冷冲用钢和使用该钢的钢带用构件的制作方法
【专利摘要】本发明提供了一种耐磨性和韧性优异的用于带型CVT的钢带用构件，以及提供该构件的冷冲用钢。本发明是包含满足10.8[C]+5.6[Si]+2.7[Mn]+0.3[Cr]+7.8[Mo]+1.4[V]≤13的成分组成的钢的冷冲用钢。该钢包含以下成分组成：作为必需添加元素的0.50质量%～0.70质量%的C、0.03质量%～0.60质量%的Si、0.50质量%～1.00质量%的Mn、0.20质量%～1.00质量%的Cr、0.01质量%～0.10质量%的Ti和0.0005质量%～0.0050质量%的B，作为可选添加元素的0.025质量%以下的P和0.015质量%以下的S，和作为剩余成分的Fe和不可避免的杂质。将该钢加热并保持在奥氏体单相温度范围内、然后以预定速度进行冷却以使微细碳化物分散在主要为铁素体+珠光体的混合结构中而获得了一种结构，该结构提供了88HRB以下的硬度。
【专利说明】冷冲用钢和使用该钢的钢带用构件
【技术领域】
[0001]本发明涉及加工成用于机动车等的带型CVT中的钢带用构件的冷冲用钢和所述钢构件。
【背景技术】
[0002]在机动车等的带型无级变速器(CVT)中，钢带卷绕在输入侧和输出侧的一对滑轮之间来传递动力。该钢带包括下述结构:其中，多个片状构件(钢片)组装在一起从而沿环状带重叠。该钢带插入到输出侧滑轮的V形沟槽中并在沟槽宽度变化时沿该滑轮的径向移动，使其可以连续调节其旋转半径并平滑地改变输入侧和输出侧滑轮旋转比。
[0003]如上所述，该钢带用钢构件在与输出侧滑轮的V形沟槽接触的同时受到连续驱动，因此使用耐磨性优异的硬度高的钢。通常，使用碳含量较高的钢，如Jis SKS95(C:0.80质量％~0.90质量％，S1:0.50质量％以下，Mn:0.80质量％~1.10质量％，P:0.030质量％以下，S:0.030质量％以下，Cr:0.20质量％~0.60质量％)。将包含球状碳化物的冷轧钢冷冲成构件形状，从平衡图上的Acm以上的温度开始淬火并回火，并使其具有经回火的马氏体结构，其中，分散有一定量的未固溶的碳化物。
[0004]不过，冷冲钢构件，在使用高硬度的钢时，会降低生产率。因此，考虑了下述制造方法:将进行过软化热处理的钢冷冲，然后进行硬化热处理。为了防止冲压后的钢构件变形，硬化热处理应在较低的温度下进行较短的时间。对此，本发明人研究了通过着眼于在平衡图上的奥氏体单相稳定范围内具有最低温度的近共析钢、并在共析成分点附近的温度下进行硬化热处理，获得了兼具高硬度所致的高耐磨性和能够承受与滑轮的相对移动接触的高韧性的钢。
[0005]例如，专利文献I公开了一种高碳钢部件，其为近共析钢，具有25J/cm2以上的高冲击值，同时保持600~900Hv的硬度。具体而言，该现有技术公开了包含以下成分组成的高碳钢部件:C:0.60质量％~1.30质量％、Si 1.0质量％、Mn:0.2质量％~1.5质量％、P 0.02质量％、S 0.02质量％、Mo 0.5质量％和V:≤0.5质量％，其中，使经淬火和回火的结构中的未固溶碳化物保持体积比例Vf (体积％)满足8.5<15.3XC%-Vf〈10.0,并将粒径为1.0ym以上的未固溶碳化物粗粒限制在每IOOym2的观察面积内为2个以下。因此，该现有技术记载到，添加Mo可提高淬透性(淬火性)和韧性并形成与Ni的特殊碳化物，从而也提高了耐磨性。而且，该现有技术记载到，添加V可细化奥氏体晶粒，使得也可以提闻耐磨性。
[0006]此外，专利文献2公开了一种韧性和抗疲劳性优异的近共析钢。具体而言，此现有技术公开了包含下述成分组成的碳钢:c(0.50质量％~0.70质量％)、Si (≤0.5质量％)、Mn (1.0质量%~2.0质量%)、P (≤0.02质量%)、S (≤0.02质量%)和Al (0.001质量%~
0.10 质量 %)，以及 V (0.05 质量 % ~0.50 质量 %) 'Ti (0.02 质量 % ~0.20 质量 %) 'Nb (0.01质量％~0.50质量％)和Mo (≤0.50质量％)中的一种或两种以上，其中，退火后结构中的未固溶碳化物的球状化率为95%以上，并且未生成粒径为2.5 μ m以上的未固溶碳化物粗粒。因此，该现有技术记载到，添加Mo可提高淬透性，添加V可形成碳氮化物，从而提高了韧性。
[0007]现有技术文献
[0008]专利文献
[0009]专利文献1:日本特开2006-63384号公报
[0010]专利文献2:日本特开2009-24233号公报
【发明内容】
[0011]本发明要解决的问题
[0012]如专利文献I和2中公开的钢那样，添加如Mo或V等稀有金属可以获得耐磨性和韧性优异的钢。不过，在成本方面，优选在减少这些稀有金属的添加量的情况下获得大致相同或更高程度的耐磨性和韧性。
[0013]鉴于这些情况完成了本发明，因此本发明的目的是:提供一种用于机动车等的带型CVT中的钢带构件，所述钢带构件耐磨性和韧性优异且抑制了例Mo和V等稀有金属的量，以及一种提供该构件的冷冲用钢。
[0014]解决问题的手段
[0015]本发明的冷冲用钢包含满足10.8 [C] +5.6 [Si] +2.7 [Mn] +0.3 [Cr] +7.8 [Mo] +1.4 [V] ^ 13的成分组成的钢，其中[M]为化学元素M的质量百分比；其还具有以下成分组成:作为必需添加元素的0.50质量％~0.70质量％的C、0.03质量％~0.60质量％的S1、0.50质量％~1.00质量％的Μη、0.20质量％~1.00质量％的Cr、0.01质量％~0.10质量％的Ti和0.0005质量％~0.0050质量％的B，作为可选添加元素的0.025质量％以下的P和0.015质量％以下的S，以及作为剩余成分的Fe和不可避免的杂质，其中:在将所述钢加热并保持在奥氏体单相温度范围内然后以预定速度进行冷却时，获得了分散有微细碳化物的主要为铁素体+珠光体的混合结构，该结构取得了 88HRB以下的硬度。
[0016]根据本发明，可以有利地将所述冷冲用钢冷冲成带型CVT的钢带构件的形状。而且，该冷冲用钢包含下述结构:其中，具有B核的微细碳化物分散在主要为铁素体+珠光体的混合结构中。预定的淬火和回火热处理因微细碳化物的分散结构而可以抑制碳化物粗粒，同时提供了作为钢构件的高耐磨性，从而还提供了作为钢构件的高韧性。
[0017]上述发明的特征可在于，在断面结构中，将圆当量直径为0.5μπι以上的碳化物粗粒抑制到了每Imm见方中为1.2Χ IO5个碳化物以下。根据本发明，预定的淬火和回火热处理可以抑制碳化物粗粒并提供作为钢构件的高韧性。
[0018]本发明的带型CVT钢带构件的特征在于，在将包含任何一种上述发明的冷冲用钢冷冲成预定形状之后提供淬火和回火热处理，从而提供640Ην以上的硬度。
[0019]根据本发明，钢构件具有因抑制碳化物粗粒的结构而产生的作为钢构件的高韧性，同时具有作为钢构件的高耐磨性。
[0020]上述发明的特征可在于，在断面结构中，将圆当量直径为0.5μπι以上的碳化物粗粒抑制到了每Imm见方中为1.3Χ IO4个碳化物以下。根据该发明，钢构件具有因抑制碳化物粗粒的结构而产生的作为钢构件的高韧性，同时具有作为钢构件的高耐磨性。【专利附图】
【附图说明】
[0021]图1是显示本发明的钢构件的制造过程的图。
[0022]图2是显示软化热处理中的断面结构的图。
[0023]图3是显示实施例和比较例的成分组成的表格。
[0024]图4是显示冲击试验的试验片的形状的图。
[0025]图5显示磨损试验的方法的图。
[0026]图6是总结试验结果的表格。
[0027]图7是显示相对于硬化热处理后硬度的冲击比的图。
[0028]图8是显示未固溶碳化物的组成信息的图。
[0029]图9是显示出裂纹的进展的断面结构的照片。
[0030]图10是显示磨损试验的结果的图。
[0031]图11是显示磨损试验的结果的图。
[0032]图12是显示软化热处理之后对每种未固溶碳化物尺寸所观察到的数量的图。
[0033]图13是显示硬化热处理之后对每种未固溶碳化物尺寸所观察到的数量的图。
【具体实施方式】
[0034]下面基于图1对作为本发明的一个实施方式的带型CVT的钢带用钢构件的制造方法进行说明。
[0035]首先，对包含具有预定量的B和Ti的近共析组成的预定成分组成的薄钢板进行软化热处理(S1)，以使后述的冲压过程更为容易。按照这样的软化热处理，将薄钢板加热到在奥氏体单相稳定温度范围内的较低的温度，即比A3和Acm高20°C~30°C的温度，在该温度选保持预定的时间，并以预定的速度冷却。按照此软化热处理，可以获得在成分组成中未固溶碳化物被B微细分散的冷冲用钢。该冷冲用钢具有良好的冷冲性，使得可以容易地加工钢构件形状。
[0036]在此，如图2所示，在包含珠光体结构的薄钢板中，B特定地分散在珠光体结构中的渗碳体部分中(参见图2(a))。当将此薄钢板加热并保持在奥氏体单相稳定温度范围内时，薄钢板变为奥氏体单相(参见图2(b))。在薄钢板完全变为奥氏体单相之前并且在将温度再一次逐渐降低至铁素体稳定温度范围时，首先不能溶于铁素体中的碳以碳化物形式析出，其中一部分碳化物与分散的B—起作为析出核析出(参见图2 (c)以及图8)。当温度继续下降时，结构变为将碳化物微细地分散在珠光体粗晶粒和铁素体晶粒的混合结构中的结构(参见图2(d))。
[0037]也就是说，为了在按原样维持B的分散而不使B聚集的情况下使温度降至铁素体稳定温度范围，在钢在A3线和Acm线附近的较低温度下完全变为奥氏体单相之前，开始使所维持的温度降低。注意，包含Ti与B的组合会使Ti优先与N而不是B生成氮化物，并抑制B氮化物的生成，从而维持B的分散。
[0038]再次参见图1，将冷冲用钢冲压成预定的构件形状，从而获得钢构件(S2)。
[0039]此外，进行硬化热处理从而使冲压获得的钢构件具有耐磨性等(S3)。即，进行淬火和回火。注意，为了防止包含该薄钢板的钢构件变形，此热处理优选在较低温度进行较短时间。即，类似于软化热处理(S1)，将薄钢板加热至并保持在奥氏体单相稳定温度范围内的较低温度，并淬火。在此情况下，通过软化热处理而使B分散在核中的微细碳化物得到了维持。利用此设置，可以获得在机动车等的带型CVT中使用的具有优异的耐磨性和韧性的钢带构件。
[0040]下一步，为了将该钢冷冲成钢带构件，针对该冷冲用钢所需的硬度等进行了评价，并针对在对此冷冲用钢进行硬化热处理时作为钢带构件所需的机械特性(韧性和耐磨性)进行了的评价。这些使用图3~5来说明。
[0041]首先，本发明人在调节如JIS SKS95等成分组成以确保获得适合于冷冲的硬度时得到了体现成分元素与硬度之间的关系的以下经验等式。
[0042]H1=I0.8 [C] +5.6 [Si] +2.7 [Mn] +0.3 [Cr] +7.8 [Mo] +1.4 [V] +75 (等式 I)
[0043]此处，首先选择成分组成的目标值，以确保利用等式I取得下文所述的预定硬度值，一旦在制造钢后，就获得了具有图3所示的实施例1~10和比较例I~11的成分组成的钢。在图3的实施例1~10和比较例I~11的成分组成中，按照目标值在比较例3中添加了 Mo并在比较例4中添加了 V，但在其他实施例和比较例中并未基于目标值有意添加Mo和V，并将其作为杂质检出。
[0044]下面对用于评价的试验片的制造方法进行说明。首先，用真空感应炉熔化150kg母合金，获得包含图3所示的成分组成的锭。
[0045]接着，将该锭在1200°C下保持3小时，将其一部分切下并热锻造成直径为25mm的基本上呈圆柱状的圆棒。注意，锻造完成后的温度为900°C以上。接着，将该圆棒在840°C下保持60分钟，气冷并正火。此外，将切割的锭的剩余部分热轧至3.5mm,类似地正火，然后冷轧至1.5mm,从而获得轧钢。
[0046]然后对该轧钢进行热处理，其中，将钢在760°C下保持I小时，以10°C /小时慢速冷却至650°C，然后气冷，作为上述软化热处理(SI)。然后对该钢进行适当的抛光等，制成结构观察用试验片，并测量洛氏硬度和未固溶碳化物的个数等。
[0047]在进行与同一软化热处理(SI)相似的热处理之后，将该圆棒在800°C下保持30分钟，然后进行淬火和回火，其中，将该圆棒在70°C的油浴中淬火，然后在180°C下回火120分钟，作为上述硬化热处理(S3)。然后将热处理后的圆棒的一部分切下并加工成例如如图4所示的形状的小型尺寸冲击试验片1，和用于后述的磨损试验的宽、高、厚分别为15.75mm、
10.16mm和6.35mm的基本上呈直角平行六面体块状的磨损试验片13。注意,对试验片13进行适当的抛光等，并测量作为结构观察用试验片的维氏硬度和未固溶碳化物个数等。
[0048]使用市售的洛氏硬度计在任意五点测量洛氏硬度，取其平均值作为测量值H2。注意，因为在经验上基于不到88HRB的硬度的冷冲的容易度会有不同，在图6中，在测量值H2小于88HRB时，将冷冲性(加工性)评价为良好(O)，而在测量值H2为88HRB以上时，评价为不良⑴。
[0049]使用市售的维氏硬度计在磨损试验片13的断面中的距离正面的深度为约25 μ m的位置处的任意五点测量维氏硬度，取其平均值作为测量值H3。
[0050]使用市售的却贝冲击试验机进行冲击试验。注意，图6中的冲击比为相对于比较例3的试验片的测量值的比例。在此冲击比为I以上的情况中，将韧性评价为良好(0)，在冲击比小于I的情况中，评价为不良(X)。
[0051]如图5所示,使用磨损试验机10通过环块法(block-on-ring method)进行磨损试验。具体而言，使环11在储存有110°c的油12的槽14中部分浸入并旋转，使磨损试验片13以1200N的负载接触环11，在相对滑动距离为3000m时测量磨损量。注意，磨损试验片13相对于环11的滑动速度为0.05m/秒。此外，环11是外径为35mm且厚度为8.74mm的环体，其包含将经SCM420增碳淬火并回火的钢精炼到约750Hv的硬度而得到的钢。图6的磨损率是所测得的磨损试验片13的磨损区横断面相对于比较例3的磨损表面积的比率。在磨损率小于I的情况中，将耐磨性评价为良好(O)，而在磨损率为I以上的情况中，评价为不良⑴。
[0052]通过对断面结构的图像分析来测量未固溶碳化物的个数。将每100 μ m见方中存在的圆当量直径为0.50 μ m以上的未固溶碳化物的个数换算为每Imm见方中存在的个数。
[0053]结果总结在图6中。
[0054]首先，发现使用上述等式I从图3的各个成分组成计算出的硬度估算值H1与测量值4良好地一致。这表明，即使在添加B和Ti的实施例中，对硬度的影响也可以通过等式I来估算。
[0055]根据各个实施例1~10，软化热处理(SI)后的硬度H2 (下文中称为“软化热处理后硬度”)小于88HRB，产生了优异的冲压性。另一方面，硬化热处理(S3)后的硬度比(下文中称为“硬化热处理后硬度”)基本上与比较例3相同或在其以下，冲击比为I以上，磨损率小于I。即，与现有技术的钢相比，韧性和耐磨性都在现有技术的值以上。
[0056]作为参考，在与比较例3相比C含量增加且未添加Mo的比较例I中，软化热处理后硬度H2高达89.0HRB，导 致较差的冲压性。而且，在硬化热处理后硬度H3较高的同时，冲击比小于1，磨损率大于I。也就是说，在韧性和耐磨性方面，比较例I不如比较例3。硬化热处理后的未固溶碳化物个数远大于比较例3，表明耐磨性下降。
[0057]在与现有技术的钢相比C含量下降且未添加Mo的比较例2中，硬化热处理后硬度H3低至537Hv，冲击比大于1，同时磨损率为特别高的5.58。也就是说，与现有技术的钢相t匕，比较例2在耐磨性方面特别差。
[0058]在与现有技术的钢相比添加了 V替代Mo的比较例4中，韧性和耐磨性基本上与比较例3相同。
[0059]在与现有技术的钢相比Si含量和Mn含量增加且未添加Mo的比较例5和7中，软化热处理后硬度H2超过88HRB，且在作为冷冲用钢的冷冲性方面趋于较差。
[0060]另一方面，在与现有技术的钢相比Mn含量下降且未添加Mo的比较例8中，软化热处理后硬度H2较低，且作为冷冲用钢的冷冲性良好。不过，磨损率比I大得多，耐磨性比现有技术的钢差得多。
[0061]在与现有技术的钢相比Cr含量增加且未添加Mo的比较例9中，作为冷冲用钢的冷冲性良好。不过，冲击比小于1，磨损率大于1，导致韧性和耐磨性不如现有技术的钢。
[0062]在与现有技术的钢相比Cr含量下降且未添加Mo的比较例10中，磨损率大于1，导致耐磨性不如现有技术的钢。
[0063]另一方面，在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo的实施例10中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冷冲性，具有1.22的高冲击比和0.65的低磨损率。也就是说，该钢具有良好的韧性和耐磨性。
[0064]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、添加了 Mn同时C含量下降的实施例I中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性、1.40的特别高的冲击比和特别优异的韧性。
[0065]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、且Cr含量和P含量都增加的实施例2中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性。而且，韧性和耐磨性均在现有技术的钢以上。
[0066]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、且Mn含量下降的实施例3中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性、1.24的高冲击比和0.68的低磨损率，产生了良好的韧性和耐磨性。
[0067]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、且Si含量增加的实施例4中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性、1.20的高冲击比和0.65的低磨损率，产生了良好的韧性和耐磨性。
[0068]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、C含量增加且Si含量下降的实施例5中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性。而且，韧性和耐磨性均在现有技术的钢以上。
[0069]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、且B含量和Cr含量都下降的实施例6和7中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性。而且，该钢作为钢带构件的韧性也在现有技术的钢以上，且耐磨性良好。
[0070]在与现有技术的钢相比添加了 B和Ti以替代Mo、且S含量和Ti含量都增加的实施例8和9中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性，以及优异的作为钢带构件的韧性和耐磨性。
[0071]目前，在与实施例10相 比未添加B和Ti的比较例6中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性。不过，冲击比小于1，磨损率大于1，导致韧性和耐磨性均不如现有技术的钢。特别是，韧性和耐磨性远低于实施例10。
[0072]此外，在与实施例10相比未添加Ti的比较例11中，该钢具有良好的作为冷冲用钢的冲压性。不过，冲击比小于1，磨损率大于1，导致作为钢带构件的韧性和耐磨性均不如现有技术的钢。特别是，韧性和耐磨性远低于实施例10。
[0073]下面对从上述实施例和比较例的结果各自得到的趋势进行说明。
[0074]如图7所示，在对相对于硬化热处理后硬度H3的冲击比进行比较的图中，添加了 B和Ti的实施例1~10与添加了 Mo的比较例3和添加了 V的比较例4处于基本上相同的位置。至少，实施例1~10处于比未添加B和Ti的比较例I和2以及比较例5~10更右上的位置。也就是说，虽然硬化热处理后硬度H3较高，但是冲击比倾向于优异。据认为这是因为B提高了晶界强度，从而抑制了引发破裂的未固溶碳化物粗粒的析出。在上述软化热处理过程中B变为未固溶碳化物的析出核，结果认为其抑制了引发破裂的未固溶碳化物粗粒的析出，而如图8所示，B的浓度在未固溶碳化物15的中心部分增高。
[0075]而且，与添加了 B但未添加Ti的比较例11相比，实施例1~10具有较高的相对于硬化热处理后硬度H3的冲击比。在实施例1~10中，Ti先于B与N结合，从而与B结合的N的数量被认为减少，B的上述效果进一步提高。
[0076]其次，在磨损方式方面，由于从正面开始的微小裂纹21的出现和生长以及与正面的分离，磨损得以进行。如图9所示，微小裂纹21优先在未固溶碳化物22和基质23之间的分界处传播。也就是说，在未固溶碳化物22的尺寸较大时，认为应力集中更容易出现在未固溶碳化物22和基质23之间的分界处，从而使微小裂纹21更容易传播。因此，如图10所示，归纳出圆当量直径为0.5μπι以上的未固溶碳化物粗粒的个数与磨损率之间的关系是:磨损率随着该个数的减少而降低。也就是说，结果揭示了，减少未固溶碳化物粗粒22的个数可以改善耐磨性。
[0077]另一方面，尽管未固溶碳化物粗粒的个数取决于C含量，但C含量降低会导致硬度下降以及耐磨性降低。如图11所示，在硬化热处理后的硬度为640HV以下的情况中，磨损率快速上升，即，耐磨性大大地降低。也就是说，为提供良好的作为钢带构件的耐磨性，C含量需要具有下限。另一方面，在C含量较高的比较例I等中，作为冷冲用钢的冷冲性良好，因此也存在C含量的上限。
[0078]既提供作为钢带构件的耐磨性又提供作为冷冲用钢的冷冲性的C含量的范围为
0.50质量％~0.70质量％，这使得硬化热处理后硬度为640Ην以上，并且每100 μ m见方中的圆当量直径为0.5μπι以上的未固溶碳化物粗粒的个数为130以下，即，每Imm见方中为约1.3X IO4以下。
[0079]其次，关于B的量和未固溶碳化物粗粒，如图12所示，在软化热处理之后，与未添加B的比较例6相比，添加了 B的实施例10产生了更多的圆当量直径为0.30 μ m以下的未固碳化物的个数和更少的更大的未固碳化物的个数。也就是说，结果揭示了，由于B的量，软化热处理后的未固溶碳化物被细化。
[0080]此外，如图13所示，在硬化热处理之后，与未添加B的比较例6相比，添加了 B的实施例10产生了更多的圆当量直径为0.30 μ m以下的未固溶碳化物的个数和更少的更大的未固溶碳化物的个数。也就是说，在硬化热处理之后，B的量导致的碳化物细化效果也是有效的。
[0081]如上所述，在没有Mo或V的量并且具有添加了 B和Ti的预定成分组成以及进行了预定热处理的情况下，未固溶碳化物可以微细地析出，同时提高韧性，使得可以获得能够提供耐磨性也优异的钢带构件的冷冲用钢。
[0082]基于上述实施例和比较例，冷冲用钢的成分范围使用如下所述的指标进行定义。首先，将对作为必需添加元素的C、S1、Mn、Cr、B和Ti进行说明。
[0083]如上所护，C是确保作为钢带构件所必需的耐磨性的最重要的元素。当C量太小时，不能确保硬化热处理后的硬度，从而导致耐磨性下降。另一方面，当C量过大时，在硬化热处理后会残留未固溶碳化物粗粒，也会导致耐磨性下降。而且，当C量过大时，碳化物在晶界以膜形式析出，使晶界强度以及韧性降低。因此，如上所述，C为0.50质量％~0.70质量％。
[0084]Si有效地作为钢的脱氧元素。当Si量过小时，钢不能充分脱氧。另一方面，当Si量过大时，软化热处理后的硬度升高，使得作为冷冲用钢所必需的冷冲性劣化。因此，Si含量为0.03质量％~0.60质量％。
[0085]Mn提高了钢的淬透性，有效地确保了作为钢带构件所必需的机械强度。当Mn量过小时，不能确保淬透性，从而导致作为钢带构件所必需的耐磨性下降。另一方面，当Mn量过大时，作为冷冲用钢所必需的冷冲性劣化。因此，Mn为0.50质量％~1.00质量％。
[0086]Cr与Mn类似，提高了钢的淬透性，有效地确保了作为钢带构件所必需的机械强度。不过，当Cr量过大时，Cr容易溶于铁碳化物，从而使未固溶碳化物稳定化，并且使未固溶碳化物粗粒的个数增多。也就是说，作为钢带构件所必需的耐磨性下降。因此，Cr为0.20
质量％~1.00质量％。
[0087]B抑制了如P等杂质的晶界偏析，并增大了晶界强度，从而有效地改善了作为钢带构件所必需的韧性。而且，如上所述，因为B分散在珠光体相中的旧渗碳体部分中，因此B变为在软化热处理过程中析出的未固溶碳化物的析出核，使得未固溶碳化物微细地分散并析出。以此方式，B具有提高作为钢带构件所必需的耐磨性的效果。不过，B量的增加会提高成本。因此，B为0.0005质量％~0.0050质量％。
[0088]Ti相对于B优先与N结合，变为Ti氮化物，从而抑制B氮化物的形成，并有助于B带来的晶界强度和耐磨性的改善。当Ti量过小时，不能充分抑制B氮化物的形成，从而不能实现B带来的晶界强度和耐磨性的改善。另一方面，Ti量的增加会提高成本。因此，Ti为0.01质量％~0.10质量％。
[0089]接下来，将对可选的添加元素进行说明。对于可选的添加元素，将其上限限定在不会丧失由上述必需添加元素实现的作为钢带构件的特性的范围内。
[0090]P会降低晶界强度，不过如果其含量在一定值以下，晶界强度的下降会很少。而且，抑制其量可以延长精炼过程并且还使得成本升高。因此，P为0.025质量％以下。
[0091]S与Mn键合并生成MnS内含物，因此，在其含量过量时，会使该内含物的量增加，从而引发应力集中，使得作为钢带构件所必需的疲劳强度下降。不过，如果S含量在一定值以下，则疲劳强度的下降会特别微小。因此，S为0.015质量％以下。
[0092]此外，下面将描述可能作为不可避免的杂质而包含的、不会过多添加的Mo和V。
[0093]Mo具有抑制在晶界上 生成膜状渗碳体的效果，从而在添加时可以预期韧性的进一步改善。而且，Mo还具有显著提高淬透性的效果。不过，Mo的量导致作为冷冲用钢所必需的冲压性的显著劣化和成本上升。而且，根据上述实施例，要实现作为钢带构件所需的特性，不一定需要添加Mo。
[0094]V在钢中形成微细的V碳化物并使晶粒细化，使得可以改善韧性和耐磨性。不过，V的量会升高成本。而且，根据上述实施例，要实现作为钢带构件所需的特性，不一定需要添加V。
[0095]注意，因为上述组成范围内的钢的Acl转变温度为714°C~753°C，所以软化热处理的维持温度优选为700°C~780°C。
[0096]尽管上面对本发明的代表性实施例及基变型进行了说明，但是本发明不必局限于此。本领域技术人员可以在不脱离所附权利要求的范围的情况下找到各种替代性实施方式及调整方式。
[0097]附图标记说明
[0098]10磨损试验机
[0099]11 环
[0100]13磨损试验片
[0101]21微小裂纹
[0102]22未固溶碳化物
[0103]23 基质
【权利要求】
1.一种冷冲用钢，所述冷冲用钢包含满足10.8[C] +5.6[Si] +2.7[Mn] +0.3[Cr] +7.8[Mο]+1.4[V] ( 13的成分组成的钢，其中[M]为化学元素M的质量百分比； 所述冷冲用钢还具有下述的成分组成: 作为必需添加元素的 0.50质量％~0.70质量％的C， 0.03质量％~0.60质量％的Si， 0.50质量％~1.00质量％的Mn， 0.20质量%~1.00质量%的Cr, 0.01质量％~0.10质量％的Ti，和 0.0005质量％~0.0050质量％的B， 作为可选添加元素的 0.025质量％以下的P，和 0.015质量％以下的S， 以及作为剩余成分的Fe和不可避免的杂质，其中: 将所述钢加热并保持在奥氏体单相温度范围内，然后以预定速度进行冷却，以使微细碳化物分散在主要为铁素体+珠光体的混合结构中而获得一种结构，该结构提供了 88HRB以下的硬度。
2.如权利要求1所述的冷冲用`钢，其中，所述钢的特征在于，在断面结构中，圆当量直径为0.5 μ m以上的碳化物粗粒被抑制到了每Imm见方中为1.2X IO5个碳化物以下。
3.一种钢带用构件，其中，所述构件的特征在于，在将权利要求1或2所述的冷冲用钢冷冲成预定形状之后提供淬火和回火热处理，从而提供了 640Hv以上的硬度。
4.如权利要求3所述的钢带用构件，其中，所述构件的特征在于，在断面结构中，圆当量直径为0.5 μ m以上的碳化物粗粒被抑制到了每Imm见方中为1.3X IO4个碳化物以下。
【文档编号】C21D9/40GK103502495SQ201280016737
【公开日】2014年1月8日 申请日期:2012年4月17日 优先权日:2011年4月18日
【发明者】高田健太郎, 寺田纮树, 加藤进一郎 申请人:本田技研工业株式会社