(57)【要約】【課題】摩擦材の摩耗を抑制できるセパレートプレート用冷延鋼板を提供する。【解決手段】セパレートプレート用冷延鋼板は、質量％で、０．０３〜０．０８％のＣ、０〜１．０％のＳｉ、０．２〜０．８％のＭｎ、０．０３％以下のＰ、０．０１％以下のＳおよび０．０５％以下のＡｌを、５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１にて示す関係を満たすように含有し、かつ、０．０３〜０．４％のＮｂ、０．０１〜０．３％のＶおよび０．０１〜０．３％のＴｉのうちの少なくとも１種を、０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３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なる化学成分にて構成する。また、断面硬さが２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下で、板厚中心部における断面硬さに対する表面硬さの差が２０ＨＶ以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
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％以下およびＡｌ：０．０５質量％以下を（１）式を満たすように含有し、かつ、Ｎｂ：０．０３質量％以上０．４質量％以下、Ｖ：０．０１質量％以上０．３質量％以下およびＴｉ：０．０１質量％以上０．３質量％以下のうちの少なくとも１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、
断面硬さが、２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下で、
板厚中心部における断面硬さと表面硬さとの関係が（３）式を満たす
ことを特徴とするセパレートプレート用冷延鋼板。
（１）式：５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１
（２）式：０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３
（３）式：２０ＨＶ≦（板厚中心部における断面硬さ）−（表面硬さ）
【請求項２】
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％以下およびＢ：０．０００２質量％以上０．００２質量％以下のうちの少なくとも１種を（４）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記載のセパレートプレート用冷延鋼板。
（４）式：５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えばクラッチプレート等に用いられるセパレートプレート用冷延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
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（湿式摩擦材）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、この湿式摩擦材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、潤滑油が供給された環境で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。
【０００３】
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。
【０００４】
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フリクションプレートの摩擦材とクラッチプレートとが高荷重で押し付けられて、摩擦材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、摺動部分となる摩擦材の表面とセパレートプレートの表面とに急速に入熱されるため、両プレートの表面温度を上昇させる。
【０００５】
また、摩擦材は、上述のようにセパレートプレートとの接続を繰り返すことで、摩擦熱に由来して摩耗する。
【０００６】
このような摩擦材の摩耗が進行し、消失した部位が生じると、摩擦材下の鋼板表面が露出しセパレートプレートと接触する。そのため、摩擦係数が低下してしまい、変速機としての機能が劣化してしまう。
【０００７】
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、湿式多板クラッチも小型軽量化が求められている。
【０００８】
小型軽量化を達成するには、湿式多板クラッチの効率を向上する必要がある。このような湿式多板クラッチの効率の向上のためには、プレートの小型化、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の対応が考えられる。しかしながら、上記対応は、摩擦熱による温度上昇の原因となり、摩擦材の摩耗を促進するので、変速機の機能を劣化する原因となる。
【０００９】
そこで、セパレートプレートの材料的な性能として、摩擦材との接触面における温度上昇を抑制し、摩擦材の摩耗を抑制できれば、変速機の効率を向上できると考えられる。
【００１０】
摩擦熱によるクラッチプレートの表面温度を抑制する技術としては、特許文献１に記載された方法が知られている。
【００１１】
この特許文献１には、合金元素量を規定して、鋼板の熱伝導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する方法が記載されている。
【００１２】
また、クラッチプレートの不具合としては、摩擦熱による温度上昇を由来とするヒートスポットが知られている。ヒートスポットは、プレート表面に局部的な変形が生じることから、クラッチ接続時の摩擦熱を上昇させ、摩擦材の摩耗を促進する。そのため、摩擦材の摩耗を抑えるには、摩擦熱によるクラッチプレートの表面温度を抑制するだけでなく、耐ヒートスポット性も兼備している必要がある。
【００１３】
クラッチプレートに用いられ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２ないし５等に記載された方法が知られている。
【００１４】
特許文献２では、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、クラッチ接続の際の摩擦熱でのプレートの加熱による相変態の発生を防止して、ヒートスポットの発生を抑制している。
【００１５】
特許文献３では、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している。
【００１６】
特許文献４では、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している。
【００１７】
特許文献５では、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している。
【００１８】
耐ヒートスポット性の向上以外に摩擦材の摩耗を防止する方法としては、特許文献６および７の方法が知られている。これら特許文献６および７では、セパレートプレート上に油溝を設けることによって、その油溝に潤滑油が流れ込み、係合時の温度上昇を抑えて、摩擦材の摩耗を防止している。
【００１９】
また、セパレートプレートの製造過程においては、冷延鋼板の打抜きによって、断面に生じる一次せん断面の割合が少なく、二次せん断面または破断面の割合が多い場合には、これらに由来する微小粉（コンタミ）の発生が増加し、変速機内部のトラブルの原因となる。
【００２０】
したがって、セパレートプレートに用いられる鋼板は、一次せん断面の割合が多い打抜き断面が得られるように、打抜き性が良好であることも重要である。
【００２１】
そこで、打抜き性の向上に関する技術としては、特許文献８の方法が知られている。この特許文献８では、表層部に軟化層を有することで、打抜き加工性を向上させている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２２】
【特許文献１】特開２００５−２４９０５１号公報
【特許文献２】特開２００５−２４９０５０号公報
【特許文献３】特開２００５−２４９１０６号公報
【特許文献４】特開２００８−２６６７３１号公報
【特許文献５】特開２０１０−１３２９８３号公報
【特許文献６】特開２００４−２１１７２８号公報
【特許文献７】特開２００９−３０６６３号公報
【特許文献８】特開２０１０−２３５９６５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２３】
湿式多板クラッチの作動中において、クラッチ接続時には接続面全体で摩擦熱が発生するが、局部的に他の部分より温度が大きく上昇する部位が発生することがある。そして、このような局部的に温度が大きく上昇した箇所の表面では、摩擦材の摩耗が促進されてしまう。
【００２４】
そして、上記特許文献１ないし８では、湿式多板クラッチの作動中にセパレートプレート用鋼板の性能として、接触相手である摩擦材の摩耗への影響については考慮されていない。
【００２５】
本発明はこのような点に鑑みなされたもので、摩擦材の摩耗を抑制できるセパレートプレート用冷延鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２６】
請求項１に記載されたセパレートプレート用冷延鋼板は、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％以下およびＡｌ：０．０５質量％以下を５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１である（１）式を満たすように含有し、かつ、Ｎｂ：０．０３質量％以上０．４質量％以下、Ｖ：０．０１質量％以上０．３質量％以下およびＴｉ：０．０１質量％以上０．３質量％以下のうちの少なくとも１種を０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３である（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、断面硬さが、２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下で、板厚中心部における断面硬さと表面硬さとの関係が２０ＨＶ≦（板厚中心部における断面硬さ）−（表面硬さ）である（３）式を満たすものである。
【００２７】
請求項２に記載されたセパレートプレート用冷延鋼板は、請求項１記載のセパレートプレート用冷延鋼板において、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％以下およびＢ：０．０００２質量％以上０．００２質量％以下のうちの少なくとも１種を５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１である（４）式を満たすように含有する化学成分であるものである。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、板厚中心部における断面硬さに対する表面硬さの差であるΔＨが２０ＨＶ以上であるため、熱伝達率を向上させて、クラッチ作動時の局部的な温度上昇を抑制でき、接触相手である摩擦材の摩耗を抑制できる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】断面硬さと、ＳＡＥ♯２試験における摩擦材の摩耗量との関係を示す散布図である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。
【００３１】
本発明に係るセパレートプレート用冷延鋼板は、例えば自動車の自動変速機の湿式多板クラッチ機構等において、摩擦材（湿式摩擦材）が表面に貼り付けられたフリクションプレートと接離されるセパレートプレートに用いられる。
【００３２】
湿式多板クラッチの作動中、すなわちセパレートプレートとフリクションプレートとが接続された状態において、摩擦材の摩耗を抑制するには、接触面における局部的な温度上昇を抑制して、不均質に温度上昇することを防止することが重要である。
【００３３】
すなわち、一般的に湿式多板クラッチの作動中において、フリクションプレートおよびセパレートプレートは潤滑油で冷却されているため、通常時は１００℃以下となっているが、接続による摩擦負荷が大きい場合には、その摩擦熱によって接続面において局部的に８００℃以上に加熱される場合がある。そして、このような局部的な加熱が摩擦材を不均一に摩耗させる原因となる。
【００３４】
そこで、セパレートプレート表面の熱伝導率を向上させることにより、入熱量が集中する部位において摩擦熱をより速く拡散させ、局部的な温度上昇を抑制できる。よって、セパレートプレートとして用いる冷延鋼板表面の熱伝導率を向上させることが、摩擦材の摩耗を抑制するために重要である。
【００３５】
以下、摩擦材の摩耗を抑制するための構成について説明する。
【００３６】
セパレートプレート用冷延鋼板は、表面が脱炭されていることにより、炭素濃度の低下によって表面の熱伝導率を向上できる。
【００３７】
ここで、セパレートプレート用冷延鋼板を脱炭（軟質化）していても、その程度が低ければ、摩擦材の摩耗を抑制する効果も低下する。
【００３８】
セパレートプレート用冷延鋼板の脱炭の程度は、板厚中心部における断面硬さおよび表面硬さの両方のビッカース硬さを測定することにより確認できる。
【００３９】
なお、軟質化した表面のビッカース硬さ試験では、その試験荷重によって硬さ測定値が変化するため、表面軟質化を検討する上で試験荷重は、例えば１０ｋｇｆで一定にする。
【００４０】
そして、板厚中心部における断面硬さに対する表面硬さの差（ΔＨ）が２０ＨＶ未満であると、脱炭が不十分であり、摩擦材の摩耗を抑制する効果が得られない。
【００４１】
したがって、セパレートプレート用冷延鋼板は、２０ＨＶ≦（板厚中心部における断面硬さ）−（表面硬さ）である（３）式にて示す関係を満たすことが必要である。また、ΔＨは、４５ＨＶ以下が好ましい。
【００４２】
なお、板厚中心部における断面硬さに対する表面硬さの差（ΔＨ）は、熱延鋼板において板表面近傍を脱炭することにより生じる軟質化によるものである。脱炭は、熱間圧延の際の温度が高いほど進行するため、ΔＨを２０ＨＶ以上にするには、加熱炉の温度を高く設定することが重要である。
【００４３】
また、熱間圧延の際において圧延およびその前後で実施されるデスケーリング（水噴射）によってスケールが離脱し、スラブ加熱直後と比較すると脱炭層の成長速度が速くなる。そのため、加熱炉の温度だけでなく、圧延の際の温度および時間も脱炭の促進に影響を及ぼす。さらに、巻取温度を高くすることも、脱炭の促進のために重要である。
【００４４】
したがって、ΔＨが２０ＨＶ未満にならないように、加熱炉の温度や、熱間圧延の際の温度および時間や、巻取温度を設定することが重要である。
【００４５】
なお、脱炭した板表面近傍の炭素濃度は、冷間加工後も断面の板厚中心部より低い状態となる。
【００４６】
熱延鋼板または冷延鋼板を表面研磨処理した場合には、表面の軟化した層が除去されてしまう。したがって、表面研磨処理を実施する場合には、ΔＨが２０ＨＶ未満にならないように、研磨量を設定する必要がある。
【００４７】
次に、耐ヒートスポット性について説明する。
【００４８】
セパレートプレートとフリクションプレートとが接続した際の摩擦負荷が大きい場合には、その摩擦熱によって、接続面において局部的に８００℃以上に加熱される場合がある。このような局部的な加熱が生じると、局部的に加熱された箇所の近傍では、金属組織がオーステナイトへ変態する。オーステナイトへの変態後は、熱伝導により急速に冷却されてマルテンサイト変態するので体積膨張が生じる。そして、体積膨張によって周囲よりも高く突出した凸状の部分がヒートスポットとなる。
【００４９】
ヒートスポットは、周囲よりも突出した凸状であるため、クラッチ接続時の摩擦熱が著しく増加し、接触相手である摩擦材の摩耗を大きく促進させる要因となる。
【００５０】
このような要因を考慮すると、耐ヒートスポット性を向上させるには、入熱時における金属組織のオーステナイト化を抑制することが有効であり、α→γ変態点である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、炭素の溶体化が困難な状態にすることで、オーステナイト化を遅延させることも有効である。
【００５１】
一方、オーステナイト化した後において、マルテンサイト変態抑制のために焼入れ性を低下させることも、耐ヒートスポット性の向上に有効である。焼入れ性の低下のためには、γ結晶粒径の微細化、または、焼入れ性を低下する元素の添加が有効である。
【００５２】
次に、打ち抜き性について説明する。
【００５３】
セパレートプレート（製品）として用いられるセパレートプレート用冷延鋼板は、打抜き性の観点から２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下の断面硬さと平坦性とが要求される。
【００５４】
すなわち、セパレートプレート用冷延鋼板の硬さが２００ＨＶ未満では、打抜き品のダレとカエリとが大きくなり、打抜き面における二次せん断面の割合が多くなるため、打抜き性を悪化させてしまう。一方、硬さが３５０ＨＶを超えると、打抜き金型が摩耗や損傷しやすくなるとともに、打抜き面におけるせん断面の割合が少なくなり、打抜き性を悪化させる。
【００５５】
したがって、セパレートプレート用冷延鋼板の断面硬さは、打抜き性を考慮して、２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下とする。なお、素材硬さは、鋼板の断面において板厚方向の中心部のビッカース硬さを測定することにより求める。
【００５６】
次に、セパレートプレート用冷延鋼板の化学成分を説明する。
【００５７】
セパレートプレート用冷延鋼板の化学成分は、上述のように、接触相手である摩擦材の摩耗量の低減、耐ヒートスポットおよび打抜き性を考慮して規定する。
【００５８】
すなわち、セパレートプレート用冷延鋼板は、０．０３質量％以上０．０８質量％以下のＣ、０質量％以上１．０質量％以下のＳｉ、０．２質量％以上０．８質量％以下のＭｎ、０．０３質量％以下のＰ（無添加を含まず。）、０．０１質量％以下のＳ（無添加を含まず。）および０．０５質量％以下のＡｌ（無添加を含まず。）を、５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１である（１）式にて示す関係を満たすように含有し、かつ、０．０３質量％以上０．４質量％以下のＮｂ、０．０１質量％以上０．３質量％以下のＶおよび０．０１質量％以上０．３質量％以下のＴｉのうちの少なくとも１種を、０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３である（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なる化学成分にて構成する。なお、（１）式中のＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％およびＡｌ％は、各元素の含有量（質量％）の値である。また、（２）式中のＮｂ％、Ｖ％およびＴｉ％は、各元素の含有量（質量％）の値である。
【００５９】
また、上記化学成分に加えて、必要に応じて０．１０質量％以上２．０質量％以下のＣｒ、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＮｉ、０．０５質量％以上０．５質量％以下のＭｏおよび０．０００２質量％以上０．００２質量％以下のＢのうちの少なくとも１種を、５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１である（４）式にて示す関係を満たすように含有してもよい。なお、（４）式中のＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃｒ％、Ｎｉ％およびＡｌ％は、各元素の含有量（質量％）の値である。
【００６０】
Ｃ（炭素）は、打抜き性に重要な硬さ確保するために必要であり、上記打抜き性を考慮すると、０．０３質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が多くなるほど、Ａ３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、熱伝導率が低下してしまう。また、Ｃの含有量が多くなるほど、パーライト組織、ベイナイト組織、セメンタイト相（Ｆｅ３Ｃ）および微細セメンタイトが粒内に分散したフェライト組織等の硬質組織が多くなり、打抜き性が悪化してしまう。そこで、（１）式または（４）式の関係を満たす範囲にて他の特性とのバランスも考慮して、Ｃの含有量の上限を０．０８質量％とする。よって、Ｃの含有量は、０．０３質量％以上０．０８質量％以下とする。
【００６１】
Ｓｉ（ケイ素）は、通常の脱酸目的で含有させる場合には、含有量が０．４質量％未満でも十分である。しかし、Ｓｉは、Ａ３変態点を上昇させる作用を奏するため、０．４質量％を超えて含有させてもよい。一方、Ｓｉを１．０質量％を超えて過剰に含有させると、冷延鋼板の圧延の際等に脆性破壊が生じやすくなってしまう。よって、Ｓｉの含有量は、０質量％（無添加を含む。）以上１．０質量％以下とする。
【００６２】
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質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎは、Ａ３変態点を低下させる作用を奏するため、０．８質量％を超えて含有させると、Ａ３変態点が低下してしまう。よって、Ｍｎの含有量は、０．２質量％以上０．８質量％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質量％が好ましい。
【００６３】
Ｐ（リン）は、０．０３質量％を超えて含有させると、打抜き性の低下を招く。よって、Ｐの含有量は、０．０３質量％以下（無添加を含まず。）とする。
【００６４】
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成する。そして、０．０１質量％を超えるＳを含有させると、圧延により伸ばされた軟質なＭｎＳにより断面組織に破断面が生じやすくなってしまう。よって、Ｓの含有量は、０．０１質量％以下（無添加含まず。）とした。
【００６５】
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸効果を奏する元素である。脱酸効果のみを目的として含有させる場合は、含有量が０．０１質量％未満でも十分である。しかし、Ａｌは、Ａ３変態点を上昇させる作用を奏するため、０．０１質量％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させた場合には、Ａｌを０．０５質量％を超えて含有させても効果的にＡ３変態点を上昇できない可能性がある。よって、Ａｌの含有量は、０．０５質量％以下（無添加を含まず。）とした。
【００６６】
Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｍｏ（モリブデン）およびＢ（ホウ素）は、耐摩耗性および靭性を向上させる元素である。したがって、セパレートプレートの端面について耐摩耗性が要求される場合には、これらの元素を含有させることが好ましい。しかし、これらの元素は、焼入れ性を向上させて、耐ヒートスポット性が悪化する可能性があるため、含有させる際には、含有量を考慮する必要がある。
【００６７】
Ｃｒは、端面の耐摩耗性向上および焼入れ性向上の両方を考慮し、含有させる場合の含有量を０．１０質量％以上２．０質量％以下とする。
【００６８】
Ｎｉは、端面の耐摩耗性向上および焼入れ性向上の両方を考慮し、含有させる場合の含有量を０．０５質量％以上０．５質量％以下とする。
【００６９】
Ｍｏは、端面の耐摩耗性向上および焼入れ性向上の両方を考慮し、含有させる場合の含有量を０．０５質量％以上０．５質量％以下とする。
【００７０】
Ｂは、端面の耐摩耗性向上および焼入れ性向上の両方を考慮し、含有させる場合の含有量を０．０００２質量％以上０．００２質量％以下とする。
【００７１】
冷間圧延後の鋼板中に存在する炭化物である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り、Ｃｒが濃化することでＦｅ３Ｃが安定化する。そのため、Ｃｒの添加は、オーステナイト化を遅延させ耐ヒートスポット性に有効である。
【００７２】
ＣｒやＮｉを含有させる場合には、冷延鋼板におけるＡ３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、Ａ３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の含有量や、必要に応じて含有されるＣｒおよびＮｉの含有量を総合的に考慮する必要があり、これら各元素は、上記含有量の範囲において、（４）式で示す関係を満たす必要がある。
【００７３】
Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）およびＴｉ（チタン）は、鋼中の炭素を溶解度の低いＮｂＣ、ＶＣおよびＴｉＣとして固定し、これら炭化物は、Ｆｅ３Ｃに比べて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。そのため、摩擦熱による加熱部でのＡ３変態を抑制する作用を奏する。また、ＮｂＣ、ＶＣおよびＴｉＣは、Ａ３変態した場合においても、ピンニング効果によりγ結晶粒径を微細化し、焼入れ性を低下させる。すなわち、Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、耐ヒートスポット性の向上に有効である。
【００７４】
また、ＮｂＣ、ＶＣおよびＴｉＣは、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し、耐摩耗性の向上にも寄与する。
【００７５】
そして、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの少なくとも１種を含有させる場合に、耐ヒートスポット性を向上するには、Ｎｂを０．０３質量％以上、Ｖを０．０１質量％以上またはＴｉを０．０１質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂを０．４質量％を超えて含有させ、Ｖを０．３質量％を超えて含有させ、Ｔｉを０．３質量％を超えて含有させると、熱延鋼板の硬さが上昇して製品としての所定の板厚および硬さである鋼板が製造できなくなる可能性がある。よって、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの少なくとも１種を含有させる場合には、Ｎｂの含有量は０．０３質量％以上０．４質量％以下とし、Ｖの含有量は０．０１質量％以上０．３質量％以下とし、Ｔｉの含有量は０．０１質量％以上０．３質量％以下とする。
【００７６】
また、耐ヒートスポット性は、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの添加される元素それぞれの作用に影響されるため、これら各元素の含有量は総合的に考慮する必要がある。したがって、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの少なくとも１種を含有させる場合には、上記含有量の範囲内において、（２）式で示す関係を満たすように含有させる必要がある。
【００７７】
次に、上記一実施の形態の作用および効果を説明する。
【００７８】
上記セパレートプレート用冷延鋼板によれば、板厚中心部における断面硬さに対する表面硬さの差であるΔＨが２０ＨＶ以上となるように、鋼板表面近傍を脱炭して軟質化することにより、熱伝達率を向上でき、クラッチ作動時の局部的な温度上昇を抑制できるため、接触相手である摩擦材の摩耗を抑制できる。
【００７９】
また、Ａ３変態点を上昇させ、かつ、焼入れ性を低下させるとともに、断面硬さが２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下となるように、化学成分を規制することで、耐ヒートスポット性および打抜き性を向上できる。
【実施例】
【００８０】
以下、本実施例および比較例について説明する。
【００８１】
まず、表１に示す化学成分の鋼スラブを溶製した。表１では、本発明における上記化学成分の要件を満たすものを本発明鋼とし、本発明における上記化学成分の要件を満たさないものを比較鋼とした。なお、表１において、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢ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、（４）式の左辺の値をＱ値として示している。
【００８２】
【表１】
2017088975.tif 000002
【００８３】
表１に示す化学成分の各鋼スラブを熱間圧延した。熱間条件は、加熱温度を１１００℃および１２５０℃のいずれかとし、巻取り温度を４５０℃、４７０℃、５００℃、５５０℃、５７０℃、６００℃、６５０℃および７２０℃のいずれかとした。
【００８４】
また、各熱延鋼板を塩酸酸洗の後、種々の冷延率で板厚１．８ｍｍに仕上げて供試材を作製した。なお、冷間圧延後の時点での断面硬さは２５０ＨＶを目標とした。また、本発明例のうちの一部については、熱延鋼板を６９０℃で焼鈍するか、表面を研磨した後に冷間圧延を行った。これら各処理条件を表２に示す。
【００８５】
そして、各供試材について、打抜き試験、表面硬さ測定、断面硬さ測定およびＳＡＥ♯２試験を行った。
【００８６】
打抜き試験では、各供試材を板厚が１．８ｍｍで、打抜きクリアランスが板厚の８％である試験片として、打抜き加工を行った。また、打抜き加工後は、カエリを♯６００のエメリー紙で除去した。
【００８７】
打抜き加工では、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、ポンチおよびダイスともに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。また、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。そして、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および１次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。これらの結果を表２に示す。なお、１次せん断面率が５０％以上で、かつ、ダレが０．２ｍｍ未満のものを良評価とし表２では○とし、それ以外のものを×とした。
【００８８】
表面硬さ測定では、各供試材の一部を切り出し、表面のビッカース硬度を測定して表面硬さとした。また、表面硬さを測定した各供試材の一部を樹脂に埋め込んで研磨した後に、板厚中心部のビッカース硬度を測定して断面硬さとした。なお、ビッカース硬度測定の試験荷重は１０ｋｇｆとした。これらの結果を表２に示す。
【００８９】
ＳＡＥ♯２試験は、摩擦材の摩耗量、および、耐ヒートスポット性を評価するために行った。
【００９０】
摩擦材の摩耗量を評価する際には、各供試材をセパレートプレートの形状に加工して試験片とした。各試験片を用いて、試験回転数３６００ｒｐｍにてセパレートプレートとフリクションプレートとを５０００回繰り返し係合させた。そして、試験前後でフリクションプレート上の摩擦材の厚さを測定し、厚さ減少量を求めた。なお、厚さ減少量は３６箇所測定し、３６箇所のうちの厚さ減少量の最大値を摩耗量とした。これらの結果を表２に示す。
【００９１】
耐ヒートスポット性は、本発明例および比較例のうちの一部の供試材をセパレートプレートに加工して試験片とした。各試験片を用いて、試験回転数５０００ｒｐｍにてセパレートプレートとフリクションプレートとを５回繰り返し係合させ、セパレートプレート上に生じたヒートスポットの有無を目視にて確認した。これらの結果を表２に示す。なお、ヒートスポットが確認されなかったものを耐ヒートスポット性が良好であると評価し表２では○とし、ヒートスポットが確認されたものを×とした。
【００９２】
【表２】
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【００９３】
表２に示すように、本発明例のいずれも、打抜き性が良好であり、また、ＳＡＥ♯２試験ではヒートスポットが発生しておらず、耐ヒートスポット性が良好であった。
【００９４】
比較例である試験Ｎｏ．１−ａ、試験Ｎｏ．１−ｂおよび試験Ｎｏ．１−ｃは、Ｃ含有量が０．０８質量％より多いため、硬質組織が多くなったことで打抜き性が悪化したと考えられる。
【００９５】
比較例である試験Ｎｏ．２は、Ｃ含有量が０．０８質量％より多いことにより硬質組織が多くなるとともに、Ｓｉ含有量が１．０質量％より多いため、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
【００９６】
比較例である試験Ｎｏ．３は、Ｍｎ含有量が０．８質量％より多いため打抜き面性状が悪化し、またＱ値が１より大きいためＳＡＥ♯２試験にてヒートスポットが発生したと考えられる。
【００９７】
比較例である試験Ｎｏ．４は、Ｓ含有量が０．０１質量％より多いため、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
【００９８】
比較例である試験Ｎｏ．５は、Ｔｉ含有量が０．３質量％より多く、（２）式の値が０．３より大きくなったため、素材が硬化して打抜き面性状が悪化したと考えられる。
【００９９】
比較例である試験Ｎｏ．６は、Ｃ含有量が０．０８質量％より多いことにより硬質組織が多くなるとともに、（２）式の値が０．３より大きくなったため、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
【０１００】
比較例で試験Ｎｏ．７は、Ｑ値が１より大きいため、ＳＡＥ♯２試験にてヒートスポットが発生したと考えられる。
【０１０１】
比較例である試験Ｎｏ．８は、（２）式の値が０．３より大きいため、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
【０１０２】
比較例である試験Ｎｏ．９は、（２）式の値が０．０４より小さいため、微細炭化物がほとんど析出せず、ＳＡＥ♯２試験にてヒートスポットが発生したと考えられる。
【０１０３】
比較例である試験Ｎｏ．１０は、Ｃ含有量が０．０８質量％より多いため硬質組織が多くなるとともに、Ｎｂ含有量が０．４質量％より多く、（２）式の値が０．３より大きいため、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。
【０１０４】
比較例である試験Ｎｏ．２３−ｂは、素材硬さである断面硬さが２００ＨＶより低いため、打抜き性が悪化し、打抜き加工においてダレが０．２ｍｍを超えたと考えられる。
【０１０５】
比較例である試験Ｎｏ．１１−ｅおよび試験Ｎｏ．２３−ｅは、熱間圧延における加熱温度が低く、脱炭の促進が不足して、ΔＨが２０ＨＶ未満となったため、それぞれ化学成分が同一である本発明例と比較して、摩擦材の摩耗量が多くなったと考えられる。
【０１０６】
比較例である試験Ｎｏ．１１−ｃ、試験Ｎｏ．２１−ｂおよび試験Ｎｏ．２２−ｂは、熱間圧延における圧延時間が短く、脱炭の促進が不足して、ΔＨが２０ＨＶ未満となったため、それぞれ化学成分が同一の本発明例と比較して、摩擦材の摩耗量が多くなったと考えられる。
【０１０７】
比較例である試験Ｎｏ．１１−ｂ、試験Ｎｏ．１２−ａ、試験Ｎｏ．１３−ａ、試験Ｎｏ．１４−ｄ、試験Ｎｏ．１５−ａ、試験Ｎｏ．１９−ａおよび試験Ｎｏ．２０−ｂは、熱間圧延における圧延時間が短く、脱炭の促進が不足して、ΔＨが２０ＨＶ未満となったため、それぞれ化学成分が同一の本発明例と比較して、摩擦材の摩耗量が多くなったと考えられる。
【０１０８】
比較例である試験Ｎｏ．１６−ａ、試験Ｎｏ．１７−ａおよび試験Ｎｏ．１８−ａは、熱間圧延における圧延時間が短く、かつ、巻取り温度が低いことにより、脱炭の促進が不足して、ΔＨが２０ＨＶ未満となったため、それぞれ化学成分が同一の本発明例と比較して、摩擦材の摩耗量が多くなったと考えられる。
【０１０９】
比較例である試験Ｎｏ．１４−ｂおよび試験Ｎｏ．２３−ｄは、熱延鋼板において表面研磨処理を実施したことにより表面近傍の脱炭した層が除去されて、ΔＨが２０ＨＶ未満となったため、それぞれ化学成分が同一の本発明例と比較して、摩擦材の摩耗量が多くなったと考えられる。
【０１１０】
図１は、断面硬さと、ＳＡＥ♯２試験における摩擦材の摩耗量との関係を示す散布図である。なお、図１では、各本発明例および各比較例において、ΔＨが２０ＨＶ未満の比較例と、ΔＨが２０ＨＶ以上の本発明例とを異なる系列でプロットした。
【０１１１】
この図１に示すように、ΔＨが２０ＨＶ以上である本発明例は、比較例に比べて摩擦材の摩耗量が低い傾向にあり、表面脱炭による摩擦材の摩耗量低減効果を確認できた。
【０１１２】
また、表２に示した各本発明例および各比較例の摩擦材の摩耗量を、それぞれ同一の発明鋼成分内で比較すると、本発明例は比較例に比べて摩耗量が少なかった。
【図１】
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