(57)【要約】      （修正有）【課題】変速機の高効率化と摩擦損失低減のための湿式多板クラッチの効率向上を実現する耐ヒートスポット性をはじめとするセパレートプレートの性能を向上させる冷延鋼板とその製造方法を提供。【解決手段】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、Ｔｉ：０．０４〜０．３％、Ａｌ：０．０５％以下を、（１）を満たすよう含有し、残部Ｆｅならびに不可避不純物からなり、鋼板の表層部におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであり、板厚中心におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであることを特徴とする冷延鋼板は、摩擦熱によるプレート温度上昇の抑制、金属組織のオーステナイト化の抑制、プレートの自己冷却によるマルテンサイト変態の抑制、変態応力によるプレートの変形を抑制する。５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ＜１（１）【選択図】図１
2013227656.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項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、Ｔｉ：０．０４〜０．３％、Ａｌ：０．０５％以下を（１）式を満たすよう含有し、残部Ｆｅならびに不可避不純物からなる化学成分を有し、鋼板の最表面から深さ２００μｍまでの表層部におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであり、板厚中心を含み板面に平行な厚さ２００μｍの層におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであることを特徴とする冷延鋼板。５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ＜１  （１）
【請求項２】
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、Ｔｉ：０．０４〜０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．２％の一種または複数種を（２）式を満たすよう含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物からなる化学成分を有し、鋼板の最表面から深さ２００μｍまでの表層部におけるＴｉ系炭化物とＮｂ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであり、板厚中心を含み板面に平行な厚さ２００μｍの層におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであることを特徴とする冷延鋼板。５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ＜１（２）
【請求項３】
請求項１の化学成分を有する鋼スラブを１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、５００℃以上７００℃以下で巻取った熱延コイルを素材とし、これに直接冷間圧延を施すか、または焼鈍を行った上で冷間圧延を施して、断面硬さ１５０〜４００ＨＶの鋼板とすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項２の化学成分を有する鋼スラブを素材とする請求項３に記載の冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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に好適な冷延鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動変速機の湿式多板クラッチは、摩擦材(特殊な紙)を表面に貼り付けた複数の「フリクションプレート」と、その接触相手である「セパレートプレート」が交互に配置され、フリクションプレートとセパレートプレートの開放/締結を切り替える動作によって動力の伝達を制御する機構である。フリクションプレートと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。湿式多板クラッチを構成するこれらのプレートは総称して、クラッチプレートと呼ばれる。  
【０００３】
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、（Ａ）スプライン部の摩耗、（Ｂ）スプライン部の位置精度不良によるガタツキ、（Ｃ）フリクションプレートとの摩擦面の摩耗による粗さ変化、（Ｄ）ヒートスポットの発生とそれに伴う形状と材質の不均一化  がある。いずれも重要な特性であるが、最も対策が難しいものとしては、（Ｄ）ヒートスポットが挙げられる。ここで、ヒートスポットの発生原因について述べる。湿式多板クラッチの動作で、中立状態から動力伝達状態に移行する（接続する）際には、高い相対速度を持つ摩擦板とクラッチプレートが高荷重で押し付けられ相対速度が急速に減少する。その際に発生する摩擦熱は、セパレートプレートの表面（摺動部）に急速に入熱され、プレート表面の温度上昇をもたらす。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プレートのゆがみ、さらには局部的な材質の変化が、クラッチ作動時に摩擦状態を不均一にさせる。こうして生じた不均一な摩擦状態が、更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。  
【０００４】
自動車の燃費向上は現代において極めて大きい課題であり、機構面での効率向上と、ユニットとしての小型軽量化は、自動車を構成する様々な構成要素において極めて重要である。変速機には、効率向上・摩擦損失低減・小型軽量化が求められているが、これを達成するための重要なポイントは湿式多板クラッチの効率を高めることが必要である。そのためには、プレートの小径化、枚数減、潤滑油の低減、摩擦材変更による摩擦係数向上などの方策を採ることが必要と考えられる。いずれも従来技術では対応できない過度の温度上昇をもたらす要因となる。反面、クラッチプレートの性能が高まれば、変速機の効率が劇的に向上する可能性を持っていることから、クラッチプレート用鋼の耐ヒートスポット性向上が期待される状況にある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００５−２４９０５０
【特許文献２】特開２００５−２４９０５１
【特許文献３】特開２００５−２４９１０６
【特許文献４】特開２００８−２６６７３１
【特許文献５】特開２０１０−１３２９８３
【特許文献６】特開２００１−７３０７３号
【特許文献７】特開２００３−２７７８８３号
【特許文献８】特開２００７−２１１２６０号
【特許文献９】特開２００４−１６２１５３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１では、低炭素鋼を用いることでフェライトからオーステナイトへの相変態温度を高め、摩擦熱でプレートが加熱されても相変態を起こしにくくする方法が示されている。特許文献２では、合金元素量を規定して熱拡散率の高い鋼材を使用することで、摩擦熱によるプレートの温度上昇を抑制する方法が示されている。特許文献３では相変態の起らないオーステナイト系ステンレス鋼をプレート用材として用いる方法が示されている。また、特許文献４ではＴｉ、Ｎｂの析出物を利用することで、ヒートスポット発生を抑制する方法が示されている。特許文献５では、Ｔｉ、Ｎｂ析出物を利用するのに加えて、変態点を上昇させる効果の大きいＳｉ、Ａｌを添加することでヒートスポット発生を抑制する方法が示されている。  
【０００７】
しかし、これらの方法は、上述したセパレートプレートに求められる４つの特性の幾つかを満足するに過ぎず、また、耐ヒートスポット性に関しても十分に徹底した対策がなされているとは言えない点、製造性の劣化を招くことや、材料コストの上昇につながることなど、多くの問題を含んでいる。例えば、特許文献１、２、３では上記段落０００３の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）への対応がとられていないので、段落０００５に記載した変速機の効率向上・摩擦損失低減・小型軽量化を達成するには不十分であると言わざるを得ない。  
【０００８】
また、特許文献３で示されているオーステナイト系ステンレス鋼は、現在使用されているクラッチプレート用鋼と比較してかなり高価である上に、ステンレス鋼は熱伝導性が低いために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、狙いとは裏腹の副作用もあるため、広く利用できる技術であるとは言い難い。さらに、特許文献４、５に示される鋼成分では、発明者らの調査では耐ヒートスポット性は向上するものの、段落０００９に記載した変速機の効率向上・摩擦損失低減・小型軽量化を達成するには不十分であることが分かった。さらに、特許文献５ではＳｉ、Ａｌの添加が示されているが、ＳｉやＡｌを添加することは製造上問題が多く、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に有効であるとは言い難い。  
【０００９】
また、プレートのスプライン部の耐摩耗性も重要な特性の一つである。プレートにおける歯先の耐摩耗性向上する技術として、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する手法が開示されている。特許文献７には、フェライト粒径５〜１５μｍのフェライト組織を有する熱延鋼板を圧下率５０％以上の冷間圧延することで耐摩耗性を向上する手法が開示されている。特許文献８には、ＣｒおよびＴｉとＢの複合添加による鋼組織制御により、耐摩耗性を向上する手法が開示されている。特許文献９には、パーライトとセメンタイト分率およびフェライト粒径の鋼組織制御により、耐摩耗性を向上する手法が開示されている。  
【００１０】
しかし、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はなく、相手側（ドラムまたはケース）をキズつけないことも必要である場合があり、単純にプレートの耐摩耗性を向上させればいい訳ではない。さらに、摩擦・摩耗現象に関する特性として、他にも、フリクションプレートとの摩擦面の粗さ変化を抑制することも必要である。これはセパレートプレートの表面における、相手材を摩擦紙とした場合の耐摩耗性を意味する。もちろん、摩擦の相手材である摩擦紙を損傷させてはならないのは言うまでもない。特許文献６〜９では、スプライン部と表面の二箇所における、性質の異なった二種類の耐摩耗性を兼備させる意図は含まれていない。  
【００１１】
本発明は、変速機の高効率化と摩擦損失低減のための湿式多板クラッチの効率向上を実現する、耐ヒートスポット性を始めとするセパレートプレートの性能を向上させる方法を提案するものである。本発明により、プレートの小径化、枚数減、潤滑油の低減、摩擦材変更による摩擦係数向上などの方策を採ることが可能となり、変速機の高効率化、摩擦損失低減が達成できると期待される。この課題は従来の技術では達成困難であり、本発明はこうした状況のもとでなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明は、ヒートスポットの発生原因を見直すところから開発を始めた。まず、高い負荷でクラッチを接続する場合に、プレートの表面では温度が著しく上昇し鋼板の金属組織がオーステナイト化する現象が発生する。温度上昇によってオーステナイト化する領域はプレートの表層のみであり、鋼板内部は相変態が起るほど温度上昇していない。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、マルテンサイト変態する。摩擦による加熱部が自己冷却によって急冷されマルテンサイト変態を起こす場合、生成したマルテンサイト組織は体積膨張を生じ、周囲よりも高い凸状の領域を形成する（ヒートスポット）。また、マルテンサイト変態時の体積膨張は周囲の組織に圧縮残留応力を負荷し、プレートの平坦度を損なう（ゆがみを生じる）。  
【００１３】
次に、本発明者らが見出した、ヒートスポットの抑制方法について述べる。この方法は、四段階の防御を行うことを特徴としている。  
【００１４】
まず「第１の防御」は、摩擦熱によるプレート温度上昇の抑制である。鋼板の熱伝導率が高ければ、プレート表面の摩擦部から急速に周囲に熱が拡散し、最表面の局部的な異常な温度上昇が抑制される。鋼（鉄）の熱伝導率は、純鉄が最も高く、合金元素添加量が増加するほど低下する。また、パーライトなどの第２相の面積率が増加すると熱伝導率が低下する。鋼中への合金元素添加は強度と耐摩耗性を確保するために必要である。発明者らの検討の結果、クラッチプレートに求められる強度と耐摩耗性の確保と、高い熱伝導率の維持を兼備する最適の組織形態は、フェライト組織中に微細な析出物を均一分散した、分散強化型の組織であることが分かった。  
【００１５】
次に、「第２の防御」について述べる。第二の防御は、摩擦熱によりプレート温度上昇しても、プレート表層部において金属組織がγ化することを抑制するものである。摩擦熱による鋼板表面の温度上昇が避けられない状況においても、鋼板がオーステナイト変態しにくい特性を有していれば、摩擦による温度上昇部でのオーステナイト化を抑制することができる。オーステナイト変態を抑制する方法は、次の二つの方法が利用できる。  
【００１６】
１）変態点上昇  α→γ変態点（A1変態点）を上昇させる元素を添加する、または、低下させる元素の添加量をできるだけ低減させる。２）溶体化遅延  炭化物をできるだけ安定な（固溶しにくい）性質で存在させる。  
【００１７】
炭素鋼において、α→γ変態は炭化物と母相界面での炭化物の固溶から始まる。炭化物のα中への（またはγ中）への固溶が容易であればα→γ変態は迅速に進行する。反対に、炭化物の固溶が容易でなければ、α→γ変態は抑制される。  １）の方法において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉは変態点を低下させ、Ｓｉ、Ｃｒは変態点を上昇させる。よって、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉはできるだけ低減させ、Ｓｉ、Ｃｒは(他の条件との兼ね合いであるが)必要に応じて増量させても大丈夫である。  ２）の方法では、炭化物をできるだけ安定な（固溶しにくい）性質で存在させることが必要である。Ｆｅ３Ｃ（θ、セメンタイト）系は固溶し易い性質があるが、Ｃｒ添加鋼の場合、Ｆｅ３Ｃ中にＣｒが濃化する傾向があり、Ｃｒが濃化することでＦｅ３Ｃは安定化する。Ｆｅ３Ｃに比べて、Ｔｉ、Ｎｂ系の炭化物は非常に安定性が高く、γ中への溶解度が低い性質を持っている。Ｔｉ、Ｎｂ系の炭化物を微細均一分散させることは、鋼板の強度と耐摩耗性を確保するためにも、非常に優れた方法であることが、発明者らの検
討で明らかになっている。よって、Ｔｉ、Ｎｂ系の炭化物を利用することは、γ化抑制方法として適している。さらに、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、Ｔｉ，Ｎｂ添加は有効である。すなわち、上述の通り、強度と耐摩耗性を確保するためにＴｉ、Ｎｂを添加し硬質な炭化物を形成させることが必要であるが、Ｔｉ、Ｎｂと結合しない余剰Ｃを添加しないため、Ｔｉ、Ｎｂ添加量とC量をリンクさせ、最適な添加量とすることで、加熱部における固溶Cが低減し、より一層、γ化を抑制することができる。  
【００１８】
「第３の防御」は、摩擦熱によるプレート温度上昇でプレート表層部の金属組織がγ化しても、プレートの自己冷却でマルテンサイト化することを抑制するものである。鋼板表面の温度上昇とγ化が避けられない状況でも、鋼板の焼入れ性が低ければ、自己冷却で急冷されてもマルテンサイト変態を抑制することができる。焼入れ性を低下させる要素としては、次の二つが利用できる。  
【００１９】
３）焼入れ性を向上させる元素の低減  Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂ等の元素を含有させる。４）γ結晶粒径の微細化する  微細な析出物による粒界ピン止め効果を利用することが最も効果的である。  
【００２０】
３）の方法では、多くの合金元素が焼入れ性を高める効果を有するので、添加元素をできるだけ低減することが必要である。４）の方法では、Ｔｉ，Ｎｂ系炭化物、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相からの冷却時にα相の核生成が促進され、焼入れ性は低下する。Ｔｉ、Ｎｂの利用は、熱伝導率、γ化の抑制の他、強度や耐摩耗性を高める効果も有するため、非常に効果的な手段である。  
【００２１】
「第４の防御」は、摩擦熱によるプレート温度上昇でプレート表層部の金属組織がγ化し、自己冷却によってマルテンサイト化した場合でも、変態応力によるプレートの変形を抑制するというものである。鋼板表面の加熱部のマルテンサイト化（すなわちヒートスポット化）が避けられない状況であったとしても、ヒートスポットの周囲の金属組織が十分な強度を有していれば、ヒートスポット起因のプレートのゆがみを抑制することができる。ヒートスポットそのものは、概ね、摩擦部の加熱・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。その周囲は、ヒートスポット部ほどではないが摩擦熱起因で温度上昇が起こっており、金属組織もその影響を受ける。ヒートスポット部はα→γ→マルテンサイトという相変態を起こすが、その周囲では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。クラッチプレートは多くの場合、冷延による加工硬化で２５０〜３２０ＨＶ程度に調整された鋼板を用いている。よって、摩擦熱起因の加熱によって冷延による加工組織が回復・再結晶を起こすことで硬さ低下が起こる。そこで、冷延組織の回復・再結晶を抑制することができれば、ヒートスポット周囲の軟化が抑制できる。Ｔｉ、Ｎｂ添加を利用すれば、熱的に安定性が高いＴｉ、Ｎｂ系の炭化物が組織中に均一分散した組織は再結晶を抑制し、硬さ低下を効果的に抑制することができる。  
【００２２】
従来の技術では、合金元素量の添加量を抑えなければならない耐ヒートスポット性と、必要な合金元素を添加して強度アップを図らねばならない耐摩耗性の両面から、うまくバランスさせる解が得られにくかった。  
【００２３】
ヒートスポットの発生を抑制可能な冷延鋼板は、次の手段によって達成される。  本発明の課題を解決できる冷延鋼板は、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、Ｔｉ：０．０４〜０．３％、Ａｌ：０．０５％以下を、以下の式（１）を満たすよう含有し、残部Ｆｅならびに不可避不純物からなる化学成分を有し、鋼板の最表面から深さ２００μｍまでの表層部におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであり、板厚中心を含み板面に平行な厚さ２００μｍの層におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであることを特徴とする冷延鋼板である。５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ＜１  （１）  
【００２４】
その冷延鋼板には、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．２％の一種または複数種を以下の（２）式を満たすよう含有してもよい。その場合、鋼板の最表面から深さ２００μｍまでの表層部におけるＴｉ系炭化物とＮｂ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであり、板厚中心を含み板面に平行な厚さ２００μｍの層におけるＴｉ系炭化物の平均粒径が２０ｎｍ〜１００ｎｍであることが必要である。５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ＜１（２）  
【００２５】
本発明の課題を解決できる冷延鋼板は、次の方法により製造できる。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、Ｔｉ：０．０４〜０．３％、Ａｌ：０．０５％以下を、以下の式（１）を満たすよう含有し、残部Ｆｅならびに不可避不純物からなる化学成分を有する鋼スラブを１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、５００℃以上７００℃以下で巻取った熱延コイルを素材とし、これに直接冷間圧延を施すか、または焼鈍を行った上で冷間圧延を施して、断面硬さ１５０〜４００ＨＶの鋼板とする。  
【００２６】
または、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、さらに、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．２％のうちの１種または複数種を（２）式を満たすよう含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物からなる化学成分を有する鋼スラブを１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、５００℃以上７００℃以下で巻取った熱延コイルを素材とし、これに直接冷間圧延を施すか、または焼鈍を行った上で冷間圧延を施して、断面硬さ１５０〜４００ＨＶの鋼板とする。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】耐ヒートスポット性の評価方法を説明する図
【発明を実施するための形態】
【００２８】
〔化学組成〕  各成分元素について説明する。以下、成分元素における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。  
【００２９】
Ｃ：０．０３〜０．１２％  Ｃ含有量が低すぎると、耐摩耗性を担う硬質炭化物粒子を形成させることが困難となる。そのため、硬質炭化物粒子を形成させ、かつ耐摩耗性を確保するために０．０５％以上の含有量を確保する必要がある。Ｃ含有量が多くなると、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時の硬さと膨張変形量が増大する。さらには熱伝導率が低下する。そこで、式（１）または式（２）の左辺の値を１以下に保ち、その他の特性とのバランスを保つ最大限のＣ含有量は０．１２％である。耐ヒートスポット性を優先する場合には、Ｃ含有量は０．１０％未満とすることが望ましい。  
【００３０】
Ｓｉ：０〜１．０％  Ｓｉは、通常の脱酸目的として添加する場合は０．４％未満で十分である。Ｓｉはα→γ変態点を高める効果を有するので、０．４％を超えて添加しても良いが、１．０％を超える過剰なＳｉを含有すると、鋼板の圧延時などに脆性破壊しやすくなるので、Ｓｉ含有量の上限は１．０％以下とする。  
【００３１】
Ｍｎ：０．２〜０．８％  Ｍｎは、素材鋼板の強度を確保するために必要な元素であるが、α→γ変態点を低下させる作用があるために上限を０．８％とする。また、Ｍｎ量が多いと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。よって、Ｍｎ量は最大０．６％程度に留めるのが望ましい。  
【００３２】
Ｐ：０．０３％以下Ｓ：０．０３％以下  Ｐ，Ｓは、０．０３％以上添加すると、打抜き性および靭性の低下を招くので、それぞれ０．０３％以下に制限される。  
【００３３】
Ｔｉ：０．０４〜０．３％  Ｔｉは、鋼中のＣと結合して硬質炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に効果的な元素である。また、鋼中炭素をＴｉＣとして固定し、ＴｉＣの溶解度が低いことから摩擦熱による加熱部でのα→γ変態を抑制する効果も有する。さらには、摩擦による温度上昇部におけるフェライト結晶粒径粗大化と軟質化も効果的に抑制するため、Ｔｉは本発明における最重要添加元素であり、０．０４％以上の含有量が必要である。その反面、Ｔｉ添加すると熱延板の硬さが上昇し、狙いとする製品板厚と硬さのプレート用鋼が製造できなくなるため、Ｔｉ添加量の上限は０．３％とする。  
【００３４】
Ａｌ：０．０５％以下  Ａｌは脱酸効果を有する元素である。脱酸目的として添加する場合は０．０１％未満で十分である。Ａｌはα→γ変態点を高める効果を有するので、０．０１％を超えて添加しても良いが、本発明で主要添加元素とするＴｉを指定の濃度で添加した鋼であれば、０．０５％を超えて多量添加してもメリットはない。  
【００３５】
Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．２％本発明の冷延鋼板には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖの一種または複数種を含有することができる。これらの元素を含有した冷延鋼板は、耐摩耗性が向上する。セパレートプレートのスプラインが係合される相手スプラインが硬質な場合（浸炭、窒化などの表面硬化処理を施したもの）に、これら元素を添加した鋼を使用することができる。  
【００３６】
５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ＜１（１）５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ＜１（２）各添加元素の添加量は、α→γ変態点の高さ、焼入れ性の高さについては、全ての元素の効果の合計で影響を発揮するので、（１）式、（２）式で決まる範囲に設定することが求められる。なお、（１）、（２）式の各項には添加元素の添加量（質量％）である。  
【００３７】
〔Ｔｉ系析出物の粒径〕  本発明において非常に重要な要素が、Ｔｉ系炭化物である。本発明が対象としている、耐ヒートスポット性と、フリクションプレートとの摩擦面での耐摩耗性は、鋼板表面近傍におけるＴｉ系炭化物が効果を発揮するものである。表面から２００μｍの層におけるＴｉ系炭化物の平均粒径は２０ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあることが必要である。一方、表層部より深い位置に存在するＴｉ系炭化物は、耐ヒートスポット性にはあまり寄与しないし、スプライン部の摩耗については、あまりに耐摩耗性が優れていると逆に相手部材を傷つける可能性があるため、表層部と同等程度であれば十分である。逆に、表層部に対して中心部のＴｉ系炭化物が過剰に存在するのは、本発明の対象部品にとっては望ましいことではない。よって、表面から２００μｍより深い層のＴｉ系炭化物の平均粒径は、表層と同じく、２０ｎｍ〜１００ｎｍであることが望ましい。  
【００３８】
〔製造方法〕〔熱間圧延〕  請求項１または２に記載の化学成分を有する鋼スラブを１２００℃以上に加熱した後、熱間圧延を行う。加熱温度が１２００℃より低いと、Ｔｉ系析出物の溶体化が不十分なるため好ましくない。  熱間圧延は、熱延鋼板の品質および熱延効率などの観点から、熱延仕上げ温度はＡｒ３変態点直上に調整することが好ましい。仕上げ温度は８５０℃以上９５０℃以下、巻取り温度は、５００℃以上７００℃以下の温度域で巻取った熱延コイルを素材とする。巻取り温度５００℃より低いとＴｉ系析出物が少なくなる。巻取り温度７００℃を超えると、鋼板の表面脱炭が顕著になり、最表層部のＴｉ系炭化物の量と粒径が小さくなるので好ましくない。なお、仕上げ温度から巻取り温度までの平均冷却速度は２０℃/sec以上で調整することが好ましい。平均冷却速度２０℃/sec以下で緩冷却
するとＴｉ系析出物が粗大化してしまうので好ましくない。  
【００３９】
〔冷間圧延〕  熱延鋼板は、酸洗処理で表面のスケールを除去した後、冷間圧延される。セパレートプレート用鋼板として必要な硬度２００ＨＶ以上を得るためには、冷間圧延率２０〜７０％で冷間圧延する必要がある。なお、望ましい硬さは２００〜４００ＨＶである。この硬さの調整は圧延率の調整により行うことができる。  
【００４０】
フリクションプレートには打抜き性の観点から２００〜４００ＨＶ程度の硬さと平坦性が要求されるため、熱延板を冷間圧延して製品を製造する。平坦度などを確保するためには。冷間圧延率は概ね２０〜７０％程度の範囲で調整される。硬さが２００ＨＶ未満では、打抜き品のダレとカエリが大きく、二次せん断面が発生することで、スプライン部の性状が劣化する。硬さが４００ＨＶを超えると、打抜き金型の摩耗・損傷が大きくなる他、打抜き面にせん断面が形成されなくなり、スプラインの形状としては良好とはいえなくなる。冷間圧延工程中に中間焼鈍を入れる場合は、製品板厚と冷延加工率を勘案して適切な焼鈍条件を選択できる。ただし、表面脱炭を生じるような焼鈍条件は望ましくない。
【実施例】
【００４１】
表１に示す鋼を溶製し、表２の工程に従って各種試験片を採取した。熱延加熱温度は１１００℃または１２５０℃とし、巻取り温度は４５０℃、５７０℃、６００℃、７００℃で行った。この熱延鋼板を、塩酸酸洗ののち、種々の冷延率で板厚１．８ｍｍに仕上げた。この時点での断面硬さは２５０ＨＶを目標とした。一種については熱延板を６９０℃で焼鈍した後、冷間圧延を行った。各供試材については、熱伝導率の測定、断面硬さの測定、Ｔｉ系炭化物の粒径測定を行った。また、各種試験片を採取して、下記の要領にて打抜き試験、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。なお、表１では、（１）式または（２）式の左辺の値をＱ値として示している。  
【００４２】
【表１】
2013227656.tif 000003
【００４３】
【表２】
2013227656.tif 000004
【００４４】
〔断面硬さ〕  各供試材の一部を切出して樹脂に埋め込み、研磨して断面の板厚中心部において、ビッカース硬度を測定した。測定荷重は、５ｋｇｆとした。  
【００４５】
〔表層のＴｉＣの平均粒径〕  まず、ＴｉＣ粒子の平均粒径の測定方法を説明する。各供試材の一部を切断して冷延鋼板の圧延方向に平行な面が観察面となるように樹脂に埋め込み、エッチングして抽出レプリカを作成して、析出物の観察に供した。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個々の直径を求めた。撮影倍率は５万倍で１０視野観察した。このようにして求め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。このように評価した平均粒径を、表２では次のように水準分けして表示している。Ａ：平均粒径が  ２０ｎｍ未満Ｂ：平均粒径が  ２０〜１００ｎｍＣ：平均粒径が  １００ｎｍ越え  
【００４６】
〔熱伝導率〕  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、５０Ｗ/ｍ・Ｋ以上を良評価（○）とした。  
【００４７】
〔打抜き試験〕  ３００ｋＮ万能試験機を用いて、各供試材から１．８ｍｍ厚×１０ｍｍφの円形穴を打抜く打抜き試験を行った。打抜き金型として、ポンチ、ダイスともに６０ＨＲＣに調質されたＪＩＳ規格のＳＫＤ１１を使用した。試験条件は、打抜き加工速度１．７ｍｍ／ｓ、クリアランス５％とした。  打抜きショット数が２０ショット〜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について各指標を測定して平均値を算出し、良否しきい値はそれぞれ０．２ｍｍ、７０％とした。各指標とも、しきい値を満足したものを良評価（○）とした。  
【００４８】
〔ピンオンディスク摩擦摩耗試験〕  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以下の条件で摩耗試験を行った。ピンは１．８ｍｍ厚×１０ｍｍ×２ｍｍの長方形とし、ディスクとの接触面が１．８ｍｍ厚×２ｍｍになるよう試料ホルダーに固定した。ディスクには不織布（バフ）を貼り、粒径０．１μｍのアルミナを含むペーストを塗布した上で、試験荷重５０Ｎでピンを押し付けながら、摩擦速度１．０ｍ／ｓ、摩擦距離３６００ｍの条件で摩耗試験を行った。試験前のピンの摩擦面はＲａ＝０．２μｍに粗さ調整したものを用い、試験後のピンの摩擦面の粗さがＲａ＝０．１μｍを下回ったものをＮＧとした。  
【００４９】
〔耐ヒートスポット性試験（急熱急冷試験）〕  耐ヒートスポット性を評価する方法として、強力なレーザー光を試料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を用いた。レーザー光による鋼板表面の加熱ののち、レーザー照射を停止すると鋼板の自己冷却作用により加熱部が急冷され、ヒートスポットに特徴的な変質層（マルテンサイトを含む組織変化層）を作り出すことができる。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で硬さが低下する場合がある。このように、硬化、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に差が生じるので、表層部と内部の断面硬さの差を計測することで耐ヒートスポット性が評価できる。  
【００５０】
具体的には以下のようにして試験を行った。図１にヒートスポット再現試験方法の概要を示す。供試材から２５ｍｍ×２５ｍｍの試験片を採取し、その試験片をボルトによって鋼製ブロック（２０ｍｍ厚×６０ｍｍ×６０ｍｍ）の表面中央部に拘束した。そして、試験片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、実効出力１０８０Ｗ、ビーム形状６ｍｍφ、照射時間０.７５秒とした。レーザー照射後の試験片の断面において、レーザー照射部である表面から１００μｍの位置と、板厚中心部のビッカース硬さを測定し、内部硬さに対する硬化または軟化の度合いを評価した。表２では、次のように水準分けして表示している。○：表層と内部の硬さ差が  ±５０ＨＶ以内△：表層と内部の硬さ差が  ＋５０ＨＶ以上△△：表層と内部の硬さ差が  ＋１００ＨＶ以上▼：表層と内部の硬さ差が  −５０ＨＶ以上この評価では、表層と内部の硬さ差が±５０ＨＶ以内であるものを良判定とした。  
【００５１】
総合評価は、打抜き面性状評価、耐摩擦摩耗性評価、および耐ヒートスポット性試験の３つの評価がどれも合格であったものを、○（合格）とした。表２からわかるように、本発明例である鋼板は、打抜き性、耐摩擦摩耗性、耐ヒートスポット性とも良好であった。  
【００５２】
Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１−ａ，Ｎｏ．１２−ａ，Ｎｏ．１２−ｂ、Ｎｏ．１３については、実際にセパレートプレートの形状に加工した上で、ＳＡＥ−Ｎｏ．２試験機でクラッチ性能試験を行った。この試験の結果は、ヒートスポットが発生したものをＮＧ評価とした。 
【図１】
2013227656.tif 000005