JP2007154305A

JP2007154305A - 強度、延性及び靱性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2007154305A
Application number: JP2006079070A
Authority: JP
Inventors: Keiichi Maruta; 慶一丸田; Nobutaka Kurosawa; 伸隆黒澤; Toru Hayashi; 透林; Hideto Kimura; 秀途木村; Takaaki Toyooka; 高明豊岡; Kazukuni Hase; 和邦長谷; Katsumi Yamada; 克美山田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-07-05
Filing date: 2006-03-22
Publication date: 2007-06-21
Also published as: EP1900838A1; TWI321590B; WO2007004707A1; US20080017283A1; KR100945313B1; EP1900838A4; KR20070088766A; TW200710227A

Abstract

【課題】マルエージ鋼を凌駕する強度、伸び、靱性バランスに優れた機械構造用鋼およびその応用製品を提供する。
【解決手段】鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、組織が体積率で９０％以上のマルテンサイト組織で、該マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさが１．５μｍ以下であり、さらに、固溶Ｂが０．０００５％以上で該固溶Ｂが旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の１．５倍以上存在することを特徴とする強度、延性、靭性に優れた機械構造用鋼である。
【選択図】図１

Description

本発明は，主に自動車や産業機械の部品に用いられる機械構造用鋼に関するものであり、特に、現状高価なマルエージ鋼等が用いられている無段変速機（以下ＣＶＴと呼ぶ）に用いられる金属ベルト等へ用いることが特に好適な、強度と延性及び靭性とを兼ね備えた機械構造用鋼、これを用いた機械構造用鋼板およびこれを用いた金属ベルトに関する。

近年、環境問題の高まりにより、自動車分野等では燃費の向上、排気ガス規制が求められてきているため、自動車の開発は、駆動系の小型高出力化の方向にあり、例えば、ＣＶＴなどの開発が顕著である。ＣＶＴに用いられる金属ベルトには、高い強度と延性そして高い靭性を併せ持つ必要がある。このような用途に現状用いられているものとしては、マルエージ鋼がある。マルエージ鋼を用いる技術が例えば特許文献１、特許文献２、特許文献３に開示されている。また準安定型オーステナイト系ステンレス鋼を用いる技術が例えば特許文献４、特許文献５に開示されている。

しかし、上記の鋼に関らず高強度化をはかろうとする材料には合金元素の添加が一般的である。マルエージ鋼では１０数％のＮｉに加えて、ＣｏやＭｏ、Ｃｒ等を含有し、オーステナイト系ステンレス鋼ではＣｒやＮｉを１０数％含有する。これは鋼のコストを著しく高めるとともに、昨今の原料枯渇の情勢では生産そのものがおびやかされる恐れもある。
特開２０００−３４５３０２号公報特開２００２−３８２５１号公報特開２００３−２３１９２１号公報特開２００２−５３９３６号公報特開２００３−３３８０３号公報

そこで本発明では、上記の従来技術の問題点に鑑みて、製造コストの増加を極力抑制して、しかも高強度、高延性かつ高靭性の機械構造用鋼および機械構造用鋼板、さらにはCVT用無端金属ベルトに好適な金属ベルトを安価に提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討をかさねた結果、これを解決する手段を見出した。すなわち、マルエージ鋼やオーステナイトステンレス鋼のように多量のＮｉやＣｒを含有しない成分系の場合であっても、ＭｏおよびＢを適正範囲で添加した鋼を焼入れ焼戻ししてマルテンサイト組織とすれば、マルエージ鋼を凌駕する優れた引張強度−伸びバランスおよび高い靭性を示すことが明らかになった。

さらに、このマルテンサイト組織を構成する組織（以降、下部組織と呼ぶ）に関して詳細に検討した結果、マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさを一定値以下とすることで、特に優れた強度−伸びバランスが発現することを見出した。また、固溶Ｂがある値以上存在し、かつ旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の１．５倍以上存在することで優れた靭性が確保できることを見出した。

本発明は以上の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明に係る強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼は、鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強度が２０００ＭＰａ以上、かつ全伸びが１０％以上であることを特徴とする。
（２）上記（１）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
（３）上記（１）または（２）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
（４）本発明に係る強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼は、鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、組織が体積率で９０％以上のマルテンサイト組織で、該マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさが１．５μｍ以下であり、さらに、固溶Ｂが０．０００５％以上で該固溶Ｂが旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の１．５倍以上存在することを特徴とする。
（５）上記（４）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
（６）上記（４）または（５）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
（７）本発明に係る強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板は、上記（１）乃至（６）のいずれかに記載の機械構造用鋼からなり、かつ板厚０．５ｍｍ以下であることを特徴とする。
（８）本発明に係る金属ベルトは、上記（７）に記載の鋼板からなり、かつリング状の形状をなしていることを特徴とする。
（９）本発明に係る強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼の製造方法は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、昇温速度１００℃／ｓ以上で加熱して焼入れた後に、１００℃以上、４００℃以下の温度にて焼戻すことを特徴とする。
（１０）上記（９）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
（１１）上記（９）または（１０）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
（１２）本発明に係る強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板の製造方法は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ板厚が０．５ｍｍ以下である鋼板を、昇温速度１００℃／ｓ以上で加熱して焼入れた後に、１００℃以上、４００℃以下の温度にて焼戻すことを特徴とする。
（１３）上記（１２）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
（１４）上記（１２）または（１３）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
（１５）本発明に係る金属ベルトの製造方法は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ０．５ｍｍ以下の板厚とリング状の形状とを有する金属ベルトを、昇温速度１００℃／ｓ以上で加熱して焼入れた後に、１００℃以上、４００℃以下の温度にて焼戻すことを特徴とする。
（１６）上記（１５）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
（１７）上記（１５）または（１６）において、前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明によれば、高価な合金元素を大量に含有することなく、高強度、高延性かつ高靭性の機械構造用鋼と、それを用いた機械構造用鋼板あるいはその鋼板を用いた金属ベルトを得ることができる。

本発明の成分組成、組織及び強度、伸びについて以下に具体的に説明する。

１．成分組成について
成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成における各元素の含有量（％）は全て質量％を意味する。

Ｃ：０．３０超〜０．５％
Ｃは必要な強度、靭性を確保するために必須の元素であり、０．３０％以下では，所定の強度確保が難しい。一方、０．５％を超えると延性、靭性が低下し、また鋼の組織中に巨大な炭化物が生成し、疲労特性を著しく低下させるため０．５％を上限とした。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは脱酸剤として鋼の溶製時に作用するので、含有させることができる。但し、１．０％を超えると，鋼の延性を著しく低下させるので、上限を１．０％とした。

Ｍｎ：１．５％以下
Ｍｎは、鋼の溶製時の脱酸剤としての作用を有しているので、含有させることができる。但し、１．５％を超えると鋼の延性を著しく低下させるので、上限を１．５％とした。

Ａｌ：０．０２５％以下
Ａｌは，脱酸に有効な元素である。また焼入れ時のオーステナイト粒成長を抑制することによって、強度、靭性の維持に有効な元素である、しかしながら含有量が０．０２５％を越えて含有させてもその効果は飽和し、むしろコスト上昇を招く不利が生じるので上記の範囲に限定した。

Ｍｏ：０．３〜０．５％
Ｍｏは本発明において、特に重要な元素である。Ｍｏは延性を大きく損なうことなく強度、靭性を向上させる。その効果を発現するには０．３％以上の添加が必須である。一方、０．５％を超えて添加しても強度や靭性のそれ以上の向上にならず、コスト高となってしまう。また過剰に添加すると延性も低下し始めるので、上限を０．５％とした。

Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、焼入れ性の向上に有効であり、また粒界強化により鋼全体の強度向上に寄与する有用な元素である。そのためには０．０００５％以上の含有が必要である。しかし０．０１％を超えて含有してもその効果は飽和するので、上記範囲に限定した。

以上が、本発明における基本成分であるが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。

Ｃｒ：２．５％以下
Ｃｒは，焼入れ性の向上に有効であり、硬化深さを確保する上で有用である。しかし過度に含有すると、炭化物安定効果によって残留炭化物の生成を助長し、強度の低下をまねく。従ってＣｒ含有は，できる限り低減することが望ましいが、２．５％までは許容できる。なお、焼入れ性を向上させる作用を発現させるためには、０．２％以上含有させることが好ましい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは，焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶して強度を向上させる。しかし、１．０％を超えて含有すると，熱延時に割れが発生する。そこで上記の範囲に限定した。なお、焼入れ性や強度を向上させる作用を発現させるためには、０．２％以上含有させることが好ましい。

Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは，焼入れ性を向上させるのに有効であり、また炭化物の生成を抑制するため、膜状炭化物の粒界への生成を抑制し、粒界強度を上げることで強度、靭性の向上に寄与する。ただしＮｉは、非常に高価な元素であり、２．０％を超えて添加すると鋼材コストが著しく上昇する。そこで、２．０％以下とすることが好ましい。なお、焼入れ性や強度、靭性を向上させる作用を発現させるためには、０．５％以上含有させることが好ましい。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、鋼中でＣと結合し、強化元素としての作用が期待される。また焼き戻し軟化抵抗性を向上させる効果もあり、強度向上に寄与する。しかし０．５％を超えて含有してもその効果は飽和するため、上記の範囲に限定した。なお、強度を向上させる作用を発現させるためには、０．１％以上含有させることが好ましい。

さらに本発明では以下に述べる成分の１種または２種以上を含有することができる。

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、ＢがＢＮとなってＢの焼入れ性向上効果が消失することを防止する。しかし０．１％を超えて含有してもＴｉＮが大量に形成されて、強度や疲労強度の低下を招くため、Ｔｉは０．１％以下とすることが好ましい。なお、この効果を得るためには、０．００５％以上含有させることが、より好ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、焼入れ性向上効果のほかに、析出強化元素として強度や靭性の向上に寄与する。しかし０．１％を超えて含有しても、その効果は飽和するので０．１％以下とすることが好ましい。なお、この効果を発現させるためには、０．００５％以上含有させることが、より好ましい。

以上説明した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。主な不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｎ、Ｏが挙げられる。これら元素は、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下であれば許容できる。

２．組織について
以上、好適成分組成範囲ついて説明したが、本発明では、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、以下に説明するように鋼の組織が調整されている必要がある。

鋼の組織：体積率９０％以上のマルテンサイト組織
マルテンサイトは強度を得るために必須の組織である。本発明の場合には体積率で９０％以上のマルテンサイト組織とすることで優れた特性を発揮する。そのため上記範囲に限定した。マルテンサイトの体積率が９０％未満である場合には、強度の上昇に寄与しない残留オーステナイト相等の未変態相や炭化物等の析出物の量が多くなりすぎて、２０００ＭＰａ以上という高強度化の達成は困難となる。

マルテンサイト組織：組織を構成するブロックの大きさが１．５μｍ以下
マルテンサイト組織は、耐疲労性の観点等からもより微細であることが望ましい。オーステナイトからの代表的変態組織であるマルテンサイト組織は複雑な下部組織を有しているが、一般的には、次のような組織単位で分類されている。まず、最小単位はマルテンサイトラスである。隣接するラスは、結晶方位差が極めて小さく、機械的特性を大きく支配しない。次に、結晶面と結晶方位のほぼ同等な隣接するラスの集団をブロックと呼び、変態前のオーステナイト粒内には、数個のブロックが存在する。さらに、結晶面が同等で成長方向の異なるブロックの集団をパケットと分類する。マルテンサイト組織を微細化するということは、上述の各組織単位を小さくすることとほぼ同義であるが、最も効果的には、ブロック単位を微細化することで達成できる。なぜならば、ブロック内のマルテンサイトラス間は、小傾角粒界となっており、実質的に連続した組織とみなすことができる。一方、ブロック、パケットもしくは変態前オーステナイト粒界は、大傾角粒界であるため、これらの大きさは直接的に素材の機械的特性に影響を及ぼすと考えられる。そして当該ブロックの大きさは、結晶方位顕微鏡（Orientation Imaging Microscopy）や透過電子顕微鏡（TEM）等によって評価可能である。一方、パケットもマルテンサイト組織の下部組織単位であるが、同じく大傾角粒界を有する、より小さな組織単位であるブロックで規定するのが望ましい。また、変態前のオーステナイト組織の大きさを最終熱処理前に全製品に対して検査するのは、実工程上現実的でない。よって、最終製品（特に、最終熱処理後）に対し容易に評価可能で、素材の機械的特性に影響を及ぼす下部組織ということから、マルテンサイト組織内のブロックの大きさを規定するものである。本発明においては、当該ブロックの平均化された大きさが１．５μｍ以下とすることで、特に優れた強度−延性バランスと強靭性を発揮する。なお、ここでいう「大きさ」とは、鋼の組織評価に対し一般的に用いられる平均粒径を指し、例えば、切断法により導かれる平均粒径を用いることができる。

固溶Ｂの存在形態：鋼中に０．０００５％以上、かつ、焼入れ処理等を行なった時の旧オーステナイト粒界上に粒内の１．５倍以上存在する
さらに、本発明においては、固溶Ｂの存在形態を以下のように制御することにより、安定した機械的特性を発揮する。すなわち、前述の通り本発明では、焼入れ性向上と粒界強化の目的でＢ量を規定しているが、この元素が効果を発揮するには、固溶Ｂの確保とその存在状態が非常に重要である。鋼中のＢは、例えば、ＢＮやＭ_２３（Ｃ，Ｂ）_６（ここで、Ｍは金属元素を示す）の形成によって、その固溶量が低減する。ＢＮ形成抑制には、Ｎと結合しやすいＴｉ等の添加が効果的であるが、鋼中炭素量が多い鋼種系においては、添加したＴｉ等が炭化物へ置換固溶してしまい、その効果が期待できなくなってしまう。このため、γ域での充分な溶体化が必須となる。さらに、当該固溶Ｂは、主として旧オーステナイト粒界に存在していることが望ましい。強度、伸びおよび靭性等の機械特性に大きく影響する粒界強度は、固溶Ｂが、主として旧オーステナイト粒界上に存在し、粒内と比較して濃度差を有すること（即ち粒界偏析すること）により向上するからである。これは、固溶Ｂが粒界偏析することで、粒界脆化を引き起こすＰの粒界偏析を防止するためと考えている。発明者らの検討により、高周波加熱焼入れもしくは４００℃以下の低温焼戻し等の最終熱処理後に、０．０００５％以上の固溶Ｂが確保されており、かつ当該最終熱処理により形成された旧オーステナイト粒内に対し、当該旧オーステナイト粒界上に１．５倍の当該固溶Ｂが存在していれば、より確実に、安定した靭性が得られることを確認した。固溶Ｂ量は、添加Ｂ量から析出物となっているＢ量を差し引くことで求められる。析出物となっているＢ量は、酸化物、窒化物、炭化物あるいは金属間化合物として存在している析出物を電解等により抽出分離し、これらに含まれるＢを直接定量する。一方、固溶Ｂの旧オーステナイト粒内と粒界上との濃度分布については、当該旧オーステナイト粒径が１０μｍ以上であれば、例えば二次イオン質量分析分光法（SIMS）で、粒内に対する粒界上のイオン強度比が１．５倍以上あることで判断可能である。この他、TEMを用いて粒界から電子エネルギー損失スペクトル（EELS）を取得する方法、また、試料を原子炉等で放射化し、質量数１０のＢ同位体（Ｂ₁₀）から発生するα線をフィルム上に感光させるα線トラックエッチング法（ATE）も有効な高感度検出手段であるが、微量な場合の検出感度や定量性の点で、前述のSIMSが最も適している。以上記述のように、固溶Ｂとしての量０．０００５％以上を確保しつつ、その存在箇所を主として旧オーステナイト粒界上に制限することで、粒界脆性を回避することが可能である。

３．強度及び伸びについて
引張強度：２０００ＭＰａ以上、かつ全伸び：１０％以上
本発明では、現状高価であり、代替したいマルエージ鋼と同等の特性を持つためには、強度延性レベルはこれ以上である必要がある。そこで上記の範囲に限定した。なお、上述の成分組成および鋼の組織を満足することにより、引張強度２０００ＭＰａ以上、全伸び１０％以上を満足するものとなり、かつ高靭性を維持したものとなる。特に、発明者らの検討により、ＣＶＴ用金属ベルトとして、前述した成分範囲とした鋼で、引張強度が２０００ＭＰａ以上、かつ全伸びが１０％以上である鋼を用いることで、従来のマルエージ鋼製の金属ベルトと同等の耐久性が得られることも明らかとなった。

次に、本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。上述の成分組成を有する鋼を鋼素材として、これに焼入れと焼戻し処理を施すことで製造する。本発明の場合には、焼入れ時の昇温速度および焼戻し温度が重要であり、以下のようにする必要がある。
焼入れ時の加熱昇温速度：１００℃／ｓ以上
焼入れ時の加熱昇温速度が１００℃／ｓ未満であると、マルテンサイト組織のブロックの大きさが１．５μｍを超えて大きくなり、強度と延性とを両立することができなくなる。よって、焼入れ時の加熱昇温速度は１００℃／ｓ以上とする必要がある。
焼戻し温度：１００℃以上、４００℃以下
焼戻し温度を１００℃以上、４００℃以下の温度範囲とすることで、鋼中に含有されているＢが拡散したり析出したりすることなく、粒界に濃化して粒界強化に適切に寄与する。焼戻し温度を４００℃以下とすることで、微細粒効果との重畳により高強度、高延性および高靭性を維持する。焼戻し温度が高いと強度が低下するとともに、Ｂの粒界への濃化度も下がり、その結果、靭性が顕著に低下する。この意味で、焼戻し温度は４００℃以下とする必要がある。また、焼戻し温度が１００℃未満であると、伸びが不十分となり、全伸びが１０％以上とならない。よって、焼戻し温度は１００℃以上、４００℃以下の範囲とする。

なお、鋼素材は、前述の成分を含む鋼塊を、圧延や鍛造等で熱間加工あるいは冷間加工したものも使用できる。前述の成分を含む鋼塊は、転炉による溶製においても真空溶製によるものでも使用できる。特に、鋼素材を鋼板とする場合には、鋼塊または連鋳スラブを加熱して熱間圧延し、さらに酸洗してスケール除去した後に、冷間圧延で所定の厚さに整える。また、この鋼板を加工して金属ベルトとする場合には、上記冷間圧延により０．５ｍｍ以下の厚さの板材にした後、所定の幅と長さに裁断し、さらにリング状に成形して金属ベルトとする。

その後、マルテンサイト組織とするために、上述の鋼素材（鋼板や金属ベルトを含む）に対し焼入れと焼戻し処理を行う。これらの処理における加熱手段は、高周波によるものでも、炉加熱でも、赤外線加熱でも、通電加熱でもいずれでもよい。

かくして得られた鋼材（鋼板および金属ベルトを含む）は、安価に製造できるにもかかわらず、マルエージ鋼に匹敵する強度延性バランスを有し、高強度、高延性、高靭性を必要とする自動車部品への適用が可能となる。特に、形状が金属ベルトのものは、現在マルエージ鋼が用いられているＣＶＴ用無端金属ベルトとして用いるのに、好適である。

以下、実施例に従って説明する。

表１に示す鋼を真空溶製にて製造した。これらの鋼を１１００℃に加熱して、熱間圧延し、厚さ３ｍｍの板とした。その後、酸洗して表面スケールを除去した後に、冷間圧延をおこなった。圧延は多数回おこない、厚さ０．８ｍｍの時点で１回焼鈍をおこなって加工歪を除去し、さらに冷間圧延した。最終的な厚さは０．４ｍｍ厚さとして素材とし、これに以下の熱処理、評価を実施した。

高周波加熱焼入れを前提とする本鋼種において、最終熱処理後に想定される組織は、オーステナイト温度域からの変態相であるマルテンサイト相、加熱が不十分であった場合の未変態フェライト相、ならびに炭化物等の未固溶介在物や析出物のみである。これらは、一般的に使用されるナイタールエッチングにより組織を現出した後、光学顕微鏡での観察で判別できる。よって、マルテンサイト組織の体積率の算出は、以下の方法とした。前述の素材を２０ｍｍ角に切り出した。この試料を高周波加熱によって９２０℃に加熱した後、即焼入れし、さらにその後１７０℃で２０分間の焼戻しをおこない、試料とした。当該試料表面をナイタールエッチングした後、光学顕微鏡で観察し、この光学顕微鏡観察で判別したマルテンサイト相以外（即ち、未変態フェライト相ならびに炭化物等の未固溶介在物や析出物）の領域の面積率を算出した。さらにこの面積率から体積率に換算し、このマルテンサイト相以外の領域の体積率を１００％から引いた値を、本実施例におけるマルテンサイト相の体積率とした。発明例においては、高周波焼入れ温度を９２０℃とオーステナイト領域にとったために、組織の大半がマルテンサイト相となった。

マルテンサイト組織の下部組織であるブロックの評価は、以下の方法とした。前述の素材を２０ｍｍ角に切り出し、試料とした。この試料を高周波加熱によって９２０℃に加熱した後、即焼入れした。その後１７０℃で２０分間の焼戻しをおこなった後に、さらに１０ｍｍ角の検鏡試料を採取し、前述した結晶方位顕微鏡によってブロック評価を行った。各試料に対して１０μｍ角領域を２視野づつ、合計約11000点の結晶方位情報を取得した。各視野内において同一色で閉じた領域をブロックとして境界認識させた後、一般的な平均粒径導出と同じ切断法の適用で得られた値をその視野のブロックの大きさとし、各視野の値の全数を単純算術平均して、素材に対するブロックの平均化された大きさとした。

鋼中の固溶Ｂ量は、添加Ｂ量から析出物となっているＢ量を差し引くことで求めた。析出物となっているＢ量は、電解抽出分析方法を用いた。まず、前述の素材を３０ｍｍ角に切り出し、試料とした。この試料を高周波加熱によって９２０℃に加熱した後、即焼入れし、さらにその後、１７０℃で２０分間の焼戻しをおこなった。この焼戻し後の試料を、１０％アセチル−アセトン電解液にて１ｇ電解し、電解残渣をフィルター捕集して、析出物となっているＢ量を定量した。

試料中の固溶Ｂの濃度分布測定は、以下の方法とした。ブロックサイズ評価で用いた１０ｍｍ角試料を再度鏡面研磨し、SIMSで濃度分布を測定した。SIMSでの測定条件は、一次イオンＯ_２ ^＋を用い、視野絞り１５０μｍ（直径）の領域から質量数４３の二次イオンＢＯ_２ ⁻のイオン像を２視野得た。その各視野内について、粒界上における二次イオン強度平均値と粒内における二次イオン強度平均値とをそれぞれ求め、その各強度平均値の比を求めた。最後に、２視野におけるイオン強度比を算術平均し、その試料における濃度分布比とした。

旧オーステナイト粒界の確認は次のように行なった。固溶Ｂの濃度分布測定で用いた１０ｍｍ角試料を再度用いて、検鏡試料とした。固溶Ｂの濃度分布測定で用いた試料に対し、圧延方向に平行なＬ断面を鏡面研磨し、水：５００ｇに対しピクリン酸：５０ｇを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム：１１ｇ、塩化第一鉄：１ｇおよびシュウ酸１．５ｇを添加したものを腐食液として作用させ、旧オーステナイト粒界を現出させた。その後１０００倍の光学顕微鏡視野にて、旧オーステナイト粒界の確認を行った。

素材より、引張試験片（ＪＩＳ５号）の形状に放電加工で切り出した。この試験片を高周波加熱によって９２０℃に加熱した後、即焼入れした。その後１７０℃で２０分間の焼戻しをおこない、引張試験に供した。

マルエージ鋼（Fe−18Ni−10Co−5Mo−0.4Ti）においても冷間圧延までおこない、上記と同じ形状の試験片を切り出した後、８２０℃に加熱後、空冷によって焼入れし、５２０
℃加熱によってエージング処理を行った。

靭性の評価のみは上述と異なり、熱間圧延で１５ｍｍ厚さとした。圧延材のＣ方向と一致するようにＵノッチのシャルピー試験片を切り出した。試験片は、高周波焼入れにて９２０℃に加熱された後、即焼入れした。焼戻しは、１７０℃×３０分間おこない、その後シャルピー試験に供した。試験温度は−４０℃、４０℃の２条件でおこない、その吸収エネルギーで比較することとした。

マルテンサイト組織の体積率、引張強度、全伸び、靭性の結果を表１中に示す。表１より、本発明の範囲内にある鋼は強度、延性バランスがマルエージ鋼を上回り、また靭性においても良好な結果を示した。

ここでは組織の影響を調べた。実験方法は全て実施例１と同じである。ただしマルテンサイトの体積率の影響を見るために、高周波加熱の温度に関して種々の条件を採用した。例えば、比較例においては、加熱温度を低くして未変態フェライト相の量を増やしたので、マルテンサイトの体積率が９０％未満となった。実験結果を表２に示す。マルテンサイトの体積率が９０％より低くなると強度が顕著に低下してしまうことがわかる。

ここでは他の成分の効果を調べた。表３に示すような鋼を真空溶製にて製造した。以下の実験手法は実施例１と同じである。結果を表３中にまとめて示す。Ｃｒ、Ｔｉが過度に含有されると、強度低下を招き、またＮｉ、Ｖ、Ｎｂについてはその効果が飽和することがわかる。

ここでは、焼入れにおける加熱時の昇温速度の影響について調べた、実施例１における鋼Ｎｏ．１−４と同一の成分組成の鋼に対し、高周波加熱に変えて炉加熱を実施した。その後、実施例１と同一条件で焼戻しを行い、組織および特性の調査を行った。表４に、炉加熱を採用した場合（鋼Ｎｏ．４−１）の昇温速度、組織、特性について、高周波加熱の場合（表１中の鋼Ｎｏ．１−４）と比較して示す。

焼入れ時の加熱昇温速度が遅い炉加熱の場合、マルテンサイトのブロックサイズが大きくなり、２０００ＭＰａ以上の強度で伸びが１０％以上を達成できず、さらに、靭性についても低下していることがわかる。

ここでは、焼戻し温度の影響について調べた。実施例１における鋼Ｎｏ．１−４、鋼Ｎｏ．１−１２と同一の成分組成の鋼に対し、実施例１と同一条件で焼入れまで行った後、焼戻し温度を２６０℃、３８０℃、４５０℃と変化させて実験を行った。その結果を表５に示す。

焼戻し温度が４００℃以上になると、Ｂの粒界濃化が低くなり、その結果、靭性が顕著に低下することがわかる。

ここでは、実際に無端金属ベルトとした際の、疲労強度について評価した。実施例１の厚さ０．４ｍｍの冷間圧延材を、幅２０ｍｍに裁断した後に、リング状に溶接にてつないぎ、その後、焼入れ処理と焼戻し処理を行って試料とした。そして、これらの試料を図１に示すようなＳＵＪ２製のプーリーに掛けて、一定の引張り荷重（Ｐ=３５００Ｎ）をかけながら、回転数２０００ｒｐｍで回した際の破断までの回転数（ベルトの特定点が、両プーリー間を往復する回数）によって評価した。実験に供した素材は、実施例１に記載の鋼Ｎｏ．１−１〜１−１６、実施例５に記載の鋼Ｎｏ．５−１〜５−６である。焼入れ条件と焼戻し条件は、鋼Ｎｏ．１−１〜１−１６が実施例１と、鋼Ｎｏ．５−１〜５−６が実施例５と、同一条件である。試験は、各々Ｎ＝３おこない、結果を表６に示す。発明例の鋼はマルエージ鋼とほぼ同等の回数であるが、比較例の鋼は、引張強度もしくは延性が低いため、実部品疲労強度においても低下していることがわかる。また、焼戻し温度を４００℃超えとしても疲労強度は低下している。また、鋼Ｎｏ．１−１４を用いた場合より、Ｍｏを０．５％を超えて添加しても、一定以上の効果がないことがわかる。

本発明鋼は、マルエージ鋼を凌駕する優れた引張強度と伸びバランスおよび高い靱性を有するので、従来マルエージ鋼が使用されていた部品に適用可能である。

無端金属ベルトによる疲労評価試験方法を説明する図である。

Claims

鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強度が２０００ＭＰａ以上、かつ全伸びが１０％以上であることを特徴とする強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、組織が体積率で９０％以上のマルテンサイト組織で、該マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさが１．５μｍ以下であり、さらに、固溶Bが０．０００５％以上で該固溶Bが旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の１．５倍以上存在することを特徴とする強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項４に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
請求項１乃至６のいずれかに記載の機械構造用鋼からなり、かつ板厚０．５ｍｍ以下であることを特徴とする強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板。
請求項７に記載の鋼板からなり、かつリング状の形状をなしていることを特徴とする金属ベルト。
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、昇温速度１００℃／ｓ以上で加熱して焼入れた後に、１００℃以上、４００℃以下の温度にて焼戻すことを特徴とする強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項９に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項９又は１０に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ板厚が０．５ｍｍ以下である鋼板を、昇温速度１００℃／ｓ以上で加熱して焼入れた後に、１００℃以上、４００℃以下の温度にて焼戻すことを特徴とする強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板の製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１２に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板の製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１２又は１３に記載の強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板の製造方法。
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ０．５ｍｍ以下の板厚とリング状の形状とを有する金属ベルトを、昇温速度１００℃／ｓ以上で加熱して焼入れた後に、１００℃以上、４００℃以下の温度にて焼戻すことを特徴とする金属ベルトの製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１５に記載の金属ベルトの製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１５又は１６に記載の金属ベルトの製造方法。