JP2006057136A

JP2006057136A - 無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板

Info

Publication number: JP2006057136A
Application number: JP2004239969A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Takabayashi; 宏之高林; Shigenori Ueda; 茂紀植田; Tetsuya Shimizu; 哲也清水
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2004-08-19
Filing date: 2004-08-19
Publication date: 2006-03-02
Anticipated expiration: 2024-08-19
Also published as: JP4389726B2

Abstract

【課題】材料及び製造コストが安価でしかも疲労強度が高く、加えて耐食性が良好でしかも窒化特性も良好な無段変速機ベルトの金属帯リング用の高強度薄鋼帯板を提供する。
【解決手段】無段変速機ベルトの金属帯リング用の高強度薄鋼帯板を、質量％でC：0.10〜0.25％，Si：≦0.25％，Mn：≦0.40％，Ni：5.0〜8.5％，Cr：0.30〜2.50％，Mo＋1/2W：1.20〜2.50％，Cu：≦0.20％，V：0.05〜0.15％，Co：1.00〜6.00％，N：≦0.010％，O：≦0.0050％，Al：≦0.10％，Ti：≦0.10％，P：≦0.05％，S：≦0.03％，残部実質的にFe及びその他不可避的不純物から成る組成を有するものとなす。
【選択図】なし

Description

この発明は無段変速機ベルトにおける金属帯リング用の薄鋼帯板、特に高耐食性，高強度，高疲労特性を有する薄鋼帯板に関する。

自動車のベルト式無段変速機（ＣＶＴ）では、図２に示すように無端環状（一部のみ図示）をなす複数枚の金属帯リング２００に多数の鋼製且つ板状のエレメント（駒）２０２を並べて取り付けて成るスチールベルト（無段変速機ベルト）２０４を、図３に示す溝幅が可変の一対のプーリ（プライマリプーリ２０６及びセカンダリプーリ２０８）間に無端環状に巻き掛け、かかるスチールベルト２０４を介してプライマリプーリ２０６からセカンダリプーリ２０８へと動力伝達を行う。

具体的には、エンジンからの入力は一方のプーリ（プライマリプーリ２０６）へと入り、他方のプーリ（セカンダリプーリ２０８）へと伝達された上で出力される。
その際、各プーリの溝幅を変化させることで各プーリの有効径を変化させ、変速を無段階で連続的に行う。

従来、かかる無段変速機ベルトにおける金属帯リングとして、高強度鋼として知られる18Niマルエージング鋼が多く使われて来た。
例えば下記特許文献１，特許文献２，特許文献３，特許文献４に、かかる18Niマルエージング鋼を自動車の無段変速機ベルトにおける金属帯リング材料として用いる点が開示されている。
この18Niマルエージング鋼は、溶体化熱処理状態でほぼマルテンサイト単相であり、時効処理によって析出硬化させ硬度を高めて使用する。

そしてこの18Niマルエージング鋼を無段変速機ベルトにおける金属帯リングとして用いる場合には、更に窒化処理を施して表面の硬度を高め、これにより耐摩耗性や疲労特性を向上させて使用する。

無段変速機ベルト２０４の金属帯リング２００は、無段変速機における動力伝達の動きの中でエレメント２０２や金属帯リング２００同士で相対的に摩擦摺動を起し、このためかかる金属帯リング２００には高い耐摩耗性が求められる。

一方でこれらの金属帯リング２００は、プーリとプーリとの間ではストレート形状となり、また各プーリに巻き付いた部分では回曲形状となるなど繰返し変形を起す。そのために高い疲労強度と靭性も求められる。

そこで18Niマルエージング鋼を無段変速機ベルトの金属帯リングとして用いる場合には、表層に窒化処理を施すことで、中心部が過剰に高硬度となるのを防ぎつつ表面を高硬度化し、靭性と耐摩耗性との両特性を確保するようにしている。

この18Niマルエージング鋼は高張力鋼の１つで、無段変速機ベルトの金属帯リングのように高い引張応力がかかる部品の好適な材料として従来から適用されて来た。

しかしながらこの18Niマルエージング鋼の場合、時効硬化でNi_３Ti，Ni_３Al等の金属間化合物を微細析出させて高張力を得るものであることからTi，Alの添加を必須としており、そのため疲労特性に対して有害であるTi系介在物やAl系介在物が生成し易く、それらが疲労特性の低下をもたらすといった固有の問題を内包している。

一般に低サイクル域で疲労破壊する場合には、疲労破壊は表面を起点とした亀裂発生、伝播によって起ることが知られている。
このような疲労破壊に対しては、表層に窒化処理を施して表層に圧縮応力を付与することで、表面を起点とする疲労破壊を防ぐことができる。
一方で従来、疲労限と考えられている１０^７回を超える超高サイクル域においては、疲労破壊は表面を起点とせず内部の介在物を起点として起ると考えられている。

そのため、18Niマルエージング鋼を無段変速機ベルトの金属帯リング等疲労特性が特に重視される用途に適用する場合には、原料の選定，高真空溶解や２次精錬を行うなどして鋼中の不純物を極力低減する必要がある。そのため製造コストが著しく高いものとなっていた。
更に材料的にも高価な元素であるNi，Coが多量に添加されているため、鉄鋼材料の中では材料コストにおいても高いものとなっていた。

その上、18Niマルエージング鋼はステンレス鋼に比べて耐食性を向上させる元素であるCrを含有していないことから耐食性が劣り、使用中に腐食が生じて、その腐食箇所を起点として早期に疲労破壊が起る可能性があるといった問題も内包している。

特開２００２−２７５５８５号公報特開２００１−２４０９４４号公報特開２００１−２４０９４３号公報特開２０００−３４５３０２号公報

本発明は以上のような事情を背景とし、材料及び製造コストが安価でしかも疲労強度が高く、加えて耐食性が良好でしかも窒化特性も良好な無段変速機ベルトの金属帯リング用の高強度薄鋼帯板を提供することを目的としてなされたものである。

而して請求項１のものは、質量％でC：0.10〜0.25％，Si：≦0.25％，Mn：≦0.40％，Ni：5.0〜8.5％，Cr：0.30〜2.50％，Mo＋1/2W：1.20〜2.50％，Cu：≦0.20％，V：0.05〜0.15％，Co：1.00〜6.00％，N：≦0.010％，O：≦0.0050％，Al：≦0.10％，Ti：≦0.10％，P：≦0.05％，S：≦0.03％，残部実質的にFe及びその他不可避的不純物から成る組成を有することを特徴とする。

請求項２のものは、請求項１において、質量％でZr：0.01〜0.50％を更に含有することを特徴とする。

請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％でB：0.0010〜0.010％，Ca：0.0010〜0.010％，Mg：0.0010〜0.010％の１種若しくは２種以上を更に含有することを特徴とする。

請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、非金属介在物量が清浄度ｄで0.05％以下であることを特徴とする。

請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、表層に窒化処理が施されており、ＪＩＳＧ０５６２に準拠した窒化層深さが２０μｍ以上、ＪＩＳＧ０５６３に準拠した表面硬さが８００ＨＶ以上であることを特徴とする。

請求項６のものは、請求項１〜５の何れかにおいて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験における０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

発明の作用・効果

本発明の無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板は、18Niマルエージング鋼に比べNi，Co，Moが、それぞれNiが8.50％以下、Coが6.00％以下、Moが（Mo＋1/2Wで）2.50％以下と少なく、またCを添加しているため組織が異なる。本発明の合金はベイナイト組織であり、焼入れ焼戻し処理によって高い引張強度が得られ、更に窒化処理による表層の硬化により良好な疲労特性が得られる。
このため従来の18Niマルエージング鋼に比べ引張強度は若干劣るものの十分な強度が得られ、尚且つ良好な疲労特性を有する。
一方で高価な元素であるNi，Co，Moの添加量が少ないことから材料のコストを安価に抑制できる。

また本発明は不純物成分であるO，Ti，Alを低く規制している点を１つの特徴としている。
Ti，AlはOと反応して酸化物の介在物を生成せしめ、それらを破壊起点として疲労寿命を低下させる原因となる。
そこで本発明ではこれらTi，AlをOとともに低く規制してTi，Alの酸化物が介在物として生成するのを抑制しており、これによって疲労寿命をより一層向上せしめることができる。

また従来の18Niマルエージング鋼はCrを含有していないことから耐食性が十分でなく、従ってこれを無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板に用いたときに、腐食箇所を起点として亀裂が発生及び進行し、疲労破壊の原因となる問題を内包しているが、本発明の鋼はCrを所定量含有していることから耐食性においても優れており、従って腐食に起因する疲労破壊を抑制して疲労寿命を高寿命化することができる。

このCrは酸化膜（不動態膜）を形成することによって耐食性を高める働きがあるが、一方でそのような酸化物が形成されると窒化処理の際の窒化特性が阻害される。即ちCrの含有は耐食性を高める一方で窒化特性を阻害すると考えられていた。
しかしながらCrの添加量が少量に抑えられる限りにおいては、Crの添加は窒化特性を却って高めるとの知見が本発明者等の研究によって得られた。
即ち本発明ではCrを0.30％以上添加するが、その添加量は2.50％以下に抑えられており、その結果として耐食性を高めることができるとともに窒化特性もまた高めることができる。

本発明はまた、不純物成分としてのP，Sを所定の低値に規制しておりこれによって良好な靭性を確保している。
尚本発明では薄鋼板の厚みを０．５ｍｍ以下となしておくことができる。

本発明ではまた、上記成分の他に必要に応じてZr を上記所定量で添加することができ、更にB，Ca，Mg，の１種若しくは２種以上を上記所定量で添加することができる（請求項２，請求項３）。

本発明では、非金属介在物量を清浄度ｄで0.05％以下とすることが望ましく（請求項４）、また窒化処理後における表面硬さが８００ＨＶ以上且つ窒化層深さ２０μｍ以上を実現することができる。
無段変速機ベルトにおけるエレメントと常に接触状態となる金属帯リングは耐摩耗性の要求される部材であり、従って表面硬さ８００ＨＶ以上となした本発明の薄鋼帯板は、かかる金属帯リングとして好適に適用可能なものである（請求項５）。

本発明は、薄鋼帯板の強度（０．２％耐力）として１２５０ＭＰａ以上の強度を達成し得るものであり、強い引張応力のかかる無段変速機ベルトの金属帯リングとして好適なものである（請求項６）。

次に本発明における各化学成分の限定理由を詳述する。
C：0.10〜0.25％
Cは強力な固溶強化元素であるとともに、ベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、焼入れ後の焼戻し処理により微細な炭化物，炭窒化物を析出させ高強度を得るために必須の元素であり、その効果は、0.10％以上添加しないと十分な強度が得られない。
しかし、多量に添加すると結晶粒界部に粗大な炭化物を生成することにより鋼の耐食性及び切欠靭性が低下し、また同様な理由で溶接部の強度低下をもたらす。
以上の影響による結果として疲労強度が低下するため、Cの含有率の上限は0.25％とする。

Si：≦0.25％
Siは鋼の溶製時における脱酸剤として添加される。余剰のSiは常温における鋼の強度を高めるが、冷間加工性を低下させるとともに鋼中に生成したSi酸化物が破壊の起点となって疲労特性を低下させるので含有率を極力低減する必要がある。
またSiの多量添加は窒化処理直前の熱処理（例えば焼戻し処理）時に酸化皮膜を生成して窒化性を劣化させるため、その上限を0.25％とする。

Mn：≦0.40％
Mnは脱酸剤として添加するが、過剰に含有すると焼入れ性が増加し、ベイナイト組織を形成し難くなるので上限を0.40％とする。

Ni：5.00〜8.50％
Niはベイナイト組織調整のためにCr，Mo，Wとともに有効な元素である。
しかし5.00％未満では強度靭性が低く、逆に8.50％を超えると残留オーステナイトを生成し、強度上昇が小さくなり、また一方で焼戻し硬さが上昇し冷間加工性が劣化するため5.00〜8.50％とする。

Cr：0.30〜2.50％
Crの適量の添加は窒素の拡散を促進するため窒化特性を改善する。また、耐食性の改善にも効果がある。そのためその効果が現れる0.30％以上添加する。
しかし必要以上にCrを添加すると、却って表面に形成される酸化膜（不動態膜）が窒化処理時の窒素の拡散を妨げ、窒化層深さを浅くする。
このため耐食性，窒化特性の両方の改善効果が得られる条件としてCrの含有率の範囲を0.30〜2.50％とする。

Mo＋1/2W：1.20〜2.50％
Mo，Wはベイナイト組織調整のために必要であるとともに、焼戻し軟化抵抗を改良するために1.20％以上含有させる必要があるが、2.50％を超えて添加すると焼入れ性が増加し、ベイナイト組織のバランスが崩れるため含有率の範囲を1.20〜2.50％とする。

Cu：≦0.20％
Cuは不純物元素として混入するものであるが、0.20％を超えると遅れ破壊特性や熱間加工性を害するので、Cu含有率の上限を0.20％とする。

V：0.05〜0.15％
Vは焼入れ性を増加させるとともに、結晶粒を微細化するため、0.05％以上必要であるが、0.15％超ではその効果が飽和するので含有率の範囲を0.05〜0.15％とする。

Co：1.00〜6.00％
Coは焼きなまし硬さを向上させることなく高強度を得るため1.00％以上添加する。Coのベイナイトマルテンサイトの変態温度に対する影響はNi，Cr，Mo，Wよりも小さく、ベイナイトの安定生成に有効に働く。しかし6.00％を上回る過剰の添加は切欠靭性の低下を招き、疲労強度低下に繋がるのでCoの含有率の範囲を1.00〜6.00％とする。

N：≦0.010％
Nは強力な固溶強化元素であるとともに、焼入れ後の焼戻し処理により微細な窒化物，炭窒化物を析出させ、高強度を得るために必須の元素であるが、疲労特性に影響を及ぼすTi系介在物やAl系介在物を形成するため極力低減する必要がある。本発明ではNの含有率の上限を0.010％とする。

O：≦0.0050％
Oは、SiO_２，Al_２O_３等の酸化物を生成し、疲労強度等の疲労特性を低下させるため、極力低い方が望ましい。しかし極端な低下は製造コストの上昇を招くため、その上限を0.0050％に規制する。

Al：≦0.10％
Alは焼入れ後の焼戻し処理によりNi_３Al等を形成し、強度の向上が期待できる元素であるが、N，O等と結合し易く、Tiと同様にAl系非金属介在物を形成し、却って疲労特性を悪化させるため、Tiと同様に極力低減することが望ましい。
またAlの増加はCrと同様に窒化層深さを低減するため、その上限を0.10％とした。

Ti：≦0.10％
Tiは焼入れ後の焼戻し処理によりNi_３Ti等を形成し、強度の向上が期待できる元素であるが、C，N，O等と結合し易く、Ti系非金属介在物を形成し、却って疲労特性を悪化させるため極力低減することが望ましい。従ってその上限を0.10％とした。

P：≦0.05％
Pは粒界に偏析して粒界腐食感受性を高めるとともに、靭性の低下を招くため低い方が望ましいが、その改善効果は0.05％以下でほぼ飽和するため、その上限を0.05％とする。

S：≦0.03％
Sは熱間加工性を劣化させるとともに、疲労特性や耐食性を著しく低下させるため極力低減することが望ましいが、0.03％以下にすれば十分な疲労特性，耐食性が得られるのでその上限を0.03％とした。

Zr：0.01〜0.50％
Zrは熱処理後の結晶粒を微細化する効果をもつ。結晶粒を微細化すれば鋼の限界圧縮率が増大するので、強い冷間加工を加えることができるようになる。その効果は含有率0.01％から現れ始めるが、含有率0.50％を超えてもその効果は飽和するため、含有率の範囲を0.01〜0.50％とする。

B，Ca，Mg：0.0010〜0.010％
B，Ca，Mgは熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから添加してもよい。その効果は含有率0.0010％で現れ始めるが、過剰な添加は低融点のほう化物を粒界に形成したり、酸化物を形成したりして鋼の清浄度を悪化させ、熱間加工性や冷間加工性及び疲労強度の低下を招くため、これら元素の含有率の範囲を0.0010〜0.010％とする。

次に本発明の実施形態を以下に説明する。
表1に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ溶解して鋳造し、１２００℃×６ｈｒの条件で均質化処理した後、１２００℃以下の温度条件で熱間加工して厚さ３ｍｍに加工し、その後冷間圧延により０．４ｍｍほどの薄鋼帯板を得た。
この材料を焼入れ，焼戻し，窒化処理の順で熱処理を実施し、以下の条件で機械的特性(引張強度，０．２％耐力，伸び，絞り)，母材硬さ，表層硬さ，耐食性，疲労特性について調査した。
焼入れは７００〜１１００℃／〜１ｈｒにて実施する。ここでは８５０℃／１０ｍｉｎ／空冷の条件での結果を示す。
また、焼戻しは３００〜６００℃／〜１００ｈｒで実施する。本工程の短時間処理を想定して実施例では保持時間を２ｈｒ／空冷とし、表２の温度条件での結果を示している。
窒化処理はアンモニアと窒素の混合気流中にて３００〜６００℃／〜１０ｈｒで実施する。ここでは５００℃／１ｈｒ／空冷とした。
また合金成分によっては焼戻し処理及び窒化処理の温度条件が揃えば、窒化処理で焼戻し処理を兼ねることも可能である。

（１）清浄度
ＪＩＳＧ０５５５の、鋼中の非金属介在物の顕微鏡試験方法に準じて清浄度測定を実施した。
試験片は０．４ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍ形状とし、これを５枚重ね埋め込んで鏡面研磨し、エッチングしたものを用いた。

（２）引張試験
ＪＩＳＺ２２４１の、金属引張試験方法に準じて引張試験を行った。
試験片はＪＩＳＺ２２０１５号試験片とした。

（３）Ｔ／２硬さ
ＪＩＳＺ２２４４の、ビッカース硬さ試験方法に準じて試験を行った。
試験片は０．４ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍ形状とし、これを埋め込んで鏡面研磨したものについて荷重０．５Ｎで硬さ測定を実施した。測定値は１０点測定の平均値を採用した。
測定部位は横断面において表面から試料厚さの１／２の位置（Ｔ／２）の位置での硬さ測定とした。

（４）表面硬さ
ＪＩＳＧ０５６３の、鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法に従って表面硬さを測定した。尚、測定荷重は０．１Ｎにて実施した。

（５）窒化特性
ＪＩＳＧ０５６２の、鉄鋼の窒化層深さ測定方法に従って窒化層深さを測定した。

（６）疲労特性
ＪＩＳＺ２２７３の、金属材料の疲れ試験方法通則に従って疲労特性を調査した。
具体的には、図１に示しているように寸法０．４ｍｍ×１０ｍｍ×６０ｍｍ程度の試験片１０に対して、最大応力１４５０Ｎ／ｍｍ^２，最小応力０Ｎ／ｍｍ^２，加振速度１０００ｒｐｍの条件の下で振動を加えて試験片１０を繰り返し曲げ変形させ、破断に到るまでの加振（変形）繰り返し回数を測定した。随時板のつけね部にかかる垂直応力の最大値を変化させて、破断までの繰り返し回数を測定することでＳ−Ｎ線図を作成した。
疲労特性の評価には、最大応力値を１０００Ｎ／ｍｍ^２とし、５回同様な試験を実施し、破断までの加振(変形)繰り返し回数が１０^７回以上になるものが５回あった場合を◎、４回あった場合を○、２〜３回の場合を△、０回の場合を×として評価した。

（７）耐食性
試験片はφ１５ｍｍ×５０ｍｍ形状で表面は▽▽▽Ｇ仕上げとし、同様なものを各合金３本ずつ用意した。湿潤試験（５０℃，９５％ＲＨ以上）にて１６８ｈｒ保持後に発錆の有無を確認し、１本でも発錆が認められる場合を×、まったく無い場合を○で評価した。
これらの結果が表３に示してある。

尚、表３において硬さＨＶのＴ／２と表面との差（Δ）は芯部と表面との硬さの差を表すもので、この硬さの差は窒化層深さとともに窒化特性の良否を表している。

この表３において、C量が0.31％と本発明の上限値である0.25％よりも多い比較例Sは、結晶粒界部に粗大な炭化物を生成するため機械的特性が悪くなり、十分な疲労特性は得られない。

Si量が0.98％と本発明の上限値である0.25％よりも多い比較例Ｔは靭性評価の指標である絞り値が４４％と若干低く、また酸化物の形成によって窒化が阻害され窒化特性の指標である硬さの差Δが低く、窒化層深さも浅い。このため耐食性，疲労特性が何れも×で悪いものとなっている。

Mn量が0.88％と本発明の上限値である0.40％よりも多い比較例Ｕは、MnS等の形成が清浄度を悪化させている。このため比較例Ｕでは窒化特性に関しては問題なく耐食性も確保できるものの、疲労特性は、不十分である。

Cr量が0.12％と本発明の下限である0.30％よりも少ない比較例Ｖは、２０μｍ以上の窒化層深さを得ることができるが耐食性が不十分である。また、表面硬さも低いため疲労特性で×となっている。
また3.09％と本発明の上限である2.50％よりも多い比較例Ｗは、Cr炭化物の生成により十分な引張強度、０．２％耐力が得られるものの、窒化処理時のCrの窒素拡散促進効果と酸化膜(不動態膜)の形成による窒素拡散を抑制する効果のバランスで後者が勝るため窒化層深さが浅く、疲労特性が△と悪いものとなっている。
因みに図４には発明鋼Ｊの成分をベースとしてCr量を変化させたときのCr量と窒化層深さ，表面硬さ，耐食性，疲労特性との関係を示している。
図４より、少量のCr添加で窒化層深さ，表面硬さが改善されることが分る。
材料表面を窒化したため耐食性も良く、十分な窒化層深さ、表面硬さが得られる0.30％Cr添加で疲労特性は目標を満足できている。
しかしながら過剰のCr添加は表層に酸化皮膜を形成し、材料内への窒素の拡散が阻害されるため、十分な窒化特性が得られていない。

Mo量が2.89％である比較例ＸとW量が6.52％である比較例Ｚは本発明Mo＋1/2W量の上限値である2.50％よりも多いため、Mo，W炭化物の粗大化によって機械的特性、特に強度特性が低下する。比較例Ｚでは若干ではあるが靭性の指標である絞り値の改善が見られ、W添加の効果と考えられる。
以上より、比較例Ｘ，Ｚでは十分な母材強度が得られないため窒化特性，疲労特性ともに悪い結果となっている。
またW添加量が1.52％でMo＋1/2Wが0.76％となり、本発明のMo＋1/2W量の下限値1.20％よりも少ない比較例Ｙは強化元素が不足するため、やはり引張強度，０．２％耐力，Ｔ／２硬さが不十分となり十分な疲労特性が得られていない。

P，S量が本発明のそれぞれの上限値である0.05，0.03％を超えて多量に含まれる比較例２Ａでは冷間加工性，耐食性，疲労特性が悪く、またCu量が0.44％と本発明の上限値である0.20％よりも多い比較例２Ｂは熱間加工性，疲労特性が悪いものとなっている。

O量が0.0087％と本発明の上限値である0.0050％よりも多い比較例２Ｃの場合、酸化物の形成により清浄度が悪化するため、疲労特性が悪くなる。またN量が0.028％、Al量が0.46％とそれぞれ本発明の上限値である0.010％，0.10％よりも多い比較例２ＤではAl窒化物の形成によりやはり清浄度が悪化し、また窒化処理時の窒化物の形成も促進されるため窒化層深さが浅く、不均一なものとなるため耐食性，疲労特性が悪いものとなっている。

N量が0.034％、Ti量が0.19％と本発明のそれぞれの上限値である0.010％，0.10％よりも多い比較例２Ｅでは、Ti窒化物の形成によりAlと同様に介在物量が増加し、疲労特性が悪いものとなっている。

一方、従来の18Niマルエージング鋼である比較例２Ｆでは引張強度、０．２％耐力が優れているため疲労特性は○の評価であるが、Cr無添加のため本発明合金ほどの耐食性が得られていない。またCo，Ni，Mo等の添加量が多いため材料コストが高く、更にTi等を多めに含んでいるため溶解鋳造における製造コストが高くなる等の問題点が有る。

これに対して本発明例のものは何れの特性も良好な特性が得られている。
また図４の結果に見られるようにCr含有量が本発明の範囲に入っていない比較例Ｖ，Ｗでは窒化特性が悪くなっているが、本発明の範囲内でCrを含有させた本発明例のものは窒化特性と耐食性の改善が両立している。Crを含有していない18Niマルエージング鋼の比較例２Ｆに比べても、Crを所定量添加していることによって窒化特性(窒化層深さ)が略同等以上となっており良好であることが分る。

表４，表５は表１の鋼種Ｂ，Ｊについてそれぞれ表２の工程１〜５に従って処理したものの各種特性を示したもので、これらの表の結果から、処理条件として工程１〜３に示すものが良好であることが理解できる。

また表６は鋼種Ｂ，Ｊについて窒化処理のみとした場合の特性を示している。
表６の結果では，焼戻し時間としては保持時間が不十分なため、引張特性が若干落ち、硬さも落ちている。

以上本発明の実施形態を詳述したがこれらはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。

疲労試験の内容を説明する説明図である。無段変速機ベルトを金属帯リング，エレメント等とともに示す図である。ベルト式無段変速機の説明図である。 Cr量と諸特性との関係を表した図である。

Claims

質量％で
C ：0.10〜0.25％
Si：≦0.25％
Mn：≦0.40％
Ni：5.0〜8.5％
Cr：0.30〜2.50％
Mo＋1/2W：1.20〜2.50％
Cu：≦0.20％
V ：0.05〜0.15％
Co：1.00〜6.00％
N ：≦0.010％
O ：≦0.0050％
Al：≦0.10％
Ti：≦0.10％
P ：≦0.05％
S ：≦0.03％
残部実質的にFe及びその他不可避的不純物から成る組成を有することを特徴とする無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板。
質量％で
Zr：0.01〜0.50％
を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板。
質量％で
B ：0.0010〜0.010％
Ca：0.0010〜0.010％
Mg：0.0010〜0.010％
の１種若しくは２種以上を更に含有することを特徴とする請求項１，２の何れかに記載の無断変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板。
非金属介在物量が清浄度ｄで0.05％以下であることを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板。
表層に窒化処理が施されており、ＪＩＳＧ０５６２に準拠した窒化層深さが２０μｍ以上、ＪＩＳＧ０５６３に準拠した表面硬さが８００ＨＶ以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板。
ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験における０．２％耐力が１２５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載の無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板。