JP5333686B1 - マルエージング鋼 - Google Patents
マルエージング鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5333686B1 JP5333686B1 JP2012558112A JP2012558112A JP5333686B1 JP 5333686 B1 JP5333686 B1 JP 5333686B1 JP 2012558112 A JP2012558112 A JP 2012558112A JP 2012558112 A JP2012558112 A JP 2012558112A JP 5333686 B1 JP5333686 B1 JP 5333686B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- maraging steel
- strength
- hardness
- present
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/24—Nitriding
- C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16G—BELTS, CABLES, OR ROPES, PREDOMINANTLY USED FOR DRIVING PURPOSES; CHAINS; FITTINGS PREDOMINANTLY USED THEREFOR
- F16G5/00—V-belts, i.e. belts of tapered cross-section
- F16G5/16—V-belts, i.e. belts of tapered cross-section consisting of several parts
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
質量%でC:0.008%以下、Si:0.5%以下、Mn:0.5%以下、Cr:0.5〜1.5%、Ni:16.0〜22.0%、Co:3.0〜7.0%、Mo:3.0〜7.0%を含有し、厚さが0.5mm以下の窒化処理されたマルエージング鋼において、該マルエージング鋼は、さらに質量%でAl:0.6〜1.3%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、前記不純物として、Ti:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Ta:0.01%以下、W:0.01%以下に規制され、且つ、AlとTiの比がAl/Ti≧250を満足し、ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが800〜1050HV、内部硬さが570HV以下のマルエージング鋼。
Description
その代表的な組成には、質量%で18%Ni−8%Co−5%Mo−0.45%Ti−0.1%Al−bal.Feがある。
しかし、上記のマルエージング鋼は、非常に高い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。マルエージング鋼の疲労強度を劣化させる最大の要因にTiN介在物が挙げられる。このTiN介在物は、大きさが大きくなり易いうえに、形状も立方体であることから介在物を起点とした疲労破壊が生じ易くなる。
そのため、Tiを添加しないマルエージング鋼が提案されている。窒化処理される金属無端ベルト用のマルエージング鋼においては、Tiは合金の基地(マトリックス)の強度を向上させるだけでなく、窒化層の強度を高める重要元素である。このTiを添加しないとすると基地と窒化層の両方の強度が低下することになる。そのためTiを添加しないマルエージング鋼においては、Tiに代わる元素を用いて基地と窒化層とを強化する必要がある。
第二の方法としては、Tiと共にCoも低減し、Al、Si、Mnの何れか1種以上を積極添加する方法がある。この第二の方法は、例えば、本願出願人の出願に係る特開2001−240943号公報(特許文献5)や特開2001−240944号公報(特許文献6)など、に開示されており、質量%にて、C:0.008%以下、Si:2.0%以下(0を含む)、Mn:3.0%以下(0を含む)、P:0.010%以下、S:0.005%以下、Ni:12〜22%、Mo:3.0〜7.0%、Co:7.0%未満、Ti:0.1%以下、Al:2.0%以下、3Si+1.8Mn+Co/3+Mo+2.6Ti+4Al:8.0〜13.0%、N:0.005%未満、O:0.003%以下、残部は実質的にFeからなり、選択元素として、Cr:4.0%以下、B:0.01%以下、Nb:1.0%以下、Ta:2.0%以下、W:2.0%以下を含有する高疲労強度を有するマルエージング鋼が提案されている。
一方、特許文献5及び6に記載されたマルエージング鋼は、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、かつ安価にするためにCoを7.0%未満に低くしたうえで、添加元素の適量添加を行って、高強度と高疲労強度の両立を安価になし得たものである。
しかしながら、CVTの金属無端ベルト等の用途においては、特に窒化処理を行った後の窒化物生成による析出強化の効果を最大限に発揮させて、優れた強度を安定的に実現することが求められている。このような高度な要求に対して、上記の第二の方法に係る従来のマルエージング鋼の強度は必ずしも十分とはいえず、さらに優れた疲労強度と安定的な高強度の実現が求められている。
本発明の目的は、窒化処理を行った後のマルエージング鋼において、優れた疲労強度を有し、且つ、高い強度が安定的に得られるマルエージング鋼を提供することである。
さらに本発明者は、強度向上に寄与するAlの効果をあらためて検証した結果、Alを特定量の範囲とし、且つ、それに伴う組成の最適化ならびに硬さの調整により、高強度と疲労強度特性が得られることを知見し、本発明に到達した。
すなわち本発明は、質量%でC:0.008%以下、Si:0.5%以下、Mn:0.5%以下、Cr:0.5〜1.5%、Ni:16.0〜22.0%、Co:3.0〜7.0%、Mo:3.0〜7.0%を含有し、厚さが0.5mm以下の窒化処理されたマルエージング鋼において、該マルエージング鋼は、さらに質量%でAl:0.6〜1.3%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、前記不純物として、Ti:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Ta:0.01%以下、W:0.01%以下に規制され、且つ、AlとTiの比がAl/Ti≧250を満足し、ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが800〜1050HV、内部硬さが570HV以下のマルエージング鋼である。
前述のAlは質量%で0.7〜1.2%の範囲が好ましい。
また本発明は、上記の組成に加え、更に、質量%でMg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0001〜0.0030%の何れかまたは両方を含むことができる。更に本発明は、上記の組成に加え、質量%でB:0.0001〜0.0030%を更に含むことができるマルエージング鋼である。
従って、本発明のマルエージング鋼は、CVTの金属無端ベルトのように高疲労強度が要求される部材に使用されると、長い疲労寿命を実現することができる等、極めて優れた機械的性質をもつ。
Al:0.6%〜1.3%
Alは、本発明の中で最も重要な元素であり、種々の実験から高強度、高疲労強度を得るためには適正な範囲に制限する必要があることが分かった。本発明のTi等を低減したマルエージング鋼において、AlはNiと結びついて内部硬さを得るために必要な金属間化合物のNiAlやNi3Alを形成して基地の強度を向上させる効果を有する。また、一般的なTiを含有するマルエージング鋼と比較すると、溶解−凝固過程で析出するAlNはTiNよりも微細であることから、疲労強度向上にも有利である。また、Alは窒化処理時には微細なAlNを形成して窒化層の硬さを得ることができる重要な元素である。
しかし、Al含有量が多いと金属間化合物が多くなり過ぎてしまい内部硬さが上昇するとともに窒化処理後に微細なAlNが増え過ぎてしまい表面硬さが高くなり過ぎてしまう。これにより鋼中の欠陥や表面欠陥に敏感になってしまい強度あるいは疲労強度低下を引き起こしてしまうとともに強度のばらつきの原因になってしまうことが分かった。
そのため本発明ではAl量の上限を1.3%以下に制限する。Alが1.3%以下であれば金属間化合物や窒化物量が適正な範囲に留まるため高強度、高疲労強度を得ることが可能となる。強度のばらつきをより確実に低減するには、Alの上限を1.25%とするとより好ましい。さらに好ましい上限は1.2%であり、さらに好ましい上限は1.15%である。
一方でAl含有量が少ないと上述したような金属間化合物や窒化物が少なくなり過ぎてしまい、内部硬さや窒化処理後の表面硬さが得られなくなることからAl量の下限値を0.6%以上とした。より好ましいAlの下限は0.7%であり、さらに好ましいAlの下限は0.8%である。
なお、本発明において、前述のAlの効果を最大限発揮するには、後述するTiの他、特許文献5及び6で記されたマルエージング鋼で開示されたTa、W、Nbは不純物元素レベル以下に制限すべき元素であることも分かった。これらの元素はC、N、Ni等と容易に結合して化合物を形成し、靭性低下や強度のばらつきの原因となるためである。その理由は後に説明する。
次に、上述したAlの作用効果を最大限に発揮させるAlとTiの比について説明する。
Tiは後述するように、本発明では規制すべき不純物元素である。Tiは非常に活性な元素であることから溶製時に容易にNと結びつき、非金属介在物のTiNを形成し、高サイクル域の疲労強度を低下させる。また、Alを0.6%〜1.3%含有する本発明のマルエージング鋼において、不純物Tiが過度に残留していると、熱処理時にTiを含む金属間化合物であるNi3Tiを形成し、本来形成されるべきAlの金属間化合物Ni3Alの形成を阻害する。さらに窒化処理時には窒化層中にTiの窒化物が優先的に形成されてしまうため本来形成されるべき窒化層中の微細なAlNの形成が不十分となり、高強度、高疲労強度を得ることができなくなる。そのため、本発明では質量%Alと質量%Tiの比をAl/Tiで250以上に管理する。AlとTiの比がAl/Tiで250未満であると前述した不純物Tiの影響が窒化層に及んで、窒化層中のAlNの形成を阻害してAlの作用効果を最大限に発揮させることができない。
質量%Alと質量%Tiの比のより好ましい範囲はAl/Tiで300以上である。さらに好ましくは350以上であり、これよりもさらに好ましくは400以上である。
次にTiについて説明する。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、前述の窒化層へのTiNの形成の他、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ある。そのため本発明で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易く、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難くなる。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は低く抑える必要がある。Tiが0.01%より多いとTiN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易くなることから、Tiは0.01%以下に規制する。より好ましくは0.008%以下がよい。
Nb:0.01%以下
Nbは固溶化熱処理温度のような800℃以上の高温下に曝されると安定相であるδ(Ni3Nb)を形成し、強度低下を引き起こして、強度のばらつきが大きくなる可能性があるため0.01%以下に規制する。
Ta:0.01%以下
TaはB、C、Nと微細な化合物を形成して冷間加工後の固溶化処理において旧オーステナイト粒径を微細化して強化に寄与するとともに肌荒れを抑制する効果が期待できる一方で靭性を低下させる元素であることからTaは0.01%以下に規制する。
W:0.01%以下
WはTaと同様、化合物を形成し、靭性低下を引起すことから0.01%以下に規制する。
ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが800〜1050HV
本発明においてマルエージング鋼の表面硬さとは、窒化処理によって窒化物が生成するマルエージング鋼の表面近傍における硬さをいう。
本発明のAlを0.6%〜1.3%の範囲で含有するマルエージング鋼においては、窒化処理後にマルエージング鋼の表面硬さが必要以上に高くなると、表面欠陥に対する感受性が高まるために強度ならびに疲労強度が低下してしまうことを確認した。
一般に本発明のようなAlやCrを添加した材料を窒化すると表面近傍には窒化物が析出し、析出に伴う硬化や窒化物の析出による体積変化により、残留応力が発生して強度や疲労強度が向上する。特に表面硬さは強度や疲労強度に大きく影響するものであり、無欠陥の材料においては硬さが高ければ高いほど強度や疲労強度が向上する。
しかし、工業的に生産される鋼やその製品には多少の差はあるものの欠陥が存在するため、硬さが高いとかえって強度低下、疲労強度低下を引き起こしてしまう。特に表面硬さは製造中に不可避的に避けられない数μmサイズの表面欠陥の感受性に関係があり、表面硬さが高くなると表面欠陥に対する感受性が高まることから、本発明のマルエージング鋼はビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが1050HV以下とした。一方、表面硬さが800HV未満となると、耐摩耗性が求められる、例えば、CVTの金属無端ベルト等に用いることが困難となるため、下限については800HVとした。
本発明においてマルエージング鋼の内部硬さとは、前述した表面の窒化処理の影響を受けない程度にマルエージング鋼の表面から離れた位置における硬さをいう。
マルエージング鋼の内部硬さは、一般に、強度や疲労強度を得るために570HV前後に調整されている。しかし本発明のTiを含まないマルエージング鋼ではNiAlやNi3AlなどのAlの金属間化合物の析出により内部硬さが得られている。これらの金属間化合物、例えばNiAlは強度の発現に大きく寄与するものの、析出量が多くなると高硬度となり、上述したような表面欠陥の感受性と同様、内部欠陥に対する感受性が高まってしまう。そのため疲労試験における繰り返し数が107回以上の超高サイクル域で生じる介在物起因の内部破壊に対する感受性が高まってしまうことから、本発明のマルエージング鋼はビッカース硬さでマルエージング鋼の内部硬さが570HV以下とした。一方、下限については特に限定しないが、490HV未満となると強度の低下のおそれがあるので、490HVを下限とするとよい。内部硬さのより好ましい下限は500HVである。
C:0.008%以下
CはMoと炭化物を形成して、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。また、Cを過剰に添加すると、例えばCVT用の金属無端ベルトに使用した場合に必要とされる溶接性が低下する危険性が高くなる。このような理由からCは0.008%以下とした。Cのより好ましい上限は0.006%であり、さらに好ましい上限は0.005%である。
Si:0.5%以下
Siは時効処理時に析出する金属間化合物を微細化したり、Niと共に金属間化合物を形成したりすることでTi低下による強度低下分を補うことができる元素である。しかし、良好な靭性や延性を確保するには、Siは低く抑える方が有利となる。そのため、本発明ではSiを0.5%以下とする。靭性、延性の確保をより確実に行うためのより好ましい範囲は0.1%以下である。さらに好ましくは0.05%以下である。
Mn:0.5%以下
Mnは時効処理時にNiと共に金属間化合物を形成し、時効硬化に寄与する元素であることから、Ti低下による強度低下分を補うことができる元素である。しかし、良好な靭性や延性を確保するには、Mnは低く抑える方が有利となる。そのため、本発明ではMnを0.5%以下とした。靭性、延性の確保をより確実に行うためのより好ましい範囲は0.1%以下である。さらに好ましくは0.05%以下である。
Crは、窒化を行う場合にNとの親和力が強く、窒化深さを浅くし、窒化硬さを高めたり、窒化表面の圧縮残留応力を増加させたりする元素であるため、必須で添加する。しかし、0.5%より少ないと効果が少なく、一方、1.5%を越えて添加しても顕著な向上効果がみられず、また、窒化処理後の強度が低下することから、Crは0.5〜1.5%とした。より好ましいCrの範囲は0.8〜1.2%である。
Ni:16.0〜22.0%
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安定して形成させる作用と、Alと金属間化合物を形成して強度向上に寄与する作用とを有するため、16.0%は必要である。しかし、22.0%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難くなることから、Niは16.0〜22.0%とした。Niのより好ましい範囲は18.0%を超え21.0%以下である。
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、固溶化処理温度でMo、Al等の時効析出物形成元素の固溶度を増加させ、時効析出温度域でのMo、Alの固溶度を低下させることによってMo、Alを含む微細な金属間化合物の析出を促進し、時効析出強化に寄与する重要な元素である。そのため、Coは強度面、靭性面から多く添加することが必要である。Coが3.0%未満ではSi、Mn、Tiを低減したマルエージング鋼では十分な強度が得られ難く、一方7.0%を超えて添加すると硬度上昇に伴う表面欠陥への感受性の増加から返って強度が低下してしまうことから3.0〜7.0%とした。より好ましいCoの範囲は4.0%を超え6.0%以下である。
Mo:3.0〜7.0%
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。また、Moは窒化による表面の硬さ及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、3.0%より少ないと引張強度が不十分であり、一方、7.0%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3.0〜7.0%とした。Moのより好ましい範囲は、4.0%を超え6.0%以下である。
Mg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0001〜0.0030%
本発明においては、質量%でMg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0001〜0.0030%を含有することができる。
本発明のマルエージング鋼は、真空誘導溶解または、真空誘導溶解の後、さらに真空アーク再溶解あるいはエレクトロスラグ再溶解を行なう等の真空雰囲気中での溶解によってインゴットを製造することができる。しかし、これら真空雰囲気中での溶解を行なっても、完全に介在物を無くすことは技術的に困難である。
本発明の場合、強度向上を目的としてAlを添加するため、例えば25μmを超えるような粗大で硬質なAl2O3介在物が形成する危険性や、Al2O3がクラスター化したりするおそれがある。Al2O3介在物は硬質・高融点であり、例えば熱間塑性加工中でも殆ど変形することがない。そのため、例えば冷間圧延時のロールに疵を発生させてマルエージング鋼の表面欠陥を生じる可能性が有るため、Al2O3介在物を他の酸化物との複合介在物として、硬さを低下させたり、融点を下げたりするのがよい。また、それと同時にクラスター化を防止できる元素を添加して、介在物欠陥を防止するのが好ましい。
Al2O3介在物を複合介在物とするのに有効な元素としては、Si、Mn、Ca、Mgが挙げられるが、本発明ではSi、Mnは靭性と延性を低下させる元素として添加量を規制する。そのためSi、Mn以外のCa、Mgの何れかまたは両方を添加することで、Al2O3介在物を複合介在物とするのがよい。また、Ca、MgにはAl2O3介在物のクラスター化を防止する効果もある。そのため、本発明においては、Ca:0.003%以下、或いはさらに、Mg:0.003%以下を含有するとした。
なお、このCaとMgの効果を確実に得るには、Caは0.0001%、Mgは0.0001%を下限とするとよい。また、Mgには酸化物系介在物や窒化物系介在物を微細化させる効果が期待できる。そのため、例えば、介在物を起点とする疲労破壊を防止する必要があるCVT用の金属無端ベルトに本発明のマルエージング鋼を適用する場合にはMgを選択するのが好ましい。勿論、MgとCaの複合添加であってもよい。
Bは、冷間加工後に固溶化処理を行った時の旧オーステナイト結晶粒を微細化して強化に寄与するとともに表面肌荒れを抑制する効果をもつ元素であり、適宜添加してもよい。Bが0.01%より多いと靭性が低下することから、Bは0.0030%以下とした。より好ましくは、0.001%以下がよい。旧オーステナイト結晶粒を確実に微細化できる好ましいBの下限は0.0001%である。
なお、上述した元素以外はFeと不純物とした。
不純物含有量は少ない方が好ましいが、以下の範囲であれば差し支えない。
P≦0.05%、S≦0.05%、N≦0.005%、O:≦0.003%
例えば、0.5mm以下の厚さに加工して、CVTの金属無端ベルトに用いた場合、Tiを含まない組成のマルエージング鋼では低下し易い窒化層の圧縮残留応力の絶対値についても、窒化硬さや窒化層の圧縮残留応力の絶対値を高める効果のあるCr、Alによって窒化層の圧縮残留応力の絶対値を高めることができる。
本発明のマルエージング鋼は、高引張強度、高疲労強度を有し、窒化処理により優れた疲労特性を有することからCVTの金属無端ベルトに好適である。
真空誘導溶解炉を用いて重量が10kgの7種類の鋼塊を作製した。規制すべき元素であるTi、Nb、Ta及びWの混入をより確実に防止するため、添加する合金原料は高純度のものを用いた。
作製した鋼塊に均質化焼鈍を実施後、熱間鍛造した。さらに熱間圧延、冷間圧延によって約0.2mm厚さのマルエージング鋼を作製し、CVTの金属無端ベルト用のマルエージング鋼とした。
表1に得られたマルエージング鋼の化学組成とAl/Ti比率を示す。何れのマルエージング鋼もCを0.008%以下の範囲に調整して、溶接性の低下を防止した。なお、No.1、2及び7のマルエージング鋼は、Al含有量が本発明の範囲外となっており、特にNo.7はAl/Ti比率についても本発明の範囲外となっているものである。
また、表1に示さない不純物として、Pはいずれも0.002%以下、Sは0.001%であった。
窒化処理されたマルエージング鋼から、内部硬さ、表面硬さ、引張試験片、疲労強度測定用の各種試験片を採取し、それぞれの試験を行った。内部硬さの測定には、マルエージング鋼の幅方向中央部から採取して断面を研磨した試験片を用い、その厚さ方向の中央部に圧痕を押圧してビッカース硬度を測定した。表面硬さの測定には、マルエージング鋼の幅方向中央部表面に圧痕を押圧してビッカース硬度を測定した。
表2に窒化処理後の内部硬さ、表面硬さ、及び引張強度、疲労試験結果を示す。疲労試験は、回転曲げ、引張圧縮、捩じりといった種々の応力負荷様式があるが、本発明のマルエージング鋼は帯材であることから曲げ応力を負荷する評価方法が適している。そのため、繰返し曲げ疲労試験において、平均応力が679MPa、最大応力が1300MPaの範囲で繰返し曲げ応力を付与した時の、破断までの繰返し数をカウントした。平均応力及び最大応力の設定には各マルエージング鋼の差が明確に出る応力レベルとした。平均応力679MPa、最大応力1300MPaより小さいと破断し難くなり、また平均応力が679MPa、最大応力1300MPaより大きいと早期に破断してしまい疲労特性の指標である疲労限が明確でない理由から繰返し曲げ試験の応力レベルを平均応力679MPa、最大応力1300MPaと設定した。
また、No.1〜6のマルエージング鋼について、1000倍で10視野の電子顕微鏡による断面観察を行ったが、Al2O3介在物は観察できなかった。
但し、本発明で規定するAlの上限近傍のNo.3では、表面硬さが若干高めになっただけで鋼表面欠陥の感受性が高まって破断繰返し数が44933回と少なくなっている。
また、本発明のNo.3〜6では引張強さ、破断繰返し数が大きい。また、Al含有量により、硬さも変化しており、特に本発明のNo.3〜5は内部硬さが500〜570HVの最適な結果となっている。本発明のNo.6は、Al量が本発明の下限近傍であるため、内部硬さがやや低めとなっている。
一方、Al含有量の高い比較例No.1では、内部硬さ589HV、表面硬さ1062HVのように高い値となると、引張強さや破断繰返し数が小さくなることが分かる。また、No.7の比較鋼はAl含有量が少なくなっており、内部硬さを発現している金属間化合物量が少なくなるため内部硬さがいずれも490HV以下と低水準となっており本マルエージング鋼を動力伝達金属ベルトのように硬さが要求される部材に適用する場合は問題となる可能性がある。以上のことからAl含有量により特性が大きく変化し、Al含有量の適正範囲があることが分かる。
また比較例のNo.7はAl/Ti比が220と低く、透過型電子顕微鏡により窒化層の観察を行ったところAlNの形成はほとんど観察されなかった。そのため比較例のNo.7は疲労試験の破断繰返し数が低水準であった。
図1より、Alを1.3%を超えて含有したNo.1を見ると、硬さを調整しても引張強さのばらつきが顕著になることが分かる。Al含有量が多くなると時効処理時に金属間化合物の生成が促進され、硬度上昇を引き起こす。その結果、引張強さや疲労強度特性に対するばらつきの原因になると考えられる。また、本発明で規定したAl添加量であればばらつきをも抑えることが可能であることが分かる。
引張強度および強度のばらつき、疲労強度の観点から、Al量は0.7〜1.2%の範囲に調整することで、特に優れた特性を有するマルエージング鋼とすることができる。
以上のように、組成を最適化したうえで、時効処理及び窒化処理により、適正な水準の内部硬さ、表面硬さに設定することで高強度、高疲労強度特性、ひいてはばらつきの少ない安定した強度特性が得られることが分かる。
Claims (4)
- 質量%でC:0.008%以下、Si:0.5%以下、Mn:0.5%以下、Cr:0.5〜1.5%、Ni:16.0〜22.0%、Co:3.0〜7.0%、Mo:3.0〜7.0%を含有し、厚さが0.5mm以下の窒化処理されたマルエージング鋼において、該マルエージング鋼は、さらに質量%でAl:0.6〜1.3%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、前記不純物として、Ti:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Ta:0.01%以下、W:0.01%以下に規制され、且つ、AlとTiの比がAl/Ti≧250を満足し、ビッカース硬さでマルエージング鋼の表面硬さが800〜1050HV、内部硬さが570HV以下であることを特徴とするマルエージング鋼。
- 上記のAlは、質量%で0.7〜1.2%であることを特徴とする請求項1に記載のマルエージング鋼。
- 上記の組成に加え、更に、質量%でMg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0001〜0.0030%の何れかまたは両方を含むことを特徴とする請求項1または2に記載のマルエージング鋼。
- 上記の組成に加え、更に、質量%でB:0.0001〜0.0030%を含むことを特徴とする請求項1乃至3の何れかに記載のマルエージング鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2012558112A JP5333686B1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-08-30 | マルエージング鋼 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011217611 | 2011-09-30 | ||
JP2011217611 | 2011-09-30 | ||
JP2012558112A JP5333686B1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-08-30 | マルエージング鋼 |
PCT/JP2012/072010 WO2013047078A1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-08-30 | マルエージング鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP5333686B1 true JP5333686B1 (ja) | 2013-11-06 |
JPWO2013047078A1 JPWO2013047078A1 (ja) | 2015-03-26 |
Family
ID=47995126
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2012558112A Active JP5333686B1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-08-30 | マルエージング鋼 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20140230968A1 (ja) |
EP (1) | EP2762586B1 (ja) |
JP (1) | JP5333686B1 (ja) |
CN (1) | CN103827334B (ja) |
TW (1) | TWI473890B (ja) |
WO (1) | WO2013047078A1 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
NL1041102B1 (en) * | 2014-12-17 | 2016-10-11 | Bosch Gmbh Robert | Flexible steel ring for a drive belt for a continuously variable transmission and method for producing such. |
JP6202034B2 (ja) | 2015-04-06 | 2017-09-27 | トヨタ自動車株式会社 | 金属リング及びその製造方法 |
NL1041998B1 (en) * | 2016-07-27 | 2018-02-01 | Bosch Gmbh Robert | Flexible steel ring made from maraging steel and provided with a nitrided surface layer |
NL1042208B1 (en) * | 2016-12-30 | 2018-07-23 | Bosch Gmbh Robert | Metal ring component of a drive belt for a continuously variable transmission and its manufacutring method |
JP6860822B2 (ja) * | 2017-05-30 | 2021-04-21 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
CN108588560B (zh) * | 2018-05-24 | 2020-01-31 | 东北大学 | 含超细针状铁素体的连铸低碳微合金薄带钢的制造方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001240943A (ja) * | 1999-12-24 | 2001-09-04 | Hitachi Metals Ltd | 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 |
JP2001240944A (ja) * | 1999-12-24 | 2001-09-04 | Hitachi Metals Ltd | 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 |
JP2002275585A (ja) * | 2001-03-19 | 2002-09-25 | Hitachi Metals Ltd | マルエージング鋼帯およびその製造方法 |
WO2010110379A1 (ja) * | 2009-03-26 | 2010-09-30 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼帯 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS60153321A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-12 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | マルエ−ジング鋼製高強度スチ−ルベルト |
JP4178490B2 (ja) * | 1999-06-08 | 2008-11-12 | 日立金属株式会社 | 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 |
DE60033772T2 (de) * | 1999-12-24 | 2007-10-31 | Hitachi Metals, Ltd. | Martensitaushärtender Stahl mit hoher Dauerfestigkeit und Band aus dem martensitaushärtenden Stahl |
EP1176224B1 (en) * | 2000-07-24 | 2014-04-16 | Dowa Thermotech Co., Ltd. | Nitrided maraging steel and method of manufacturing thereof |
JP3677460B2 (ja) * | 2001-04-06 | 2005-08-03 | 本田技研工業株式会社 | 鋼材の製造方法 |
JP5046363B2 (ja) | 2005-12-13 | 2012-10-10 | 日立金属株式会社 | 高疲労強度を有する動力伝達用ベルト用マルエージング鋼ならびにそれを用いた動力伝達用ベルト用マルエージング鋼帯 |
JP5007930B2 (ja) | 2005-12-13 | 2012-08-22 | 日立金属株式会社 | 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、高疲労強度を有するマルエージング鋼の製造方法 |
JP5053651B2 (ja) * | 2007-01-31 | 2012-10-17 | 日立金属株式会社 | 高疲労強度を有するマルエージング鋼帯の製造方法 |
JP2009013464A (ja) | 2007-07-04 | 2009-01-22 | Hitachi Metals Ltd | 金属ベルト用マルエージング鋼 |
CN101688271B (zh) * | 2007-07-11 | 2013-03-27 | 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 |
-
2012
- 2012-08-30 EP EP12835939.5A patent/EP2762586B1/en active Active
- 2012-08-30 JP JP2012558112A patent/JP5333686B1/ja active Active
- 2012-08-30 US US14/348,308 patent/US20140230968A1/en not_active Abandoned
- 2012-08-30 CN CN201280047002.5A patent/CN103827334B/zh active Active
- 2012-08-30 WO PCT/JP2012/072010 patent/WO2013047078A1/ja active Application Filing
- 2012-09-10 TW TW101133034A patent/TWI473890B/zh active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001240943A (ja) * | 1999-12-24 | 2001-09-04 | Hitachi Metals Ltd | 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 |
JP2001240944A (ja) * | 1999-12-24 | 2001-09-04 | Hitachi Metals Ltd | 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 |
JP2002275585A (ja) * | 2001-03-19 | 2002-09-25 | Hitachi Metals Ltd | マルエージング鋼帯およびその製造方法 |
WO2010110379A1 (ja) * | 2009-03-26 | 2010-09-30 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼帯 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN103827334A (zh) | 2014-05-28 |
CN103827334B (zh) | 2016-08-17 |
TWI473890B (zh) | 2015-02-21 |
JPWO2013047078A1 (ja) | 2015-03-26 |
WO2013047078A1 (ja) | 2013-04-04 |
TW201319274A (zh) | 2013-05-16 |
EP2762586A1 (en) | 2014-08-06 |
EP2762586A4 (en) | 2015-10-28 |
EP2762586B1 (en) | 2016-11-09 |
US20140230968A1 (en) | 2014-08-21 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5429651B2 (ja) | マルエージング鋼帯 | |
JP5333686B1 (ja) | マルエージング鋼 | |
EP3112491A1 (en) | Rolled material for high strength spring, and wire for high strength spring | |
RU2733612C2 (ru) | Сталь, продукт, произведенный из такой стали, и способ его изготовления | |
JP5123335B2 (ja) | クランクシャフトおよびその製造方法 | |
JP5046363B2 (ja) | 高疲労強度を有する動力伝達用ベルト用マルエージング鋼ならびにそれを用いた動力伝達用ベルト用マルエージング鋼帯 | |
EP2746420B1 (en) | Spring steel and spring | |
CN108315637B (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
JP6468402B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法ならびに歯車部品の製造方法 | |
JP2018535316A (ja) | 鋼、前記鋼から作られた製品、及びその製造方法 | |
KR20120078757A (ko) | 마레이징강 및 금속 벨트용 마레이징강 | |
JP6344423B2 (ja) | 肌焼鋼および肌焼鋼の製造方法 | |
JP2010189697A (ja) | クランクシャフトおよびその製造方法 | |
JP5007930B2 (ja) | 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、高疲労強度を有するマルエージング鋼の製造方法 | |
JP2009013464A (ja) | 金属ベルト用マルエージング鋼 | |
EP3467133B1 (en) | Case-hardened steel and manufacturing method therefor as well as gear component manufacturing method | |
JP4451919B1 (ja) | 鋼薄板およびその製法ならびに無段変速機用スチールベルト | |
JP4507149B2 (ja) | 高疲労強度を有する動力伝達ベルト用マルエージング鋼ならびにそれを用いた動力伝達ベルト用マルエージング鋼帯 | |
JP4427772B2 (ja) | 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 | |
JP7172080B2 (ja) | 金属ベルト用マルエージング鋼 | |
JP4178490B2 (ja) | 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 | |
JP7447377B2 (ja) | Tiフリーマルエージング鋼の製造方法 | |
EP4177368A1 (en) | Austenitic stainless steel with improved deep drawability | |
JP6343946B2 (ja) | 肌焼用圧延鋼材及びこれを用いた浸炭部品 | |
WO2014155906A1 (ja) | 肌焼鋼 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130702 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130715 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5333686 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |