(57)【要約】【課題】マルエージング鋼製部材に優れた靱性と伸びとを付与することができる熱処理方法を提供する。【解決手段】マルエージング鋼製部材４に４０〜６５％の圧縮成形を施す。圧縮成形が施されたマルエージング鋼製部材４を６２０〜６７０℃の範囲の温度に加熱して、該マルエージング鋼製部材の全量に対して２５〜３５体積％の逆変態オーステナイト相を生成させる。逆変態オーステナイト相を生成させた後、前記マルエージング鋼製部材４に表面硬化処理を施す。マルエージング鋼製部材４は、無段変速機のベルトに用いられる金属リングである。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
マルエージング鋼製部材に４０〜６５％の圧縮成形を施す工程と、該圧縮成形が施されたマルエージング鋼製部材を６２０〜６７０℃の範囲の温度に加熱して、該マルエージング鋼製部材の全量に対して２５〜３５体積％の逆変態オーステナイト相を生成させる工程とを含むことを特徴とするマルエージング鋼の熱処理方法。
【請求項２】
前記逆変態オーステナイト相を生成させた後、前記マルエージング鋼製部材に表面硬化処理を施すことを特徴とする請求項１記載のマルエージング鋼の熱処理方法。
【請求項３】
前記マルエージング鋼製部材は、無段変速機のベルトに用いられる金属リングであることを特徴とする請求項１または請求項２記載のマルエージング鋼の熱処理方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、無段変速機のベルト用金属リング等に用いられるマルエージング鋼の熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等の無段変速機では、１対のプーリの間に張設されたベルトにより動力伝達が行われる。このようなベルトとして、複数の金属リングを積層して積層リングを形成し、該積層リングを所定形状のエレメントに組み付けて保持した無段変速機用ベルトが用いられている。
【０００３】
前記積層リングは、前記プーリ間を走行するときには直線状態を呈する一方、前記プーリに沿って走行するときには湾曲状態を呈し、前記直線状態と湾曲状態との繰り返しによる過酷な曲げ変形が加えられる。そこで、前記積層リングを構成する前記金属リングは、前記過酷な曲げ変形に耐える強度を備えることが要求される。
【０００４】
前記要求を満たす材料として、マルエージング鋼が知られている。前記マルエージング鋼は、１７〜１９％のＮｉの他、Ｍｏ，Ａｌ，Ｔｉ等を含む低炭素鋼であり所定温度に加熱することによりマルテンサイト状態において時効硬化を生じる。この結果、前記マルエージング鋼は、高強度、高靱性を兼ね備えることとなり、前記積層リングに賞用される。
【０００５】
従来、前記マルエージング鋼を用いる前記積層リングは、例えば次のような方法により製造されている。まず、前記マルエージング鋼の薄板の端部同士を溶接して円筒状のドラムを形成し、該ドラムに対して前記溶接時の熱により部分的に硬くなった硬度を均質化するために第１の溶体化を行う。次に、前記溶体化後のドラムを所定幅に裁断して金属リングを形成し、該金属リングを所定長となるように圧延する。次に、圧延された金属リングに対し、圧延組織を再結晶させ、圧延により変形された金属結晶粒形状を復元するために、第２の溶体化を行う。そして、前記溶体化後の金属リングを所定の周長に補正し、時効処理と窒化処理との熱処理を施して硬度を向上させた後、少しずつ周長の異なる複数の金属リングを相互に嵌合して積層することにより前記積層リングを形成する。
【０００６】
前記第２の溶体化は、前記マルエージング鋼の再結晶温度である７８０〜８５０℃の温度範囲で行うことにより、後続の時効処理と窒化処理との結果として、優れた引張強度、表面硬度、内部硬度と、前記物性を得るために適切な深さの窒化層とを備える金属リングを得ることができる。ところが、前記第２の溶体化を前記範囲の温度で行った金属リングは引張りによる延びが十分に得られず、前記のようにして形成された積層リングを無段変速機用ベルトとして使用する際に、切欠靱性が不十分になることがあるとの問題がある。
【０００７】
一方、マルエージング鋼は、５００〜７５０℃程度の温度で加熱すると、逆変態オーステナイト相が生成することが知られている。前記逆変態オーステナイト相は、前記マルエージング鋼の粒界及び粒内に析出したＮｉ３  ＡｌＴｉ等の金属間化合物が部分的にマトリクス中に固溶して、Ｎｉ濃度の高い部分が局部的にオーステナイト化したものである。そして、前記マルエージング鋼は、前記逆変態オーステナイト相の生成により、靭性、伸びが増大する。
【０００８】
そこで、本出願人は、前記第２の溶体化に代えて、前記圧延後の金属リングに対して５５０〜６２０℃の範囲の温度で熱処理を施し、該金属リングを構成するマルエージング鋼に対して１５〜２５体積％の逆変態オーステナイト相を生成させる技術を、既に特許出願している（特許文献１参照）。前記技術によれば、後続の時効処理による時効硬化と、後続の窒化処理による安定均一な窒化層の形成とを妨げることなく、前記金属リングに優れた切欠靱性と、伸びとを付与することができる。
【０００９】
しかしながら、前記金属リングは、前記無段変速機用ベルトに用いるために、さらに優れた切欠靱性と伸びとを備えていることが望まれる。
【００１０】
【特許文献１】
特開２００２−３９４６号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる不都合を解消して、マルエージング鋼製部材に優れた靱性と伸びとを付与することができる熱処理方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
かかる目的を達成するために、本発明のマルエージング鋼の熱処理方法は、マルエージング鋼製部材に４０〜６５％の圧縮成形を施す工程と、該圧縮成形が施されたマルエージング鋼製部材を６２０〜６７０℃の範囲の温度に加熱して、該マルエージング鋼製部材の全量に対して２５〜３５体積％の逆変態オーステナイト相を生成させる工程とを含むことを特徴とする。
【００１３】
本発明のマルエージング鋼の熱処理方法によれば、４０〜６５％の圧縮成形が施されたマルエージング鋼製部材を６２０〜６７０℃の範囲の温度に加熱する過程の６２０℃未満の温度で前記マルエージング鋼の粒界及び粒内にＮｉ３  ＡｌＴｉ等の金属間化合物が時効析出する。
【００１４】
前記圧縮成形が４０％未満では、前記時効析出物の核が少量しか生成されない。また、通常の圧縮成形は６５％が上限であり、これを超える圧縮成形は無酸素状態で加熱しなければならず、大がかりな装置を必要とする。
【００１５】
前記Ｎｉ３  ＡｌＴｉ等の金属間化合物は、前記マルエージング鋼製部材を６２０〜６７０℃の範囲の温度に加熱することにより部分的にマトリクス中に再固溶してＮｉ濃度の高い部分を形成し、この部分が局部的にオーステナイト化することにより、該マルエージング鋼製部材の全量に対して２５〜３５体積％の逆変態オーステナイト相が生成せしめられる。このとき、前記金属組織が均一に微細化され、結晶粒子径が１μｍ以下とされることにより、前記マルエージング鋼製部材に高度の靱性を付与することができる。
【００１６】
前記加熱の温度は、６２０℃未満でも、６７０℃を超えても、２５体積％以上の逆変態オーステナイト相を生成させることができない。また、前記逆変態オーステナイト相は、前記マルエージング鋼製部材の全量に対して２５体積％未満では、前記金属組織を微細化する効果が得られない。一方、前記マルエージング鋼製部材に生成する逆変態オーステナイト相は３５体積％が上限であり、これを超える逆変態オーステナイト相は実質的に生成しない。
【００１７】
本発明のマルエージング鋼の熱処理方法では、前記逆変態オーステナイト相を生成させた後、前記マルエージング鋼製部材に表面硬化処理を施す。前記表面硬化処理は、前記マルエージング鋼製部材の金属組織が粒子径１μｍ以下の結晶に微細化されているため、ガス窒化またはガス軟窒化では窒化層の形成が難しく、塩浴窒化等の活性化窒化処理を行う必要がある。
【００１８】
前記マルエージング鋼製部材は、無段変速機のベルトに用いられる金属リング等として用いることができる。前記マルエージング鋼製部材が前記金属リングであるときには、前記表面硬化処理は、タフトライド法等の塩浴窒化に代表される活性化窒化処理を用いなければ窒化層の形成は難しい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
次に、添付の図面を参照しながら本発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。図１は無段変速機用ベルトに用いられる金属リングの製造方法を模式的に示す工程図であり、図２は熱処理温度とマルエージング鋼の膨張率との関係を示すグラフ、図３は熱処理温度と逆変態オーステナイト相の生成量との関係を示すグラフ、図４は本実施形態で得られた金属リングの金属組織の顕微鏡写真、図５は熱処理温度と金属リングの結晶粒子径と伸びとの関係を示すグラフ、図６は本実施形態で得られた金属リングの伸びと引張強さとの関係を示すグラフである。
【００２０】
本実施形態では、マルエージング鋼製部材として、無段変速機用ベルトに用いられる金属リングを製造する場合を例として説明する。前記金属リングを製造するときには、まず、図１示のようにマルエージング鋼の薄板１をベンディングしてループ化したのち、端部同士を溶接して円筒状のドラム２を形成する。このとき、前記マルエージング鋼は溶接の熱により時効硬化を示すので、ドラム２の溶接部分の両側に硬度の高い部分が出現する。
【００２１】
そこで、次に、ドラム２を例えば真空炉３に収容して加熱することにより溶体化処理を行い、硬度ムラを除去する。前記溶体化処理が終了したならば、ドラム２を真空炉３から搬出し、所定幅に裁断して金属リング４を形成する。
【００２２】
前記のようにして形成された金属リング４は、次に圧下率４０〜５０％で冷間圧延される。圧延された金属リング４には、表面から３０μｍ程度の厚さで圧延組織が形成されている。そこで、圧延された金属リング４を、例えば加熱炉５に収容して６２０〜６７０℃の範囲の温度で熱処理を行なうことにより、前記マルエージング鋼の粒界及び粒内に析出していたＮｉ３  ＡｌＴｉ等の金属間化合物を部分的にマトリクス中に再固溶させ、逆変態オーステナイト相を生成させる。
【００２３】
前記熱処理が施された金属リング４は、冷却後、周長補正され、さらに表面硬化処理として、タフトライド法等の塩浴窒化により、時効処理と窒化処理とが同時に施される。そして、前記窒化処理が施された、少しずつ周長の異なる複数の金属リング４を相互に積層することにより、図示しない積層リングが形成される。
【００２４】
次に、前記圧延後の金属リング４に対する加熱炉５における熱処理について、詳しく説明する。
【００２５】
前記金属リング４を構成するマルエージング鋼を加熱していくと、結晶構造が変化するが、該変化は図２に示すように金属リング４の膨張率の変化として把握することができる。図２を参照して、金属リング４では処理温度が５００℃を超えると、前記マルエージング鋼の粒界及び粒内に析出していたＮｉ３  ＡｌＴｉ等の金属間化合物が部分的にマトリクス中に再固溶し始める。この結果、Ｎｉ濃度の高い部分が局部的にオーステナイト化して逆変態オーステナイト相が生成する。逆変態オーステナイト相の生成は、処理温度が約７４０℃を超え前記マルエージング鋼の再結晶が始まるまで続く。前記マルエージング鋼の再結晶は、オーステナイト化を含んでいるが、前記オーステナイト化は処理温度が約７８０℃に達するに及んで完了する。
【００２６】
前記逆変態オーステナイト相は、前述のように５００〜７４０℃の範囲で生成するが、図２に示すように、６２０〜６７０℃の範囲で粒子径１μｍ以下の微細化粒子が現出する。また、前記５００〜７４０℃の範囲で、逆変態オーステナイト相の生成量のマルエージング鋼全体に対する割合（体積％）は、図３に示すように処理温度により変化する。そこで、本実施形態では、前記圧延された金属リング４に対する加熱炉５における熱処理を６２０〜６７０℃の範囲で行なうことにより、金属リング４を構成する前記マルエージング鋼に対して２５〜３５体積％の逆変態オーステナイト相を生成させるものである。
【００２７】
次に、前記圧延後、６４０℃の温度で１時間の熱処理を行なった後、さらにタフトライド法により５３０℃以下の塩浴に３０分以下の時間で浸漬して窒化を施すと同時に時効処理した金属リング４（実施例）の金属組織の顕微鏡写真（８００倍）を図４（ａ）に示す。また、前記圧延後、熱処理を行なわずに、タフトライド法により５３０℃以下の塩浴に３０分以下の時間で浸漬して窒化を施すと同時に時効処理した金属リング４（比較例）の金属組織の顕微鏡写真（８００倍）を図４（ｂ）に示す。
【００２８】
図４（ａ）、図４（ｂ）から、前記圧延後、６４０℃の温度で１時間の熱処理を行なった金属リング４では、前記熱処理を行わなかった金属リング４に比較して、金属組織が微細化されて、その結晶粒子径が１μｍ以下となっており、優れた切欠靱性が得られることが明らかである。
【００２９】
次に、前記圧延後、温度を変えて前記熱処理を行ったときの、結晶粒子径と伸びとの関係を図５に示す。尚、前記伸びは、前記圧延後、前記熱処理を行わなかった金属リング４（結晶粒子径１９μｍ）の伸びに対する百分率で示す。
【００３０】
図５から、前記圧延後、６２０〜６７０℃の範囲の温度で熱処理を行なうことにより、得られた金属リング４の結晶粒子径が１μｍ以下となり、前記範囲外の温度で熱処理を行った場合よりも結晶粒子径が小さく、大きな伸びが得られることが明らかである。
【００３１】
次に、前記圧延後、６４０℃の温度で１時間の熱処理を行なった後、さらにタフトライド法により５３０℃以下の塩浴に３０分以下の時間で浸漬して窒化を施すと同時に時効処理した金属リング４（実施例）の伸び（クロスヘッド移動量）と引張強度との関係を図６に示す。また、前記圧延後、熱処理を行なわずに、タフトライド法により５３０℃以下の塩浴に３０分以下の時間で浸漬して窒化を施すと同時に時効処理した金属リング４（比較例）の伸び（クロスヘッド移動量）と引張強度との関係を図６に併せて示す。
【００３２】
図６から、前記圧延後、６４０℃の温度で１時間の熱処理を行なった金属リング４では、前記熱処理を行わなかった金属リング４に比較して、略同等の引張強度で、優れた伸びが得られることが明らかである。
【００３３】
尚、本実施形態では、マルエージング鋼製部材が無段変速機用ベルトに用いられる金属リングである場合について説明しているが、該マルエージング鋼製部材は該金属リングに限定されるものではなく、金型等、他の部材であってもよい。
【図面の簡単な説明】
【図１】金属リングの製造方法を模式的に示す工程図。
【図２】熱処理温度とマルエージング鋼の膨張率との関係を示すグラフ。
【図３】熱処理温度と逆変態オーステナイト相の生成量との関係を示すグラフ。
【図４】本実施形態で得られた金属リングの金属組織の顕微鏡写真。
【図５】熱処理温度と金属リングの結晶粒子径と伸びとの関係を示すグラフ。
【図６】本実施形態で得られた金属リングの伸びと引張強さとの関係を示すグラフ。
【符号の説明】
１…マルエージング鋼の薄板、  ４…マルエージング鋼製部材、  ５…加熱炉。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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