JP2005290450A

JP2005290450A - 無段変速機ベルトとそのためのステンレス鋼

Info

Publication number: JP2005290450A
Application number: JP2004105279A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiko Adachi; 和彦安達; Masahiro Yamazaki; 正弘山崎; Takayuki Nishi; 隆之西; Shuji Yoshida; 修二吉田; Kenichi Goshokubo; 賢一御所窪; Kazuo Ishii; 和夫石井; Toshiyasu Komatsu; 敏泰小松; Yoshihiro Odagiri; 義博小田切
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2004-03-31
Publication date: 2005-10-20
Anticipated expiration: 2024-03-31
Also published as: JP4285303B2

Abstract

【課題】信頼性の高いCVT金属ベルト用として、高強度と優れた加工性を維持したうえに、介在物制御により疲労特性に優れた材料を工業的に安価、かつ安定的に供給する。
【解決手段】ステンレス鋼に含まれる非金属介在物を
CaO-SiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO-Cr₂O₃で構成され、該非金属介在物の平均組成が
Cr₂O₃：１％以上55％以下
Al₂O₃:50％以下
MgO ：15％以下
であり、かつ、最大円相当径が15μm 以下からなるものとして規定する。
【選択図】図１

Description

本発明は、高強度かつ安定した高疲労特性を必要とされる無段変速機（CVT：Continuously Variable Transmission）に使用される金属製のベルトを製作するのに最適なステンレス鋼とそれにより製作した無段変速機ベルトに関する。

自動車は最近の環境問題等から低燃費化が強く要望され、従来のギアによる(不連続な)変速機に対して連続した加・減速が可能で燃費の向上するCVT の使用が増加傾向にある。
CVT の金属ベルトはその主たる構成部品であり、同部品を通じてプーリ間に動力を伝達させることから高強度と共に、安全面からの高い信頼性が必要とされる。このため、その素材にも高強度と共に、安定した高疲労特性が必要とされる。

従来、CVT 金属ベルトにはTiを含有するマルエージング鋼が使用されてきた。同鋼は焼入れ状態でほぼマルテンサイト単相となり、次いで実施される時効処理での析出強化により高強度を得ている。また、金属ベルトへの適用時には更に表面窒化処理が施され、耐摩耗性等に対する改善もなされている。しかし、同鋼は析出強化元素としてTiを添加しているため、溶製時に硬質かつ粗大なTi-N系非金属介在物が生成し、これが疲労破壊の起点となり、疲労特性の低下をもたらすという問題があった（特許文献１、特許文献２）。

このため、同鋼の金属ベルト適用時には粗大な介在物が生じないように原料を選定すると共に、特殊な溶解方法等が必要となり、多大な労力を投入した上で生産性が低く、コストも著しく高いものとなる大きな問題もあった。

また、CVT 金属ベルトへは純安定オーステナイト(γ)系ステンレス鋼の適用も検討されている(特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７）。同鋼は加工誘起マルテンサイト(α’)変態を伴う高い加工硬化により、比較的容易に高強度が得られる。また、局所的な変形が抑制され、材料全体が均一に変形すること(TRIP効果)で優れた加工性を示すことを特徴とし、ベルトとして必要とされる曲げ、曲げ戻し変形にも耐えると考えられる。その上で、上記報告(発明)においては疲労特性に対して有害なTi-N系非金属介在物を生じない点が強調されている。しかし、ステンレス鋼で一般に確認される酸化物系非金属介在物の影響についての検討はなされていない。同鋼においても優れた疲労特性の安定獲得には、疲労破壊の起点となる非金属介在物の低減が不可避である。

なお、ステンレス鋼では一般に酸化物系非金属介在物を起点とした破壊が起こることは良く知られている。このため、特許文献８、特許文献９、特許文献10、特許文献11、特許文献12等において、酸化物系の非金属介在物の組成、形状について規定し、疲労特性を改善したステンレス鋼が数多く報告されている。
特開2001-240944号公報特開2002-167652号公報特開2000-63998号公報特開2001-172746号公報特開2002-53936号公報特開2003-33803号公報特開2003-33804号公報特公平6-74484号公報特公平6-74485号公報特開平6-330249号公報特開平7-188861号公報特開2002-275591号公報

本発明は、上記問題点を解決するため、高強度と優れた加工性を維持した上で、介在物制御により優れた疲労特性を安定して得られる、信頼性の高いCVT 金属ベルト用のステンレス鋼(素材)、同鋼製金属ベルト(製品)を工業的に安価かつ安定提供する。

本発明者らは、疲労特性が介在物の大きさに依存し、本用途においては最大介在物に支配されることから、次のような新たな着想に基づき、材料の製造に際して主に介在物の微細化について検討した。

(1) 溶製時の溶鋼保持により疲労特性に特に悪影響をおよぼす粗大な介在物の比重差による浮上分離を強化し、
(2) 二次精錬でのスラグ組成制御により介在物を軟質組成に調整し、その後の加工において
破砕、微細化する
という二重の対策を施す。すなわち、これらの実施により粗大介在物を撲滅した上で、残存する介在物を微細化することで優れた疲労特性を安定確保し、信頼性の高いCVT 金属ベルト用ステンレス鋼を提供できる。また、
(3) 介在物の調査に関して、母材を腐食除去・抽出後に観察・分析するという方法を導入す
ることで、その組成、形態について従来に比べてより詳細に検討した。

本発明は上記着想に基づき、鋭意研究を重ねた結果であり、以下の３点を骨子とする。
すなわち、上記(1) 、(2) という二重の対策により粗大な介在物が消失させることができ、優れた疲労特性を安定確保し、信頼性の高いCVT ベルト用ステンレス鋼を提供できる。

介在物抽出という調査手法の導入により、上記(2) に関してステンレス鋼の主成分元素であるクロムを含む酸化物介在物の組成を調整(軟質化)することで加工時の効率的な微細化が可能となること、更に正確に言えば、Cr₂O₃量を増加することにより硬質な介在物を形成するAl₂O₃、MgO の含有量が抑制され、加工時に介在物が微細化する。

本明細書では組成分析結果(合金元素)より介在物組成をCaO-SiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO-Cr₂O₃にて換算した。例えばTi、Nb、Ｖなどを配合すればそれらを含んだ介在物が生成する可能性があるが、それらは微量であって介在物の特性に大きく影響を与えるものでないため、本発明であっては、特に考慮しない。

ここに、本発明にあっては、疲労特性は主に介在物の大きさに依存すること、すなわち、溶製時の浮上分離強化による粗大介在物の撲滅と組成限定での介在物軟質化による加工時の微細化により向上することを確認し、本発明を完成した。

本発明での介在物の安定制御により、高強度を維持した上で、優れた疲労特性を安定して得られるCVT 金属ベルト用準安定γ系ステンレス鋼を工業的に安価かつ安定して提供できる。

次に、本発明においてステンレス鋼の介在物特性を上述のように規定した理由、および鋼組成を規定した理由について説明する。なお、本明細書において「％」は特にことわりがない限り、「質量％」である。

疲労特性は介在物の大きさに依存し、微細化により向上する。また、本用途においては、介在物を起点とする割れは最大円相当径15μm 以下において殆ど見られなくなる。これより、本発明においては、非金属介在物の最大円相当径を15μm以下に規定した。更に、好ましくは、実績より14μm以下である。換言すれば、これより大きい介在物は存在しないことになる。

このときの介在物組成は以下の理由で限定した。
Cr₂O₃はAl₂O₃、MgO の硬質な介在物を抑制し、加工での効率的な微細化を可能にすると考えられる。このため、CaO-SiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO-Cr₂O₃で構成される介在物の平均組成での実績より、Cr₂O₃を1％以上 55％以下とした。更に、好ましくは、3％以上、53％以下である。Al₂O₃、MgOは硬質な介在物を生成し、加工にて効率的に微細化することが困難となると考えられる。このため、CaO-SiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO-Cr₂O₃で構成される介在物の平均組成での実績より、各々を50％以下、15％以下とした。更に、好ましくは、46％以下、12％以下である。

介在物を構成するその他の成分(CaO、SiO₂、MnO)については、大きさとの関係が不明瞭であったため本発明では特に規定しない。また、それ以外の成分は介在物中含有量が少なかったことから組成決定の際には無視した。

次に、組成は主にCVT 金属ベルトへの適用に必要と考えられるHvで500 以上の高強度を確保した上で、優れた加工性を維持するという点から、その好適態様では準安定γ系ステンレス鋼に規定した。そのときの規定理由は以下の通りである。

ＣはＮと共に材料を強化する最も有効な侵入型固溶強化元素であり、同効果を得るために0.01％以上とした。ただし、最も有効なγ安定化元素でもあることから、過度に添加した場合、加工誘起α’変態が起こらなくなり加工性が低下し、ベルトとして必要とされる曲げ、曲げ戻し変形に耐えられなくなる。また、鋼中にクロム炭化物が発生し、粗大な場合には疲労特性を低下する等の問題を生じることもあると考えられる。このため、0.30％以下とした。更に、好ましくは、0.02％以上、0.24％以下である。

Siは溶製時の脱酸のため不可欠な元素であり、0.1％以上とした。ただし、固溶強化元素であることから、過度に含有した場合、加工性を劣化させる。このため、3.0％以下とした。更に、好ましくは、0.15％以上、2.6％以下である。

Mnはγ安定化元素であり、他の合金元素との調整の上、0.01％以上含有する。過度に添加した場合、加工誘起α’変態が起こらなくなる。ただし、Ｎの固溶量を増加させ、材料を有効に強化できる側面もある。このため、6.0％以下とした。更に、好ましくは、5.4％以下である。

Crは介在物組成を制御するための主要な元素である。また、加工誘起α’変態の活用によりHv500 前後の必要な強度を得るために有る程度の添加が必要であり、3.0％以上とした。ただし、フェライト安定化元素であり、多量に添加した場合、鋼中に同相の残存を招く。このため、20.0％以下とした。更に、好ましくは、3.6％以上、19.2％以下である。なお、Crステンレス鋼の基本元素であり、充分な耐食性を維持するためには一般に10.0％以上の添加が必要と考えられる。ただし、無段変速機ベルトでは耐食性は必ずしも必要とされないため、下限値が3.0％以上ながら、ここではステンレス鋼と称する。

Niは合金元素中で最も強力なγ安定化元素の一つであり、室温においてγ相組織を得るために必須であり、少なくとも4.0％以上添加する。ただし、過度に添加した場合に加工誘起α’変態が起こらなくなる。このため、13.0％以下とした。更に、好ましくは、4.2％以上、12.6％以下である。

ＮはＣと共に材料を強化する最も有効な侵入型固溶強化元素であり、0.01％以上とした。ただし、過度に添加した場合、最も有効なγ安定化元素でもあることから、加工誘起α’変態が起こらなくなる。また、Mn、Cr等の添加量に依存するものの、粗大な窒素化合物を発生し、疲労特性が低下する等の問題を生じることもある。このため、0.30％以下とした。更に、好ましくは、0.02％以上、0.26％以下である。

Mo、Cuはγ安定度調整のため、必要により、それぞれ0.5％以下少なくとも１種添加する。この場合、更に好ましくは、それぞれ0.4％以下である。
Ti、Nb、Ｖは焼鈍時に微細な窒化物(Cr等の他合金元素を含む場合あり)を析出し、粒成長を抑制し、微細結晶粒組織を得ることを容易にさせると考えられる。所望により同効果を得るため、それぞれ少なくとも0.01％以上添加してもよい。ただし、過度に添加した場合、粗大な析出物を発生し、疲労特性が低下する等の問題を生じる場合がある。また、高価な元素であり、多量に添加した場合に材料も高価なものとなる。このため、それぞれ0.5％以下とした。更に、好ましくは、0.04％以上、0.46％以下である。なお、ここで言う焼鈍とは母相への逆変態あるいは回復、再結晶が開始する600℃以上での熱処理を示し、時効処理に比べて高温で実施されるものである。

残部はFeおよび不可避的不純物元素からなる。
なお、上記成分以外に工業的側面からの添加元素、例えば溶製時脱酸剤として使用されるAl、CaあるいはREM（希土類金属）、熱間加工性の改善が見込まれるＢ等のを必要に応じてそれぞれ0.05％以下含有しても差し支えない。また、介在物を形成する主元素の一つであるMgは特に添加しているものではなく、主に溶製時に様々な部位に使用される耐熱材料よりAl、Ca等と共に侵入するものであり、それぞれ0.02％以下で含有しても差し支えない。

本発明にかかるステンレス鋼の溶製は、上述のような介在物特性を満足する限り、特に制限されないが、下記の製造方法で行うのが好ましい。
(1) 溶鋼保持での粗大介在物の浮上分離強化のため、保持時間≧1hr 、溶鋼攪拌動力≦40W/ton (2) その後の加工での介在物の効率的微細化のため、二次精錬でのスラグ組成を塩基度CaO/SiO₂を1.4 以上1.8 以下、Al₂O₃ ≦２％、MgO≦10％
とする。

次いで、熱間および冷間圧延と焼鈍の繰返しにより厚さt0.4mmの薄板を製造した。圧延比は次工程の調質圧延を含めて合計で75％以上、特に熱間圧延比を35％以上とすることが望ましい。上記工程での焼鈍は900〜1200℃で厚さ1mm 当たり180sec.以下（厚さ３mmの場合、540sec.以下）で保持すれば良い。ただし、t0.4mmでの最終焼鈍は材料の結晶粒径微細化により後述する疲労特性を向上させることができる。この場合、最終焼鈍のみは700〜900℃保持とする。なお、これに伴って、結晶粒径は５μm以下に微細化され、明確な疲労特性向上が確認される。これより、結晶粒径を５μm以下に規定する。

更に、同材は加工硬化による強度調整のため調質圧延によりt0.2mm前後に減厚される。一部は更に500℃ で60min.保持を中心として時効処理を施し、強度をHvで500 程度に調整した。

その後、上記にて製造した薄板について、介在物の組成・形状、硬度、疲労特性を調査した。その結果、介在物の大きさはCr₂O₃含有量により調整されることを発見したものである。更に正確に言えば、Cr₂O₃量を増加することにより硬質な介在物を形成するAl₂O₃、MgO の含有量が抑制され、介在物は加工においてより効率的に微細化される。

本例では、厚さt0.2mm前後の調質圧延後薄板の介在物の円相当径分布におよぼす溶製時の溶鋼保持時間の影響を図１に示す。４時間の溶鋼保持により介在物の円相当径は実質上すべて15μm以下となることが分かる。なお、材料は表１のNo.１材およびNo.13材とした。

介在物は溶鋼保持(４hr.)により微細化し、保持無で観察される20μm以上の粗大なものが除去される。すなわち、溶鋼保持での浮上分離強化により、特に粗大介在物が効果的に除去されたと考えられる。

厚さt0.2mm前後の調質圧延（一部は更に時効熱処理を実施）後の薄板の諸特性におよぼす材料組成、介在物の影響を表１に示す。

発明材No.１〜No.８の介在物は本発明で規定した組成を満たし、最大円相当径(最大径)で14μm以下となる。また、疲労特性は優れた結果を示し、曲げ応力600N/mm²において繰返し数で10⁸回に至る。一方、比較材No.９〜No.19は介在物の最大径が18μm 以上となり、疲労特性に劣る。特に、溶鋼保持を行わなかった材料(No.13、No.14、No.18、No.19)は介在物が粗大であり、比較材中でも疲労特性が最低となった。

No.15、No.19の内、高SiのNo.15、高MnのNo.16も板端部に割れが発生し、疲労特性が大きく劣る結果となった。また、高MnのNo.16、低CrのNo.17、高NiのNo.19は目標硬度であるHv500 を達成しない結果となった。なお、破面観察では、保持を行わなかった材料において粗大介在物起点のものが認められた。

更に、結晶粒微細化材(No.20)は曲げ応力を660N/mm²に増加しても破断を起こさず、疲労特性の更なる改善が確認された。
これらより、溶鋼保持×(組成制御＋圧延での破砕)による介在物微細化材の疲労破壊は皆無となった。

ここで本例の試験方法について説明する。
試料は実際の溶製材および実験室レベルの小型鋳塊より製造した厚さt4.0mmの熱間圧延板を用いて、同一工程にて製造したt0.2mmの薄板とした。なお、実際の溶製は電気炉→VOD(Vacuum-Oxygen Decarburization furnace)→LF(Ladle Furnace)→CCM(Continuous Casting machine)により溶製し、スラグ組成を塩基度CaO/Si0₂、Al₂O₃量、MgO量により制御した。また、LFでは溶鋼を恒温保持し、40W/ton以下の動力にて攪拌した。一方、小型鋳塊は真空溶解炉を用い、17Kg前後にて製造した。そして、実際の設備ないし実験室レベルの設備により厚さt4.0mmに熱間圧延、焼鈍を行った後、実験室レベルの設備での冷間圧延→焼鈍の繰返しからなる同一工程により厚さt0.4mmの薄板とした。その後、強度調整のため調質圧延によりt0.2mm前後に減厚し、一部に時効処理を施し、強度をHvで500 程度になるよう調整した。調査は以下を実施した。

介在物調査：
５gの材料について10％臭素メタノールにより母相部を腐食除去した後、所定寸法のフィルターを通して抽出し、走査型電子顕微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)を用いて形状を調査し、エネルギー分散Ｘ線検出器(EDX：Energy-Dispersive X-Ray Spectrometer)を用いて組成分析を実施した。介在物の形状は以下の円相当径により算出し、分布ないし最大の値(最大円相当径)により表示した。

ｄ＝（ｄmax×ｄmin）^1/2
ｄ：円相当径(μm) ｄmax、 min：介在物の長径、短径(μm)
また、介在物組成はCa、Si、Mg、Al、Mn、Crの分析結果(合金元素含有量)より、CaO-SiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO-Cr₂O₃にて換算した。なお、それ以外の成分は介在物中含有量が少なかったことから無視した。

硬度：
任意寸法の小片を切断し、マイクロビッカース硬度計を用いて板表面を加重9.8Nでの値を測定し、測定数(ｎ)＝５での最大、最少を除く中央値３点の平均値を算出した。

疲労試験：
曲げ軸と圧延方向が平行になるようにして所定寸法の試験片を切削加工により各48枚採取し、両振り式平面曲げ疲労試験機を用いて曲げ応力を600N/mm²での繰返し曲げを実施し、10⁸回繰返し後の破断有無を調査した。なお、結晶粒微細化材のみは曲げ応力660N mm²に増加させて同様に実施した。結果は破断しなかった枚数/全測定枚数(48)を表示し、全て破断無しなかったものを○、１枚でも破断したものを×とした。なお、曲げ応力は以下により算出した。

σ＝３×Ｅ×ｔ×ｆ／２Ｌ²
σ：曲げ応力(N/ mm²) Ｅ：ヤング率(N/ mm²) ｔ：板厚(mm)
ｆ：振幅(mm) Ｌ：試験片の測定長さ(mm)

厚さt0.2mm前後の調質圧延後薄板の介在物の円相当径分布におよぼす溶製時の溶鋼保持時間の影響を示すグラフである。

Claims

非金属介在物を含むステンレス鋼において、前記非金属介在物が
CaO-SiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO-Cr₂O₃で構成され、該非金属介在物の平均組成が、質量％で、
Cr₂O₃： 1％以上55％以下
Al₂O₃: 50％以下
MgO ： 15％以下
であり、かつ、最大円相当径が15μm 以下であることを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼。
前記ステンレス鋼の鋼組成が、質量％で、
Ｃ： 0.01％以上0.30％以下、Si : 0.1％以上 3.0％以下
Mn： 0.01％以上 6.0％以下、Cr： 3.0％以上20.0％以下
Ni： 4.0％以上13.0％以下、Ｎ： 0.01％以上0.30％以下
Mo： 0〜0.5％ Cu：0〜 0.5％
残部Feおよび不可避不純物からなる、請求項１に記載の無段変速機ベルト用ステンレス鋼。
前記鋼組成が、更に、質量％で
Ti： 0.01％以上0.5％以下、 Nb ： 0.01％以上0.5％以下
Ｖ： 0.01％以上 0.5％以下
の少なくとも１種を含む請求項２に記載の無段変速機ベルト用ステンレス鋼。
前記ステンレス鋼の結晶粒径が5μm以下である請求項１〜３のいずれかに記載の無段変速機ベルト用ステンレス鋼。
請求項１〜４のいずれかに記載のステンレス鋼から製作した無段変速機ベルト。