TWI473890B

TWI473890B - 麻時效鋼

Info

Publication number: TWI473890B
Application number: TW101133034A
Authority: TW
Inventors: Katsuhiko Ohishi; Toshihiro Uehara; Ichiro Kishigami
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-10
Publication date: 2015-02-21
Also published as: WO2013047078A1; CN103827334A; JP5333686B1; EP2762586B1; EP2762586A4; JPWO2013047078A1; EP2762586A1; US20140230968A1; TW201319274A; CN103827334B

Description

麻時效鋼

本發明是有關於一種例如適合於無段自動變速箱(Continuously Variable Transmission，CVT)用的金屬環形帶(endless belt)的經氮化處理的麻時效鋼。

麻時效鋼具有2000MPa左右的非常高的拉伸強度，因而例如被加工為0.5mm以下的鋼帶，且用於要求具有高強度的CVT的金屬環形帶等中。

在其代表性的組成中，具有以質量%計的18%Ni-8%Co-5%Mo-0.45%Ti-0.1%Al-剩餘部份(balance，bal.)為Fe。

然而，上述麻時效鋼雖獲得非常高的拉伸強度，但另一方面，關於疲勞強度(fatigue strength)則未必高。使麻時效鋼的疲勞強度劣化的最主要原因可列舉TiN夾雜物。該TiN夾雜物的大小容易增大，此外形狀亦為立方體，因而容易產生以夾雜物為起點的疲勞破壞(Fatigue fracture)。

因此，提出未添加Ti的麻時效鋼。在經氮化處理的金屬環形帶用的麻時效鋼中，Ti為不僅提高合金的基體(matrix)的強度且提高氮化層的強度的重要元素。若不添加該Ti則會導致基體與氮化層兩者的強度降低。因此，在未添加Ti的麻時效鋼中，必須使用代替Ti的元素來強化基體與氮化層。

作為強化基體與氮化層的第一方法，有如下方法：除了提高有助於基體的強化的Co或Mo的含量外，亦於氮化層的強化中使用Cr。該第一方法例如揭示於本案申請人申請的日本專利特開2009-013464號公報(專利文獻1)、日本專利特開2008-088540號公報(專利文獻2)、日本專利特開2007-186780號公報(專利文獻3)、國際公開WO2009/008071手冊(專利文獻4)等中。

作為第二方法，則有如下方法：Co亦與Ti一併減少，而積極添加Al、Si、Mn中的任一種以上。該第二方法例如揭示於本案申請人申請的日本專利特開2001-240943號公報(專利文獻5)或日本專利特開2001-240944號公報(專利文獻6)等中，且提出有如下的具有高疲勞強度的麻時效鋼，其以質量%計含有C：0.008%以下、Si：2.0%以下(包括0在內)、Mn：3.0%以下(包括0在內)、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Ni：12%~22%、Mo：3.0%~7.0%、Co：小於7.0%、Ti：0.1%以下、Al：2.0%以下、3Si+1.8Mn+Co/3+Mo+2.6Ti+4Al：8.0%~13.0%、N：小於0.005%、O：0.003%以下，剩餘部分實質地包含Fe，作為選擇元素而含有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。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2009-013464號公報

[專利文獻2]日本專利特開2008-088540號公報

[專利文獻3]日本專利特開2007-186780號公報

[專利文獻4]國際公開WO2009/008071手冊

[專利文獻5]日本專利特開2001-240943號公報

[專利文獻6]日本專利特開2001-240944號公報

上述專利文獻1至專利文獻4的麻時效鋼在高價Co的含量超過7.0%的範圍內含有該Co。Co為稀有金屬，亦會擔心將來Co原料的價格高漲。

另一方面，專利文獻5及專利文獻6所記載的麻時效鋼中，為了減少對於疲勞強度提高有害的夾雜物TiN，而將Ti、N均抑制得低，且為了廉價，而將Co降低至小於7.0%，此外進行添加元素的適量添加，從而可廉價地同時獲得高強度與高疲勞強度。

然而，在CVT的金屬環形帶等的用途中，尤其是尋求使藉由進行了氮化處理後的氮化物生成而析出強化的效果最大限度地發揮出來，並穩定地實現優良的強度。針對上述高要求，無法說利用上述第二方法的先前的麻時效鋼的強度必定充分，從而尋求實現更優良的疲勞強度與穩定的高強度。

本發明的目的在於提供一種進行氮化處理後的麻時效鋼，其具有優良的疲勞強度且可穩定地獲得高強度。

本發明者以專利文獻5及專利文獻6所述的麻時效鋼為基礎，對如下的最佳組成進行了研究，即，該最佳組成為在進行氮化處理後可最大限度地發揮藉由氮化物生成而引起的析出強化，且，穩定地獲得優良的強度。結果可知，為了確保良好的韌性或延性，減少先前為了提高強度而添加的Si與Mn，則更為有利。

進而，本發明者對有助於提高強度的Al的效果重新進行了驗證，結果提出如下見解：將Al設為特定量的範圍，且藉由伴隨該設定的組成的最佳化以及硬度的調整，而可獲得高強度與疲勞強度特性。從而，完成了本發明。

亦即，本發明為一種麻時效鋼，其為以質量%計含有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%，且厚度為0.5mm以下的經過氮化處理的麻時效鋼，其中，該麻時效鋼進而以質量%計含有Al：0.6%~1.3%，剩餘部分包含Fe及雜質，作為上述雜質，限制為Ti：0.01%以下、Nb：0.01%以下、Ta：0.01%以下、W：0.01%以下，且，Al與Ti的比滿足Al/Ti≧250，以維氏硬度(Vicker Hardness)計麻時效鋼的表面硬度為800 HV~1050 HV，內部硬度為570 HV以下。

上述Al較佳為以質量%計為0.7%~1.2%的範圍。

而且，本發明除上述組成外，可進而以質量%計含有Mg：0.0001%~0.0030%、Ca：0.0001%~0.0030%中的任一者或兩者。進而本發明為如下的麻時效鋼：除上述組成外，可進而以質量%計含有B：0.0001%~0.0030%。

本發明的麻時效鋼藉由伴隨Al含量的最佳化的組成的最佳化以及硬度的調整，而實現氮化處理後的麻時效鋼表面缺陷的敏感性的調節(adjustment)，且可獲得高強度與疲勞強度特性。

因此，本發明的麻時效鋼具有極其優良的機械性質，若用於如CVT的金屬環形帶般的要求高疲勞強度的構件中，則可實現長的疲勞壽命等。

如上述般，本發明的特徵基於上述新穎的見解而完成，以下對本發明中作為最重要的元素的Al的作用進行敍述。另外，元素的含量為質量%。

Al：0.6%~1.3%

Al為本發明中最重要的元素，根據各種實驗可知，為了獲得高強度、高疲勞強度而必須限制在適當的範圍。在本發明的減少了Ti等的麻時效鋼中，Al與Ni結合而形成獲得內部硬度所需的金屬間化合物(intermetallic compound)的NiAl或Ni₃ Al，從而具有使基體的強度提高的效果。而且，若與含有通常的Ti的麻時效鋼相比，則熔解-凝固過程中析出的AlN比TiN微細，因此亦對於提高疲勞強度有利。而且，Al為在氮化處理時形成微細的AlN而可獲得氮化層的硬度的重要元素。

然而，若Al含量多則金屬間化合物變得過多，內部硬度上升並且氮化處理後微細的AlN增加得過多，而導致表面硬度變得過高。藉此可知，對鋼中的缺陷或表面缺陷變得敏感從而引起強度或者疲勞強度降低，並且成為強度的不均的原因。

因此，本發明中將Al量的上限限制為1.3%以下。若Al為1.3%以下則金屬間化合物或氮化物量限制在適當的範圍，因而可獲得高強度、高疲勞強度。為了更確實地降低強度的不均，更佳為將Al的上限設為1.25%。進而較佳的上限為1.2%，進而更佳的上限為1.15%。

另一方面，若Al含量少，則如上述般的金屬間化合物或氮化物變得過少，無法獲得內部硬度或氮化處理後的表面硬度，因而將Al量的下限值設為0.6%以上。Al的更佳的下限為0.7%，Al的進而較佳的下限為0.8%。

另外，本發明中，亦可知為了最大限度地發揮上述Al的效果，除後述的Ti之外，專利文獻5及專利文獻6所述的麻時效鋼中所揭示的Ta、W、Nb應為限制為雜質元素級別以下的元素。這是因為，該些元素容易與C、N、Ni等結合而形成化合物，而成為韌性降低或強度的不均的原因。其理由將於以後加以說明。

Al與Ti的比為Al/Ti≧250

其次，對使上述Al的作用效果最大限度地發揮的Al與Ti的比進行說明。

Ti如後述般為本發明中應限制的雜質元素。Ti為活性非常強的元素，因而熔製時容易與N結合而形成非金屬夾雜物TiN，從而使高周區(high cycle region)的疲勞強度降低。而且，在含有0.6%~1.3%的Al的本發明的麻時效鋼中，若雜質Ti過度地殘留，則熱處理時形成作為含有Ti的金屬間化合物的Ni₃ Ti，妨礙本來應形成的Al的金屬間化合物Ni₃ Al的形成。進而在氮化處理時，氮化層中優先地形成有Ti的氮化物，因而本來應形成的氮化層中的微細的AlN的形成變得不充分，從而變得無法獲得高強度、高疲勞強度。因此，本發明中，對質量%Al與質量%Ti的比加以管理，設為以Al/Ti計為250以上。若Al與Ti的比以Al/Ti計小於250則上述雜質Ti的影響會波及到氮化層，從而妨礙氮化層中的AlN的形成而無法最大限度地發揮Al的作用效果。

質量%Al與質量%Ti的比的更佳的範圍以Al/Ti計為300以上。進而較佳為350以上，進而更佳為400以上。

Ti：0.01%以下

其次對Ti進行說明。Ti本來是麻時效鋼的重要的強化元素之一，但亦為如下的有害元素，即，除朝上述氮化層形成TiN之外，亦形成作為夾雜物的TiN或Ti(C、N)，尤其會降低超高周區的疲勞強度。因此，本發明中Ti作為雜質，其必須抑制得低。而且，Ti容易在表面形成薄且穩定的氧化膜，若形成該氧化膜則妨礙氮化反應，因而難以獲得充分的氮化表面的壓縮殘留應力。為了容易進行氮化，而且為了增大氮化後的表面的壓縮殘留應力，Ti必須抑制得低。Ti若多於0.01%則無法獲得充分的降低TiN或Ti(C、N)的效果，而且容易在表面形成穩定的氧化膜，因而Ti限制為0.01%以下。更佳為0.008%以下。

Nb：0.01%以下

Nb若暴露於如固溶化熱處理溫度般的800℃以上的高溫中，則形成穩定相的δ(Ni₃ Nb)，存在引起強度降低、強度的不均增大的可能性，因而限制為0.01%以下。

Ta：0.01%以下

Ta為如下元素，即，與B、C、N形成微細的化合物而在冷加工後的固溶化處理中將舊奧氏體(austenite)粒徑微細化從而有助於強化，並且可期待抑制表皮粗糙的效果，另一方面會降低韌性。因而，Ta限制為0.01%以下。

W：0.01%以下

W與Ta相同，會形成化合物，並引起韌性降低，因而限制為0.01%以下。

其次，對本發明中規定的硬度進行說明。

以維氏硬度計麻時效鋼的表面硬度為800 HV~1050 HV

本發明中麻時效鋼的表面硬度是指藉由氮化處理生成氮化物的麻時效鋼的表面附近的硬度。

本發明的在0.6%~1.3%的範圍內含有Al的麻時效鋼中，確認到：氮化處理後若麻時效鋼的表面硬度增高到必要以上，則對於表面缺陷的敏感性提高，因而強度以及疲勞強度會降低。

一般而言若將添加了如本發明般的Al或Cr的材料氮化，則表面附近會析出氮化物，藉由伴隨析出的硬化或氮化物的析出而引起的體積變化，產生殘留應力從而強度或疲勞強度提高。尤其表面硬度會對強度或疲勞強度造成大的影響，無缺陷的材料中硬度越高，則強度或疲勞強度越提高。

然而，工業上生產的鋼或其製品中雖然僅存在微小的差異，但因存在缺陷，故若硬度高則反而會引起強度降低、疲勞強度降低。尤其表面硬度在製造中不可避免地與無法避開的數μm尺寸的表面缺陷的敏感性有關，若表面硬度增高則對於表面缺陷的敏感性提高，因而本發明的麻時效鋼設為以維氏硬度計麻時效鋼的表面硬度為1050 HV以下。另一方面，若表面硬度小於800 HV，則難以用於要求耐摩耗性的例如CVT的金屬環形帶等中，因而就下限而言設為800 HV。

維氏硬度麻時效鋼的內部硬度為570 HV以下

本發明中麻時效鋼的內部硬度是指如下位置的硬度，該位置是自麻時效鋼的表面離開至不會受到上述表面的氮化處理影響的程度的位置。

麻時效鋼的內部硬度，一般而言，為了獲得強度或疲勞強度而調整為570 HV左右。然而，在本發明的不包含Ti的麻時效鋼中，藉由NiAl或Ni₃ Al等的Al的金屬間化合物的析出獲得內部硬度。該些金屬間化合物，例如NiAl雖對於強度的表現有大的作用，但若析出量增多則成為高硬度，並與如上述般的表面缺陷的敏感性相同，對於內部缺陷的敏感性提高。因此，對於由疲勞試驗中的重複數為10⁷ 次以上的超高周區所產生的夾雜物引起的內部破壞的敏感性提高，因而本發明的麻時效鋼設為以維氏硬度計麻時效鋼的內部硬度為570 HV以下。另一方面，就下限而言未作特別限定，但若小於490 HV則有強度降低之虞，因而可將490 HV設為下限。內部硬度的更佳的下限為500 HV。

以下對上述元素以外的本發明的各元素的作用進行敍述。

C：0.008%以下

C與Mo形成碳化物，使應析出的金屬間化合物減少而使強度降低，因而必須抑制得低。而且，若過剩地添加C，則例如用於CVT用的金屬環形帶時所需的熔接性降低的危險性增高。基於上述理由，C設為0.008%以下。C的更佳的上限為0.006%，進而較佳的上限為0.005%。

Si：0.5%以下

Si為如下元素：將時效處理(Ageing Treatment)時析出的金屬間化合物微細化，或者與Ni一併形成金屬間化合物，藉此可補充由Ti降低所引起的強度降低部分。然而，為了確保良好的韌性或延性，Si抑制得低較有利。因此，本發明中將Si設為0.5%以下。用以更確實地進行韌性、延性的確保的更佳範圍為0.1%以下。進而較佳為0.05%以下。

Mn：0.5%以下

Mn為在時效處理時與Ni一併形成金屬間化合物且有助於時效硬化的元素，因而可補充由Ti降低引起的強度降低部分。然而，為了確保良好的韌性或延性，Mn抑制得低較有利。因此，本發明中將Mn設為0.5%以下。用以更確實地進行韌性、延性的確保的更佳範圍為0.1%以下。進而較佳為0.05%以下。

Cr：0.5%~1.5%

Cr為如下元素，即，進行氮化時與N的親和力強，使氮化深度變淺，提高氮化硬度，或者使氮化表面的壓縮殘留應力增加。因而，必須添加Cr。然而，若Cr少於0.5%則效果少；另一方面，即便添加超過1.5%的Cr亦無法看見顯著提高效果，而且，氮化處理後的強度降低。因此，Cr設為0.5%~1.5%。Cr的更佳的範圍為0.8%~1.2%。

Ni：16.0%~22.0%

Ni具有穩定地形成作為麻時效鋼的基體組織的低C麻田散鐵組織的作用、及與Al形成金屬間化合物而有助於提高強度的作用，因而16.0%的Ni為必需。然而，若超過22.0%則奧氏體組織穩定化，難以引起麻田散鐵變態，因而Ni設為16.0%~22.0%。Ni的更佳的範圍為超過18.0%且21.0%以下。

Co：3.0%~7.0%

Co為如下的重要的元素，即，不會對基體的麻田散鐵組織的穩定性造成大的影響，在固溶化處理溫度下使Mo、Al等的時效析出物形成元素的固溶度增加，使時效析出溫度域的Mo、Al的固溶度降低，藉此促進包含Mo、Al的微細的金屬間化合物的析出，並有助於時效析出強化。因此，自強度方面、韌性方面來考量，Co必須添加得多。當Co小於3.0%時，在減少了Si、Mn、Ti的麻時效鋼中難以獲得充分強度，另一方面，若添加超過7.0%，則因對伴隨硬度上升的表面缺陷的敏感性的增加，反而強度會降低，因而設為3.0%~7.0%。Co的更佳的範圍為超過4.0%且6.0%以下。

Mo：3.0%~7.0%

Mo為在時效處理時形成Ni₃ Mo、Fe₂ Mo等的微細的金屬間化合物，且有助於析出強化的重要的元素。而且，Mo為對於增大由氮化引起的表面的硬度及壓縮殘留應力有效的元素。因此，Mo若少於3.0%則拉伸強度不充分，另一方面，若多於7.0%則容易形成以Fe、Mo為主要元素的粗大的金屬間化合物，因此Mo設為3.0%~7.0%。Mo的更佳的範圍為超過4.0%且6.0%以下。

以上為本發明中作為必須而規定的元素。其次對可選擇性地添加的元素進行說明。

Mg：0.0001%~0.0030%、Ca：0.0001%~0.0030%

本發明中可以質量%計含有Mg：0.0001%~0.0030%、Ca：0.0001%~0.0030%。

本發明的麻時效鋼藉由真空感應熔解，或在真空感應熔解後進而進行真空電弧再熔解或者電渣(electroslag)再熔解等的真空環境氣體中的熔解，而可製造鑄錠(ingot)。然而，即便進行該些真空環境氣體中的熔解，要完全消除夾雜物在技術上仍具有困難。

本發明的情況下，以強度提高為目的而添加Al，因而有例如形成超過25μm的粗大且硬質的Al₂ O₃ 夾雜物的危險性，或有Al₂ O₃ 叢集(cluster)化之虞。Al₂ O₃ 夾雜物為硬質、高熔點，即便在例如熱塑性加工中亦幾乎不會發生變形。因此，有例如使冷軋時的輥中產生瑕疵而產生麻時效鋼的表面缺陷的可能性，宜將Al₂ O₃ 夾雜物設為與其他氧化物的複合夾雜物，以使硬度降低，或使熔點降低。而且，較佳為與此同時地添加可防止叢集化的元素，以防止夾雜物缺陷。

作為對於使Al₂ O₃ 夾雜物為複合夾雜物有效的元素，可列舉Si、Mn、Ca、Mg，但本發明中Si、Mn作為使韌性與延性降低的元素而限制添加量。因此藉由添加Si、Mn以外的Ca、Mg中的任一者或兩者，可使Al₂ O₃ 夾雜物為複合夾雜物。而且，Ca、Mg中亦具有防止Al₂ O₃ 夾雜物的叢集化的效果。因此，本發明中，設為含有Ca：0.003%以下，或者進而含有Mg：0.003%以下。

另外，為了確實獲得該Ca與Mg的效果，Ca可將0.0001%設為下限，Mg可將0.0001%設為下限。而且，就Mg而言，可期待使氧化物系夾雜物或氮化物系夾雜物微細化的效果。因此，例如，在必須防止以夾雜物為起點的疲勞破壞的CVT用的金屬環形帶中應用本發明的麻時效鋼的情況下，較佳為選擇Mg。當然，亦可為Mg與Ca的複合添加。

B：0.0001%~0.0030%

B為具有如下效果的元素，即，將在冷加工後進行固溶化處理時的舊奧氏體結晶粒微細化而有助於強化，並且可抑制表面表皮粗糙的效果，從而可適當添加。B若多於0.01%則韌性降低，因而B設為0.0030%以下。可更佳為0.001%以下。可確實地將舊奧氏體結晶粒微細化的B的較佳的下限為0.0001%。

另外，上述元素以外設為Fe及雜質。

雜質含量少者較佳，但只要為以下的範圍則無妨。

P≦0.05%，S≦0.05%，N≦0.005%，O：≦0.003%

由於本發明的麻時效鋼中幾乎不含有於表面形成具有妨礙氮化可能性的穩定的氧化膜的Ti，因此可容易進行通常的氣體氮化、氣體軟氮化、浸硫氮化、離子氮化、鹽浴氮化等的各種氮化處理。

例如，在加工為0.5mm以下的厚度而用於CVT的金屬環形帶的情況下，關於不含有Ti的組成的麻時效鋼中容易降低的氮化層的壓縮殘留應力的絕對值，藉由具有提高氮化硬度或氮化層的壓縮殘留應力的絕對值的效果的Cr、Al，可提高氮化層的壓縮殘留應力的絕對值。

本發明的麻時效鋼具有高拉伸強度、高疲勞強度，藉由氮化處理而具有優良的疲勞特性，因而適合於CVT的金屬環形帶。

[實例]

以下的實例中對本發明進行更詳細說明。

使用真空感應熔解爐製作重量為10kg的7種鋼塊。為了更確實地防止作為應加以限制的元素的Ti、Nb、Ta及W的混入，添加的合金原料使用高純度的原料。

在對所製作的鋼塊實施均質化退火後，進行熱鍛造。進而藉由熱軋、冷軋而製作厚度約0.2mm的麻時效鋼，從而形成CVT的金屬環形帶用的麻時效鋼。

表1中表示所獲得的麻時效鋼的化學組成與Al/Ti比率。任一麻時效鋼均將C調整為0.008%以下的範圍，從而防止了熔接性的降低。另外，No.1、No.2及No.7的麻時效鋼中，Al含量為本發明的範圍外，尤其No.7中關於Al/Ti比率亦為本發明的範圍外。

而且，作為表1中未表示的雜質，P均為0.002%以下，S為0.001%。

對表1所示的麻時效鋼在氫環境氣體中以900℃進行固溶化處理，進而以480℃進行時效處理後，以450℃~500℃的溫度域進行氣體氮化處理來作為氮化處理。另外，氣體氮化處理使麻時效鋼的表面硬度分3階段變化，並對Al含量與表面硬度的影響進行調查。

自經過氮化處理的麻時效鋼中採取內部硬度、表面硬度、拉伸試驗片、疲勞強度測定用的各種試驗片，並進行各自的試驗。在內部硬度的測定時，使用自麻時效鋼的寬度方向中央部採取而研磨了剖面的試驗片，在其厚度方向的中央部擠壓出壓痕而對維氏硬度進行測定。在表面硬度的測定時，在麻時效鋼的寬度方向中央部表面擠壓出壓痕而對維氏硬度進行測定。

表2表示氮化處理後的內部硬度、表面硬度及拉伸強度、疲勞試驗結果。疲勞試驗具有旋轉彎曲、拉伸壓縮、扭轉等各種應力負載方式，但因本發明的麻時效鋼為帶材，故適用負載彎曲應力的評估方法。因此，在重複彎曲疲勞試驗中，對在平均應力為679MPa、最大應力為1300MPa的範圍內賦予重複彎曲應力時的直至斷裂為止的重複數進行計數。在平均應力及最大應力的設定中設定各麻時效鋼的差明確出現的應力級別。基於如下的理由，即，若平均應力小於679MPa、最大應力小於1300MPa則難以斷裂；而且，若平均應力大於679MP、最大應力大於1300MPa則於早期發生斷裂從而作為疲勞特性的指標的疲勞限度不明確，因而將重複彎曲試驗的應力級別設定為平均應力679MPa、最大應力1300MPa。

而且，對於No.1~No.6的麻時效鋼，藉由1000倍的10視野的電子顯微鏡進行了剖面觀察，並未能觀察到 Al₂ O₃ 夾雜物。

根據表2所示的本發明及比較例的麻時效鋼的內部硬度、表面硬度、拉伸強度、疲勞試驗的斷裂重複數的結果可知，本發明的麻時效鋼根據表面硬度及內部硬度而拉伸強度或斷裂重複數發生變化。尤其可知表面硬度低者拉伸強度、斷裂重複數增大。

其中，本發明中規定的Al的上限附近的No.3中，藉由表面硬度僅些微提高，鋼表面缺陷的敏感性提高，而斷裂重複數減少至44933次。

而且，本發明的No.3~No.6中拉伸強度、斷裂重複數大。而且，根據Al含量，硬度亦發生變化，尤其本發明的No.3~No.5為內部硬度500 HV~570 HV的最佳結果。本發明的No.6中，Al量為本發明的下限附近，因而內部硬度稍微降低。

另一方面，Al含量高的比較例No.1中，可知若如內部硬度589 HV、表面硬度1062 HV般成為高值，則拉伸強度或斷裂重複數減小。而且，No.7的比較鋼中Al含量減少，表現內部硬度的金屬間化合物量減少，因而內部硬度均為490 HV以下的低水準，將本麻時效鋼應用於如動力傳達金屬帶那樣要求硬度的構件的情況下，存在發生問題的可能性。根據以上可知根據Al含量而特性大幅變化，從而具有Al含量的適當範圍。

而且，比較例的No.7中Al/Ti比低至220，藉由穿透式電子顯微鏡進行氮化層的觀察，結果幾乎未觀察到AlN的形成。因此，比較例的No.7中疲勞試驗的斷裂重複數為低水準。

其次，為了進一步確認Al的效果，進行在目標表面硬度為850 HV的氮化處理條件下進行同一批次的氮化處理後的拉伸試驗。將其結果表示於圖1中。圖1是表示進行各3個拉伸試驗的結果的圖，且黑色的四方形所示的圖案表示平均值，垂直線表示測定值的不均。

根據圖1可知，若觀察含有超過1.3%的Al的No.1，則即便調整硬度，拉伸強度的不均亦變得顯著。若Al含量增多則時效處理時促進金屬間化合物的生成，引起硬度上升。結果認為，成為拉伸強度或疲勞強度特性產生不均的原因。而且可知，只要為本發明中規定的Al添加量則亦可抑制不均。

而且，圖1中表示若Al含量添加超過1.2%，則會引起強度不均的增加與拉伸強度降低。另一方面，根據表2的結果可確認，當Al在0.7%~1.2%的範圍內，且設為適當的氮化條件(例如，表面硬度900 HV~950 HV)時，獲得超過950000次的斷裂重複數，因此實現鋼表面缺陷的敏感性的適當化，從而表現出優良的疲勞強度。

自拉伸強度及強度的不均、疲勞強度的觀點考慮，藉由將Al量調整為0.7%~1.2%的範圍，而可形成具有尤其優良的特性的麻時效鋼。

如上所述，可知，將組成最佳化後，藉由時效處理及氮化處理，設定為適當水準的內部硬度、表面硬度，從而獲得高強度、高疲勞強度特性、進而不均少的穩定的強度特性。

[產業上之可利用性]

本發明的麻時效鋼因高強度且疲勞強度優良，故適合於CVT的金屬環形帶。

圖1是表示Al含量與拉伸強度的關係的圖。

Claims

一種麻時效鋼，其特徵在於，以質量%計含有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%，厚度為0.5mm以下且經過氮化處理，其中，上述麻時效鋼進而以質量%計含有Al：0.6%~1.3%、Mg：0.0001%~0.0030%，剩餘部分包含Fe及雜質，作為上述雜質，限制為Ti：0.01%以下、Nb：0.01%以下、Ta：0.01%以下、W：0.01%以下，且，Al與Ti的比滿足Al/Ti≧250，以維氏硬度計麻時效鋼的表面硬度為800 HV~1050 HV，內部硬度為570 HV以下。
如申請專利範圍第1項所述之麻時效鋼，其中上述Al以質量%計為0.7%~1.2%。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之麻時效鋼，其中除上述組成外，進而以質量%計包含Ca：0.0001%~0.0030%。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之麻時效鋼，其中除上述組成外，進而以質量%計包含B：0.0001%~0.0030%。