(57)【要約】【課題】  鋼靭性で、かつ冷間打抜き時の打抜き面の面性状が良好な冷間打抜き加工用鋼を提供する。【解決手段】  Ｃ：０.６〜０.９質量％と、Ｓｉ：０.０１〜１.０質量％と、Ｍｎ：０.０１〜２.０質量％と、Ｃｒ：０.６０〜８.００質量％、Ｎｂ：０.００５〜０.０６０質量％、Ｖ：０.０５〜０.５０質量％、Ａｌ：０.０３〜０.１０質量％およびＮ：０.００８〜０.０５０質量％の群から選ばれる少なくとも１種（ただし、Ａｌを含む場合は、同時に、Ｎを含む）と、残部が不可避的不純物とＦｅから成り、かつ、各元素の含有量（質量％表示）の間では、次式：    ａ：１４９＋１７×Ｃ＋１３×Ｓｉ＋６×Ｍｎ＋１×Ｃｒ≦１７８    ｂ：１９−４×Ｃ＋６×Ｓｉ−１×Ｍｎ＋９×Ｃｒ＋６×（Ａｌ×Ｎ）−０.２５×調質硬さ（HRC表示）≧５で示される関係が成立している冷間打抜き加工用鋼。【選択図】      図１
2005120444.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０.６〜０.９質量％と、Ｓｉ：０.０１〜１.０質量％と、Ｍｎ：０.０１〜２.０質量％と、Ｃｒ：０.６０〜８.００質量％、Ｎｂ：０.００５〜０.０６０質量％、Ｖ：０.０５〜０.５０質量％、Ａｌ：０.０３〜０.１０質量％およびＮ：０.００８〜０.０５０質量％の群から選ばれる少なくとも１種（ただし、Ａｌを含む場合は、同時に、Ｎを含む）と、残部が不可避的不純物とＦｅから成り、かつ、各元素の含有量（質量％表示）の間では、次式：
ａ：１４９＋１７×Ｃ＋１３×Ｓｉ＋６×Ｍｎ＋１×Ｃｒ≦１７８
ｂ：１９−４×Ｃ＋６×Ｓｉ−１×Ｍｎ＋９×Ｃｒ＋６×（Ａｌ×Ｎ）−０.２５×調質硬さ（HRC表示）≧５
で示される関係が成立していることを特徴とする冷間打抜き加工用鋼。
【請求項２】
Ｎｉ：０.１０〜１.５質量％、または／およびＭｏ：０.０５〜０.４質量％が含まれている請求項１の冷間打抜き加工用鋼。
【請求項３】
Ｐまたは／およびＳの含有量が、Ｐ：０.０２５質量％以下、Ｓ：０.０１０質量％以下に規制されている請求項１または２の冷間打抜き加工用鋼。
【請求項４】
前記各元素の含有量（質量％表示）の間では、次式：
ａ’：１４９＋１７×Ｃ＋１３×Ｓｉ＋６×Ｍｎ＋２５０×Ｐ＋５×Ｎｉ＋１×Ｃｒ＋１６×Ｍｏ≦１７８
ｂ’：１９−１４×Ｃ＋６×Ｓｉ−１×Ｍｎ−１１×Ｐ＋５×Ｎｉ＋９×Ｃｒ＋１４×Ｍｏ＋８×Ｎｂ＋６×［Ａｌ×Ｎ］＋１３×Ｎｂ−０.２５×調質硬さ（HRC表示）≧５
で示される関係が成立している請求項２または３の冷間打抜き加工用鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかの鋼を用いて製造された部材であって、硬さがHRC５５以上で、かつ、ＪＩＳ  Ｇ０５５１で規定する方法で測定された結晶粒度番号が９以上であることを特徴とする部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は冷間打抜き用鋼とそれを用いた部材に関し、更に詳しくは、冷間での打抜き加工時の打抜き面の性状が良好であり、同時に高靭性でもある冷間打抜き加工用鋼と、その鋼を用いた高硬度・高靭性の部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
理想的な変速機といわれているＣＶＴ（Continuously Variable Transmission）は、基本的には、入力側プーリと出力側プーリの外周に金属ベルトを懸架した構造になっている。
そして、上記した金属ベルトは、数百のエレメントと２束のリングで構成されている。その１例を図４と図４のＶ−Ｖ線に沿う断面図である図５に示す。
【０００３】
まず、図４において、エレメント１は、下面がプーリシャフト（図示しない）に対向するボデー（body）１ａと、これにネック（neck）１ｂを介して一体化している傘状のイアー（ear）１ｃとから成る板状体であり、そのエレメント１の両側には、それぞれスロット（slot）１ｄが形成されていて、このスロットに、複数枚の金属薄葉帯を積層して成るリング２，２が配置されている。そして、図２で示したように、複数枚のエレメント１が、互いの背と腹に微小間隔を置き、それぞれの突起１ｆとくぼみ１ｇが噛みあった状態で、リング２の長手方向に隣接して配列されている。
【０００４】
この金属ベルトは、そのエレメントボデー１ａの側端が入力側プーリと出力側プーリの溝壁に接触した状態でプーリ間に懸架され、入力側プーリの動力で両プーリ間を高速で周回する。そして、その過程で、プーリの間隔を変化させることにより、変速比を連続的に変化させる。
なお、この周回過程で、周回方向に隣接して配列するそれぞれのエレメント１は、プーリシャフトの周面ではその周面に沿って次々と半円運動をするので、その運動を円滑に行わせるために、ボデー１ａの一方の面には、所定の角度で傾斜する傾斜面１ｅが形成されている。
【０００５】
ところで、プーリは、材料として通常肌焼鋼が用いられ、その表面に浸炭処理を施したのち焼入れ・焼戻しして製造されており、その表面の硬度は非常に高い。
したがって、このプーリと組合わさるエレメントも、高硬度で耐摩耗性に優れていることが要求される。このようなことから、エレメントの材料としては、高炭素工具鋼、具体的にはＪＩＳ  ＳＫＳ９５が使用されている。
【０００６】
そして、この鋼種を用いることにより、次のようにしてエレメントが製造されている。
まず、例えばＪＩＳ  ＳＫＳ９５の鋼材を球状化焼鈍後、冷間圧延して所定厚みの帯鋼にする。ついで、低温焼鈍を行って、鋼を軟質化する。
ついで、軟質化した帯鋼に冷間打抜き加工を行って、図４で示したような平面視形状のエレメントを打ち抜く。このときの打抜き加工には、ファインブランキング（精密打抜き）が適用され、前記した傾斜面１ｅおよび突起／へこみ１ｆ，１ｇも同時に加工される。
【０００７】
また、冷間圧延時に前記した傾斜面１ｅを付けた異形鋼帯を作製し、ついで、低温焼鈍を行って軟質化したのち、冷間打抜き加工を行って、図４で示したような平面視形状のエレメントを打ち抜くという工程でも作られる。このときの打抜き加工でもファインブランキングが適用され、突起／へこみ１ｆ，１ｇも同時に加工される。
得られたエレメントに対しては、ついで焼入れと焼戻しを順次行って高硬度にする。
【０００８】
なお、上記した一連の製造工程において、冷間打抜きで加工されたエレメント前駆体の打抜き面、とりわけリングと接触するスロット面が大きく粗面化することがある。その場合には、当該粗面に研削加工を施して面粗度を小さくすることが行われるが、その作業は、精度確保の点から焼戻し後に行われている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ところで、エレメント用鋼は、主として急加速時に発生する衝撃的な加重を受けても破損しないような高靱性の鋼であることが必要とされる。仮に、大きな衝撃荷重を受けて、数百個のエレメントのうち１個でも破損すると、金属ベルトの全体が分解して使用不能になるからである。
しかしながら、ＪＩＳ  ＳＫＳ９５鋼でエレメントを製造する場合、焼入れ時にその結晶粒が粗大化して靭性の低下が引き起こされるという問題がある。
【００１０】
また、このＪＩＳ  ＳＫＳ９５鋼の場合、冷間打抜き後の打抜き面の面性状は概して良好とはいえない。そのため、面粗度が小さいことが必要であるスロットル面は、打抜き面を更に研削する必要がある場合が多い。
そして、この研削加工は、エレメントの寸法精度を確保するために、焼入れ−焼戻しが終了してから行われる。
【００１１】
しかしながら、焼入れ、焼戻しが終了した時点では、この鋼種は高硬度になっている。そのため、研削工具、研削時間などの点で研削加工におけるコスト負担は極めて大きいものになる。
このように、ＪＩＳ  ＳＫＳ９５鋼の場合、冷間打抜きで製造するエレメントの材料としてみた場合、靭性の点、打抜き面の面性状の点で問題があり、その改善が求められる。
【００１２】
なお、鋼の靭性低下を抑制するためには、例えば所定量のＭｏを配合して結晶粒間の粒界強度を高めたり、またＮｉを配合して結晶粒の粒内強度を高める方法が公知である。
しかしながら、この方法をエレメント用鋼に適用すると、確かに靭性向上にとっては効果的ではあるが、他方では前記した低温焼鈍時の加熱処理で処理後の鋼の硬度が上昇し、冷間打抜き後の打抜き面の面性状は劣化し、結局、高コストの研削加工を行わざるを得なくなるという問題がある。
【００１３】
本発明は、これらの問題を踏まえて開発された冷間打抜き加工用鋼であって、冷間打抜き前に充分軟質化しているので、冷間打抜き後の打抜き面の面性状も良好になる新規な冷間打抜き加工用鋼の提供を目的とする。
また、本発明は、この冷間打抜き加工用鋼を用いた高靭性で高硬度の部材、特に、ＣＶＴ金属ベルトのエレメントとして好適な部材の提供を目的とする。
【００１４】
なお、この部材は、同様の工法で製作されるＣＶＴ用もしくは通常のチェーンのリンクプレートや、丸鋸、帯鋸などにも使用することができる。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
上記した目的を達成するために、本発明においては、Ｃ：０.６〜０.９質量％と、Ｓｉ：０.０１〜１.０質量％と、Ｍｎ：０.０１〜２.０質量％と、Ｃｒ：０.６０〜８.００質量％、Ｎｂ：０.００５〜０.０６０質量％、Ｖ：０.０５〜０.５０質量％、Ａｌ：０.０３〜０.１０質量％およびＮ：０.００８〜０.０５０質量％の群から選ばれる少なくとも１種（ただし、Ａｌを含む場合は、同時に、Ｎを含む）と、残部が不可避的不純物とＦｅから成り、かつ、各元素の含有量（質量％表示）の間では、次式：
ａ：１４９＋１７×Ｃ＋１３×Ｓｉ＋６×Ｍｎ＋１×Ｃｒ≦１７８
ｂ：１９−４×Ｃ＋６×Ｓｉ−１×Ｍｎ＋９×Ｃｒ＋６×（Ａｌ×Ｎ）−０.２５×調質硬さ（HRC表示）≧５
で示される関係が成立していることを特徴とする冷間打抜き加工用鋼が提供される。
【００１６】
その場合、Ｎｉ：０.１０〜１.５質量％、または／およびＭｏ：０.０５〜０.４質量％が含有されていてもよく、また、Ｐまたは／およびＳの含有量がＰ：０.０２５質量％以下、Ｓ：０.０１０質量％以下に規制されていることを好適とし、更には、前記各元素の含有量（質量％表示）の間では、次式：
ａ’：１４９＋１７×Ｃ＋１３×Ｓｉ＋６×Ｍｎ＋２５０×Ｐ＋５×Ｎｉ＋１×Ｃｒ＋１６×Ｍｏ≦１７８
ｂ’：１９−１４×Ｃ＋６×Ｓｉ−１×Ｍｎ−１１×Ｐ＋５×Ｎｉ＋９×Ｃｒ＋１４×Ｍｏ＋８×Ｎｂ＋６×［Ａｌ×Ｎ］＋１３×Ｎｂ−０.２５×調質硬さ（HRC表示）≧５
で示される関係が成立していることを好適とする。
【００１７】
また、本発明においては、上記した冷間打抜き加工用鋼を用いて製造された部材であって、硬さがHRC５５以上で、かつ、ＪＩＳ  Ｇ０５５１で規定する方法で測定された結晶粒度番号が９以上であることを特徴とする部材が提供される。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の鋼は、ａ（ａ’）式とｂ（ｂ’）式が同時に成立するように設計されているので、冷間打抜き後の打抜き面の最大粗さ（Rmax）はＪＩＳ値のＲｙで８μｍ以下となり、しかも、図６で示した試験片を用いて測定したシャルピー衝撃値は５０Ｊ／ｃｍ2以上となる。
したがって、この鋼は、ＣＶＴ金属ベルトのエレメント用素材として使用したときに、コスト負担の大きい研削工程を省略することもでき、従来に比べて安価に高靱性で高硬度のエレメントを製造することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明の鋼を開発するに当たり、以下の特性項目が目標値として設定されている。
（１）冷間打抜き加工後の打抜き面の最大粗さが、ＪＩＳ  Ｂ０６０１で規定するＲｙで８μｍ以下であること。
その理由は、打抜き面の面粗度が上記値を満たしていれば、現時点においては、研削加工不要と評価することができるからである。
【００２０】
（２）冷間打抜き加工の前段において、温度６８０〜７４０℃で３時間以上の加熱後に、３０℃／hr以下の速度で冷却する球状化焼鈍処理後の鋼の硬度がHRB値で８９以下であること。
その理由は、鋼のHRB値が上記した値を満たしていれば、冷間圧延−低温焼鈍後も充分軟質であり、冷間打抜き後の打抜き面の面粗度を（１）で示した目標値にすることが容易であるからである。
【００２１】
（３）靭性は、焼入れ−焼戻し後の材料のＬ方向において、図６で示した試験片を用いて試験したときのシャルピー衝撃値で５０Ｊ／cm2以上であること。
その理由は、例えばエレメントとして使用した場合、図６で示した試験片を用いて試験したときのシャルピー衝撃値が５０Ｊ／cm2以上であれば、充分に靭性に関する要求特性を充足すると考えられるからである。
【００２２】
本発明の鋼は、上記した目標値を充足させるために、組成が設計され、また各成分の含有量（質量％表示）の関係が規定されている。
その場合、前記したａ（ａ’）式は、打抜き面の最大粗さを８μｍ以下にするために、各元素が寄与する度合を示す回帰式である。そして、このａ（ａ’）式の左辺の計算値が大きくなればなるほど、鋼の球状化焼鈍後における硬度が高くなり、ひいては打抜き面の面性状は劣化することを意味している。
【００２３】
また、ｂ（ｂ’）式は、シャルピー衝撃値を５０Ｊ／cm2以上にするために、各元素が寄与する度合を示す回帰式であって、このｂ（ｂ’）式の左辺の計算値が大きくなればなるほど、鋼の靭性も高くなることを意味している。
なお、ｂ（ｂ’）式における調質硬さとは、鋼の冷間打ち抜き加工後に焼き入れ−焼き戻しを行った時点における硬度であり、ロックウエル硬さ（ＨＲＣ）で表示されている。
【００２４】
最初に、各成分とその含有量について説明する。
Ｃは、焼入れ後の硬さ、耐摩耗性を確保するために０.６質量％以上は必要である。また０.９質量％より多い場合は、後述するａ（ａ’）式の左辺の計算値を大きくして打抜き面の面性状を劣化させ、またｂ（ｂ’）式の左辺の計算値を小さくして鋼の靭性を低下させるようになる。
【００２５】
このようなことから、その含有量は０.６〜０.９質量％に設定される。
Ｓｉは脱酸剤として配合され、その含有量は０.０１〜１.０質量％に設定される。含有量が０.０１質量％より少ない場合は、脱酸が充分でなくなり、１.０質量％より多くなると、ａ（ａ’）式左辺の計算値を大きくして打抜き面の面性状を劣化させる。
Ｍｎは焼入れを確保するために配合され、その含有量は０.０１〜２.０質量％に設定される。
【００２６】
含有量が０.０１質量％より少ない場合は、充分な焼入れ性を確保できないという問題が生じ、また２.０質量％より多くすると、ａ（ａ’）式左辺の計算値を大きくして打抜き面の面性状に悪影響を与え、またｂ（ｂ’）式左辺の計算値を小さくして鋼の靭性低下を招くようになる。
本発明の鋼は、上記した成分に加えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、Ｎの１種または２種以上の元素を必須成分として含有している。ただし、Ａｌが含有されている場合は、同時にＮも含有されていなければならない。
【００２７】
上記した元素のうち、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも、主として鋼の成分であるＣとの間で、またＮが含有されている場合はＮとの間で鋼の結晶粒界に微細な炭化物や窒化物を析出させてピンニング効果を発揮することにより、球状化焼鈍後における鋼の硬度を高めることなく、焼入れの過程で進行する結晶粒の粗大化を抑制して結晶粒の微細化を確保し、鋼の靭性向上に資する成分である。
【００２８】
また、Ａｌは、同時に含有されるＮと結合して微細なＡｌ窒化物となり、これが析出することにより、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖと同様に、球状化焼鈍後における鋼の硬度を高めることなく、鋼の靭性向上に資する。
上記した元素の少なくとも１種が含有されていることにより、本発明の鋼は、球状化焼鈍後にあっても軟質であるため、冷間打抜き加工を円滑に進めることができ、打抜き面の面性状は良好になる。
【００２９】
そして、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は０.０６〜８.００質量％に設定される。含有量が０.０６質量％より少ない場合は、炭化物や窒化物の析出量が少なくなって、ｂ（ｂ’）式左辺の計算値は小さくなり、鋼の靭性低下が引き起こされるようになる。また、８.００質量％より多くすると、球状化焼鈍後の硬度が上昇し、ａ（ａ’）式左辺の計算値も大きくなって、打抜き面の面性状は悪化し、その最大粗さを８μｍ以下という目標値にすることができなくなる。
【００３０】
また、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量は０.００５〜０.０６０質量％に設定される。含有量が０.００５質量％より少なく、また０.０６０質量％より多くすると、Ｃｒの場合と同じ理由で、それぞれ、靭性低下、打抜き面の面性状の悪化が引き起こされる。
更に、Ｖを含有させる場合、その含有量は０.０５〜０.５０質量％に設定される。上記数値限定の理由は、ＣｒまたはＮｂの場合と同じである。
【００３１】
これらＣｒ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ単独で含有させてもよく、また２種以上を適宜組み合わせて含有させてもよい。ただし、２種以上を含有させる場合であっても、それぞれの元素の含有量は、上記した範囲内に設定されることが必要である。
Ａｌを含有させる場合には、同時にＮを含有させることが必要である。ピンニング効果を発揮する微細なＡｌ窒化物（ＡｌＮ）を析出させるためである。
【００３２】
その場合、Ａｌの含有量は０.００３〜０.１０質量％、Ｎの含有量は０.００８〜０.０５０質量％に設定される。
両者の含有量がそれぞれ、上記した下限値より少ない場合は、微細なＡｌ窒化物の析出量が少なくなり、ｂ（ｂ’）式左辺の計算値は小さくなり、鋼の靭性低下が引き起こされる。また、上記した上限値より多くすると、Ａｌの場合は、結晶粒の粗大化を防止する効果が飽和してコストアップになり、Ｎの場合は、鋳造時に溶けきれなくなったＮ2が気泡をつくり、鋳片の欠陥になる。
【００３３】
本発明の鋼は、更に、Ｎｉ，Ｍｏの１種または２種が含有されていると、Ｎｉの粒界強化、Ｍｏの粒界強化の効果が発現して鋼の靭性向上にとっては好適である。
その場合、打抜き面の最大粗さ（Ｒｙ）を８μｍ以下にするための各元素の寄与度に関する回帰式は、前記したａ’式で表され、また靭性の目標値との関係における回帰式は、前記したｂ’式で表される。
【００３４】
Ｎｉ，Ｍｏの含有量が少なすぎると、ｂ’式左辺の計算値は小さくなり、靭性の向上効果が不充分であり、また含有量が多すぎると、ａ’式左辺の計算値が大きくなって、打抜き面の面性状は悪化するので、Ｎｉの場合は０.１０〜１.５質量％，Ｍｏの場合は０.０５〜０.４質量％に設定されることが好ましい。
また、不可避的不純物のうち、Ｐの含有量が多くなると、ａ’式左辺の計算値が大きくなって打抜き面の面性状は悪化するので、その含有量は０.０２５質量％以下に規制されることが好ましい。
【００３５】
不純物であるＳの含有量が多くなると、必須成分であるＭｎとの間でＭｎＳを生成し、このＭｎＳが圧延時に圧延方向（Ｌ方向）に延伸することになるので、得られた鋼のＴ方向（Ｌ方向と直交する方向）における靭性が極度に低下する。そのため、その含有量は０.０１０質量％以下に規制することが好ましい。
本発明の鋼は、以上の設計思想で製造されているので、まず、
（１）例えば、温度７５０℃で４時間の加熱後に炉冷する球状化焼鈍を行ったときに、そのビッカース硬さ（HRB）が８９以下になる。
【００３６】
（２）また、(1)の条件で球状化焼鈍を行った厚み１.５mmの板を、クリアランス０.０３５mm、カウンタパンチ荷重１５tonの条件で縦３０mm、横３０mmの正方形の板に冷間打抜き加工した場合、その打抜き面の面粗度は８μｍ以下になる。
（３）そして、温度８４０℃のソルトバスで０.５時間の加熱後に油冷して焼入れ、ついで温度１８０℃のオイルバスで１時間の焼戻し後に空冷する焼入れ−焼戻し後において、そのロックウェル硬さ（HRC）は５５以上で、かつ、ＪＩＳ  Ｇ０５５１で規定する結晶粒度番号は９以上の微細な結晶粒度を示す。
【００３７】
そのため、鋼の靭性は、シャルピー衝撃値で５０Ｊ／cm2以上になっている。
本発明の部材は、上記した鋼を球状化焼鈍し、所定形状に打抜き加工し、焼入れ−焼戻ししたものであるため、その打抜き面の最大粗さは８μｍ以下、HRCは５５以上、結晶粒度番号は９以下で、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／cm2以上と高靭性になっている。
【実施例】
【００３８】
実施例１〜６、比較例１〜１１
（１）鋼の調製
５０kg真空溶解炉を用いて、表１に示す組成の各種の鋼を溶製し、それぞれにつき、５０kgインゴットを鋳造した。なお、表１には、各鋼につき、ａ（ａ’）式とｂ（ｂ’）式の左辺の計算値も示した。
【００３９】
なお、表１で、ｂ（ｂ’）式左辺の計算値における調質硬さの値は、後述するシャルピー衝撃値の測定時に用いた各試験片について測定した値（表２に表示）が用いられている。
【００４０】
【表１】
2005120444.tif 000003
【００４１】
（２）冷間打抜き
表１で示したインゴットを、温度１１５０℃で５時間加熱後に熱間鍛造を行って、断面寸法が縦３５mm、横３５mmである直方体の鍛造品を製造した。
ついで、この鍛造品に、温度９００℃で１時間の熱処理−空冷の焼ならしを行ったのち、温度７５０℃で４時間の熱処理−炉冷の球状化焼鈍を行った。球状化焼鈍後には、それぞれ、HRB値を測定した。
【００４２】
ついで、冷間圧延して、幅８０mm、厚み１.５mmの帯鋼にしたのち、温度７２０℃で４時間の熱処理−炉冷の焼なましを行った。
ついで、焼なまし後の帯鋼に対し、下記の条件で冷間打抜き加工を行って、縦３０mm、幅３０mm、厚み１.５mmの試片を製造した。
条件：板厚１.５mm、打抜き寸法；縦３０mm、横３０mm、カウンタパンチの荷重１５ton、クリアランス０.０３５mm。
【００４３】
得られた試片各３枚につき、打抜き面（４面）の面粗度（Ｒｙ）を測定し、Ｌ方向とＴ方向のそれぞれにおける平均値を求めた。
（３）シャルピー衝撃値、HRC値、結晶粒度の測定
各試片に、温度８４０℃で５時間−油冷の焼入れを行い、試片中央部を切断して樹脂に埋め込み、切断面の研磨−腐食を行い、当該中央切断面につき、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠して結晶粒度を測定した。
【００４４】
一方、シャルピー衝撃値と硬さ（HRC値）は次のようにして測定した。
まず、各インゴットにつき、温度１１５０℃で５時間加熱後に、Ｌ方向衝撃値調査材では断面寸法が縦３５mm、横３５mm、Ｔ方向衝撃値調査材では断面寸法が幅８０mm、厚み１５mmとなるように行って試片を製造した。
ついで、試片を横６mm、縦１１mm、長さ５５mmに粗加工した。Ｌ方向衝撃値調査材の場合は、長さ５５mmがＬ方向に、Ｔ方向衝撃値調査材の場合は、長さ５５mmがＴ方向になるように加工した。それに、前記した条件の焼入れ−焼戻しを行ったのち、精加工を行い、縦５mm、横１０mm、長さ５５mmで、中央部に、最高深さが２mmであるＲ１０ノッチを有する図６で示したシャルピー衝撃試験片を製造した。
【００４５】
そして、この試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行い、各試験片のシャルピー衝撃値を求めた（ｎ＝３の平均値）。
ついで、試験済みの試験片を用いて、調質硬さ（HRC値）を測定した。各試験片３本につきそれぞれ４点測定し、その平均値を求めた。
【００４６】
【表２】
2005120444.tif 000004
【００４７】
（４）結果の解析
まず、表１と表２のデータに基づいて、球状化焼鈍後の硬度（HRB）と打抜き面の最大粗さの関係を図１に示す。
また、ａ（ａ’）式と打抜き面の最大粗さの関係を図２に示す。
図１と図２から明らかなように、試片ａ1〜ａ6、すなわち実施例１〜６と、試片ｂ1（比較例１）、試片ｂ7（比較例７）、試片ｂ11（比較例１１）は、いずれも、球状化焼鈍後の硬度（ＨＲＢ）は８９以下であり、そして打抜き面の最大粗さが８μｍより小さくなっていて、目標値を満たしている。そして、目標値を満たしているこれら試片の場合、いずれも、ａ（ａ’）式左辺の計算値は１７８より小さくなっている。
【００４８】
次に、表１と表２に基づいて、シャルピー衝撃値（Ｌ方向）とｂ（ｂ’）式左辺の計算値との関係を図３に示す。
図３から明らかなように、試片ａ1〜ａ6（実施例１〜６）と、試片ｂ3（比較例３）、試片ｂ4（比較例４）、試片ｂ7（比較例７）、試片ｂ8（比較例８）、試片ｂ10（比較例１０）は、いずれも、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／cm2以上であって目標値を満たしている。
【００４９】
そして、目標値を満たしているこれらの試片の場合、ｂ（ｂ’）式左辺の計算値は５より大きい値になっている。
したがって、打抜き面の最大粗さの目標値とシャルピー衝撃値の目標値の双方を満たしているのは、試片ａ1〜ａ6（実施例１〜６）と試片ｂ7（比較例７）である。
しかしながら、比較例７は、Ｓ含有量が多いのでＭｎＳがＬ方向に延伸していて、Ｔ方向のシャルピー衝撃値は３０Ｊ／cm2と低い値になっている。
【００５０】
このようなことから、本発明で規定した組成で、かつ、ａ（ａ’）式とｂ（ｂ’）式が成立している鋼は、冷間打抜き加工時の打抜き面の良好な面性状と鋼靭性を両立させる鋼になっている。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本発明の鋼は、高靭性であり、しかも冷間打抜き加工時の打抜き面の最大粗さも８μｍ以下となっているので、例えばＣＶＴ用金属ベルトのエレメント、ＣＶＴ用もしくは通常のチェーンのリンクプレート、丸鋸、帯鋸の材料として利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】球状化焼鈍後の硬さと冷間打抜き面の最大粗さとの関係を示すグラフである。
【図２】ａ（ａ’）式左辺の計算値と冷間打抜き面の最大粗さとの関係を示すグラフである。
【図３】ｂ（ｂ’）式左辺の計算値とシャルピー衝撃値の最大粗さとの関係を示すグラフである。
【図４】ＣＶＴ金属ベルトのエレメントを示す平面図である。
【図５】図４のＶ−Ｖ線に沿う断面図である。
【図６】シャルピー衝撃試験を行うときの試験片の形状を示す斜視図である。
【符号の説明】
【００５３】
１    エレメント
１ａ  ボデー
１ｂ  ネック
１ｃ  イアー
１ｄ  スロット
１ｅ  傾斜面
１ｆ  突起
１ｇ  へこみ
２    リング
【図１】
2005120444.tif 000005
【図２】
2005120444.tif 000006
【図３】
2005120444.tif 000007
【図４】
2005120444.tif 000008
【図５】
2005120444.tif 000009
【図６】
2005120444.tif 000010