馬氏體時效鋼的制作方法

馬氏體時效鋼的制作方法
【專利摘要】本發明提供一種馬氏體時效鋼，其被進行了氮化處理之后具有優異的疲勞強度，且能夠獲得穩定的高強度。一種馬氏體時效鋼，其按質量百分比計含有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，并被進行了氮化處理，該馬氏體時效鋼按質量百分比計還含有Al：0.6%～1.3%，剩余部分由Fe和雜質構成，作為上述雜質，被限制為Ti：0.01%以下、Nb：0.01%以下、Ta：0.01%以下、W：0.01%以下，而且Al和Ti之比滿足Al/Ti≥250，按照維氏硬度，馬氏體時效鋼的表面硬度為800HV～1050HV、內部硬度為570HV以下。
【專利說明】馬氏體時效鋼
【技術領域】
[0001]本發明涉及一種例如適用于CVT (Continuously Variable Transmission:連續可變傳動)用的金屬環形帶的、進行了氮化處理的馬氏體時效鋼。
【背景技術】
[0002]馬氏體時效鋼具有2000MPa左右的非常高的拉伸強度，因此，例如可將馬氏體時效鋼加工成0.5mm以下的鋼帶,而使用于CVT的要求高強度的金屬環形帶等。
[0003]在馬氏體時效鋼的代表性的組成中，按質量百分比計，具有18%的N1、8%的Co、5%的Mo、0.45%的T1、0.1%的Al，其余部分為Fe。
[0004]但是，上述馬氏體時效鋼雖然能夠獲得非常高的拉伸強度，可是其疲勞強度未必很高。使馬氏體時效鋼的疲勞強度降低的最大原因可列舉出TiN夾雜物。該TiN夾雜物的尺寸容易變大，而且形狀也呈立方體狀，因此，容易發生以夾雜物為起點的疲勞斷裂。
[0005]因此，提出了一種不添加Ti的馬氏體時效鋼。對于金屬環形帶用的進行氮化處理的馬氏體時效鋼來講，Ti是一種不 僅能提高合金的基體(matrix)的強度、還能提高氮化層的強度的重要元素。若不添加該Ti，則基體和氮化層這兩者的強度都會降低。因此，對未添加Ti的馬氏體時效鋼來講，需要使用能夠代替Ti的元素來強化基體和氮化層。
[0006]作為強化基體和氮化層的第一種方法，有這樣的方法:增加有助于強化基體的Co、Mo的含有量，并且，使用Cr來強化氮化層。該第一種方法在例如本申請的 申請人:申請的日本特開2009 - 013464號公報(專利文獻I)、日本特開2008 — 088540號公報(專利文獻2)、日本特開2007 - 186780號公報(專利文獻3)、國際公開W02009/008071公報(專利文獻4)等中公開。
[0007]作為第二種方法，有這樣的方法:共同減少Ti和Co的含有量，而積極添加Al、S1、Mn中的任一種以上的元素。該第二種方法在例如本申請的 申請人:申請的日本特開2001 -240943號公報(專利文獻5)、日本特開2001 — 240944號公報(專利文獻6)等中公開，其中，提出了一種具有高疲勞強度的馬氏體時效鋼:該馬氏體時效鋼按質量百分比計含有C:0.008% 以下、S1:2.0% 以下(含 0)、Mn:3.0% 以下(含 0)、P:0.010% 以下、S:0.005% 以下、Ni:12% ~22%,Mo:3.0% ~7.0%, Co:小于 7.0%、T1:0.1% 以下、Al:2.0% 以下、3Si + 1.8Mn +Co/3 + Mo + 2.6Ti + 4A1:8.0% ~13.0%、N:小于 0.005%、O:0.003% 以下，剩余部分實質上由Fe組成，作為選擇元素，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。
[0008]專利文獻
[0009]專利文獻1:日本特開2009 - 013464號公報
[0010]專利文獻2:日本特開2008 - 088540號公報
[0011]專利文獻3:日本特開2007 - 186780號公報
[0012]專利文獻4:國際公開W02009/008071公報
[0013]專利文獻5:日本特開2001 - 240943號公報[0014]專利文獻6:日本特開2001 - 240944號公報
[0015]上述專利文獻I~專利文獻4的馬氏體時效鋼以Co的含有量超過7.0%的范圍含有價格高昂的Co。Co是稀有金屬，也擔心未來Co原料的價格會高漲。
[0016]另一方面，在專利文獻5及專利文獻6所記載的馬氏體時效鋼中，為了減少對提高疲勞強度有害的夾雜物TiN而共同抑制T1、N的含有量，而且，為了降低價格而將Co的含有量降到小于7.0%，此外，還進行添加元素的適量添加，從而能夠以較低的價格同時獲得高強度和高疲勞強度。
[0017]但是，在CVT的金屬環形帶等用途中，要求的是:最大限度地發揮特別是在進行氮化處理之后的氮化物生成所帶來的析出強化的效果，穩定地實現優異的強度。針對這樣較高的要求，上述第二種方法的以往的馬氏體時效鋼的強度未必充分，并要求實現更優異的疲勞強度和穩定的高強度。

【發明內容】

[0018]本發明的目的在于，提供一種進行了氮化處理后的馬氏體時效鋼具有優異的疲勞強度、并且能夠穩定地獲得較高的強度的馬氏體時效鋼。
[0019]本發明人以專利文獻5及專利文獻6所記載的馬氏體時效鋼為基礎，為了能夠最大限度地發揮在進行氮化處理之后的氮化物生成所帶來的析出強化的效果，且能夠穩定地獲得優異的強度，對最佳組成進行了研究。其結果發現:為了確保良好的韌性、延性，減少以往為了提高強度而添加了的Si和Mn的含有量的做法更為有利。
[0020]而且，本發明 人還重新驗證了有助于提高強度的Al的效果，其結果發現:通過將Al設定在特定量的范圍，并且與此同時使組成最佳化以及對硬度進行調整，從而能夠獲得高強度和高疲勞強度特性，而完成了本發明。
[0021]即，本發明是一種馬氏體時效鋼，其按質量百分比計含有C:0.008%以下、S1:0.5%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，并被進行了氮化處理，其特征在于，該馬氏體時效鋼按質量百分比計還含有Al:0.6%~1.3%，剩余部分由Fe和雜質構成，作為上述雜質，被限制為Ti:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Ta:0.01%以下、W:0.01%以下，而且Al和Ti之比滿足Al/Ti≥250，按照維氏硬度，馬氏體時效鋼的表面硬度為800HV~1050HV、內部硬度為570HV以下。
[0022]優選的是，上述Al按質量百分比計為0.7%~1.2%的范圍。
[0023]而且，在本發明中，除了上述組成之外，該馬氏體時效鋼按質量百分比計還能夠含有Mg:0.0001%~0.0030%、Ca:0.0001%~0.0030%中的任一者或者兩者。而且，在本發明中，除了上述組成之外，該馬氏體時效鋼按質量百分比計還能夠含有B:0.0001%~0.0030%。
[0024]采用本發明的馬氏體時效鋼，通過使Al含有量最佳化、與此同時使組成最佳化以及對硬度進行調整，能夠實現適當的針對經過氮化處理后的馬氏體時效鋼表面缺陷的敏感性，從而能夠獲得高強度和高疲勞強度特性。
[0025]因而，當將本發明的馬氏體時效鋼用于像CVT的金屬環形帶那樣的要求高疲勞強度的構件時，能夠實現較長的疲勞壽命等，具有極其優異的機械特性。【專利附圖】

【附圖說明】
[0026]圖1是表示Al含有量與拉伸強度之間的關系的圖。
【具體實施方式】
[0027]如上所述，本發明的特征是基于上述新見解而成的，以下對本發明中最重要的元素即Al的作用進行描述。并且，元素的含有量按質量百分比計。
[0028]Al:0.6% ~1.3%
[0029]Al是本發明中最重要的元素，從各種實驗中可知:為了獲得高強度、高疲勞強度，就必須將Al的含有量限制在適當的范圍。就本發明的減少了 Ti等的含有量之后的馬氏體時效鋼而言，Al與Ni相結合而形成為了獲得內部硬度所需要的金屬間化合物NiAl、Ni3Al，從而具有提高基體的強度的效果。而且，與通常的含有Ti的馬氏體時效鋼相比，在熔化一凝固過程中析出的AlN比TiN更細微，因此，在提高疲勞強度方面也是有利的。此外，Al是氮化處理時能夠形成細微的AlN從而獲得氮化層的硬度的重要元素。
[0030]但是，當Al含有量較多時，金屬間化合物過多而使內部硬度上升，并且，在氮化處理后細微的AlN過度增加而使得表面硬度過高。由此可知，這樣會使對鋼中的缺陷、表面缺陷變得敏感，引起強度或者疲勞強度降低，并且導致強度偏差。
[0031]因此，在本發明中，將Al量的上限限制為1.3%以下。若Al在1.3%以下，就能夠使金屬間化合物、氮化 物的量停留在適當的范圍，因此能夠獲得高強度、高疲勞強度。若想更可靠地減少強度偏差，則優選的是將Al的上限設定為1.25%。更優選的上限為1.2%，進一步優選的上限為1.15%。
[0032]另一方面，當Al含有量較少時，上述那樣的金屬間化合物、氮化物過少，無法獲得內部硬度、氮化處理后的表面硬度，因此，將Al量的下限值設定為0.6%以上。更優選的Al的下限為0.7%，進一步優選的Al的下限為0.8%。
[0033]此外，還可知:在本發明中，若想最大限度地發揮上述Al的效果，則除了后述的Ti之外，在專利文獻5及專利文獻6所記載的馬氏體時效鋼中所公開的Ta、W、Nb也都是應限制在雜質元素等級以下的元素。原因在于，上述這些元素容易與C、N、Ni等相結合而形成化合物，會導致韌性降低、強度偏差。該理由見后述。
[0034]Al 和 Ti 之比為 Al/Ti ≥ 250
[0035]接著，對能夠最大限度地發揮上述Al的作用效果的Al和Ti之比進行說明。
[0036]如后述，Ti在本發明中為應被限制的雜質元素。由于Ti是非常活性的元素，因此，在熔化時容易與N相結合而形成非金屬夾雜物TiN，會降低高循環區域(日文:寸.^々&域)的疲勞強度。而且，對本發明的含有0.6%~1.3%的Al的馬氏體時效鋼而言，當雜質Ti過度殘留時，在熱處理時會形成含Ti的金屬間化合物即Ni3Ti,這樣會阻礙本來應該形成的Al的金屬間化合物Ni3Al的形成。而且，在氮化處理時由于在氮化層中優先形成了 Ti的氮化物，因此，本來應該形成的氮化層中的細微的AlN的形成不充分，因而無法獲得高強度、高疲勞強度。因此，在本發明中，將Al的質量百分比和Ti的質量百分比之比按Al/Ti計控制為250以上。若Al和Ti之比按Al/Ti計小于250時，上述雜質Ti的影響會波及到氮化層，從而會阻礙氮化層中的AlN的形成，這樣就無法最大限度地發揮Al的作用效果。[0037]Al的質量百分比和Ti的質量百分比之比的更優選的范圍是:按Al/Ti計為300以上。進一步優選的是350以上，更進一步優選的是400以上。
[0038]Ti:0.01% 以下
[0039]接著，對Ti進行說明。Ti本來是馬氏體時效鋼中的重要的強化元素之一，但是，Ti也是一種無益元素:除了在上述氮化層形成TiN之外，還形成作為夾雜物的TiN或者Ti(C、N)，從而會降低特別是在超高循環區域的疲勞強度。因此，在本發明中，需要將作為雜質的Ti的含有量抑制得較低。而且，Ti容易在表面形成薄且穩定的氧化膜，形成該氧化膜時會阻礙氮化反應，因此難以獲得氮化表面的充分的壓縮殘留應力。為了容易進行氮化，且為了增大氮化后的表面的壓縮殘留應力，需要將Ti的含有量抑制得較低。當Ti多于0.01%時，在減少TiN或者Ti (C、N)方面無法獲得充分的效果，而且還容易在表面形成穩定的氧化膜，因此，將Ti的含有量限制為0.01%以下。更優選的是限制為0.008%以下則較佳。
[0040]Nb:0.01% 以下
[0041]若將Nb暴露在固溶化熱處理溫度那樣的800°C以上的高溫化的條件下時，會形成穩定相即δ (Ni3Nb),從而可能導致強度降低、強度偏差變大，因此，將Nb的含有量限制為0.01%以下。
[0042]Ta:0.01% 以下
[0043]Ta是一種這樣的元素:其與B、C、N形成細微的化合物，在冷加工之后的固溶化處理中使舊奧氏體粒徑細微化從而有助于強化，并且能夠期待抑制表面粗糙的效果，但另一方面，其也會使韌性降低，因此，將Ta的含有量限制為0.01%以下。
[0044]W:0.01% 以下`
[0045]W與Ta同樣，會形成化合物而導致韌性降低，因此，將W的含有量限制為0.01%以下。
[0046]接著，對本發明所限定好的硬度進行說明。
[0047]按照維式硬度，馬氏體時效鋼的表面硬度為800HV~1050HV
[0048]在本發明中，馬氏體時效鋼的表面硬度是指經過氮化處理生成氮化物的馬氏體時效鋼的表面附近處的硬度。
[0049]對本發明的含有0.6%~1.3%的范圍的Al的馬氏體時效鋼而言，能夠確認的是:若在氮化處理之后馬氏體時效鋼的表面硬度高達所需硬度以上時，針對表面缺陷的敏感性增高，因此，強度以及疲勞強度會降低。
[0050]通常，對像本發明那樣的、添加有Al、Cr的材料進行氮化時，會在表面附近析出氮化物，由于在析出的同時發生硬化或因氮化物析出導致體積發生變化，因此，會產生殘留應力而提高強度、疲勞強度。特別是表面硬度對強度、疲勞強度具有較大的影響，對零缺陷的材料而言，硬度越高，強度、疲勞強度越是提高。
[0051]但是，工業上生產的鋼或其產品中存在些許差異，存在缺陷，因此，硬度較高時反而會導致強度降低、疲勞強度降低。特別是表面硬度與在制造過程中不可避免的數Pm尺寸的表面缺陷的敏感性有關系，當表面硬度較高時，針對表面缺陷的敏感性增高，因此，將本發明的馬氏體時效鋼的按維式硬度計的表面硬度設定為1050HV以下。另一方面，當表面硬度小于800HV時，難以用于要求耐摩耗性的、例如CVT的金屬環形帶等，因此，將表面硬度的下限設定為800HV。[0052]馬氏體時效鋼的按維式硬度計的內部硬度為570HV以下
[0053]在本發明中，馬氏體時效鋼的內部硬度是指自馬氏體時效鋼的表面離開至不受上述表面的氮化處理的影響的程度的位置處的硬度。
[0054]通常為了獲得強度、疲勞強度而將馬氏體時效鋼的內部硬度調整在570HV左右。但是，就本發明的不含Ti的馬氏體時效鋼而言，通過析出NiAl、Ni3Al等Al的金屬間化合物而獲得了內部硬度。這些金屬間化合物、例如NiAl雖然能夠在很大程度上有助于體現強度，但當析出量增多時硬度也增高，與上述那樣的表面缺陷的敏感性同樣，針對內部缺陷的敏感性也增高。因此，針對在疲勞試驗中重復次數為IO7次以上的超高循環區域產生的夾雜物所導致的內部破壞的敏感性增高，因此，將本發明的馬氏體時效鋼的按維式硬度計的內部硬度設定為570HV以下。另一方面，對內部硬度的下限并未特別限定，但若小于490HV時，可能會使強度降低，因此，將490HV作為下限則較佳。內部硬度的更優選的下限為500HV。
[0055]以下對本發明的上述元素以外的各元素的作用進行描述。
[0056]C:0.008% 以下
[0057]C與Mo形成碳化物，會減少應該析出的金屬間化合物而使強度降低，因此，需要將C的含有量抑制得較低。而且，當過量地添加C時，例如在用于CVT用的金屬環形帶的情況下，所需的焊接性降低的危險性增高。從這樣的理由考慮，將C的含有量設定為0.008%以下。C的含有量的更優選的上限為0.006%，進一步優選的上限為0.005%。
[0058]Si:0.5% 以下
[0059]Si是一種這樣的元素:其能夠通過使時效處理時析出的金屬間化合物細微化、或者與Ni共同形成金屬間化合物來補充因減少Ti的含有量而導致強度降低的部分。但是，若想確保良好的韌性、延 性，將Si的含有量抑制得較低的做法更為有利。因此，在本發明中，將Si的含有量設定為0.5%以下。為了更可靠地確保韌性、延性，更優選的范圍是0.1%以下。進一步優選的是0.05%以下。
[0060]Mn:0.5% 以下
[0061]Mn是在時效處理時與Ni共同形成金屬間化合物、從而有助于時效硬化的元素，因此，Mn是能夠補充因減少Ti的含有量而導致強度降低的部分的元素。但是，若想確保良好的韌性、延性，將Mn的含有量抑制得較低的做法更為有利。因此，在本發明中，將Mn的含有量設定為0.5%以下。為了更可靠地確保韌性、延性，更優選的范圍是0.1%以下。進一步優選的是0.05%以下。
[0062]Cr:0.5% ~1.5%
[0063]Cr是一種這樣的元素:其在進行氮化的情況下與N之間的親和力較強，且能夠使氮化深度變淺，提高氮化硬度，或者能夠增加氮化表面的壓縮殘留應力，因此Cr是必須添加的元素。但是，當Cr的含有量少于0.5%時，效果會降低，另一方面，即使添加了大于1.5%的Cr也不會看到顯著的提高效果，而且，氮化處理后的強度會降低，因此，將Cr的含有量設定為0.5%~1.5%。更優選的Cr的范圍為0.8%~1.2%。
[0064]N1:16.0% ~22.0%
[0065]Ni具有以下的作用:能夠使馬氏體時效鋼的基體組織即低C馬氏體組織穩定地形成，以及能夠與Al形成金屬間化合物而有助于提高強度，因此，需要添加16.0%的Ni。但是，當超過22.0%時，奧氏體組織較穩定，就難以引發馬氏體轉變，因此，將Ni的含有量設為16.0%~22.0%。Ni的更優選的范圍為大于18.0%而小于等于21.0%。
[0066]Co:3.0% ~7.0%
[0067]Co是一種重要的元素:其對基體的馬氏體組織的穩定性并無太大影響，而通過在固溶化處理溫度條件下增加Mo、Al等的時效析出物形成元素的固溶度、降低時效析出溫度區域的Μο、Α1的固溶度來促進含Μο、Α1的細微的金屬間化合物析出，有助于時效析出強化。因此，從強度方面、韌性方面考慮，需要添加較多的Co。當Co小于3.0%時，對減少了 S1、Mn、Ti的馬氏體時效鋼而言就難以獲得充分的強度，另一方面，當添加到大于7.0%的程度時，硬度上升，隨之而來的針對表面缺陷的敏感性也增加，這樣反而會使強度降低，因此，將Co的含有量范圍設定為3.0%~7.0%。更優選的Co的范圍為大于4.0%而小于等于6.0%。
[0068]Mo:3.0% ~7.0%
[0069]Mo是一種能夠在時效處理時形成Ni3Mo、Fe2Mo等細微的金屬間化合物、而有助于析出強化的重要的元素。而且，Mo是在通過氮化來增大表面的硬度及壓縮殘留應力方面較為有效的元素。因此，當Mo少于3.0%時，拉伸強度不充分，另一方面，當多于7.0%時，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，將Mo的含有量設為3.0%~
7.0%。Mo的更優選的范圍為大于4.0%而小于等于6.0%。
[0070]以上為本發明中作為必須的規定元素。接著，對可選擇性地添加的元素進行說明。
[0071]Mg:0.0001% ~0.0030%、Ca:0.0001% ~0.0030%
[0072]在本發明中，按質量百分比計，可含有Mg:0.0001%~0.0030%、Ca:0.0001%~0.0030%。`
[0073]本發明的馬氏體時效鋼能夠通過在真空感應熔解、或者在真空感應熔解之后繼續進行真空電弧重熔或者電渣重熔等真空環境中的熔化而制成鋼錠。但是，即使進行上述這些真空環境中的熔化，完全消除夾雜物在技術上也存在困難。
[0074]在本發明的情況下，由于以提高強度為目的而添加了 Al，因此，存在例如形成大于25 μ m那樣的粗大且硬質的Al2O3夾雜物的危險性、或Al2O3團簇化的可能性。Al2O3夾雜物為硬質、高熔點的物質，例如在熱塑性加工過程中也幾乎不會變形。因此，例如可能使冷軋時的輥產生傷痕并產生馬氏體時效鋼的表面缺陷，因此，通過使Al2O3夾雜物與其他氧化物形成復合夾雜物來降低硬度或者降低熔點的做法較佳。而且，優選的是，與此同時添加能夠防止團簇化的元素，從而能夠防止夾雜物缺陷。
[0075]作為能夠有效地使Al2O3成為復合夾雜物的元素，能夠列舉出S1、Mn、Ca、Mg，但是，在本發明中，S1、Mn作為會降低韌性和延性的元素而被限制其添加量。因此，通過添加除了S1、Mn以外的Ca、Mg中的任一者或者兩者來使Al2O3夾雜物成為復合夾雜物的做法較佳。而且，Ca,Mg也具有防止Al2O3夾雜物團簇化的效果。因此，在本發明中，含有Ca:0.003%以下、或者進一步Mg:0.003%以下。
[0076]此外，若想可靠地獲得該Ca和Mg的效果，將Ca的下限設為0.0001%、將Mg的下限設為0.0001%則較佳。而且，對Mg能夠期待一種使氧化物系夾雜物、氮化物系夾雜物細微化的效果。因此，例如在將本發明的馬氏體時效鋼應用于需要防止以夾雜物為起點的疲勞斷裂的CVT用的金屬環形帶的情況下，優選的是選擇添加Mg。當然，也可以復合添加Mg和
Cb ο
[0077]B:0.0001% ~0.0030%[0078]B是一種具有這樣的效果的元素:其在冷加工之后進行了固溶化處理時可使舊奧氏體結晶顆粒細微化而有助于強化，并且能夠抑制表面粗糙，因此適當添加B較佳。當B多于0.01%時韌性會降低，因此，將B的含有量設定為0.0030%以下。更優選的是0.001%以下則較佳。能夠可靠地使舊奧氏體結晶顆粒細微化的優選的B的下限為0.0001%。
[0079]此外，除上述元素以外，剩余部分為Fe和雜質。
[0080]雖然優選的是雜質含有量越少越好，但只要在以下的范圍內即可。
[0082]由于本發明的馬氏體時效鋼幾乎不含可能會阻礙氮化的、在表面形成穩定的氧化膜的Ti，因此，能夠容易進行通常的氣體氮化、氣體軟氮化、滲硫氮化、離子氮化、鹽浴氮化等各種氮化處理。
[0083]例如在加工成0.5mm以下的厚度而用于CVT的金屬環形帶的情況下，就不含Ti的組成的馬氏體時效鋼而言，在容易降低的氮化層的壓縮殘留應力的絕對值方面，利用具有提高氮化硬度、氮化層的壓縮殘留應力的絕對值的效果的Cr、Al也能夠提高氮化層的壓縮殘留應力的絕對值。
[0084]本發明的馬氏體時效鋼具有高拉伸強度、高疲勞強度，且通過氮化處理具有優異的疲勞特性，因此，適用于CVT的金屬環形帶。
[0085]實施例
[0086]利用以下的實施例對本發明進行更加詳細的說明。
[0087]使用真空感應熔解爐來制成重量為IOkg的7種鋼塊。為了更可靠地防止混入應被限制的元素即T1、Nb、Ta及W，添加的合金原料采用了高純度的合金原料。
[0088]對制好的鋼塊實施均勻化退火之后進行了熱鍛加工。然后通過熱軋、冷軋制成厚度約為0.2mm的馬氏體時效鋼，作為CVT的金屬環形帶用的馬氏體時效鋼。
[0089]表1表示所得到的馬氏體時效鋼的化學組成和Al/Ti比率。將所有的馬氏體時效鋼中的C的含有量調整為0.008%以下的范圍，從而防止了焊接性降低。此外，N0.1、N0.2及N0.7的馬氏體時效鋼的Al含有量超出本發明的范圍，特別是N0.7的Al / ti比率也超出本發明的范圍。
[0090]而且，作為表1中未示出的雜質，P均為0.002%以下，S為0.001%。
[0091]表1
[0092](質量％)
[0093]
【權利要求】
1.一種馬氏體時效鋼，其按質量百分比計含有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，并被進行了氮化處理，其特征在于， 該馬氏體時效鋼按質量百分比計還含有Al:0.6%~1.3%，剩余部分由Fe和雜質構成，作為上述雜質，被限制為T1:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Ta:0.01%以下、W:0.01%以下，而且Al和Ti之比滿足Al/Ti≤250，按照維氏硬度，馬氏體時效鋼的表面硬度為800HV~1050HV、內部硬度為570HV以下。
2.根據權利要求1所述的馬氏體時效鋼，其特征在于， 上述Al按質量百分比計為0.7%~1.2%。
3.根據權利要求1或2所述的馬氏體時效鋼，其特征在于， 除了上述組成之外，該馬氏體時效鋼按質量百分比計還含有Mg:0.0001%~0.0030%、Ca:0.0001%~0.0030%中的任一者或者兩者。
4.根據權利要求1~3中任一項所述的馬氏體時效鋼，其特征在于， 除了上述組成之外，該馬氏體時效鋼按質量百分比計還含有B:0.0001%~0.0030%。
【文檔編號】C23C8/26GK103827334SQ201280047002
【公開日】2014年5月28日 申請日期:2012年8月30日 優先權日:2011年9月30日
【發明者】大石勝彥, 上原利弘, 岸上一郎 申請人:日立金屬株式會社