(57)【要約】【課題】工程負荷の少ない製造プロセスで合理的な強度・疲労特性を有する無段変速機ベルトを製造する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０.１５％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｐ：０.０６％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.０５〜７.０％、Ｃｒ：８.０〜１８.０％、Ｎ：０.１０％以下、Ｔｉ：０〜０.０５％、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｂ：０〜０.０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成をもち、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相：０〜１０体積％、フェライト相：０〜５０体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の金属組織をもつ、溶接でリング状にしたリング状鋼板を、塩浴窒化法、ガス浸硫窒化法、プラズマ窒化法のいずれかにより３００〜６００℃×１〜１２０分の窒化処理に供する無段変速機ベルトの製造法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.１５％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｐ：０.０６％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.０５〜７.０％、Ｃｒ：８.０〜１８.０％、Ｎ：０.１０％以下、Ｔｉ：０〜０.０５％、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：３.０％以下、Ｂ：０〜０.０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成をもち、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相：０〜１０体積％、フェライト相：０〜５０体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の金属組織をもつ、溶接でリング状にしたリング状鋼板に対し、下記の「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかにより窒化処理を施す無段変速機ベルトの製造法。
〔塩浴窒化法〕ＮａＣＮ、ＫＣＮ、ＮａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種以上を基本成分としＮａ2ＣＯ3およびＫ2ＣＯ3の１種以上を含む３００〜６００℃の溶融塩中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間浸漬する。
〔ガス浸硫窒化法〕アンモニアガスを基本成分としＨ2Ｓを混合した３００〜６００℃のガス雰囲気中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間曝す。
〔プラズマ窒化法〕窒素ガスを基本成分とする減圧ガス中で当該リング状鋼板と電極との間に生成させたプラズマによって、当該リング状鋼板を３００〜６００℃、１〜１２０分間加熱する。
【請求項２】
前記リング状鋼板が、溶接でリング状にしたのち圧延率３〜６０％の範囲で冷間圧延したものである請求項１に記載の無段変速機ベルトの製造法。
【請求項３】
前記リング状鋼板が、溶接でリング状にしたのち圧延率３〜６０％の範囲で冷間圧延し、その後、表面に圧縮応力を付与する機械的表面処理を施したものである請求項１に記載の無段変速機ベルトの製造法。
【請求項４】
前記リング状鋼板が、溶接でリング状にしたのち圧延率３〜６０％の範囲で冷間圧延し、その後、バレル研磨、ショットピーニング処理およびショットブラスト処理の１種以上を施したものである請求項１に記載の無段変速機ベルトの製造法。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０.１５％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｐ：０.０６％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.０５〜７.０％、Ｃｒ：８.０〜１８.０％、Ｎ：０.１０％以下、Ｔｉ：０〜０.０５％、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：３.０％以下、Ｂ：０〜０.０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成をもち、フェライト相が０〜５０体積％である溶体化処理された鋼板を、溶接してリング状にする工程、
圧延率３〜６０％の範囲でリング圧延を行い、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相を０〜１０体積％に調整する工程、
下記の「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかにより窒化処理を施す工程、
を有する無段変速機ベルトの製造法。
〔塩浴窒化法〕ＮａＣＮ、ＫＣＮ、ＮａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種以上を基本成分としＮａ2ＣＯ3およびＫ2ＣＯ3の１種以上を含む３００〜６００℃の溶融塩中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間浸漬する。
〔ガス浸硫窒化法〕アンモニアガスを基本成分としＨ2Ｓを混合した３００〜６００℃のガス雰囲気中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間曝す。
〔プラズマ窒化法〕窒素ガスを基本成分とする減圧ガス中で当該リング状鋼板と電極との間に生成させたプラズマによって、当該リング状鋼板を３００〜６００℃、１〜１２０分間加熱する。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０.１５％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｐ：０.０６％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.０５〜７.０％、Ｃｒ：８.０〜１８.０％、Ｎ：０.１０％以下、Ｔｉ：０〜０.０５％、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：３.０％以下、Ｂ：０〜０.０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成をもち、残留オーステナイト相：０〜２５体積％、フェライト相：０〜５０体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の金属組織をもつ溶体化処理された鋼板を、溶接してリング状にする工程、
圧延率３〜６０％の範囲でリング圧延を行い、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相を０〜１０体積％に調整する工程、
下記の「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかにより窒化処理を施す工程、
を有する無段変速機ベルトの製造法。
〔塩浴窒化法〕ＮａＣＮ、ＫＣＮ、ＮａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種以上を基本成分としＮａ2ＣＯ3およびＫ2ＣＯ3の１種以上を含む３００〜６００℃の溶融塩中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間浸漬する。
〔ガス浸硫窒化法〕アンモニアガスを基本成分としＨ2Ｓを混合した３００〜６００℃のガス雰囲気中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間曝す。
〔プラズマ窒化法〕窒素ガスを基本成分とする減圧ガス中で当該リング状鋼板と電極との間に生成させたプラズマによって、当該リング状鋼板を３００〜６００℃、１〜１２０分間加熱する。
【請求項７】
リング圧延と窒化処理の間に、
バレル研磨、ショットピーニング処理およびショットブラスト処理の１種以上を施す工程、
を有する請求項５または６に記載の無段変速機ベルトの製造法。
【請求項８】
前記化学組成において、Ｂ含有量が０.００１〜０.０１５％である請求項１、５または６に記載の無段変速機ベルトの製造法。
【請求項９】
前記化学組成が、下記(１)式で定義されるＤ値が８０以上となるものである請求項１、５または６に記載の無段変速機ベルトの製造法。
Ｄ＝−１６６７Ｃ−２８Ｓｉ−３３Ｍｎ−６１Ｎｉ−４２Ｃｒ−１６６７Ｎ−３０Ｃｕ−４２Ｍｏ＋１３１１  ……(１)
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接によりリング状にした無端金属ベルトからなる、無段変速機ベルトの製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、無段変速機ベルトに用いる金属リング材としては１８Ｎｉマルエージング鋼が使用されてきた。この材料は焼入れ状態でほぼマルテンサイト単相であり、時効処理によって硬度を上昇させ、さらに窒化処理で表面層を硬化させることで素材の耐摩耗性や疲労特性を付与することが可能である。しかし、１８Ｎｉマルエージング鋼はＣｏを１０％以上含有しているために非常に高価であり、リサイクル性にも問題がある。また、リング溶接時の熱履歴で硬度が上昇するので、そのままリング圧延に供すると板厚制御や周長制御が難しくなる。このため、リング溶接後に焼鈍工程を入れているのが現状であり、工程負荷も大きい。
【０００３】
下記特許文献１、２には、１８Ｎｉマルエージング鋼よりもさらに疲労特性を向上させた無段変速機ベルト用材料として、準安定オーステナイト系ステンレス鋼を使用したものが記載されている。これは、リング圧延時に加工誘起マルテンサイトを生成させ、さらに時効窒化処理を施すことにより非常に高い疲労特性を実現したものである。
【０００４】
【特許文献１】特開２０００−６３９９８号公報
【特許文献２】特開２００２−５３９３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１、２の準安定オーステナイト系鋼は、溶体化処理後において基本的にオーステナイト単相組織であるから、十分な量の加工誘起マルテンサイトを確保するためにはリング圧延の工程に大きな負荷がかかる。特に溶接部はひずみの少ないオーステナイト単相組織となるため、母材部と溶接部とでほとんど差のない組織状態を得るにはリング圧延での負荷を増大させる必要がある。また、リング圧延後もオーステナイト相が多く存在するので窒化処理には長時間を要する。特許文献１によると時効窒化処理は２０分以上必要であるとされるが、発明者らのその後の調査の結果、２０分程度の短時間では必ずしも安定して窒化が達成されないことがわかった。
【０００６】
一方、昨今では無段変速機の設計技術の進歩等により、特許文献１、２の材料ほど高い疲労特性を必要としないリング材の用途も増えつつある。特許文献１、２の材料はコストおよび特性の面で必ずしも合理的とは言えない。
本発明は、Ｃｏ等の特殊元素を添加することなくリサイクル性に優れた素材を用い、実施しやすく工程負荷の少ないプロセスで引張強さ１３５０Ｎ／ｍｍ2以上、疲れ限度６５０Ｎ／ｍｍ2以上の強度・疲労特性を安定して付与することのできる、コスト・性能バランスに優れた無段変速機ベルトの製造法を提供しようというものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らの詳細な研究の結果、上記目的を達成するには、材料の金属組織を残留オーステナイト相が１０体積％以下に低減されたマルテンサイト主体の組織状態とした上で、これを「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかの窒化処理に供することが極めて有効であることがわかった。そして、窒化処理前にこのような組織状態を得るには、リング圧延に供する素材として予め残留オーステナイト相が２５体積％以下に低減された溶体化処理鋼板を用いること、およびリング圧延率を適切にコントロールすることが有効であることが明らかになった。
【０００８】
すなわち、本発明では、質量％で、Ｃ：０.１５％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｐ：０.０６％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.０５〜７.０％、Ｃｒ：８.０〜１８.０％、Ｎ：０.１０％以下、Ｔｉ：０〜０.０５％、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：３.０％以下、Ｂ：０〜０.０１５％好ましくは０.００１〜０.０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成をもち、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相：０〜１０体積％、フェライト相：０〜５０体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の金属組織をもつ、溶接でリング状にしたリング状鋼板（無端金属ベルト）に対し、下記の「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかにより窒化処理を施す無段変速機ベルトの製造法が提供される。
〔塩浴窒化法〕ＮａＣＮ、ＫＣＮ、ＮａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種以上を基本成分としＮａ2ＣＯ3およびＫ2ＣＯ3の１種以上を含む３００〜６００℃の溶融塩中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間浸漬する。
〔ガス浸硫窒化法〕アンモニアガスを基本成分としＨ2Ｓを混合した３００〜６００℃のガス雰囲気中に、当該リング状鋼板を１〜１２０分間曝す。
〔プラズマ窒化法〕窒素ガスを基本成分とする減圧ガス中で当該リング状鋼板と電極との間に生成させたプラズマによって、当該リング状鋼板を３００〜６００℃、１〜１２０分間加熱する。
この無段変速機ベルトにおいてはフェライト相が５０体積％以下であることが好ましい。
【０００９】
前記化学組成として、特に下記(１)式で定義されるＤ値が８０以上となるように成分調整されているものが好適な対象となる。
Ｄ＝−１６６７Ｃ−２８Ｓｉ−３３Ｍｎ−６１Ｎｉ−４２Ｃｒ−１６６７Ｎ−３０Ｃｕ−４２Ｍｏ＋１３１１  ……(１)
【００１０】
ここで、Ｔｉ、Ｃｕ、ＭｏおよびＢは任意添加元素であり、その下限の０％は、製鋼工程で行われる通常の元素分析手法において測定限界以下の場合である。リング圧延とは、リング状の無端金属ベルトを２個のドラムあるいはプーリーに架けて張力を付与した状態で回動させながら圧延ロールで冷間圧延する圧延方法である。(１)式の元素記号の箇所には質量％で表された各元素の含有量の値が代入される。
【００１１】
より具体的な製造法として、前記の化学組成をもち、フェライト相が０〜５０体積％、好ましくは残留オーステナイト相が０〜２５体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の金属組織をもつ溶体化処理された鋼板を、溶接してリング状にする工程、
圧延率３〜６０％の範囲でリング圧延を行い、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相を０〜１０体積％に調整する工程、
必要に応じて、例えばバレル研磨、ショットピーニング処理、ショットブラスト処理等の表面に圧縮応力を付与する機械的表面処理を施す工程、
上記の「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかにより窒化処理を施す工程、
を有する無段変速機ベルトの製造法が提供される。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、従来の１８Ｎｉマルエージング鋼を用いた場合に比べリング圧延時に周長制御・板厚制御がし易く、かつ、得られた無段変速機ベルトはリサイクル性に優れる。また、準安定オーステナイト系ステンレス鋼を用いた場合に比べリング圧延や窒化処理の工程負荷を大幅に軽減でき、かつ、母材と溶接部で特性にほとんど差のない無段変速機ベルトが容易に製造できる。さらに本発明によれば、優れた強度・疲労特性を安定して付与することが可能である。したがって本発明は、コストと性能のバランスに優れた無段変速機ベルトを提供するものであり、無段変速機の普及に寄与しうるものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明では、前述のように、残留オーステナイト相が１０体積％以下であるマルテンサイト主体の組織状態とした上で窒化処理を施すことにより、最終的に引張強さ１３５０Ｎ／ｍｍ2以上、疲れ限度６５０Ｎ／ｍｍ2以上といった優れた強度・疲労特性を無段変速機ベルトに安定的に付与する。そのためには、鋼の化学組成および中間製品における金属組織を厳密に管理した製造プロセスが必要となる。以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００１４】
〔化学組成〕
以下、成分元素の「％」は特に示さない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０.１５％以下
Ｃはオーステナイト形成元素であり、マルテンサイト相の強化に極めて有効である。しかし、Ｃ含有量の増加に伴い溶体化処理後の冷却過程あるいは窒化処理時に粒界に析出するＣｒ炭化物が増加し、耐粒界腐食性や疲労特性の低下要因となる。これは熱処理条件等の最適化によりある程度回避できるが、工業的な限界を考慮するとＣ含有量の上限は０.１５％に制限される。Ｃ含有量の下限は特に制限されないが、０.００５％以上とすることが好ましく、０.０１％以上が更に好ましい。
【００１５】
Ｓｉ：３.０％以下
Ｓｉは通常、脱酸目的で添加されるが、マルテンサイト相を固溶強化し、特にリング圧延後の高強度化に寄与する。またひずみ時効により時効硬化能を向上させる効果も有する。しかし、Ｓｉ含有量が多くなると高温割れを誘発し易く、製造上の問題を生じるとともに、フェライト相の含有率が高くなり却って強度低下を招くことになる。このためＳｉ含有量は３.０％以下に制限される。
【００１６】
Ｍｎ：１.０％以下
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、溶体化処理後のマルテンサイト相比を高めて強度向上に寄与する。しかし、多量のＭｎ含有は溶体化処理後の残留オーステナイト量を多くし、強度低下の要因となる。また、Ｓと結合してＭｎＳの形で析出し、疲労特性に悪影響を及ぼすことがある。このためＭｎ含有量１.０％以下に制限される。特に好ましいＭｎ含有量は０.２〜０.８％である。
【００１７】
Ｐ：０.０６％以下
Ｐは固溶強化能が大きい元素であるが、Ｔｉ等と結合してリン化物を形成し、高強度域における疲労特性を低下させることがある。したがってＰ含有量は低いほど望ましく、本発明では０.０６％以下に制限される。
【００１８】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは熱間圧延での耳切れ発生の面で好ましくない元素である。また、Ｍｎ、Ｔｉ等と結合して析出物を形成し、疲労特性に悪影響を及ぼす。したがってＳ含有量は低いほど望ましく、本発明では０.０１％以下に制限される。
【００１９】
Ｎｉ：０.０５〜７.０％
ＮｉはＭｎと同様に溶体化処理後のマルテンサイト相比を高めて強度を向上させる作用を呈する。この作用を十分に発揮させるには０.０５％以上のＮｉ含有が望ましい。一方、多量のＮｉ含有は溶体化処理後の残留オーステナイト量を増加させ、強度低下の要因となる。このためＮｉ含有量は０.０５〜７.０％に規定する。
【００２０】
Ｃｒ：８.０〜１８.０％
Ｃｒは固溶強化に寄与するとともに、耐食性を付与する上で重要である。無段変速機の用途では少なくとも８.０％のＣｒ含有量を確保することが望ましい。ステンレス鋼としての耐食性を得るには１１.０％以上好ましくは１３.０％以上のＣｒ含有量を確保するとよい。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎるとマルテンサイト主体の金属組織を得ることが難しくなり、無段変速機ベルトとしての十分な強度が確保できなくなる恐れがある。この弊害はＣｒ含有量が１８.０％を超えると顕著に現れるようになる。したがってＣｒ含有量の上限は１８.０％に規定する必要がある。
【００２１】
Ｎ：０.１０％以下
ＮはＣと同様にオーステナイト形成元素であり、マルテンサイト相の強化に寄与する。ただし、Ｎを多量に含有すると溶体化処理後の残留オーステナイト量が多くなり強度低下の要因となる。また、Ｔｉとの非金属介在物が生成し易くなり、疲労特性の低下を招く恐れがある。このためＮ含有量は０.１０％以下に制限される。Ｎ含有量の好ましい範囲は０.００５〜０.０７％である。
【００２２】
Ｔｉ：０.０５％以下
Ｔｉは析出硬化作用を有するが、本発明ではＴｉによる前記作用を特に利用する必要はない。むしろ、Ｔｉを含有させるとＴｉ窒化物が多くなり、却って無段変速機ベルトの疲労特性を損なう場合があることがわかってきた。本発明では優れた疲労特性を安定して付与する観点から、Ｔｉは無添加とするか、あるいは０.０５％以下の含有量にとどめる。
【００２３】
Ｃｕ：３.０％以下
Ｃｕは時効硬化に寄与する。０.５％以上のＣｕ含有量とすることが効果的である。ただし、過剰のＣｕ添加は熱間加工性の低下を招くので、Ｃｕを添加する場合は３.０％以下の範囲で行う必要がある。
【００２４】
Ｍｏ：３.０％以下
Ｍｏは時効処理時に炭化物を微細に分散させる効果を有するとともに、Ｃｒ含有量が多い場合にはステンレス鋼としての耐食性を高める効果がある。さらにＭｏには、高温で時効した場合にひずみの急激な解放を抑制する効果があり、時効を兼ねた窒化処理の高温・短時間化に寄与し得る。ただし、Ｍoを多量に添加してもこれらの効果は飽和するとともに、原料コストの増大を招き合理的でない。したがって、Ｍｏを添加する場合は３.０％以下の範囲で行うことが望ましい。特に好ましいＭｏの含有量範囲は０.５〜２.０％である。
【００２５】
Ｂ：０.０１５％以下
ＢはＮと微細な析出物を形成して最終焼鈍時の結晶粒粗大化を抑制するとともに、熱間圧延温度域でのδフェライト相とオーステナイト相の粒界における結合力を高めて熱間加工性を改善する作用があり、特に熱延耳切れの防止に有効である。このような作用を十分に発揮させるためには０.００１％以上のＢ添加が特に効果的である。しかし、過度の添加は低融点硼化物の形成を招き、逆に熱間加工性を劣化させる。このため、Ｂを添加する場合は０.０１５％以下の範囲で行う必要がある。
【００２６】
その他、熱間加工性改善等の目的でＣａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｙ、Ｍｇを含有させてもよい。この場合、無段変速機ベルトとして必要な疲労特性その他の材料特性を損なわないよう、それぞれ０.０５％以下の含有量とすることが望ましい。
【００２７】
Ｄ値：８０以上
さらに下記(１)式で定義されるＤ値が８０以上になるように各成分元素の含有量を調整することが望ましい。
Ｄ＝−１６６７Ｃ−２８Ｓｉ−３３Ｍｎ−６１Ｎｉ−４２Ｃｒ−１６６７Ｎ−３０Ｃｕ−４２Ｍｏ＋１３１１  ……(１)
Ｄ値は溶体化処理し水冷した鋼板（溶体化処理鋼板）における残留オーステナイト量と良い相関を有する指標である。本発明では後述のように、残留オーステナイト相が２５体積％以下の溶体化処理鋼板を用意することが望ましい。Ｄ値が８０以上となるように成分調整することで溶体化処理鋼板の残留オーステナイト量を２５体積％以下にコントロールすることができる。
【００２８】
〔溶体化処理〕
上述の化学組成を有する鋼を通常の手法で溶製し、例えば「熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延」のプロセスを経たのち、溶体化処理を行って、後述のリング圧延に供するための素材鋼板を得る。その板厚は、最終製品である無段変速機ベルトの板厚とリング圧延率を考慮して決定される。溶体化処理は一般的な手法で実施でき、例えば「８５０〜１１００℃×０〜６０分保持→水冷」の条件で行うことができる。適切に成分調整された鋼を用いることにより溶体化処理鋼板の残留オーステナイト量を２５体積％以下にコントロールすることができる。溶体化処理鋼板の段階で残留オーステナイト量が２５体積％を超えて多くなっていると、後工程のリング圧延で所望の組織を得るのに多大な工程負荷を要するか、あるいは所望の組織を得ることが不可能となる。
【００２９】
一方、鋼板中にフェライト相が多いと強度不足が生じる。種々検討の結果、無段変速機ベルトとして１３５０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを安定して得るには、当該ベルトにおいてフェライト量が５０体積％以下になっていることが極めて有効である。フェライト量はリング圧延や窒化処理で実質的に変化しないので、溶体化処理鋼板の段階でフェライト量を５０体積％以下としておくことが好ましい。すなわち、溶体化処理鋼板として、フェライト相：０〜５０体積％、残留オーステナイト相：０〜２５体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の金属組織をもつものを用意することが好ましい。ここで、マトリクス（鋼素地）はフェライト相、オーステナイト相およびマルテンサイト相をいう。金属組織中にはマトリクス以外に析出物や介在物が含まれていて構わない。
【００３０】
〔溶接〕
この溶体化処理鋼板を一定長さに切断し、長手方向の両端部同士を溶接で接合して無端金属ベルトにする。
【００３１】
〔リング圧延〕
次いで、無端金属ベルトにリング圧延を施す。すなわち、無端金属ベルトを２個のドラムあるいはプーリーに架けて張力を付与した状態で回動させながら圧延ロールで冷間圧延する。リング圧延では、i) 製品所定の板厚に調整すること、ii) 残留オーステナイト相が１０体積％以下の金属組織に調整すること、iii) 圧延ひずみを付与して強度・疲労特性を向上させること、を主目的とする。
【００３２】
本発明では、工程負荷を低減しながら優れた強度・疲労特性を安定して付与する上で、ii)の金属組織の調整が極めて重要である。後工程の窒化処理において安定して深い窒化層を形成するには、できるだけ残留オーステナイト相を低減しておく必要がある。すなわち、オーステナイト相はフェライト相やマルテンサイト相に比べＮの拡散が遅い。残留オーステナイト相が多い状態で窒化処理に供するとＮの拡散が遅いことに起因して表層が十分に窒化されず、窒化層の厚さ変動が大きくなることから、疲労特性のバラツキが生じやすい。種々検討の結果、このような窒化の不具合は、残留オーステナイト相を１０体積％以下に低減したとき、顕著に改善されることが明らかになった。
【００３３】
ただし、リング圧延率は３〜６０％の範囲とする必要がある。３％未満ではベルト全周において均一な特性を得るのが困難である。６０％を超えると過度の加工ひずみが導入され、疲労特性が急激に低下する。
【００３４】
本発明で規定する化学組成の鋼板であって、残留オーステナイト量が２５体積％以下に調整されている溶体化処理鋼板を素材としたとき、３〜６０％のリング圧延率の範囲で、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相の量を１０体積％以下にすることができる。残留オーステナイト相の一部または全部は、リング圧延によって加工誘起マルテンサイト相に変態し、残留オーステナイト相率を低下させることが可能になるのである。窒化処理に供する際の残留オーステナイト量は０％であっても構わない。溶体化処理鋼板の段階で既に残留オーステナイト量が０〜１０体積％になっている場合は、リング圧延によりさらに残留オーステナイト量が低減するか、０％となるので問題ない。リング圧延後の好ましい金属組織は、母材および溶接部とも、残留オーステナイト相：０〜１０体積％、フェライト相：０〜５０体積％、残部のマトリクスがマルテンサイト相の組織である。
【００３５】
〔機械的表面処理〕
リング圧延後には、必要に応じてリング状鋼板の表面に圧縮応力を付与するための機械的表面処理を施すことができる。この処理を行うと最終製品における疲労特性を安定して向上させる上で一層有利となる。具体的な手段として、バレル研磨、ショットピーニング処理、ショットブラスト処理が挙げられる。これらは１種のみを採用してもよいし、２種以上を順次施す「複合処理」としてもよい。
【００３６】
〔窒化処理〕
リング圧延あるいは更に機械的表面処理を経たリング状鋼板を３００〜６００℃の窒化環境下に１〜１２０分間曝すことにより窒化処理する。この条件で窒化処理を行うことで時効処理を兼ねることができ、疲労特性とともに強度の向上を図ることができる。
窒化環境としては、「塩浴窒化法」、「ガス浸硫窒化法」、「プラズマ窒化法」のいずれかの環境が使用できる。
【００３７】
塩浴窒化法の場合は、ＮａＣＮ、ＫＣＮ、ＮａＣＮＯおよびＫＣＮＯの１種以上を基本成分とし、これにＮａ2ＣＯ3およびＫ2ＣＯ3の１種以上を添加した塩浴を使用する。Ｎａ2ＣＯ3およびＫ2ＣＯ3の１種以上の含有量は合計で２〜５０質量％程度とすることが望ましい。この塩浴を３００〜６００℃に保持し、この中にリング状鋼板を１〜１２０分間浸漬する。
【００３８】
ガス浸硫窒化法の場合は、アンモニアガスを基本成分とするガスにＨ2Ｓが混合され、さらに必要に応じてＣＯ2、Ｎ2を含む混合ガスが使用できる。この混合ガスを３００〜６００℃に保持し、そのガス雰囲気中にリング状鋼板を１〜１２０分間曝す。
【００３９】
プラズマ窒化法の場合は、窒素ガスを基本成分とし、必要に応じてＨ2を含む減圧ガス雰囲気中にリング状鋼板を設置し、当該リング状鋼板と電極との間に生成させたプラズマによって、当該リング状鋼板を３００〜６００℃、１〜１２０分間加熱する。また、プラズマを発生させる電極として金属製密閉容器の炉壁を利用することが効率的である。すなわち、リング状鋼板と炉壁の間に生成されたプラズマによってリング状鋼板を加熱するとよい。
【００４０】
これらいずれの窒化法においても、リング状鋼板を３００〜６００℃に加熱することが重要である。３００℃未満ではＮの拡散速度が遅く、十分な窒化深さが得られない。一方、６００℃を超えるとマルテンサイトの焼戻しおよびリング圧延で付与したひずみの回復が起こるため、母材および溶接部の強度レベルが低下し、それに伴って無段変速機ベルトとしての十分な疲労特性が得られない。また、窒化処理時間については、いずれの窒化法でも１〜１２０分とすることが望ましい。この窒化処理に供するリング状鋼板はＮの拡散が遅い残留オーステナイト量が０〜１０体積％と少なく、残部のマトリクスはマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とフェライト相からなるので、最長でも１２０分間の窒化処理で十分な窒化深さが得られる。ただし、１分未満だと十分な窒化深さを安定して得ることが難しい。通常、１０〜１００分程度の窒化処理時間を確保することが、製品品質の安定性および経済性の観点から好ましい。
【００４１】
以上の製造法で作られる無段変速機ベルトは優れた強度および疲労特性を有する。なかでも板厚０.０３〜０.５ｍｍ、幅３〜５０ｍｍであり、引張強さが１３５０Ｎ／ｍｍ2以上、疲れ限度が６５０Ｎ／ｍｍ2以上の合理的な特性を有する無段変速機ベルトがコストおよび性能バランスに優れたものとして提供できる。
【実施例１】
【００４２】
表１に示す組成の鋼を真空溶解炉で溶製し、鍛造、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を行い、１０２０℃で１分間保持したのち水冷する溶体化処理を施して、無端金属ベルトにするための素材鋼板（以下「溶体化処理鋼板」という）を製造した。溶体化処理鋼板の板厚はリング圧延後の板厚がいずれも０.１８ｍｍに揃うように、実施するリング圧延率に応じて設定した。各溶体化処理鋼板から幅２０ｍｍのベルトを切り出し、長手方向の両端部同士をＴＩＧ溶接にて接合して無端金属ベルトとした。これを２個のプーリーに架けて張力を付与した状態で回動させ、種々の圧延率でリング圧延を行って板厚０.１８ｍｍのリング状鋼板（以下「リング圧延鋼板」という）を得た。次いで、一部を除いて、バレル研磨、ショットブラスト処理およびショットピーニング処理の１種以上の機械的表面処理を施した。その後、８０質量％ＮａＣｌ、１５質量％ＮａＣＮＯおよび５質量％Ｎａ2ＣＯ3からなる塩浴中で種々の温度および時間で窒化処理を施した。表２に製造条件を示す。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
【表２】
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【００４５】
窒化処理後の無端金属ベルトから試験片を切り出し、引張試験および疲労試験を行った。引張試験はＪＩＳ Ｚ２２０１に規定の１３Ｂ号試験片を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて行った。疲労試験は長さ１００ｍｍ、幅８ｍｍの平行部を有する試験片を用いて、回転数６００ｒｐｍ、応力比（最大応力／最小応力）＝−１の条件で両振り曲げ疲労試験を行い、ＪＩＳ Ｚ２２７３に準じて疲れ限度を測定した。また、溶体化処理鋼板およびリング圧延鋼板について、Ｘ線回折および光学顕微鏡観察により残留オーステナイト量およびフェライト量を調べた。なお、残留オーステナイト相とフェライト相を除く残部のマトリクスはマルテンサイト相であった。表３に結果を示す。
【００４６】
【表３】
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【００４７】
表３から判るように、本発明例のものはリング圧延後に母材および溶接部ともに残留オーステナイト相が１０体積％以下であり、窒化処理後の無端金属ベルト（無段変速機ベルトの製品に相当）において引張強さ１３５０Ｎ／ｍｍ2以上、疲れ限度６５０Ｎ／ｍｍ2以上の強度・疲労特性を余裕を持ってクリアした。特に、リング圧延率３〜６０％、窒化処理温度３００〜６００℃、窒化処理時間１０〜１００分という、営業生産ラインで実施しやすく工程負荷の少ないプロセスで引張強さ１４００Ｎ／ｍｍ2以上、疲れ限度７００Ｎ／ｍｍ2以上という優れた強度・疲労特性が安定して得られることが確認された。
【００４８】
これに対し、比較例Ｑ１は窒化処理温度が高すぎたため強度・疲労特性に劣った。Ｑ２は窒化処理温度が低すぎ、Ｑ３は窒化処理時間が短すぎたためいずれも窒化が不十分となり、疲れ限度が低かった。Ｑ４はリング圧延率が高すぎたため過度の圧延ひずみが付与され、疲れ限度が低かった。Ｑ５は溶体化処理後の残留オーステナイト量が比較的多かったにもかかわらずリング圧延率が低すぎたためリング圧延で残留オーステナイト量を１０体積％以下に調整することができず、その結果窒化が不十分となって疲労特性に劣った。Ｑ６はＤ値が８０未満と低い鋼を用いたものであり、溶体化処理後の残留オーステナイト量が２５体積％を超えたことに起因してリング圧延後の残留オーステナイト量が１０体積％を超え、結果的に窒化が不十分となって疲労特性に劣った。
【実施例２】
【００４９】
表１に示した鋼Ａ１について、実施例１と同様のプロセスで幅２０ｍｍの無端金属ベルトを製造した。これを２個のプーリーに架けて張力を付与した状態で回動させ、圧延率４６％でリング圧延を行って板厚０.１８ｍｍのリング状鋼板を得た。次いで、一部を除いて、バレル研磨、ショットブラスト処理およびショットピーニング処理の１種以上の機械的表面処理を施した。その後、表４に記載の種々の方法で４８０℃×６０分の窒化処理を行った。窒化処理後の無端金属ベルトについて、実施例１と同様の方法で引張強さおよび疲れ限度を調べた。結果を表４に示す。なお、溶体化処理後、リング圧延後の残留オーステナイト量およびフェライト量は表３に記載のＰ１と同じである。
【００５０】
【表４】
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【００５１】
表４から判るように、塩浴窒化法、ガス浸硫窒化法およびプラズマ窒化法のいずれを用いても、強度・疲労特性に優れた無段変速機ベルトを製造することが可能である。