(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉを含有し、質量％でＣを０．００４％以下、Ｎを５〜９ｐｐｍ含有するマルエージング鋼帯であって、凝固速度を調整することにより、組織断面で観察されるＴｉ系介在物のＤｍａｘが８μｍ以下であり、かつ存在するＤｍａｘ８〜２μｍのＴｉ系介在物は、Ｄｍｉｎ／Ｄｍａｘが０．７５以上としたことを特徴とするマルエージング鋼帯。
Ｄｍａｘ＝組織断面で観察されるＴｉ系介在物に外接する円の直径。
Ｄｍｉｎ＝組織断面で観察されるＴｉ系介在物に内接する円の直径。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、自動車のベルト式無段変速機のベルトなどに用いられるマルエージング鋼帯に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
無段変速機用のベルトはいわゆるスチールベルトとして知られ、圧延で１ｍｍ以下の厚さの薄板に成形されて使用される。このスチールベルトには極めて高い疲労強度と靭性が要求されるために、マルエージング鋼が多く使用されてきた。
ところで、マルエージング鋼のような高強度鋼の場合、介在物の存在が疲労強度に大きく影響を及ぼす。すなわち、大きな介在物が疲労破壊の起点となることがよく知られている。
マルエージング鋼にはＴｉが必須元素として含まれているために、不可避的に存在するＣおよび／あるいはガス成分であるＮと結合して比較的大きなＴｉＣ，ＴｉＮあるいはＴｉ（Ｃ，Ｎ）のＴｉ系介在物が形成されやすい。
そのため、従来は介在物を低減して疲労強度を改善するため、介在物の原点となるガス成分や炭素量を低減する方策が採用されてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
近年、スチールベルトに要求される疲労強度レベルはますます高くなり、また品質の安定性も要求されている。
一方、このような要求に加えてコストの低減の要求も極めて厳しいものがある。
したがって、実験室レベルにおいて得られる高清浄度のマルエージング鋼では、量産するには高価になりすぎ現実的ではない。
本発明の目的は、介在物の存在を有る程度容認した上で、疲労強度特性の優れたマルエージング鋼帯を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、マルエージング鋼に含有されるＴｉとＣおよび／またはＮとが結合したＴｉ系介在物は、通常立方体形状となるため、化合物の角部がノッチ効果を持ち、無段変速機用のスチールベルトの如き、圧縮応力と引張応力が絶えず変化して不可される部材にとって、疲労の起点になりやすいことを見いだした。
そして、本発明者は、鋭意検討の結果、疲労強度に悪影響を及ぼす立方体形状の介在物の形態を、ノッチ効果の少ない球形に近づけることが可能であることを見いだし、本発明に到達した。
【０００５】
即ち本発明は、Ｔｉを含有し、質量％でＣを０．００４％以下、Ｎを５〜９ｐｐｍ含有するマルエージング鋼帯であって、凝固速度を調整することにより、組織断面で観察されるＴｉ系介在物のＤｍａｘが８μｍ以下であり、かつ存在するＤｍａｘ８〜２μｍのＴｉ系介在物は、Ｄｍｉｎ／Ｄｍａｘが０．７５以上としたことを特徴とするマルエージング鋼帯である。
Ｄｍａｘ＝組織断面で観察されるＴｉ系介在物に外接する円の直径。
Ｄｍｉｎ＝組織断面で観察されるＴｉ系介在物に内接する円の直径。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明の最大の特徴の一つは、マルエージング鋼帯の疲労強度低下の一因とする立方体形状のＴｉ系介在物を、疲労強度の低下の要因になりにくい球状の介在物に制御したことである。
本発明においては、Ｄｍａｘが８μmを超えるほど大きな介在物が存在すると、疲労強度の絶対値が低下しすぎても鋼帯として好ましくないため、Ｄｍａｘを８μｍ以下と規定した。
一方Ｄｍａｘが２μｍ以上のＴｉ系介在物が全くない組織においては、介在物は微細すぎて介在物の形状の疲労強度への依存性が不明瞭となり、介在物の形態を制御する必要性が少ないこと、不純物の制御に多大コストがかかることを理由として本発明の範囲外とする。
【０００７】
本発明においては、Ｔｉ系介在物が球状であり疲労強度の向上が認められる範囲として、Ｄｍａｘ８〜２μmの介在物は Ｄｍｉｎ／Ｄｍａｘが０．７５以上であると規定した。
マルエージング鋼帯のもっとも主要な介在物であるＴｉＣ，ＴｉＮあるいはＴｉ（Ｃ，Ｎ）のＴｉ系介在物の大きさ、形状をコントロールする具体的な手段としては、例えばＮ，Ｃ量を有る程度以下に制限することおよび溶解、鋳造によりインゴットを作製する際の凝固速度を速くすることが有効である。
【０００８】
たとえば、Ｎ，Ｃ量であるが、Ｎ量が多いと溶鋼中でＴｉ系介在物が形成される温度（晶出温度）が高くなり、溶鋼中あるいは凝固中にＴｉ系介在物が成長し大きな立方体形状を形成する。これを防ぐにはＮ量を９ｐｐｍ以下に抑えることが必要である。
さらにＣ量が多いと晶出温度はＮ量が多くなった時ほどには大きくは変わらないが、若干高くなるため、Ｔｉ系介在物が大きくなると共に、その量も多くなり、疲労強度を低下させる原因になる。従ってＣは０．００４％以下にする必要がある。
【０００９】
また、凝固速度であるが、本発明者らの検討では凝固速度が非常に速い場合はＮ量が２０ｐｐｍ程度と高くても大きなＴｉ系介在物は形成されない。これは高温でＴｉ系介在物が形成されても凝固速度が速いためにそれが大きく成長しないためと思われる。Ｎ量の低減はコスト増になるため、Ｎ量を５ｐｐｍ以上として凝固速度を調整して介在物の形態を制御することが必要である。
実際の製造条件では、Ｎ，Ｃ量および他の元素量との相互作用あるいはインゴットを製造する際のマス効果に起因する局所的な凝固速度の違いにより、組織は変化するため、本発明においては、製造条件の数値的な限定は行わない。
本発明の用途の一つである無段変速機用のベルトは、マルエージング鋼に窒化処理やＮｉメッキ処理当の表面処理を施して使用する場合が多い。本発明のマルエージング鋼帯も窒化処理等の後処理を行うベルトを当然含むものである。
【００１０】
【実施例】
表１に示す組成の鋼を真空中で溶解、鋳造し１０kgのインゴットを作製した。
ここで、凝固速度の影響を見るため、金型に鋳造したもの（凝固速度が速い）とロストワックス鋳型に鋳造したもの（凝固速度が遅い）および金型と断熱材で巻いて保温したもの（凝固速度は前二者の中間）を用意した。
これらを１２８０℃×２０時間のソーキングを行い次いで、熱間鍛造と熱間圧延により、２０ｍｍ×７０ｍｍの板状にした後、８２０℃×１ｈの固溶化処理を行なった。
その後、冷間圧延により、板厚0.5ｍｍに仕上げ、次いで８２０℃×１ｈの固溶化処理と４８０℃×５ｈの時効処理を行った。
【００１１】
【表１】
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【００１２】
得られたマルエージング鋼帯から、ベルトにかかる繰り返し曲げを想定した疲労強度を求めるため、１００ｍｍ×９．６ｍｍの短冊状に１０サンプル切り出し、曲げ角度１０度、支点間距離５０ｍｍ、回転数１０００ｃｐｍで板バネ疲労試験を行なった時の１０の７乗回の疲労強度を求めた。結果を表２に示す。
また、得られたマルエージング鋼帯の金属組織を８００倍で観察した。
図１〜図４に表１に対応する試料Ｎｏで得られたマルエージング鋼帯で観察された介在物のうち、比較的大きい介在物の代表例を示す。図示するのはいずれもＴｉ系の介在物である。
また表２にＤｍａｘの最大値、ならびにＤｍａｘが２〜８μｍの介在物のＤｍｉｎ／Ｄｍａｘの最小値を示す。
【００１３】
【表２】
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【００１４】
本発明のマルエージング鋼帯である試料１、２の、介在物の大きさＤｍａｘの最大値はいずれも５μｍ以下であり、板バネ疲労試験による１０の７乗回の疲労強度は大きな立方体形状の介在物を有する比較例４より１０％以上高い。本発明の試料の内、介在物が比較的大きい試料Ｎｏ．２においても介在物は矩形ではなく、同様の大きさで矩形の介在物を有する比較例Ｎｏ．５と比較すると疲労強度が高められたことがわかる。
一方、断面矩形の大きな介在物が存在する比較例の試料Ｎｏ．４は、本発明の試料１、２に比べて明らかに板バネ疲労試験による疲労強度が劣化していることがわかる。
【００１５】
【発明の効果】
本発明によれば、マルエージング鋼の疲労強度を大幅に改善することができ、より高性能の無段変速機用のベルトの実用化にとって欠くことのできない技術となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のマルエージング鋼帯の金属ミクロ組織における介在物を示す写真である。
【図２】本発明のマルエージング鋼帯の金属ミクロ組織における介在物の別の例を示す写真である。
【図３】本発明のマルエージング鋼帯の金属ミクロ組織における介在物の別の例を示す写真である。
【図４】比較例のマルエージング鋼帯の金属ミクロ組織における介在物を示す写真である。
【図５】比較例のマルエージング鋼帯の金属ミクロ組織における介在物を示す写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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