JP4278378B2 - 冷間圧延されたマルエージング鋼の帯鋼または帯状に切断される鋼片を製造するための方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
本発明は、疲労に対して非常に良好な抵抗力を要する鋼片の製造にとくに適したマルエージング鋼に関するものである。
【０００２】
多数の鋼片が、重量％で、ニッケルを約１８％、コバルトを９％、モリブデンを５％、チタンを０．５％、アルミニウムを０．１％含み、１８００ＭＰａを超える弾性限界を有するように処理された、マルエージング鋼の帯鋼から製造される。これらの帯鋼は、熱間圧延および冷間圧延によって得られる。帯鋼または帯状に切断される鋼片は、ついで、５００℃程度で、硬化の熱処理によって硬化される。鋼片は、場合によっては、疲労における耐性を向上させるために、表面に窒化処理される。しかしながら、これらの鋼片の疲労における耐性は不十分である。
【０００３】
鋼片の疲労における耐性を向上させるために、化学組成および異なる力学特性のもので、例えば、ニッケルを１８％、コバルトを１２％、モリブデンを４％、チタンを１．６％、アルミニウムを０．２％含むマルエージング鋼、またはニッケルを１８％、モリブデンを３％、チタンを１．４％、アルミニウムを０．１％含むマルエージング鋼、さらには、クロムを１３％、ニッケルを８％、モリブデンを２％、アルミニウムを１％含むマルエージング鋼などを使用することが考えられた。しかし、これらのいかなる鋼鉄も満足できる結果を与えなかった。疲労への耐性は、通常の鋼鉄で製造された鋼片のそれよりも常に劣っていた。
【０００４】
本発明の目的は、この不都合を解消すること、そして、改良された疲労に対する耐性を有するマルエージング鋼の帯鋼または鋼片を提供することである。
【０００５】
そのために、本発明は、冷間圧延されたマルエージング鋼の帯鋼または帯状に切断される鋼片を製造のための方法を対象とする。この方法によると、硬化の熱処理を行う前に、帯鋼または鋼片を３０％を超える冷間加工率での冷間塑性変形に課し、および帯鋼または鋼片を再結晶化焼鈍にかけて、８を超えるＡＳＴＭ指標の細かい結晶粒を得るようにする。鋼鉄の化学組成は、重量で以下を含み：
１２％≦Ｎｉ≦２４．５％
２．５％≦Ｍｏ≦１２％
４．１７％≦Ｃｏ≦２０％
Ａｌ％≦０．１５％
Ｔｉ≦０．１％
Ｎ≦０．００３％
Ｓｉ≦０．１％
Ｍｎ≦０．１％
Ｃ≦０．００５％
Ｓ≦０．００１％
Ｐ≦０．００５％
Ｈ≦０．０００３％
Ｏ≦０．００１％
残りは、鉄と、精錬に由来する不純物であり、化学組成はさらに以下の関係式を満たす：
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
５０≦Ｃｏ×Ｍｏ≦２００
Ｔｉ×Ｎ≦２×１０-4
【０００６】
場合によっては、再結晶化焼鈍の後、帯鋼または鋼片を、１％から１０％の間に含まれる減少率で、冷間圧延にかける。
【０００７】
好ましくは、マルエージング鋼は、ＶＡＲ法によって真空下で鋳直される、もしくは一回目はＶＡＲ法によって真空下で、あるいはＥＳＲ法によって導電性スラグで鋳直されてから、二回目にＶＡＲ法によって真空下で鋳直される。
【０００８】
本発明は、８を超えるＡＳＴＭ指標の細かい結晶粒および硬化後に１８５０ＭＰａを超える弾性限界を有するマルエージング鋼の、１ｍｍ未満の厚さの帯鋼または鋼片にも関するものである。
【０００９】
このようにして得られた帯鋼または鋼片は、ベルトなどの鋼片の製造に用いられることができる。これらの鋼片は、１から１０時間の間、４５０と５５０℃の間の硬化熱処理によって硬化され、それに続いて表面に窒化処理も可能である。
【００１０】
本発明は、以後より詳細に、しかし非限定的に説明される。
【００１１】
本発明によるマルエージング鋼の冷間圧延された帯鋼を製造するために、０．００５％未満の炭素を目指し、かつアルミニウムで脱酸して、鋼鉄を精錬する。
【００１２】
このようにして精練された鋼鉄は、再溶解の電極の形に鋳造される。これらの電極は、真空下（それ自体周知のＶＡＲ法、「真空アーク再溶解（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）」）で再熔解されて、インゴットまたはスラブを形成するか、あるいは一回目に真空下で（ＶＡＲ）または導電性スラグ（それ自体周知のＥＳＲ法、「エレクトロスラグ再溶解（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｓｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）」）で再熔解されて第二の電極を形成し、該電極自体が真空下で（ＶＡＲ）で再溶解されてインゴットまたはスラブを形成する。このように、一回の再溶解ＶＡＲ、あるいは、二回の再溶解ＶＡＲ＋ＶＡＲまたはＥＳＲ＋ＶＡＲを行う。これらの再溶解は、金属を浄化すること、および偏析を減少させることによって凝固の質を向上させることを可能にする。とりわけ、再溶解ＥＳＲは、硫黄の含有量を下げることを可能にし、そして再溶解ＶＡＲは、窒素および水素の含有量を下げることを可能にする。
【００１３】
そこで、インゴットまたはスラブは、およそ１２００℃、例えば１１５０℃と１２５０℃の間での再加熱の後、熱間圧延され、数ミリメートルの厚さの、例えば約４．５ｍｍの厚さの熱間圧延された帯鋼が得られるようにする。
【００１４】
熱間圧延された帯鋼は、汚れが落とされ、ついで一または複数回の再結晶化焼鈍とともに冷間圧延され、１ｍｍ未満の厚さの、例えば０．４ｍｍまたは０．２ｍｍの厚さの冷間圧延された帯鋼が得られるようにする。
【００１５】
中間再結晶化焼鈍の最終処理は、冷間圧延された帯鋼が、３０％を超える、より良くは４０％を超える冷間加工率をもつような厚みで行われる。
【００１６】
このように冷間加工された帯鋼は、例えば通路炉において焼鈍されて、ＡＳＴＭ指標で８（２０ミクロン未満の結晶粒の平均直径に対応する）を超える、より良くは１０（１０ミクロン未満の結晶粒の平均直径に対応する）を超える細かい結晶粒が得られ；結晶粒のサイズは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２規格によって規定されている。
【００１７】
細かい結晶粒を得るための焼鈍処理は、温度と時間のパラメータを適切に調節して、保護環境下で実現される。これらのパラメータは、熱処理の実施の特定の条件に依存するものであり、当業者はそれぞれの個別のケースにおいてこれらのパラメータを決定することができる。通路炉において連続して行われる処理の場合、時間（つまり、炉中の帯鋼の任意の点の滞在時間）は１０秒と１分の間に含まれ、炉の留め置き温度は、９００℃と１１００℃の間に含まれる；炉の環境は、好ましくは−５０℃未満の露点温度でのアルゴンであることができる。
【００１８】
帯鋼の平面性を向上させるため、そしてもし必要ならば、マルテンサイト変態を完成するためには、帯鋼はさらに、１％と１０％の間に含まれる減少率での軽い冷間圧延にかけられることができ、それにより同じ値の冷間加工率へ導かれる。
【００１９】
そこで、鋼片を帯状に切断し、例えば折り曲げ加工によって、この鋼片を成形し、ついで、それにおいて、４５０と５５０℃の間で１から１０時間の間、それを保持することから成る硬化処理を行うことができる。処理温度が温度幅の上部（５００から５５０℃）に位置するとき、延性が向上されること、および弾性限界がわずかに下がることに注意されたい。
【００２０】
硬化処理は、また、６００℃と７００℃の間に含まれる温度で、３０秒と３分の間に含まれる時間、通路炉で行われることもできる。
【００２１】
このようにして、高い弾性限界および秀逸な疲労に対する耐性を有する金属から構成される鋼片を得るのである。
【００２２】
硬化処理の間、またはその後、鋼片は、窒素の豊富な反応性の気体混合物における、５００℃程度での数時間の保持によって実現される窒化処理によって、表面を硬化されることができる。
【００２３】
変型において、鋼片の粗仕上げ品が切断されることができるが、それは鋼片について望まれる最終的な厚みを超える厚さの冷間圧延された帯鋼においてである。これらの粗仕上げ品は成形され、場合によっては溶接され、ついで最終の厚みまで冷間圧延され、３０％を超える、より良くは４０％を超える冷間加工率をもつようにする。そこで鋼片は先に記載されたのと同じ条件において焼鈍され、ＡＳＴＭ指標で８を超える、より良くは１０を超える細かい結晶粒を得るようにし、ついで、上述のような硬化処理にかけられる。得られる弾性限界は高く、疲労に対する耐性は秀逸である。
【００２４】
また、鋼片からの切断によって、例えば化学切断によって、硬化した帯鋼を製造することもできる。硬化の熱処理を含む方法の全体は、このとき帯鋼に行われたことになる。これらの鋼片は、例えば、集積回路の格子状の基板である。
【００２５】
疲労における非常に良好な特性、および１８５０ＭＰａを超える弾性限界を得るために用いることが好ましいマルエージング鋼は、重量％で、主に以下を含み：
−ニッケルを１２％から２４．５％、
−モリブデンを２．５％から１２％、
−コバルトを４．１７％から２０％、
残りは鉄および精錬に由来する少量の不純物または残留要素である。
【００２６】
２００℃付近のＭｓ点（マルテンサイト変態の開始温度）を得るためには、ニッケルおよびモリブデンの含有量は、２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％、好ましくは２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％となるようでなければならない。
【００２７】
硬化熱処理の後、１８５０ＭＰａを超える弾性限界を得るためには、コバルトおよびモリブデンの含有量は、Ｃｏ×Ｍｏ≧５０、好ましくはＣｏ×Ｍｏ≧７０となるようでなければならない。というのは、この積が高ければ高いほど、弾性限界が高いからである。しかし、十分な延性を得るためには、コバルトおよびモリブデンの含有量は、Ｃｏ×Ｍｏ≦２００、好ましくはＣｏ×Ｍｏ≦１２０となるようでなければならない。これらの値は、それぞれ、およそ３０００ＭＰａと２５００ＭＰａ未満の弾性限界に対応する。
【００２８】
モリブデンは、表面の窒化処理による硬化において良好な効果をもつ。良好な硬化を得るためには、モリブデンの含有量は、好ましくは４％を超え、より良くは６％を超えなければならない。しかし、それが８％未満であることが好ましいが、それは偏析の問題を制限するため、そして熱間での変形作業を容易にするため、ならびに最終製品の延性を向上させるためである。モリブデン含有量の二つの好適な範囲が規定できる：
−Ｍｏが４．１７から６％で、熱間および冷間での変形への非常に良好な適性、並びに、高い弾性限界と良好な延性と靭性との間の非常に良好なかねあいを有する製品に対応する。
−Ｍｏが６から８％で、コバルトの減少された含有量のために、非常に高い弾性限界の、またはより経済的な鋼鉄に対応する。
【００２９】
これらの条件のすべてを組み合わせて、主な要素によって、以下の好適な組成の範囲を決定することができる：
１）１８５０ＭＰａを超える弾性限界、および窒化処理による硬化に対する平均適性を得るためには：
１７％≦Ｎｉ≦２０％
４．１７％≦Ｍｏ≦６％
１３％≦Ｃｏ≦１７％
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
Ｃｏ×Ｍｏ≧５０
２）１８５０ＭＰａを超える弾性限界、および窒化処理による硬化に対する高い適性を得るためには：
１５％≦Ｎｉ≦１７％
６％≦Ｍｏ≦８％
８．７５％≦Ｃｏ≦１３％
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
Ｃｏ×Ｍｏ≧５０
３）２０００ＭＰａを超える弾性限界、およびより良好なＭｓ点を得るためには：
１５％≦Ｎｉ≦２１％
４．１７％≦Ｍｏ≦８％
８．７５％≦Ｃｏ≦１７．５％
２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％
Ｃｏ×Ｍｏ≧７０
４）２０００ＭＰａを超える弾性限界、およびより良好なＭｓ点、および窒化処理による硬化に対する平均適性を得るためには：
１７％≦Ｎｉ≦２０％
４％≦Ｍｏ≦６％
１３％≦Ｃｏ≦１７．５％
２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％
Ｃｏ×Ｍｏ≧７０
５）２０００ＭＰａを超える弾性限界、およびより良好なＭｓ点、および窒化処理による硬化に対する高い適性を得るためには：
１５％≦Ｎｉ≦１７％
６％≦Ｍｏ≦８％
８．７５％≦Ｃｏ≦１３％
２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％
Ｃｏ×Ｍｏ≧７０
【００３０】
組成の範囲が記載された主な要素のほかに、残留要素が厳密に制御されなければならず、それは延性および疲労に対する抵抗力の良好な特性を得るためである。これらの制限は、とくに以下である：
Ａｌ％≦０．１５％
Ｔｉ≦０．１％
Ｎ≦０．００３％
Ｓｉ≦０．１％
Ｍｎ≦０．１％
Ｃ≦０．００５％
Ｓ≦０．００１％
Ｐ≦０．００５％
Ｈ≦０．０００３％
Ｏ≦０．００１％
これら要素のそれぞれについて、最小含有量は０％または微量である。さらに、ベルトの改良された疲労への耐性を得るためには、窒素およびチタンの含有量は：Ｔｉ×Ｎ≦２×１０-4、さらに良くは≦１×１０-4でなければならない。
【００３１】
例および比較として、以下の組成のマルエージング鋼の帯鋼を実現した：
Ｎｉ＝１８．１％、Ｃｏ＝１６．２％、Ｍｏ＝５．３％、Ａｌ＝０．０２０％、Ｔｉ＝０．０１３％、Ｓｉ＝０．０３％、Ｍｎ＝０．０３％、Ｃ＝０．００３％、Ｃａ＜０．０００５％、Ｓ＝０．０００７％、Ｐ＝０．００２、Ｎ＝０．００２３％、Ｏ＜０．００１％、Ｈ＜０．０００１％、残りは鉄および不純物である。これらの不純物はとりわけ、銅およびクロムであり、その含有量は：Ｃｕ＝０．０７％そしてＣｒ＝０．０６％である。この鋳造物のマルテンサイト変態点Ｍｓは、＋１９５℃に等しい。
【００３２】
これらの帯鋼は、７０％の最終冷間加工率において、０．４ｍｍの厚さまで冷間圧延された。
【００３３】
例として上げられる第一の帯鋼Ａは、水素下で１０２０℃で１分間、通路炉で焼鈍して、ＡＳＴＭ指標１１の細かい結晶粒を得て、ついで４９０℃での３時間の保持によって硬化された。
【００３４】
比較として上げる第二の帯鋼Ｂは、１１５０℃で１分間、通路炉で焼鈍して、ＡＳＴＭ指標７の粗い結晶粒を得て、ついで４９０℃での３時間の保持によって硬化された。
【００３５】
疲労における耐性の比較試験が、２５ヘルツ、最大応力７５０ＭＰａおよび最小応力７５ＭＰａにおいて、振動引っ張りによって帯鋼ＡとＢについて実施された。
【００３６】
本発明に合致する帯鋼Ａについては、疲労限度は８×１０8サイクルを超えていたが、その一方で帯鋼Ｂについては、疲労限度は５×１０8サイクルに等しかった。これらの結果は、これらの帯鋼の疲労に対する耐性を向上させるための、細かい結晶粒の利点を示している。
【００３７】
帯鋼ＡおよびＢは、両方とも、１８５０ＭＰａを超える弾性限界を有していた。
【００３８】
本発明に合致するマルエージング鋼の好適な化学組成の特別な利点を明白にするために、ニッケルを１８％、コバルトを９％、モリブデンを５％、チタンを０．５％そしてアルミニウムを０．１％含む、マルエージング鋼の帯鋼もまた製造した。この帯鋼は、本発明による方法によって製造され、結晶粒はＡＳＴＭ指標で１０であり、弾性限界は１９１０ＭＰａであった。先のケースと同じ試験条件において測定された疲労限度は、２×１０8サイクルであった。
【００３９】
これらの帯鋼は、有利には、ベルトまたはその他一切の製品、例えば集積回路の格子状の基板を製造するために用いられうる。
【００４０】
例として、本発明に合致する帯鋼で、トランスミッションベルトを製造したが、それは、本発明に合致する幅の狭い帯鋼から構成されるリングによる保持ステープルから成り、その先端が二つとも溶接されている、内燃機関用のものである。これらのベルトは、先行技術とおりのマルエージング鋼の帯鋼で製造された同じベルトの寿命よりも十倍以上長い寿命を有する。
本発明は、疲労に対して非常に良好な抵抗力を要する鋼片の製造にとくに適したマルエージング鋼に関するものである。
【０００２】
多数の鋼片が、重量％で、ニッケルを約１８％、コバルトを９％、モリブデンを５％、チタンを０．５％、アルミニウムを０．１％含み、１８００ＭＰａを超える弾性限界を有するように処理された、マルエージング鋼の帯鋼から製造される。これらの帯鋼は、熱間圧延および冷間圧延によって得られる。帯鋼または帯状に切断される鋼片は、ついで、５００℃程度で、硬化の熱処理によって硬化される。鋼片は、場合によっては、疲労における耐性を向上させるために、表面に窒化処理される。しかしながら、これらの鋼片の疲労における耐性は不十分である。
【０００３】
鋼片の疲労における耐性を向上させるために、化学組成および異なる力学特性のもので、例えば、ニッケルを１８％、コバルトを１２％、モリブデンを４％、チタンを１．６％、アルミニウムを０．２％含むマルエージング鋼、またはニッケルを１８％、モリブデンを３％、チタンを１．４％、アルミニウムを０．１％含むマルエージング鋼、さらには、クロムを１３％、ニッケルを８％、モリブデンを２％、アルミニウムを１％含むマルエージング鋼などを使用することが考えられた。しかし、これらのいかなる鋼鉄も満足できる結果を与えなかった。疲労への耐性は、通常の鋼鉄で製造された鋼片のそれよりも常に劣っていた。
【０００４】
本発明の目的は、この不都合を解消すること、そして、改良された疲労に対する耐性を有するマルエージング鋼の帯鋼または鋼片を提供することである。
【０００５】
そのために、本発明は、冷間圧延されたマルエージング鋼の帯鋼または帯状に切断される鋼片を製造のための方法を対象とする。この方法によると、硬化の熱処理を行う前に、帯鋼または鋼片を３０％を超える冷間加工率での冷間塑性変形に課し、および帯鋼または鋼片を再結晶化焼鈍にかけて、８を超えるＡＳＴＭ指標の細かい結晶粒を得るようにする。鋼鉄の化学組成は、重量で以下を含み：
１２％≦Ｎｉ≦２４．５％
２．５％≦Ｍｏ≦１２％
４．１７％≦Ｃｏ≦２０％
Ａｌ％≦０．１５％
Ｔｉ≦０．１％
Ｎ≦０．００３％
Ｓｉ≦０．１％
Ｍｎ≦０．１％
Ｃ≦０．００５％
Ｓ≦０．００１％
Ｐ≦０．００５％
Ｈ≦０．０００３％
Ｏ≦０．００１％
残りは、鉄と、精錬に由来する不純物であり、化学組成はさらに以下の関係式を満たす：
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
５０≦Ｃｏ×Ｍｏ≦２００
Ｔｉ×Ｎ≦２×１０-4
【０００６】
場合によっては、再結晶化焼鈍の後、帯鋼または鋼片を、１％から１０％の間に含まれる減少率で、冷間圧延にかける。
【０００７】
好ましくは、マルエージング鋼は、ＶＡＲ法によって真空下で鋳直される、もしくは一回目はＶＡＲ法によって真空下で、あるいはＥＳＲ法によって導電性スラグで鋳直されてから、二回目にＶＡＲ法によって真空下で鋳直される。
【０００８】
本発明は、８を超えるＡＳＴＭ指標の細かい結晶粒および硬化後に１８５０ＭＰａを超える弾性限界を有するマルエージング鋼の、１ｍｍ未満の厚さの帯鋼または鋼片にも関するものである。
【０００９】
このようにして得られた帯鋼または鋼片は、ベルトなどの鋼片の製造に用いられることができる。これらの鋼片は、１から１０時間の間、４５０と５５０℃の間の硬化熱処理によって硬化され、それに続いて表面に窒化処理も可能である。
【００１０】
本発明は、以後より詳細に、しかし非限定的に説明される。
【００１１】
本発明によるマルエージング鋼の冷間圧延された帯鋼を製造するために、０．００５％未満の炭素を目指し、かつアルミニウムで脱酸して、鋼鉄を精錬する。
【００１２】
このようにして精練された鋼鉄は、再溶解の電極の形に鋳造される。これらの電極は、真空下（それ自体周知のＶＡＲ法、「真空アーク再溶解（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）」）で再熔解されて、インゴットまたはスラブを形成するか、あるいは一回目に真空下で（ＶＡＲ）または導電性スラグ（それ自体周知のＥＳＲ法、「エレクトロスラグ再溶解（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｓｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）」）で再熔解されて第二の電極を形成し、該電極自体が真空下で（ＶＡＲ）で再溶解されてインゴットまたはスラブを形成する。このように、一回の再溶解ＶＡＲ、あるいは、二回の再溶解ＶＡＲ＋ＶＡＲまたはＥＳＲ＋ＶＡＲを行う。これらの再溶解は、金属を浄化すること、および偏析を減少させることによって凝固の質を向上させることを可能にする。とりわけ、再溶解ＥＳＲは、硫黄の含有量を下げることを可能にし、そして再溶解ＶＡＲは、窒素および水素の含有量を下げることを可能にする。
【００１３】
そこで、インゴットまたはスラブは、およそ１２００℃、例えば１１５０℃と１２５０℃の間での再加熱の後、熱間圧延され、数ミリメートルの厚さの、例えば約４．５ｍｍの厚さの熱間圧延された帯鋼が得られるようにする。
【００１４】
熱間圧延された帯鋼は、汚れが落とされ、ついで一または複数回の再結晶化焼鈍とともに冷間圧延され、１ｍｍ未満の厚さの、例えば０．４ｍｍまたは０．２ｍｍの厚さの冷間圧延された帯鋼が得られるようにする。
【００１５】
中間再結晶化焼鈍の最終処理は、冷間圧延された帯鋼が、３０％を超える、より良くは４０％を超える冷間加工率をもつような厚みで行われる。
【００１６】
このように冷間加工された帯鋼は、例えば通路炉において焼鈍されて、ＡＳＴＭ指標で８（２０ミクロン未満の結晶粒の平均直径に対応する）を超える、より良くは１０（１０ミクロン未満の結晶粒の平均直径に対応する）を超える細かい結晶粒が得られ；結晶粒のサイズは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２規格によって規定されている。
【００１７】
細かい結晶粒を得るための焼鈍処理は、温度と時間のパラメータを適切に調節して、保護環境下で実現される。これらのパラメータは、熱処理の実施の特定の条件に依存するものであり、当業者はそれぞれの個別のケースにおいてこれらのパラメータを決定することができる。通路炉において連続して行われる処理の場合、時間（つまり、炉中の帯鋼の任意の点の滞在時間）は１０秒と１分の間に含まれ、炉の留め置き温度は、９００℃と１１００℃の間に含まれる；炉の環境は、好ましくは−５０℃未満の露点温度でのアルゴンであることができる。
【００１８】
帯鋼の平面性を向上させるため、そしてもし必要ならば、マルテンサイト変態を完成するためには、帯鋼はさらに、１％と１０％の間に含まれる減少率での軽い冷間圧延にかけられることができ、それにより同じ値の冷間加工率へ導かれる。
【００１９】
そこで、鋼片を帯状に切断し、例えば折り曲げ加工によって、この鋼片を成形し、ついで、それにおいて、４５０と５５０℃の間で１から１０時間の間、それを保持することから成る硬化処理を行うことができる。処理温度が温度幅の上部（５００から５５０℃）に位置するとき、延性が向上されること、および弾性限界がわずかに下がることに注意されたい。
【００２０】
硬化処理は、また、６００℃と７００℃の間に含まれる温度で、３０秒と３分の間に含まれる時間、通路炉で行われることもできる。
【００２１】
このようにして、高い弾性限界および秀逸な疲労に対する耐性を有する金属から構成される鋼片を得るのである。
【００２２】
硬化処理の間、またはその後、鋼片は、窒素の豊富な反応性の気体混合物における、５００℃程度での数時間の保持によって実現される窒化処理によって、表面を硬化されることができる。
【００２３】
変型において、鋼片の粗仕上げ品が切断されることができるが、それは鋼片について望まれる最終的な厚みを超える厚さの冷間圧延された帯鋼においてである。これらの粗仕上げ品は成形され、場合によっては溶接され、ついで最終の厚みまで冷間圧延され、３０％を超える、より良くは４０％を超える冷間加工率をもつようにする。そこで鋼片は先に記載されたのと同じ条件において焼鈍され、ＡＳＴＭ指標で８を超える、より良くは１０を超える細かい結晶粒を得るようにし、ついで、上述のような硬化処理にかけられる。得られる弾性限界は高く、疲労に対する耐性は秀逸である。
【００２４】
また、鋼片からの切断によって、例えば化学切断によって、硬化した帯鋼を製造することもできる。硬化の熱処理を含む方法の全体は、このとき帯鋼に行われたことになる。これらの鋼片は、例えば、集積回路の格子状の基板である。
【００２５】
疲労における非常に良好な特性、および１８５０ＭＰａを超える弾性限界を得るために用いることが好ましいマルエージング鋼は、重量％で、主に以下を含み：
−ニッケルを１２％から２４．５％、
−モリブデンを２．５％から１２％、
−コバルトを４．１７％から２０％、
残りは鉄および精錬に由来する少量の不純物または残留要素である。
【００２６】
２００℃付近のＭｓ点（マルテンサイト変態の開始温度）を得るためには、ニッケルおよびモリブデンの含有量は、２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％、好ましくは２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％となるようでなければならない。
【００２７】
硬化熱処理の後、１８５０ＭＰａを超える弾性限界を得るためには、コバルトおよびモリブデンの含有量は、Ｃｏ×Ｍｏ≧５０、好ましくはＣｏ×Ｍｏ≧７０となるようでなければならない。というのは、この積が高ければ高いほど、弾性限界が高いからである。しかし、十分な延性を得るためには、コバルトおよびモリブデンの含有量は、Ｃｏ×Ｍｏ≦２００、好ましくはＣｏ×Ｍｏ≦１２０となるようでなければならない。これらの値は、それぞれ、およそ３０００ＭＰａと２５００ＭＰａ未満の弾性限界に対応する。
【００２８】
モリブデンは、表面の窒化処理による硬化において良好な効果をもつ。良好な硬化を得るためには、モリブデンの含有量は、好ましくは４％を超え、より良くは６％を超えなければならない。しかし、それが８％未満であることが好ましいが、それは偏析の問題を制限するため、そして熱間での変形作業を容易にするため、ならびに最終製品の延性を向上させるためである。モリブデン含有量の二つの好適な範囲が規定できる：
−Ｍｏが４．１７から６％で、熱間および冷間での変形への非常に良好な適性、並びに、高い弾性限界と良好な延性と靭性との間の非常に良好なかねあいを有する製品に対応する。
−Ｍｏが６から８％で、コバルトの減少された含有量のために、非常に高い弾性限界の、またはより経済的な鋼鉄に対応する。
【００２９】
これらの条件のすべてを組み合わせて、主な要素によって、以下の好適な組成の範囲を決定することができる：
１）１８５０ＭＰａを超える弾性限界、および窒化処理による硬化に対する平均適性を得るためには：
１７％≦Ｎｉ≦２０％
４．１７％≦Ｍｏ≦６％
１３％≦Ｃｏ≦１７％
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
Ｃｏ×Ｍｏ≧５０
２）１８５０ＭＰａを超える弾性限界、および窒化処理による硬化に対する高い適性を得るためには：
１５％≦Ｎｉ≦１７％
６％≦Ｍｏ≦８％
８．７５％≦Ｃｏ≦１３％
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
Ｃｏ×Ｍｏ≧５０
３）２０００ＭＰａを超える弾性限界、およびより良好なＭｓ点を得るためには：
１５％≦Ｎｉ≦２１％
４．１７％≦Ｍｏ≦８％
８．７５％≦Ｃｏ≦１７．５％
２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％
Ｃｏ×Ｍｏ≧７０
４）２０００ＭＰａを超える弾性限界、およびより良好なＭｓ点、および窒化処理による硬化に対する平均適性を得るためには：
１７％≦Ｎｉ≦２０％
４％≦Ｍｏ≦６％
１３％≦Ｃｏ≦１７．５％
２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％
Ｃｏ×Ｍｏ≧７０
５）２０００ＭＰａを超える弾性限界、およびより良好なＭｓ点、および窒化処理による硬化に対する高い適性を得るためには：
１５％≦Ｎｉ≦１７％
６％≦Ｍｏ≦８％
８．７５％≦Ｃｏ≦１３％
２２％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２５％
Ｃｏ×Ｍｏ≧７０
【００３０】
組成の範囲が記載された主な要素のほかに、残留要素が厳密に制御されなければならず、それは延性および疲労に対する抵抗力の良好な特性を得るためである。これらの制限は、とくに以下である：
Ａｌ％≦０．１５％
Ｔｉ≦０．１％
Ｎ≦０．００３％
Ｓｉ≦０．１％
Ｍｎ≦０．１％
Ｃ≦０．００５％
Ｓ≦０．００１％
Ｐ≦０．００５％
Ｈ≦０．０００３％
Ｏ≦０．００１％
これら要素のそれぞれについて、最小含有量は０％または微量である。さらに、ベルトの改良された疲労への耐性を得るためには、窒素およびチタンの含有量は：Ｔｉ×Ｎ≦２×１０-4、さらに良くは≦１×１０-4でなければならない。
【００３１】
例および比較として、以下の組成のマルエージング鋼の帯鋼を実現した：
Ｎｉ＝１８．１％、Ｃｏ＝１６．２％、Ｍｏ＝５．３％、Ａｌ＝０．０２０％、Ｔｉ＝０．０１３％、Ｓｉ＝０．０３％、Ｍｎ＝０．０３％、Ｃ＝０．００３％、Ｃａ＜０．０００５％、Ｓ＝０．０００７％、Ｐ＝０．００２、Ｎ＝０．００２３％、Ｏ＜０．００１％、Ｈ＜０．０００１％、残りは鉄および不純物である。これらの不純物はとりわけ、銅およびクロムであり、その含有量は：Ｃｕ＝０．０７％そしてＣｒ＝０．０６％である。この鋳造物のマルテンサイト変態点Ｍｓは、＋１９５℃に等しい。
【００３２】
これらの帯鋼は、７０％の最終冷間加工率において、０．４ｍｍの厚さまで冷間圧延された。
【００３３】
例として上げられる第一の帯鋼Ａは、水素下で１０２０℃で１分間、通路炉で焼鈍して、ＡＳＴＭ指標１１の細かい結晶粒を得て、ついで４９０℃での３時間の保持によって硬化された。
【００３４】
比較として上げる第二の帯鋼Ｂは、１１５０℃で１分間、通路炉で焼鈍して、ＡＳＴＭ指標７の粗い結晶粒を得て、ついで４９０℃での３時間の保持によって硬化された。
【００３５】
疲労における耐性の比較試験が、２５ヘルツ、最大応力７５０ＭＰａおよび最小応力７５ＭＰａにおいて、振動引っ張りによって帯鋼ＡとＢについて実施された。
【００３６】
本発明に合致する帯鋼Ａについては、疲労限度は８×１０8サイクルを超えていたが、その一方で帯鋼Ｂについては、疲労限度は５×１０8サイクルに等しかった。これらの結果は、これらの帯鋼の疲労に対する耐性を向上させるための、細かい結晶粒の利点を示している。
【００３７】
帯鋼ＡおよびＢは、両方とも、１８５０ＭＰａを超える弾性限界を有していた。
【００３８】
本発明に合致するマルエージング鋼の好適な化学組成の特別な利点を明白にするために、ニッケルを１８％、コバルトを９％、モリブデンを５％、チタンを０．５％そしてアルミニウムを０．１％含む、マルエージング鋼の帯鋼もまた製造した。この帯鋼は、本発明による方法によって製造され、結晶粒はＡＳＴＭ指標で１０であり、弾性限界は１９１０ＭＰａであった。先のケースと同じ試験条件において測定された疲労限度は、２×１０8サイクルであった。
【００３９】
これらの帯鋼は、有利には、ベルトまたはその他一切の製品、例えば集積回路の格子状の基板を製造するために用いられうる。
【００４０】
例として、本発明に合致する帯鋼で、トランスミッションベルトを製造したが、それは、本発明に合致する幅の狭い帯鋼から構成されるリングによる保持ステープルから成り、その先端が二つとも溶接されている、内燃機関用のものである。これらのベルトは、先行技術とおりのマルエージング鋼の帯鋼で製造された同じベルトの寿命よりも十倍以上長い寿命を有する。
Claims (6)
- 冷間圧延された、そして、硬化の熱処理によって硬化した、マルエージング鋼の帯鋼または帯状に切断される鋼片を製造するための方法において、硬化の熱処理を行う前に、帯鋼または鋼片を、３０％を超える冷間加工率での冷間塑性変形に課すこと、および帯鋼または鋼片を、８を超えるＡＳＴＭ指標の細かい結晶粒を得るように、再結晶化焼鈍にかけること、再結晶化焼鈍の後、帯鋼または鋼片をさらに、１％から１０％の間に含まれる減少率で冷間圧延にかけることを特徴とし、鋼鉄の化学組成が重量％で以下を含み：
１２％≦Ｎｉ≦２４．５％
２．５％≦Ｍｏ≦１２％
４．１７％≦Ｃｏ≦２０％
Ａｌ％≦０．１５％
Ｔｉ≦０．１％
Ｎ≦０．００３％
Ｓｉ≦０．１％
Ｍｎ≦０．１％
Ｃ≦０．００５％
Ｓ≦０．００１％
Ｐ≦０．００５％
Ｈ≦０．０００３％
Ｏ≦０．００１％
残りは鉄と精錬に由来する不純物であり、化学組成がさらに、
２０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７％
５０≦Ｃｏ×Ｍｏ≦２００
Ｔｉ×Ｎ≦２×１０-4
の関係式を満たす方法。 - マルエージング鋼が、ＶＡＲ法によって真空下で鋳直される、または、一回目はＶＡＲ法によって真空下で、あるいはＥＳＲ法によって導電性スラグで鋳直され、そして二回目にＶＡＲ法によって真空下で鋳直されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
- 硬化熱処理が、４５０℃と５５０℃の間での１から１０時間の間の保持から成ることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
- 硬化熱処理の間またはその後に、鋼片の表面を窒化処理によって硬化させることを特徴とする、請求項３に記載の方法。
- 硬化熱処理が、６００℃と７００℃の間に含まれる温度で、３０秒と３分の間に含まれる時間、通路炉で行われることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
- 硬化熱処理の後、窒化処理によって鋼片の表面を硬化させることを特徴とする、請求項５に記載の方法。
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