JP5618433B2 - 湿式多板クラッチ用クラッチプレートおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば変速機等に用いられる湿式多板クラッチ用クラッチプレート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。

まず、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、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

ここで、湿式多板クラッチの作動中において、クラッチプレートは、ミッションオイルで冷却されているため、通常時は１００℃以下となっているが、上述のように摩擦熱の発生により加熱される。また、摩擦付加が大きい場合には、クラッチプレートは、局部的に８００℃以上に加熱される場合がある。このような摩擦熱による加熱は、クラッチプレート全体で均一に起こるわけではなく、局部的な現象である。

そして、局部的な加熱が起こると、クラッチプレートが疲労破壊しやすくなるおそれがある。

具体的には、加熱による焼鈍効果によって鋼板の強度が低下する場合は、疲労強度も低下する。特に、冷間圧延によって強度を高めた、いわゆるフルハード材が用いられている場合は、摩擦熱による加熱温度が６００℃を超えると、軟化が進行しやすい。

また、加熱によって局部的にマルテンサイト変態が生じる場合は、マルテンサイト相の脆化により疲労強度が低下する。特に、Ｓ５５Ｃ等の炭素量の多い鋼板が用いられている場合には８００℃を超えると疲労強度が低下しやすい。

さらに、加熱によって局部的にマルテンサイト変態が生じる場合は、マルテンサイト相は高強度であるが、その周囲の熱影響部では強度が低下する場合がある。

また、加熱による硬さの変化が小さい場合であっても、金属組織が熱影響を受けることで、結晶粒径の粗大化が起こる場合がある。このような結晶粒径の粗大化は、特にフェライト単相組織鋼をベースにした鋼板にて起こりやすく、フェライト結晶粒径が粗大化することによって、疲労強度が低下する。

そして、上記特許文献１ないし９のいずれも、摩擦熱での加熱による疲労強度の低下について考慮されていない。

したがって、疲労強度が良好な湿式多板クラッチ用クラッチプレートが求められていた。

本発明は、このような点に鑑みなされたもので、疲労強度が良好な湿式多板クラッチ用クラッチプレート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に記載された湿式多板クラッチ用クラッチプレートは、鋼板にて形成された湿式多板クラッチのクラッチプレートであって、鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＡｌ：０．０５％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：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．３％およびＴｉ：０．０１〜０．３％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構成され、鋼板中の析出物である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は、２０〜１００ｎｍであり、鋼板の断面硬さは、２００ＨＶ以上３５０ＨＶであるものである。

請求項２に記載された湿式多板クラッチ用クラッチプレートは、請求項１記載の湿式多板クラッチ用クラッチプレートにおいて、鋼板は、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種を（３）式を満たすように含有する化学成分で構成されるものである。

請求項３に記載された湿式多板クラッチ用クラッチプレートは、請求項１または２記載の湿式多板クラッチ用クラッチプレートにおいて、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４に記載された湿式多板クラッチ用クラッチプレートの製造方法は、請求項１または２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、この熱延コイルを断面硬さ２００〜３５０ＨＶの鋼板とし、この鋼板を所定の形状に成形するものである。

請求項５に記載された湿式多板クラッチ用クラッチプレートの製造方法は、請求項４記載の湿式多板クラッチ用クラッチプレートの製造方法において、熱延コイルを冷間圧延するか、または、熱延コイルを焼鈍および冷間圧延することにより、断面硬さが２００〜３５０ＨＶである冷延鋼板とし、この冷延鋼板を所定の形状に成形するものである。

本発明によれば、化学成分が規制されるとともに、析出した炭化物の平均粒径が２０〜１００ｎｍである鋼板が用いられているため、摩擦熱での加熱による金属組織の変化および硬さの低下を抑制でき、疲労強度を向上できる。

本発明の一実施の形態に係るクラッチプレートの一部を示す平面図である。 （ａ）は本発明の実施例における疲労試験片の状態を示す平面図であり、（ｂ）は同上疲労試験片の断面図であり、（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。

図１において、１は湿式多板クラッチ用クラッチプレートとしてのセパレートプレートである。なお、湿式多板クラッチ用クラッチプレートとは、例えば自動車の自動変速機等における湿式多板クラッチ機構に用いられるクラッチプレートである。

セパレートプレート１は、冷延鋼板にて形成される。また、セパレートプレート１は、リング状の基部２と、この基部２の外周縁から外側へ突出したスプライン部３とを備える。

湿式多板クラッチにおいて、高い負荷でクラッチを接続する場合、接続状態のセパレートプレート１の表面では摩擦により温度が著しく上昇して、冷延鋼板は金属組織のオーステナイト化が発生する。なお、冷延鋼板において、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、冷延鋼板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、摩擦熱によるセパレートプレート１の温度上昇の抑制である。すなわち、セパレートプレート１を形成する冷延鋼板の熱伝導率を向上させることで、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。

冷延鋼板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、セパレートプレート１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、セパレートプレート１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、摩擦熱によりセパレートプレート１の温度が上昇しても、セパレートプレート１の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、摩擦熱による冷延鋼板表面の温度上昇が避けられない状況であっても、冷延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（Ａ_３変態点）を上昇させる元素を添加するか、または、Ａ_３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Ｆｅ_３Ｃ（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、Ｆｅ_３Ｃ中にＣｒが濃化する傾向がある。Ｃｒが濃化することでＦｅ_３Ｃは安定化する。また、Ｆｅ_３Ｃ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、冷延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セパレートプレート１の表層部の金属組織がγ化しても、セパレートプレート１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、冷延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、冷延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セパレートプレート１の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、変態応力によるセパレートプレート１の変形を抑制するものである。すなわち、冷延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、セパレートプレート１は、冷間圧延による加工硬化で２２０〜３２０ＨＶ程度に調整された冷延鋼板が用いられる。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。

ここで、セパレートプレート１は、クラッチの接続状態にて、図１に二点鎖線で示すスプライン部３の歯元に応力が作用しやすい。

また、セパレートプレート１は、摩擦による局部的な加熱によって、冷延鋼板の強度低下や軟化が進行しやすく、クラッチの接続により応力作用しやすいスプライン部３の歯元等の応力集中部は、疲労破壊しやすい箇所となる。

そこで、上記耐ヒートスポット性に関する第１の対策ないし第４の対策に基づいて、金属組織の変化および硬さ低下を抑制することは、湿式多板クラッチ用クラッチプレートとしてのセパレートプレート１の構造上、疲労強度の観点から非常に重要である。

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の対策に基づき、セパレートプレート１を形成する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、冷延鋼板の化学成分は、０．０３〜０．０８％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。）、０．０１％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、０．０３〜０．４％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である（２）式で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にしてもよい。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、（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５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１である（３）式にて示す関係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。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（Ｆｅ_３Ｃ）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などの硬質組織が多くなり、打抜き性が悪化する。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し、Ｃの含有量の上限を０．０８％とした。よって、Ｃの含有量は０．０３％以上０．０８％以下とした。

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、冷延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）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。）とした。

Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを形成する。そして、０．０１％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。したがって、Ｓの含有量は０．０１％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。

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、スプライン部３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、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、これら各元素は、上記含有量の範囲において、５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５Ａｌ％＜１である（３）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、耐摩耗性および疲労強度を向上できる。

また、Ｎｂ、ＶおよびＴｉのうちの少なくとも１種を含有させる場合に上記耐ヒートスポット性、耐摩耗性および疲労強度に関する作用を奏するには、Ｎｂを０．０３％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の含有量は０．０３％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、耐ヒートスポット性、耐摩耗性および疲労強度や他の副作用は、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。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のうちの少なくとも１種を、上記Ｎｂ、ＶおよびＴｉの含有量の範囲内において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ように含有させる必要がある。

耐ヒートスポット性、耐摩耗性および疲労強度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、疲労強度とを向上させるには、冷延鋼板表面における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、冷延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。

特に冷延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、冷延鋼板の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、冷延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、冷延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、セパレートプレート１を形成する冷延鋼板として好ましくない。よって、冷延鋼板の断面方向中央部や、冷延鋼板の表面から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。

次に、本発明の製造方法について説明する。

まず、０．０３〜０．０８％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。）、０．０１％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、０．０３〜０．４％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（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構成された化学成分の鋼スラブを溶製する。

なお、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Ａｒ_３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℃以下とすることが好ましい。

また、熱延鋼板の巻き取り温度が５５０℃より低いと、硬質組織が多くなってしまい、巻き取り温度を５５０℃以上にすることで、硬質組織が少なくフェライト相単相に近い組織形態にできる。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、炭化物の粒径が小さくなってしまう。したがって、巻き取り温度は５５０℃以上７００℃以下とし、この温度域で巻き取った熱延コイルを素材とする。

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、セパレートプレート１であるセパレートプレート用の冷延鋼板として必要な硬度を得るには、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、製品に用いられる冷延鋼板は、打抜き性の観点から２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下の硬さと平坦性とが要求される。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３の性状が劣化してしまう。一方、硬さが３５０ＨＶ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。

このようにして形成された冷延鋼板は、打抜き加工等にて所定の形状に成型され、セパレートプレート１が製造される。

そして、上記セパレートプレート１によれば、上記第１の対策ないし第４の対策や打抜き性に関する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以下であるため、摩擦熱での加熱による金属組織の変化および硬さの低下を抑制でき、疲労強度を向上できる。なお、例えば従来の構成であれば摩擦熱にて金属組織が変化すると、クラッチを接続した状態にて応力が作用しやすいスプライン部３の歯元等が特に疲労破壊しやすかったが、このように構造上、応力が作用しやすい箇所であっても、摩擦熱による加熱で金属組織が変化しにくいため、疲労破壊しにくい。

したがって、セパレートプレート１は、耐ヒートスポット性、耐摩耗性、打抜き性および疲労強度が良好であるため、スプライン部３の摩耗、スプライン部３の位置精度不良によるがたつき、摩擦面の摩耗による粗さの変化、および、ヒートスポットの発生とそれに伴う形状や材質の不均一化を防止できる。

なお、上記一実施の形態では、熱延コイルを冷間圧延し冷延鋼板とした後、打抜き加工により所定の形状に成形する構成としたが、断面硬さを２００ＨＶ以上３５０ＨＶ以下にできれば、熱延コイルに冷間圧延や焼鈍を行う必要はない。

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。

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℃、６５０℃および７２０℃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。また、本実施例および比較例のうちの一部については、熱延鋼板を６９０℃で焼鈍した後に冷間圧延を行った。

これら冷延鋼板の各供試材について、熱伝導率の測定、断面硬さの測定、および、析出した炭化物（Ｎｂ炭化物（ＮｂＣ）、Ｖ炭化物（ＶＣまたはＶ_４Ｃ_３で以下ＶＣとする。）およびＴｉ炭化物（ＴｉＣ））の平均粒径の測定を行った。

さらに、各供試材から打抜き加工により、図２に示す形状の試験片11を作製して、打抜き試験、照射部での硬さ測定および疲労試験を行った。なお、試験片11は、板厚が１．８ｍｍで、打抜きクリアランスが板厚の８％である。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。

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んだ。そして、エッチングして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11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。そして、１次せん断面率が５０％以上で、ダレが０．２ｍｍ未満のものを良評価とし、表２では○とした。

照射部の硬さ測定では、試験片11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12の表面中央部に固定した。そして、試験片11表面の中央部にレーザービームを照射した。照射条件は、ＣＯ_２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。

このように強力なレーザー光を試験片表面に短時間照射して表層部を局部的に加熱した。また、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、疲労特性を評価できる。

そして、レーザー照射後の試験片11の断面において、レーザーを照射したレーザー照射部13における表面から１００μｍの箇所であるレーザー照射測定部13a、および、厚さ方向の中心部である板厚中心部14のビッカース硬さを測定し、内部（板厚中心部14）の硬さに対する表層（レーザー照射測定部13a）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。

疲労試験は、照射部の硬さ測定と同様に試験片11にレーザーを照射した後、平面曲げ疲労試験機を用いて、周波数２０Ｈｚで室温にて、最大曲げ応力３５０ＭＰａの両振り試験を行った。そして、破断回数が１０^５以上の場合を良評価として、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。

表２に示すように、本実施例のいずれも、照射部の硬さ測定および疲労試験による疲労特性が良好であり、疲労強度が良好であった。

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ため、耐摩耗性が低下し、レーザー照射による急熱急冷で表面が軟化したと考えられる。その結果、熱影響による表面硬さ低下により疲労強度が低下したと考えられる。

比較例である試験Ｎｏ．２は、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、レーザー照射による加熱部にマルテンサイト変態が生じて、表面が硬化するとともに、熱伝導性も低下したと考えられる。そして、Ｃの含有量が多いため、生成したマルテンサイトが脆く、疲労強度が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、レーザー照射による加熱部にマルテンサイト変態が生じ、周囲に引張り応力が発生して、疲労強度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、打抜き面性状が悪化したと考えられる。その結果、打抜き面の破断面が起点となり、試験片11の側面から疲労破壊が進行したと考えられる。

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、レーザー照射による加熱部が軟化した。その結果、熱影響による表面硬さの低下により、疲労強度が低下したと考えられる。

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、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。その結果、打抜き面の破断面が起点となり、試験片11の側面から疲労破壊が進行したと考えられる。

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、素材が硬化して、打抜き面性状が悪化したと考えられる。その結果、打抜き面の破断面が起点となり、試験片11の側面から疲労破壊が進行したと考えられる。

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、打抜き面性状が悪化し、また、レーザー照射による加熱部が硬化したと考えられる。そして、加熱部がマルテンサイト化したことで、周囲に引張り応力が発生して、疲労強度が低下したと考えられる。

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、打抜き面性状が悪化し、また、レーザー照射による加熱部が硬化するとともに、Ｃの含有量が０．０８％より多いため、熱伝導性が低下したと考えられる。そして、加熱部がマルテンサイト化したことで、周囲に引張り応力が発生して、疲労強度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いて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、レーザー照射による加熱部が軟化したと考えられる。その結果、熱影響による表面硬さの低下により疲労強度が低下したと考えられる。

比較例である３２−ｃは、熱間圧延後の巻き取り温度が５００℃より低いため、表層部に析出した炭化物が粗大化して、素材が硬化し打抜き性が低下するとともに、レーザー照射による加熱部が軟化したと考えられる。その結果、打抜き面の破断面が起点となり、試験片11の側面から疲労破壊が進行したと考えられる。

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。その結果、熱影響部でγ粒径が粗大化し、疲労特性が低下したと考えられる。

なお、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。

１ 湿式多板クラッチ用クラッチプレートとしてのセパレートプレート

Claims (5)

1. 鋼板にて形成された湿式多板クラッチ用クラッチプレートであって、
   鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％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：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．３％およびＴｉ：０．０１〜０．３％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構成され、
   鋼板中の析出物である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は、２０〜１００ｎｍであり、
   鋼板の断面硬さは、２００ＨＶ以上３５０ＨＶである
   ことを特徴とする湿式多板クラッチ用クラッチプレート。
   ５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％−１．５×Ａｌ％＜１・・・（１）
   ０．０４＜（Ｎｂ％÷１．４）＋（Ｖ％÷１．１）＋Ｔｉ％＜０．３・・・（２）
2. 鋼板は、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種を（３）式を満たすように含有する化学成分で構成される
   ことを特徴とする請求項１記載の湿式多板クラッチ用クラッチプレート。
   ５×Ｃ％−Ｓｉ％＋Ｍｎ％＋１．６×Ｃｒ％＋０．８×Ｎｉ％−１．５×Ａｌ％＜１・・・（３）
3. 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または２記載の湿式多板クラッチ用クラッチプレート。
4. 請求項１または２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、
   この熱延コイルを断面硬さ２００〜３５０ＨＶの鋼板とし、
   この鋼板を所定の形状に成形する
   ことを特徴とする湿式多板クラッチ用クラッチプレートの製造方法。
5. 熱延コイルを冷間圧延するか、または、熱延コイルを焼鈍および冷間圧延することにより、断面硬さが２００〜３５０ＨＶである冷延鋼板とし、
   この冷延鋼板を所定の形状に成形する
   ことを特徴とする請求項４記載の湿式多板クラッチ用クラッチプレートの製造方法。

Images