馬氏體時效鋼和金屬帶用馬氏體時效鋼的製作方法

2023-06-12 02:02:26

專利名稱：：馬氏體時效鋼和金屬帶用馬氏體時效鋼的製作方法
技術領域：
：本發明涉及具有優異的皮疲勞強度的馬氏體時效鋼，和汽車用無極變速機所使用的金屬帶用馬氏體時效鋼。
背景技術：
：馬氏體時效鋼一般具有2000MPa左右的非常高的抗拉強度，因此被用於要求有高強度的部件，例如火箭發動機用部件、離心分離機部件、飛機部件、汽車發動機的無極變速機用部件、金屬模具等各種用途。在其代表性的組成中，可列舉18%Ni-8%Co—5%Mo-0.4%Ti-0.1%Al-bal.Fe。而且，馬氏體時效鋼是作為強化元素適量含有Co、Mo、Ti，能夠通過進行時效處理，使Ni3Mo、Ni3Ti、Fe2Mo等金屬間化合物析出而得到高強度的鋼。另外，特別是在汽車發動機的無極變速機用部件所使用的鋼帶中，高循環區域下的疲勞強度是特別重要的要求特性，因此需要使存在於具有高強度的馬氏體時效鋼的內部的TiN等的非金屬夾雜物儘可能地微細化。另外，還會對表面實施氮化處理而形成氮化層，使疲勞強度提高而使用。在汽車發動機的無極變速機用金屬帶中，提出有一種以解決以非金屬夾雜物為起點的疲勞強度降低為目的改良合金。(例如，參照專利文獻l、2、3)。專利文獻1:特表2004-514056號公報專利文獻2:特開2001-240943號公報專利文獻3:特開2002-167652號公報上述的特表2004-514056號公報所公開的合金，將形成非金屬夾雜物的Ti降低至0.1。/。以下。因此，在使構成疲勞破壞起點的TiN的微細化的點上有利，但是，因為是僅僅抑制形成非金屬夾雜物的元素的添加的合金，所以存在難以進行氮化處理的問題。另外，特開2001-240943號公報所公開的合金也使Ti降低，因此在使構成疲勞破壞起點的TiN的微細化的點上有利。但是，因為將作為強化元素之一的Co抑制得很低，所以難以確保高的抗拉強度。另外，為了確保抗拉強度而添加Si、Mn，但因此會存在韌性降低的可能性。另外，特開2002-167652號公報所公開的合金也使Ti降低，因此在使構成疲勞破壞起點的TiN的微細化的點上有利。但是，因為積極添加C而實現高強度化，所以Cr、Mo等的碳化物析出，其成為疲勞破壞的起點，疲勞強度降低，另外由於積極添加的C，導致有無極變速機部件所需要的焊接性降低的可能性。
發明內容本發明的目的在於，提供一種馬氏體時效鋼和使用該馬氏體時效鋼構成的金屬帶用馬氏體時效鋼，其為能夠降低構成高循環區域中的疲勞破壞的起點TiN的組成，並且容易進行氮化處理而提高表面硬度，並且使表面氮化層的壓縮殘餘應力增加而使彎曲疲勞強度提高，此外還使用於確保高的強度、延展性的舊奧氏體晶粒微細化。本發明者發現，為了降低對疲勞強度提高有害的夾雜物TiN，通過將Ti、N都抑制得很低，使Co、Mo增加，另外根據需要，除了Co、Mo以外還使A1增加，再將Co/3+Mo+4Al的值限定在適當範圍，由此能夠彌補因Ti降低造成的強度降低。另外發現，為了提高抗拉強度、延展性、疲勞強度，有效的是晶粒微細化，而這能夠通過B的微量添加來解決。另外，本發明者還發現，為了解決因Ti降低帶來的氮化處理的困難，能夠通過Cr的適量添加或適量添加Cr和Al，由此使氮化帶來的表面壓縮殘餘應力的絕對值增加，另外將C抑制在雜質水平以確保焊接性，從而完成本發明。艮P，本發明是一種馬氏體時效鋼，以質量％計，C:0.01%以下；Si:0.1%以下；Mn:0.1%以下；P:0.01%以下；S:0.005%以下；Ni:17.022.0%;Cr:0.14.0%;Mo:3.07.0%;Co:大於7.0%但在20.0%以下；Ti:0.1%以下;Al:2.5%以下;N:0.03%以下;0:0.005%以下;B:0.01%以下但不含0%;Co/3+Mo+4Al:8.015.0%，餘量是Fe和不可避免的雜質。在本發明中，為了達成上述的目的，優選的組成有如下兩個。該第一優選組成是在上述基本組成的範圍內積極添加Al。艮口，本發明的馬氏體時效鋼，其第一優選組成如下在上述組成之中，以質量。/。計使Cr和Al為，Cr:0.13.0%;Al:大於0.15%但在2.5%以下。這種馬氏體時效鋼，其積極添加Al的組成的優選範圍是，以質量％計，C:0.008%以下；Ni:大於18.0%但在22.0%以下；Mo:大於5.0%但在7.0%以下；Ti:0.05%以下;Co/3+Mo+4Al:10.015.0%。更優選為，以質量％，Co:大於12.0%但在20.0%以下的馬氏體時效另外在本發明中，除了前述的積極添加Al的組成以外，作為第二優選組成，是調整到如下組成範圍一邊在上述的基本組成範圍內限制A1，一邊略多地含有Co。艮P，本發明的馬氏體時效鋼，其第二優選組成如下在上述組成之中，以質量％計，使Co、Ti、Al為，Co:大於10.0%但在20.0%以下;Ti:0.05%以下；Al:低於0.1%;Al+Ti:低於0.1%。在本發明中，除了上述的基本組成、第一優選組成和第二優選組成以外，以質量％計，還能夠含有Ca:0.01%以下、Mg:0.005%以下的1種以上。另夕卜，本發明是結晶粒度以ASTMNo.計10以上的細粒的馬氏體時效鋼。此外，本發明是使用上述馬氏體時效鋼構成的金屬帶用馬氏體時效鋼。本發明的馬氏體時效鋼，能夠降低構成疲勞破壞起點的TiN，能夠得到高強度和氮化處理後的表面的高硬度和大的壓縮殘餘應力，因此若被用於汽車用無極變速機所使用的動力傳動用金屬帶這樣要求高疲勞強度的部件，則能夠具有長的疲勞壽命等，在工業上能夠期望顯著的效果。圖1是本發明的積極添加了Al的馬氏體時效鋼表面的電子顯微鏡照5片。圖2是本發明的限制了Al的添加的馬氏體時效鋼表面的電子顯微鏡照片。具體實施例方式本發明基於上述全新的發現而做，以下對於本發明的各元素的作用進行闡述。在本發明的馬氏體時效鋼中，在以下的範圍規定各化學組成的理由如下。還有，除非特別記述，否則均為質量％。C會與Mo形成碳化物並析出，使金屬間化合物減少並而強度降低，因此需要抑制得低。另外，若積極添加C，則例如無極變速機部件所要求的焊接性降低的危險性變高。從這樣的理由出發，C為0.01M以下。優選為0.008%以下。Si使時效處理時析出的金屬間化合物微細化，與Ni—起形成金屬間化合物，是能夠彌補因Ti降低帶來的強度降低部分的元素。但是，由於其有可能使韌性降低，因此為了確保韌性、延展性，在本發明中需要抑制得低。若添加超過0.1%，則韌性、延展性降低，因此Si為O.P/。以下。用於更確實地進行韌性、延展性的確保的優選範圍在0.05%以下。Mn在時效處理時與Ni形成金屬間化合物，是有助於時效硬化的元素，因此是能夠用於彌補因Ti降低造成的強度降低的元素。但是，由於可能使韌性降低，所以為了確保韌性、延展性，在本發明中需要抑制得低。若添加超過0.1%，則韌性、延展性降低，因此Mn為0.1。/。以下。用於更確實地進行韌性、延展性的確保的優選範圍為0.05%以下。P、S在舊奧氏體晶界偏析，形成夾雜物，是使馬氏體時效鋼脆化，使疲勞強度降低的有害的元素。因此，P為0.01%以下，S為0.005。/o以下。優選P在0.005G/o以下，S在0.004G/o以下的範圍。Cr在進行氮化時與N的親和力強，是使氮化深度淺，提高氮化硬度，使氮化表面的壓縮殘餘應力增加的元素，因此必須添加。但是若比0.1%少則沒有效果，另一方面，即使添加超過4.0%，也看不到效果進一步的提高，另外時效後的強度大幅降低，因此Cr為0.14.0%。還有，在積極添6加A1時，Cr的上限以3.0。/o為充分。Ni使作為馬氏體時效鋼的基體組織的低C馬氏體組織穩定形成，因此至少需要17.0%。但是，若超過22.0%，則奧氏體組織穩定化，難以發生馬氏體相變，因此Ni為17.022.0%。Ni的優選範圍為大於18.0%但在22.0%以下。Mo在時效處理時形成Ni3Mo、Fe2Mo等的微細的金屬間化合物，是有助於析出強化的重要的元素。另外，Mo在用於增加來自氮化的表面的硬度和壓縮殘餘應力上是有效的元素。因此若Mo比3.0%少，則抗拉強度不充分，另一方面，若比7.0%多，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為3.07.0%。Mo的優選範圍是大於5.0%但在7.0%以下。Co對基體的馬氏體組織的穩定性沒有大的影響，其通過以固溶化處理溫度使Mo、Al等的時效析出物形成元素的固溶度增加，使時效析出溫度區域下的Mo、Al的固溶度降低，由此促進含有Mo、Al的微細的金屬間化合物的析出，是有助於時效析出強度的重要的元素。因此從強度面、韌性面出發，需要大量添加Co。Co為7.0%以下時，降低了Si、Mn、Ti的馬氏體時效鋼難以獲得充分的強度，另一方面若添加超過20.0%，則奧氏體穩定化，難以得到馬氏體組織，因此為大於7.0%但在20.0%以下。優選Co的範圍是大於12.0%但在20.0%以下。還有，限制A1時，為了限制有助於強度的A1，可以稍稍提高Co。因此，使Co的範圍為Co:大於10.0%但在20.0%以下。Ti本來是馬氏體時效鋼中的重要的強化元素之一，但同時形成作為夾雜物的TiN或Ti(C、N)，特別是使超高循環區域下的疲勞強度降低的有害元素。因此，在重視疲勞強度時，Ti需要作為雜質抑制得很低。另外，Ti容易在表面形成薄而穩定的氧化膜，若該氧化膜形成，則阻礙氮化反應，因此難以得到充分的氮化表面的壓縮殘餘應力。為了容易進行氮化，另外為了加大氮化後的表面的壓縮殘餘應力，Ti需要作為有害的雜質元素抑制得很低。若Ti比0.1%多，則在TiN或Ti(C、N)的降低上得不到充分的效果，另外由於容易在表面形成穩定的氧化膜，所以Ti在0.1%以下。優選為0.05%以下，更優選為0.01%以下。Al在本發明的情況下，有積極添加的情況和限制的情況如下2種。若積極添加A1，則能夠使馬氏體時效鋼的強度提高。因此，在重視強度時，可以積極添加A1。對於積極添加時的Al含量進行闡述。Al通常為了脫氧而少量添加，但本來在時效處理時與Ni—起形成金屬間化合物，是有助於強化的元素。在降低了Si、Mn、Ti的本發明的金屬帶用馬氏體時效鋼中，優選通過Al的添加來彌補強度。另外，在降低了Ti的馬氏體時效鋼中，為了容易進行氮化處理而得到良好的氮化層，也需要Al的添加。A在0.15%以下時，得不到來自時效處理的充分的強化作用，另一方面若比2.5%多，則大量形成A1N、Al203夾雜物而使疲勞強度降低，在表面形成薄而穩定的氧化膜，阻礙氮化反應，因此Al為大於0.15%但在2.5%以下。還有，若積極添加A1，則存在馬氏體時效鋼表面粗糙度有一些變粗的情況。因此，積極添加Al時的優選上限為1.5%。若限制Al的含量，則能夠使馬氏體時效鋼中的非金屬夾雜物降低。另外，容易使由於Al造成的馬氏體時效鋼表面的粗糙度保持平坦，因此在減少疲勞破壞的起點，重視疲勞強度時，可以釆用限制Al的方法。對於限制Al時的優選含量進行闡述。Al與氧、氮結合形成非金屬夾雜物，有可能使疲勞強度降低，重視疲勞強度時降低得低即可。若Al添加0.1%以上，則容易形成A1N、A1203夾雜物，有使疲勞強度降低的情況，因此也可以將AI限制在低於0.1。/。。Al的優選範圍是0.05。/。以下。另夕卜，Al、Ti均是形成非金屬夾雜物的元素，因此將A1+Ti的總量抑制得低，對疲勞強度提高有效，因此使Al+Ti為O.P/。以下。Al+Ti的優選範圍是0.07%以下。Co、Mo和Ti均是馬氏體時效鋼中的主要的強化元素，另外A1也是有助於馬氏體時效鋼的時效強化的元素。若將Ti抑制得低，則需要使Co、Mo的添加量增加，以彌補來自Ti的強度的降低部分，或者在積極添加Al時，除了Co、Mo以外，還需要通過增加Al的添加量來彌補來自Ti的強度的降低部分。但是，此各元素對強化的幫助不同，來自Co和Al的強化部分分別是來自Mo的強化部分的1/3和4倍。因此，來自Co、Mo、Al的強化能夠根據Co/3+Mo+4Al進行整理。以質量％計，若Co/3+Mo+4Al的值比8.0。/。小，則強度不充分，另一方面，若超過15.0%則強度過高，韌性有可能降低，因此Co/3+Mo+4Al為8.015.0%。優選的Co/3+Mo+4Al的範圍是10.015.00/0。N與Ti結合而形成TiN或Ti(C、N)的夾雜物，特別是使超高循環區域下的疲勞強度降低的雜質元素。在含有Ti的馬氏體時效鋼中，為了防止粗大的TiN或Ti(C、N)的形成，需要抑制N使之大幅降低。但是，在幾乎不含Ti的馬氏體時效鋼中，由於通常的真空熔融而混入的N量其不良影響很少，因此為0.03%以下。優選為0.01%以下，更優選為0.005%以下。O形成氧化物系夾雜物，是使韌性、疲勞強度降低的雜質元素，因此限制在0.005%以下。優選為0.003%以下。B使冷加工後進行固溶化處理時的舊奧氏體晶粒微細化，有助於強化，並且是具有抑制表面桔皮的效果的元素，必須添加。若B比0.01"/。少，則韌性降低，因此B為0.01%以下(不含0%)。優選為0.005%以下(不含0%)。能夠更確實地使舊奧氏體晶粒微細化的優選的B的下限為0.0002%，更優選的下限為0.0003%。在本發明中，能夠含有Ca:0.01%以下、Mg:0.005%以下的1種以上。本發明的馬氏體時效鋼，能夠通過真空感應熔融或在真空感應熔融之後，再進行真空電弧重熔或電渣重熔等的真空氣氛中的熔融來製造鑄錠。但是，即使進行這些真空氣氛中的熔融，完全消除非金屬夾雜物仍存在技術性的困難。本發明的情況下，存在以強度提高為目的而積極添加Al的情況，因此例如有超過25pm這樣粗大而粗質的AI203夾雜物形成的危險性，和八1203聚集化的危險性。"203夾雜物為硬質、高熔點，例如即使在熱塑性加工中也幾乎不會變形。因此，例如其會使冷軋時的輥上發生瑕疵，具有使金屬帶用馬氏體時效鋼的表面缺陷產生的可能性，因此，可以使A1203夾雜物成為與其他的氧化物的複合夾雜物，從而降低硬度，降低熔點。另外，優選與此同時添加能夠防止聚集化的元素，以防止夾雜物缺陷。作為對於使A1203夾雜物成為複合夾雜物有效的元素，可列舉Si、Mn、Ca、Mg，但在本發明中，Si、Mn作為使韌性和延展性降低的元素要控制添加量。因此通過添加Si、Mn以外的Ca、Mg的1種以上，可以使A1203夾雜物成為複合夾雜物。另外，Ca、Mg還具有防止八1203夾雜物聚集化的效果。因此在本發明中，含有Ca:0.01%以下，劃開還含有Mg:0.005%以下。還有，為了確實地得到該Ca和Mg的效果，Ca以0.001%為下限，Mg以0.0001%為下限即可。以上說明元素以外，是Fe和不可避免的雜質。還有，以下的元素，如果在下述的範圍，則也可以出於脫氧、脫硫等的目的而添加。Zr《0.010/0本發明的馬氏體時效鋼，在10%以上的冷加工後，以對應組成的適當的溫度，例如780100(TC左右的溫度進行固溶處理，由此能夠使舊奧氏體晶粒(在此，馬氏體時效鋼的情況下，所謂晶粒是指舊奧氏體晶粒)細粒化至ASTMNo.lO以上。在本發明的馬氏體時效鋼中，通過使晶粒細粒化能夠期望如下效果-能夠穩定提高硬度、抗拉強度、疲勞強度、衝擊韌性等，在鋼帶中能夠使表面桔皮輕微等。本發明的馬氏體時效鋼，如上述在2.5y。以下的範圍含有Al。在本發明的馬氏體時效鋼中，全新的發現是，根據A1的含量，會產生馬氏體時效鋼表面的形狀變粗這樣的特徵性的現象。其原因被推測是由於擴散係數高的Al經固溶化熱處理等的高溫處理和此氣氛，導致在表面稠化，由此發生表面氧化。若表面形狀變粗，則例如將本發明的馬氏體時效鋼用於汽車用無極變速機所使用的動力傳動用金屬帶時，低循環側的疲勞破壞的危險性變高。因此，儘可能地將Al引起的表面形狀保持平坦。特別是在積極添加Al的馬氏體時效鋼中，為了使馬氏體時效鋼的表面平坦，可列舉通過機械性的研磨和化學性的表面蝕刻而使表面平坦的方法，但在馬氏體時效鋼的原材的狀態下，重要的是極力抑制Al的表面稠10化。在冷加工前的原材中，認為原材表面所形成的氧化層被除去，表面的Al稠化層也被除去，因此，特別是將冷加工中進行的固溶化處理氣氛調整為Al難以與所說的氧和氮結合併成為氧化物和氧化物的氣氛即可。例如，真空氣氛、氫氣氛、Ar氣氛等即可。其中，從生產性的觀點出發，優選能夠連續處理冷軋材的氫氣氛、Ar氣氛。由於氫廉價，因此特別優選使用氫。本發明的馬氏體吋效鋼幾乎不含Ti，該Ti會在表面形成具有阻礙氮化的可能性的穩定的氧化膜，因此能夠容易地進行通常的氣體氮化、氣體軟氮化、滲硫氮化、離子氮化、鹽浴氮化等各種的氮化處理。另外，在不含Ti的金屬帶用馬氏體時效鋼中，關於容易降低的氮化層的壓縮殘餘應力的絕對值，利用具有提高氮化硬度和氮化層的壓縮殘餘應力的絕對值的效果的Cr、Al，也能夠提高氮化層的壓縮殘餘應力的絕對值。另外，將調整到上述的本發明規定的化學組成範圍內的馬氏體時效鋼形成為例如0.5mm以下的帶狀，作為金屬帶用馬氏體時效鋼的鋼帶，若對金屬帶用馬氏體時效鋼的鋼帶以適當的條件進行氮化處理，則幾乎不會形成氮化物，而能夠在表面形成2040(im左右的薄的氮化層，能夠賦予表面以大的壓縮殘餘應力，能夠期待疲勞特性的提高。還有，表面的壓縮殘餘應力高的方法被認為對疲勞特性有利，其控制可以通過適宜調整氮化層的厚度。本發明的金屬帶用馬氏體時效鋼，具有高抗拉強度、高疲勞強度，容易進行氮化，因此適於汽車發動機的無極變速用金屬帶。實施例通過以下的實施例更詳細地說明本發明。以真空感應熔融爐熔化本發明的馬氏體時效鋼和比較鋼，製造10kg的鑄錠，實施均質化退火後，進行熱鍛。再通過熱軋、冷軋製作約0.3mm厚的鋼帶，成為金屬帶用的馬氏體時效鋼。其後，以82090(TC進行固溶化處理，再以49(TC進行時效處理後，在450470。C下以氮化深度204(Vm這樣的條件進行軟氮化。還有，固溶化處理在氫氣氛中實施。本發明No.6和No.15的0.3mm厚的鋼帶表面的電子顯微鏡照片顯示在圖1和圖2中。圖1是積極添加有Al的馬氏體時效鋼，表面有一些粗，但是因為在氫氣氛中進行固溶化處理，所以未確認到構成斷裂的起點這樣的表面缺陷。圖2是限制A1的馬氏體時效鋼，可知表面形狀平坦。表1中顯示本發明馬氏體時效鋼No.18(積極添加Al)、鋼No.1116(限制Al)、現有鋼和比較鋼No.2122的化學組成。在此，比較鋼No.21是含有Ti的現有鋼，比較鋼No.22是不含Ti且不添加Cr、Al的馬氏體時效鋼。任意一種馬氏體時效鋼均將0調整到0.01%以下的範圍，以防止焊接性的降低。另外，本發明鋼的積極添加了Al的No.5、No.6添加有Mg。Mg含量No.5為10ppm，No.6為6ppm。另外，控制本發明的Al的本發明鋼的No.l5、No.l6也添加了Mg。Mg含量No.l5為7ppm，No.l6為12ppm。還有，在表中未顯示，但在上述的本發明鋼和比較鋼的截面中，在1000倍的視野中隨機對於10個視野，使用電子顯微鏡和X射線分析裝置，進行微細夾雜物的觀察、分析。其結果是，在除去比較鋼No.21的全部的試驗片中，未觀察到超過3pm的TiN和Ti(C、N)的夾雜物。另外，對於實施了後述的疲勞試驗的本發明鋼No.l、No.6、No.15，以1000倍用電子顯微鏡對10個視野進行截面觀察，但未觀察到^203夾雜物。另外，在表2中顯示各試料時效後的舊奧氏體結晶粒度、抗拉強度、氮化處理後的內部硬度、表面硬度和氮化處理後的表面的殘餘應力。在此，表2中的殘餘應力的符號，+表示拉伸，一表示壓縮，全部是壓縮殘餘應力。另外，本發明鋼之中，No.l、6、15和現有鋼No.21、比較鋼No.22以480。C時效後的疲勞試驗結果顯示在表3中。疲勞試驗有旋轉彎曲、拉伸壓縮、螺旋各種應力負荷樣式，但是，由於將本發明的馬氏體時效鋼作為帶材，所以適合負荷彎曲應力的評價方法。因此，在反覆彎曲疲勞試驗中，如果施加現有的馬氏體時效鋼會斷裂的這樣的高應力時而不斷裂，則表明具有高疲勞強度。因此，以平均應力537MPa，最大應力1016MPa施加反覆應力時，實施到斷裂反覆次數達到12tableseeoriginaldocumentpage13tableseeoriginaldocumentpage14(注)疲勞試驗以最大應力1016MPa,平均應力537MPa實施。由表2可知，使用本發明的馬氏體時效鋼的金屬帶用馬氏體時效鋼，時效後的抗拉強度均在1700MPa以上，作為金屬帶用途具有充分的強度。特別是積極添加有Al的馬氏體時效鋼，時效後的抗拉強度為1900MPa以上。另外，在氮化後仍具有高的內部硬度、表面硬度和大的表面壓縮殘餘應力，與含有Ti的現有鋼No.21比較，可知也具有同等以上的特性。另外，發明鋼在添加B的效果下，舊奧氏體結晶粒度維持在ASTMNo.lO以上的細粒。另一方面，不添加Ti且沒有添加Cr、Al的比較鋼No.22，時效後的抗拉強度、表面硬度和表面壓縮殘餘應力比本發明鋼低。另外因為不含B，所以得到晶粒也稍粗的結果。此外，由表3可知，本發明鋼No.l、6時效後的疲勞試驗結果是，反覆斷裂次數超過107次。另外可知，本發明鋼No.15也具有比現有鋼No.21更優異的疲勞特性。另外本發明鋼如上述與現有鋼相比，氮化特性優異，因此通過氮化處理能夠期待疲勞特性的進一步提高。如此，使用本發明的馬氏體時效鋼的金屬帶用馬氏體時效鋼，能夠達到比現有的馬氏體時效多更高的疲勞強度。產業上的利用可能性本發明的馬氏體時效鋼，可以用於在嚴酷的條件下使用的金屬帶，因此能夠適用於汽車用無極變速機等所使用的動力傳動金屬帶這樣要求有高抗拉強度、高疲勞強度的部件。1權利要求1.一種馬氏體時效鋼，其特徵在於，以質量％計，C0.01％以下；Si0.1％以下；Mn0.1％以下；P0.01％以下；S0.005％以下；Ni17.0～22.0％；Cr0.1～4.0％；Mo3.0～7.0％；Co大於7.0％但在20.0％以下；Ti0.1％以下；Al2.5％以下；N0.03％以下；O0.005％以下；B0.01％以下但不含0％；Co/3+Mo+4A18.0～15.0％，餘量是Fe和不可避免的雜質。2.根據權利要求1所述的馬氏體時效鋼，其中，以質量％計，Cr:0.13線Al:大於0.15°/0但在2.5°/。以下。3.根據權利要求1或2所述的馬氏體時效鋼，其中，以質量％計，C:0.008%以下；Ni:大於18.0%但在22.0%以下；Mo:大於5.0%但在7.0%以下；Ti:0.05%以下；Co/3+Mo+4Al:10.015.0%。4.根據權利要求13中任一項所述的馬氏體時效鋼，其中，以質量%計，Co:大於12.0%但在20.0%以下。5.根據權利要求1所述的具有高疲勞強度的馬氏體時效鋼，以質量%計，Co:大於10.0%但在20.0%以下；Ti:0.05%以下；Al:低於0.1%;Al+Ti:低於0.1%。6.根據權利要求15中任一項所述的馬氏體時效鋼，其特徵在於，以質量％計，含有Ca:0.01%以下、Mg:0.005%以下的1種以上。7.根據權利要求16中任一項所述的馬氏體時效鋼，其特徵在於，結晶粒度以ASTMNo.計為10以上的細粒。8.—種金屬帶用馬氏體時效鋼，其特徵在於，使用權利要求17中任一項所述的馬氏體時效鋼而成。全文摘要提供一種金屬帶用馬氏體時效鋼，其為能夠降低構成高循環區域中的疲勞破壞的起點TiN的組成，並且容易進行氮化處理而提高表面硬度，並且使表面氮化層的壓縮殘餘應力增加而使彎曲疲勞強度提高，此外還使用於確保高的強度、延展性的舊奧氏體晶粒微細化。一種馬氏體時效鋼，其特徵在於，以質量％計，C0.01％以下；Si0.1％以下；Mn0.1％以下；P0.01％以下；S0.005％以下；Ni17.0～22.0％；Cr0.1～4.0％；Mo3.0～7.0％；Co大於7.0％但在20.0％以下；Ti0.1％以下；Al2.5％以下；N0.03％以下；O0.005％以下；B0.01％以下(不含0％)；Co/3+Mo+4Al8.0～15.0％，餘量是Fe和不可避免的雜質。文檔編號C22C38/00GK101688271SQ200780053748公開日2010年3月31日申請日期2007年7月11日優先權日2007年7月11日發明者上原利弘,大石勝彥申請人:日立金屬株式會社