JP2004043962A - マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって製造されたベルト式無段変速機用のベルト - Google Patents
マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって製造されたベルト式無段変速機用のベルト Download PDFInfo
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Abstract
【課題】マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とを向上し得る、マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルトを提供する。
【解決手段】時効処理および窒化処理を経てマルエージング鋼の表面を硬化するマルエージング鋼の表面硬化処理方法において、まず、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成する。その後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成する。
【選択図】 図１
【解決手段】時効処理および窒化処理を経てマルエージング鋼の表面を硬化するマルエージング鋼の表面硬化処理方法において、まず、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成する。その後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成する。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって製造されたベルト式無段変速機用のベルトに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保全の立場から、自動車の分野においては、低燃費や低公害などの要請が高まっている。かかる要請に応えるべく、トランスミッションに関しては、動力の伝達ロスを低減するために、金属ベルトを用いて動力を伝達するベルト式無段変速機の採用が増えている。金属ベルトは、その用途から、高い疲労強度、耐摩耗性および引張り強度が要求されため、高引張り強度、高靭性を兼ね備える超強力鋼として知られるマルエージング鋼から形成されている。金属ベルトの場合にはさらに高い疲労強度と耐摩耗性とを満たすことが望まれるため、マルエージング鋼には、表面硬化処理として、時効処理および窒化処理が施されている（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。
【０００３】
【特許文献１】
特開２００１−４９３４７号公報
【特許文献２】
特開２０００−８７２１４号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
窒化され難い１８Ｎｉ系マルエージング鋼を適正に窒化するために、時効処理や窒化処理は、４８０〜５２０℃の比較的高い温度で施されている（特許文献１参照）。しかしながら、前記温度域の上限温度近傍では、溶体化によって形成されたマルテンサイトの一部がオーステナイトに逆変態する場合がある。この逆変態オーステナイトは、引張り強度や疲労強度の低下に必ずつながるとは言えないが、多量に形成されると強度の低下を招くことが懸念される。
【０００５】
窒化温度を下げるために、窒化処理の前に、マルエージング鋼の表面を活性化する処理が施されている。例えば、フッ素を含む反応ガス雰囲気中にマルエージング鋼を加熱保持し、マルエージング鋼の表面にフッ化物膜を生成し、鋼表面の酸化皮膜を還元している（特許文献２参照）。このような活性化処理によれば、窒化温度を下げることはできるものの、窒化表層に白色の化合物層つまり白色層が生成されやすくなる。白色層は脆弱であるので、窒化表層が破壊・剥離したり、疲労強度が低下したりする一要因となる虞がある。また、窒化処理の前処理として化学的処理を行う場合には、使用済みの廃液や廃ガスを安全に後処理するための設備をさらに必要とし、フッ素ガスなどによる炉材の損傷も進みやすいことから、コストの増加が避けられないという問題もある。
【０００６】
前記特許文献１には、時効硬度が最大値未満になる範囲つまり亜時効で時効処理を行い、その後の窒化処理により時効硬度を最大値に到達せしめる手法が開示されている。この手法は、窒化層の硬さを向上する点では有効であるが、時効処理をどの程度まで進めるか、つまり亜時効のレベルによっては、窒化処理の際にチタン、ニッケル、アルミニウムの窒化物が多量に分散析出して、引張り強度の低下を招くという問題がある。
【０００７】
本件発明者らは、上記従来技術に伴なう課題を解決し、ベルト式無段変速機用のベルトに用いて好適な、表面硬化処理が施されたマルエージング鋼を提供するために鋭意研究した結果、本発明に係るマルエージング鋼の表面硬化処理方法を完成するに至った。また、ベルト式無段変速機用のベルトに用いる材料は、窒化表層に白色層が発生しておらず、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を備えていれば、製品として十分な機能を発揮することが判明した。
【０００８】
そこで、本発明の目的は、マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とを向上し得る、マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルトを提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するための本発明は、下記の手段により達成される。
【００１０】
（１）時効処理および窒化処理を経てマルエージング鋼の表面を硬化するマルエージング鋼の表面硬化処理方法において、
窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して酸化物層を生成し、
その後、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成することを特徴とするマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
【００１１】
（２）前記酸化物層は、主としてＦｅ３Ｏ４の層であることを特徴とする上記（１）に記載のマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
【００１２】
（３）前記時効処理は、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱することを特徴とする上記（１）に記載のマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
【００１３】
（４）上記（１）に記載の方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルト。
【００１４】
（５）上記（３）に記載の方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルト。
【００１５】
（６）表面に脆弱な白色の化合物層を形成させないで、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を有してなる上記（４）または（５）に記載のベルト式無段変速機用のベルト。
【００１６】
【発明の効果】
請求項１、２に記載の本発明によれば、マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とを向上できる。また、窒化処理の前処理として化学的処理を行わないため、使用済みの廃液や廃ガスを安全に後処理するための設備を必要とせず、炉材の損傷も進み難い。したがって、窒化処理の前処理として化学的処理を行う場合に比較して、処理コストの低減を図ることができる。
【００１７】
請求項３に記載の本発明によれば、時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定することにより、時効処理における亜時効レベルを、その後の窒化処理により時効硬度を最大値に確実に到達せしめるレベルに設定でき、窒化処理後の引張り強度の低下を招くことがない。
【００１８】
請求項４〜請求項６に記載の本発明によれば、用途上から高い疲労強度、耐摩耗性および引張り強度が要求されるベルト式無段変速機用のベルトを提供できる。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を図面を参照しつつ説明する。
【００２０】
（第１の実施形態）
１８Ｎｉ系マルエージング鋼の表面は、時効処理および窒化処理を経て硬化される。特に、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して酸化物層を生成してある。そして、その後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成している。
【００２１】
酸化処理して生成される酸化物層は、主としてＦｅ３Ｏ４の層である。生成された酸化物層が窒化を促進するのは、マルエージング鋼の表面皮膜の組成が変化してアンモニアガスが解離されやすくなり、さらに解離によって生じる窒素が皮膜中を拡散しやすくなるためであると考察される。その一方、酸化物層が厚すぎると、窒化処理後にも酸化物が多く残り、窒化処理後の引張り強度が低下する。
【００２２】
酸化処理は、一般的な大気雰囲気炉にて行うことができる。酸化処理は窒化処理の前に完了している限りにおいて、時効処理に連続的に行ってもよいが、窒化炉の前に酸化炉を配置して行うのが量産性の点で優れている。
【００２３】
窒化処理は、装入側にフレームカーテンを用いた炉では、装入の際に、すすが付着して、窒化ムラの原因となる。そこで、窒化処理は、フレームレスの窒化炉にて行うことが好ましい。また、窒化処理は、アンモニアガスを用いたガス窒化またはガス軟窒化である。窒化雰囲気としては、純アンモニアガス、アンモニアガス＋窒素ガス、アンモニアガス＋ＲＸガスなどが使用される。
【００２４】
（実施例）
１８Ｎｉ系マルエージング鋼の試料片を溶体化処理した後、真空炉で４８０℃にて２時間の時効処理を行った。時効処理後に、大気雰囲気炉で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で保持して酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成した。
【００２５】
酸化処理を終えた試料片を、４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度に加熱したピット炉にて、窒化処理を実施した。窒化処理は、窒化雰囲気として、アンモニアガス１００％で行った。窒化処理時間を３５分〜８０分とし、窒化後、窒素ガス雰囲気中で冷却を行った。
【００２６】
（比較例）
酸化条件（酸化処理温度および酸化処理時間）および窒化条件（窒化処理温度および窒化処理時間）を変え、その他の工程は実施例と同一条件にして、試料片を窒化処理した。
【００２７】
（検討）
実施例および比較例における酸化条件および材質調査結果の一例が下記の表１に示される。窒化処理の条件が、窒化処理温度４５０℃、窒化処理時間４０分である場合を示している。材質の調査は、ビッカース硬さ試験による窒化後の表面硬さと、引張り強度とについて行った。
【００２８】
【表１】
【００２９】
図１は、酸化処理温度と窒化後の表面硬さとの関係を示す図、図２は、酸化処理温度と窒化後の引張り強度との関係を示す図、図３は、酸化処理温度が４３０℃の場合における、酸化処理時間と窒化後の引張り強度との関係を示す図である。また、図４（Ａ）（Ｂ）は、窒化処理後の表面のＸ線回折結果を示す図であり、同図（Ａ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１５分で酸化処理を行った試料片についての結果であり、同図（Ｂ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分で酸化処理を行った試料片についての結果である。
【００３０】
図１を参照して、酸化処理温度が３３０℃以上であれば、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を窒化処理を促進し得る厚さで生成することができ、窒化処理後に８００Ｈｖ以上の表面硬さを得ることができた。
【００３１】
一方、酸化処理温度が３３０℃未満の温度域では、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を窒化処理の促進に貢献し得る十分な厚さにまで生成できず、窒化処理後の表面硬さが８００Ｈｖ未満となった。
【００３２】
図２を参照して、酸化処理温度が４５０℃より高い温度域では、窒化処理後の引張り強度が低下した。これは、生成された酸化物層が厚すぎて、窒化処理後にもＦｅ３Ｏ４が多く残るためであると考えられる。
【００３３】
図３を参照して、酸化処理温度が４３０℃であっても、酸化処理時間が１０分を超えるにつれて、窒化処理後の引張り強度が低下する傾向にある。これは、上記の理由と同様に、生成された酸化物層の厚さが厚くなるのに伴ない、窒化処理後に残るＦｅ３Ｏ４が多くなる傾向にあるためであると考えられる。
【００３４】
図４（Ａ）に示されるＸ線回折の結果から、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１５分で酸化処理を行った場合には、窒化処理後にも、Ｆｅ３Ｏ４が残っていることが確認された。図４（Ｂ）に示されるＸ線回折の結果から、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分で酸化処理を行った場合には、Ｆｅ４Ｎの高いピークが見られ、窒化反応が進行していることが確認できた。
【００３５】
実施例および比較例における窒化条件および材質調査結果の一例が下記の表２に示される。酸化処理の条件が、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１０分である場合を示している。材質の調査は、試料断面の組織観察によって、白色層の発生の有無と、窒化深さの計測とを行った。さらに、ビッカース硬さ試験による窒化後の表面硬さを測定した。
【００３６】
【表２】
【００３７】
表２を参照して、窒化処理温度が４３０℃〜４８０℃であれば、窒化表層に白色層が発生せず、かつ、窒化処理後に８００Ｈｖを超える９００Ｈｖ以上の表面硬さを得ることができた。
【００３８】
一方、酸化処理による表面活性化を窒化処理前に行った場合（酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１０分）において、窒化処理温度が４３０℃未満の温度域、例えば、窒化処理温度が４２０℃の場合には、２８μｍの窒化深さを得るために、１１０分の窒化処理時間が必要であった。窒化処理時間が長くなると、高い窒化ポテンシャルの下にマルエージング鋼が比較的長時間晒されることから、窒化表層に白色層が発生した。
【００３９】
また、酸化処理による表面活性化を窒化処理前に行った場合（酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１０分）において、窒化処理温度が４８０℃より高い温度域では、酸化処理による表面活性化を窒化処理前に行わなくても、窒化処理を施すことは可能である。しかしながら、窒化ポテンシャルが高くなるのに伴ない、窒化表層に白色層が発生しやすくなり、窒化処理温度５００℃、窒化処理時間３０分の窒化処理を行ったところ、窒化表層に白色層が発生した。
【００４０】
このような白色層の発生は、窒化表層が破壊・剥離したり、疲労強度が著しく低下したりする一要因となるので、必ず回避しなければならない現象である。
【００４１】
以上の考察により、窒化表層に白色層が発生せず、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を満たすマルエージング鋼の表面硬化処理のためには、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成し、その後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成することが適当であることが明らかになった。このようにして表面硬化処理されたマルエージング鋼は高い疲労強度と耐摩耗性とを備えており、ベルト式無段変速機用のベルトに用いて好適である。
【００４２】
また、窒化処理の前処理として化学的処理を行わないため、使用済みの廃液や廃ガスを安全に後処理するための設備を必要とせず、炉材の損傷も進み難い。したがって、窒化処理の前処理として化学的処理を行う場合に比較して、処理コストの低減を図ることができる。
【００４３】
（第２の実施形態）
第２の実施形態は、時効処理を改変した点で、第１の実施形態と相違する。時効処理後に行う酸化処理および酸化処理後に行う窒化処理は、第１の実施形態と同じであるので説明は省略する。
【００４４】
第２の実施形態における時効処理は、時効硬度が最大値未満になる範囲つまり亜時効レベルで行っており、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱している。時効処理は、真空炉を用い０．２Ｔｏｒｒ以下の減圧下で行うのが好ましい。
【００４５】
上記のように時効処理時間を設定することにより、時効処理における亜時効レベルを、その後の窒化処理により時効硬度を最大値に確実に到達せしめるレベルに設定でき、窒化処理後の引張り強度の低下を招くことがない。
【００４６】
なお、上記の時効パラメータは、材料による定数を２０としたラーソン・ミラーパラメータを用いたものである。
【００４７】
（実施例）
１８Ｎｉ系マルエージング鋼の試料片を溶体化処理した後、亜時効レベルの時効処理を行った。時効処理は、真空炉を用い０．２Ｔｏｒｒ以下の減圧下で窒素ガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱した。
【００４８】
時効処理後に、大気雰囲気炉で４３０℃の酸化処理温度で、かつ、５分の酸化処理時間で保持して酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成した。
【００４９】
酸化処理を終えた試料片を、４５０℃の窒化処理温度に加熱したピット炉にて、窒化処理を実施した。窒化処理は、窒化雰囲気として、アンモニアガス１００％で行った。窒化処理時間を４０分とし、窒化後、窒素ガス雰囲気中で冷却を行った。
【００５０】
（比較例）
時効条件（時効処理温度、時効処理時間および時効パラメータ）を変え、その他の工程は実施例と同一条件にして、試料片を酸化処理および窒化処理した。
【００５１】
（検討）
実施例および比較例における時効条件および材質調査結果の一例が下記の表３に示される。材質の調査は、ビッカース硬さ試験による窒化後の表面硬さと、引張り強度とについて行った。
【００５２】
【表３】
【００５３】
図５は、時効パラメータと窒化後の表面硬さとの関係を示す図、図６は、時効パラメータと窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【００５４】
図５および図６を参照して、時効パラメータＰが１５．１より小さくなると、窒化処理の際にチタン系やニッケル系の窒化物が多量に分散析出し、窒化処理後の表面硬さは９５０Ｈｖ以上と高くなるが、引張り強度の低下をまねく。
【００５５】
一方、時効パラメータＰが１５．３より高くなると、窒化処理後の引張り強度は十分なものの、チタン系やニッケル系の窒化物がほとんど分散析出しないため、窒化処理後の表面硬さは８００Ｈｖを超えてはいるものの、その低下率がきわめて急峻であり、窒化処理後の表面硬さが不安定になることが懸念される。このため、８００Ｈｖ以上の表面硬さを安定して得るためには、時効パラメータＰを１５．３以下とすることが有効である。
【００５６】
時効処理温度に関しては、時効処理温度が４５０℃よりも低い温度域では、時効パラメータを１５．１〜１５．３となる範囲にするためには、８時間を超える時効処理時間を設定しなければならず、生産性が阻害される。
【００５７】
一方、時効処理温度が４９０℃よりも高い温度域では、組織観察の結果、逆変態オーステナイトの析出が認められた。この逆変態オーステナイトは、引張り強度や疲労強度の低下に必ずつながるとは言えないが、多量に形成されると強度の低下を招くことが懸念されるため、回避することが好ましい。１８Ｎｉ系マルエージング鋼において、逆変態オーステナイトを析出させないためには、４９０℃以下とすることが有効である。
【００５８】
時効処理温度４５０℃〜４９０℃の温度域で生成する酸化物は、深くかつ高濃度となるため、窒化処理後にも残留し、引張り強度の低下の一因となると考えられる。そこで、時効処理時の雰囲気を窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気とすることにより、時効処理時の酸化物の生成を防ぐことができる。真空炉を用い０．２Ｔｏｒｒ以下の減圧下で時効処理を行えば、時効処理時の酸化物の生成を一層防止できる。
【００５９】
以上の考察により、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を満たすマルエージング鋼の表面硬化処理のためには、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱することが適当であることが明らかになった。その後、酸化処理および窒化処理を経て表面硬化処理されたマルエージング鋼は高い疲労強度と耐摩耗性とを備えており、ベルト式無段変速機用のベルトに用いて好適である。
【００６０】
（ベルト式無段変速機用のベルトの製造）
次に、ベルト式無段変速機用のベルトの製造工程について説明する。図７は、ベルト式無段変速機用のベルトの製造工程の一実施形態を示す図である。
【００６１】
まず、１８Ｎｉ系マルエージング鋼の板をロール成形し、端部を溶接して円筒状のパイプを形成する。
【００６２】
次に、このパイプを真空炉にて８００〜８３０℃で１５〜３０分間保持して第一溶体化処理を行う。第一溶体化処理は、溶接時に析出した炭化物やぜい化相の溶体化のため実施する。
【００６３】
次に、前記パイプを所定の幅に裁断し、リングを形成する。このリングには裁断によりエッジが発生しているため、バレル研磨にて面取りを行う。
【００６４】
次に、所定の長さにするため、ロール圧延を行う。
【００６５】
圧延後、リングを、第二溶体化処理として、水素ガスからなる還元性雰囲気にて８１０〜８６０℃の温度に昇温後、この温度で保持することなく、水素ガス冷却を行う。第二溶体化処理は、圧延された組織を微細化するため行う。
【００６６】
次に、ストレッチを行い、所定の長さになるように周長を微調整する。
【００６７】
窒化処理の際に表面の清浄度が低いと窒化ムラの原因となるため、時効処理前に超音波洗浄を行う。
【００６８】
時効処理は、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱する。一例として、時効処理温度４８０℃、時効処理時間２時間、時効パラメータが１５．３の条件にて時効処理を実施した。
【００６９】
時効処理後に、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を表面に生成する。一例として、大気雰囲気炉にて、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分の条件にて酸化処理を実施した。
【００７０】
酸化処理後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理し、白色層が表層に発生しない窒化層を形成する。一例として、窒化炉にて、アンモニアガス１００％の雰囲気中で窒化処理温度４５０℃、窒化処理時間４０分の条件にて窒化処理を実施した。
【００７１】
上記の工程を経て製造されたベルト式無段変速機用のベルトは、窒化表層に白色層が発生せず、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を備えている。
【００７２】
本実施形態によれば、引張り強度が高い１８Ｎｉ系マルエージング鋼に対する熱処理工法を改善することにより、１８Ｎｉ系マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とをさらに高めることができ、用途上から高い疲労強度、耐摩耗性および引張り強度が要求されるベルト式無段変速機用のベルトに用いて極めて好適なものとなる。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化処理温度と窒化後の表面硬さとの関係を示す図である。
【図２】酸化処理温度と窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【図３】酸化処理温度が４３０℃の場合における、酸化処理時間と窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【図４】図４（Ａ）（Ｂ）は、窒化処理後の表面のＸ線回折結果を示す図であり、同図（Ａ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１５分で酸化処理を行った試料片についての結果であり、同図（Ｂ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分で酸化処理を行った試料片についての結果である。
【図５】時効パラメータと窒化後の表面硬さとの関係を示す図である。
【図６】時効パラメータと窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【図７】ベルト式無段変速機用のベルトの製造工程の一実施形態を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって製造されたベルト式無段変速機用のベルトに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保全の立場から、自動車の分野においては、低燃費や低公害などの要請が高まっている。かかる要請に応えるべく、トランスミッションに関しては、動力の伝達ロスを低減するために、金属ベルトを用いて動力を伝達するベルト式無段変速機の採用が増えている。金属ベルトは、その用途から、高い疲労強度、耐摩耗性および引張り強度が要求されため、高引張り強度、高靭性を兼ね備える超強力鋼として知られるマルエージング鋼から形成されている。金属ベルトの場合にはさらに高い疲労強度と耐摩耗性とを満たすことが望まれるため、マルエージング鋼には、表面硬化処理として、時効処理および窒化処理が施されている（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。
【０００３】
【特許文献１】
特開２００１−４９３４７号公報
【特許文献２】
特開２０００−８７２１４号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
窒化され難い１８Ｎｉ系マルエージング鋼を適正に窒化するために、時効処理や窒化処理は、４８０〜５２０℃の比較的高い温度で施されている（特許文献１参照）。しかしながら、前記温度域の上限温度近傍では、溶体化によって形成されたマルテンサイトの一部がオーステナイトに逆変態する場合がある。この逆変態オーステナイトは、引張り強度や疲労強度の低下に必ずつながるとは言えないが、多量に形成されると強度の低下を招くことが懸念される。
【０００５】
窒化温度を下げるために、窒化処理の前に、マルエージング鋼の表面を活性化する処理が施されている。例えば、フッ素を含む反応ガス雰囲気中にマルエージング鋼を加熱保持し、マルエージング鋼の表面にフッ化物膜を生成し、鋼表面の酸化皮膜を還元している（特許文献２参照）。このような活性化処理によれば、窒化温度を下げることはできるものの、窒化表層に白色の化合物層つまり白色層が生成されやすくなる。白色層は脆弱であるので、窒化表層が破壊・剥離したり、疲労強度が低下したりする一要因となる虞がある。また、窒化処理の前処理として化学的処理を行う場合には、使用済みの廃液や廃ガスを安全に後処理するための設備をさらに必要とし、フッ素ガスなどによる炉材の損傷も進みやすいことから、コストの増加が避けられないという問題もある。
【０００６】
前記特許文献１には、時効硬度が最大値未満になる範囲つまり亜時効で時効処理を行い、その後の窒化処理により時効硬度を最大値に到達せしめる手法が開示されている。この手法は、窒化層の硬さを向上する点では有効であるが、時効処理をどの程度まで進めるか、つまり亜時効のレベルによっては、窒化処理の際にチタン、ニッケル、アルミニウムの窒化物が多量に分散析出して、引張り強度の低下を招くという問題がある。
【０００７】
本件発明者らは、上記従来技術に伴なう課題を解決し、ベルト式無段変速機用のベルトに用いて好適な、表面硬化処理が施されたマルエージング鋼を提供するために鋭意研究した結果、本発明に係るマルエージング鋼の表面硬化処理方法を完成するに至った。また、ベルト式無段変速機用のベルトに用いる材料は、窒化表層に白色層が発生しておらず、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を備えていれば、製品として十分な機能を発揮することが判明した。
【０００８】
そこで、本発明の目的は、マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とを向上し得る、マルエージング鋼の表面硬化処理方法およびその方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルトを提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するための本発明は、下記の手段により達成される。
【００１０】
（１）時効処理および窒化処理を経てマルエージング鋼の表面を硬化するマルエージング鋼の表面硬化処理方法において、
窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して酸化物層を生成し、
その後、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成することを特徴とするマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
【００１１】
（２）前記酸化物層は、主としてＦｅ３Ｏ４の層であることを特徴とする上記（１）に記載のマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
【００１２】
（３）前記時効処理は、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱することを特徴とする上記（１）に記載のマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
【００１３】
（４）上記（１）に記載の方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルト。
【００１４】
（５）上記（３）に記載の方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルト。
【００１５】
（６）表面に脆弱な白色の化合物層を形成させないで、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を有してなる上記（４）または（５）に記載のベルト式無段変速機用のベルト。
【００１６】
【発明の効果】
請求項１、２に記載の本発明によれば、マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とを向上できる。また、窒化処理の前処理として化学的処理を行わないため、使用済みの廃液や廃ガスを安全に後処理するための設備を必要とせず、炉材の損傷も進み難い。したがって、窒化処理の前処理として化学的処理を行う場合に比較して、処理コストの低減を図ることができる。
【００１７】
請求項３に記載の本発明によれば、時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定することにより、時効処理における亜時効レベルを、その後の窒化処理により時効硬度を最大値に確実に到達せしめるレベルに設定でき、窒化処理後の引張り強度の低下を招くことがない。
【００１８】
請求項４〜請求項６に記載の本発明によれば、用途上から高い疲労強度、耐摩耗性および引張り強度が要求されるベルト式無段変速機用のベルトを提供できる。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を図面を参照しつつ説明する。
【００２０】
（第１の実施形態）
１８Ｎｉ系マルエージング鋼の表面は、時効処理および窒化処理を経て硬化される。特に、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して酸化物層を生成してある。そして、その後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成している。
【００２１】
酸化処理して生成される酸化物層は、主としてＦｅ３Ｏ４の層である。生成された酸化物層が窒化を促進するのは、マルエージング鋼の表面皮膜の組成が変化してアンモニアガスが解離されやすくなり、さらに解離によって生じる窒素が皮膜中を拡散しやすくなるためであると考察される。その一方、酸化物層が厚すぎると、窒化処理後にも酸化物が多く残り、窒化処理後の引張り強度が低下する。
【００２２】
酸化処理は、一般的な大気雰囲気炉にて行うことができる。酸化処理は窒化処理の前に完了している限りにおいて、時効処理に連続的に行ってもよいが、窒化炉の前に酸化炉を配置して行うのが量産性の点で優れている。
【００２３】
窒化処理は、装入側にフレームカーテンを用いた炉では、装入の際に、すすが付着して、窒化ムラの原因となる。そこで、窒化処理は、フレームレスの窒化炉にて行うことが好ましい。また、窒化処理は、アンモニアガスを用いたガス窒化またはガス軟窒化である。窒化雰囲気としては、純アンモニアガス、アンモニアガス＋窒素ガス、アンモニアガス＋ＲＸガスなどが使用される。
【００２４】
（実施例）
１８Ｎｉ系マルエージング鋼の試料片を溶体化処理した後、真空炉で４８０℃にて２時間の時効処理を行った。時効処理後に、大気雰囲気炉で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で保持して酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成した。
【００２５】
酸化処理を終えた試料片を、４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度に加熱したピット炉にて、窒化処理を実施した。窒化処理は、窒化雰囲気として、アンモニアガス１００％で行った。窒化処理時間を３５分〜８０分とし、窒化後、窒素ガス雰囲気中で冷却を行った。
【００２６】
（比較例）
酸化条件（酸化処理温度および酸化処理時間）および窒化条件（窒化処理温度および窒化処理時間）を変え、その他の工程は実施例と同一条件にして、試料片を窒化処理した。
【００２７】
（検討）
実施例および比較例における酸化条件および材質調査結果の一例が下記の表１に示される。窒化処理の条件が、窒化処理温度４５０℃、窒化処理時間４０分である場合を示している。材質の調査は、ビッカース硬さ試験による窒化後の表面硬さと、引張り強度とについて行った。
【００２８】
【表１】
図１は、酸化処理温度と窒化後の表面硬さとの関係を示す図、図２は、酸化処理温度と窒化後の引張り強度との関係を示す図、図３は、酸化処理温度が４３０℃の場合における、酸化処理時間と窒化後の引張り強度との関係を示す図である。また、図４（Ａ）（Ｂ）は、窒化処理後の表面のＸ線回折結果を示す図であり、同図（Ａ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１５分で酸化処理を行った試料片についての結果であり、同図（Ｂ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分で酸化処理を行った試料片についての結果である。
【００３０】
図１を参照して、酸化処理温度が３３０℃以上であれば、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を窒化処理を促進し得る厚さで生成することができ、窒化処理後に８００Ｈｖ以上の表面硬さを得ることができた。
【００３１】
一方、酸化処理温度が３３０℃未満の温度域では、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を窒化処理の促進に貢献し得る十分な厚さにまで生成できず、窒化処理後の表面硬さが８００Ｈｖ未満となった。
【００３２】
図２を参照して、酸化処理温度が４５０℃より高い温度域では、窒化処理後の引張り強度が低下した。これは、生成された酸化物層が厚すぎて、窒化処理後にもＦｅ３Ｏ４が多く残るためであると考えられる。
【００３３】
図３を参照して、酸化処理温度が４３０℃であっても、酸化処理時間が１０分を超えるにつれて、窒化処理後の引張り強度が低下する傾向にある。これは、上記の理由と同様に、生成された酸化物層の厚さが厚くなるのに伴ない、窒化処理後に残るＦｅ３Ｏ４が多くなる傾向にあるためであると考えられる。
【００３４】
図４（Ａ）に示されるＸ線回折の結果から、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１５分で酸化処理を行った場合には、窒化処理後にも、Ｆｅ３Ｏ４が残っていることが確認された。図４（Ｂ）に示されるＸ線回折の結果から、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分で酸化処理を行った場合には、Ｆｅ４Ｎの高いピークが見られ、窒化反応が進行していることが確認できた。
【００３５】
実施例および比較例における窒化条件および材質調査結果の一例が下記の表２に示される。酸化処理の条件が、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１０分である場合を示している。材質の調査は、試料断面の組織観察によって、白色層の発生の有無と、窒化深さの計測とを行った。さらに、ビッカース硬さ試験による窒化後の表面硬さを測定した。
【００３６】
【表２】
表２を参照して、窒化処理温度が４３０℃〜４８０℃であれば、窒化表層に白色層が発生せず、かつ、窒化処理後に８００Ｈｖを超える９００Ｈｖ以上の表面硬さを得ることができた。
【００３８】
一方、酸化処理による表面活性化を窒化処理前に行った場合（酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１０分）において、窒化処理温度が４３０℃未満の温度域、例えば、窒化処理温度が４２０℃の場合には、２８μｍの窒化深さを得るために、１１０分の窒化処理時間が必要であった。窒化処理時間が長くなると、高い窒化ポテンシャルの下にマルエージング鋼が比較的長時間晒されることから、窒化表層に白色層が発生した。
【００３９】
また、酸化処理による表面活性化を窒化処理前に行った場合（酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１０分）において、窒化処理温度が４８０℃より高い温度域では、酸化処理による表面活性化を窒化処理前に行わなくても、窒化処理を施すことは可能である。しかしながら、窒化ポテンシャルが高くなるのに伴ない、窒化表層に白色層が発生しやすくなり、窒化処理温度５００℃、窒化処理時間３０分の窒化処理を行ったところ、窒化表層に白色層が発生した。
【００４０】
このような白色層の発生は、窒化表層が破壊・剥離したり、疲労強度が著しく低下したりする一要因となるので、必ず回避しなければならない現象である。
【００４１】
以上の考察により、窒化表層に白色層が発生せず、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を満たすマルエージング鋼の表面硬化処理のためには、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成し、その後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成することが適当であることが明らかになった。このようにして表面硬化処理されたマルエージング鋼は高い疲労強度と耐摩耗性とを備えており、ベルト式無段変速機用のベルトに用いて好適である。
【００４２】
また、窒化処理の前処理として化学的処理を行わないため、使用済みの廃液や廃ガスを安全に後処理するための設備を必要とせず、炉材の損傷も進み難い。したがって、窒化処理の前処理として化学的処理を行う場合に比較して、処理コストの低減を図ることができる。
【００４３】
（第２の実施形態）
第２の実施形態は、時効処理を改変した点で、第１の実施形態と相違する。時効処理後に行う酸化処理および酸化処理後に行う窒化処理は、第１の実施形態と同じであるので説明は省略する。
【００４４】
第２の実施形態における時効処理は、時効硬度が最大値未満になる範囲つまり亜時効レベルで行っており、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱している。時効処理は、真空炉を用い０．２Ｔｏｒｒ以下の減圧下で行うのが好ましい。
【００４５】
上記のように時効処理時間を設定することにより、時効処理における亜時効レベルを、その後の窒化処理により時効硬度を最大値に確実に到達せしめるレベルに設定でき、窒化処理後の引張り強度の低下を招くことがない。
【００４６】
なお、上記の時効パラメータは、材料による定数を２０としたラーソン・ミラーパラメータを用いたものである。
【００４７】
（実施例）
１８Ｎｉ系マルエージング鋼の試料片を溶体化処理した後、亜時効レベルの時効処理を行った。時効処理は、真空炉を用い０．２Ｔｏｒｒ以下の減圧下で窒素ガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱した。
【００４８】
時効処理後に、大気雰囲気炉で４３０℃の酸化処理温度で、かつ、５分の酸化処理時間で保持して酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を生成した。
【００４９】
酸化処理を終えた試料片を、４５０℃の窒化処理温度に加熱したピット炉にて、窒化処理を実施した。窒化処理は、窒化雰囲気として、アンモニアガス１００％で行った。窒化処理時間を４０分とし、窒化後、窒素ガス雰囲気中で冷却を行った。
【００５０】
（比較例）
時効条件（時効処理温度、時効処理時間および時効パラメータ）を変え、その他の工程は実施例と同一条件にして、試料片を酸化処理および窒化処理した。
【００５１】
（検討）
実施例および比較例における時効条件および材質調査結果の一例が下記の表３に示される。材質の調査は、ビッカース硬さ試験による窒化後の表面硬さと、引張り強度とについて行った。
【００５２】
【表３】
図５は、時効パラメータと窒化後の表面硬さとの関係を示す図、図６は、時効パラメータと窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【００５４】
図５および図６を参照して、時効パラメータＰが１５．１より小さくなると、窒化処理の際にチタン系やニッケル系の窒化物が多量に分散析出し、窒化処理後の表面硬さは９５０Ｈｖ以上と高くなるが、引張り強度の低下をまねく。
【００５５】
一方、時効パラメータＰが１５．３より高くなると、窒化処理後の引張り強度は十分なものの、チタン系やニッケル系の窒化物がほとんど分散析出しないため、窒化処理後の表面硬さは８００Ｈｖを超えてはいるものの、その低下率がきわめて急峻であり、窒化処理後の表面硬さが不安定になることが懸念される。このため、８００Ｈｖ以上の表面硬さを安定して得るためには、時効パラメータＰを１５．３以下とすることが有効である。
【００５６】
時効処理温度に関しては、時効処理温度が４５０℃よりも低い温度域では、時効パラメータを１５．１〜１５．３となる範囲にするためには、８時間を超える時効処理時間を設定しなければならず、生産性が阻害される。
【００５７】
一方、時効処理温度が４９０℃よりも高い温度域では、組織観察の結果、逆変態オーステナイトの析出が認められた。この逆変態オーステナイトは、引張り強度や疲労強度の低下に必ずつながるとは言えないが、多量に形成されると強度の低下を招くことが懸念されるため、回避することが好ましい。１８Ｎｉ系マルエージング鋼において、逆変態オーステナイトを析出させないためには、４９０℃以下とすることが有効である。
【００５８】
時効処理温度４５０℃〜４９０℃の温度域で生成する酸化物は、深くかつ高濃度となるため、窒化処理後にも残留し、引張り強度の低下の一因となると考えられる。そこで、時効処理時の雰囲気を窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気とすることにより、時効処理時の酸化物の生成を防ぐことができる。真空炉を用い０．２Ｔｏｒｒ以下の減圧下で時効処理を行えば、時効処理時の酸化物の生成を一層防止できる。
【００５９】
以上の考察により、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を満たすマルエージング鋼の表面硬化処理のためには、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱することが適当であることが明らかになった。その後、酸化処理および窒化処理を経て表面硬化処理されたマルエージング鋼は高い疲労強度と耐摩耗性とを備えており、ベルト式無段変速機用のベルトに用いて好適である。
【００６０】
（ベルト式無段変速機用のベルトの製造）
次に、ベルト式無段変速機用のベルトの製造工程について説明する。図７は、ベルト式無段変速機用のベルトの製造工程の一実施形態を示す図である。
【００６１】
まず、１８Ｎｉ系マルエージング鋼の板をロール成形し、端部を溶接して円筒状のパイプを形成する。
【００６２】
次に、このパイプを真空炉にて８００〜８３０℃で１５〜３０分間保持して第一溶体化処理を行う。第一溶体化処理は、溶接時に析出した炭化物やぜい化相の溶体化のため実施する。
【００６３】
次に、前記パイプを所定の幅に裁断し、リングを形成する。このリングには裁断によりエッジが発生しているため、バレル研磨にて面取りを行う。
【００６４】
次に、所定の長さにするため、ロール圧延を行う。
【００６５】
圧延後、リングを、第二溶体化処理として、水素ガスからなる還元性雰囲気にて８１０〜８６０℃の温度に昇温後、この温度で保持することなく、水素ガス冷却を行う。第二溶体化処理は、圧延された組織を微細化するため行う。
【００６６】
次に、ストレッチを行い、所定の長さになるように周長を微調整する。
【００６７】
窒化処理の際に表面の清浄度が低いと窒化ムラの原因となるため、時効処理前に超音波洗浄を行う。
【００６８】
時効処理は、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱する。一例として、時効処理温度４８０℃、時効処理時間２時間、時効パラメータが１５．３の条件にて時効処理を実施した。
【００６９】
時効処理後に、窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理し、主としてＦｅ３Ｏ４の層である酸化物層を表面に生成する。一例として、大気雰囲気炉にて、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分の条件にて酸化処理を実施した。
【００７０】
酸化処理後に、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理し、白色層が表層に発生しない窒化層を形成する。一例として、窒化炉にて、アンモニアガス１００％の雰囲気中で窒化処理温度４５０℃、窒化処理時間４０分の条件にて窒化処理を実施した。
【００７１】
上記の工程を経て製造されたベルト式無段変速機用のベルトは、窒化表層に白色層が発生せず、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を備えている。
【００７２】
本実施形態によれば、引張り強度が高い１８Ｎｉ系マルエージング鋼に対する熱処理工法を改善することにより、１８Ｎｉ系マルエージング鋼の疲労強度と耐摩耗性とをさらに高めることができ、用途上から高い疲労強度、耐摩耗性および引張り強度が要求されるベルト式無段変速機用のベルトに用いて極めて好適なものとなる。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化処理温度と窒化後の表面硬さとの関係を示す図である。
【図２】酸化処理温度と窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【図３】酸化処理温度が４３０℃の場合における、酸化処理時間と窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【図４】図４（Ａ）（Ｂ）は、窒化処理後の表面のＸ線回折結果を示す図であり、同図（Ａ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間１５分で酸化処理を行った試料片についての結果であり、同図（Ｂ）は、酸化処理温度４３０℃、酸化処理時間５分で酸化処理を行った試料片についての結果である。
【図５】時効パラメータと窒化後の表面硬さとの関係を示す図である。
【図６】時効パラメータと窒化後の引張り強度との関係を示す図である。
【図７】ベルト式無段変速機用のベルトの製造工程の一実施形態を示す図である。
Claims (6)
- 時効処理および窒化処理を経てマルエージング鋼の表面を硬化するマルエージング鋼の表面硬化処理方法において、
窒化処理の前処理として、酸化雰囲気中で３３０℃〜４５０℃の酸化処理温度で、かつ、１５分未満の酸化処理時間で酸化処理して酸化物層を生成し、
その後、窒化雰囲気中で４３０℃〜４８０℃の窒化処理温度で窒化処理して窒化層を形成することを特徴とするマルエージング鋼の表面硬化処理方法。 - 前記酸化物層は、主としてＦｅ３Ｏ４の層であることを特徴とする請求項１に記載のマルエージング鋼の表面硬化処理方法。
- 前記時効処理は、窒素ガスまたはアルゴンガス雰囲気中で４５０℃〜４９０℃の時効処理温度で、かつ、
Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３
ここに、Ｔ：時効処理温度（Ｋ）、ｔ：時効処理時間（ｈｒ）
で示される時効パラメータが１５．１〜１５．３となる範囲で時効処理時間を設定して加熱することを特徴とする請求項１に記載のマルエージング鋼の表面硬化処理方法。 - 請求項１に記載の方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルト。
- 請求項３に記載の方法によって表面硬化処理されてなるベルト式無段変速機用のベルト。
- 表面に脆弱な白色の化合物層を形成させないで、８００Ｈｖ以上の表面硬さ、および、１９５０ＭＰａ以上の引張り強度を有してなる請求項４または請求項５に記載のベルト式無段変速機用のベルト。
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Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005330565A (ja) * | 2004-05-21 | 2005-12-02 | Nippon Parkerizing Co Ltd | マルエージング鋼の表面硬化処理方法 |
| JP2007197822A (ja) * | 2005-12-28 | 2007-08-09 | Air Water Inc | 金属の窒化方法およびベーン部材 |
| US7294077B2 (en) * | 2004-02-24 | 2007-11-13 | General Motors Corporation | CVT belt with chromium nitride coating |
| JP2009084683A (ja) * | 2007-10-01 | 2009-04-23 | Korea Inst Of Industrial Technology | 高温真空窒化法による硬化処理方法 |
| WO2010002240A1 (en) * | 2008-06-30 | 2010-01-07 | Robert Bosch Gmbh | Heat treatment process for a drive belt metal ring component |
| JP2010002165A (ja) * | 2008-05-22 | 2010-01-07 | Air Water Inc | 熱処理装置 |
| JP2010269342A (ja) * | 2009-05-21 | 2010-12-02 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 溶接材料の選定方法及び発電用プラント |
| JP2011012305A (ja) * | 2009-07-01 | 2011-01-20 | Honda Motor Co Ltd | 窒化部材およびその製造方法 |
| CN103233196A (zh) * | 2013-05-13 | 2013-08-07 | 常州大学 | 一种齿轮钢快速离子氮化方法 |
| JP2015189005A (ja) * | 2014-03-27 | 2015-11-02 | 京セラドキュメントソリューションズ株式会社 | 印刷装置、および印刷システム |
| CN113251108A (zh) * | 2020-02-12 | 2021-08-13 | 丰田自动车株式会社 | 金属环层叠体的制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5544516A (en) * | 1978-09-21 | 1980-03-28 | Honda Motor Co Ltd | Soft-nitriding method with gas |
| JP2001140019A (ja) * | 1999-11-12 | 2001-05-22 | Honda Motor Co Ltd | 無端状金属ベルトの製造方法 |
| JP2001150074A (ja) * | 1999-12-01 | 2001-06-05 | Honda Motor Co Ltd | 無端状金属ベルトの製造方法 |
| JP2002038251A (ja) * | 2000-07-24 | 2002-02-06 | Dowa Mining Co Ltd | 無段変速機の金属ベルト用無端リングの製造方法 |
| JP2002060848A (ja) * | 2000-06-08 | 2002-02-28 | Honda Motor Co Ltd | 積層リングの製造方法 |
-
2003
- 2003-04-15 JP JP2003110255A patent/JP2004043962A/ja active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5544516A (en) * | 1978-09-21 | 1980-03-28 | Honda Motor Co Ltd | Soft-nitriding method with gas |
| JP2001140019A (ja) * | 1999-11-12 | 2001-05-22 | Honda Motor Co Ltd | 無端状金属ベルトの製造方法 |
| JP2001150074A (ja) * | 1999-12-01 | 2001-06-05 | Honda Motor Co Ltd | 無端状金属ベルトの製造方法 |
| JP2002060848A (ja) * | 2000-06-08 | 2002-02-28 | Honda Motor Co Ltd | 積層リングの製造方法 |
| JP2002038251A (ja) * | 2000-07-24 | 2002-02-06 | Dowa Mining Co Ltd | 無段変速機の金属ベルト用無端リングの製造方法 |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7294077B2 (en) * | 2004-02-24 | 2007-11-13 | General Motors Corporation | CVT belt with chromium nitride coating |
| JP2005330565A (ja) * | 2004-05-21 | 2005-12-02 | Nippon Parkerizing Co Ltd | マルエージング鋼の表面硬化処理方法 |
| JP2007197822A (ja) * | 2005-12-28 | 2007-08-09 | Air Water Inc | 金属の窒化方法およびベーン部材 |
| JP2009084683A (ja) * | 2007-10-01 | 2009-04-23 | Korea Inst Of Industrial Technology | 高温真空窒化法による硬化処理方法 |
| JP2010002165A (ja) * | 2008-05-22 | 2010-01-07 | Air Water Inc | 熱処理装置 |
| WO2010002240A1 (en) * | 2008-06-30 | 2010-01-07 | Robert Bosch Gmbh | Heat treatment process for a drive belt metal ring component |
| JP2010269342A (ja) * | 2009-05-21 | 2010-12-02 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 溶接材料の選定方法及び発電用プラント |
| JP2011012305A (ja) * | 2009-07-01 | 2011-01-20 | Honda Motor Co Ltd | 窒化部材およびその製造方法 |
| CN103233196A (zh) * | 2013-05-13 | 2013-08-07 | 常州大学 | 一种齿轮钢快速离子氮化方法 |
| JP2015189005A (ja) * | 2014-03-27 | 2015-11-02 | 京セラドキュメントソリューションズ株式会社 | 印刷装置、および印刷システム |
| CN113251108A (zh) * | 2020-02-12 | 2021-08-13 | 丰田自动车株式会社 | 金属环层叠体的制造方法 |
| JP2021127477A (ja) * | 2020-02-12 | 2021-09-02 | トヨタ自動車株式会社 | 金属リング積層体の製造方法 |
| US11473184B2 (en) | 2020-02-12 | 2022-10-18 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method for manufacturing metal ring laminate |
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