JP2000345302A - 高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびにそれを用いたマルエージング鋼帯 - Google Patents
高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびにそれを用いたマルエージング鋼帯Info
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- JP2000345302A JP2000345302A JP11160486A JP16048699A JP2000345302A JP 2000345302 A JP2000345302 A JP 2000345302A JP 11160486 A JP11160486 A JP 11160486A JP 16048699 A JP16048699 A JP 16048699A JP 2000345302 A JP2000345302 A JP 2000345302A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高疲労強度を有するマルエージング鋼ならび
に該マルエージング鋼からなるマルエージング鋼帯を提
供する。 【解決手段】 重量％にて、C:0.008%以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以下、Ni:16
〜20%、Mo:6.0%を超え9.0%以下、Co:7.0以上11.0%未
満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜13.0、Al:0.2%
以下、N:0.005%未満、O:0.003%以下、残部は実質的にFe
からなる高疲労強度を有するマルエージング鋼。
に該マルエージング鋼からなるマルエージング鋼帯を提
供する。 【解決手段】 重量％にて、C:0.008%以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以下、Ni:16
〜20%、Mo:6.0%を超え9.0%以下、Co:7.0以上11.0%未
満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜13.0、Al:0.2%
以下、N:0.005%未満、O:0.003%以下、残部は実質的にFe
からなる高疲労強度を有するマルエージング鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用無段変速
機等に使用される動力伝達用ベルトのような高疲労強度
が要求される部材に使用されるのに適した高疲労強度を
有するマルエージング鋼に関するものである。
機等に使用される動力伝達用ベルトのような高疲労強度
が要求される部材に使用されるのに適した高疲労強度を
有するマルエージング鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】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、高強度が要求される部
材、例えば、ロケット用部品、遠心分離機部品、航空機
部品、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型、等種
々の用途に使用されている。その代表的な組成には、18
%Ni-8%Co-5%Mo-0.4%Ti-0.1%Al-bal.Feが挙げられる。そ
して、マルエージング鋼は、強化元素として、Mo、Tiを
適量含んでおり、時効処理を行うことによって、Ni3M
o、Ni3Ti、Fe2Mo等の金属間化合物を析出させて高強度
を得ることのできる鋼である。
常に高い引張強さをもつため、高強度が要求される部
材、例えば、ロケット用部品、遠心分離機部品、航空機
部品、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型、等種
々の用途に使用されている。その代表的な組成には、18
%Ni-8%Co-5%Mo-0.4%Ti-0.1%Al-bal.Feが挙げられる。そ
して、マルエージング鋼は、強化元素として、Mo、Tiを
適量含んでおり、時効処理を行うことによって、Ni3M
o、Ni3Ti、Fe2Mo等の金属間化合物を析出させて高強度
を得ることのできる鋼である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、マルエージン
グ鋼は、非常に高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。疲労強度は一般に、硬さ、
引張強さに比例して上昇する傾向があるが、硬さは約40
0HV以上、引張強さが約1200MPa以上の高強度材では、硬
さ、引張強さが上昇しても疲労強度は上昇しなくなり、
マルエージング鋼も例外ではない。そこで高い疲労強度
が得られるマルエージング鋼が望まれていた。本発明
は、高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびに該マ
ルエージング鋼からなるマルエージング鋼帯を提供する
ことを目的とするものである。
グ鋼は、非常に高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。疲労強度は一般に、硬さ、
引張強さに比例して上昇する傾向があるが、硬さは約40
0HV以上、引張強さが約1200MPa以上の高強度材では、硬
さ、引張強さが上昇しても疲労強度は上昇しなくなり、
マルエージング鋼も例外ではない。そこで高い疲労強度
が得られるマルエージング鋼が望まれていた。本発明
は、高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびに該マ
ルエージング鋼からなるマルエージング鋼帯を提供する
ことを目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】従来の高強度鋼では、例
えば日本機械学会論文集Ａ６４巻２５３６〜２５４１頁
に開示されるように、低サイクル域で疲労破壊する場合
には、疲労破壊は表面を起点としたき裂発生、伝播によ
って起こることが知られている。また、従来、疲労限と
考えられていた１０の７乗回を超える超高サイクル域に
おいては、疲労破壊は表面を起点とせず、内部の介在物
を起点として起こることが知られている。表面起点の破
壊による疲労強度は、表面に圧縮残留応力を与えること
によって改善することができ、また、内部起点の破壊に
よる疲労強度は介在物を微細化することで改善できると
考えられる。
えば日本機械学会論文集Ａ６４巻２５３６〜２５４１頁
に開示されるように、低サイクル域で疲労破壊する場合
には、疲労破壊は表面を起点としたき裂発生、伝播によ
って起こることが知られている。また、従来、疲労限と
考えられていた１０の７乗回を超える超高サイクル域に
おいては、疲労破壊は表面を起点とせず、内部の介在物
を起点として起こることが知られている。表面起点の破
壊による疲労強度は、表面に圧縮残留応力を与えること
によって改善することができ、また、内部起点の破壊に
よる疲労強度は介在物を微細化することで改善できると
考えられる。
【０００５】本発明者は上述した問題を解決すべく、鋭
意研究を行なった結果、表面起点の疲労強度向上には、
適切な窒化処理を施し、表面に大きな圧縮残留応力与え
ることが有効であると判断した。また、本発明者は従来
のマルエージング鋼の内部起点の疲労破壊の起点を詳細
に分析を行った結果、起点となった箇所に介在物の存在
を確認し、その介在物はTiN(またはTi(C、N))であるこ
とを知見した。この結果、TiN(またはTi(C、N))の介在
物を無くすことが疲労強度向上に有効であると判断し
た。TiNを無くすには、TiまたはNを低減することが有効
であるが、極端なNの低減は量産溶解設備では限界があ
り、また製造コストも大きく上昇する可能性がある。
意研究を行なった結果、表面起点の疲労強度向上には、
適切な窒化処理を施し、表面に大きな圧縮残留応力与え
ることが有効であると判断した。また、本発明者は従来
のマルエージング鋼の内部起点の疲労破壊の起点を詳細
に分析を行った結果、起点となった箇所に介在物の存在
を確認し、その介在物はTiN(またはTi(C、N))であるこ
とを知見した。この結果、TiN(またはTi(C、N))の介在
物を無くすことが疲労強度向上に有効であると判断し
た。TiNを無くすには、TiまたはNを低減することが有効
であるが、極端なNの低減は量産溶解設備では限界があ
り、また製造コストも大きく上昇する可能性がある。
【０００６】一方、Tiを大幅に低減すればTiNを低減で
き、TiN量の減少、微細化が達成できると考えられる。
しかし、Tiはマルエージング鋼の重要な強化元素であ
り、単純にTi量を低下させると、強度が大きく低下して
しまう。Tiを低減したマルエージング鋼としては、特開
平10-152759号に開示される靭性に優れたマルエージン
グ鋼、特開平1-142052号に開示される継目無金属ベルト
及びその製造方法が知られている。しかし、特開平10-1
52759号では、Nを靭性向上のために0.005〜0.03%の範囲
で、むしろ積極的に添加している。また、特開平1-1420
52号では、Mo量が3〜6%の範囲を提案しており、既存のT
iを含むマルエージング鋼と同レベルである。
き、TiN量の減少、微細化が達成できると考えられる。
しかし、Tiはマルエージング鋼の重要な強化元素であ
り、単純にTi量を低下させると、強度が大きく低下して
しまう。Tiを低減したマルエージング鋼としては、特開
平10-152759号に開示される靭性に優れたマルエージン
グ鋼、特開平1-142052号に開示される継目無金属ベルト
及びその製造方法が知られている。しかし、特開平10-1
52759号では、Nを靭性向上のために0.005〜0.03%の範囲
で、むしろ積極的に添加している。また、特開平1-1420
52号では、Mo量が3〜6%の範囲を提案しており、既存のT
iを含むマルエージング鋼と同レベルである。
【０００７】本発明者は、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Ti低減に
よる引張強度低下をMoを増加させること、およびCo/3+M
o+4Tiの値を適正範囲に限定することによって大幅な合
金元素の増加なしに補うことができることを見出した。
また、Ti量は窒化処理後の表面硬さに対してあまり影響
を及ぼさないが、窒化による表面圧縮残留応力の絶対値
はTi量が少ない方が、またMo量が多い方が大きくなるこ
とを新規に見出し、本発明に到ったものである。
TiN低減のためにTi、Nをともに低く抑え、かつTi低減に
よる引張強度低下をMoを増加させること、およびCo/3+M
o+4Tiの値を適正範囲に限定することによって大幅な合
金元素の増加なしに補うことができることを見出した。
また、Ti量は窒化処理後の表面硬さに対してあまり影響
を及ぼさないが、窒化による表面圧縮残留応力の絶対値
はTi量が少ない方が、またMo量が多い方が大きくなるこ
とを新規に見出し、本発明に到ったものである。
【０００８】すなわち、本発明の第１発明は、重量％に
て、C:0.008%以下、Si:0.1%以下、Mn:0.1%以下、P:0.01
0%以下、S:0.005%以下、Ni:16〜20%、Mo:6.0%を超え9.0
%以下、Co:7.0以上11.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo
＋4Ti:8.0〜13.0、Al:0.2%以下、N:0.005%未満、O:0.00
3%以下、残部は実質的にFeからなる高疲労強度を有する
マルエージング鋼である。
て、C:0.008%以下、Si:0.1%以下、Mn:0.1%以下、P:0.01
0%以下、S:0.005%以下、Ni:16〜20%、Mo:6.0%を超え9.0
%以下、Co:7.0以上11.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo
＋4Ti:8.0〜13.0、Al:0.2%以下、N:0.005%未満、O:0.00
3%以下、残部は実質的にFeからなる高疲労強度を有する
マルエージング鋼である。
【０００９】第２発明は、重量％にて、C:0.008%以下、
Si:0.1%以下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以
下、Ni:17.5を超え19.0%以下、Mo:6.5〜9.0%、Co:7.0%
以上11.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜1
1.0、Al:0.2%以下、N:0.004%以下、O:0.003%以下、残部
は実質的にFeからなる高疲労強度を有するマルエージン
グ鋼である。
Si:0.1%以下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以
下、Ni:17.5を超え19.0%以下、Mo:6.5〜9.0%、Co:7.0%
以上11.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜1
1.0、Al:0.2%以下、N:0.004%以下、O:0.003%以下、残部
は実質的にFeからなる高疲労強度を有するマルエージン
グ鋼である。
【００１０】また、第３発明は、重量％にて、C:0.008%
以下、Si:0.1%以下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.
005%以下、Ni:17.5を超え19.0%以下、Mo:6.0%を超え9.0
%以下、Co:7.0%以上9.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo
＋4Ti:8.0〜11.0、Al:0.2%以下、N:0.004%以下、O:0.00
3%以下、残部は実質的にFeからなる高疲労強度を有する
マルエージング鋼である。また、本発明のマルエージン
グ鋼は、重量％にて、B:0.01%以下を含むことができ
る。また、上述したマルエージング鋼を用いてなる本発
明のマルエージング鋼帯は、適正な窒化処理によって表
面に窒化層を形成させ、表面に圧縮残留応力を付与する
ことができる。
以下、Si:0.1%以下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.
005%以下、Ni:17.5を超え19.0%以下、Mo:6.0%を超え9.0
%以下、Co:7.0%以上9.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo
＋4Ti:8.0〜11.0、Al:0.2%以下、N:0.004%以下、O:0.00
3%以下、残部は実質的にFeからなる高疲労強度を有する
マルエージング鋼である。また、本発明のマルエージン
グ鋼は、重量％にて、B:0.01%以下を含むことができ
る。また、上述したマルエージング鋼を用いてなる本発
明のマルエージング鋼帯は、適正な窒化処理によって表
面に窒化層を形成させ、表面に圧縮残留応力を付与する
ことができる。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に本発明における各元素の作
用について述べる。Cは、Ti、Moと炭化物、炭窒化物を
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。このような理
由からCは0.008%以下とした。Si、Mnは、O、S等と結合
して介在物を形成し、疲労強度を低下させることから、
いずれも0.10%以下に抑える。
用について述べる。Cは、Ti、Moと炭化物、炭窒化物を
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。このような理
由からCは0.008%以下とした。Si、Mnは、O、S等と結合
して介在物を形成し、疲労強度を低下させることから、
いずれも0.10%以下に抑える。
【００１２】P、Sは、旧オーステナイト粒界に偏析した
り、介在物を形成したりすることで、マルエージング鋼
を脆化させ、疲労強度を低下させる有害な元素であるた
め、Pは0.01%以下、Sは0.005%以下とした。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
を形成させるため、少なくとも16%は必要であるが、20%
を超えるとオーステナイト組織が安定化し、マルテンサ
イト変態を起こしにくくなることから、Niは16〜20%と
した。さらに望ましくは17.5%を超え19.0%以下がよい。
り、介在物を形成したりすることで、マルエージング鋼
を脆化させ、疲労強度を低下させる有害な元素であるた
め、Pは0.01%以下、Sは0.005%以下とした。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
を形成させるため、少なくとも16%は必要であるが、20%
を超えるとオーステナイト組織が安定化し、マルテンサ
イト変態を起こしにくくなることから、Niは16〜20%と
した。さらに望ましくは17.5%を超え19.0%以下がよい。
【００１３】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。Tiも同様に時効析出によって強化に寄与する
元素であるが、Tiを低く抑えると、Tiによる引張強度の
低下分をMoの添加量を増すことによって補う必要があ
る。また、Moは窒化による表面の硬さおよび圧縮残留応
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、6.0%以下では引張強度低下分を補うには不十分であ
り、一方、9.0%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6.0%を超
え、9.0%以下とした。望ましくは、6.5〜9.0%がよい。
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。Tiも同様に時効析出によって強化に寄与する
元素であるが、Tiを低く抑えると、Tiによる引張強度の
低下分をMoの添加量を増すことによって補う必要があ
る。また、Moは窒化による表面の硬さおよび圧縮残留応
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、6.0%以下では引張強度低下分を補うには不十分であ
り、一方、9.0%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6.0%を超
え、9.0%以下とした。望ましくは、6.5〜9.0%がよい。
【００１４】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、時効析出温度域で
のMoの固溶度を低下させることによって微細なMoを含む
金属間化合物の析出を促進し、時効強化に寄与する重要
な元素である。Coは7.0%より少ないと十分な効果が得ら
れず、一方、11.0%以上では強度が高くなり過ぎて靭性
が低下する傾向があることから、Coは7.0%以上11.0%未
満とした。望ましくは、7.0%以上9.0%未満がよい。
の安定性に大きく影響することなく、時効析出温度域で
のMoの固溶度を低下させることによって微細なMoを含む
金属間化合物の析出を促進し、時効強化に寄与する重要
な元素である。Coは7.0%より少ないと十分な効果が得ら
れず、一方、11.0%以上では強度が高くなり過ぎて靭性
が低下する傾向があることから、Coは7.0%以上11.0%未
満とした。望ましくは、7.0%以上9.0%未満がよい。
【００１５】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、同時に介在物である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もあるので、疲労強度を
重視する場合には、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やす
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にくくな
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は有害な不純物元素で
あり、低く抑える必要がある。Tiは、0.01%より多いとT
iN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やすくなることから、Tiは
0.01%以下とした。望ましくは0.005%以下がよい。
要な強化元素の一つであるが、同時に介在物である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もあるので、疲労強度を
重視する場合には、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やす
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にくくな
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は有害な不純物元素で
あり、低く抑える必要がある。Tiは、0.01%より多いとT
iN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やすくなることから、Tiは
0.01%以下とした。望ましくは0.005%以下がよい。
【００１６】Co、MoおよびTiは、ともにマルエージング
鋼における主要な強化元素であるが、その強化への寄与
は同じではなく、CoおよびTiによる強化分はMoによる強
化分のそれぞれ1/3および4である。したがって、Co、Mo
による強化はCo/3＋Mo＋4Tiで整理できる。Co/3＋Mo＋4
Tiの値が8.0%より少ないと強度が十分でなく、一方、1
3.0%を超えると強度が高くなりすぎ、靭性低下の恐れが
あることから、Co/3＋Mo＋4Tiは、8.0〜13.0%とした。
望ましくは、8.0〜11.0%がよい。
鋼における主要な強化元素であるが、その強化への寄与
は同じではなく、CoおよびTiによる強化分はMoによる強
化分のそれぞれ1/3および4である。したがって、Co、Mo
による強化はCo/3＋Mo＋4Tiで整理できる。Co/3＋Mo＋4
Tiの値が8.0%より少ないと強度が十分でなく、一方、1
3.0%を超えると強度が高くなりすぎ、靭性低下の恐れが
あることから、Co/3＋Mo＋4Tiは、8.0〜13.0%とした。
望ましくは、8.0〜11.0%がよい。
【００１７】Alは、脱酸のために少量添加されるが、0.
2%より多いとAl2O3介在物を多く形成して疲労強度を低
下させるので、Alは0.2%以下とした。Nは、Tiと結合し
てTiNまたはTi(C、N)の介在物を形成して、特に超高サ
イクル域での疲労強度を低下させる不純物元素である。
Tiを含むマルエージング鋼では、粗大なTiNまたはTi
(C、N)の形成を防ぐため、Nを大幅に低く抑える必要が
ある。しかし、Tiをほとんど含まないマルエージング鋼
ではNは通常の真空溶解で混入する量でも悪影響が少な
いことから、0.005%以下とした。望ましくは、0.004%以
下がよい。さらに望ましくは、0.002%以下がよい。
2%より多いとAl2O3介在物を多く形成して疲労強度を低
下させるので、Alは0.2%以下とした。Nは、Tiと結合し
てTiNまたはTi(C、N)の介在物を形成して、特に超高サ
イクル域での疲労強度を低下させる不純物元素である。
Tiを含むマルエージング鋼では、粗大なTiNまたはTi
(C、N)の形成を防ぐため、Nを大幅に低く抑える必要が
ある。しかし、Tiをほとんど含まないマルエージング鋼
ではNは通常の真空溶解で混入する量でも悪影響が少な
いことから、0.005%以下とした。望ましくは、0.004%以
下がよい。さらに望ましくは、0.002%以下がよい。
【００１８】Oは、酸化物系介在物を形成して靭性、疲
労強度を低下させる不純物元素であるので、0.003%以下
に制限した。Bは、旧オーステナイト結晶粒を微細化し
て強化に寄与する元素であり、必要に応じて添加する。
Bが0.01%より多いと靭性が低下することから、Bは0.01%
以下とした。
労強度を低下させる不純物元素であるので、0.003%以下
に制限した。Bは、旧オーステナイト結晶粒を微細化し
て強化に寄与する元素であり、必要に応じて添加する。
Bが0.01%より多いと靭性が低下することから、Bは0.01%
以下とした。
【００１９】本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をほとんど
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、等の種々の窒化処理が容易にできる。
また、上述の本発明で規定する化学組成範囲内に調整さ
れたマルエージング鋼を、例えば自動車エンジンの無段
変速機用部品に適用できるように、帯状に形成し、本マ
ルエージング鋼帯に適当な条件で窒化処理を行うと、窒
化物をほとんど形成することなく表面に20〜40μｍ程度
の薄い窒化層を形成でき、表面に大きな圧縮残留応力を
付与でき、十分な疲労強度を得ることができる。なお、
表面の圧縮残留応力は高い方が好ましいが、そのコント
ロールは窒化層の厚みを適宜調整することで可能であ
る。
能性のある安定な酸化膜を表面に形成するTiをほとんど
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、等の種々の窒化処理が容易にできる。
また、上述の本発明で規定する化学組成範囲内に調整さ
れたマルエージング鋼を、例えば自動車エンジンの無段
変速機用部品に適用できるように、帯状に形成し、本マ
ルエージング鋼帯に適当な条件で窒化処理を行うと、窒
化物をほとんど形成することなく表面に20〜40μｍ程度
の薄い窒化層を形成でき、表面に大きな圧縮残留応力を
付与でき、十分な疲労強度を得ることができる。なお、
表面の圧縮残留応力は高い方が好ましいが、そのコント
ロールは窒化層の厚みを適宜調整することで可能であ
る。
【００２０】
【実施例】本発明鋼および比較鋼を真空誘導溶解炉で溶
解し、10kgのインゴットを作製し、熱間鍛造した。さら
に熱間圧延、冷間圧延によって約0.3mm厚さの帯材を作
製した。その後、825℃で固溶化処理を行ない、さらに4
90℃で時効処理を行なった後に、450〜460℃において窒
化深さが20〜40μmとなるような条件でイオン窒化およ
びガス軟窒化を行った。表１に本発明鋼No.1〜9、比較
鋼No.21〜24の化学組成を示す。また、表２に各試料を
時効した後の内部硬さ、窒化処理後の表面硬さ、および
窒化処理後の表面の残留応力を示す。ここで、表２中の
残留応力の符号は、＋が引張、−が圧縮を表しており、
全て圧縮残留応力である。なお、表には示さないが、上
記の本発明鋼および比較鋼の断面にて、電子顕微鏡とエ
ックス線分析装置を用いて、微細介在物の観察、分析を
行い、比較鋼No.22を除いた全ての試験片でTiNやTi(C、
N)の介在物の量が極めて少ない量であったことを確認し
た。
解し、10kgのインゴットを作製し、熱間鍛造した。さら
に熱間圧延、冷間圧延によって約0.3mm厚さの帯材を作
製した。その後、825℃で固溶化処理を行ない、さらに4
90℃で時効処理を行なった後に、450〜460℃において窒
化深さが20〜40μmとなるような条件でイオン窒化およ
びガス軟窒化を行った。表１に本発明鋼No.1〜9、比較
鋼No.21〜24の化学組成を示す。また、表２に各試料を
時効した後の内部硬さ、窒化処理後の表面硬さ、および
窒化処理後の表面の残留応力を示す。ここで、表２中の
残留応力の符号は、＋が引張、−が圧縮を表しており、
全て圧縮残留応力である。なお、表には示さないが、上
記の本発明鋼および比較鋼の断面にて、電子顕微鏡とエ
ックス線分析装置を用いて、微細介在物の観察、分析を
行い、比較鋼No.22を除いた全ての試験片でTiNやTi(C、
N)の介在物の量が極めて少ない量であったことを確認し
た。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】表２より、本発明鋼No.1〜9はいずれも時
効後の内部硬さが500HV以上であり、マルエージング鋼
として十分な強度をもっており、かつ、イオン窒化、ガ
ス軟窒化のいずれの窒化のよっても高い表面硬さと大き
な表面圧縮残留応力をもつことがわかる。一方、MoとCo
/3＋Mo＋4Tiの値が低い比較鋼No.21は、時効後の内部硬
さおよび窒化処理後の圧縮残留応力が小さく、またCoと
Co/3＋Mo＋4Tiの値が低い比較鋼No.24は、時効後の内部
硬さが400HV台であり、強度がやや不十分である。ま
た、Mo、CoおよびCo/3＋Mo＋4Tiの値がともに高い比較
鋼No.23およびTiが高い比較鋼No.22は、窒化処理後の圧
縮残留応力が小さく、大きな圧縮残留応力を得ることが
難しいことがわかる。
効後の内部硬さが500HV以上であり、マルエージング鋼
として十分な強度をもっており、かつ、イオン窒化、ガ
ス軟窒化のいずれの窒化のよっても高い表面硬さと大き
な表面圧縮残留応力をもつことがわかる。一方、MoとCo
/3＋Mo＋4Tiの値が低い比較鋼No.21は、時効後の内部硬
さおよび窒化処理後の圧縮残留応力が小さく、またCoと
Co/3＋Mo＋4Tiの値が低い比較鋼No.24は、時効後の内部
硬さが400HV台であり、強度がやや不十分である。ま
た、Mo、CoおよびCo/3＋Mo＋4Tiの値がともに高い比較
鋼No.23およびTiが高い比較鋼No.22は、窒化処理後の圧
縮残留応力が小さく、大きな圧縮残留応力を得ることが
難しいことがわかる。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように本発明のマルエージ
ング鋼は、高強度と窒化処理後の表面の高硬度および大
きな圧縮残留応力を得ることができることから、自動車
用無段変速機等に使用される動力伝達用ベルトのような
高疲労強度が要求される部材に使用されると、長い疲労
寿命を有することができる等、工業上顕著な効果をもつ
ことが予想される。
ング鋼は、高強度と窒化処理後の表面の高硬度および大
きな圧縮残留応力を得ることができることから、自動車
用無段変速機等に使用される動力伝達用ベルトのような
高疲労強度が要求される部材に使用されると、長い疲労
寿命を有することができる等、工業上顕著な効果をもつ
ことが予想される。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年１２月２０日（１９９９．１２．
２０）
２０）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】Alは、脱酸のために少量添加されるが、0.
2%より多いとAl2O3介在物を多く形成して疲労強度を低
下させるので、Alは0.2%以下とした。Nは、Tiと結合し
てTiNまたはTi(C、N)の介在物を形成して、特に超高サ
イクル域での疲労強度を低下させる不純物元素である。
Tiを含むマルエージング鋼では、粗大なTiNまたはTi
(C、N)の形成を防ぐため、Nを大幅に低く抑える必要が
ある。しかし、Tiをほとんど含まないマルエージング鋼
ではNは通常の真空溶解で混入する量でも悪影響が少な
いことから、0.005%未満とした。望ましくは、0.004%以
下がよい。さらに望ましくは、0.002%以下がよい。
2%より多いとAl2O3介在物を多く形成して疲労強度を低
下させるので、Alは0.2%以下とした。Nは、Tiと結合し
てTiNまたはTi(C、N)の介在物を形成して、特に超高サ
イクル域での疲労強度を低下させる不純物元素である。
Tiを含むマルエージング鋼では、粗大なTiNまたはTi
(C、N)の形成を防ぐため、Nを大幅に低く抑える必要が
ある。しかし、Tiをほとんど含まないマルエージング鋼
ではNは通常の真空溶解で混入する量でも悪影響が少な
いことから、0.005%未満とした。望ましくは、0.004%以
下がよい。さらに望ましくは、0.002%以下がよい。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％にて、C:0.008%以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以下、Ni:16
〜20%、Mo:6.0%を超え9.0%以下、Co:7.0以上11.0%未
満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜13.0、Al:0.2%
以下、N:0.005%未満、O:0.003%以下、残部は実質的にFe
からなることを特徴とする高疲労強度を有するマルエー
ジング鋼。 - 【請求項２】 重量％にて、C:0.008%以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以下、Ni:1
7.5を超え19.0%以下、Mo:6.5〜9.0%、Co:7.0%以上11.0%
未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜11.0、Al:0.
2%以下、N:0.004%以下、O:0.003%以下、残部は実質的に
Feからなることを特徴とする高疲労強度を有するマルエ
ージング鋼。 - 【請求項３】 重量％にて、C:0.008%以下、Si:0.1%以
下、Mn:0.1%以下、P:0.010%以下、S:0.005%以下、Ni:1
7.5を超え19.0%以下、Mo:6.0%を超え9.0%以下、Co:7.0%
以上9.0%未満、Ti:0.01%以下、Co/3＋Mo＋4Ti:8.0〜11.
0、Al:0.2%以下、N:0.004%以下、O:0.003%以下、残部は
実質的にFeからなることを特徴とする高疲労強度を有す
るマルエージング鋼。 - 【請求項４】 重量％にて、B:0.01%以下を含むことを
特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の高疲労強度
を有するマルエージング鋼。 - 【請求項５】 請求項１乃至４の何れかに記載のマルエ
ージング鋼の表面に表面に窒化層が形成され、表面に圧
縮残留応力を付与したことを特徴とするマルエージング
鋼帯。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16048699A JP4178490B2 (ja) | 1999-06-08 | 1999-06-08 | 高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびにそれを用いたマルエージング鋼帯 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16048699A JP4178490B2 (ja) | 1999-06-08 | 1999-06-08 | 高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびにそれを用いたマルエージング鋼帯 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000345302A true JP2000345302A (ja) | 2000-12-12 |
| JP4178490B2 JP4178490B2 (ja) | 2008-11-12 |
Family
ID=15715987
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16048699A Expired - Fee Related JP4178490B2 (ja) | 1999-06-08 | 1999-06-08 | 高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびにそれを用いたマルエージング鋼帯 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4178490B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1111080A2 (en) * | 1999-12-24 | 2001-06-27 | Hitachi Metal, Ltd. | Maraging steel having high fatigue strength and maraging steel strip made of same |
| US6663730B2 (en) * | 2000-11-17 | 2003-12-16 | Imphy Ugine Precision | Maraging steel and process for manufacturing a strip or a part cut out of a strip of cold-rolled maraging steel |
| EP2180073A1 (en) * | 2007-07-11 | 2010-04-28 | Hitachi Metals, Ltd. | Maraging steel and maraging steel for metallic belt |
| CN102605281A (zh) * | 2007-07-11 | 2012-07-25 | 日立金属株式会社 | 马氏体时效钢和金属带用马氏体时效钢 |
| EP2762586A4 (en) * | 2011-09-30 | 2015-10-28 | Hitachi Metals Ltd | MARTENSITAUSHÄRTENDER STEEL |
-
1999
- 1999-06-08 JP JP16048699A patent/JP4178490B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1111080A2 (en) * | 1999-12-24 | 2001-06-27 | Hitachi Metal, Ltd. | Maraging steel having high fatigue strength and maraging steel strip made of same |
| EP1111080A3 (en) * | 1999-12-24 | 2002-07-24 | Hitachi Metal, Ltd. | Maraging steel having high fatigue strength and maraging steel strip made of same |
| US6767414B2 (en) | 1999-12-24 | 2004-07-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Maraging steel having high fatigue strength and maraging steel strip made of same |
| US6663730B2 (en) * | 2000-11-17 | 2003-12-16 | Imphy Ugine Precision | Maraging steel and process for manufacturing a strip or a part cut out of a strip of cold-rolled maraging steel |
| KR100884639B1 (ko) * | 2000-11-17 | 2009-02-23 | 임피 위진느 프레씨지옹 | 냉간압연된 마레이징 강 띠강판에서 절삭된 띠강판 또는 부품을 제조하는 방법 |
| EP2180073A1 (en) * | 2007-07-11 | 2010-04-28 | Hitachi Metals, Ltd. | Maraging steel and maraging steel for metallic belt |
| EP2180073A4 (en) * | 2007-07-11 | 2011-04-06 | Hitachi Metals Ltd | MARTENSITAUSHÄRTENDER STEEL AND MARTENSITAUSHÄRTENDER STEEL FOR METAL BAND |
| CN102605281A (zh) * | 2007-07-11 | 2012-07-25 | 日立金属株式会社 | 马氏体时效钢和金属带用马氏体时效钢 |
| EP2762586A4 (en) * | 2011-09-30 | 2015-10-28 | Hitachi Metals Ltd | MARTENSITAUSHÄRTENDER STEEL |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4178490B2 (ja) | 2008-11-12 |
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