section by punching tend to deteriorate, so the Mn content is more preferably 0.6% or less.
  • Al is an element having a deoxidizing effect. A content of less than 0.01% is sufficient for deoxidation purposes only. However, Al has an effect of increasing the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point, so Al may be contained in excess of 0.01%. Further, if the steel contains Nb, V, or Ti at a predetermined concentration, there is no merit regarding the effect of increasing the transformation point even if Al is contained in a large amount exceeding 0.05%. Therefore, the content of Al is set to 0.05% or less (excluding no addition).
  • the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point and the hardenability of the cold-rolled steel sheet are affected by the action of each element of C, Si, Mn, and Al. Therefore, it is necessary to comprehensively consider the contents of these elements.
  • the content of each element is 5 ⁇ C% ⁇ Si% + Mn% ⁇ 1.5 ⁇ Al% ⁇ 1 (1 ) It is necessary to satisfy the relationship shown by the formula.
  • Nb (niobium), V (vanadium), and Ti (titanium) combine with C in the steel to form a hard carbide and contribute to improvement of wear resistance.
  • Nb, V, and Ti have the effect
  • Nb, V, and Ti effectively suppress the coarsening and softening of the ferrite crystal grain size in the temperature rising portion due to friction. That is, heat spot resistance and wear resistance can be improved by containing Nb, V, and Ti.
  • Nb when Nb is contained alone among Nb, V, and Ti, Nb needs to be contained in an amount of 0.03% or more in order to achieve the effects related to the heat spot resistance and wear resistance.
  • Nb exceeds 0.4%, the hardness of the hot-rolled steel sheet will increase, making it impossible to produce plate steel having the desired product thickness and hardness. Therefore, the content of Nb when Nb is contained alone among Nb, V, and Ti is set to 0.03% or more and 0.4% or less.
  • V is contained alone among Nb, V and Ti
  • V in order to exhibit the effects relating to the heat spot resistance and wear resistance, it is necessary to contain V by 0.03% or more.
  • V is contained in excess of 0.3%, the hardness of the hot-rolled steel sheet will increase, making it impossible to produce plate steel having the desired product thickness and hardness. Therefore, the content of V when N is contained alone among Nb, V, and Ti is 0.03% or more and 0.3% or less.
  • Nb is 0.01% or more
  • V is 0.01% in order to achieve the effects related to the heat spot resistance and wear resistance.
  • % Or more and Ti must be contained by 0.01% or more.
  • Nb is contained more than 0.4%
  • V is contained more than 0.3%
  • Ti is contained more than 0.3%
  • the hardness of the hot-rolled steel sheet is increased and aimed. It becomes impossible to produce plate steel having the product thickness and hardness. Therefore, when Nb, V and Ti are contained in combination, the Nb content is 0.01% or more and 0.4% or less, and the V content is 0.01% or more and 0.3% or less. Ti content is set to 0.01% or more and 0.3% or less.
  • Nb, V, and Ti when adding Nb, V, and Ti in this way, heat spot resistance, wear resistance, and other side effects are affected by the action of each element added. Therefore, the contents of these elements need to be comprehensively considered, and the contents of Nb, V and Ti are 0.04 ⁇ (Nb% ⁇ 1.4) + (V% ⁇ 1.1) + Ti% It is necessary to satisfy the relationship represented by the expression (2) where ⁇ 0.3.
  • the content of Cr is set to 0.10% or more and 2.0% or less in consideration of the wear resistance improving effect and side effects.
  • the Ni content is set to 0.05% or more and 0.5% or less in consideration of toughness improving action and side effects.
  • the Mo content is set to 0.05% or more and 0.5% or less in consideration of the toughness improving action and side effects.
  • the content of B is set to 0.0002% or more and 0.002% or less in consideration of the toughness improving action and side effects.
  • Nb-based carbide, V-based carbide and Ti-based carbide are important factors for improving the heat spot resistance and wear resistance. That is, Nb-based carbides, V-based carbides, and Ti-based carbides on the steel plate surface are effective for improving the heat spot resistance and the wear resistance on the friction surface with the mating spline in the spline portion. Therefore, the Nb carbide, V carbide and Ti carbide need to be finely and uniformly dispersed.
  • the average particle size of Nb-based carbides, which are precipitates in the steel sheet be in the range of 20 nm to 100 nm.
  • the average particle size of V-based carbides, which are precipitates in the steel sheet be in the range of 20 nm to 100 nm.
  • the average particle size of precipitates in the steel sheet that is, carbides including any of Nb, V, and Ti is 20 nm to 100 nm. Must be within the range.
  • Nb-based carbides, V-based carbides, and Ti-based carbides present on the surface of the steel sheet and in the vicinity of the surface layer have a large effect on heat spot resistance and wear resistance. Therefore, it is preferable that the average particle size of the carbide containing any one of Nb, V, and Ti present in the surface layer portion that is at least 200 ⁇ m from the steel plate surface is 20 nm or more and 100 nm or less.
  • Nb-based carbides, V-based carbides, and Ti-based carbides that are deeper than the surface layer portion such as the central portion in the cross-sectional direction of the steel sheet do not contribute much to the heat spot resistance and have excellent wear resistance. On the contrary, there is a possibility of hurting the opponent material. Therefore, the average particle diameters of the Nb-based carbide, V-based carbide, and Ti-based carbide at the center in the cross-sectional direction of the steel plate may be approximately the same as those of the surface layer portion.
  • the average particle diameter of the carbide containing any one of Nb, V, and Ti in a layer deeper than 200 ⁇ m from the surface of the steel sheet in the cross-sectional direction is preferably 20 nm or more and 100 nm or less, as in the surface layer part.
  • W tungsten
  • Ta tantalum
  • Zr zirconium
  • Hf hafnium
  • V is contained instead of Nb, 0.03 to 0.12% C, 0 to 1.0% Si (including no addition), 0.2 to 0.8% Mn 0.03% or less of P (without additive), 0.03% or less of S (without additive), 0.03% to 0.3% of V, and 0.05% or less of Al
  • the hot rolling finishing temperature it is preferable to adjust the hot rolling finishing temperature to a temperature above the Ar 3 transformation point from the viewpoint of the quality of the hot rolled steel sheet and the hot rolling efficiency. That is, the finishing temperature is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, and the hot rolled coil wound in the temperature range where the winding temperature is 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower is used as the material.
  • carbonized_material reduces that winding temperature is less than 500 degreeC.
  • the average cooling rate from the finishing temperature to the coiling temperature is less than 20 ° C./second, the precipitated carbide is coarsened, and therefore the average cooling rate is preferably 20 ° C./second or more.
  • Hot rolled steel sheet is made into a product by cold rolling after removing the surface scale by pickling treatment. Specifically, in order to obtain a hardness of 200 HV or more and 400 HV or less, which is necessary as a steel plate for a clutch plate, particularly a separate plate, it is necessary to perform cold rolling at a cold rolling rate of 20% to 70%. The hardness is adjusted by adjusting the rolling rate.
  • the friction plate is required to have hardness and flatness of 200 HV or more and 400 HV or less from the viewpoint of punchability, a hot rolled steel sheet is cold-rolled to produce a product. In order to ensure flatness, it is preferable to adjust the cold rolling rate within a range of 20% to 70%.
  • the hardness is less than 200 HV, the punched product has a large sag and burrs, a secondary shear surface is generated, and the properties of the spline portion are deteriorated.
  • the hardness exceeds 400 HV, wear and damage of the punching die increase, and a shearing surface is not formed on the punching surface, which is not preferable as the shape of the spline portion.
  • the hot-rolled steel sheet may be directly annealed, or the cold-rolled steel sheet may be annealed as intermediate annealing. In any case, it is preferable to perform cold rolling after annealing. In addition, when intermediate annealing is performed during the cold rolling process, appropriate annealing conditions can be appropriately selected in consideration of the product sheet thickness and the cold rolling rate. However, annealing conditions that cause surface decarburization are not preferred.
  • the average particle diameter of the precipitated Nb type carbide, V type carbide, and Ti type carbide is 20 nm. Since the thickness is 100 nm or less, heat spot resistance and wear resistance can be improved.
  • the conventional technique it is necessary to reduce the addition amount of the alloy element in order to improve the heat spot resistance, but to improve the strength by adding a necessary alloy element to improve the wear resistance. Since it is necessary, the heat spot resistance and the wear resistance could not be improved in a well-balanced manner.
  • the cold-rolled steel sheet can improve the heat spot resistance and the wear resistance in a well-balanced manner. Therefore, it is suitable as a material for clutch plates and the like.
  • the cold-rolled steel sheet is suitable not only for use in a separate plate for wet multi-plate clutches, but also for use in friction plates and dry clutch plates.
  • Table 1 when not containing at least one of Cr, Ni, Mo and B, the value of the left side of the formula (1) is shown as the Q value, and at least of Cr, Ni, Mo and B When it contains 1 type, the value of the left side of (3) Formula is shown as Q value.
  • the heating temperature was 1250 ° C.
  • the winding temperature was 450 ° C., 520 ° C., 570 ° C., 600 ° C., 630 ° C., and 725 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet was washed with hydrochloric acid and finished to a thickness of 1.8 mm at various cold rolling rates.
  • the cross-sectional hardness at the time after cold rolling was set to 250 HV.
  • about 2 types of a present Example it cold-rolled, after annealing a hot-rolled steel plate at 690 degreeC.
  • specimens were collected from each specimen and subjected to a punching test, a pin-on-disk friction and abrasion test, and a heat spot resistance test.
  • the thermal conductivity at 100 to 200 ° C. was measured using a laser flash method. And the thing whose measured thermal conductivity was 50 W / m * K or more was made into good evaluation, and was set as (circle) in Table 2.
  • TEM transmission electron microscope
  • the size of the precipitate was converted into a circle with an image analyzer, and the diameter of each precipitate was calculated.
  • the photographing magnification was 50,000 times and 10 fields of view were observed.
  • the sum of the calculated particle diameters of the precipitates was divided by the number of precipitates to obtain an average particle diameter.
  • Table 2 when the average particle diameter is less than 20 nm, A is set, and when the average particle diameter is 20 to 100 nm, B is set, and the average The case where the particle size exceeded 100 nm was defined as C.
  • the pin-on-disk friction and wear test a wear test was performed while dripping mission oil using a pin-on-disk friction and wear tester.
  • the pin was 1.8 mm in thickness and 10 mm ⁇ 2 mm in a rectangular plate shape, and was fixed to the sample holder so that the contact surface with the disk had a thickness of 1.8 mm ⁇ 2 mm.
  • a non-woven fabric (buff) is applied to the disc, and a paste containing alumina having a particle size of 0.1 ⁇ m is applied, while pressing a pin with a test load of 50 N, a friction speed of 1.0 m / sec and a friction distance of 3600 m.
  • the surface layer portion was locally heated by irradiating the surface of the test piece with a strong laser beam for a short time.
  • the laser irradiation is stopped, and the heated part is rapidly cooled by the self-cooling action of the steel sheet, and a characteristic altered layer in the heat spot (structure change layer including martensite) Produced.
  • a martensite phase is not formed, the material steel plate hardened by cold rolling may be recrystallized into coarse crystal grains due to a temperature rise caused by laser irradiation, which may reduce the hardness.
  • heat spot resistance can be evaluated by measuring the cross-sectional hardness between the surface layer portion and the inside.
  • Such a heat spot resistance test was specifically performed as follows. As shown in FIG. 1, a 25 mm ⁇ 25 mm test piece 1 collected from each specimen was fixed to the center of the surface of a steel block 2 having a thickness of 20 mm and a thickness of 60 mm ⁇ 60 mm with a bolt (not shown). And the laser beam was irradiated to the center part of the test piece 1 surface.
  • the irradiation conditions were as follows: a CO 2 laser was used, the effective output was 1080 W, the beam shape was 6 mm ⁇ , and the irradiation time was 0.75 seconds.
  • a laser irradiation measuring unit 3a which is a position 100 ⁇ m from the surface of the laser irradiation unit 3 irradiated with laser, and Measure the Vickers hardness of the thickness center 4 which is the center of the thickness direction, and evaluate the degree of hardening or softening of the surface layer (laser irradiation measurement part 3a) with respect to the hardness of the inside (sheet thickness center 4) did.
  • the overall evaluation was a good evaluation of the three evaluations: punched surface property evaluation by punching test, friction wear resistance evaluation by pin-on-disk friction wear test, and heat spot resistance evaluation by heat spot resistance test.
  • punched surface property evaluation by punching test was marked as ⁇ .
  • Table 2 shows the test conditions and test results.
  • test No. 1 contained no Nb and V, and since the Ti content was low, fine carbides hardly precipitated. For this reason, it is considered that the wear resistance was lowered and the surface was softened in the rapid thermal quench test.
  • Test No. is a comparative example.
  • No. 2 has a C content of more than 0.12%, so in the rapid thermal quench test, martensitic transformation occurs in the quenching part, the surface hardens and the heat spot resistance becomes poor, and the thermal conductivity It is also thought that it has declined.
  • Test No. is a comparative example.
  • the Q value is larger than 1, it is considered that martensitic transformation occurred in the quenching portion in the rapid thermal quench test, the surface was cured, and the heat spot resistance was lowered.
  • Test No. is a comparative example. In No. 5, since the Si content is more than 1.0%, it is considered that the workability is lowered and the punchability is lowered.
  • Test No. is a comparative example.
  • the C content is less than 0.03%, the amount of precipitated carbide and cementite is small, the wear resistance is lowered, and the surface is considered to have been softened in the rapid thermal quench test.
  • Test No. is a comparative example. In No. 7, since the Ti content is more than 0.3%, it is considered that the material was cured and the punchability was lowered.
  • Test No. is a comparative example. In No. 8, since the value of the formula (2) relating to the contents of Ti and Nb is larger than 0.3, it is considered that the material is cured and the punchability is lowered.
  • Test No. is a comparative example.
  • the Mn content is more than 0.8% and the Q value is larger than 1, the punchability is lowered, and it is considered that the surface is hardened in the rapid thermal quench test.
  • Test No. is a comparative example.
  • No. 10 has a Mn content of more than 0.8% and a Q value of more than 1, so the punchability is lowered, and the surface is considered to have hardened in the rapid thermal quench test. Further, since the C content is larger than the specified chemical component range, it is considered that the thermal conductivity is lowered.
  • Test No. is a comparative example.
  • the coiling temperature after hot rolling is higher than 700 ° C.
  • the surface decarburization proceeds, the amount of carbide precipitated in the surface layer portion decreases, and the particle size of the precipitated carbide decreases, It is considered that the wear resistance was lowered and the surface was softened in the rapid thermal quench test.
  • Test No. is a comparative example.
  • the material is hardened and the punchability is lowered, and further, the precipitation amount of carbide is small, and the surface is softened in the rapid heating and quenching test. Conceivable.
  • Test No. is a comparative example. Since the cooling rate of 32-d is slower than 20 ° C./second, it is considered that the carbide deposited on the surface layer is coarsened and the surface is hardened in the rapid thermal quench test.
  • test No. which is this example. 13
  • Test No. 27, Test No. 31 and test no. 34 and test No. 34 as a comparative example.
  • Test No. 10 and test no. 32-c was actually processed into the shape of a separate plate. These samples were then used as SAE-No.
  • a clutch performance test was performed with a two-tester, and the presence or absence of heat spots was visually observed.

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Abstract

　耐ヒートスポット性および耐摩耗性が良好な冷延鋼板を提供する。　質量％で、０．０３～０．１２％のＣ、０～１．０％のＳｉ、０．２～０．８％のＭｎ、０．０３％以下のＰ、０．０３％以下のＳおよび０．０５％以下のＡｌを含有する。また、０．０３～０．４％のＮｂおよび０．０３～０．３％のＶのいずれかを含有する。さらに、各元素は、上記含有量に範囲にて５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１を満たす。なお、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。そして、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を２０～１００ｎｍにする。このように化学成分を規制し、かつ、析出物を微細均一分散させることにより、耐ヒートスポット性および耐摩耗性を向上できる。

Description

冷延鋼板およびその製造方法
　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。
　したがって、クラッチプレート用の材料等として、耐ヒートスポット性および耐摩耗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、耐ヒートスポット性および耐摩耗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：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．０３～０．４％およびＡｌ：０．０５％以下を５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１とする（１）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系炭化物の平均粒径が２０～１００ｎｍであり、断面硬さが２００～４００ＨＶであるものである。
　請求項２に記載された冷延鋼板は、質量％で、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％およびＡｌ：０．０５％以下を５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１とする（１）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Ｖ系炭化物の平均粒径が２０～１００ｎｍであり、断面硬さが２００～４００ＨＶであるものである。
　請求項３に記載された冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下およびＡｌ：０．０５％以下を５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１とする（１）式を満たすように含有し、かつ、Ｎｂ：０．０１～０．４％、Ｖ：０．０１～０．３％およびＴｉ：０．０１～０．３％のうちの複数種を０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３とする（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、断面硬さが２００～４００ＨＶであるものである。
　請求項４に記載された冷延鋼板は、請求項１ないし３いずれか一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種とを５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％－１．５×Ａｌ％＜１とする（３）式を満たすように含有する化学成分である。
　請求項５に記載された冷延鋼板は、請求項１ないし４いずれか一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６に記載された冷延鋼板の製造方法は、請求項１ないし４いずれか一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５００～７００℃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２００～４００ＨＶ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であるため、耐ヒートスポット性および耐摩耗性を向上できる。
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。
　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の対策に基づいて、冷延鋼板の化学成分を下記のように規定した。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、冷延鋼板の化学組成は、０．０３～０．１２％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。）、０．０３％以下のＳ（無添加を含まず。）、０．０３～０．４％のＮｂおよび０．０５％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成される。また、上記各元素の含有量の範囲において、（１）式である５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１を満たすように各元素を含有させる。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、上記化学成分だけでなく、下記のようにＮｂではなくＶを含有させた構成にしてもよい。
　すなわち、０．０３～０．１２％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。）、０．０３％以下のＳ（無添加を含まず。）、０．０３～０．３％のＶおよび０．０５％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、（１）式を満たす構成に化学成分にしてもよい。
　さらに、上記各化学成分だけでなく、下記のようにＮｂ、ＶおよびＴｉのうちの複数種を含有させた構成にしてもよい。
　すなわち、０．０３～０．１２％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。）、０．０３％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、０．０１～０．４％のＮｂ、０．０１～０．３％のＶおよび０．０１～０．３％のＴｉのうちの複数種を（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してもよい。なお、（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、上記各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種とを（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。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すると、Ｃの含有量の上限は０．１２％となる。よって、Ｃの含有量は０．０３％以上０．１２％以下とし、耐ヒートスポット性の向上をより優先する場合には、０．１０％未満とすることが好ましい。
　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）およびＳ（硫黄）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、Ｓの含有量は０．０３％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。
　ここで、冷延鋼板におけるα→γ変態点、および、焼入れ性は、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌの各元素のそれぞれ作用に影響される。したがって、これら各元素の含有量については総合的に考慮する必要がある。そして、α→γ変態点を上昇させ、かつ、焼入れ性を低下させるには、各元素の含有量が、５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１である（１）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。
　そして、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちＮｂを単独で含有させる場合において、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％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂを０．４％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、ＶおよびＴｉのうちＮｂを単独で含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０３％以上０．４％以下とした。
　また、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちＶを単独で含有させる場合において、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、Ｖを０．０３％以上含有させる必要がある。一方、Ｖ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、ＶおよびＴｉのうちＶを単独で含有させる場合のＶの含有量は、０．０３％以上０．３％以下とした。
　さらに、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの複数種を複合して含有させる場合において、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０．０１％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、ＶおよびＴｉを複合して含有させる場合には、Ｎｂの含有量は０．０１％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、このようにＮｂ、ＶおよびＴｉを複合添加する場合において、耐ヒートスポット性および耐摩耗性や他の副作用は、添加される各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の含有量が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必要がある。
　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、必要に応じて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％－１．５×Ａｌ％＜１である（３）式で示す関係を満たす必要がある。
　そして、上述のように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、Ｎｂを単独で含有させる場合には、鋼板における析出物であるＮｂ系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。
　また、Ｖを単独で含有させる場合には、鋼板における析出物であるＶ系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。
　さらに、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの複数種を複合して含有させる場合には、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。
　なお、硬質炭化物を形成する元素として、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの他に、Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｚｒ（ジルコニウム）およびＨｆ（ハフニウム）をさらに添加してもよい。
　次に、本発明の製造方法について説明する。
　まず、０．０３～０．１２％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。）、０．０３％以下のＳ（無添加を含まず）、０．０３～０．４％のＮｂおよび０．０５％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、（１）式にて示す関係を満たす化学成分の鋼スラブを溶製する。
　なお、ＮｂではなくＶを含有させる場合には、０．０３～０．１２％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。）、０．０３％以下のＳ（無添加を含まず）、０．０３～０．３％のＶおよび０．０５％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、（１）式にて示す関係を満たす化学成分の鋼スラブを溶製する。
　また、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの複数種を複合して含有させる場合には、０．０３～０．１２％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。）、０．０３％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）式にて示す関係を満たすように含有するとともに、０．０１～０．４％のＮｂ、０．０１～０．３％のＶおよび０．０１～０．３％のＴｉのうちの複数種を（２）式にて示す関係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。
　さらに、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）式にて示す関係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℃以下とし、巻き取り温度が５００℃以上７００℃以下の温度域で巻き取った熱延コイルを素材とする。なお、巻き取り温度が、５００℃未満であると炭化物の析出量が少なくなる。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、析出した炭化物の粒径が小さくなってしまう。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２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下の硬度を得るには、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、フリクションプレートには、打抜き性の観点から２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下の硬さと平坦性とが要求されるため、熱延鋼板を冷間圧延して製品を製造する。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４００ＨＶ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以下としたため、耐ヒートスポット性および耐摩耗性を向上できる。
　すなわち、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。そのため、クラッチプレート等用の材料として好適である。
　なお、上記冷延鋼板は、湿式多板クラッチ用のセパレートプレートだけでなく、フリクションプレートや、乾式クラッチ用プレートへの使用にも適している。
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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℃とし、巻き取り温度は４５０℃、５２０℃、５７０℃、６００℃、６３０℃および７２５℃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。なお、本実施例のうちの２種については、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。
　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、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、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。また、良否しきい値は、それぞれ０．２ｍｍ、７０％とした。そして、各指標について全てしきい値を満足したものを良評価とし、表２では○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、ピンは、厚み１．８ｍｍで、１０ｍｍ×２ｍｍの矩形板状とし、ディスクとの接触面が厚み１．８ｍｍ×２ｍｍとなるように試料ホルダに固定した。また、ディスクは不織布（バフ）を貼り付け、粒径０．１μｍのアルミナを含むペーストを塗布した状態にて、試験荷重５０Ｎでピンを押し付けながら、摩擦速度１．０ｍ／秒、摩擦距離３６００ｍの条件で摩耗試験を行った。そして、摩擦試験前のピンの摩擦面をＲａ＝０．２μｍに粗さ調整し、摩擦試験後のピンの摩擦面の粗さがＲａ＝０．１μｍ以上だったものを良評価とし、表２では○とした。
　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、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３つの評価が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 JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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０．１２％より多いため、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、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、Ｓｉの含有量が１．０％より多いため、加工性が低下して、打抜き性が低下したと考えられる。
　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、打抜き性が低下したと考えられる。
　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、打抜き性が低下したと考えられる。
　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、打抜き性が低下し、また、急熱急冷試験にて表面が硬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、打抜き性が低下し、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の含有量が規定した化学成分の範囲より多いため、熱伝導性が低下したと考えられる。
　比較例である試験Ｎｏ．３２－ｂは、熱間圧延後の巻き取り温度が７００℃より高いため、表面脱炭が進行して表層部における炭化物の析出量が少なくなり、かつ、析出した炭化物の粒径が小さくなり、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．３２－ｃは、熱間圧延後の巻き取り温度が５００℃より低いため、素材が硬化し打抜き性が低下し、さらに炭化物の析出量が少ないため、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．３２－ｄは、冷却速度が２０℃／秒より遅いため、表層部に析出した炭化物が粗大化して、急熱急冷試験にて表面が硬化したと考えられる。
　また、本実施例である試験Ｎｏ．１３、試験Ｎｏ．２７、試験Ｎｏ．３１および試験Ｎｏ．３４と、比較例である試験Ｎｏ．９、試験Ｎｏ．１０および試験Ｎｏ．３２－ｃ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、比較例のいずれもヒートスポットが発生していた。

Claims (6)

  1. 　質量％で、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％およびＡｌ：０．０５％以下を（１）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系炭化物の平均粒径が２０～１００ｎｍであり、
    　断面硬さが２００～４００ＨＶである
    　ことを特徴とする冷延鋼板。
    ５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１・・・（１）
  2. 　質量％で、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％およびＡｌ：０．０５％以下を（１）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Ｖ系炭化物の平均粒径が２０～１００ｎｍであり、
    　断面硬さが２００～４００ＨＶである
    　ことを特徴とする冷延鋼板。
    ５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％－１．５×Ａｌ％＜１・・・（１）
  3. 　質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０～１．０％、Ｍｎ：０．２～０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％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：０．０１～０．４％、Ｖ：０．０１～０．３％およびＴｉ：０．０１～０．３％のうちの複数種を（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、
    　断面硬さが２００～４００ＨＶ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）
  4. 　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種とを（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ないし３いずれか一記載の冷延鋼板。
    ５×Ｃ％－Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％－１．５×Ａｌ％＜１・・・（３）
  5. 　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ないし４いずれか一記載の冷延鋼板。
  6. 　請求項１ないし４いずれか一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５００～７００℃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２００～４００ＨＶにする
    　ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
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