强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢及其制造方法

摘要

提供超过马氏体时效钢的强度、延伸率、韧性平衡优良的机械结构用钢及其应用产品。强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢，其特征在于，钢的成分组成，以质量％计为C：大于0.30～0.5％、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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且组织为体积率在90％以上的马氏体组织，构成该马氏体组织的板条块的大小在1.5μm以下，并且固溶B为0.0005％以上，该固溶B在原奥氏体晶界上存在原奥氏体晶粒内的1.5倍以上。

说明书

技术领域

本发明涉及主要在汽车、产业机械的部件中使用的机械结构用钢，特别涉及尤其适用于现阶段使用价格昂贵的马氏体时效钢等的在无级变速器(以下称为CVT)中使用的金属带等的兼具强度、延展性以及韧性的机械结构用钢、使用该钢的机械结构用钢板以及使用该钢板的金属带。

背景技术

近年来，由于对环境问题的关注，在汽车领域等中要求提高燃料消耗率、限制排气，从而汽车开发的方向为驱动系统的小型高输出化，例如，CVT等的开发显著。在CVT中使用的金属带中，需要同时具有高强度和延展性以及高韧性。作为在现阶段用于这种用途的钢有马氏体时效钢。例如在专利文献1、专利文献2、专利文献3中公开了使用马氏体时效钢的技术。并且例如在专利文献4、专利文献5中公开了使用亚稳奥氏体类不锈钢的技术。

但是，与上述钢无关，在要求高强度化的材料中一般多添加合金元素。马氏体时效钢中，除了10数％的Ni以外，含有Co、Mo、Cr等，在奥氏体类不锈钢中含有Cr、Ni10数％。这可能明显增加钢成本，还可能在近来的原料枯竭的情势下威胁到生产本身。

专利文献1：特开2000-345302号公报

专利文献2：特开2002-38251号公报

专利文献3：特开2003-231921号公报

专利文献4：特开2002-53936号公报

专利文献5：特开2003-33803号公报

发明内容

于是在本发明中，鉴于上述现有技术的问题点，其目的在于，尽量抑制制造成本的增加，并价格低廉地提供高强度、高延展性且高韧性的机械结构用钢和机械结构用钢板以及适用于CVT用环形金属带的金属带。

发明人等为了解决上述问题，进行锐意研究的结果，发现用于解决该问题的方法。即，了解到，即使没有如马氏体时效钢、奥氏体不锈钢一样大量含有Ni、Cr的成分系的情况下，只要对以适当范围添加Mo和B的钢进行淬火及回火而形成马氏体组织时，表示出超过马氏体时效钢的优良的拉伸强度-延伸率平衡以及高韧性。

并且，关于构成该马氏体组织的组织(以下称作亚结构)进行详细研讨的结果，发现将构成马氏体组织的板条块的大小设在一定值以下，可发现特别优良的拉伸强度-延伸率平衡。另外还发现，固溶B存在一定值以上，并且在原奥氏体晶界上存在原奥氏体粒内的1.5倍以上时，能够确保优良的韧性。

本发明是根据以上发现完成的，其要旨如下：

(1)本发明的强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢，其特征在于，钢的成分组成，以质量％计为C：大于0.30～0.5％、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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，拉伸强度在2000MPa以上，并且总延伸率在10％以上。

(2)在上述(1)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。

(3)在上述(1)或(2)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种以上。

(4)本发明的强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢，其特征在于，钢的成分组成，以质量％计为C：大于0.30～0.5％、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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且组织为体积率在90％以上的马氏体组织，构成该马氏体组织的板条块的大小在1.5μm以下，并且固溶B为0.0005％以上，该固溶B在原奥氏体晶界上存在原奥氏体晶粒内的1.5倍以上。

(5)在上述(4)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。

(6)在上述(4)或(5)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种以上。

(7)本发明的强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢板，其特征在于，由上述(1)至(6)中的任一项所述的机械结构用钢形成，并且板厚在0.5mm以下。

(8)本发明的金属带，其特征在于，由上述(7)中所述的钢板形成，并且呈环状形状。

(9)本发明的强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢的制造方法，其特征在于，对成分组成为以质量％计为C：大于0.30～0.5％、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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢原材，以升温速度100℃/s以上加热而进行淬火后，以100℃以上、400℃以下的温度进行回火。

(10)在上述(9)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。

(11)在上述(9)或(10)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种以上。

(12)本发明的强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢板的制造方法，其特征在于，对成分组成为以质量％计为C：大于0.30～0.5％、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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且板厚在0.5mm以下的钢板，以升温速度100℃/s以上加热而进行淬火后，以100℃以上、400℃以下的温度进行回火。

(13)在上述(12)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。

(14)在上述(12)或(13)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种以上。

(15)本发明的金属带的制造方法，其特征在于，对成分组成为以质量％计为C：大于0.30～0.5％、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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有0.5mm以下的板厚和环状形状的金属带，以升温速度100℃/s以上加热而进行淬火后，以100℃以上、400℃以下的温度进行回火。

(16)在上述(15)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。

(17)在上述(15)或(16)中，其特征在于，上述成分组成，以质量％计，进而含有Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种以上。

根据本发明，不大量含有价格昂贵的合金元素，就能够得到高强度、高延展性且高韧性的机械结构用钢、使用该钢的机械结构用钢板或使用该钢板的金属带。

附图说明

图1是说明用环形金属带进行的疲劳评价试验方法的图。

具体实施方式

下面具体对本发明的成分组成、组织以及强度、延伸率进行说明。

1.关于成分组成

说明成分组成的限定理由。其中，成分组成中的各元素的含量(％)都意味着质量％。

C：大于0.30～0.5％

C是确保必要的强度、韧性的必需元素，0.30％以下时，难以确保规定的强度。另一方面，超过0.5％时，由于延展性、韧性降低，并且在钢组织中产生巨大的碳化物而显著降低疲劳特性，因而将0.5％设为上限。

Si：1.0％以下

Si作为脱氧剂在熔炼钢时起作用，因而含有。但超过1.0％时，由于显著降低钢的延展性，因而将上限设为1.0％。

Mn：1.5％以下

Mn由于具有在熔炼钢时起脱氧剂的作用，因而含有。但超过1.5％时，由于显著降低钢的延展性，因而将上限设为1.5％。

Al：0.025％以下

Al是对脱氧有效的元素。并且由于抑制淬火时的奥氏体粒成长，因而是对维持强度、韧性有效的元素，但含量超过0.025％而含有时其效果饱和，当然会导致成本上升，因而限定在上述范围。

Mo：0.3～0.5％

Mo是在本发明中特别重要的元素。Mo不会对延展性破坏很多而提高强度、韧性。为了显现其效果需添加0.3％以上。另一方面，超过0.5％添加也不会使强度和韧性提高在其以上，反而导致成本高。另外过剩地添加时会开始降低延展性，因而将上限设为0.5％。

B：0.0005～0.01％

B是有效提高淬火性，并且通过强化晶界来贡献于提高钢整体强度的有用的元素。为此需要含有0.0005％以上。但由于超过0.01％而含有时其效果会饱和，因而限定为上述范围。

以上为本发明中的基本成分，在本发明中，除此之外还能够适当含有以下所述的元素。

Cr：2.5％以下

Cr有效提高淬火性，在确保硬化深度方面有用。但是过度含有时，因碳化物稳定效果而助长残留碳化物的生成，从而导致强度降低。因此虽然优选尽量减少Cr含量，但可以容许至2.5％。另外，为了能够显现提高淬火性的作用，优选含有0.2％以上。

Cu：1.0％以下

Cu有效提高淬火性，并且在铁素体中固溶而提高强度。

但是，超过1.0％而含有时，热轧时产生裂纹。因而限定为上述范围。另外，为了能够显现提高淬火性、强度的作用，优选含有0.2％以上。

Ni：2.0％以下

Ni由于有效提高淬火性，并且抑制碳化物的生成，因而抑制在晶界生成膜状碳化物的情况，并可通过提高晶界强度而贡献于强度、韧性的提高。但是Ni是价格非常昂贵的元素，超过2.0％而添加时钢材成本显著上升。因此，优选在2.0％以下。另外，为了能够显现提高淬火性、强度、韧性的作用，优选含有0.5％以上。

V：0.5％以下

V在钢中与C结合，期待作为强化元素的作用。并且还具有提高抗回火软化性的效果，贡献于强度的提高。但由于超过0.5％而含有时其效果会饱和，因而限定为上述范围。另外，为了能够显现提高强度的作用，优选含有0.1％以上。

另外在本发明中，可以含有以下所述成分中的1种或2种以上。

Ti：0.1％以下

Ti通过与作为不可避免的杂质混入的N结合，防止B形成BN后导致B提高淬火性的效果消失。但超过0.1％含有时会大量形成TiN，导致强度、疲劳强度的降低，因而Ti优选在0.1％以下。另外，为了得到这种效果，进而优选含有0.005％以上。

Nb：0.1％以下

Nb除了提高淬火性的效果以外，作为析出强化元素贡献于强度和韧性的提高。但由于超过0.1％而含有时其效果会饱和，因而优选为0.1％以下。另外，为了显现这种效果，进而优选含有0.005％以上。

以上说明的元素以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为主要的不可避免的杂质，可列举S、P、N、O。所述元素只要是S：0.05％以下、P：0.05％以下、N：0.01％以下、O：0.01％以下，就容许。

2.关于组织  以上说明了优选成分组成范围，在本发明中，只是将成分组成限定在上述范围是不充分的，如以下说明，还需要调整钢的组织。

钢的组织：体积率在90％以上的马氏体组织

马氏体是用于得到强度的必要组织。在本发明的情况下，通过形成以体积率计90％以上的马氏体组织发挥优良的特性。从而限定为上述范围。在马氏体的体积率不足90％的情况下，对强度的上升无贡献的残留奥氏体相等的未转变相、碳化物等的析出物的量变得过多，从而难以达成2000MPa以上的高强度化。

马氏体组织：构成组织的板条块的大小在1.5μm以下

根据耐疲劳性的观点等出发，优选使马氏体组织更加微细。作为来自奥氏体的代表相变组织的马氏体组织虽然具有复杂的亚结构，但一般根据以下组织单位进行分类。首先，最小单位为马氏体板条。相邻的板条，结晶取向差非常小，不会严重影响机械特性。接着，将结晶面和结晶取向大致相等的邻接的板条的集团称作板条块，在相变之前的奥氏体晶粒内存在数个板条块。并且，将结晶面相等且成长方向不同的板条块的集团分类为板条束。使马氏体组织微细化的意思与使上述各组织单位变小大致为相同意思，最有效的事，可通过使板条块单位微细化来达成。这是因为，板条块内的马氏体之间形成小倾角晶界，实际上可看作连续的组织。另一方面，由于板条块、板条束或相变前奥氏体晶界为大倾角晶界，因而认为它们的大小不会直接对原材的机械特性产生影响。该板条块的大小，可通过结晶取向显微镜(Orientation Imaging Microscopy)或透射电子显微镜(TEM)等进行评价。另一方面，虽然板条束也是马氏体组织的亚结构单位，但优选的是，用具有相同大倾角晶界的、作为更小的组织单位的板条块进行规定。另外，在实际工序中在进行最终热处理之前相对于整个产品检查相变前的奥氏体组织的大小是不现实的。因此，由于采用相对于最终产品(特别是最终热处理后)容易进行评价，对原材的机械特性产生影响的亚结构，规定马氏体组织内的板条块的大小。在本发明中，由于该板条块的平均大小在1.5μm以下，因而发挥特别优良的强度-延展性平衡和强韧性。另外，在此所称的“大小”是指一般相对于钢的组织评价使用的平均粒径，例如可使用通过切断法导出的平均粒径。

固溶B的存在形态：在钢中存在0.0005％以上，并且在进行淬火处理等时的原奥氏体晶界上存在晶粒内的1.5倍以上

另外，在本发明中，通过如下所述地控制固溶B的存在形态，发挥稳定的机械特性。即，如上所述，在本发明中，根据提高淬火性和强化晶界的目的来规定B量，但在使该元素发挥效果时，非常重要的是固溶B的确保及其存在状态。钢中的B，例如由于形成BN或M₂₃(C，B)₆(在此，M表示金属元素)而减少其固溶量。在抑制BN形成方面，虽然添加容易与N结合的Ti等会有效，但在钢中碳量较多的钢种类中，所添加的Ti等会替换固溶为碳化物，从而不能期待其效果。因此，需要进行γ区域的充分的溶体化。并且优选的是，该固溶B主要存在于原奥氏体晶界上。这是因为对强度、延伸率以及韧性等机械特性影响很大的晶界强度，因固溶B主要存在于原奥氏体晶界上，并与晶粒内相比存在浓度差而提高。认为这是因为通过固溶B在晶界偏析，从而防止引起晶界脆化的P的晶界偏析。根据发明人等的研究，在进行高频加热淬火或400℃以下的低温回火等最终热处理后，确保有0.0005％以上的固溶B，并且确认了只要相对于通过该最终热处理形成的原奥氏体晶粒内在该原奥氏体晶界上存在1.5倍的该固溶B，就能够更加可靠地得到稳定的韧性。

从添加的B量减去形成析出物的B量而求出固溶B量。形成析出物的B量，可通过电解等方式提取分离作为氧化物、氮化物、碳化物或金属间化合物存在的析出物，对包含在其中的B直接进行定量。另一方面，关于固溶B在原奥氏体晶粒内和晶界上的浓度分布，只要该原奥氏体粒径在10μm以上，例如就可通过二次离子质量分析分光法(SIMS)，根据晶界上相对于晶粒内的离子强度比在1.5倍以上的情况进行判断。此外，使用TEM从晶界取得电子能量损失频谱(EELS)的方法以及用原子炉等对试样进行放射，使从质量数为10的B同位素(B10)产生的α线在胶片上感光的α线径迹蚀刻法(ATE)也是有效的高灵敏度检测方法，但根据微量情况下的检测灵敏度、定量性的观点，上述SIMS最适合。如上所述，通过确保作为固溶B的量在0.0005％以上，并且将其存在部位主要限制在原奥氏体晶界上，从而可防止晶界脆性。

3.关于强度和延伸率

拉伸强度：2000MPa以上，并且总延伸率：10％以上

在本发明中，为了持有与现阶段价格昂贵的要代替的马氏体时效钢同等的特性，强度延展性级别要在其以上。因而限定为上述范围。另外，通过满足上述成分组成和钢组织，成为满足拉伸强度在2000MPa以上，总延伸率在10％以上的钢，并且成为维持高韧性的钢。特别是，通过发明人等的研究，还了解到作为CVT用金属带，通过使用上述成分范围的钢，即拉伸强度在2000MPa以上，且总延伸率在10％以上的钢，能够得到与现有的马氏体时效钢制的金属带同等的耐久性。

接着说明本发明的机械结构用钢的制造方法。将具有上述成分组成的钢作为钢原材，可通过在其上施行淬火和回火处理来制造。在本发明的情况下，淬火时的升温速度和回火温度很重要，需要满足如下条件：

淬火时的加热升温速度：100℃/s以上

淬火时的加热升温速度不足100℃/s时，马氏体组织的板条块的大小超过1.5μm而变大，从而不能同时满足强度和延展性。由此，淬火时的加热升温速度需要在100℃/s以上。

回火温度：100℃以上、400℃以下

由于使回火温度在100℃以上、400℃以下的温度范围，因而钢中含有的B不会扩散或析出，在晶界变浓而适当贡献于晶界强化。由于使回火温度在400℃以下，因而通过与微细粒效果的重叠，维持高强度、高延展性和高韧性。回火温度高时强度降低，并且B对晶界的浓化度也降低，其结果，韧性显著降低。基于这层意思，回火温度需要在400℃以下。并且，回火温度不足100℃时，延伸率变得不充分，总延伸率不能达到10％以上。由此，回火温度设为100℃以上、400℃以下的范围。

另外，钢原材还可以使用对包含上述成分的钢锭通过轧制、锻造等方式进行热加工或冷加工的钢。包含上述成分的钢锭，可使用用转炉熔炼出的钢锭或真空熔炼出的钢锭。特别是，设钢原材为钢板的情况下，将钢锭或连铸钢坯加热而进行热轧，并进而进行酸洗而除去锈皮后，通过冷轧调整为规定的厚度。并且，将该钢板加工成金属带的情况下，通过上述冷轧形成0.5mm以下厚度的板材后，切断为规定的宽度和长度，并且进而形成环状而形成金属带。

然后，为了形成马氏体组织，对上述钢原材(包含钢板和金属带)进行淬火和回火处理。所述处理中的加热方法，可以是高频加热，也可以是火炉加热、红外线加热、通电加热，可以是任意加热方法。

这样得到的钢材(包含钢板和金属带)，不仅能够廉价地进行制造，还具有比得上马氏体时效钢的强度延展性平衡，能够适用于需要高强度、高延展性、高韧性的汽车部件。特别是，形状为金属带的钢适合用作目前使用马氏体时效钢的CVT用环形金属带。

实施例

实施例1

下面，对实施例进行说明。

通过真空熔炼方式制造出表1所示的钢。将所述钢加热至1100℃，并进行热轧而形成厚度为3mm的板。然后，进行酸洗而除去表面锈皮后，进行冷轧。进行多次轧制，在厚度为0.5mm的时点进行一次退火而除去加工变形，并且进行冷轧。最终厚度成为0.4mm厚度而形成原材，并在其上实施以下的热处理、评价。

以高频加热淬火作为前提的本钢种中，最终热处理后设想的组织仅是作为来自奥氏体温度区域的转变相的马氏体相、加热不充分情况下的未转变铁素体相以及碳化物等的未固溶夹杂物、析出物。所述组织可在利用通常使用的硝酸化乙醇腐蚀液浸蚀呈现出组织后，通过光学显微镜的观察进行判别。由此，马氏体组织的体积率的计算通过以下方法进行。将上述原材切出20mm切角。通过高频加热将该试样加热至920℃后，立即进行淬火，然后进而在170℃进行20分钟的回火，从而制成试样。对该试样表面进行硝酸化乙醇腐蚀液浸蚀后，用光学显微镜进行观察，并计算出用该光学显微镜观察判别的马氏体相以外(即，未转变铁素体相以及碳化物等未固溶夹杂物、析出物)区域的面积率。并从该面积率换算成体积率，将从100％减去该马氏体相以外区域的体积率的值作为本实施例中的马氏体相的体积率。在发明例中，由于设高频淬火温度为920℃，并选取奥氏体区域，因而大部分组织成为马氏体相。

作为马氏体组织的亚结构的板条块的评价通过以下方法进行。将上述原材切出20mm切角后作为试样。通过高频加热将该试样加热至920℃后，立即进行淬火。然后在170℃进行20分钟的回火后，进而选取10mm切角的显微镜检查试样，并通过上述结晶取向显微镜进行板条块评价。

相对于各试样对10μm角区域分配2个视场，取得共计大约11000点的结晶取向信息。在各视场内将用同一颜色封闭的区域作为板条块识别为边界后，通过应用与一般的导出平均粒径相同的切断法得到的值作为该视场的板条块的大小，对各视场值的全数进行简单算术平均而作为板条块相对于原材取平均的大小。

从添加的B量减去形成析出物的B量而求出钢中的固溶B量。形成析出物的B量使用电解提取分析方法。首先，将上述原材切出30mm切角后作为试样。通过高频加热将该试样加热至920℃后，立即进行淬火，然后在170℃进行20分钟的回火。该回火后的试样，用10％乙醛-丙酮电解液电解出1g，并用过滤器收集电解残渣，从而对形成析出物的B量进行定量。

试样中的固溶B的浓度分布测定通过以下方法进行。对板条块尺寸评价中使用的10mm切角试样再次进行镜面研磨，并通过SIMS测定浓度分布。SIMS中的测定条件，使用一次离子O₂⁺，从视场拉深150μm(直径)的区域得到2视场的质量数43的二次离子BO₂^-的离子像。关于其各视场内，分别求出晶界上的二次离子强度平均值和晶粒内的二次离子强度平均值，并求出其各强度平均值之比。最后，对2视场中的离子强度比进行算术平均，并将其作为该试样中的浓度分布比。

如下所述地进行原奥氏体晶界的确认。再次使用在固溶B的浓度分布测定中使用的10mm切角试样，将其作为显微镜检查试样。相对于在固溶B的浓度分布测定中使用的试样，对与轧制方向平行的L断面进行镜面研磨，将在对水：500g溶解苦味酸：50g的苦味酸水溶液中，添加十二烷基苯磺酸钠：11g、氯化亚铁：1g以及草酸1.5g的溶液作为腐蚀液而使其发挥作用，从而呈现出原奥氏体晶界。然后通过1000倍的光学显微镜视场，确认原奥氏体晶界。

通过放电加工从原材切出拉伸试验片(JIS5号)的形状。通过高频加热将该试验片加热至920℃后，立即进行淬火。然后以170℃进行20分钟的回火，供于拉伸试验。

在马氏体时效钢(F-18Ni-10Co-5Mo-0.4Ti)中也进行至冷轧，并切出与上述形状相同的形状的试验片后，加热至802℃后，通过空冷进行淬火，并通过520℃加热进行蚀刻处理。

只有韧性的评价与上述不同，通过热轧形成15mm厚度。与轧制材料的C方向一致而切出U切口的摆锤试验片。通过高频加热将试验片加热至920℃后，立即进行淬火。进行170℃×30分钟的回火，然后供于摆锤试验。在实验温度-40℃、40℃的2个条件下进行，并通过其吸收能量进行比较。

将马氏体组织的体积率、拉伸强度、总延伸率、韧性的结果表示在表1中。根据表1，本发明范围内的钢表示出强度、延展性平衡大于马氏体时效钢，并且韧性也表示出良好的结果。

实施例2

在此调查组织的影响。实验方法与实施例1完全相同。其中，为了观察马氏体的体积率的影响，关于高频加热的温度采用了各种条件。

例如，在比较例中，由于降低加热温度并增加了未转变铁素体相的量，因而马氏体的体积率不足90％。实验结果表示在表2。可知马氏体的体积率低于90％时，强度显著降低。

实施例3

在此调查其他成分的效果。通过真空熔炼方式制造出如表3所示的钢。以下实验方法与实施例1完全相同。结果集中表示在表3。可知过度含有Cr、Ti时，引起强度降低，并且关于Ni、V、Nb其效果饱和。

实施例4

在此，相对于与调查淬火中加热时的升温速度的影响的、实施例1中的钢No.1-4相同的成分组成的钢，改变高频加热而实施了炉加热。然后，通过与实施例1相同的条件进行回火，并进行了组织和特性的调查。在表4，关于采用炉加热的情况(钢No.4-1)下的升温速度、组织、特性，与高频加热的情况(表1中的钢No.1-4)进行比较而表示。

可知在淬火时的加热升温速度慢的炉加热的情况下，马氏体的板条块尺寸变大，在2000MPa以上的强度下延伸率不能达到10％以上，另外韧性也降低。

实施例5

在此调查回火温度的影响。相对于与实施例1中的钢No.1-4、钢No.1-12相同的成分组成的钢，通过与实施例1相同的条件进行至淬火后，使回火温度变化为260℃、380℃、450℃而进行了实验。其结果表示在表5。

可知回火温度在400℃以上时，B的晶界浓化降低，其结果，韧性显著降低。

实施例6

在此，评价实际作为环形金属带时的疲劳强度。将实施例1的厚度为0.4mm的冷轧钢材切断成宽度为20mm后，通过焊接连成环状，然后，进行淬火处理和回火处理而作为试样。然后，将所述试样套在如图1所示的SUJ2制的滑轮上，施加一定的拉伸载荷(P＝3500N)，并且通过以转速2000rpm旋转时至切断的转速(带子的特定点在两个滑轮之间往复移动的次数)进行评价。供于实验的原材为实施例1中记载的钢No.1-1～1-16、实施例5中记载的钢No.5-1～5-6。淬火条件和回火条件，在实施例1中使用的钢No.1-1～1-16和在实施例5中使用的钢No.5-1～5-6为相同条件。试验分别进行N＝3，将结果表示在表6。可知虽然发明例的钢与马氏体时效钢大致为相等的次数，但比较例的钢由于拉伸强度或延展性较低，因而在实际部件中疲劳强度也降低。并且，即使回火温度超出400℃时，疲劳强度也降低。另外，可知根据使用钢No.1-14的情况，即使Mo超过0.5％而添加时，也没有得到一定以上的效果。

表1

钢No.  化学成分(质量％)  组织 拉伸 强度 (MPa)  总延伸  率(％)  摆锤试验(J)  备注  C  Si  Mn  Al  Mo  B其他  M相的  体积率  (％)平均板条块尺寸(μm)    固溶B    (质量ppm)，    B强度比    (晶界/晶粒内)  实验  温度  -40℃  实验  温度  40℃1-1  0.0025  0.002  0.006  0.084  4.87  0.0007Ni：17.99 Co：10.44Cr：0.19 Ti：0.48 2100  12.5  41.3  45.5  现有例1-2  0.20  0.74  0.65  -  0.39  0.0019-   931.80    19，2.5 1750  16.5  45.2  48.1  比较例1-3  0.35  0.72  0.66  -  0.41  0.0020-   941.48    15，2.0 2125  15.0  45.5  48.3  发明例1-4  0.43  0.71  0.65  -  0.40  0.0020-   960.90    15，2.0 2230  12.5  42.7  45.3  发明例1-5  0.55  0.72  0.64  -  0.40  0.0021-   960.85    12，1.2 2285  8.5  11.0  18.2  比较例1-6  0.44  0.31  0.64  -  0.40  0.0019-   960.90    14，2.0 2205  15.0  46.3  49.0  发明例1-7  0.43  0.95  0.65  -  0.39  0.0022-   950.90    18，2.0 2190  12.0  43.6  45.5  发明例1-8  0.44  1.12  0.64  -  0.41  0.0020-   960.80    18，2.0 2200  8.0  9.2  14.1  比较例1-9  0.43  0.71  1.10  -  0.40  0.0020-   950.90    18，2.0 2220  11.5  41.8  44.3  发明例1-10  0.43  0.72  1.66  -  0.41  0.0019-   950.95    18，2.0 2235  6.5  8.5  12.3  比较例1-11  0.42  0.71  0.65  -  0.25  0.0018-   941.60    14，2.5 1650  8.5  10.0  12.4  比较例1-12  0.44  0.75  0.66  -  0.31  0.0019-   950.90    15，2.0 2080  12.0  43.5  46.6  发明例1-13  0.43  0.73  0.64  -  0.49  0.0020-   940.80    10，1.8 2265  14.5  47.2  48.6  发明例1-14  0.43  0.72  0.64  -  0.60  0.0020-   950.80    8，1.0 2265  14.0  45.6  46.9  比较例1-15  0.43  0.71  0.66  -  0.41  0.0002-   901.55    0，- 1900  11.5  42.1  44.7  比较例1-16  0.44  0.70  0.65  -  0.42  0.0060-   960.90    45，3.0 2285  14.5  47.3  49.1  发明例

※下划线为本发明范围以外

表2

    钢No.    化学成分(质量％)    组织拉伸强度  (MPa)总延伸率    (％)   摆锤试验(J)备注    C    Si    Mn Al    Mo    B其他M相的体积率(％)   实验温度-40℃  实验温度40℃    2-1    0.43    0.71    0.65  -    0.4    0.0020-    96    2230    12.5   40.1  45.1发明例    2-2    0.43    0.71    0.65  -    0.4    0.0020-    91    2040    15.0   44.6  47.2发明例    2-3    0.43    0.71    0.65  -    0.4    0.0020-    85    1840    16.5   49.1  50.6比较例    2-4    0.43    0.71    0.65  -    0.4    0.0020-    70    1650    19.0   52.2  53.4比较例

※下划线为本发明范围以外

表3

    钢No.    化学成分(质量％)  组织 拉伸 强度 (MPa)  总延  伸率  (％)    摆锤试验(J)    C    Si    Mn    Al    Mo  Cr  Ni  Cu  V    Ti  Nb    B  M相的体  积率(％)   实验温   度-40℃    实验温    度40℃    3-1    0.44    0.70    0.62    0.021    0.40  -  -  -  -    -  -    0.0021  94 2210  14.0   42.5    45.8    3-2    0.43    0.72    0.62    0.031    0.40  -  -  -  -    -  -    0.0018  94 2215  13.5   42.0    45.1    3-3    0.44    0.71    0.62    -    0.40  1.5  -  -  -    -  -    0.0020  94 2235  13.5   42.6    46.1    3-4    0.42    0.70    0.65    -    0.40  3.0  -  -  -    -  -    0.0018  95 1765  11.5   38.5    40.5    3-5    0.43    0.72    0.66    -    0.39  -  1.6  -  -    -  -    0.0021  95 2245  14.0   43.5    45.7    3-6    0.44    0.71    0.64    -    0.41  -  2.5  -  -    -  -    0.0018  95 2250  14.0   42.2    46.3    3-7    0.43    0.69    0.63    -    0.40  -  -  0.5  -    -  -    0.0020  94 2245  13.5   41.8    44.7    3-8    0.45    0.71    0.64    -    0.41  -  -  -  0.3    -  -    0.0018  94 2235  13.0   43.6    45.7    3-9    0.43    0.72    0.65    -    0.40  -  -  -  0.6    -  -    0.0021  95 2235  12.5   41.7    44.9    3-10    0.44    0.72    0.64    -    0.41  -  -  -  -    0.04  -    0.0020  95 2190  14.5   45.3    47.5    3-11    0.43    0.70    0.65    -    0.39  -  -  -  -    0.11  -    0.0019  94 1650  9.0   11.3    15.5    3-12    0.44    0.69    0.66    -    0.40  -  -  -  -    -  0.03    0.0020  94 2200  13.0   43.3    45.9    3-13    0.45    0.70    0.62    -    0.41  -  -  -  -    -  0.11    0.0022  96 2210  13.0   43.4    45.5

※下划线为本发明范围以外

表4

钢No. 化学成分(质量％)淬火时的加热升温速度(℃/a)    组织拉伸强度(MPa)总延伸率(％)摆锤试验(J)备注1备注2 C Si Mn Al Mo B其他  M相的  体积率  (％)平均板条块尺寸(μm)固溶B(质量ppm)，B强度比(晶界/晶粒内)实验温度-40℃实验温度40℃1-4 0.43 0.71 0.65 - 0.40 0.0020 -250  960.9015，2.0223012.542.745.3发明例高频淬火4-1 0.43 0.71 0.65 - 0.40 0.0020 -40  952.5015，2.0171013.532.536.4比较例炉加热淬火

※下划线为本发明范围以外

表5

 钢No. 化学成分(质量％) 回火 温度    组织  结果摆锤试验(J)备注  C  Si  Mn  Al  Mo B其他  M相的  体积率  (％)  平均板  条块尺  寸(μm)   固有B   (质量ppm)，   B强度比   (晶界/晶粒内)  拉伸  强度  (MPa)  总  延伸率  (％)实验温度-40℃实验温度40℃ 1-4  0.43  0.71  0.65  -  0.40 0.0020- 170℃  96  0.90   15，2.0  2230  12.542.745.3发明例 5-1  0.43  0.71  0.65  -  0.40 0.0020- 260℃  94  0.91   15，1.9  2150  15.045.650.5发明例 5-2  0.43  0.71  0.65  -  0.40 0.0020- 380℃  96  0.92   14，1.6  2085  18.050.555.0发明例 5-3  0.43  0.71  0.65  -  0.40 0.0020- 450℃  96  0.94   14，1.1  2050  20.014.018.5比较例 1-12  0.44  0.75  0.66  -  0.31 0.0019- 170℃  95  0.90   15，2.0  2080  12.043.546.6发明例 5-4  0.44  0.75  0.66  -  0.31 0.0019- 260℃  94  0.91   15，1.8  2050  13.544.247.3发明例 5-5  0.44  0.75  0.66  -  0.31 0.0019- 380℃  95  0.93   15，1.5  2030  14.544.848.2发明例 5-6  0.44  0.75  0.66  -  0.31 0.0019- 450℃  94  0.93   14，1.2  2005  16.012.216.4比较例

※下划线为本发明范围以外

表6

钢No. 化学成分(质量％) 回火 温度  直到断裂的次  数(×1000次)备注 C Si MnAl Mo B其他1-1 0.0025 0.002 0.0060.084 4.87 0.0007Ni：17.99 Co：10.44 Cr：0.19 Ti：0.48 -  780，750，725现有例1-2 0.20 0.74 0.65- 0.39 0.0019- 170℃  110，105，120比较例1-3 0.35 0.72 0.66- 0.41 0.0020- 170℃  720，715，720发明例1-4 0.43 0.71 0.65- 0.40 0.0020- 170℃  750，715，760发明例1-5 0.55 0.72 0.64- 0.40 0.0021- 170℃  450，400，430比较例1-6 0.44 0.31 0.64- 0.40 0.0019- 170℃  730，725，710发明例1-7 0.43 0.95 0.65- 0.39 0.0022- 170℃  710，720，720发明例1-8 0.44 1.12 0.64- 0.41 0.0020- 170℃  500，510，490比较例1-9 0.43 0.71 1.10- 0.40 0.0020- 170℃  745，720，715发明例1-10 0.43 0.72 1.66- 0.41 0.0018- 170℃  480，410，405比较例1-11 0.42 0.71 0.65- 0.25 0.0018- 170℃  125，110，130比较例1-12 0.44 0.75 0.66- 0.31 0.0019- 170℃  700，715，725发明例1-13 0.43 0.73 0.64- 0.49 0.0020- 170℃  750，740，720发明例1-14 0.43 0.72 0.64- 0.60 0.0020- 170℃  740，725，730比较例1-15 0.43 0.71 0.66- 0.41 0.0002- 170℃  120，165，110比较例1-16 0.44 0.70 0.65- 0.42 0.0060- 170℃  750，735，720发明例5-1 0.43 0.71 0.65- 0.40 0.0020- 260℃  720，735，715发明例5-2 0.43 0.71 0.65- 0.40 0.0020- 380℃  700，705，720发明例5-3 0.43 0.71 0.65- 0.40 0.0020- 450℃  425，440，450比较例5-4 0.44 0.75 0.66- 0.31 0.0019- 260℃  690，710，720发明例5-5 0.44 0.75 0.66- 0.31 0.0019- 380℃  685，690，715发明例5-6 0.44 0.75 0.66- 0.31 0.0019- 450℃  440，425，430比较例

※下划线为本发明范围以外 

产业上的利用可能性

本发明钢，由于具有超过马氏体时效钢的优良的拉伸强度和延伸率平衡以及高韧性，因而可适用于目前使用马氏体时效钢的部件。