(57)【要約】【課題】冷間圧延前の焼鈍処理の省略化を可能にするとともに、使用状態における熱履歴による金属組織の変動が抑制される、生産性と耐熱性とに優れるフルハード冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量%で,C:0.03~0.2%,Si:1.0%以下,Mn:0.5~2.5%,P:0.05%以下,S:0.05%以下、Al:2.0%以下およびN:0.01%以下を含有し,さらにTi:0.2%以下およびNb:0.2%以下の1種または2種を含有するとともに下記式(1)を満足し,残部Fe及び不純物からなる化学組成を有し、Ti及び/又はNbの析出物を有し,該析出物の平均粒径が50nm以下である。    978.2-290√C+76Si-31Mn+150Al≧880      (1)  ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量(単位：質量%)を示す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：２．０％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．２％以下およびＮｂ：０．２％以下の１種または２種を含有するとともに下記式（１）を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、Ｔｉおよび／またはＮｂの析出物を有し、該析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下であることを特徴とするフルハード冷延鋼板。
９７８．２−２９０√Ｃ＋７６Ｓｉ−３１Ｍｎ＋１５０Ａｌ≧８８０      （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．４％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載のフルハード冷延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフルハード冷延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＭｏ：１．０％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するとともに、前記式（１）に代えて、下記式（２）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のフルハード冷延鋼板。
９７８．２−２９０√Ｃ＋７６Ｓｉ−３１Ｍｎ＋１５０Ａｌ
−６Ｃｒ＋１５Ｎｉ−１０Ｃｕ＋３１Ｍｏ≧８８０      （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間圧延後に焼鈍処理を施さない状態、つまりフルハードの状態で最終製品として各種用途へ供される冷延鋼板(以下、フルハード冷延鋼板という)に関する。より詳しくは、本発明は、冷間圧延前の焼鈍処理の省略化を可能にするとともに、使用状態における熱履歴による金属組織の変動が抑制される、生産性と耐熱性とに優れるフルハード冷延鋼板に関する。本発明に係る冷延鋼板は、生産性と耐熱性に優れるため、特に動力伝達時に発生する摩擦熱に起因するヒートスポット現象による材質劣化の抑制が要求される、自動車のトランスミッションなどの動力伝達機構に組み込まれるクラッチプレートの素材として好適である。
【背景技術】
【０００２】
自動車のトランスミッションなどの動力伝達機構に組み込まれるクラッチを構成する部材として、例えばオートマチックトランスミッションにおける多板クラッチについては、ドリブンプレート、ドライブプレートがある (以下、両者を総称して「多板クラッチプレート」ともいう。)。これらの部材は、素材となる鋼板を略円環形状にプレス打抜きした成形品である。ドライブプレートには摩擦材を貼り付けている。これらのドリブンプレートとドライブプレートとは、複数のセットで交互に配置され、このプレート同士が係合・離間されることによりトルクの伝達・切断が行われる。
【０００３】
従来、上記多板クラッチプレート用鋼板としては、軟鋼板を冷間圧延後に焼鈍処理を施さずにフルハードの状態で使用されていたが、近年のオートマチックトランスミッションの小型化（薄肉化、プレート枚数削減）のニーズに対応するため、質量％で０．２％以上のＣ含有量の高い冷延鋼板も使用されるようになってきている。後者の場合、Ｃ含有量が高いため熱間圧延後の材質が硬質となり、そのままの状態で冷間圧延に供することが困難となる場合がある。このため、冷間圧延前の熱延鋼板の段階で軟質化を目的とした焼鈍を施すことが行われており、生産性の低下と高コスト化を余儀なくされている。
【０００４】
ここで、冷間圧延を省略して熱延鋼板の状態で上記部品の素材として使用することが一応考えられるが、これらの部品については、部品の寸法精度および表面性状が自動車のトルク伝達効率に直接影響するため、その素材となる鋼板には高い板厚精度と表面粗さ精度とが要求され、熱延鋼板ではこれらの要求性能を満足することが困難であることから、冷間圧延は必須である。
【０００５】
一方、自動車のトランスミッション部品として使用されるギヤやクラッチプレート等は、部品メーカーにおいて素材となる鋼板を所定の形状に打ち抜いた後に、硬度確保のために焼入れや時効析出等の熱処理を施すことによって製造されてきた。しかしながら、近年においては、製造コストの低減を目的として、熱処理を省略して冷間圧延により目的とする硬さを確保することで、打ち抜きままで使用する冷延鋼板の適用が進んでおり、現在でも材料コストの低減は求められている。
【０００６】
ところで、エンジン作動中にこれらのプレート同士が接触した状態で振動すると、摩擦により局所的に急激な発熱が生じることが知られており、その局所的発熱部はヒートスポットと呼ばれている。このようなヒートスポットが発生すると、当該部位において金属組織変化により寸法精度が低下したり硬さ変化が生じたりする場合がある。金属組織変化によりプレート表面の寸法精度が低下したり、硬さ変化によりヒートスポット部とそれ以外の部位とで硬度差が生じたりすることで、部品特性が劣化する。特に素材が冷間圧延後に焼鈍処理を施さないフルハード冷延鋼板の場合には、局所的発熱により素材の再結晶が生じて著しい局部軟化現象が起こることがある。このようにして形成された局部軟化部は、他の部位に比して摩耗の進行が早く、不均一な摩耗の進行が生じる。また、局所的発熱が著しい場合には、一旦オーステナイト変態したのちに冷却されることによってマルテンサイト変態が生じる場合がある。この場合には、マルテンサイト変態に伴う局部硬化現象による不均一な摩耗の進行や著しい変形によるプレート表面の寸法精度の低下が生じる。その結果、係合相手のプレートに損傷を与え、部品特性の劣化が起こる。このため、ヒートスポットのような熱履歴を受けた場合であっても金属組織の変化が抑制された耐熱性に優れる鋼板が求められている。
【０００７】
自動車のトランスミッション部品の素材である鋼板に関しては、以下の技術が提案されている。
特許文献１や特許文献２には、冷間圧延後に焼鈍処理を施さずにフルハードの状態で使用されるフルハード冷延鋼板が開示されている。
【０００８】
特許文献１に開示された技術は、コイル幅方向での組織の不均一性を招くベイニティックフェライトや低温変態相の形成を抑制し、ポリゴナルフェライトを積極的に生成させることにより、打ち抜き後の寸法精度をコイル全長に亘って均一にしようとするものである。
【０００９】
特許文献２に開示された技術は、Ｓｉ含有量を制限したりＴｉおよびＢを複合添加したりすることによりフェライト組織を微細化させて疲労特性を改善しようとするものである。しかしながら、これらの公報に開示された技術は耐熱性について考慮されていない。本発明者らの検討によれば、これらの公報に開示された技術では、Ｔｉ等の析出物の制御を行っていないため、冷間圧延後に焼鈍処理を施さないフルハード冷延鋼板の場合に顕著となる局所的発熱による著しい局部軟化現象を抑制することは困難である。
【００１０】
一方、耐熱性に関する技術として、特許文献３には摺動特性に優れた鋼板が開示されている。特許文献３に開示された技術は、第二相中のセメンタイトの析出形態によって急速な熱的変化による組織の変化の程度が異なり、セメンタイトが微細であるほど鋼中への溶解が促進されて組織の変化が大きくなることから、第二相中のセメンタイトを粗大化させることにより耐熱性を確保しようとするものである。しかしながら、特許文献３に開示された技術は実質的には熱延鋼板に関するものであり、上述したように高い板厚精度と表面粗さ精度とが要求される多板クラッチプレート等の用途へ適用することは困難である。また、熱延鋼板においてセメンタイトを粗大化させたとしても、冷間圧延を施すことにより破砕・分散されて微細化されてしまうため、冷間圧延後に焼鈍処理を施さないフルハードの状態では耐熱性を確保することはできない。さらにまた、Ｃ含有量の高い範囲については、従来技術と同様に冷間圧延前に軟質化を目的とした焼鈍を施すことが必要となり、生産性の低下と高コスト化を余儀なくされるとともに、熱履歴により硬質なマルテンサイトが多量に生成してしまい、より大きな硬度変化をもたらす。
【特許文献１】特開２０００−２６５２１４号公報
【特許文献２】特開２００４−１６２１５３号公報
【特許文献３】特開２０００−１６９９３３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
以上述べたように、例えば、エンジン作動中のヒートスポット発生による部品特性劣化の抑制が要求される、自動車のオートマチックトランスミッションにおける多板クラッチのような構成部材の素材として好適な安価な冷延鋼板、すなわち、冷間圧延前の焼鈍処理の省略化を可能にするとともに、使用状態における熱履歴による金属組織の変動が抑制される、生産性と耐熱性とに優れるフルハード冷延鋼板を提供する技術は未だ見出されていない。
【００１２】
本発明の課題は、冷間圧延前の焼鈍処理の省略化を可能にするとともに、使用状態における熱履歴による金属組織の変動が抑制される、生産性と耐熱性とに優れるフルハード冷延鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記問題点を解決するため、熱履歴による金属組織変化によって生じる寸法精度の低下や硬さ変化に及ぼす化学組成および金属組織の影響を詳細に調査した。その結果、以下の新たな知見を得た。
【００１４】
高い寸法精度を確保するためには冷間圧延が必須であり、冷間圧延を前提として製造コストを低減するためには従来行われている冷間圧延前の焼鈍を省略することが必要である。このためには、熱間圧延後の冷間圧延素材の硬さを低減することが必要であり、Ｃ含有量を従来よりも低減する必要がある。
【００１５】
Ｃ含有量を低減することによって、熱履歴により生成する可能性のあるマルテンサイトの硬さおよび体積率を抑制することができるので、金属組織の変化が少なくなり、硬さ変化や寸法精度の低下を抑制することができる。
【００１６】
さらに、Ｃ含有量の低減のみでなく、化学組成の調整によりＡ３点を上昇させることで、マルテンサイト変態のさらなる抑制が可能となり、硬さ変化や寸法精度のさらなる抑制が可能となる。
【００１７】
さらに、Ｃ含有量を低減することによって、熱間圧延における圧延荷重を低減させることができるため、製造安定性が向上するとともに、冷間圧延素材の板厚精度が向上する。一方、Ｃ含有量を低減することによって、熱間圧延後の冷間圧延素材の硬さが過度に低下し、冷間圧延後において製品に要求される硬さに到達しない可能性がある。したがって、主としてＭｎを含有させることにより製品の強度調整を行い、この点を補償することが有効である。
【００１８】
また、冷間圧延を必須とした場合には、上述したマルテンサイトの生成の他に、製品に要求される硬さを実現するために冷間圧延により導入した加工硬化組織が再結晶を起こして軟化することによって、熱履歴による硬さ変化が著しくなる。したがって、Ti等の析出物粒径を厳密に制御することにより、再結晶を抑制することが必要である。
【００１９】
さらに、必要に応じて、所要量のＶ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎを１種もしくは２種以上を含有させることが有効である。
上記知見に基づいて本発明を完成した。
【００２０】
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：２．０％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．２％以下およびＮｂ：０．２％以下の１種または２種を含有するとともに下記式（１）を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、Ｔｉおよび／またはＮｂの析出物を有し、該析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下であることを特徴とするフルハード冷延鋼板である。
【００２１】
９７８．２−２９０√Ｃ＋７６Ｓｉ−３１Ｍｎ＋１５０Ａｌ≧８８０      （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
本発明の実施態様にあっては、上記Ｆｅの一部に代えて、下記群の元素を少なくとも１種含有してもよい。  
【００２２】
（１）Ｖ：０．４質量％以下、  
（２）Ｂ：０．０１質量％以下、そして  
（３）Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下およびＭｏ：１．０質量％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上。
【００２３】
但し、上記（３）の群の元素を含有する場合には、上記式（１）に代えて下記式（２）を満足する化学組成とする。
９７８．２−２９０√Ｃ＋７６Ｓｉ−３１Ｍｎ＋１５０Ａｌ
−６Ｃｒ＋１５Ｎｉ−１０Ｃｕ＋３１Ｍｏ≧８８０      （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００２４】
ここで、「Ｔｉおよび／またはＮｂの析出物」とは、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭化物およびＮｂ炭窒化物ならびにこれらの複合析出物であり、その平均粒径は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて抽出レプリカ法により撮影倍率を１０万倍として１０視野観察し、観察された各析出物を円換算し、その直径を各析出物の粒径として求め、各析出物の粒径の総和を析出物の全個数で除すことにより求められる値である。
【００２５】
また、「フルハード冷延鋼板」とは、冷間圧延後に焼鈍処理を施さない状態、つまりフルハードの状態で最終製品として各種用途へ供される冷延鋼板という意味であり、冷間圧延後に焼鈍処理を施して最終製品とする中間製品は含まない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
本発明の実施の形態を詳細に説明するが、本明細書において鋼の化学組成を示す「％」は質量％である。
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは、上述したように本発明で最も重要な元素である。Ｃ含有量を低減することで、熱履歴によって生成する可能性のあるマルテンサイトの硬さおよび体積率を抑制することができるため、金属組織の変化が少なくなり、硬さ変化や寸法精度の低下を抑制することができる。そのため、Ｃ含有量を０．２％以下とする。好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１２％以下である。一方、後述するように、Ｔｉ等の析出物(主に炭化物)を形成させて再結晶を抑制する効果を得るために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。
【００２７】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、不純物として鋼中に含有される元素でもあるが、強度を向上させる作用や脱酸作用を有する元素でもあるので、Ｃ含有量を制限することに伴う製品の強度低下を補償する目的等で含有させることができる。また、ＳｉはＡ３点を上昇させる作用を有する元素でもあるので、マルテンサイト変態を抑制する観点からも有効である。一方、Ｓｉを過剰に含有すると熱間圧延時のスケール剥離性が悪くなり、製品に表面欠陥をもたらす場合がある。したがって、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。さらに好ましくは、０．３％以下である。
【００２８】
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｍｎは、Ｓｉと同様に強度を向上させる作用を有する元素であるので、Ｃ含有量を制限することに伴う製品の強度低下を補償する目的で含有させる。Ｍｎ含有量が０．５％未満では十分な強化能が得られないので、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超であると、鋼中のＳと結合して生成されるＭｎＳにより加工割れが誘起され、製品への加工時に打ち抜き面性状を劣化させる。また、ＭｎはＡ３点を低下させる作用を有する元素でもあるので、マルテンサイト変態を抑制することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量を２．５％以下とする。本発明では、Ｃ含有量を制限するため製品の強度確保に寄与する元素の含有が必要であり、上述したようにＳｉ含有量も或る程度制限されるため、主としてＭｎにより強化するのが好ましいので、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが好ましい。
【００２９】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼板の打ち抜き面性状の劣化を招くため、Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０５％を超えると鋼板の打ち抜き面性状の劣化が顕在化することから、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは、０．０３％以下である。
【００３０】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓも不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを生成することにより、鋼板の延性を阻害するのみならず、強度確保のために含有させるＭｎを徒に消費してしまうので、やはり低い方が好ましい。特に、Ｍｎ含有量が０．０５％を超えると上記問題が顕在化することから、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下
ＴｉおよびＮｂは、熱履歴による軟化を抑制するために本発明において重要な元素である。ＴｉおよびＮｂの双方を含有させることが好ましいが、いずれか一方を含有させものであってもよい。本発明においては、鋼中におけるＴｉおよび／またはＮｂの炭化物や炭窒化物の析出物を制御することで、冷延鋼板の再結晶を抑制し、これにより熱履歴による軟化を抑制する。そのためＴｉおよび／またはＮｂを含有させる。一方、多量に含有させると粗大な析出物を形成するため、再結晶抑制の効果が得られなくなり、本発明が目的とする効果が奏されないようになる。このため、それぞれの含有量を０．２％以下とする。好ましくは、それぞれの含有量を０．１％以下とする。熱履歴による軟化をより確実に抑制するには、いずれか一方または双方の含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ａｌ：２．０％以下
Ａｌは、脱酸元素として含有される。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定する作用も有する。さらに、Ａｌは、Ａ３点を上昇させる作用が最も高い元素でもあるので、マルテンサイト変態を抑制する観点から極めて有効である。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えると、製鋼コストの増加が著しくなり、また鋼の清浄度が損なわれる。このため、Ａｌ含有量を２．０％以下とする。マルテンサイト変態を抑制する観点からは、Ａｌ含有量は０．１０％超とすることが好ましい。
【００３３】
Ｎ  ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素である。Ｎ含有量が０．０１％を超えると再結晶抑制効果の得られない粗大なＴｉＮを形成して消費されるＴｉの量が多くなり、本発明のポイントの一つであるＴｉ含有による再結晶抑制効果が得られなくなることから、Ｎ含有量を０．０１％以下する。
【００３４】
なお、本発明にかかる鋼には、Ｔｉ、Ｎｂと同様に析出物生成元素であるＶを０．４％以下含有させてもよい。好ましくは、Ｖ含有量を０．００３％以上とする。Ｖを含有させたときに形成される析出物についてもその平均粒径は５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００３５】
また、粒界強度の確保により、製品の衝撃に対する靭性向上のために、Ｂを０．０１％以下含有させてもよい。好ましくは、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする。
さらにまた、強度確保のために、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏから選んだ少なくとも１種をそれぞれ１．０％以下含有させてもよい。
【００３６】
さらに下記式（１）または（２）を満足する化学組成とする。
９７８．２−２９０√Ｃ＋７６Ｓｉ−３１Ｍｎ＋１５０Ａｌ≧８８０      （１）
９７８．２−２９０√Ｃ＋７６Ｓｉ−３１Ｍｎ＋１５０Ａｌ
−６Ｃｒ＋１５Ｎｉ−１０Ｃｕ＋３１Ｍｏ≧８８０      （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００３７】
上記式（１）および（２）の左辺は、本発明者らが、種々の鋼種についてフォーマスタ試験機を用いてＡ３点を求め、その結果を回帰分析することで得たものである。したがって、左辺の値が高ければ高いほどＡ３点が高くなるので、熱履歴による局所的軟化・硬化および変形が抑制されることになる。
【００３８】
一方、本発明者らの詳細な調査により、ヒートスポット発生時の発熱により８００℃前後まで鋼板が加熱されうることがあることを見いだした。そして、上記式（１）または（２）の左辺により求められるＡ３点が低い鋼板は、マルテンサイト変態が容易に生じ、局所的硬化や変形する現象が見られた。
【００３９】
そこで、本発明では、マルテンサイト変態を抑制するために、化学組成を調整して鋼板のＡ３点を８８０℃以上まで高めることとする。なお、上述したように、本発明ではＣ含有量を低く抑制しているため、一部マルテンサイト変態が生じたとしても、生成されるマルテンサイトは比較的軟質なものとなるため、不均一な摩耗の進行を抑制することができる。
【００４０】
Ｔｉおよび／またはＮｂの析出物の平均粒径：５０ｎｍ以下
熱履歴による再結晶を抑制するためにはＴｉおよび／またはＮｂの析出物を微細に分散させる必要があり、その効果が発現するために平均粒径を５０ｎｍ以下とする。より望ましくは３０ｎｍ以下である。
【００４１】
ここで、上述したように、「Ｔｉおよび／またはＮｂの析出物」とは、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭化物およびＮｂ炭窒化物ならびにこれらの複合析出物であり、その平均粒径は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて抽出レプリカ法により撮影倍率を１０万倍として１０視野観察して、観察された各析出物を円換算し、その直径を各析出物の粒径として求め、各析出物の粒径の総和を析出物の全個数で除すことにより求められる値である。
【００４２】
本発明鋼について、製造法はとくに限定されるものではなく、上記金属組織が達成される条件を経験的に求めることができるから、本発明鋼はそれに基づいて製造すればよい。
例えば、後述する実施例に示すように、熱間圧延終了直後から冷却を開始し、巻取りまでの間に中間空冷等の緩冷却を施すことにより、Ｔｉおよび／またはＮｂの析出物を微細に析出させることで、本発明が目的とする金属組織が得られる。特に、析出物の粒径はこれまでの説明からも当業者には自明なように、化学組成、熱間圧延終了温度、巻取り温度も含めた冷却条件を適宜制御することで調整可能である。
【００４３】
したがって、上記金属組織が得られるのであれば、熱間圧延後の冷間圧延素材に焼鈍を行っても構わない。必要によりかかる焼鈍処理の熱処理条件によって前述の析出物の粒径調整を併せて行ってもよい。ただし、冷間圧延については、熱延ままでは板厚精度が悪いため、多板クラッチプレート等に用いるのは不適となる場合があるので、本発明では必須である。このときの冷間圧延における圧下率は２０％超とすることが好ましい。圧下率は目的とする製品強度に応じて変化させれば良いが、過度の圧延は割れ発生や設備負担が大きくなるため、圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
【実施例】
【００４４】
本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分の実験室にて溶製したスラブを用いて、熱間圧延を施した。熱間圧延は８５０℃で圧延を終了した直後に約３０℃/秒の水冷を行い、７００℃から１０〜２０秒の緩冷却(空冷)を行い、５６０℃から巻き取りを模擬して２０℃／時で室温まで冷却した。その後５０％の冷間圧延により鋼板(板厚：１．８ｍｍ)を製造した。
【００４５】
このようにして製造した鋼板の析出物平均粒径ならびに熱変化を起こした後のビッカース硬さ測定結果(荷重：９．８Ｎ、ｎ数５の平均値)およびそのときの硬さ変化量（ΔＨｖ）を示す。
【００４６】
その際一部の鋼板については析出物粒径を変化させるために、冷間圧延前に６５０℃×１０時間の焼鈍を施した。
焼鈍後の鋼板を室温から約２００℃／秒で７００℃または８００℃まで昇温後、その温度に１秒間保持し、続いて２００℃／秒で室温まで冷却した。加熱温度の異なる各鋼板について冷却後の硬度（Ｈｖ）を測定し、それぞれの硬度の冷間圧延ままの鋼板の硬度に対する変化量（絶対値）を求め、得られた変化量のうち大きいほうをΔＨｖとして表示した。このときのΔＨｖはクラッチプレートの局所的発熱による局部軟化・硬化現象をシミュレートする特性である。ΔＨｖ５０以下を合格とする。
【００４７】
結果を表２にまとめて示す。これらの結果より、成分、化学組成、析出物平均粒径が本発明範囲をはずれた場合には、熱変化によりΔＨｖが大きくなることがわかる。
【００４８】
【表１】
2010132983.tif 000002
【００４９】
【表２】
2010132983.tif 000003