(57)【要約】【課題】亜時効処理を真空状態下で行うときに、所望の範囲の時効硬度が得られる熱処理方法を提供する。【解決手段】マルエージング鋼製金属リングを所定の長さに圧延して再溶体化し、周長補正した後、時効処理と窒化処理とを施す。周長補正後の金属リングを１０−２Ｐａ以下の真空状態下に４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰ＝｛Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３｝が１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより亜時効処理する。前記亜時効処理が施された金属リングを時効析出反応が停止する温度までガス冷却する。前記ガス冷却が施された金属リングを少なくともアンモニアガスを含む雰囲気下、４６０〜５００℃の温度で窒化処理する。【選択図】    図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
マルエージング鋼の鋼板の端部同士を溶接して形成されたドラムを溶体化後、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の長さに圧延して再溶体化し、周長補正した後、時効処理と窒化処理とを施す金属リングの熱処理方法において、
該周長補正後の金属リングを１０−２Ｐａ以下の真空状態下に４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより亜時効処理する工程と、
前記亜時効処理が施された金属リングを時効析出反応が停止する温度までガス冷却する工程と、
前記ガス冷却が施された金属リングを少なくともアンモニアガスを含む雰囲気下、４６０〜５００℃の温度で窒化処理する工程とを含むことを特徴とする金属リングの熱処理方法。
Ｐ＝｛Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３｝        ・・・（１）
（ただし、式中Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈｒ）である）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルエージング鋼製金属リングに時効処理と窒化処理とを施すため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、前記積層リングに用いられ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。尚、前記マルエージング鋼において、Ｍｏ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｔｉは、前記所定温度に加熱することにより金属間化合物を形成して析出し、時効硬度を発現させる元素である。
【０００５】
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】
前記時効処理と前記窒化処理とでは必要とされる雰囲気が異なるため、それぞれ独立の炉を用いて処理されている。このとき、前記金属リングに優れた硬度を付与するために、本出願人は、周長補正後の金属リングを非酸化雰囲気下に亜時効処理した後、時効析出反応が停止する温度まで冷却処理し、その後、アンモニアガス雰囲気下で窒化処理する技術を提案している（特願２００３−２８４５９号明細書参照）。
【０００７】
前記亜時効処理は、１０−２Ｐａ以下の真空状態下、あるいは全体の１〜３０容量％の水素を含み、残部が窒素であり、−４０〜−７０℃の範囲の雰囲気露点を備える還元雰囲気下に行うことができる。尚、前記亜時効処理とは、時効処理を時効硬度が最大値未満になる範囲にとどめ、後続の窒化処理の加熱を利用して前記時効硬度を最大値に達せしめる処理である。
【０００８】
前記金属リングでは、前記過酷な曲げ変形に耐えるために、前記窒化処理後に−１０００〜−１３００ＭＰａの圧縮残留応力を備えていることが必要とされる。前記圧縮残留応力を得るために、前記技術では、前記亜時効処理により、該金属リングの内部にヴィッカース硬度（Ｈｖ０．３）５４０〜５８０の時効硬度が発現することが望まれる（以下、金属リング内部に発現する時効硬度を「時効内部硬度」と略記する）。
【０００９】
しかしながら、前記真空状態下で行う場合、真空炉内には実質的にガスが無いので対流が生じず、熱伝導は輻射によるものだけとなる。この結果、炉内の温度分布のばらつきが大きく、前記金属リングは、炉内の位置によって前記亜時効処理後の時効硬度がばらつき、前記所望の範囲に収まらないことがある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前記事情に鑑み、亜時効処理を真空状態下で行うときに、所望の範囲の時効硬度を得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。
【００１１】
【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、本発明の金属リングの熱処理方法は、マルエージング鋼の鋼板の端部同士を溶接して形成されたドラムを溶体化後、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の長さに圧延して再溶体化し、周長補正した後、時効処理と窒化処理とを施す金属リングの熱処理方法において、該周長補正後の金属リングを１０−２Ｐａ以下の真空状態下に４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより亜時効処理する工程と、前記亜時効処理が施された金属リングを時効析出反応が停止する温度までガス冷却する工程と、前記ガス冷却が施された金属リングを少なくともアンモニアガスを含む雰囲気下、４６０〜５００℃の温度で窒化処理する工程とを含むことを特徴とする。
【００１２】
Ｐ＝｛Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３｝        ・・・（１）
（ただし、式中Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈｒ）である）
本発明の熱処理方法によれば、前記周長補正後の金属リングを１０−２Ｐａ以下の真空状態下に亜時効処理するので、Ｍｏ，Ａｌ，Ｔｉの酸化を避けることができる。そして、前記金属リングには、金属間化合物であるＦｅＭｏを主体として一部Ｎｉ３ＡｌＴｉが形成されて析出する時効析出反応が起きる。
【００１３】
このとき、本発明の熱処理方法では、前記亜時効処理を、４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより行う。この結果、前記真空状態下における真空炉内の温度分布にばらつきがあったとしても、前記亜時効処理後の前記金属リングの時効内部硬度をヴィッカース硬度（Ｈｖ０．３）５４０〜５８０の範囲とすることができる。
【００１４】
前記亜時効処理において、処理温度が４００℃未満では所望の時効硬度が得られず、４６０℃を超えると時効硬度が過大になり、さらに４８０℃を超えて５００℃に至ると硬度が低下して過時効となる。また、前記処理温度が４００〜４６０℃の範囲であっても、ラーソンミラーパラメータＰが１３．５未満では所望の時効硬度が得られず、ラーソンミラーパラメータＰが１５．５を超えると時効硬度が過大になり、過時効となる。
【００１５】
次に、本発明の熱処理方法では、前記亜時効処理が施された金属リングを時効析出反応が停止する温度までガス冷却することにより、析出したＦｅＭｏがＦｅ２Ｍｏに変化することを実質的に阻止する。そして、前記のように冷却された金属リングに対して、少なくともアンモニアガスを含む雰囲気下、４６０〜５００℃の温度で窒化処理を施す。
【００１６】
前記窒化処理によれば、Ａｌ，Ｔｉが既に固定されているので、生成した原子状窒素が前記金属リングの内層まで拡散することができ、十分な深さの窒化物層を形成することができる。また、前記窒化処理の加熱により、前記亜時効処理後に冷却されて、Ｆｅ２Ｍｏへの変化が停止されたＦｅＭｏの一部から、母結晶のＦｅＭｏに対して微細なＦｅ２ＭｏとＮｉ３Ｍｏ及びＮｉ３ＡｌＴｉとが前記母結晶の間隙に析出する。この結果、微細なＦｅ２ＭｏとＮｉ３Ｍｏ及びＮｉ３ＡｌＴｉとが前記母結晶のＦｅＭｏと共存することにより、前記金属リングに−１０００〜−１３００ＭＰａの圧縮残留応力を付与することができ、硬度と切欠靱性とを優れたものとすることができる。
【００１７】
前記窒化処理において、処理温度が４６０℃未満ではＦｅＭｏから微細なＦｅ２Ｍｏが析出せず、５００℃を超えると過時効になり、前記金属リングの機械的性質が不十分になる。
【００１８】
【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は窒化後の圧縮残留応力と時効内部硬度との関係を示すグラフ、図２は真空炉内の温度計の配置例を示す説明図、図３は図２示の真空炉により時効処理を行ったときのラーソン・ミラーパラメータＰと時効内部硬度との関係を示すグラフ、図４は金属リングの周長変化量と時効内部硬度との関係を示すグラフである。
【００１９】
本実施形態の熱処理方法の対象となる金属リングは、次のようにして製造される。まず、マルエージング鋼の薄板をベンディングしてループ化した後、端部同士を溶接して円筒状のドラムを形成する。前記マルエージング鋼は、Ｃが０．０３％以下、Ｓｉが０．１０％以下、Ｍｎが０．１０％以下、Ｐが０．０１％以下、Ｓが０．０１％以下の組成を備える低炭素鋼であり、さらに１８〜１９％のＮｉ、４．７〜５．２％のＭｏ、０．０５〜０．１５％のＡｌ、０．５０〜０．７０％のＴｉ、８．５〜９．５％のＣｏを含む。
【００２０】
次に、前記円筒状のドラムを真空炉中７７０〜８３０℃に２０〜１２０分間保持して第１の溶体化処理を施す。前記溶体化処理により、結晶を再配列し、前記ドラムの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ことができる。
【００２１】
次に、前記円筒状のドラムを所定の幅に裁断し、リング状体を形成する。前記リング状体は前記裁断により端部にエッジが立っているので、バレル研磨により面取りした後、圧下率４０〜５０％で冷間圧延し、金属リングを得る。
【００２２】
前記金属リングは、次いで前記ドラムの溶体化処理と同様の条件により第２の溶体化処理が施され、前記圧延により形成された圧延組織を再結晶させ、変形された金属結晶粒形状が復元された後、所定の周長に周長補正される。
【００２３】
本実施形態の方法では、前記のようにして周長補正された金属リングに対して、亜時効処理と窒化処理とからなる熱処理を施す。
【００２４】
前記熱処理は、前記金属リングに対して、まず亜時効処理を施す。前記亜時効処理は、前記金属リングを、１０−２Ｐａ以下の真空状態とされた真空炉中、４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより行われる。尚、式中Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（Ｈｒ）を示す。
【００２５】
Ｐ＝｛Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３｝      ・・・（１）
前記真空状態下での亜時効処理によれば、前記マルエージング鋼に含まれる時効発現元素であるＭｏ，Ａｌ，Ｔｉから金属間化合物であるＦｅＭｏ、Ｎｉ３ＡｌＴｉが形成され、前記金属リングに時効内部硬度が発現する。
【００２６】
前記亜時効処理が施された前記金属リングは、該亜時効処理後も前記時効処理温度以上の温度に保持されていると、該亜時効処理で形成されたＦｅＭｏがＦｅ２Ｍｏに変化する時効析出反応が起きる。そこで、次に前記金属リングを前記真空炉中で、前記時効析出反応が停止する温度、例えば２００℃以下まで冷却するガス冷却処理を施す。前記冷却処理により、前記ＦｅＭｏのＦｅ２Ｍｏへの変化を阻止することができる。
【００２７】
前記熱処理では、次に、前記冷却処理が施された前記金属リングに対して、窒化処理を施す。前記窒化処理は、前記金属リングを、少なくともアンモニアガスを含む雰囲気とされた加熱炉中で、４６０〜５００℃の範囲の窒化処理温度に所定時間保持することにより行われる。前記窒化処理は、少なくともアンモニアガスを含む雰囲気として、純アンモニア以外に窒素等の不活性ガスを含むアンモニアガス雰囲気を用いるガス窒化処理でもよく、アンモニアガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気を用いるガス軟窒化処理でもよい。
【００２８】
前記窒化処理温度によれば、前記アンモニアガスはＦｅを触媒として分解し、生成した原子状窒素が前記金属リングの内層まで拡散し、十分な深さの窒化物層が形成される。同時に、前記窒化処理温度で加熱することにより、ＦｅＭｏの一部が、Ｆｅ２Ｍｏ（高温相、Ｌａｖｅｓ相）へ移行し、微細なＦｅ２ＭｏとＮｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３ＡｌＴｉ及びＦｅＭｏとが共存析出する。前記Ｆｅ２ＭｏとＮｉ３Ｍｏ及びＮｉ３ＡｌＴｉとは、前記ＦｅＭｏと共存することにより、前記窒化処理後の金属リングに優れた硬度を発現させ、靱性が向上する。
【００２９】
次に、前記金属リングを前記真空炉中で４２０〜５００℃の温度に２時間保持して時効処理を行い、該真空炉中で２００℃以下までガス冷却した後、アンモニアガス雰囲気下、加熱炉中で４６０〜５００℃の温度に０．５〜２．０時間保持して窒化処理を行った。このときの窒化後の圧縮残留応力と時効内部硬度との関係を図１に示す。
【００３０】
図１から、前記真空炉中で４２０〜４６０℃の温度に２時間保持し、前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲で時効処理を行うことにより、ヴィッカース硬度（Ｈｖ０．３）５４０〜５８０の時効内部硬度が得られ、その後の窒化処理により、−１０００〜−１３００ＭＰａの圧縮残留応力が得られることが明らかである。一方、前記真空炉中で４８０〜５００℃の温度に２時間保持して時効処理を行うと、時効内部硬度がヴィッカース硬度（Ｈｖ０．３）６００を超え、ピーク硬度を過ぎて再び低下して、過時効となることが明らかである。
【００３１】
１０−２Ｐａ以下の真空状態とされた真空炉を用いて、本実施形態の熱処理方法を実施するときには、例えば、該真空炉内の所定の位置に温度計を配置して、該真空炉内の温度分布を測定することにより、前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となるように管理することができる。
【００３２】
前記のように管理するときには、例えば、図２に示すように、真空炉１の各頂点ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇ，ｈ、底面の中央部ｉ、炉内中央部ｊの１０個所に温度計を配置する。真空炉１は、１３００ｍｍ×１９００ｍｍ×１０００ｍｍの大きさで、カーボンからなる炉壁を備え、側面及び底部に出力５００ｋＷのヒータ（図示せず）を備えている。そして、各温度計により検知される温度が、４００〜４６０℃の範囲にあり、かつ前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となるようにして、前記金属リングの時効処理を行う。
【００３３】
前記時効処理の結果を図３に示す。図３から、前記ラーソン・ミラーパラメータＰと前記時効内部硬度とは相関関係があり、４００〜４６０℃の範囲の温度で、かつ前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１１〜１７の範囲となるようにして、前記金属リングの時効処理を行うことにより、ヴィッカース硬度（Ｈｖ０．３）５４０〜５８０の時効内部硬度が得られることが明らかである。
【００３４】
前記時効内部硬度は、図４に示すように、前記金属リングの周長変化量とも相関関係があり、前記時効内部硬度が大きくなるほど前記周長変化量が大きくなる傾向がある。そこで、本実施形態の熱処理方法によれば、前記のように真空炉内の所定の位置に温度計を配置して、その位置での前記ラーソン・ミラーパラメータＰを知ることにより、時効内部硬度の大小の傾向を知ることができ、さらに該時効内部硬度から前記周長変化量の大小の傾向を知ることができる。前記周長変化量の大小の傾向を知ることができれば、複数の前記金属リングを相互に積層する際の参考に供することができ、好都合である。
【図面の簡単な説明】
【図１】窒化後の圧縮残留応力と時効硬度との関係を示すグラフ。
【図２】真空炉内の温度計の配置例を示す説明図。
【図３】図２示の真空炉により時効処理を行ったときのラーソン・ミラーパラメータＰと時効硬度との関係を示すグラフ。
【図４】金属リングの周長変化量と時効硬度との関係を示すグラフ。
【符号の説明】
１…真空炉。
【図１】
2004307959.tif 000003
【図２】
2004307959.tif 000004
【図３】
2004307959.tif 000005
【図４】
2004307959.tif 000006
【手続補正書】
【提出日】平成15年4月23日(2003.4.23)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３３】
前記時効処理の結果を図３に示す。図３から、前記ラーソン・ミラーパラメータＰと前記時効内部硬度とは相関関係があり、４００〜４６０℃の範囲の温度で、かつ前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となるようにして、前記金属リングの時効処理を行うことにより、ヴィッカース硬度（Ｈｖ０．３）５４０〜５８０の時効内部硬度が得られることが明らかである。