JPH01142052A - 継目無金属ベルト及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は自動車の無段変速機等に使用される動力伝達用
継目無金属ベルト及びその製造方法に関する。

〔従来の技術〕

自動車の無段変速機等においては、動力を伝達するため
のベルトにイ憂れた材料強度が要求されるため、金属製
のベルトが使用され始めている。この場合、金属製のベ
ルトは弾性が小さいため、薄肉の継目無ベルトを必要な
トルクに応じ重ね合せて使用することが前提となる。し
たがって、このような継目無金属ベルトには、薄く加工
できること、材料強度および疲労強度が高いこと、耐摩
耗性の良好なことが要求される。

このような要求に対し、材料面では加工性、材料強度お
よび疲労強度の優れた１８％Ｎｉ系マルエージ鋼が従来
より使用されてきた。また製法面では、マルエージ鋼か
らなる円筒状の素材をスピニング加工等によってベルト
として必要な肉厚および周長まで薄肉化する加工法が採
用され、ベルトに加工された後は窒化処理にて疲労強度
を高めるのが通例となっている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかしながら、自動車の無段変速機等においてはベルト
に対し、トルクに対する耐力のみならず小型軽量化が強
く求められ、しかも長期間にわたって破損のないことな
ど、極めて厳しい要求が加えられる。

従来の方法で製造された継目無金属ベルトは、このよう
な要求を十分に満足させているとは言い難く、加工性、
材料強度および疲労強度、耐摩耗性の全ての点で更に高
い性能が求められているのが現状である。

本発明は斯かる現状に鑑み、加工性、材料強度および疲
労強度、耐摩耗性の全てについて従来レベルを上回る継
目無金属ベルト及びその製造方法を提供するものである
。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは、従来の方法で製造された継目無金属ベル
トを種々調査したところ、主にその組成と加工後の窒化
処理に問題があり、この問題を解決すれば加工性、材料
強度および疲労強度、耐摩耗性が更に向上することを知
見した。

○　加工性 本発明が対象とする継目無金属ベルトにおいては、前述
したように弾性確保のため薄く加工できることが必要で
ある。従来よりこの種のベルト素材として使用されてい
るマルエージ鋼は、ある程度の加工は可能であるが、肉
厚が０．２ｍｍ以下になると、介在物による加工中の割
れおよび表面欠陥（ふくれ、しわ）が発生しやすくなる
。ちなみに、自動車の無段変速機等に現在使用されてい
るベルトの厚みは薄い程曲げ応力が減少するため０．２
ｍｍ以下が好ましいとされている。

本発明者らの調査によると、０．２１１１厚以下に加工
したときの割れおよび表面欠陥を防止するにはＪＩＳＧ
Ｏ５５５に規定されるＢ系及びＣ系清浄度を０．０２％
以下に抑制することが有効で、そのためにＰ、Ｓ、Ｎ、
Ｏを十分に低く抑える必要のあることが判明した。特に
ＮはＴｉとともに硬質のＴｉＮを形成し、割れおよび表
面欠陥の発生を助長するので、ＮおよびＴｉの少なくと
も一方については厳しい抑制を必要とする。

○　材料強度および疲労強度 自動車の無段変速機等を用途とした場合、使用中の引張
強度に耐えるためにはＩ（ｖ５００以上の硬度が必要で
ある。しかし、Ｈｖ６５０を超えると疲労強度が低下す
る。マルエージ鋼においては、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ
が引張強度に寄与しているが、Ｔｉは前述したようにＴ
ｉＨの形成要因となる。Ｔｉを使用しない場合、引張強
度の低下が懸念されるが、必要な引張強度が硬度でＨ７
５００〜６００の範囲内であれば、′特にＴｉに依存し
なくても必要な引張強度を確保できることが、本発明者
らの実験から明らかとなった。Ｔｉの添加が不必要にな
れば、その分成分コストが節減できるのみならず、Ｎに
ついての厳しい制限が不要となり、成分コスト、製鋼コ
ストの両面から大巾なコスト低下を図ることが可能とな
る。

また、前述した介在物は、加工中の割れおよび表面欠陥
を招くばかりでなく、疲労破壊を発生させるので、Ｎ、
Ｐ、Ｓ、Ｏはこの両面から制限を必要とし、Ｃについて
も制限を加えることが必要となる。

そして介在物のうち、特に酸化物については０≦０．０
１５％とすることにより、Ｊ　Ｉ　ＳＧＯ５５５に規定
されるＢ十Ｃ系清浄度が急激に改善し、加工中の割れお
よび表面欠陥の防１トとともに疲労強度の向上が図られ
ることが判明した。

第１図は基本成分がＯ，ＱＯ５Ｃ−０，０ＩＳｉ　−０
，０１Ｍｎ−０，００５Ｐ−０，００１Ｓ　−１８Ｎ　
ｉ−８，５Ｃｏ−５，５Ｍｏ−０，０６Ａｊ＋−０，０
０２Ｎであるマルエージ鋼において、鋲１中Ｏ量を変化
さセたときのＢ十Ｃ系清浄度（ＪｌＳＧＯ５５５）の推
移を示したものである。同図から明らかなように、Ｂ　
−１−Ｃ系清浄度に対しては鋼中Ｏ量が支配的であり、
鈑Ｉ中０量が０．００１５％以下でＢ　十〇系清浄度が
改善される。

なお、疲労に対しては独立したＣ系介在物よりも点列状
に分布したＢ系介在物の方が悪影響が大きいが、Ｏを０
．００１５％以下に制限することにより、Ｂ系介在物が
著しく減少し、０．００１％以下ではこれが完全に消滅
し疲労強度を著しく向上させることも明らかとなった。

○　耐摩耗性 耐摩耗性の付与と、表面への圧縮残留応力の付与とによ
って疲労強度を向上させることは既に知られた技術であ
る。マルエージ鋼に対しても表面窒化処理でこの効果を
引き出すことの可能なことが知られている。しかし、本
発明が対象とする継目無金属ベルトのように大きい曲げ
歪みが加わる場合、従来の窒化処理（タフトライド処理
・・・塩浴窒化、イオン窒化、ガス軟窒化）はマルエー
ジ鋼に対し、かえって疲労寿命を低下させることが判明
した。これは、従来の窒化処理ではベルト表面に不可避
的な化合物層（脆化層）が形成されてしまうためである
。

本発明者らは、このことからベルトの疲労寿命、耐久性
を向上させるには、ベルト断面の硬度分布が重要と考え
、種々実験研究を行った結果、第２図に示すような硬度
分布を与えることが有効なことを知見した・ すなわち、表面硬度はＨ，７８０未満では十分な耐摩耗
性と圧縮残留応力が得られず、Ｈｖ８６０を超ずと脆化
層が形成され、曲げ歪みで早期破損をおこすので、Ｈｖ
７８０〜８６０を必要とする。ベルト厚さが０．２ｎ程
度であれば窒化層は２０〜４０μｍ（肉厚の１０〜２０
％）の厚みを必要とする。窒化層が２０μｍ未満では窒
化層が不足し、耐摩耗性と圧縮残留応力が不十分となり
、４０μｍを超える曲げ歪みで早期破損を生しる。

中心部硬度については、前述したとおりＨＶ５００〜６
００とする。

そして、窒化処理でこのような断面硬度分布を得ようと
した場合、従来のガス窒化ではＮの拡散が十分でなく、
ベルト表面のＮ　ｆｇ度が高くなることから、脆化層の
形成がさけられない。そこで本発明者らはイオン窒化に
着目し、イオン窒化で第２図の硬度分布を得る方法につ
いて研究した結果、イオン窒化における処理温度を４０
０〜５００℃と低くした上で、処理後にＨ２ガスのみの
雰囲気中でグロー放電を継続し、加熱を行うことにより
Ｎを拡散させるのが有効なことを知見した。

なお、１回のイオン窒化処理とこれに続く拡散処理との
組合せで窒化層の厚さが不足する場合は、この組合せを
繰り返せばよいことも明らかとなった。すなわち、厚い
窒化層を必要とする場合は複数回の窒化処理、拡散処理
を施せばよい。

本発明は、斯かる知見に基づきなされたもので、重量％
でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：
０．０５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０゜０１％
以下、Ｎｉ：１６〜１９％、Ｃｏ；８〜１５％、Ｍｏ：
３〜６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１５％以
下、Ｎ：０．００３％以下、Ｏ：０６００１５％以下を
含み残部実質的にＦｅよりなる継目無金属ベルト、及び
上記成分の継目無鋼管を金属ベルトに冷間で加工し、そ
の後８００〜８８０℃で０．５〜２ｈｒの固溶化処理を
行った後、必要により４２０〜５２０℃で１〜５ｈｒの
時効処理を行ない、しかる２＆Ｎｚ　　：　１〜６Ｔｏ
　ｒ　ｒ、　　Ｈｚ：１〜６Ｔｏｒｒを含む真空中での
４００〜ｂ続くＨ２Ｆ１〜６ＴＯｒｒを含む真空中での
４００〜ｂ を１回または複数回繰り返すことを特徴とする継目無金
属ベルトの製造方法を要旨とする。

〔作　　用〕

以下、本発明を成分組成、製法の順で詳述し、その作用
を明らかにする。

○　素材の成分組成 Ｃ：０．０１％を超えると炭化物を形成し、金属間化合
物の析出量が減少して疲労強度を低下させる。

このようなことから、Ｃは０．０１％以下とし、望まし
くは０．０．０５％以下である。

Ｓｉ、Ｍｎ：いずれもＳｉＯ□、ＭｎＯ，ＭｎＳなどの
介在物を形成し、疲労強度を低下させるので、０．０５
％以下に制限する。疲労強度上はＳｉ。

Ｍｎが少ないほどよい。

Ｐ、Ｓ：粒界脆化や介在物形成のために疲労強度を低下
させる。したがって０，０１％以下とする。

疲労強度はこれらが少ないほど有利となるので、少ない
ほど望ましい。

Ｎｉ：１６％未満では材料の強度、靭性が低下し、１９
％超えでは１００％マルテンサイトが得られず強度低下
を生じる。したがってＮｉは１６〜１９％とする。

Ｃｏ：８％未満では強度低下を生じ、１５％超では靭性
が低下するので、８〜１５％とする。

Ｍｏ：３％未満ではＨｖ≧５００相当の強度が得られず
、６％超では靭性低下が著しいので、３〜６％とする。

Ｔｊ：不純物で自然に混入してくる量ではＴｉＮＴｉＣ
を形成し、疲労強度を低下させるので、０゜０１％以下
に制限する。

へβ：脱酸に有効であるが、０．１５％超ではアルミナ
系酸化物が多くなり、耐久性を低下させるので、０．１
５％以下とする。

Ｎ：ＴｉＮを形成する元素であるが、Ｔｉをほとんど含
まないため極端に制限する必要はない。しかし０．００
３％を超えると、Ｔｉ以外の元素との間で窒化物を形成
し、靭性を低下させるので、０゜００３％以下に制限す
る。

０：酸化物系（Ｂ、Ｃ系）介在物を形成し、０．００１
５％以下と低くすることが重要であり、０．００１５％
を超えると、疲労強度が著しく低下する。

疲労強度とはＯが少ないほど有利となり、０．００１％
以下とすることによりＢ系（点列状）の介在物が皆無と
なり疲労強度を著しく向上させる。

○　製法 製法は基本的に造塊、加工、熱処理からなる。

■　造塊 介在物を低くするためにＶＯＤ等の真空脱ガス処理でも
よいが、なるべく真空誘導溶解を行うのがよい。溶解後
、高真空アークによる再溶解を行うのも有効である。

■　加工 造塊により得られた鋼塊を熱間鍛造あるいは熱間押出に
より厚肉の継目無管とし、これを直接あるいは固溶化処
理の後、冷間加工にて金属ベルト用素管に成形する。

冷間加工としてはスピニング加工、ベルト圧延の２つが
良く知られており、通常はこれらを単独あるいは組合せ
て実施する。スピニング加工では素管の内径は変化せず
、肉厚のみを減少させ、加工後ベルトとして必要な幅に
切断する。ベルト圧延では予め素管をベルト状に切断し
たものを用い、肉厚減少と直径増加とを同時に生じさせ
る。

冷間加工の形態、加工度等は最終製品の肉厚、直径、寸
法精度等により適宜選択される。

■　熱処理 （Ａ）固溶化処理 この処理は冷間加工後に施すもので、冷間加工による加
工硬化を除去し、細粒のマルテンサイト組織を得るため
に実施する。

８００℃未満、０．５ｈｒ未満ではいずれの場合も未固
溶の金属間化合物が残り、強度と靭性が低下する。逆に
８８０℃超、２ｈｒ超ではいずれの場合も結晶粒の粗大
化が生じ、強度、靭性を低下させ、ベルトの変形も大き
くなる。したがって、固溶化処理は８００〜８８０℃で
０．５〜２ｈｒの処理とする。

なお、この処理は、冷間加工による肉厚減少率が８０％
以下なら省略することができる。この処理を省略した場
合、窒化処理条件が若干変化するが、その場合にあって
も本発明範囲内の条件で処理が可能である。

（Ｂ）時効処理 ４２０℃未満、Ｉｈｒ未満ではいずれの場合も十分な析
出強化（ＨＶ≧５００）を得ることができない。逆に５
２０℃超、１０ｈｒ超ではいずれの場合も過時効となり
、強度がかえって低下する。

したがって時効処理は４２０〜５２０°Ｃで１〜１０時
間の処理とする。

なお、後で行う窒化処理が、この時効処理を満足する条
件で実施されるならば、この時効処理を省略することが
できる。

（Ｃ）窒化処理 第２図に示すような断面硬度分布は通常のガス窒化では
得られず、単純なイオン窒化でも得られない。このよう
な断面硬度分布を得るには、脆化層の形成を抑えるため
に比較的低温でイオン窒化処理を行った後、更に拡散処
理を行うことが必要となる。１回のこの組合せ処理で必
要な窒化層深さが得られないときは、複数回繰り返すが
、通常は３回で十分となる。

イオン窒化処理はＮ２　　：　１〜６Ｔｏ　ｒ　ｒ、Ｈ
。

；１〜６　Ｔ　ｏ　ｒ　ｒを含む真空中で行う。Ｎ２は
窒化に必要で、ＩＴｏ　ｒ　ｒ未満では十分な窒化層が
形成されず、６’Ｔｏｒｒ超では脆化層の形成がさけら
れない。Ｎ２はグロー放電の安定のために必要で、ＩＴ
ｏ　ｒ　ｒ未満では安定したグロー放電が得られず、６
　Ｔ　ｏ　ｒ　ｒ超では特性が平衡する。なおＮ　ｚ　
／　Ｈｚ比は基本的には１／１であ纂が、脆化層の形成
防止には１／４が好ましい。

イオン窒化処理における処理温度および処理時間は４０
０〜ｂ ０℃未満、５分未満ではいずれの場合も窒化が不十分で
、十分な窒化層厚さが得られない。逆に５００℃超、２
０分趙ではいずれの場合も表面硬度Ｈｖが８６０を超え
、脆化層が形成される。

イオン窒化処理に続く拡散処理はＮ２　：１〜６Ｔｏｒ
ｒを含む真空中で行い、通常はイオン窒化処理を行った
装置でＮ２の供給を止め、Ｎ２のみを供給してグロー放
電を継続することにより行う。

Ｎ２はグロー放電を安定させるためで、１Ｔｏｒｒ未満
ではグロー放電が不安定となり、５Ｔｏ　ｒｒ超では特
性が平衡する。

拡散処理における処理温度および処理時間は４００〜ｂ 満、５分未満ではいずれの場合も拡散か不足し、最終的
に表面硬度Ｈｖが８６０を超えるか窒化層厚さが不足分
となる。逆に５００℃超、２０分超ではいずれの場合も
表面硬度Ｈｖが７８０未満となるか、窒化厚さが過大と
なって曲げ歪みで破壊を生じる。

〔実施例〕

次に実施例を説明する。

第１表にＡ〜Ｈで示す本発明範囲内の鋼、およびＩ〜Ｎ
で示す本発明範囲外の鋼を真空誘導溶解と高真空アーク
再溶解とにより各５００　ｋｇ造塊した。その後、得ら
れた各鋼塊を熱間押出にて厚肉の継目無鋼管とし、しか
る後、スピニング加工で肉厚０．１８〜０．５１璽、内
径１００〜２５０ｍのベルト用薄肉素管とした。肉厚が
０．１８ｍｍに達しないものは更にベルト圧延により肉
厚を０．１８１ｍまで減少させた。

そして、得られた各素管より幅１０ｍｎのベルトを切り
出し、これに第２表に示す条件で固溶処理を行い、必要
に応じ時効処理を行った後、窒化処理としてイオン窒化
と拡散との組合せを１〜３回行った。一部のベルトにつ
いては比較のためＮＨ３ガス＋５０％ＲＸガスで通常の
ガス窒化処理を行った。

処理後のベルトについて表面割れの有無、断面硬度分布
、疲労強度を調査した。その結果を第２表右欄に示す。

表面割れは脆化層の有無および加工性の指標となるもの
で、Ｄ＝１５ｔ（１）：曲げ棒直径、ｔ：ベルト肉厚）
の丸棒にベルトを巻きつけ、１８０℃曲げた際の表面割
れの有無で判定し、割れが生じたものについては疲労試
験を省略した。

硬度分布については表面硬度、窒化層深さ、中心部硬度
を測定し、耐久性を確保する上で必要な条件は第２図に
示されるように表面硬度がＨｖ７８０〜８６０、窒化層
深さが２０〜４０μｍ、中心部硬度がＨＶ５００〜６５
０である。

疲労強度はベルトをプーリーに収め、これを回転させて
一定の曲げ応力（片振、２〜５０ｋｇｆ／ｍ”）下で繰
り返し曲げを行い、その限界回数Ｎで評価し、Ｎ≧１０
７を合格とした。

第２表および第３表において、慮１〜１１は成分組成が
本発明範囲内の鋼Ａ〜■１をベルトに加工後、本発明範
囲内の条件で熱処理した本発明例である。

いずれにおいても表面割れは生じず、脆化層は形成され
ていない。ベルト断面の硬度分布についても、表面硬度
はＨｖ７８０〜８６０、窒化層深さは２０〜４０８ｍ１
中心部硬度はＨｖ５００〜６５０の各範囲内にあり、第
２図に示す目標硬度分布を満足している。疲労強度はい
ずれも合格ラインであるＮ＝ＩＸ１０７を超えている。

Ｎｏ、１２〜Ｉ９は成分組成が本発明範囲内の綱Ａ。

Ｅをベルトに加工後、本発明範囲外の条件で熱処理した
比較例である。

階１２においては固溶化処理での処理温度が高すぎ、か
つ窒化処理での処理温度が高すぎるため、表面硬度が過
大で表面割れを生じ、疲労強度も十分でない。１１ｈ１
３においては窒化処理温度や時間が不足するため、表面
硬度、窒化層深さおよび中心部硬度が不足し、疲労強度
も十分でない。Ｎ１１Ｌ１４においては窒化処理時間、
温度が過剰なため、脆化層を生じている。隘１５におい
てはイオン窒化でＮ２が過剰なため脆化を生じ、隘１６
においてはイオン窒化でＮ２が不足しているため窒化が
進行していない。階１７においては時効処理温度が低す
ぎるために中心部硬度が十分でなく疲労強度も不足して
いる。陽１８においては時効処理温度、時間が過剰なた
め中心部硬度が低すぎ、また表面硬度が高すぎるために
表面割れを生じている。

階１９においては固溶化処理温度が低すぎるため、強度
と靭性の低下を生じ、表面割れおよび中心部硬度不足が
住じている。

！１ｈ２０〜２５は成分組成が本発明範囲外の綱Ｉ〜Ｎ
をベルトに加工後、本発明範囲内の条件で熱処理した別
の比較例である。

陽２０（鋼Ｉ使用）においてはＮｉが不足し、Ａｌが過
多のため、表面割れを生じ疲労強度が低下している。階
２１　（鋼Ｊ使用）においてはＳおよびＮｉが過多、ｃ
ｏが不足のため中心部硬度が不足し疲労強度も十分でな
い。隘２２　（鋼に使用）においてはＣおよびＣｏが過
多のため、硬化が進み、表面割れを生し疲労強度も十分
でない。

１ｈ２３（１ｉ１１Ｌ使用）においては３ｉおよびＯが
過多、Ｍｏが不足のため、中心部硬度が十分でなく疲労
強度も不足している。隘２４　（鋼Ｍ使用）においては
Ｐ、ＭｏおよびＴｉが過多のため、中心部の硬化が進ん
でいる。隘２５　（鋼Ｎ使用）においてはＭｎおよびＮ
が過多のため、疲労強度が不足している。

１ｉ、２６は成分組成が本発明範囲外の汎用のマルエー
ジ鋼Ｎをベルトに加工後、窒化処理とし、て通常のガス
窒化処理（ＮＨ，ガス＋５註 使用、温度５２０°Ｃ１時間２００分）を実施した従来
例である。

本発明例（ｌｔ．］〜１１）と比べると、表面割れを生
じており、硬度分布も目標から大きく外れ、疲労強度も
著しく低い。したがって、加工性は低く、材料強度、疲
労強度、耐摩耗性も著しく劣る。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように、本発明は継目無金属ベ
ルトに高度の加工性、材料強度、疲労強度および耐摩耗
性を付与するものであり、これらの特性について厳しい
性能が要求される例えば自動車の無段変速機用ベルトの
製造に適用して、この種の変速機の耐久性向上、小型軽
量化等に多大の効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中０量とＢ十Ｃ系清浄度との関係を示すグラ
フ、第２図は耐久性確保に必要なベルト断面硬度分布を
示すグラフである。 第　１　　図 鋼中０量　（ａｔ　ｔ　Ｚ　） 第　　２　　図 表面からの距離　（μｍ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．０１％以下、Ｓ：０．０５％以
   下、Ｍｎ：０．０５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：
   ０．０１％以下、Ｎｉ：１６〜１９％、Ｃｏ：８〜１５
   ％、Ｍｏ：３〜６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ａｌ：０
   ．１５％以下、Ｎ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１
   ５％以下を含み残部が実質的にＦｅよりなる継目無金属
   ベルト。
2. （２）重量％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０５％
   以下、Ｍｎ：０．０５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ
   ：０．０１％以下、Ｎｉ：１６〜１９％、Ｃｏ：８〜１
   ５％、Ｍｏ：３〜６％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ａｌ：
   ０．１５％以下、Ｎ：０．００３％以下、０：０．００
   １５％以下を含み残部実質的にＦｅよりなる継目無鋼管
   を金属ベルトに冷間で加工し、その後８００〜８８０℃
   で０．５〜２ｈｒの固溶化処理を行った後、必要により
   ４２０〜５２０℃で１〜６ｈｒの時効処理行い、しかる
   後Ｎ＿２：１〜６Ｔｏｒｒ、Ｈ＿２：１〜６Ｔｏｒｒを
   含む真空中での４００〜５００℃×５〜２０分のインオ
   窒化処理と、これに続くＨ＿２：１〜６Ｔｏｒｒを含む
   真空中での４００〜５００℃×５〜２０分の拡散処理と
   の組合せを１回または複数回繰り返すことを特徴とする
   継目無金属ベルトの製造方法。