(57)【要約】【課題】強度および靱性が高いというマルエージング鋼の特徴を確保しつつ、疲労強度特性に関して、既知のものよりすぐれた薄帯用鋼を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｎｉ：１０．０〜１８．０％、Ｃｏ：５．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．５〜１．３％、およびＣｒ：１．０〜３．０％を含有し、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、かつ、Ｏ：０．０３％以下であって、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる合金組成を有する薄帯用鋼。さらに、いくつかの任意添加元素から選んだものを、１種または２種以上添加した合金組成であってもよい。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｎｉ：１０．０〜１８．０％、Ｃｏ：５．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．５〜１．３％、およびＣｒ：１．０〜３．０％を含有し、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、かつ、Ｏ：０．０３％以下であって、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる合金組成を有する曲げ疲労特性にすぐれた薄帯用鋼。
【請求項２】
請求項１に規定した合金成分に加えて、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％およびＭｇ：０．０００１〜０．０１０％の１種または２種以上を含有する請求項１の薄帯用鋼。
【請求項３】
請求項１または２に規定した合金成分に加えて、Ｚｒ：０．００５〜０．０４０％を含有する請求項１または２の薄帯用鋼。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかに規定した合金成分に加えて、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂおよび（または）Ｔａ（併用の場合は合計量で）：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％およびＣｕ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する請求項１ないし３のいずれかの薄帯用鋼。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに規定した合金成分に加えて、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２０％を含有する請求項１ないし４のいずれかの薄帯用鋼。
【請求項６】
請求項１ないし５のいずれかに規定した合金組成を有する薄帯用鋼を薄帯形状に成形し、表面の窒化処理を施してなる、繰り返し曲げ応力が加わる用途に用いる薄帯。
【請求項７】
請求項６の薄帯であって、厚さ０．５mm以下のものを加工してなるＣＶＴ用リング。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、薄帯用鋼に関し、各種の金属ベルト類の材料として使用したとき、すぐれた疲労強度を示す鋼を提供する。
【背景技術】
【０００２】
たとえばＣＶＴ（連続可変トランスミッション）を構成する金属ベルトの材料としては、通常、Ｔｉを添加したマルエージング鋼が使用されている。具体的な合金組成の例をあげれば、Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：１２．０〜２５．０％、Ｃｏ：８．０〜１２．５％、Ｍｏ：３．５〜４．８％、Ｔｉ：０．２〜１．７％およびＡｌ：０．１〜０．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなるマルエージング鋼である。
【０００３】
この種のマルエージング鋼は、強度がきわめて高く、靱性がすぐれているだけでなく、被削性、加工性および溶接性も良好であるため、さまざまな用途に向けられているが、Ｔｉを含有しているために、疲労強度をはじめとする疲労特性に関しては若干不十分であり、とくに厚さ０．５mm以下の薄板に加工すると、とりわけ疲労特性が低下するという欠点がある。
【０００４】
既存のマルエージング鋼の上記した欠点を補うことを目的として、出願人は、比較的多量のＣを添加したマルエージング鋼を開発し、開示した（特許文献１）。その鋼は、Ｃが時効によりＣｒおよびＭｏと結合して炭化物を生成するという現象に基づき、炭化物が析出して二次硬化を起こすという機構を利用するものであるから、在来のマルエージング鋼のＣ含有量「０．０３％以下」に対し桁ちがいの、「０．３％以下」という多量のＣを添加する。上記特許文献１の実施例では、０．１６〜０．２２％のＣが添加されている。
【特許文献１】特開２００２−１６７６５２
【０００５】
発明者らは、在来のマルエージング鋼の０．０３％を超え、特許文献１が提案する上限０．３％に至るＣ含有量の領域におけるＣ含有量が物性に与える影響を精査して、つぎの知見を得た。
・Ｃ含有量と引張り強さとの関係は、図１の上段のグラフに示すように、在来の低Ｃの領域を超えて０．３％に至るまでは、在来品より高い値が得られること。（図１の上段において破線で示した値が、在来のマルエージング鋼の強度レベルである。）
・ところが、疲労特性に関しては、Ｃ含有量が在来のものを超えて多量になると、図１の下段のグラフに示したように、ある程度までは疲労限界が向上するが、０．１５％を超えると低下しはじめ、０．２３％に至って、在来材のレベル（図１の下段において破線で示した）を下回ること。この、０．２３％までは在来材と同等以上の疲労特性が得られるのは、母材自身の強度に助けられたためと理解される。
・疲労特性は、窒化処理によってマルエージング鋼製品の表面に形成される窒素拡散層の深さによって左右され、この層の深さは、図１の中段のグラフに見るように、Ｃ含有量が０．１５％を超えると低下すること。この結果は、下段のグラフの疲労強度の変化と対応している。
【０００６】
上記の知見にもとづいて、発明者らは、疲労特性が改善されたマルエージング鋼の合金設計を行なう指針として、在来のマルエージング鋼の上限０．０３％を超える０．０５％以上であって、特許文献１の発明が試みなかった０．１５％以下の領域のＣ含有量を選ぶべきことを知った。マルエージング鋼の疲労強度を高めるためには、材料表面の硬化も必要であるが、窒素を材料内部の深いところまで、適切な濃度で拡散させる必要がある。つまり、製品薄帯の板厚方向に加わる曲げ応力分布の勾配に近いパターンで、圧縮残留応力状態を窒素の拡散によって実現することが重要である。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、上述した発明者らの知見を、当業技術の分野で知られていた諸事項に考え合わせて、強度および靱性が高いというマルエージング鋼の特徴を確保しつつ、疲労強度特性に関して既知のものよりすぐれた薄帯用鋼を提供することにある。そのマルエージング鋼を使用して、従来品よりいっそう耐久性が高い鋼ベルトを提供することも、本発明の目的に含まれる。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の目的を達成する本発明の薄帯用鋼は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｎｉ：１０．０〜１８．０％、Ｃｏ：５．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．５〜１．３％、およびＣｒ：１．０〜３．０％を含有し、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、かつ、Ｏ：０．０３％以下であって、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる合金組成を有する曲げ疲労特性にすぐれた薄帯用鋼である。本発明の薄帯は、上記の合金組成を有する薄帯用鋼を薄帯形状に成形し、表面の窒化処理を施してなる、繰り返し曲げ応力が加わる用途に用いる薄帯である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の薄帯用鋼は、薄帯に加工したものに窒化処理を施した製品が、繰り返し曲げ応力の加わる用途に向けたとき、すぐれた曲げ疲労特性を発揮する。この製品の引張り強度や靱性は、従来のマルエージング鋼のそれに、まさるとも劣らない。したがって本発明の鋼で製造した薄帯は、自動車の動力伝達系におけるＣＶＴのベルトなどに使用したとき、高い耐久力を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明の薄帯用鋼は、前記した合金成分に加えて、下記のグループに属する任意添加成分のいずれか一つまたは二つ以上を有することができる。
１）Ｂ：０．０００１〜０．０１０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、およびＭｇ：０．０００１〜０．０１０％の１種または２種以上、
２）Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、
３）Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂおよび（または）Ｔａ（併用の場合は合計量で）：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％およびＣｕ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上、ならびに
４）ＲＥＭ：０．００５〜０．０２０％
【００１１】
以下に、本発明の薄帯用鋼の合金組成を上記のように定めた理由を、まず必須合金成分について、つぎに任意添加成分について説明する。
【００１２】
Ｃ：０．０５〜０．１５％
上に説明したように、従来のマルエージング鋼においては、ＣはＴｉと結合してＴｉＣを形成し、これが強度および靱性を低下させるとして、０．０３％以下という低い含有量に制限していた。ところが本発明においては、Ｃは、時効によりＣｒおよびＭｏと結合しこれらの炭化物となって析出することを利用し、二次硬化を引き起こさせることを目的として含有させるものであるから、積極的に多量を添加する。しかし、Ｃが０．１５％を超えると、窒化処理時に十分な窒化層深さが得られず、破壊のパターンが内部起点型から表面起点型に移行し、表面キズや外部環境の影響を受けて、疲労強度が低下する。母材の強度と窒化特性とのバランスから、Ｃ量の増大に伴って、０．２３％までは通常のマルエージング鋼に比べて、同等以上の曲げ疲労強度が得られるが、すぐれた曲げ疲労強度特性が安定して得られる０．０５〜０．１５％の範囲を選んだ。
【００１３】
Ｎｉ：１０．０〜１８．０％
Ｎｉは、マトリクスをオーステナイト組織にし、それを固溶化熱処理温度から室温まで放冷することによりマルテンサイト組織に変わることによって強度および靱性を向上させ、延性・靱性遷移温度を高くする。それとともに、時効によりＭｏおよびＡｌと金属間化合物を形成し、それが析出して二次硬化を引き起こす。Ｎｉがもたらすこのような効果は、１０．０％以上の添加により可能となるが、１８．０％を超えて添加すると、上記の放冷をしてもオーステナイトが残ってしまい、全体をマルテンサイトにすることができなくなる。
【００１４】
Ｃｏ：５．０〜３０．０％
Ｃｏは、時効硬化特性を高めて強度を向上させるとともに、マルテンサイト変態温度を高めてマルテンサイトへの変態を容易にするので、それらを目的として添加する。これらの効果を得るためには、５．０％以上の含有が必要であるが、２０．０％を超えると添加効果が飽和する傾向にあるので、３０．０％を上限とする。好ましい添加量は、８．０〜２０．０％である。
【００１５】
Ｍｏ：１．０〜５．０％
Ｍｏは、時効によりＮｉと化合して金属間化合物Ｎｉ3Ｍｏを析出させるだけでなく、Ｃｒと同様にＣと結合して炭化物を析出させ、それら析出物が二次硬化を引き起こすはたらきがある。この効果は、１．０％以上の添加で認められる、５．０％を超えると延性および靱性を低下させるので、上記の範囲内の添加量を選ぶ。
【００１６】
Ａｌ：０．５〜１．３％
Ａｌは、溶製時の脱酸剤であるとともに、時効によりＮｉと結合して金属間化合物を析出させ（ＮｉＡｌなど）、二次硬化による強度向上の効果をもたらす。この効果を得るために、０．５％以上のＡｌを添加するが、１．３％を超える添加は延性および靱性を損なうので、この範囲内の添加量とする。
【００１７】
Ｃｒ：１．０〜３．０％
Ｃｒは、Ｍｏに関して上記したように、炭化物を析出させて二次硬化を引き起こすとともに、マトリクスに溶解して耐腐食性を高める。これらの目的で添加するＣｒの量は、少なくとも１．０％なければならない。多量の添加は延性・靱性にとって不利にはたらくので、３．０％を上限とする。
【００１８】
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、ＣおよびＮと結合してＴｉ系の非金属介在物を形成し、疲労強度などの疲労特性を低下させるから、その量を０．１０％以内に止める。
【００１９】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは被削性を高める元素であるが、被削性をもたらすＭｎＳは靱性および疲労強度にとっては好ましくない存在であるから、含有量を０．００３％以下に制限する。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは靱性にとっても疲労強度にとってもマイナスとなる成分である。含有量を０．０３％以下にしなければならない。
【００２１】
Ｎ：０．０３％以下
Ｎは、上記のようにＴｉなどと化合してＴｉ系の非金属介在物を形成し、それが疲労特性を低下させるから、その含有量を０．０３％以下に抑える。
【００２２】
Ｏ：０．０３％以下
ＯはＡｌなどと化合して、酸化物系の非金属介在物を形成する。それらは疲労特性にとって望まれない存在であるから、Ｏの含有量を０．０３％以下に低減する。
【００２３】
Ｂ，ＣａおよびＭｇの１種または２種以（併用の場合は合計量で）：０．０００１〜０．０１０％
Ｂ，Ｃａ，Ｍｇは、疲労強度の向上に効果があり、また、熱間加工性を向上させる上でも有効な元素である。この効果は、含有量０．０００１％以上で現れるが、過剰な添加は、低融点のホウ化物を粒界に析出させたり、酸化物を形成させたりするため、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性を低下させる上、疲労強度の低下をも招くため、０．０１０％以下の量に止める必要がある。
【００２４】
Ｚｒ：０．００５〜０．０４０％
Ｚｒを添加する意義は、ＴｉＣの生成を抑制して疲労強度を高めることにある。この効果は０．００５％以上の添加により得られるが、過大な添加をすると偏析が多くなって靱性が損なわれるので、その問題のない０．０４０％までの範囲で、添加量を選択すべきである。
【００２５】
Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｎｂおよび（または）Ｔａ（併用の場合は合計量で）：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％およびＣｕ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上、
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，ＷおよびＣｕは、マトリクスに固溶して疲労強度を向上させるので、その目的で添加することが好ましい。効果が明らかになるのは、いずれも０．０１％以上の添加量においてである。１．０％を超える多量の添加は、延性および靱性を低下させるので、それぞれの含有量を、０．０１〜１．０％の範囲内に選ぶ。
【００２６】
ＲＥＭ：０．００５〜０．０２０％
ＲＥＭは、酸化被膜の密着性を高くして、高温における耐食性を向上させるので、使用環境によっては、その目的で添加することが推奨される。この効果は、０．００５％以上の含有量で認められるが、０．０２０％を超える添加は、局部的に融点を低下させて熱間加工性を損なうという弊害がでるので、これを上限とする。
【００２７】
本発明の薄板材の製造に当たっては、（１）不純物の少ない原料を真空誘導炉で溶解し、鋳造してインゴットにするか、または（２）スクラップおよび合金元素などの溶解原料をエルー式アーク炉で溶解および精錬し、得られた溶鋼を加熱装置および真空装置の付いた取鍋精錬炉に移して真空精錬し、鋳造してインゴットにするという操作を行なう。このようにして得たインゴットを、エレクトロスラグ再溶解法または真空アーク再溶解法により再溶解し、凝固させて再溶解インゴットとする。
【００２８】
再溶解インゴットは、約１０００〜１３００℃の範囲の温度に６〜７２時間程度加熱するソーキングを行ない、空冷したのち、熱間加工または冷間加工により所望の製品形状に加工する。最終的な製品形状を与えられた後、８００〜１０００℃の温度に約１〜６０分間加熱して固溶化処理し、空冷したのち、研磨して表面スケールを除去し、表面品質の均質化をはかり、端部のＲ付けを行なう。続いて、所定の素材強度を得るため、真空中、不活性雰囲気中または弱還元性雰囲気中で、１００〜６００℃に１〜５時間加熱して空冷し、大気中で１００〜４００℃に１〜６０分間、酸化処理を施し、最後に１００〜６００℃の窒化雰囲気中に１〜５時間おき、不活性ガスでガス冷却することによって、製品を得る。
【実施例】
【００２９】
前記した（２）の方法に従い、スクラップのアーク炉による溶解−精錬、取鍋精錬炉による真空精錬、および真空アーク再溶解を行なって、直径５１０mmのインゴットを得た。合金組成は、表１に示すとおりである。これらのインゴットを１１５０〜１２００℃で２４時間加熱するソーキングを行なって均質化し、熱間鍛造および熱間圧延により、厚さ４mmの板材とし、つづいて冷間圧延により厚さ０．４mmの薄板材にした。この薄板材に、下記の熱処理を施した。
１）９００℃に６０分間加熱する固溶化−空冷
２）４８０℃に４時間加熱−空冷
３）大気中２５０℃に６０分間加熱する酸化処理
４）窒化雰囲気中で４５０℃に６０分間加熱−不活性ガスでガス冷却する時効窒化処理。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
薄板材の最終製品について、下記の試験を行なった。
［清浄度］
ＪＩＳ  Ｇ０５５５に定める、鋼中の非金属介在物の顕微鏡試験方法に準じて、介在物の面積率（％）を測定した。試験片は、０．４mm×５mm×１０mmの短冊型にした薄板材を５枚重ねて樹脂に埋め込み、鏡面研磨して製作した。
［引張り試験］
ＪＩＳ  Ｚ２２４１に定める、金属引張り試験方法に準じて、引張り強度（ＭＰａ）を測定した。試験片は、ＪＩＳ  Ｚ２２０１による５号試験片とした。
［Ｔ／２硬さ］
ＪＩＳ  Ｚ２２４１に定める、ビッカース硬さ試験方法に準じて実施した。試験片は、上記の清浄度試験のために用意したものと同じであって、荷重０．５Ｎで測定した。測定部位は、横断面に置いて表面から試料厚さの１／２の位置（Ｔ／２）である。測定値は１０点の平均値を採用した。
【００３２】
［窒素拡散層深さ］
上記の清浄度試験のために用意したものと同じ試験片について、ＥＰＭＡにより窒素濃度の分布を測定し、図２に示したグラフを描き、そこで斜線を施した部分、すなわち、表面から窒素濃度が最低値で飽和するまでの深さをもって、窒化層深さ（μｍ）とした。
［曲げ疲労特性］
ＪＩＳ  Ｚ２２７３に定める、金属材料の疲れ試験方法通則に準じて調査。具体的には、図３に示すように、寸法が０．４mm×１０mm×１００mmの短冊型の試験片に対して、両振りで振幅応力１０００〜１３００Ｎ／mm2、加振速度１０００rpmの条件で、試験片を繰り返し曲げ変形させ、破断に至るまでの加振（変形）繰り返し回数を測定した。試験片のつけ根部に加わる垂直応力の最大値を変化させて、破断までの繰り返し回数が１０７回以上になる強度を疲労強度（Ｎ／mm2）とした。
【００３３】
以上の試験結果を、表２に示す。
【００３４】
【表２】
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【００３５】
本発明に従った実施例Ａ〜Ｌは、Ｃ量が適切（０．０５〜０．１５％）であるため、引張り強度が高く、窒素拡散層の深さも十分であり、結果として高い疲労強度が実現できている。また、ＢおよびＣａを添加した実施例Ｆでは、同じＣ量の実施例Ｂに比較して、疲労強度がいっそう向上している。実施例Ｇ〜Ｌでは、Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，ＷあるいはＣｕなどを添加したことにより、それらを添加してない実施例Ａ〜Ｅに比較して、引張り強度が向上し、さらに疲労強度も改善されている。
【００３６】
これに対して、比較例Ｍ〜Ｏは、Ｃ量が不足（０．０５％未満）なために、窒素拡散層は十分な深さが得られたものの、素材の引張り強度が低く、疲労強度は不満足な値である。比較例Ｐ〜Ｖは、Ｃ量が過大（０．１５％超過）であるために窒素拡散層が浅くなる傾向にあり、疲労強度が低いレベルに止まった。とくに比較例Ｔ〜Ｖにおいては、素材の引張り強度も低下しており、それが疲労強度の低下に拍車をかけている。比較例Ｗは、従来のマルエージング鋼に相当する合金組成であって、引張り強度は比較的高く、また窒素拡散層の深さも十分であるが、疲労強度が低い。これは、素材の強化にＴｉを利用したことに起因する。すなわち、製造中に生成するＴｉＮ介在物を起点にして、低応力で破断が起こるからである。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】いずれも、マルエージング鋼において、Ｃの含有量を変化させたときの諸特性とＣ量との関係を示すグラフであって、上段は引張り強度とＣ量との関係、中段は窒素拡散層の深さとＣ量との関係、下段は疲労限界とＣ量との関係を、それぞれ示す。
【図２】窒素拡散層の「深さ」の定義を示す概念的な図。
【図３】本発明の実施例において行なった、曲げ疲労試験の条件を示す概念的な図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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