(57)【要約】  窒化処理を行った後のマルエージング鋼において、優れた疲労強度を有し、且つ、高い強度が安定的に得られるマルエージング鋼を提供する。  質量％でＣ：０．００８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：１６．０〜２２．０％、Ｃｏ：３．０〜７．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％を含有し、厚さが０．５ｍｍ以下の窒化処理されたマルエージング鋼において、該マルエージング鋼は、さらに質量％でＡｌ：０．６〜１．３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物として、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｔａ：０．０１％以下、Ｗ：０．０１％以下に規制され、且つ、ＡｌとＴｉの比がＡｌ／Ｔｉ≧２５０を満足し、ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが８００〜１０５０ＨＶ、内部硬さが５７０ＨＶ以下のマルエージング鋼。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．００８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：１６．０〜２２．０％、Ｃｏ：３．０〜７．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％を含有し、厚さが０．５ｍｍ以下の窒化処理されたマルエージング鋼において、該マルエージング鋼は、さらに質量％でＡｌ：０．６〜１．３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物として、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｔａ：０．０１％以下、Ｗ：０．０１％以下に規制され、且つ、ＡｌとＴｉの比がＡｌ／Ｔｉ≧２５０を満足し、ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが８００〜１０５０ＨＶ、内部硬さが５７０ＨＶ以下であることを特徴とするマルエージング鋼。
【請求項２】
上記のＡｌは、質量％で０．７〜１．２％であることを特徴とする請求項１に記載のマルエージング鋼。
【請求項３】
上記の組成に加え、更に、質量％でＭｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％の何れかまたは両方を含むことを特徴とする請求項１または２に記載のマルエージング鋼。
【請求項４】
上記の組成に加え、更に、質量％でＢ：０．０００１〜０．００３０％を含むことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載のマルエージング鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば、ＣＶＴ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ  Ｖａｒｉａｂｌｅ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）用の金属無端ベルトに好適な窒化処理されたマルエージング鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
マルエージング鋼は、２０００ＭＰａ前後の非常に高い引張強さをもつため、例えば、０．５ｍｍ以下の鋼帯に加工され、高強度が要求されるＣＶＴの金属無端ベルト等に使用されている。
その代表的な組成には、質量％で１８％Ｎｉ−８％Ｃｏ−５％Ｍｏ−０．４５％Ｔｉ−０．１％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅがある。
しかし、上記のマルエージング鋼は、非常に高い引張強度が得られる一方、疲労強度に関しては必ずしも高くない。マルエージング鋼の疲労強度を劣化させる最大の要因にＴｉＮ介在物が挙げられる。このＴｉＮ介在物は、大きさが大きくなり易いうえに、形状も立方体であることから介在物を起点とした疲労破壊が生じ易くなる。
そのため、Ｔｉを添加しないマルエージング鋼が提案されている。窒化処理される金属無端ベルト用のマルエージング鋼においては、Ｔｉは合金の基地（マトリックス）の強度を向上させるだけでなく、窒化層の強度を高める重要元素である。このＴｉを添加しないとすると基地と窒化層の両方の強度が低下することになる。そのためＴｉを添加しないマルエージング鋼においては、Ｔｉに代わる元素を用いて基地と窒化層とを強化する必要がある。【０００３】
基地と窒化層とを強化する方法の第一としては、基地の強化に寄与するＣｏやＭｏの含有量を高めたうえで、窒化層の強化にＣｒを用いる方法がある。この第一の方法は、例えば、本願出願人の出願に係る特開２００９−０１３４６４号公報（特許文献１）、特開２００８−０８８５４０号公報（特許文献２）、特開２００７−１８６７８０号公報（特許文献３）、国際公開ＷＯ２００９／００８０７１パンフレット（特許文献４）など、に開示されている。
第二の方法としては、Ｔｉと共にＣｏも低減し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎの何れか１種以上を積極添加する方法がある。この第二の方法は、例えば、本願出願人の出願に係る特開２００１−２４０９４３号公報（特許文献５）や特開２００１−２４０９４４号公報（特許文献６）など、に開示されており、質量％にて、Ｃ：０．００８％以下、Ｓｉ：２．０％以下（０を含む）、Ｍｎ：３．０％以下（０を含む）、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１２〜２２％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｃｏ：７．０％未満、Ｔｉ：０．１％以下、Ａｌ：２．０％以下、３Ｓｉ＋１．８Ｍｎ＋Ｃｏ／３＋Ｍｏ＋２．６Ｔｉ＋４Ａｌ：８．０〜１３．０％、Ｎ：０．００５％未満、Ｏ：０．００３％以下、残部は実質的にＦｅからなり、選択元素として、Ｃｒ：４．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｔａ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下を含有する高疲労強度を有するマルエージング鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００９−０１３４６４号公報
【特許文献２】特開２００８−０８８５４０号公報
【特許文献３】特開２００７−１８６７８０号公報
【特許文献４】国際公開ＷＯ２００９／００８０７１パンフレット
【特許文献５】特開２００１−２４０９４３号公報
【特許文献６】特開２００１−２４０９４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上述した特許文献１乃至４のマルエージング鋼は高価なＣｏの含有量が７．０％を超える範囲で含有するものである。Ｃｏは希少金属であり、将来的にはＣｏ原料の高騰も心配される。
一方、特許文献５及び６に記載されたマルエージング鋼は、疲労強度向上に有害な介在物ＴｉＮ低減のためにＴｉ、Ｎをともに低く抑え、かつ安価にするためにＣｏを７．０％未満に低くしたうえで、添加元素の適量添加を行って、高強度と高疲労強度の両立を安価になし得たものである。
しかしながら、ＣＶＴの金属無端ベルト等の用途においては、特に窒化処理を行った後の窒化物生成による析出強化の効果を最大限に発揮させて、優れた強度を安定的に実現することが求められている。このような高度な要求に対して、上記の第二の方法に係る従来のマルエージング鋼の強度は必ずしも十分とはいえず、さらに優れた疲労強度と安定的な高強度の実現が求められている。
本発明の目的は、窒化処理を行った後のマルエージング鋼において、優れた疲労強度を有し、且つ、高い強度が安定的に得られるマルエージング鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者は、特許文献５及び６で記されたマルエージング鋼をベースして、窒化処理を行った後に窒化物生成による析出強化を最大限発揮でき、且つ、安定的に優れた強度が得られるようにする最適な組成を検討した。その結果、従来は強度向上のために添加していたＳｉとＭｎは良好な靭性や延性を確保するために低減した方が有利であることが分かった。
さらに本発明者は、強度向上に寄与するＡｌの効果をあらためて検証した結果、Ａｌを特定量の範囲とし、且つ、それに伴う組成の最適化ならびに硬さの調整により、高強度と疲労強度特性が得られることを知見し、本発明に到達した。
すなわち本発明は、質量％でＣ：０．００８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：１６．０〜２２．０％、Ｃｏ：３．０〜７．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％を含有し、厚さが０．５ｍｍ以下の窒化処理されたマルエージング鋼において、該マルエージング鋼は、さらに質量％でＡｌ：０．６〜１．３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物として、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｔａ：０．０１％以下、Ｗ：０．０１％以下に規制され、且つ、ＡｌとＴｉの比がＡｌ／Ｔｉ≧２５０を満足し、ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが８００〜１０５０ＨＶ、内部硬さが５７０ＨＶ以下のマルエージング鋼である。
前述のＡｌは質量％で０．７〜１．２％の範囲が好ましい。
また本発明は、上記の組成に加え、更に、質量％でＭｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％の何れかまたは両方を含むことができる。更に本発明は、上記の組成に加え、質量％でＢ：０．０００１〜０．００３０％を更に含むことができるマルエージング鋼である。
【発明の効果】
【０００７】
本発明のマルエージング鋼は、Ａｌ含有量の最適化に伴う、組成の最適化ならびに硬さの調整により、窒化処理後のマルエージング鋼表面欠陥の感受性の適正化を実現し、高強度と疲労強度特性を得ることができる。
従って、本発明のマルエージング鋼は、ＣＶＴの金属無端ベルトのように高疲労強度が要求される部材に使用されると、長い疲労寿命を実現することができる等、極めて優れた機械的性質をもつ。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】Ａｌ含有量と引張強さの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
上述したように、本発明の特徴は上述の新規な知見に基づいてなされたものであり、以下に本発明において最も重要な元素であるＡｌの作用について述べる。なお、元素の含有量は質量％である。
Ａｌ：０．６％〜１．３％
Ａｌは、本発明の中で最も重要な元素であり、種々の実験から高強度、高疲労強度を得るためには適正な範囲に制限する必要があることが分かった。本発明のＴｉ等を低減したマルエージング鋼において、ＡｌはＮｉと結びついて内部硬さを得るために必要な金属間化合物のＮｉＡｌやＮｉ３Ａｌを形成して基地の強度を向上させる効果を有する。また、一般的なＴｉを含有するマルエージング鋼と比較すると、溶解−凝固過程で析出するＡｌＮはＴｉＮよりも微細であることから、疲労強度向上にも有利である。また、Ａｌは窒化処理時には微細なＡｌＮを形成して窒化層の硬さを得ることができる重要な元素である。
しかし、Ａｌ含有量が多いと金属間化合物が多くなり過ぎてしまい内部硬さが上昇するとともに窒化処理後に微細なＡｌＮが増え過ぎてしまい表面硬さが高くなり過ぎてしまう。これにより鋼中の欠陥や表面欠陥に敏感になってしまい強度あるいは疲労強度低下を引き起こしてしまうとともに強度のばらつきの原因になってしまうことが分かった。
そのため本発明ではＡｌ量の上限を１．３％以下に制限する。Ａｌが１．３％以下であれば金属間化合物や窒化物量が適正な範囲に留まるため高強度、高疲労強度を得ることが可能となる。強度のばらつきをより確実に低減するには、Ａｌの上限を１．２５％とするとより好ましい。さらに好ましい上限は１．２％であり、さらに好ましい上限は１．１５％である。
一方でＡｌ含有量が少ないと上述したような金属間化合物や窒化物が少なくなり過ぎてしまい、内部硬さや窒化処理後の表面硬さが得られなくなることからＡｌ量の下限値を０．６％以上とした。より好ましいＡｌの下限は０．７％であり、さらに好ましいＡｌの下限は０．８％である。
なお、本発明において、前述のＡｌの効果を最大限発揮するには、後述するＴｉの他、特許文献５及び６で記されたマルエージング鋼で開示されたＴａ、Ｗ、Ｎｂは不純物元素レベル以下に制限すべき元素であることも分かった。これらの元素はＣ、Ｎ、Ｎｉ等と容易に結合して化合物を形成し、靭性低下や強度のばらつきの原因となるためである。その理由は後に説明する。
【００１０】
ＡｌとＴｉの比がＡｌ／Ｔｉ≧２５０
次に、上述したＡｌの作用効果を最大限に発揮させるＡｌとＴｉの比について説明する。
Ｔｉは後述するように、本発明では規制すべき不純物元素である。Ｔｉは非常に活性な元素であることから溶製時に容易にＮと結びつき、非金属介在物のＴｉＮを形成し、高サイクル域の疲労強度を低下させる。また、Ａｌを０．６％〜１．３％含有する本発明のマルエージング鋼において、不純物Ｔｉが過度に残留していると、熱処理時にＴｉを含む金属間化合物であるＮｉ３Ｔｉを形成し、本来形成されるべきＡｌの金属間化合物Ｎｉ３Ａｌの形成を阻害する。さらに窒化処理時には窒化層中にＴｉの窒化物が優先的に形成されてしまうため本来形成されるべき窒化層中の微細なＡｌＮの形成が不十分となり、高強度、高疲労強度を得ることができなくなる。そのため、本発明では質量％Ａｌと質量％Ｔｉの比をＡｌ／Ｔｉで２５０以上に管理する。ＡｌとＴｉの比がＡｌ／Ｔｉで２５０未満であると前述した不純物Ｔｉの影響が窒化層に及んで、窒化層中のＡｌＮの形成を阻害してＡｌの作用効果を最大限に発揮させることができない。
質量％Ａｌと質量％Ｔｉの比のより好ましい範囲はＡｌ／Ｔｉで３００以上である。さらに好ましくは３５０以上であり、これよりもさらに好ましくは４００以上である。
【００１１】
Ｔｉ：０．０１％以下
次にＴｉについて説明する。Ｔｉは、本来、マルエージング鋼における重要な強化元素の一つであるが、前述の窒化層へのＴｉＮの形成の他、介在物であるＴｉＮまたはＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成して、特に超高サイクル域での疲労強度を低下させる有害元素である。そのため本発明では不純物として低く抑える必要がある。また、Ｔｉは表面に薄くて安定な酸化膜を形成し易く、この酸化膜が形成されると窒化反応を阻害するため、十分な窒化表面の圧縮残留応力が得られ難くなる。窒化を容易に行うために、また、窒化後の表面の圧縮残留応力を大きくするために、Ｔｉは低く抑える必要がある。Ｔｉが０．０１％より多いとＴｉＮまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）の低減に十分な効果が得られず、また安定な酸化膜を表面に形成し易くなることから、Ｔｉは０．０１％以下に規制する。より好ましくは０．００８％以下がよい。
Ｎｂ：０．０１％以下
Ｎｂは固溶化熱処理温度のような８００℃以上の高温化に曝されると安定相であるδ（Ｎｉ３Ｎｂ）を形成し、強度低下を引き起こして、強度のばらつきが大きくなる可能性があるため０．０１％以下に規制する。
Ｔａ：０．０１％以下
ＴａはＢ、Ｃ、Ｎと微細な化合物を形成して冷間加工後の固溶化処理において旧オーステナイト粒径を微細化して強化に寄与するとともに肌荒れを抑制する効果が期待できる一方で靭性を低下させる元素であることからＴａは０．０１％以下に規制する。
Ｗ：０．０１％以下
ＷはＴａと同様、化合物を形成し、靭性低下を引起すことから０．０１％以下に規制する。
【００１２】
次に、本発明で規定した硬さについて説明する。
ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが８００〜１０５０ＨＶ
本発明においてマルエージング鋼の表面硬さとは、窒化処理によって窒化物が生成するマルエージング鋼の表面近傍における硬さをいう。
本発明のＡｌを０．６％〜１．３％の範囲で含有するマルエージング鋼においては、窒化処理後にマルエージング鋼の表面硬さが必要以上に高くなると、表面欠陥に対する感受性が高まるために強度ならびに疲労強度が低下してしまうことを確認した。
一般に本発明のようなＡｌやＣｒを添加した材料を窒化すると表面近傍には窒化物が析出し、析出に伴う硬化や窒化物の析出による体積変化により、残留応力が発生して強度や疲労強度が向上する。特に表面硬さは強度や疲労強度に大きく影響するものであり、無欠陥の材料においては硬さが高ければ高いほど強度や疲労強度が向上する。
しかし、工業的に生産される鋼やその製品には多少の差はあるものの欠陥が存在するため、硬さが高いとかえって強度低下、疲労強度低下を引き起こしてしまう。特に表面硬さは製造中に不可避的に避けられない数μｍサイズの表面欠陥の感受性に関係があり、表面硬さが高くなると表面欠陥に対する感受性が高まることから、本発明のマルエージング鋼はビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが１０５０ＨＶ以下とした。一方、表面硬さが８００ＨＶ未満となると、耐摩耗性が求められる、例えば、ＣＶＴの金属無端ベルト等に用いることが困難となるため、下限については８００ＨＶとした。
【００１３】
ビッカース硬さマルエージング鋼の内部硬さが５７０ＨＶ以下
本発明においてマルエージング鋼の内部硬さとは、前述した表面の窒化処理の影響を受けない程度にマルエージング鋼の表面から離れた位置における硬さをいう。
マルエージング鋼の内部硬さは、一般に、強度や疲労強度を得るために５７０ＨＶ前後に調整されている。しかし本発明のＴｉを含まないマルエージング鋼ではＮｉＡｌやＮｉ３ＡｌなどのＡｌの金属間化合物の析出により内部硬さが得られている。これらの金属間化合物、例えばＮｉＡｌは強度の発現に大きく寄与するものの、析出量が多くなると高硬度となり、上述したような表面欠陥の感受性と同様、内部欠陥に対する感受性が高まってしまう。そのため疲労試験における繰り返し数が１０７回以上の超高サイクル域で生じる介在物起因の内部破壊に対する感受性が高まってしまうことから、本発明のマルエージング鋼はビッカース硬さでマルエージング鋼の内部硬さが５７０ＨＶ以下とした。一方、下限については特に限定しないが、４９０ＨＶ未満となると強度の低下のおそれがあるので、４９０ＨＶを下限とするとよい。内部硬さのより好ましい下限は５００ＨＶである。
【００１４】
以下に前述した元素以外の本発明における各元素の作用について述べる。
Ｃ：０．００８％以下
ＣはＭｏと炭化物を形成して、析出すべき金属間化合物を減少させて強度を低下させるため、低く抑える必要がある。また、Ｃを過剰に添加すると、例えばＣＶＴ用の金属無端ベルトに使用した場合に必要とされる溶接性が低下する危険性が高くなる。このような理由からＣは０．００８％以下とした。Ｃのより好ましい上限は０．００６％であり、さらに好ましい上限は０．００５％である。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは時効処理時に析出する金属間化合物を微細化したり、Ｎｉと共に金属間化合物を形成したりすることでＴｉ低下による強度低下分を補うことができる元素である。しかし、良好な靭性や延性を確保するには、Ｓｉは低く抑える方が有利となる。そのため、本発明ではＳｉを０．５％以下とする。靭性、延性の確保をより確実に行うためのより好ましい範囲は０．１％以下である。さらに好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは時効処理時にＮｉと共に金属間化合物を形成し、時効硬化に寄与する元素であることから、Ｔｉ低下による強度低下分を補うことができる元素である。しかし、良好な靭性や延性を確保するには、Ｍｎは低く抑える方が有利となる。そのため、本発明ではＭｎを０．５％以下とした。靭性、延性の確保をより確実に行うためのより好ましい範囲は０．１％以下である。さらに好ましくは０．０５％以下である。
【００１５】
Ｃｒ：０．５〜１．５％
Ｃｒは、窒化を行う場合にＮとの親和力が強く、窒化深さを浅くし、窒化硬さを高めたり、窒化表面の圧縮残留応力を増加させたりする元素であるため、必須で添加する。しかし、０．５％より少ないと効果が少なく、一方、１．５％を越えて添加しても顕著な向上効果がみられず、また、窒化処理後の強度が低下することから、Ｃｒは０．５〜１．５％とした。より好ましいＣｒの範囲は０．８〜１．２％である。
Ｎｉ：１６．０〜２２．０％
Ｎｉは、マルエージング鋼の基地組織である低Ｃマルテンサイト組織を安定して形成させる作用と、Ａｌと金属間化合物を形成して強度向上に寄与する作用とを有するため、１６．０％は必要である。しかし、２２．０％を超えるとオーステナイト組織が安定化し、マルテンサイト変態を起こし難くなることから、Ｎｉは１６．０〜２２．０％とした。Ｎｉのより好ましい範囲は１８．０％を超え２１．０％以下である。
【００１６】
Ｃｏ：３．０〜７．０％
Ｃｏは、マトリックスのマルテンサイト組織の安定性に大きく影響することなく、固溶化処理温度でＭｏ、Ａｌ等の時効析出物形成元素の固溶度を増加させ、時効析出温度域でのＭｏ、Ａｌの固溶度を低下させることによってＭｏ、Ａｌを含む微細な金属間化合物の析出を促進し、時効析出強化に寄与する重要な元素である。そのため、Ｃｏは強度面、靭性面から多く添加することが必要である。Ｃｏが３．０％未満ではＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉを低減したマルエージング鋼では十分な強度が得られ難く、一方７．０％を超えて添加すると硬度上昇に伴う表面欠陥への感受性の増加から返って強度が低下してしまうことから３．０〜７．０％とした。より好ましいＣｏの範囲は４．０％を超え６．０％以下である。
Ｍｏ：３．０〜７．０％
Ｍｏは、時効処理時にＮｉ３Ｍｏ、Ｆｅ２Ｍｏ等の微細な金属間化合物を形成し、析出強化に寄与する重要な元素である。また、Ｍｏは窒化による表面の硬さ及び圧縮残留応力を大きくするために有効な元素である。このためのＭｏは、３．０％より少ないと引張強度が不十分であり、一方、７．０％より多いとＦｅ、Ｍｏを主要元素とする粗大な金属間化合物を形成しやすくなるため、Ｍｏは３．０〜７．０％とした。Ｍｏのより好ましい範囲は、４．０％を超え６．０％以下である。
【００１７】
以上が、本発明で必須として規定した元素である。次に選択的に添加することができる元素について説明する。
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％
本発明においては、質量％でＭｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％を含有することができる。
本発明のマルエージング鋼は、真空誘導溶解または、真空誘導溶解の後、さらに真空アーク再溶解あるいはエレクトロスラグ再溶解を行なう等の真空雰囲気中での溶解によってインゴットを製造することができる。しかし、これら真空雰囲気中での溶解を行なっても、完全に介在物を無くすことは技術的に困難である。
本発明の場合、強度向上を目的としてＡｌを添加するため、例えば２５μｍを超えるような粗大で硬質なＡｌ２Ｏ３介在物が形成する危険性や、Ａｌ２Ｏ３がクラスター化したりするおそれがある。Ａｌ２Ｏ３介在物は硬質・高融点であり、例えば熱間塑性加工中でも殆ど変形することがない。そのため、例えば冷間圧延時のロールに疵を発生させてマルエージング鋼の表面欠陥を生じる可能性が有るため、Ａｌ２Ｏ３介在物を他の酸化物との複合介在物として、硬さを低下させたり、融点を下げたりするのがよい。また、それと同時にクラスター化を防止できる元素を添加して、介在物欠陥を防止するのが好ましい。
Ａｌ２Ｏ３介在物を複合介在物とするのに有効な元素としては、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｍｇが挙げられるが、本発明ではＳｉ、Ｍｎは靭性と延性を低下させる元素として添加量を規制する。そのためＳｉ、Ｍｎ以外のＣａ、Ｍｇの何れかまたは両方を添加することで、Ａｌ２Ｏ３介在物を複合介在物とするのがよい。また、Ｃａ、ＭｇにはＡｌ２Ｏ３介在物のクラスター化を防止する効果もある。そのため、本発明においては、Ｃａ：０．００３％以下、或いはさらに、Ｍｇ：０．００３％以下を含有するとした。
なお、このＣａとＭｇの効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００１％、Ｍｇは０．０００１％を下限とするとよい。また、Ｍｇには酸化物系介在物や窒化物系介在物を微細化させる効果が期待できる。そのため、例えば、介在物を起点とする疲労破壊を防止する必要があるＣＶＴ用の金属無端ベルトに本発明のマルエージング鋼を適用する場合にはＭｇを選択するのが好ましい。勿論、ＭｇとＣａの複合添加であってもよい。
【００１８】
Ｂ：０．０００１〜０．００３０％
Ｂは、冷間加工後に固溶化処理を行った時の旧オーステナイト結晶粒を微細化して強化に寄与するとともに表面肌荒れを抑制する効果をもつ元素であり、適宜添加してもよい。Ｂが０．０１％より多いと靭性が低下することから、Ｂは０．００３０％以下とした。より好ましくは、０．００１％以下がよい。旧オーステナイト結晶粒を確実に微細化できる好ましいＢの下限は０．０００１％である。
なお、上述した元素以外はＦｅと不純物とした。
不純物含有量は少ない方が好ましいが、以下の範囲であれば差し支えない。
Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０５％、Ｎ≦０．００５％、Ｏ：≦０．００３％
【００１９】
本発明のマルエージング鋼は、窒化を阻害する可能性のある安定な酸化膜を表面に形成するＴｉを殆ど含まないため、通常のガス窒化、ガス軟窒化、浸硫窒化、イオン窒化、塩浴窒化、等の種々の窒化処理が容易にできる。
例えば、０．５ｍｍ以下の厚さに加工して、ＣＶＴの金属無端ベルトに用いた場合、Ｔｉを含まない組成のマルエージング鋼では低下し易い窒化層の圧縮残留応力の絶対値についても、窒化硬さや窒化層の圧縮残留応力の絶対値を高める効果のあるＣｒ、Ａｌによって窒化層の圧縮残留応力の絶対値を高めることができる。
本発明のマルエージング鋼は、高引張強度、高疲労強度を有し、窒化処理により優れた疲労特性を有することからＣＶＴの金属無端ベルトに好適である。
【実施例】
【００２０】
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
真空誘導溶解炉を用いて重量が１０ｋｇの７種類の鋼塊を作製した。規制すべき元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷの混入をより確実に防止するため、添加する合金原料は高純度のものを用いた。
作製した鋼塊に均質化焼鈍を実施後、熱間鍛造した。さらに熱間圧延、冷間圧延によって約０．２ｍｍ厚さのマルエージング鋼を作製し、ＣＶＴの金属無端ベルト用のマルエージング鋼とした。
表１に得られたマルエージング鋼の化学組成とＡｌ／Ｔｉ比率を示す。何れのマルエージング鋼もＣを０．００８％以下の範囲に調整して、溶接性の低下を防止した。なお、Ｎｏ．１、２及び７のマルエージング鋼は、Ａｌ含有量が本発明の範囲外となっており、特にＮｏ．７はＡｌ／Ｔｉ比率についても本発明の範囲外となっているものである。
また、表１に示さない不純物として、Ｐはいずれも０．００２％以下、Ｓは０．００１％であった。【００２１】
【表１】
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【００２２】
表１に示したマルエージング鋼に対して水素雰囲気中９００℃で固溶化処理を行ない、さらに４８０℃で時効処理を行なった後に、窒化処理として４５０〜５００℃の温度域でガス窒化処理を行った。なお、ガス窒化処理はマルエージング鋼の表面硬さを３段階に変化させ、Ａｌ含有量と表面硬さの影響を調査した。
窒化処理されたマルエージング鋼から、内部硬さ、表面硬さ、引張試験片、疲労強度測定用の各種試験片を採取し、それぞれの試験を行った。内部硬さの測定には、マルエージング鋼の幅方向中央部から採取して断面を研磨した試験片を用い、その厚さ方向の中央部に圧痕を押圧してビッカース硬度を測定した。表面硬さの測定には、マルエージング鋼の幅方向中央部表面に圧痕を押圧してビッカース硬度を測定した。
表２に窒化処理後の内部硬さ、表面硬さ、及び引張強度、疲労試験結果を示す。疲労試験は、回転曲げ、引張圧縮、捩じりといった種々の応力負荷様式があるが、本発明のマルエージング鋼は帯材であることから曲げ応力を負荷する評価方法が適している。そのため、繰返し曲げ疲労試験において、平均応力が６７９ＭＰａ、最大応力が１３００ＭＰａの範囲で繰返し曲げ応力を付与した時の、破断までの繰返し数をカウントした。平均応力及び最大応力の設定には各マルエージング鋼の差が明確に出る応力レベルとした。平均応力６７９ＭＰａ、最大応力１３００ＭＰａより小さいと破断し難くなり、また平均応力が６７９ＭＰａ、最大応力１３００ＭＰａより大きいと早期に破断してしまい疲労特性の指標である疲労限が明確でない理由から繰返し曲げ試験の応力レベルを平均応力６７９ＭＰａ、最大応力１３００ＭＰａと設定した。
また、Ｎｏ．１〜６のマルエージング鋼について、１０００倍で１０視野の電子顕微鏡による断面観察を行ったが、Ａｌ２Ｏ３介在物は観察できなかった。【００２３】
【表２】
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【００２４】
表２に示した本発明及び比較例のマルエージング鋼の内部硬さ、表面硬さ、引張強さ、疲労試験の破断繰返し数の結果から、本発明のマルエージング鋼は、表面硬さ及び内部硬さにより引張強さや破断繰返し数が変化していることが分かる。特に表面硬さが低い方が引張強さ、破断繰返し数が大きくなっていることが分かる。
但し、本発明で規定するＡｌの上限近傍のＮｏ．３では、表面硬さが若干高めになっただけで鋼表面欠陥の感受性が高まって破断繰返し数が４４９３３回と少なくなっている。
また、本発明のＮｏ．３〜６では引張強さ、破断繰返し数が大きい。また、Ａｌ含有量により、硬さも変化しており、特に本発明のＮｏ．３〜５は内部硬さが５００〜５７０ＨＶの最適な結果となっている。本発明のＮｏ．６は、Ａｌ量が本発明の下限近傍であるため、内部硬さがやや低めとなっている。
一方、Ａｌ含有量の高い比較例Ｎｏ．１では、内部硬さ５８９ＨＶ、表面硬さ１０６２ＨＶのように高い値となると、引張強さや破断繰返し数が小さくなることが分かる。また、Ｎｏ．７の比較鋼はＡｌ含有量が少なくなっており、内部硬さを発現している金属間化合物量が少なくなるため内部硬さがいずれも４９０ＨＶ以下と低水準となっており本マルエージング鋼を動力伝達金属ベルトのように硬さが要求される部材に適用する場合は問題となる可能性がある。以上のことからＡｌ含有量により特性が大きく変化し、Ａｌ含有量の適正範囲があることが分かる。
また比較例のＮｏ．７はＡｌ／Ｔｉ比が１５０と低く、透過型電子顕微鏡により窒化層の観察を行ったところＡｌＮの形成はほとんど観察されなかった。そのため比較例のＮｏ．７は疲労試験の破断繰返し数が低水準であった。【００２５】
次に、Ａｌの効果をさらに確認するため、表面硬さ８５０ＨＶ狙いの窒化処理条件で同一バッチの窒化処理を行った後の引張試験を行った。その結果を図１に示す。図１は、各３本の引張試験を行った結果を示す図であり、黒色の四角で示すのが平均値、縦棒は測定値のばらつきを示すものである。
図１より、Ａｌを１．３％を超えて含有したＮｏ．１を見ると、硬さを調整しても引張強さのばらつきが顕著になることが分かる。Ａｌ含有量が多くなると時効処理時に金属間化合物の生成が促進され、硬度上昇を引き起こす。その結果、引張強さや疲労強度特性に対するばらつきの原因になると考えられる。また、本発明で規定したＡｌ添加量であればばらつきをも抑えることが可能であることが分かる。【００２６】
また、図１では、Ａｌ含有量が１．２％を超えて添加されると強度のばらつきの増加と引張強度低下を引起すことが示される。一方で、表２の結果からは、Ａｌが０．７〜１．２％の範囲で、且つ、適正な窒化条件（例えば、表面硬さ９００〜９５０ＨＶ）としたときには、９５００００回を超える破断繰返し数が得られていることから、鋼表面欠陥の感受性の適正化がはかれ、優れた疲労強度を示すことが確認できる。
引張強度および強度のばらつき、疲労強度の観点から、Ａｌ量は０．７〜１．２％の範囲に調整することで、特に優れた特性を有するマルエージング鋼とすることができる。
以上のように、組成を最適化したうえで、時効処理及び窒化処理により、適正な水準の内部硬さ、表面硬さに設定することで高強度、高疲労強度特性、ひいてはばらつきの少ない安定した強度特性が得られることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００２７】
本発明のマルエージング鋼は、高い強度と疲労強度に優れるため、ＣＶＴの金属無端ベルトに好適である。
【図１】
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【手続補正書】
【提出日】平成25年1月15日(2013.1.15)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１１】
Ｔｉ：０．０１％以下
次にＴｉについて説明する。Ｔｉは、本来、マルエージング鋼における重要な強化元素の一つであるが、前述の窒化層へのＴｉＮの形成の他、介在物であるＴｉＮまたはＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成して、特に超高サイクル域での疲労強度を低下させる有害元素である。そのため本発明では不純物として低く抑える必要がある。また、Ｔｉは表面に薄くて安定な酸化膜を形成し易く、この酸化膜が形成されると窒化反応を阻害するため、十分な窒化表面の圧縮残留応力が得られ難くなる。窒化を容易に行うために、また、窒化後の表面の圧縮残留応力を大きくするために、Ｔｉは低く抑える必要がある。Ｔｉが０．０１％より多いとＴｉＮまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）の低減に十分な効果が得られず、また安定な酸化膜を表面に形成し易くなることから、Ｔｉは０．０１％以下に規制する。より好ましくは０．００８％以下がよい。
Ｎｂ：０．０１％以下
Ｎｂは固溶化熱処理温度のような８００℃以上の高温下に曝されると安定相であるδ（Ｎｉ３Ｎｂ）を形成し、強度低下を引き起こして、強度のばらつきが大きくなる可能性があるため０．０１％以下に規制する。
Ｔａ：０．０１％以下
ＴａはＢ、Ｃ、Ｎと微細な化合物を形成して冷間加工後の固溶化処理において旧オーステナイト粒径を微細化して強化に寄与するとともに肌荒れを抑制する効果が期待できる一方で靭性を低下させる元素であることからＴａは０．０１％以下に規制する。
Ｗ：０．０１％以下
ＷはＴａと同様、化合物を形成し、靭性低下を引起すことから０．０１％以下に規制する。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２４】
表２に示した本発明及び比較例のマルエージング鋼の内部硬さ、表面硬さ、引張強さ、疲労試験の破断繰返し数の結果から、本発明のマルエージング鋼は、表面硬さ及び内部硬さにより引張強さや破断繰返し数が変化していることが分かる。特に表面硬さが低い方が引張強さ、破断繰返し数が大きくなっていることが分かる。
但し、本発明で規定するＡｌの上限近傍のＮｏ．３では、表面硬さが若干高めになっただけで鋼表面欠陥の感受性が高まって破断繰返し数が４４９３３回と少なくなっている。
また、本発明のＮｏ．３〜６では引張強さ、破断繰返し数が大きい。また、Ａｌ含有量により、硬さも変化しており、特に本発明のＮｏ．３〜５は内部硬さが５００〜５７０ＨＶの最適な結果となっている。本発明のＮｏ．６は、Ａｌ量が本発明の下限近傍であるため、内部硬さがやや低めとなっている。
一方、Ａｌ含有量の高い比較例Ｎｏ．１では、内部硬さ５８９ＨＶ、表面硬さ１０６２ＨＶのように高い値となると、引張強さや破断繰返し数が小さくなることが分かる。また、Ｎｏ．７の比較鋼はＡｌ含有量が少なくなっており、内部硬さを発現している金属間化合物量が少なくなるため内部硬さがいずれも４９０ＨＶ以下と低水準となっており本マルエージング鋼を動力伝達金属ベルトのように硬さが要求される部材に適用する場合は問題となる可能性がある。以上のことからＡｌ含有量により特性が大きく変化し、Ａｌ含有量の適正範囲があることが分かる。
また比較例のＮｏ．７はＡｌ／Ｔｉ比が２２０と低く、透過型電子顕微鏡により窒化層の観察を行ったところＡｌＮの形成はほとんど観察されなかった。そのため比較例のＮｏ．７は疲労試験の破断繰返し数が低水準であった。
【国際調査報告】
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