WO2012144495A1 - 冷間打抜用鋼及びこれを用いたスチールベルト用エレメント - Google Patents

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寺田紘樹
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Honda Motor Co Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to a steel for cold punching and an element processed into a steel belt element used for a belt type CVT of an automobile or the like.
  • a belt-type continuously variable transmission such as an automobile
  • power is transmitted by putting a steel belt between a pair of pulleys on the input side and output side.
  • a steel belt has a structure in which a plurality of chip-like elements (steel pieces) are assembled along an annular belt.
  • the productivity is lowered with high hardness steel. Therefore, a manufacturing method in which a steel subjected to a softening heat treatment is subjected to cold punching, and then a hardening heat treatment is considered.
  • the curing heat treatment should be performed at a relatively low temperature and in a short time.
  • the present inventor focused on steel near the eutectoid composition having the lowest austenite single-phase stability region temperature on the equilibrium diagram, and performed a heat treatment at a temperature near the eutectoid point to obtain a high hardness. We are studying to obtain a steel that has both high wear resistance and high toughness that can withstand contact by relative movement with the pulley.
  • Patent Document 1 discloses a high carbon steel member that is a steel near the eutectoid composition and has a high impact value of 25 J / cm 2 or more while maintaining a hardness of 600 to 900 Hv. Specifically, in mass%, C: 0.61 to 1.30%, Si: ⁇ 1.0%, Mn: 0.2 to 1.5%, P: ⁇ 0.02%, S: ⁇ 0 0.02%, Mo: ⁇ 0.5%, V: ⁇ 0.5%, and the composition after quenching and tempering is less than 8.5 ⁇ 15.3 ⁇ C% ⁇ It is disclosed that the coarse undissolved carbide having a particle size of 1.0 ⁇ m or more should be restricted to 2 or less per 100 ⁇ m 2 of observation area with V f ⁇ 10.0 volume ratio V f (volume%).
  • Patent Document 2 discloses a carbon steel that is near eutectoid composition and has excellent toughness and fatigue resistance. Specifically, in mass%, C: 0.50 to 0.70%, Si: ⁇ 0.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: ⁇ 0.02%, S: ⁇ 0 0.02%, Al: 0.001 to 0.10%, V: 0.05 to 0.50%, Ti: 0.02 to 0.20%, Nb: 0.01 to 0.50% , Mo: ⁇ 0.50% of component composition including one or more kinds, the spheroidization rate of undissolved carbide in the structure after annealing is 95% or more, and the particle size is 2.5 ⁇ m or more It is disclosed that no coarse undissolved carbide is produced.
  • Mo is added, hardenability is improved, and when V is added, carbonitrides are formed and toughness is increased.
  • a steel having excellent wear resistance and toughness can be obtained by adding rare metals such as Mo and V.
  • rare metals such as Mo and V.
  • the wear resistance and toughness of the same level or higher can be obtained while reducing the amount of these rare metals added.
  • the present invention has been made in view of such a situation.
  • the object of the present invention is to provide a belt-type CVT such as an automobile excellent in wear resistance and toughness while suppressing the addition of rare metals such as Mo and V. It is an object of the present invention to provide an element for a steel belt to be used and a steel for cold punching that provides the element.
  • the steel for cold stamping according to the present invention is 10.8 [C] +5.6 [Si] +2.7 [Mn] +0.3 [Cr] +7.8 when the mass% of the element M is [M]. It is a steel for cold stamping made of steel having a component composition satisfying [Mo] +1.4 [V] ⁇ 13, in mass%, C as an essential additive element, 0.50 to 0.70%, Si 0.03 to 0.60%, Mn 0.50 to 1.00%, Cr 0.20 to 1.00%, Ti 0.01 to 0.10%, and B 0.0005% In the range of 0.0050% to 0.0050%, and as an optional additive element, P is 0.025% or less, and S is in a range of 0.015% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, and austenite After heating and holding in the single-phase temperature range, cool at a predetermined rate, mainly finely mixed with ferrite + pearlite structure. Characterized in that gave the following hardness 88HRB with carbide was dispersed tissue.
  • a steel for cold punching cold punching into the shape of a belt type CVT steel belt element can be performed well. Further, it mainly has a structure in which fine carbides having B as a nucleus are dispersed in a ferrite + pearlite mixed structure. By a predetermined quenching and tempering heat treatment, coarse carbides can be suppressed and high toughness as an element can be provided while giving a high wear resistance as an element by a dispersed structure of fine carbides.
  • coarse carbides having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more may be suppressed to 1.2 ⁇ 10 5 or less per 1 mm square.
  • a predetermined quenching and tempering heat treatment can suppress coarse carbides and can provide high toughness as an element.
  • the steel belt element of the belt type CVT according to the present invention is 640 Hv or more by applying a quenching and tempering heat treatment after cold punching the steel for cold punching according to any one of the above inventions into a predetermined shape. It is characterized by giving the hardness.
  • coarse carbides having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more may be suppressed to 1.3 ⁇ 10 4 or less per 1 mm square. According to this invention, it has high toughness as an element by the structure
  • softening heat treatment is performed so that a thin steel sheet having a predetermined component composition in the vicinity of a eutectoid composition containing a predetermined amount of B and Ti is easily punched as described later (S1).
  • the thin steel sheet is heated to a relatively low temperature in the austenite single-phase stable temperature range, that is, about 20 to 30 ° C. higher than the A3 and Acm lines, held for a predetermined time, and then cooled at a predetermined rate.
  • a steel for cold punching in which insoluble carbides are finely dispersed by B in the component composition can be obtained. This steel for cold punching has good cold punchability and can easily process the shape of the element.
  • B is particularly dispersed in the cementite portion in the pearlite structure (see FIG. 2 (a)).
  • this thin steel sheet is heated and held in the austenite single-phase stable temperature range, it changes into an austenite single-phase (see FIG. 2B).
  • carbon that cannot be dissolved in ferrite first precipitates as carbide, but some carbide precipitates dispersed B. It precipitates as a nucleus (see also FIG. 2 (c) and FIG. 8).
  • the temperature is continuously lowered, a structure is obtained in which carbides are finely dispersed in a mixed structure of coarse pearlite grains and ferrite grains (see FIG. 2D).
  • the holding temperature is changed to the austenite single phase completely at a relatively low temperature near the A3 line and the Acm line.
  • the temperature drop is started.
  • Ti generates N and nitride in preference to B, suppresses the generation of B nitride, and maintains the dispersion of B.
  • an element is obtained by punching from a cold punching steel into a predetermined element shape (S2).
  • a curing heat treatment is performed so as to impart wear resistance and the like to the element obtained by punching (S3). That is, quenching and tempering are performed.
  • this heat treatment it is preferable to perform this heat treatment at a relatively low temperature and in a short time. That is, as in the softening heat treatment (S1), the austenite single-phase stable temperature range is maintained at a relatively low temperature and quenched. In such a case, the fine carbide in which B is dispersed in the nucleus is maintained by the softening heat treatment.
  • the present inventor has obtained the following empirical formula for the relationship between component elements and hardness in adjusting the component composition such as JIS SKS95 so as to obtain hardness suitable for cold punching processing so far.
  • H 1 10.8 [C] +5.6 [Si] +2.7 [Mn] +0.3 [Cr] +7.8 [Mo] +1.4 [V] +75 (Formula 1) Therefore, when the target value of the component composition was first selected and steel was manufactured so as to obtain the predetermined hardness described later using Equation 1, the component compositions of Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 11 shown in FIG. Of steel was obtained.
  • Mo was added in Comparative Example 3 and V was added according to the target value in Comparative Example 4, but in other Examples and Comparative Examples, , Mo and V are not intended to be added as target values, and both are detected as impurities.
  • the rolled material was subjected to a heat treatment that was held at 760 ° C. for 1 hour, gradually cooled to 650 ° C. at 10 ° C./hr, and then air-cooled as the softening heat treatment (S1). As appropriate, polishing was performed to obtain a structure observation specimen, and the Rockwell hardness, the number of insoluble carbides, and the like were measured.
  • Vickers hardness using a commercially available Vickers hardness meter, was measured five points at a depth of about 25 ⁇ m from the surface in the cross section of the wear test piece 13 was the average value and the measured value H 3.
  • the impact test was conducted using a commercially available Charpy impact test apparatus.
  • the impact ratio of FIG. 6 is a ratio with respect to the measured value in the test piece of Comparative Example 3. When this impact ratio is 1 or more, it is evaluated that the toughness is good ( ⁇ ), and less than 1, the toughness is poor (x).
  • the wear test was performed by a block-on-ring method using a wear test apparatus 10 as shown in FIG. Specifically, a wear test piece 13 is brought into contact with a rotating ring 11 immersed in a tank 14 storing 110 ° C. oil 12 at a load of 1200 N, and the wear amount at a relatively sliding distance of 3000 m is measured. did.
  • the sliding speed of the wear test piece 13 with respect to the ring 11 is 0.05 m / sec.
  • the ring 11 is an annular body having an outer diameter of 35 mm and a thickness of 8.74 mm, and is made of steel obtained by tempering a carburizing and tempering material of SCM420 to a hardness of about 750 Hv.
  • the number of insoluble carbides was measured by image analysis of the cross-sectional structure.
  • the number of undissolved carbides having an equivalent circle diameter of 0.50 ⁇ m or more present per 100 ⁇ m square was converted to the number present per 1 mm square.
  • the hardness after the softening heat treatment (S1) (hereinafter referred to as “hardness after the softening heat treatment”) H 2 is smaller than 88HRB and has excellent punchability.
  • the hardness after hardening heat treatment (S3) (hereinafter referred to as “hardness after hardening heat treatment”) H 3 is approximately the same as or lower than that of Comparative Example 3, but the impact ratio is 1 or more, the wear ratio. Is less than 1. That is, the toughness and the wear resistance are equal to or higher than those of conventional materials.
  • Comparative Example 8 in which Mo is not added and the Mn content is reduced compared to the conventional material, the hardness H 2 after the softening heat treatment is low, and the cold punching steel is good as a steel for cold punching. is there.
  • the wear ratio is much larger than 1, which is much inferior to conventional materials in wear resistance.
  • Example 10 in which B and Ti were added instead of Mo as compared with the conventional material, the steel had good cold punchability as a steel for cold punching, the impact ratio was as large as 1.22, and wear The ratio is as small as 0.65. That is, it has good toughness and wear resistance.
  • Example 1 Even in Example 1, where B and Ti are added instead of Mo and Mn is added while reducing the C content, the steel has good punchability as a steel for cold punching, The ratio is very large at 1.40 and has particularly excellent toughness.
  • Example 2 Even in Example 2 in which B and Ti are added instead of Mo and the contents of Cr and P are increased compared to the conventional material, the steel has good punchability as a steel for cold punching. Moreover, both toughness and wear resistance are equal to or higher than those of conventional materials.
  • Example 3 In Example 3 in which B and Ti were added instead of Mo and the Mn content was further reduced compared to the conventional material, the steel had good punchability as a steel for cold punching, and the impact ratio was 1.
  • the wear ratio is as small as 0.68, and it has good toughness and wear resistance.
  • Example 4 In Example 4 in which B and Ti were added instead of Mo to the conventional material and the Si content was increased, the steel had good punchability as a steel for cold punching, and the impact ratio was 1 .20, wear ratio is as small as 0.65, and has good toughness and wear resistance.
  • Example 5 Even in Example 5 in which B and Ti were added instead of Mo, and the content of C was increased while reducing the Si content, the steel had good punchability as a cold punching steel. Have. Moreover, both toughness and wear resistance are equal to or higher than those of conventional materials.
  • the steel has good punchability as a steel for cold punching. Further, the toughness of the steel belt element is equal to or higher than that of the conventional material, and the wear resistance is good.
  • the steel has good punchability as a steel for cold punching. It has excellent toughness and wear resistance as a steel belt element.
  • Comparative Example 6 in which B and Ti were not added has good punchability as a steel for cold punching.
  • the impact ratio is smaller than 1
  • the wear ratio is larger than 1
  • both toughness and wear resistance are inferior to those of conventional materials.
  • the toughness and wear resistance are greatly deteriorated with respect to Example 10.
  • Comparative Example 11 in which Ti was not added has good punchability as a steel for cold punching.
  • the impact ratio is less than 1
  • the wear ratio is greater than 1
  • both the toughness and wear resistance of the steel belt element are inferior to those of conventional materials.
  • the toughness and wear resistance are greatly deteriorated with respect to Example 10.
  • Examples 1 to 10 to which B and Ti were added are Comparative Example 3 to which Mo was added and Comparative Example 4 to which V was added. It is in almost the same position. At least in the upper right position of Comparative Examples 1 and 2 and Comparative Examples 5 to 10 in which B and Ti were not added. That is, even if the hardness H 3 after the curing heat treatment is high, the impact resistance tends to be excellent. This is thought to be because B increases the grain boundary strength and suppresses the precipitation of coarse undissolved carbide that becomes the starting point of fracture.
  • B becomes a precipitation nucleus of undissolved carbide during the softening heat treatment, and as a result, suppresses the precipitation of coarse undissolved carbide that becomes a starting point of fracture, but as shown in FIG.
  • the concentration of B is high at the center of the insoluble carbide 15.
  • Example 1 to 10 have a high impact ratio to after hardening heat treatment hardness H 3. In Examples 1 to 10, it is considered that Ti is bonded to N before B, thereby reducing N bonded to B and further enhancing the effect of B described above.
  • wear proceeds by generation and growth of microcracks 21 from the surface and peeling of the surface.
  • the microcracks 21 preferentially propagate through the interface between the undissolved carbide 22 and the parent phase 23. That is, it is considered that as the insoluble carbide 22 is larger, stress concentration is more likely to occur at the interface between the insoluble carbide 22 and the parent phase 23 and the microcracks 21 are easily propagated. Therefore, as shown in FIG. 10, when the relationship between the number of coarse undissolved carbides having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more and the wear ratio is summarized, the wear ratio decreases as the number decreases. That is, it can be seen that the wear resistance can be improved by reducing the number of coarse insoluble carbides 22.
  • the number of coarse undissolved carbides depends on the C content, but if the C content is reduced, the hardness is reduced and the wear resistance is reduced. As shown in FIG. 11, when the hardness is 640 Hv or less after the curing heat treatment, the wear ratio increases rapidly, that is, the wear resistance greatly decreases. That is, there is a lower limit value of the C content necessary to give good wear resistance as a steel belt element. On the other hand, Comparative Example 1 and the like having a high C content have poor cold punchability as a steel for cold punching, and there is an upper limit for the C content.
  • the range of the C content that provides both wear resistance as a steel belt element and cold punchability as a steel for cold punching is 0.50 to 0.70% in mass%.
  • the number of coarse undissolved carbides having a hardness of 640 Hv or more and an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more after curing heat treatment is 130 or less per 100 ⁇ m square, that is, about 1.3 ⁇ 10 4 or less per 1 mm square. It is said.
  • Example 10 to which B was added was compared to Comparative Example 6 to which B was not added.
  • the addition of B refines the insoluble carbide after the softening heat treatment.
  • Example 10 to which B was added had more undissolved carbide having an equivalent circle diameter of 0.30 ⁇ m or less than Comparative Example 6 to which B was not added. There are fewer undissolved carbides larger than this. That is, the effect of making carbide fine by adding B is effective even after the heat treatment for curing.
  • the predetermined component composition and the predetermined heat treatment to which B and Ti are added without adding Mo or V, the predetermined component composition and the predetermined heat treatment to which B and Ti are added, and the toughness is increased, while the insoluble carbide is finely precipitated and wear resistance is increased.
  • composition range of the steel for cold stamping was determined by the following guidelines. First, the essential additive elements C, Si, Mn, Cr, B, and Ti will be described.
  • C is the most important element for ensuring the wear resistance required as a steel belt element. If the amount of C added is too small, the hardness cannot be ensured after the curing heat treatment and the wear resistance is lowered. On the other hand, if the amount of addition of C is too large, coarse undissolved carbides remain after the heat treatment for curing, and the wear resistance is also lowered. Moreover, the carbide
  • Si is an effective element as a deoxidizing element for steel. If the amount of Si added is too small, the steel cannot be sufficiently deoxidized. On the other hand, when there is too much addition amount of Si, the hardness after softening heat processing will raise and the cold punching property required as steel for cold punching will be deteriorated. Therefore, the Si content is in the range of 0.03 to 0.60% by mass%.
  • Mn improves the hardenability of steel and is effective in ensuring the mechanical strength required for steel belt elements. If the amount of Mn added is too small, hardenability cannot be ensured, and the wear resistance required as a steel belt element is reduced. On the other hand, when there is too much addition amount of Mn, the cold punching property required as cold punching steel will be deteriorated. Therefore, in terms of mass%, Mn is in the range of 0.50 to 1.00%.
  • Cr like Mn, improves the hardenability of steel and is effective in ensuring the mechanical strength required for steel belt elements.
  • the amount of Cr added is too large, it easily dissolves in iron carbide, stabilizes insoluble carbides, and increases coarse insoluble carbides. That is, the wear resistance required as a steel belt element is reduced. Therefore, Cr is in the range of 0.20 to 1.00% by mass%.
  • B suppresses the grain boundary segregation of impurities such as P, and increases the grain boundary strength, so it is effective in improving the toughness required as a steel belt element. Further, as described above, since it is dispersed in the old cementite portion in the pearlite phase, it becomes a precipitation nucleus of insoluble carbide precipitated during the softening heat treatment, and the insoluble carbide is finely dispersed and precipitated. Thereby, it has the effect which improves the abrasion resistance required as an element for steel belts. However, increasing the amount of B added increases the cost. Therefore, in mass%, B is in the range of 0.0005 to 0.0050%.
  • Ti binds preferentially to N over B and becomes Ti nitride, thereby suppressing the formation of B nitride and contributing to the improvement of grain boundary strength and wear resistance by B. If the addition amount of Ti is too small, formation of B nitride cannot be sufficiently suppressed, and improvement in grain boundary strength and wear resistance due to B cannot be obtained. On the other hand, increasing the amount of Ti added increases the cost. Therefore, Ti is in the range of 0.01 to 0.10% by mass%.
  • the optional additive elements will be described.
  • the upper limit value was determined within a range not impairing the characteristics of the above-described essential additive element as a steel belt element.
  • P decreases the strength of the crystal grain boundaries, but if the content is below a certain content, the decrease in the grain boundary strength is slight. In addition, the suppression of the addition amount can prolong the refining process and cause an increase in cost. Therefore, in mass%, P is in the range of 0.025% or less.
  • S combines with Mn to produce MnS inclusions, if contained excessively, the amount of inclusions that become the starting point of stress concentration is increased, leading to a decrease in fatigue strength required as a steel belt element. However, if the content is below a certain level, the decrease in fatigue strength is very slight. Therefore, in mass%, S is within a range of 0.015% or less.
  • Mo has the effect of suppressing the formation of film-like cementite at the grain boundaries, and the addition of Mo can be expected to further improve toughness. Mo also has the effect of significantly increasing the hardenability. However, the addition of Mo causes a significant deterioration in punchability and an increase in cost required as steel for cold punching. Further, according to the above-described embodiment, the addition of Mo is not necessarily required in order to obtain characteristics required as a steel belt element.
  • V forms fine V carbide in the steel and makes the crystal grains fine, so that toughness and wear resistance can be improved.
  • the addition of V increases costs.
  • the addition of V is not always necessary in order to obtain the characteristics required as a steel belt element.
  • the holding temperature of the softening heat treatment is preferably 700 ° C. to 780 ° C.

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Abstract

　耐摩耗性と靭性に優れるベルト式ＣＶＴに使用されるスチールベルト用エレメント及びこれを与える冷間打抜用鋼の提供。　10.8[C]+5.6[Si]+2.7[Mn]+0.3[Cr]+7.8[Mo]+1.4[V]≦13を満たす成分組成の鋼からなる冷間打抜用鋼である。質量％で、必須添加元素として、Ｃを０．５０から０．７０％、Ｓｉを０．０３から０．６０％、Ｍｎを０．５０から１．００％、Ｃｒを０．２０から１．００％、Ｔｉを０．０１から０．１０％、及び、Ｂを０．０００５から０．００５０％の範囲内、任意添加元素として、Ｐを０．０２５％以下、及び、Ｓを０．０１５％以下の範囲内、残部Ｆｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有し、オーステナイト単相温度域に加熱保持後、所定速度で冷却して、主として、フェライト＋パーライト混合組織に微細炭化物を分散させた組織で８８ＨＲＢ以下の硬さを与えたことを特徴とする。

Description

冷間打抜用鋼及びこれを用いたスチールベルト用エレメント
　本発明は、自動車等のベルト式ＣＶＴに使用されるスチールベルト用エレメントに加工される冷間打抜用鋼及びエレメントに関する。
　自動車等のベルト式の無段階変速機（Continuously Variable Transmission：ＣＶＴ）では、入力側及び出力側の一対のプーリの間にスチールベルトを捲いて動力を伝達している。かかるスチールベルトは、環状ベルトに沿ってチップ状のエレメント（スチール駒）を重ねるようにして複数個組み付けた構造を有する。このスチールベルトを出力側プーリのＶ字状溝に嵌み込み、溝幅を変化させるとスチールベルトがプーリの半径方向に移動しその回転半径を連続的に調整できて、入力側と出力側のプーリの回転比率を滑らかに変化させ得る。
　上記したように、スチールベルト用エレメントは、常に、出力側プーリのＶ字状溝に当接して駆動されるため、耐摩耗性に優れる高い硬さの鋼が使用される。一般的には、ＪＩＳ　ＳＫＳ９５（質量％で、Ｃ：０．８０～０．９０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８０～１．１０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．２０～０．６０％）のような、比較的炭素量の多い鋼が使用される。球状化処理された炭化物を含む冷間圧延材をエレメントの形状に冷間打ち抜き加工し、平衡状態図上でＡｃｍ点以上の温度から焼入れ・焼戻しされて、一定量の未固溶炭化物を分散させた焼戻しマルテンサイト組織を与えられる。
　エレメントを冷間打ち抜きするには、高い硬さの鋼では生産性が低下してしまう。そこで、軟化熱処理を施した鋼を冷間打ち抜き加工し、その後に硬化熱処理を行う製造方法が考慮される。ここで打ち抜き加工後のエレメントの変形の防止には、硬化熱処理は比較的低い温度で且つ短時間で行われるべきである。これに対して、本発明者は、平衡状態図上でオーステナイト単相安定域温度が最も低い共析組成近傍の鋼に着目し、共析点近傍の温度で硬化熱処理を行って、高い硬さによる高い摩耗性とともに、プーリとの相対的移動による接触にも耐えられる高い靱性をも兼ね備えた鋼を得ることを検討している。
　例えば、特許文献１では、共析組成近傍の鋼であって、６００～９００Ｈｖの硬さを維持しながらも、２５Ｊ／ｃｍ２以上の高い衝撃値を有する高炭素鋼部材を開示している。詳細には、質量％で、Ｃ：０.６０～１.３０％、Ｓｉ：≦１.０％、Ｍｎ：０.２～１.５％、Ｐ：≦０.０２％、Ｓ：≦０.０２％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｖ：≦０．５％、の成分組成を有し、焼入れ・焼戻し後の組織で未固溶炭化物を８.５＜１５.３×Ｃ％－Ｖｆ＜１０.０の体積率Ｖｆ（体積％）で残存させ、且つ、粒径１.０μｍ以上の粗大な未固溶炭化物を観察面積１００μｍ２あたり２個以下に規制すべきことを開示している。ここで、Ｍｏを添加すると、焼入れ性と靭性を高め、Ｎｉと特殊な炭化物を形成し耐摩耗性をも高めると述べている。また、Ｖを添加すると、焼入れの際に、オーステナイト結晶粒を微細化させて耐摩耗性を高め得るとも述べている。
　また、特許文献２では、共析組成近傍の鋼であって、靭性及び耐疲労性に優れる炭素鋼を開示している。詳細には、質量％で、Ｃ：０．５０～０．７０％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：０．００１～０．１０％に加えて、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｔｉ：０．０２～０．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：≦０．５０％の１種又は２種以上を含む成分組成を有し、焼なまし後の組織で未固溶炭化物の球状化率を９５％以上とし、粒径２．５μｍ以上の粗大な未固溶炭化物を生成させないようにすることを開示している。ここで、Ｍｏを添加すると焼入れ性を高め、Ｖを添加すると炭窒化物を形成させて靭性を高めると述べている。
特開２００６－６３３８４号公報 特開２００９－２４２３３号公報
　特許文献１及び２に開示されている鋼のように、ＭｏやＶ等の希少金属を添加することで、耐摩耗性と靭性に優れる鋼を得られる。しかしながら、コストの点から、これら希少金属の添加量を下げつつも、同等程度若しくはそれ以上の耐摩耗性と靱性を得られることが望まれる。
　本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、Ｍｏ及びＶ等の希少金属の添加を抑制しつつ、耐摩耗性と靭性に優れる自動車等のベルト式ＣＶＴに使用されるスチールベルト用エレメント及びこれを与える冷間打抜用鋼を提供することを目的とする。
　本発明による冷間打抜用鋼は、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋１．４［Ｖ］≦１３を満たす成分組成の鋼からなる冷間打抜用鋼であって、質量％で、必須添加元素として、Ｃを０．５０から０．７０％、Ｓｉを０．０３から０．６０％、Ｍｎを０．５０から１．００％、Ｃｒを０．２０から１．００％、Ｔｉを０．０１から０．１０％、及び、Ｂを０．０００５から０．００５０％の範囲内、任意添加元素として、Ｐを０．０２５％以下、及び、Ｓを０．０１５％以下の範囲内、残部Ｆｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有し、オーステナイト単相温度域に加熱保持後、所定速度で冷却して、主として、フェライト＋パーライト混合組織に微細炭化物を分散させた組織で８８ＨＲＢ以下の硬さを与えたことを特徴とする。
　かかる発明によれば、冷間打抜用鋼として、ベルト式ＣＶＴのスチールベルト用エレメントの形状への冷間打ち抜きが良好にできる。また、主として、フェライト＋パーライト混合組織にＢを核とした微細炭化物を分散させた組織を有する。所定の焼入れ焼戻し熱処理により、微細炭化物の分散組織によりエレメントとしての高い耐摩耗性を与えつつ、粗大な炭化物を抑制できて、エレメントとしての高い靱性をも与え得るのである。
　上記した発明において、断面組織において、円相当径で０．５μｍ以上の粗大炭化物を１ｍｍ四方当たり１．２×１０５個以下に抑制したことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、所定の焼入れ焼戻し熱処理により、粗大な炭化物を抑制できて、エレメントとしての高い靱性を与え得る。
　本発明によるベルト式ＣＶＴのスチールベルト用エレメントは、上記した発明のうちのいずれか１つからなる冷間打抜用鋼を所定形状に冷間打ち抜きした後に焼き入れ焼き戻し熱処理を与えて６４０Ｈｖ以上の硬さを与えたことを特徴とする。
　かかる発明によれば、エレメントとしての高い耐摩耗性を有しつつ、粗大な炭化物を抑制した組織によりエレメントとしての高い靱性をも有するのである。
　上記した発明において、断面組織において、円相当径で０．５μｍ以上の粗大炭化物を１ｍｍ四方当たり１．３×１０４個以下に抑制したことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、エレメントとしての高い耐摩耗性を有しつつ、粗大な炭化物を抑制した組織によりエレメントとしての高い靱性をも有するのである。
本発明によるエレメントの製造工程を示す図である。 軟化熱処理における断面組織を示す図である。 実施例及び比較例の成分組成を示す図である。 衝撃試験の試験片の形状を示す図である。 摩耗試験の方法を示す図である。 試験結果をまとめた図である。 硬化熱処理後の硬さに対する衝撃比を示す図である。 未固溶炭化物の組成分布を示す図である 亀裂の進行を示す断面組織の写真である。 摩耗試験の結果を示すグラフである。 摩耗試験の結果を示すグラフである。 軟化熱処理後の未固溶炭化物の大きさ毎の観察個数を示す図である。 硬化熱処理後の未固溶炭化物の大きさ毎の観察個数を示す図である。
　本発明による１つの実施例としてのベルト式ＣＶＴのスチールベルト用エレメントの製造方法について、図１に沿って説明する。
　まず、所定量のＢとＴｉを含む共析組成近傍の所定の成分組成を有する薄鋼板を後述する打ち抜き加工をし易くするよう軟化熱処理する（Ｓ１）。かかる軟化熱処理では、オーステナイト単相安定温度域であって比較的低い温度、すなわち、Ａ３及びＡｃｍ線よりも２０～３０℃程度高い温度に薄鋼板を加熱し所定時間だけ保持後、所定速度で冷却する。この軟化熱処理では、成分組成中のＢにより未固溶炭化物を微細分散させた冷間打抜用鋼を得ることができる。この冷間打抜用鋼は良好な冷間打ち抜き性を有し、容易にエレメントの形状を加工できる。
　ここで、図２に示すように、パーライト組織を有する薄鋼板において、Ｂはパーライト組織中のセメンタイト部分に特に分散している（図２（ａ）参照）。この薄鋼板をオーステナイト単相安定温度域に加熱し保持すると、オーステナイト単相へと変化していく（図２（ｂ）参照）。完全にオーステナイト単相へと変化する前に再び、フェライト安定温度域まで徐々に降温させると、まず、フェライト中に固溶できない炭素は炭化物として析出するが、一部の炭化物は分散したＢを析出核として析出する（図２（ｃ）及び図８を併せて参照）。降温を続けると、粗大なパーライト粒とフェライト粒の混合組織中に炭化物を微細に分散させた組織となっていく（図２（ｄ）参照）。
　すなわち、Ｂを凝集させずに、分散を維持させたままフェライト安定温度域まで降温させるには、保持温度をＡ３線及びＡｃｍ線近傍の比較的低い温度で完全にオーステナイト単相に変化する以前に降温を開始させるのである。なお、Ｂに併せてＴｉを含むことで、ＴｉがＢよりも優先してＮと窒化物を生成し、Ｂ窒化物の生成を抑制させて、Ｂの分散を維持させるのである。
　再び、図１を参照すると、冷間打抜用鋼から所定のエレメントの形状に打ち抜き加工してエレメントを得る（Ｓ２）。
　更に、打ち抜き加工して得られたエレメントに耐摩耗性などを付与するよう硬化熱処理を施す（Ｓ３）。すなわち、焼き入れ、焼き戻しを行う。なお、薄鋼板からなるエレメントの変形の防止のためには、比較的低い温度で且つ短時間でこの熱処理を行うことが好ましい。つまり、軟化熱処理（Ｓ１）と同様、オーステナイト単相安定温度域であって比較的低い温度に加熱保持し、焼き入れるのである。かかる場合、軟化熱処理によりＢを核に分散した微細な炭化物は維持されるのである。以上により、耐摩耗性と靭性に優れる自動車等のベルト式ＣＶＴに使用されるスチールベルト用エレメントを得ることができる。
　次に、スチールベルト用エレメントに冷間打ち抜き加工するために冷間打抜用鋼に必要とされる硬さなどの評価、及び、この冷間打抜用鋼に硬化熱処理を与えたときのスチールベルト用エレメントとして必要とされる機械的特性（靭性及び耐摩耗性）の評価を行った。これについて図３乃至図５を用いて説明する。
　まず、本発明者は、ここまでＪＩＳ　ＳＫＳ９５などの成分組成を冷間打ち抜き加工に適した硬さを得られるよう調整するにあたって、成分元素と硬さの関係について、以下の経験式を得ている。
　　Ｈ１＝１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］
　　＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋１．４［Ｖ］＋７５　（式１）
そこで、式１により後述する所定の硬さを得られるよう、まず成分組成の目標値を選択し、鋼を製造したところ、図３に示す実施例１乃至１０及び比較例１乃至１１の成分組成の鋼を得られた。ここで、図３の実施例１乃至１０及び比較例１乃至１１の成分組成において、比較例３ではＭｏを、比較例４ではＶを目標値に従って添加したが、その他の実施例及び比較例において、Ｍｏ及びＶは目標値としては添加を意図しておらず、いずれも不純物として検出されたものである。
　評価用の試験片の作製方法について説明する。まず、母合金１５０ｋｇを真空誘導炉により溶製し、図３に示す成分組成を有するインゴットを得る。
　次に、インゴットを１２００℃で３時間保持後、その一部を切り出して直径２５ｍｍの略円柱形状の丸棒に熱間鍛造した。なお、鍛造終了温度は９００℃以上であった。続いて、丸棒を８４０℃で６０分間保持し空冷し焼準しを行った。また、切り出したインゴットの残りを３．５ｍｍに熱間圧延し、同様の焼準しを行った後、さらに１．５ｍｍに冷間圧延して圧延材を得た。
　圧延材については、上記した軟化熱処理（Ｓ１）として、７６０℃で１時間保持し、１０℃／ｈｒで６５０℃まで徐冷し、その後空冷する熱処理を施した。適宜、研磨などを行って組織観察試験片とし、ロックウェル硬さや未固溶炭化物の個数などを測定した。
　丸棒については、同様の軟化熱処理（Ｓ１）を模した熱処理を行った後に、更に、上記した硬化熱処理（Ｓ３）として、８００℃で３０分保持後、７０℃の油浴に焼入れ、１８０℃で１２０分だけ焼き戻す焼入れ焼戻しを行った。熱処理後の丸棒の一部を切り出し、図４に示すような形状のサブサイズの衝撃試験片１と、後述する摩耗試験用の幅１５．７５ｍｍ、高さ１０．１６ｍｍ、厚さ６．３５ｍｍの略直方体ブロック状の摩耗試験片１３とに加工した。なお、試験片１３は、適宜、研磨などを行って組織観察試験片として、ビッカース硬さ及び未固溶炭化物の個数などを測定した。
　ロックウェル硬さは、市販のロックウェル硬度試験装置を用い、任意の５点での測定値の平均値を測定値Ｈ２とした。なお、経験的に８８ＨＲＢ未満の硬さを基準に冷間打ち抜きのし易さが異なるため、図６において、測定値Ｈ２が８８ＨＲＢ未満のときを冷間打ち抜き性を良好（○）、これ以上のときを冷間打ち抜き性を不良（×）と評価した。
　ビッカース硬度は、市販のビッカース硬度計を用い、摩耗試験片１３の断面において表面から約２５μｍの深さの位置で５点測定し、平均値を測定値Ｈ３とした。
　衝撃試験は、市販のシャルピー衝撃試験装置を用いて行った。なお、図６の衝撃比は、比較例３の試験片での測定値に対する比である。この衝撃比が１以上の場合、靱性において良好（○）、１未満で靱性において不良（×）と評価している。
　摩耗試験は、図５に示すような摩耗試験装置１０でブロック・オン・リング法により行った。詳細には、１１０℃のオイル１２を蓄えた槽１４に一部を浸されて回転するリング１１に摩耗試験片１３を１２００Ｎの荷重で接触させ、相対的に滑った距離３０００ｍにおける摩耗量を測定した。なお、リング１１に対する摩耗試験片１３の滑り速度は、０．０５ｍ／ｓｅｃである。また、リング１１は、外径３５ｍｍ、厚み８．７４ｍｍの環状体で、ＳＣＭ４２０の浸炭焼入れ焼戻し材を７５０Ｈｖ程度の硬さに調質した鋼からなる。図６の摩耗比は、摩耗試験片１３の摩耗部の断面積を測定し、比較例３の摩耗面積に対す比である。この摩耗比が１未満の場合、耐摩耗性において良好（○）、１以上で耐摩耗性において不良（×）と評価した。
　未固溶炭化物の個数は、断面組織の画像解析により測定した。１００μｍ四方当たりに存在する円相当径で０．５０μｍ以上の未固溶炭化物の個数について、これを１ｍｍ四方当たりに存在する個数に換算した。
　図６に各結果をまとめた。
　まず、上記した式１を用いて図３の各成分組成から計算されるた硬さの予測値Ｈ１と測定値Ｈ２とは良く一致していた。このことは、Ｂ及びＴｉを添加した本実施例においても、硬さへの影響は式１で予測でき得ることを示している。
　実施例１乃至１０では、軟化熱処理（Ｓ１）後の硬さ（以降、「軟化熱処理後硬さ」と称する。）Ｈ２はいずれも８８ＨＲＢよりも小さく、打ち抜き性に優れる。一方、硬化熱処理（Ｓ３）後の硬さ（以降、「硬化熱処理後硬さ」と称する。）Ｈ３は比較例３とほぼ同程度又はそれ以下でありながら、衝撃比は１以上、摩耗比は１よりも小さい。つまり、従来材と比較して靭性及び耐摩耗性は同等以上である。
　参考として、比較例３に対して、Ｍｏを添加せず、Ｃの含有量を増加させた比較例１では、軟化熱処理後硬さＨ２は８９．０ＨＲＢと高く、打ち抜き性に劣る。また、硬化熱処理後硬さＨ３は高いながら、衝撃比は１よりも小さく、摩耗比は１よりも大きい。つまり、靭性及び耐摩耗性で比較例３よりも劣る。硬化熱処理後の未固溶炭化物の個数が比較例３よりも非常に多く、このため耐摩耗性が低くなったものと考えられる。
　従来材に対して、Ｍｏを添加せず、Ｃの含有量を減少させた比較例２では、硬化熱処理後硬さＨ３は５３７Ｈｖと低く、衝撃比は１よりも大きいものの、摩耗比は５．５８と非常に大きかった。つまり、耐摩耗性において従来材に対して大きく劣る。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＶを添加した比較例４では、靭性及び耐摩耗性については比較例３とほぼ同程度である。
　従来材に対して、Ｍｏを添加せず、ＳｉやＭｎの含有量を増加させた比較例５及び７では、軟化熱処理後硬さＨ２は、８８ＨＲＢを超えており、冷間打抜用鋼として冷間打ち抜き性に劣る傾向にある。
　一方、従来材に対して、Ｍｏを添加せず、Ｍｎの含有量を減じた比較例８では、軟化熱処理後硬さＨ２は低く、冷間打抜用鋼として冷間打ち抜き性は良好である。しかしながら、摩耗比は１よりも非常に大きく、耐摩耗性で従来材に対して大きく劣る。
　従来材に対して、Ｍｏを添加せず、Ｃｒの含有量を増加させた比較例９では、冷間打抜用鋼として冷間打ち抜き性は良好である。しかし、衝撃比は１より小さく、摩耗比は１よりも大きく、靭性及び耐摩耗性において従来材より劣る。
　従来材に対して、Ｍｏを添加せず、Ｃｒの含有量を減じた比較例１０では、摩耗比は１よりも大きく、耐摩耗性において従来材より劣る。
　一方、従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢとＴｉを添加した実施例１０では、冷間打抜用鋼として良好な冷間打ち抜き性を有し、衝撃比は１．２２と大きく、摩耗比は０．６５と小さい。つまり、良好な靭性及び耐摩耗性を有している。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢとＴｉを添加し、さらにＣの含有量を減じつつＭｎを加えた実施例１でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有し、衝撃比は１．４０と非常に大きく、特に優れた靭性を有している。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢとＴｉを添加し、さらにＣｒとＰの含有量を増加させた実施例２でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有する。また、靭性及び耐摩耗性のいずれも従来材に対して同等以上である。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢとＴｉを添加し、さらにＭｎの含有量を減じた実施例３でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有するとともに、衝撃比は１．２４と大きく、摩耗比は０．６８と小さく、良好な靭性及び耐摩耗性を有している。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢ及びＴｉを添加し、さらにＳｉの含有量を増加させた実施例４でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有するとともに、衝撃比は１．２０と大きく、摩耗比は０．６５と小さく、良好な靭性及び耐摩耗性を有している。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢ及びＴｉを添加し、さらにＳｉの含有量を減じつつＣの含有量を増加させた実施例５でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有する。また、靭性及び耐摩耗性のいずれも従来材に対して同等以上である。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢ及びＴｉを添加し、ＢやＣｒの含有量を減じた実施例６及び７でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有する。また、スチールベルト用エレメントとして有する靭性は従来材に対して同等以上で、耐摩耗性は良好である。
　従来材に対して、Ｍｏの代わりにＢ及びＴｉを添加し、さらに、ＳやＴｉの含有量を増加させた実施例８及び９でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有するとともに、スチールベルト用エレメントとして優れた靭性及び耐摩耗性を有している。
　ところで、実施例１０に対して、Ｂ及びＴｉを添加しなかった比較例６では、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有する。しかし、衝撃比は１より小さく、摩耗比は１より大きく、靭性と耐摩耗性についていずれも従来材より劣る。特に実施例１０に対して靭性と耐摩耗性は大きく劣化する。
　また、実施例１０に対して、Ｔｉを添加しなかった比較例１１でも、冷間打抜用鋼として良好な打ち抜き性を有する。しかし、衝撃比は１より小さく、摩耗比は１より大きく、スチールベルト用エレメントとして有する靭性と耐摩耗性についていずれも従来材より劣る。特に実施例１０に対して靭性と耐摩耗性は大きく劣化する。
　以上の実施例及び比較例の各結果から得られる傾向について述べる。
　図７に示すように、硬化熱処理後硬さＨ３に対する衝撃比のグラフにおいて、Ｂ及びＴｉを添加した実施例１乃至１０は、Ｍｏを加えた比較例３とＶを加えた比較例４とほぼ同様の位置にある。少なくとも、Ｂ及びＴｉを添加しなかった比較例１及び２、比較例５乃至１０よりも右上の位置にある。すなわち、硬化熱処理後硬さＨ３が高くとも耐衝撃性に優れる傾向にある。これは、Ｂが粒界強度を高め、破壊の起点となる粗大な未固溶炭化物の析出を抑制したためと考える。上記したように、Ｂは軟化熱処理時に未固溶炭化物の析出核となって、結果として、破壊の起点となる粗大な未固溶炭化物の析出を抑制すると考えるが、図８に示すように、未固溶炭化物１５の中心部ではＢの濃度が高くなっている。
　また、Ｂを添加しＴｉを添加しなかった比較例１１と比べても、実施例１乃至１０は硬化熱処理後硬さＨ３に対して高い衝撃比を有する。実施例１乃至１０において、ＴｉはＢよりも先にＮと結合することで、Ｂと結合するＮを減少させ、上記したＢの効果をさらに高めると考える。
　次に、摩耗の形態であるが、摩耗は表面からの微小亀裂２１の発生及び成長と表面の剥離によって進行する。図９に示すように、微小亀裂２１は未固溶炭化物２２と母相２３との界面を優先的に伝播している。すなわち、未固溶炭化物２２が大きいほど、未固溶炭化物２２と母相２３との界面に応力集中が生じやすくなり、微小亀裂２１は容易に伝播すると考えられる。そこで、図１０に示すように、円相当径０．５μｍ以上の粗大な未固溶炭化物の個数と摩耗比との関係についてまとめてみると、この個数の減少とともに摩耗比は低下している。つまり、粗大な未固溶炭化物２２の個数を減じることで、耐摩耗性を向上させ得ることが判る。
　一方、粗大な未固溶炭化物の個数は、Ｃの含有量に依存するが、Ｃの含有量を減じると、硬さを低下させ耐摩耗性を低下させてしまう。図１１に示すように、硬化熱処理後で６４０Ｈｖ以下の硬さの場合、摩耗比は急激に上昇、すなわち耐摩耗性は大きく降下する。つまり、スチールベルト用エレメントとして良好な耐摩耗性を与えるために必要なＣの含有量の下限値が存在する。一方、Ｃの含有量の高い比較例１などは、冷間打抜用鋼としての冷間打ち抜き性が不良となり、Ｃの含有量の上限値も存在する。
　スチールベルト用エレメントとしての耐摩耗性と、冷間打抜用鋼としての冷間打ち抜き性の両立を与えるＣの含有量の範囲は、質量％で、０．５０～０．７０％であり、硬化熱処理後で硬さが６４０Ｈｖ以上、且つ、円相当径０．５μｍ以上の粗大な未固溶炭化物の個数が１００μｍ四方当たり１３０個以下、すなわち、１ｍｍ四方当たり約１．３×１０４個以下とされる。
　次に、Ｂの添加と粗大な未固溶炭化物についてであるが、図１２に示すように、軟化熱処理後において、Ｂを添加した実施例１０は、Ｂを添加しなかった比較例６に対し、円相当径０．３０μｍ以下の未固溶炭化物がより多く、これよりも大きい未固溶炭化物がより少ない。つまり、Ｂの添加により、軟化熱処理後の未固溶炭化物を微細化させることが判る。
　更に、図１３に示すように、硬化熱処理後において、Ｂを添加した実施例１０は、Ｂを添加しなかった比較例６に対し、円相当径０．３０μｍ以下の未固溶炭化物がより多く、これよりも大きい未固溶炭化物がより少ない。すなわち、硬化熱処理後にも、Ｂの添加による炭化物の微細化の効果は有効である。
　以上述べてきたように、Ｍｏ又はＶを添加せずとも、Ｂ及びＴｉを添加した所定の成分組成及び所定の熱処理により、靭性を高めつつ、未固溶炭化物を微細に析出させて耐摩耗性にも優れたスチールベルト用エレメントを与え得る冷間打抜用鋼を得られるのである。
　上記した実施例及び比較例に基づき、冷間打抜用鋼の組成範囲を以下のような指針で定めた。まず、必須添加元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂ、Ｔｉについて説明する。
　Ｃは、上記したように、スチールベルト用エレメントとして必要とされる耐摩耗性を確保するために最も重要な元素である。Ｃの添加量が少なすぎると、硬化熱処理後に硬さが確保できず、耐摩耗性を低下させる。一方、Ｃの添加量が多すぎると、硬化熱処理後に粗大な未固溶炭化物を残存させ、やはり耐摩耗性を低下させる。また、粒界にＦｉｌｍ状に炭化物を析出させて粒界強度を低下させ、靭性が低下してしまう。そこで、上記したように、質量％で、Ｃは、０．５０～０．７０％の範囲内である。
　Ｓｉは、鋼の脱酸元素として有効な元素である。Ｓｉの添加量が少なすぎると、鋼を十分に脱酸をさせることができない。一方、Ｓｉの添加量が多すぎると、軟化熱処理後の硬さが上昇し、冷間打抜用鋼として必要とされる冷間打ち抜き性を悪化させる。そこで、質量％で、Ｓｉの含有量は０．０３～０．６０％の範囲内である。
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、スチールベルト用エレメントとして必要とされる機械的強度の確保に有効である。Ｍｎの添加量が少なすぎると、焼入れ性を確保できず、スチールベルト用エレメントとして必要とされる耐摩耗性を低下させる。一方、Ｍｎの添加量が多すぎると、冷間打抜用鋼として必要とされる冷間打ち抜き性を悪化させる。そこで、質量％で、Ｍｎは０．５０～１．００％の範囲内である。
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を向上させ、スチールベルト用エレメントとして必要とされる機械的強度の確保に有効である。しかし、Ｃｒの添加量が多すぎると、鉄炭化物中に容易に固溶して未固溶炭化物を安定化させ、粗大な未固溶炭化物を増加させる。つまり、スチールベルト用エレメントとして必要とされる耐摩耗性を低下させる。そこで、質量％で、Ｃｒは０．２０～１．００％の範囲内である。
　Ｂは、Ｐなどの不純物の粒界偏析を抑制し、粒界強度を高めるため、スチールベルト用エレメントとして必要とされる靭性の向上に有効である。また、上記したように、パーライト相中の旧セメンタイト部分中に分散しているため、軟化熱処理時に析出する未固溶炭化物の析出核となり、未固溶炭化物を微細に分散析出させる。これにより、スチールベルト用エレメントとして必要とされる耐摩耗性を高める効果を有する。しかし、Ｂの添加量を多くするとコストを増大させる。そこで、質量％で、Ｂは０．０００５～０．００５０％の範囲内である。
　Ｔｉは、Ｂよりも優先的にＮと結合し、Ｔｉ窒化物となるためＢ窒化物の形成を抑制し、Ｂによる粒界強度及び耐摩耗性の向上に寄与する。Ｔｉの添加量が少なすぎると、Ｂ窒化物の形成を十分に抑制できず、Ｂによる粒界強度の向上及び耐摩耗性の向上を得られない。一方、Ｔｉの添加量を多くするとコストを増大させる。そこで、質量％で、Ｔｉは０．０１～０．１０％の範囲内である。
　次に、任意添加元素について説明する。任意添加元素については、上記した必須添加元素によるスチールベルト用エレメントとしての特性を損なわない範囲においてその上限値を定めた。
　Ｐは、結晶粒界の強度を低下させるが、一定の含有量以下であれば、この粒界強度の低下は軽微である。また、添加量の抑制は、精錬プロセスを延長させコストの増大原因にもなり得る。そこで、質量％で、Ｐは０．０２５％以下の範囲内である。
　Ｓは、Ｍｎと結合しＭｎＳ介在物を生成するので、過剰に含有させると応力集中の起点となる介在物量を増加させてスチールベルト用エレメントとして必要とされる疲労強度の
低下を招く。しかし、一定の含有量以下であれば、疲労強度の低下は極めて軽微である。そこで、質量％で、Ｓは０．０１５％以下の範囲内である。
　更に、積極的な添加をせず、不可避的不純物として含有し得るＭｏ及びＶについて説明する。
　Ｍｏは、結晶粒界へのＦｉｌｍ状セメンタイトの生成を抑制する効果を持ち、添加することで靭性の更なる向上を期待できる。また、Ｍｏは焼入れ性を大幅に高める効果もある。しかし、Ｍｏの添加は、冷間打抜用鋼として必要とされる打ち抜き性の大幅な劣化とコストの増大を招く。また、上記した実施例により、スチールベルト用エレメントとして必要とされる特性を得るために、Ｍｏの添加は必ずしも必要としない。
　Ｖは、鋼中に微細なＶ炭化物を形成し、結晶粒を微細にさせるので、靭性及び耐摩耗性を向上させ得る。しかし、Ｖの添加は、コストを増大させる。また、上記した実施例により、スチールベルト用エレメントとして必要とされる特性を得るために、Ｖの添加は必ずしも必要としない。
　なお、上記した組成範囲における鋼のＡｃ１変態点は７１４℃～７５３℃であることから、軟化熱処理の保持温度は７００℃～７８０℃であることが好ましい。
　ここまで本発明による代表的実施例及びこれに基づく変形例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。
１０　　摩耗試験装置
１１　　リング
１３　　摩耗試験片
２１　　微小亀裂
２２　　未固溶炭化物
２３　　母相

Claims (4)

  1. 　元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
    　１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］
    　　　　＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋１．４［Ｖ］≦１３
    を満たす成分組成の鋼からなる冷間打抜用鋼であって、
    　質量％で、必須添加元素として、
    　　Ｃを０．５０から０．７０％、
    　　Ｓｉを０．０３から０．６０％、
    　　Ｍｎを０．５０から１．００％、
    　　Ｃｒを０．２０から１．００％、
    　　Ｔｉを０．０１から０．１０％、及び、
    　　Ｂを０．０００５から０．００５０％の範囲内、
    任意添加元素として、
    　　Ｐを０．０２５％以下、及び、
    　　Ｓを０．０１５％以下の範囲内、
    残部Ｆｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有し、
    　オーステナイト単相温度域に加熱保持後、所定速度で冷却して、主として、フェライト＋パーライト混合組織に微細炭化物を分散させた組織で８８ＨＲＢ以下の硬さを与えたことを特徴とする冷間打抜用鋼。
  2. 　断面組織において、円相当径で０．５μｍ以上の粗大炭化物を１ｍｍ四方当たり１．２×１０５個以下に抑制したことを特徴とする請求項１記載の冷間打抜用鋼。
  3. 　請求項１又は２に記載の冷間打抜用鋼を所定形状に冷間打ち抜きした後に焼き入れ焼き戻し熱処理を与えて６４０Ｈｖ以上の硬さを与えたことを特徴とするスチールベルト用エレメント。
  4. 　断面組織において、円相当径で０．５μｍ以上の粗大炭化物を１ｍｍ四方当たり１．３×１０４個以下に抑制したことを特徴とする請求項３記載のスチールベルト用エレメント。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6527709B2 (ja) * 2015-02-12 2019-06-05 本田技研工業株式会社 無段変速機の金属ベルト用エレメント
WO2016152406A1 (ja) * 2015-03-26 2016-09-29 日立金属株式会社 冷間工具およびその製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10287959A (ja) * 1997-04-17 1998-10-27 Daido Steel Co Ltd 高強度高周波焼入用鋼
JP2001220642A (ja) * 2000-02-03 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法
JP2005344196A (ja) * 2004-06-07 2005-12-15 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性の優れた高炭素冷延鋼板

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6487748A (en) * 1987-09-30 1989-03-31 Aisin Seiki Belt block for non-stage transmission
DE69905963T2 (de) * 1998-04-21 2004-01-22 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Also Known As Kobe Steel Ltd. Walzdraht oder Stabstahl mit guter Kaltverformbarkeit und daraus hergestellte Maschinenteile
JP3737952B2 (ja) * 2001-02-16 2006-01-25 本田技研工業株式会社 Ｃｖｔベルト用押しブロックおよびその製造方法
JP2007107029A (ja) * 2005-10-11 2007-04-26 Honda Motor Co Ltd 鋼材及びその製造方法
JP5594521B2 (ja) * 2010-06-21 2014-09-24 本田技研工業株式会社 ベルト式ｃｖｔのエレメント用鋼及びこれを用いたエレメント

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10287959A (ja) * 1997-04-17 1998-10-27 Daido Steel Co Ltd 高強度高周波焼入用鋼
JP2001220642A (ja) * 2000-02-03 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法
JP2005344196A (ja) * 2004-06-07 2005-12-15 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性の優れた高炭素冷延鋼板

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