JP2015074814A - Ｃｖｔリング - Google Patents
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Abstract
【課題】マルエージング綱より安価であり、マルエージング綱に比べて優れた疲労強度及び強度を有し、しかも、剥離損傷がおきにくいＣＶＴリングを提供すること。【解決手段】ＣＶＴリングは、Ｃｒ系ステンレス鋼からなり、前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、０．０５≰Ｃ≰０．１５ｍａｓｓ％、０．０５≰Ｎ≰０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％、０．２≰Ｍｎ≰１．５ｍａｓｓ％、Ｐ≰０．０２５ｍａｓｓ％、Ｓ≰０．０１０ｍａｓｓ％、３．０≰Ｎｉ≰６．０ｍａｓｓ％、１２．０≰Ｃｒ≰２０．０ｍａｓｓ％、１．５≰Ｍｏ＋１／２Ｗ≰３．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ≰０．０５ｍａｓｓ％、Ａｌ≰０．０１ｍａｓｓ％、及び、Ｏ≰０．０１ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。ＣＶＴリングは、表面がガス窒化処理され、かつ、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、ＣＶＴリングに関し、さらに詳しくは、金属ベルト式無段変速機（Continuously Variable Transmission）の金属ベルトに用いられるＣＶＴリングに関する。
金属ベルト式ＣＶＴは、油圧によって溝幅を変えられるプーリと、プーリに掛け渡される金属ベルトとを備えている。金属ベルトは、数百個の薄い鋼製エレメントと、これらを両側から挟みつける２組の鋼製のＣＶＴリングとを備えている。ＣＶＴリングは、通常、薄い鋼製リングを１０枚程度積層した積層リングからなる。
金属ベルト式ＣＶＴにおいて、ＣＶＴリングはプーリに直接接触しておらず、エレメントがプーリに押し付けられている。動力は、エレメントとプーリとの間の摩擦力により伝達される。積層された個々のリングは、互いに固定されていないため、動力伝達時にリング間で摩擦が生ずる。そのため、ＣＶＴリングには、高い強度と高い耐摩耗性が求められる。また、このような要求を満たすために、ＣＶＴリングには、従来、表面が窒化処理されたマルエージング綱が用いられていた。
しかしながら、マルエージング綱は高価であるため、さらなる低コスト化が求められている。また、金属ベルト式ＣＶＴは、従来、小型車に用いられていた。これを大型車に適用したり、あるいは、ＣＶＴをさらに小型化するには、ＣＶＴリングをさらに高強度化することが望まれる。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、
（１）マルエージング鋼製金属リングをアンモニアを含む雰囲気下で窒化処理し、
（２）窒化処理後、無酸素雰囲気下に２００℃まで冷却し、
（３）酸素含有雰囲気下、１００〜２００℃の範囲の温度で冷却して、金属リングの表層に酸化物層を形成する
マルエージング鋼製金属リングの窒化処理方法が開示されている。
同文献には、この方法により金属リングに耐食性を付与できる点が記載されている。
例えば、特許文献１には、
（１）マルエージング鋼製金属リングをアンモニアを含む雰囲気下で窒化処理し、
（２）窒化処理後、無酸素雰囲気下に２００℃まで冷却し、
（３）酸素含有雰囲気下、１００〜２００℃の範囲の温度で冷却して、金属リングの表層に酸化物層を形成する
マルエージング鋼製金属リングの窒化処理方法が開示されている。
同文献には、この方法により金属リングに耐食性を付与できる点が記載されている。
また、特許文献２、３には、Ｃｒを多量に含有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼からなる薄板鋼板が開示されている。
同文献には、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ及びＯの含有量を低く抑えることによって、高疲労強度と良好な窒化性が得られる点が記載されている。
同文献には、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ及びＯの含有量を低く抑えることによって、高疲労強度と良好な窒化性が得られる点が記載されている。
また、特許文献４には、
（１）マルエージング綱からなるスチールベルトを時効処理し、
（２）ＮＦ3ガスを含むフッ素ガスを用いてスチールベルトの表面をフッ化処理し、
（３）ＮＨ3ガスとＨ2ガスの混合ガスを用いてスチールベルトの表面を窒化処理し、
（４）処理品の温度が２００℃に安定したところで乾燥空気を処理室内に導入し、室温まで冷却する
ことが可能な熱処理装置が開示されている。
同文献には、時効、フッ化、窒化という処理を連続して行うことにより、タクトタイムの調整が可能となり、生産性を大幅に向上させることが可能となる点が記載されている。
（１）マルエージング綱からなるスチールベルトを時効処理し、
（２）ＮＦ3ガスを含むフッ素ガスを用いてスチールベルトの表面をフッ化処理し、
（３）ＮＨ3ガスとＨ2ガスの混合ガスを用いてスチールベルトの表面を窒化処理し、
（４）処理品の温度が２００℃に安定したところで乾燥空気を処理室内に導入し、室温まで冷却する
ことが可能な熱処理装置が開示されている。
同文献には、時効、フッ化、窒化という処理を連続して行うことにより、タクトタイムの調整が可能となり、生産性を大幅に向上させることが可能となる点が記載されている。
さらに、特許文献５には、所定の組成を有し、所定量の加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相とを含み、かつ、表層部に窒化処理層が形成された鋼薄板が開示されている。
同文献には、加工誘起マルテンサイト相を析出させるとともにオーステナイト相が適度に残存した状態で表層部に窒化処理層を形成することにより、高価なマルエージング鋼の代替材料として使用可能な高強度の鋼薄板が得られる点が記載されている。
同文献には、加工誘起マルテンサイト相を析出させるとともにオーステナイト相が適度に残存した状態で表層部に窒化処理層を形成することにより、高価なマルエージング鋼の代替材料として使用可能な高強度の鋼薄板が得られる点が記載されている。
Ｃｒ系ステンレス鋼は、ＮｉとＣｏを多量に含むマルエージング綱に比べて安価である。また、Ｃｒ系ステンレス鋼の成分を最適化すると、マルエージング綱に比べて優れた強度が得られる。しかしながら、Ｃｒ系ステンレス鋼をＣＶＴリングに適用すると、リング表面の剥離損傷が生じるという問題がある。
本発明が解決しようとする課題は、マルエージング綱より安価であり、マルエージング綱に比べて優れた疲労強度及び強度を有し、しかも、剥離損傷がおきにくいＣＶＴリングを提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るＣＶＴリングは、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記ＣＶＴリングは、Ｃｒ系ステンレス鋼からなり、
前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．１５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％、
０．２≦Ｍｎ≦１．５ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
１２．０≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦３．５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１ｍａｓｓ％、及び、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記ＣＶＴリングは、表面がガス窒化処理されている。
（３）前記ＣＶＴリングは、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である。
（１）前記ＣＶＴリングは、Ｃｒ系ステンレス鋼からなり、
前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．１５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％、
０．２≦Ｍｎ≦１．５ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
１２．０≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦３．５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１ｍａｓｓ％、及び、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記ＣＶＴリングは、表面がガス窒化処理されている。
（３）前記ＣＶＴリングは、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である。
所定の組成を有し、かつ、表面がガス窒化処理されたＣｒ系ステンレス鋼は、マルエージング綱に比べて優れた疲労強度と強度とを有し、かつ、マルエージング綱よりも安価である。そのため、このような材料をＣＶＴリングに適用すると、ＣＶＴの低コスト化、小型化、及び、高出力化が可能となる。
一方、Ｃｒ系ステンレス鋼をガス窒化処理する場合、ガス窒化時に表面活性化処理等で製品表面の不動態皮膜を除去しても、処理後の状態で窒化層表面に極めて薄い酸化物層が形成されていることがわかった。Ｃｒ系ステンレス鋼の表面に形成される酸化物層は、比較的硬度の高いＣｒ系酸化物である。そのため、これをＣＶＴリングに適用すると、使用中に表面の酸化物層が剥離する。剥離した酸化物粒子はリング表面を傷つけ、剥離損傷を発生させる。
これに対し、ガス窒化処理後のＣＶＴリングの表面を酸洗、研磨処理等を行い、表面の酸化物層を除去すると、表面の剥離損傷を抑制することができる。
これに対し、ガス窒化処理後のＣＶＴリングの表面を酸洗、研磨処理等を行い、表面の酸化物層を除去すると、表面の剥離損傷を抑制することができる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． ＣＶＴリング］
本発明に係るＣＶＴリングは、以下の構成を備えている。
（１）前記ＣＶＴリングは、Ｃｒ系ステンレス鋼からなり、
前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．１５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％、
０．２≦Ｍｎ≦１．５ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
１２．０≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦３．５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１ｍａｓｓ％、及び、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記ＣＶＴリングは、表面がガス窒化処理されている。
（３）前記ＣＶＴリングは、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である。
［１． ＣＶＴリング］
本発明に係るＣＶＴリングは、以下の構成を備えている。
（１）前記ＣＶＴリングは、Ｃｒ系ステンレス鋼からなり、
前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．１５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％、
０．２≦Ｍｎ≦１．５ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
１２．０≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦３．５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１ｍａｓｓ％、及び、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記ＣＶＴリングは、表面がガス窒化処理されている。
（３）前記ＣＶＴリングは、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である。
［１．１． Ｃｒ系ステンレス鋼］
ＣＶＴリングを構成するＣｒ系ステンレス鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
ＣＶＴリングを構成するＣｒ系ステンレス鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１．１．１． 主構成元素］
（１）０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｃは、強力な固溶強化元素であると共に、冷間加工後の時効・窒化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る。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃはオーステナイト安定化元素でもあるため、多量に添加するとＭｄ30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下する。また、結晶粒界部に粗大な炭化物などを生成させ、鋼の疲労強度及び耐食性を低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。
（１）０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｃは、強力な固溶強化元素であると共に、冷間加工後の時効・窒化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る。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃはオーステナイト安定化元素でもあるため、多量に添加するとＭｄ30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下する。また、結晶粒界部に粗大な炭化物などを生成させ、鋼の疲労強度及び耐食性を低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。
（２）０．０５≦Ｎ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｎは、強力な固溶強化元素であると共に、冷間加工後の時効・窒化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。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎはオーステナイト安定化元素でもあるため、多量に添加するとＭｄ30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下する。また、結晶粒界部に粗大な窒化物などを生成させ、鋼の疲労強度及び耐食性を低下させる。従って、Ｎ含有量は、０．１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。
Ｎは、強力な固溶強化元素であると共に、冷間加工後の時効・窒化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。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎはオーステナイト安定化元素でもあるため、多量に添加するとＭｄ30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下する。また、結晶粒界部に粗大な窒化物などを生成させ、鋼の疲労強度及び耐食性を低下させる。従って、Ｎ含有量は、０．１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。
（３）Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％：
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。また、鋼中に生成したＳｉ酸化物が破壊の起点となるため、疲労特性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量を極力低減する必要がある。また、Ｓｉの多量添加は、窒化性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は、１．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。より一層の疲労強度を必要とする場合、さらにＳｉ含有量を低減することが望ましい。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下である。
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。また、鋼中に生成したＳｉ酸化物が破壊の起点となるため、疲労特性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量を極力低減する必要がある。また、Ｓｉの多量添加は、窒化性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は、１．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。より一層の疲労強度を必要とする場合、さらにＳｉ含有量を低減することが望ましい。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下である。
（４）０．２≦Ｍｎ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量を調整するのに必要な元素である。所定量の加工誘起マルテンサイトを得るためには、Ｍｎ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは０．４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｍｄ30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下する。さらに、ＭｎＳの生成により疲労特性、耐食性、延性及び靱性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、１．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは１．３ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量を調整するのに必要な元素である。所定量の加工誘起マルテンサイトを得るためには、Ｍｎ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは０．４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｍｄ30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下する。さらに、ＭｎＳの生成により疲労特性、耐食性、延性及び靱性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、１．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは１．３ｍａｓｓ％以下である。
（５）Ｐ≦０．０２５ｍａｓｓ％：
Ｐは、粒界に偏析し、粒界腐食感受性を高めるほか、靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は、低い方が望ましい。
一方、Ｐの低減による効果は０．０２５ｍａｓｓ％でほぼ飽和する。逆に、必要以上の低減はコストの上昇を招く。従って、Ｐ含有量は、０．０２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｐは、粒界に偏析し、粒界腐食感受性を高めるほか、靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は、低い方が望ましい。
一方、Ｐの低減による効果は０．０２５ｍａｓｓ％でほぼ飽和する。逆に、必要以上の低減はコストの上昇を招く。従って、Ｐ含有量は、０．０２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（６）Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｓは、鋼の熱間加工性を低下させる。また、ＭｎＳを生成させ、疲労特性や耐食性を著しく低下させる。従って、Ｓ含有量は、極力下げた方が好ましい。
一方、必要以上の低減は、コストの上昇を招く。十分な疲労特性と耐食性を得るためには、Ｓ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｓは、鋼の熱間加工性を低下させる。また、ＭｎＳを生成させ、疲労特性や耐食性を著しく低下させる。従って、Ｓ含有量は、極力下げた方が好ましい。
一方、必要以上の低減は、コストの上昇を招く。十分な疲労特性と耐食性を得るためには、Ｓ含有量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（７）３．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、固溶化熱処理状態で鋼をオーステナイト相とするための主要な元素である。Ｎｉの含有量が少なすぎると、固溶化熱処理後の冷却でマルテンサイトが過剰に生成し、冷間加工性を低下させる。また、δ相が増加して、熱間加工性も低下する。従って、Ｎｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは３．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工によりマルテンサイト変態せず、引張強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは５．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは５．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、固溶化熱処理状態で鋼をオーステナイト相とするための主要な元素である。Ｎｉの含有量が少なすぎると、固溶化熱処理後の冷却でマルテンサイトが過剰に生成し、冷間加工性を低下させる。また、δ相が増加して、熱間加工性も低下する。従って、Ｎｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは３．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工によりマルテンサイト変態せず、引張強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは５．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは５．０ｍａｓｓ％以下である。
（８）１２．０≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、フェライト生成元素であると共に、鋼の耐食性を向上させる元素である。十分な耐食性を得るためには、Ｃｒ含有量は、１２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは１４．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは１５．０ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｒ含有量が多くなるほど耐食性向上効果は大きいが、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼中にδ−フェライトが増加する。その結果、鋼の熱間加工性を低下させると共に、強度が低下する。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは１８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは１７．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、フェライト生成元素であると共に、鋼の耐食性を向上させる元素である。十分な耐食性を得るためには、Ｃｒ含有量は、１２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは１４．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは１５．０ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｒ含有量が多くなるほど耐食性向上効果は大きいが、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼中にδ−フェライトが増加する。その結果、鋼の熱間加工性を低下させると共に、強度が低下する。従って、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは１８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは１７．０ｍａｓｓ％以下である。
（９）１．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦３．５ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、鋼の耐食性の向上に寄与すると共に、鋼の冷間加工後の時効・窒化処理によりＦｅ2ＭｏやＭＸ型の炭化物を析出させ、鋼の強度上昇に寄与する。そのため、Ｍｏの添加により、一層、鋼の硬度上昇を期待できる。Ｗは、ピーク時効時の靱延性を改善するのに有効であり、Ｍｏと同時に添加すると、硬度に加え靱延性を高めることができる。このような効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗは、１．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ＋１．２Ｗは、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ及びＷは、ともにフェライト生成元素である。そのため、これらを過剰に添加すると、鋼中にδ−フェライトが多量に生成し、鋼の熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｏ＋１／２Ｗは、３．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ＋１／２Ｗは、さらに好ましくは３．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｏは、鋼の耐食性の向上に寄与すると共に、鋼の冷間加工後の時効・窒化処理によりＦｅ2ＭｏやＭＸ型の炭化物を析出させ、鋼の強度上昇に寄与する。そのため、Ｍｏの添加により、一層、鋼の硬度上昇を期待できる。Ｗは、ピーク時効時の靱延性を改善するのに有効であり、Ｍｏと同時に添加すると、硬度に加え靱延性を高めることができる。このような効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗは、１．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ＋１．２Ｗは、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ及びＷは、ともにフェライト生成元素である。そのため、これらを過剰に添加すると、鋼中にδ−フェライトが多量に生成し、鋼の熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｏ＋１／２Ｗは、３．５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ＋１／２Ｗは、さらに好ましくは３．０ｍａｓｓ％以下である。
（１０）Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、冷間加工後の時効・窒化処理により、Ｎｉ3Ｔｉ等を形成し、強度の向上が期待できる元素である。しかしながら、Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｏと結合しやすい。そのため、Ｃ、Ｎを添加した本合金の場合、Ｔｉ含有量が過剰になると、Ｔｉ系非金属介在物を形成し、かえって疲労強度を低下させる。高疲労強度の要求される用途に用いる場合、Ｔｉ含有量は極力低減することが望ましい。従って、Ｔｉ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉは、冷間加工後の時効・窒化処理により、Ｎｉ3Ｔｉ等を形成し、強度の向上が期待できる元素である。しかしながら、Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｏと結合しやすい。そのため、Ｃ、Ｎを添加した本合金の場合、Ｔｉ含有量が過剰になると、Ｔｉ系非金属介在物を形成し、かえって疲労強度を低下させる。高疲労強度の要求される用途に用いる場合、Ｔｉ含有量は極力低減することが望ましい。従って、Ｔｉ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。
（１１）Ａｌ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ａｌは、冷間加工後の時効・窒化処理により、Ｎｉ3Ａｌ等を形成し、強度の向上が期待できる元素である。しかしながら、Ａｌは、Ｎ、Ｏなどと結合しやすい。そのため、Ｔｉと同様に、本合金の場合、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ系非金属介在物を形成し、かえって疲労強度を低下させる。高疲労強度の要求される用途に用いる場合、Ｔｉと同様に、Ａｌ含有量は極力低減することが望ましい。従って、Ａｌ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌは、冷間加工後の時効・窒化処理により、Ｎｉ3Ａｌ等を形成し、強度の向上が期待できる元素である。しかしながら、Ａｌは、Ｎ、Ｏなどと結合しやすい。そのため、Ｔｉと同様に、本合金の場合、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ系非金属介在物を形成し、かえって疲労強度を低下させる。高疲労強度の要求される用途に用いる場合、Ｔｉと同様に、Ａｌ含有量は極力低減することが望ましい。従って、Ａｌ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
（１２）Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｏは、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3などの酸化物を生成し、疲労強度などの疲労特性を低下させるため、極力低いほうが好ましい。しかしながら、極端な低下は製造コストの上昇を招く。従って、Ｏ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。より十分な疲労強度を得るためには、Ｏ含有量は、さらに好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以下である。
Ｏは、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3などの酸化物を生成し、疲労強度などの疲労特性を低下させるため、極力低いほうが好ましい。しかしながら、極端な低下は製造コストの上昇を招く。従って、Ｏ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下である必要がある。より十分な疲労強度を得るためには、Ｏ含有量は、さらに好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以下である。
［１．１．２． 副構成元素］
Ｃｒ系ステンレス鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１又は２以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
Ｃｒ系ステンレス鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１又は２以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１）Ｃｕ≦０．５ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト生成元素であり、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量を調整するのに有効である。しかし、多量に添加するとＭd30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに強度が低下する。また、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃｕ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト生成元素であり、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量を調整するのに有効である。しかし、多量に添加するとＭd30の値が下がる。その結果、オーステナイト相が安定化しすぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに強度が低下する。また、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃｕ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（２）０．０１≦Ｚｒ≦０．５０ｍａｓｓ％：
Ｚｒは、鋼の熱処理後の結晶粒を微細化する効果を持つ。鋼の結晶粒を微細化すれば、鋼の限界圧縮率が増大するので、鋼に強い冷間加工を加えることができるようになる。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、必要以上のＺｒの添加は、効果に差が無く、実益がない。従って、Ｚｒ含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｚｒは、鋼の熱処理後の結晶粒を微細化する効果を持つ。鋼の結晶粒を微細化すれば、鋼の限界圧縮率が増大するので、鋼に強い冷間加工を加えることができるようになる。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、必要以上のＺｒの添加は、効果に差が無く、実益がない。従って、Ｚｒ含有量は、０．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（３）０．００１０≦Ｂ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
（４）０．００１０≦Ｃａ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
（５）０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、いずれも鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ及びＭｇの含有量は、それぞれ０．００１０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、低融点のほう化物が粒界に形成され、あるいは、酸化物が形成される。その結果、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性が低下し、あるいは、疲労強度の低下を招く。従って、Ｂ、Ｃａ及びＭｇの含有量は、それぞれ、０．０１０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（４）０．００１０≦Ｃａ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
（５）０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１０ｍａｓｓ％：
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、いずれも鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ及びＭｇの含有量は、それぞれ０．００１０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、低融点のほう化物が粒界に形成され、あるいは、酸化物が形成される。その結果、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性が低下し、あるいは、疲労強度の低下を招く。従って、Ｂ、Ｃａ及びＭｇの含有量は、それぞれ、０．０１０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［１．２． ガス窒化処理］
Ｃｒ系ステンレス鋼は、目的とする厚さとし、かつ、加工誘起マルテンサイトを生成させるための冷間加工、及び、必要に応じて時効処理を行った後、ガス窒化処理が施される。なお、高強度を得るためには、時効処理が必要である。しかしながら、ガス窒化と同時に時効が適度に進行する場合がある。このような場合には、ガス窒化処理前の独立した時効処理を省略することができる。ガス窒化は、ＣＶＴリングの疲労強度及び強度を高めるために行われる。ガス窒化処理の詳細については、後述する。
高い疲労強度及び強度を得るためには、窒化処理後の表面硬度は、ＨＶ８５０以上が好ましい。また、窒化層深さは、５μｍ〜３５μｍが好ましい。
Ｃｒ系ステンレス鋼は、目的とする厚さとし、かつ、加工誘起マルテンサイトを生成させるための冷間加工、及び、必要に応じて時効処理を行った後、ガス窒化処理が施される。なお、高強度を得るためには、時効処理が必要である。しかしながら、ガス窒化と同時に時効が適度に進行する場合がある。このような場合には、ガス窒化処理前の独立した時効処理を省略することができる。ガス窒化は、ＣＶＴリングの疲労強度及び強度を高めるために行われる。ガス窒化処理の詳細については、後述する。
高い疲労強度及び強度を得るためには、窒化処理後の表面硬度は、ＨＶ８５０以上が好ましい。また、窒化層深さは、５μｍ〜３５μｍが好ましい。
［１．３． 酸化物層深さ］
Ｃｒ系ステンレス鋼に対してガス窒化処理すると、通常、最表面に酸化物が形成される。最表面に形成される酸化物は、Ｃｒを主成分とするＣｒ系酸化物であり、硬度が高い。このような表面酸化物が形成された状態のままＣＶＴリングを使用すると、表面の剥離損傷が起こる。そのため、本発明においては、ガス窒化処理後に、表面酸化物を除去する処理が行われる。表面の酸化物層を除去する方法については、後述する。
Ｃｒ系ステンレス鋼に対してガス窒化処理すると、通常、最表面に酸化物が形成される。最表面に形成される酸化物は、Ｃｒを主成分とするＣｒ系酸化物であり、硬度が高い。このような表面酸化物が形成された状態のままＣＶＴリングを使用すると、表面の剥離損傷が起こる。そのため、本発明においては、ガス窒化処理後に、表面酸化物を除去する処理が行われる。表面の酸化物層を除去する方法については、後述する。
高い疲労強度と強度を得るためには、ＣＶＴリングは、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である必要がある。酸化物層深さは、小さいほど良い。
ここで、「酸化物層」とは、窒化処理後の状態において、材料の最表面（窒化層の上面）に形成されている鉄又はクロムと酸素とを含む層をいう。窒化層の上に酸化物層が形成されている場合、このような材料の縦断面をＳＥＭ反射電子像で観察すると、窒化層上の酸化物層は、コントラストの異なる層として容易に判別することができる。図１参照。
また、「表面の酸化物層深さ」とは、材料の縦断面をＳＥＭ反射電子像で観察した場合において、無作為に選んだ５箇所において測定された酸化物層の深さの平均値をいう。
ここで、「酸化物層」とは、窒化処理後の状態において、材料の最表面（窒化層の上面）に形成されている鉄又はクロムと酸素とを含む層をいう。窒化層の上に酸化物層が形成されている場合、このような材料の縦断面をＳＥＭ反射電子像で観察すると、窒化層上の酸化物層は、コントラストの異なる層として容易に判別することができる。図１参照。
また、「表面の酸化物層深さ」とは、材料の縦断面をＳＥＭ反射電子像で観察した場合において、無作為に選んだ５箇所において測定された酸化物層の深さの平均値をいう。
［２． ＣＶＴリングの製造方法］
本発明に係るＣＶＴリングは、
（１）所定の組成を有する原料を溶解・鋳造し、
（２）鋳塊を粗加工して薄帯又は板状とし、
（３）薄板の端部を溶接して、ドラム（閉じた幅広のリング）とし、
（４）ドラムを所定の幅のリングに切断し、
（５）所定の幅に切断されたリングに対してリングロール圧延を行い、
（６）必要に応じて、リングの時効処理を行い、
（７）リング表面をガス窒化処理し、
（８）窒化処理されたリング表面の酸化物層を除去する
ことにより製造することができる。
本発明に係るＣＶＴリングは、
（１）所定の組成を有する原料を溶解・鋳造し、
（２）鋳塊を粗加工して薄帯又は板状とし、
（３）薄板の端部を溶接して、ドラム（閉じた幅広のリング）とし、
（４）ドラムを所定の幅のリングに切断し、
（５）所定の幅に切断されたリングに対してリングロール圧延を行い、
（６）必要に応じて、リングの時効処理を行い、
（７）リング表面をガス窒化処理し、
（８）窒化処理されたリング表面の酸化物層を除去する
ことにより製造することができる。
［２．１． 溶解・鋳造工程］
まず、所定の組成を有する原料を溶解・鋳造する（溶解鋳造工程）。原料の溶解方法及び溶解条件は、特に限定されるものではなく、所定の組成を有する均一な溶湯が得られる方法及び条件であれば良い。同様に、溶湯の鋳造方法及び鋳造条件は、特に限定されるものではなく、所定の組成及び形状を有する鋳塊が得られる方法及び条件であれば良い。
まず、所定の組成を有する原料を溶解・鋳造する（溶解鋳造工程）。原料の溶解方法及び溶解条件は、特に限定されるものではなく、所定の組成を有する均一な溶湯が得られる方法及び条件であれば良い。同様に、溶湯の鋳造方法及び鋳造条件は、特に限定されるものではなく、所定の組成及び形状を有する鋳塊が得られる方法及び条件であれば良い。
［２．２． 粗加工工程］
次に、鋳塊を粗加工し、所定の厚さを有する薄帯状又は薄板状に成形する（粗加工工程）。粗加工は、均質化処理、固溶化熱処理、焼鈍処理を適宜導入しながら、鍛造、熱間圧延、温間圧延、冷間圧延などを組み合わせて行う。各工程の順序及び条件は、特に限定されるものではなく、所定の厚さを有する薄帯又は薄板を効率よく製造可能な順序及び条件であればよい。粗加工終了後、薄帯又は薄板を所定のサイズの薄板に裁断する。
次に、鋳塊を粗加工し、所定の厚さを有する薄帯状又は薄板状に成形する（粗加工工程）。粗加工は、均質化処理、固溶化熱処理、焼鈍処理を適宜導入しながら、鍛造、熱間圧延、温間圧延、冷間圧延などを組み合わせて行う。各工程の順序及び条件は、特に限定されるものではなく、所定の厚さを有する薄帯又は薄板を効率よく製造可能な順序及び条件であればよい。粗加工終了後、薄帯又は薄板を所定のサイズの薄板に裁断する。
［２．３． 溶接工程］
次に、裁断された薄材をリング状に曲げ加工して筒状に丸めた後、薄板の端部を溶接して、ドラム（閉じた幅広のリング）とする（溶接工程）。溶接方法及び溶接条件は、特に限定されるものではなく、ドラムを効率良く製造可能な方法及び条件であれば良い。
次に、裁断された薄材をリング状に曲げ加工して筒状に丸めた後、薄板の端部を溶接して、ドラム（閉じた幅広のリング）とする（溶接工程）。溶接方法及び溶接条件は、特に限定されるものではなく、ドラムを効率良く製造可能な方法及び条件であれば良い。
［２．４． 切断工程］
次に、ドラムを所定の幅のリングに切断する（切断工程）。切断後、切断時のバリ取りや角部の丸め加工のために研磨（バレル研磨）を行う。また、表面粗さ精度が必要な場合、研磨後に、焼鈍を行っても良い。
次に、ドラムを所定の幅のリングに切断する（切断工程）。切断後、切断時のバリ取りや角部の丸め加工のために研磨（バレル研磨）を行う。また、表面粗さ精度が必要な場合、研磨後に、焼鈍を行っても良い。
［２．５． リングロール圧延工程］
次に、所定の幅に切断されたリングに対してリングロール圧延を行う（リングロール圧延工程）。これにより、目的とする幅及び周長を有するリングが得られると同時に、リング内に加工誘起マルテンサイトが導入される。
次に、所定の幅に切断されたリングに対してリングロール圧延を行う（リングロール圧延工程）。これにより、目的とする幅及び周長を有するリングが得られると同時に、リング内に加工誘起マルテンサイトが導入される。
［２．６． 時効処理工程］
次に、必要に応じて、リングの時効処理を行う（時効処理工程）。時効処理を行うと、鋼中にＴｉ3Ａｌ、Ｎｉ3Ａｌ等の金属間化合物が析出し、強度をさらに向上させることができる。なお、後述するガス窒化と同時に時効が適度に進行する場合には、ガス窒化処理前の独立した時効処理を省略することができる。
時効処理条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。時効処理温度は、通常、３５０〜５５０℃である。また、時効処理時間は、時効処理温度にもよるが、通常、０．５〜１００時間である。
次に、必要に応じて、リングの時効処理を行う（時効処理工程）。時効処理を行うと、鋼中にＴｉ3Ａｌ、Ｎｉ3Ａｌ等の金属間化合物が析出し、強度をさらに向上させることができる。なお、後述するガス窒化と同時に時効が適度に進行する場合には、ガス窒化処理前の独立した時効処理を省略することができる。
時効処理条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。時効処理温度は、通常、３５０〜５５０℃である。また、時効処理時間は、時効処理温度にもよるが、通常、０．５〜１００時間である。
［２．７． ガス窒化処理工程］
次に、リング表面をガス窒化処理する（ガス窒化処理工程）。「ガス窒化処理」とは、アンモニア雰囲気中において被処理物を加熱する方法をいう。
最適な窒化処理温度は、Ｃｒ系ステンレス鋼の成分、ＣＶＴリングに要求される特性等により異なるが、通常、３５０〜５５０℃である。
また、最適な窒化処理時間は、窒化処理温度にもよるが、通常、０．５〜１００時間である。
次に、リング表面をガス窒化処理する（ガス窒化処理工程）。「ガス窒化処理」とは、アンモニア雰囲気中において被処理物を加熱する方法をいう。
最適な窒化処理温度は、Ｃｒ系ステンレス鋼の成分、ＣＶＴリングに要求される特性等により異なるが、通常、３５０〜５５０℃である。
また、最適な窒化処理時間は、窒化処理温度にもよるが、通常、０．５〜１００時間である。
なお、ガス窒化処理前に、
（ａ）被処理物表面を低温酸化させ、表面をポーラス化させる処理（酸化処理）、
（ｂ）フッ素系のガスと被処理物とを接触させ、被処理物の表面の酸化膜をフッ化膜に置き換える処理（ガス活性化処理）、
などを行っても良い。このような前処理を行うと、ガス窒化処理時における材料内部への窒素の拡散が容易化する。
（ａ）被処理物表面を低温酸化させ、表面をポーラス化させる処理（酸化処理）、
（ｂ）フッ素系のガスと被処理物とを接触させ、被処理物の表面の酸化膜をフッ化膜に置き換える処理（ガス活性化処理）、
などを行っても良い。このような前処理を行うと、ガス窒化処理時における材料内部への窒素の拡散が容易化する。
［２．８． 酸化物除去工程］
最後に、窒化処理されたリング表面の酸化物層を除去する（酸化物除去工程）。酸化物層の除去方法は、特に限定されるものではなく、表面の酸化物層深さを所定の値以下にすることができるものであれば良い。
酸化膜の除去方法としては、例えば、酸洗、研磨などがある。また、研磨は、軽負荷の表面処理（例えば、エアロラップ加工、鏡面ショットマシン（ＳＭＡＰ）による加工、バレル研磨、ブラシ研磨、リング−リング摺動など）が適切である。
最後に、窒化処理されたリング表面の酸化物層を除去する（酸化物除去工程）。酸化物層の除去方法は、特に限定されるものではなく、表面の酸化物層深さを所定の値以下にすることができるものであれば良い。
酸化膜の除去方法としては、例えば、酸洗、研磨などがある。また、研磨は、軽負荷の表面処理（例えば、エアロラップ加工、鏡面ショットマシン（ＳＭＡＰ）による加工、バレル研磨、ブラシ研磨、リング−リング摺動など）が適切である。
［３． 作用］
所定の組成を有し、かつ、表面がガス窒化処理されたＣｒ系ステンレス鋼は、マルエージング綱に比べて優れた疲労強度と強度とを有し、かつ、マルエージング綱よりも安価である。そのため、このような材料をＣＶＴリングに適用すると、ＣＶＴの低コスト化、小型化、及び、高出力化が可能となる。
所定の組成を有し、かつ、表面がガス窒化処理されたＣｒ系ステンレス鋼は、マルエージング綱に比べて優れた疲労強度と強度とを有し、かつ、マルエージング綱よりも安価である。そのため、このような材料をＣＶＴリングに適用すると、ＣＶＴの低コスト化、小型化、及び、高出力化が可能となる。
一方、Ｃｒ系ステンレス鋼をガス窒化処理する場合、ガス窒化時に表面活性化処理等で製品表面の不動態皮膜を除去しても、処理後の状態で窒化層表面に極めて薄い酸化物層が形成されていることがわかった。Ｃｒ系ステンレス鋼の表面に形成される酸化物層は、比較的硬度の高いＣｒ系酸化物である。そのため、これをＣＶＴリングに適用すると、使用中に表面の酸化物層が剥離する。剥離した酸化物粒子はリング表面を傷つけ、剥離損傷を発生させる。
これに対し、ガス窒化処理後のＣＶＴリングの表面を酸洗、研磨処理等を行い、表面の酸化物層を除去すると、表面の剥離損傷を抑制することができる。
これに対し、ガス窒化処理後のＣＶＴリングの表面を酸洗、研磨処理等を行い、表面の酸化物層を除去すると、表面の剥離損傷を抑制することができる。
（実施例１〜２５、比較例１〜１４）
［１． 試料の作製］
［１．１． 生地材質特性評価用試料の作製］
以下の手順に従い、生地材質特性評価用試料を作製した。
（１）所定の成分（表１参照）となるように配合された原料（１５０ｋｇ）を真空誘導炉で溶解・鋳造した。さらに、得られた鋳塊をエレクトロスラグ誘導炉で溶解・鋳造した。
（２）鋳塊に対して鍛造を行った後、さらに熱間圧延（厚さ３ｍｍ×幅１５０ｍｍ）及び冷間圧延（厚さ０．８ｍｍ×幅１５０ｍｍ）を行った。冷間圧延終了後、焼鈍処理（１１００℃×５分）を行った。
（３）熱処理後の薄板に対して、さらに冷間圧延（厚さ０．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ）を行った。
（４）冷間圧延後の薄板に対して、ガス窒化処理を行った。本実施例では、ステンレス鋼系の窒化処理に有効な、フッ素系ガスによるガス活性化処理を組み合わせたガス窒化処理を用いた。ガス窒化処理の条件は、４５０℃×４ｈｒ／空冷とした。
［１． 試料の作製］
［１．１． 生地材質特性評価用試料の作製］
以下の手順に従い、生地材質特性評価用試料を作製した。
（１）所定の成分（表１参照）となるように配合された原料（１５０ｋｇ）を真空誘導炉で溶解・鋳造した。さらに、得られた鋳塊をエレクトロスラグ誘導炉で溶解・鋳造した。
（２）鋳塊に対して鍛造を行った後、さらに熱間圧延（厚さ３ｍｍ×幅１５０ｍｍ）及び冷間圧延（厚さ０．８ｍｍ×幅１５０ｍｍ）を行った。冷間圧延終了後、焼鈍処理（１１００℃×５分）を行った。
（３）熱処理後の薄板に対して、さらに冷間圧延（厚さ０．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ）を行った。
（４）冷間圧延後の薄板に対して、ガス窒化処理を行った。本実施例では、ステンレス鋼系の窒化処理に有効な、フッ素系ガスによるガス活性化処理を組み合わせたガス窒化処理を用いた。ガス窒化処理の条件は、４５０℃×４ｈｒ／空冷とした。
［１．２． 製品耐久評価用試料の作製］
以下の手順に従い、製品耐久評価用試料を作製した。
（１）［１．１．］の（１）〜（３）と同様の手順に従い、薄板（厚さ０．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ）を作製した。
（２）冷間加工後の薄板に対して、焼鈍（１１００℃×数分）を行った。焼鈍後、薄板を所定の幅に切断した。
以下の手順に従い、製品耐久評価用試料を作製した。
（１）［１．１．］の（１）〜（３）と同様の手順に従い、薄板（厚さ０．４ｍｍ×幅１５０ｍｍ）を作製した。
（２）冷間加工後の薄板に対して、焼鈍（１１００℃×数分）を行った。焼鈍後、薄板を所定の幅に切断した。
（３）切断された薄板をリング状に曲げ加工した後、薄板の端部をレーザー溶接した。
（４）溶接されたドラムに対し、焼鈍処理を行った。焼鈍条件は、１０５０℃×１０ｍｉｎとした。
（５）焼鈍処理後のドラムに対して、スリット切断、バレル研磨、リングロール圧延、及び、周長補正を行い、厚さ０．２ｍｍ程度のリングを作製した。
（４）溶接されたドラムに対し、焼鈍処理を行った。焼鈍条件は、１０５０℃×１０ｍｉｎとした。
（５）焼鈍処理後のドラムに対して、スリット切断、バレル研磨、リングロール圧延、及び、周長補正を行い、厚さ０．２ｍｍ程度のリングを作製した。
（６）周長補正が行われたリングに対し、フッ素系ガスによるガス活性化処理を組み合わせたガス窒化処理を行った。ガス窒化処理の条件は、３５０〜５００℃×０．５〜１００ｈとした。
（７）ガス窒化処理を施したリングの一部は、表面の酸化物層を除去することなく、そのまま金属ベルトを組み立て、試験に供した。
一方、ガス窒化処理を施したリングの残りの一部に対し、表面研磨を行った。表面研磨には、リング同士の摺動研磨、バフ仕上げ研磨、ラップ仕上げ研磨、又は、酸洗を用いた。表面研磨を行ったリングを用いて、金属ベルトを組み立て、試験に供した。
（７）ガス窒化処理を施したリングの一部は、表面の酸化物層を除去することなく、そのまま金属ベルトを組み立て、試験に供した。
一方、ガス窒化処理を施したリングの残りの一部に対し、表面研磨を行った。表面研磨には、リング同士の摺動研磨、バフ仕上げ研磨、ラップ仕上げ研磨、又は、酸洗を用いた。表面研磨を行ったリングを用いて、金属ベルトを組み立て、試験に供した。
［２． 試験方法］
［２．１． 生地材質特性評価］
［２．１．１． 結晶粒度番号］
ＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）に準拠して、結晶粒度番号を求めた。試験片はリング周長方向と垂直な面を観察面とし、試験片形状は、幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍとした。これを樹脂に埋め込み、鏡面研磨し、研磨面のエッチングを行った。
［２．１． 生地材質特性評価］
［２．１．１． 結晶粒度番号］
ＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）に準拠して、結晶粒度番号を求めた。試験片はリング周長方向と垂直な面を観察面とし、試験片形状は、幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍとした。これを樹脂に埋め込み、鏡面研磨し、研磨面のエッチングを行った。
［２．１．２． 清浄度］
ＪＩＳ Ｇ ０５５５（鋼中の非金属介在物の顕微鏡試験方法）に準拠して、清浄度を求めた。試験片はリング周長方向に平行な面を観察面とし、試験片形状は、幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍとした。これを樹脂に埋め込み、鏡面研磨し、研磨面のエッチングを行った。
ＪＩＳ Ｇ ０５５５（鋼中の非金属介在物の顕微鏡試験方法）に準拠して、清浄度を求めた。試験片はリング周長方向に平行な面を観察面とし、試験片形状は、幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍとした。これを樹脂に埋め込み、鏡面研磨し、研磨面のエッチングを行った。
［２．１．３． 引張試験］
ＪＩＳ Ｚ ２４４１（金属引張試験方法）に準拠して、引張試験を行った。引張試験には、０．４ｍｍ厚さの板をＣＶＴリングと同様な加工・熱処理工程を経たものを供し、圧延方向を引張試験の長手方向となるように試験片を採取した。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ２２０１ ５号試験片とした。
ＪＩＳ Ｚ ２４４１（金属引張試験方法）に準拠して、引張試験を行った。引張試験には、０．４ｍｍ厚さの板をＣＶＴリングと同様な加工・熱処理工程を経たものを供し、圧延方向を引張試験の長手方向となるように試験片を採取した。試験片形状は、ＪＩＳ Ｚ２２０１ ５号試験片とした。
［２．１．４． 硬さ］
ＪＩＳ Ｚ ２２４４（ビッカース硬さ試験方法）に準拠して、硬さを測定した。試験片はリング周長方向に垂直な横断面を観察面とし、試験片形状は、幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍとした。これを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。硬さ（Ｔ／２）は、横断面において表層から試料厚さの１／２の位置で測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４４（ビッカース硬さ試験方法）に準拠して、硬さを測定した。試験片はリング周長方向に垂直な横断面を観察面とし、試験片形状は、幅１０ｍｍ×長さ１０ｍｍ×厚さ０．２ｍｍとした。これを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。硬さ（Ｔ／２）は、横断面において表層から試料厚さの１／２の位置で測定した。
［２．２． 窒化表面又は窒化後特性評価］
［２．２．１． 表面硬さ］
ＪＩＳ Ｇ ０５６３（鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法）に準拠して、表面硬さを測定した。
［２．２．２． 酸化物層深さ］
図１に示すように、リング周長方向に平行な面が観察面となるように、試験片を切り出した。観察面をＳＥＭ反射電子像で観察し、酸化物層深さを求めた。
［２．２．３． 窒化層深さ］
ＪＩＳ Ｇ ０５６２（鉄鋼の窒化層深さ測定方法）に準拠して、窒化層深さを測定した。金属組織現出による測定法にて、腐食液により生地と異なる色に着色された部分の表面からの深さを測定し、窒化層深さとした。
［２．２．１． 表面硬さ］
ＪＩＳ Ｇ ０５６３（鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法）に準拠して、表面硬さを測定した。
［２．２．２． 酸化物層深さ］
図１に示すように、リング周長方向に平行な面が観察面となるように、試験片を切り出した。観察面をＳＥＭ反射電子像で観察し、酸化物層深さを求めた。
［２．２．３． 窒化層深さ］
ＪＩＳ Ｇ ０５６２（鉄鋼の窒化層深さ測定方法）に準拠して、窒化層深さを測定した。金属組織現出による測定法にて、腐食液により生地と異なる色に着色された部分の表面からの深さを測定し、窒化層深さとした。
［２．３． 製品耐久評価（窒化後特性）］
［２．３．１． 耐久性］
複数枚のリングを積層した状態で、複数台のローラーを用いて一定の応力で引っ張った。この状態でリングを回転させることにより、引張−引張の曲げ疲労試験を行った。
１０8回破断強度が１８Ｎｉマルエージング鋼（比較例１４）に比べて極めて劣るものを「×」、劣るものを「△」、同等であるものを「○」、優れているものを「◎」とした。
［２．３．１． 耐久性］
複数枚のリングを積層した状態で、複数台のローラーを用いて一定の応力で引っ張った。この状態でリングを回転させることにより、引張−引張の曲げ疲労試験を行った。
１０8回破断強度が１８Ｎｉマルエージング鋼（比較例１４）に比べて極めて劣るものを「×」、劣るものを「△」、同等であるものを「○」、優れているものを「◎」とした。
［２．３．２． 耐剥離性］
上記の耐久強度試験後において、試験片表面肌の欠損（剥離損傷）を目視で確認した。１８Ｎｉマルエージング鋼（比較例１４）に比べて極めて劣るものを「×」、劣るものを「△」、同等であるものを「○」、優れているものを「◎」とした。
上記の耐久強度試験後において、試験片表面肌の欠損（剥離損傷）を目視で確認した。１８Ｎｉマルエージング鋼（比較例１４）に比べて極めて劣るものを「×」、劣るものを「△」、同等であるものを「○」、優れているものを「◎」とした。
［３． 結果］
表２に、生地材質特性評価試験及び製品耐久評価試験の結果を示す。なお、表２に示す耐久試験結果は、いずれも窒化処理後に表面研磨を行わなかった薄板、リング、及び、そのリングを用いて組み立てた金属ベルトの試験結果である。また、表３に、表面研磨法の異なる試料について行った製品耐久評価試験の結果を示す。表２及び表３より、以下のことがわかる。
表２に、生地材質特性評価試験及び製品耐久評価試験の結果を示す。なお、表２に示す耐久試験結果は、いずれも窒化処理後に表面研磨を行わなかった薄板、リング、及び、そのリングを用いて組み立てた金属ベルトの試験結果である。また、表３に、表面研磨法の異なる試料について行った製品耐久評価試験の結果を示す。表２及び表３より、以下のことがわかる。
（１）比較例１は、Ｃ含有量が少ないため析出強化が不足し、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。比較例２は、Ｃ含有量が過剰であるため、時効・窒化処理前の残留γ量が増え、０．２％耐力、強度、伸び及び耐久性が低い。
（２）比較例３は、Ｓｉ含有量が過剰であるため、清浄度が低く、耐久性がマルエージング鋼（比較例１４）に比べて劣る。
（３）比較例４は、Ｍｎ含有量が少ないため、γ量が不足し、伸び及び耐久性が低い。比較例５は、Ｍｎ含有量が過剰であるため、時効・窒化処理前の残留γ量が増え、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。
（４）比較例６は、Ｎｉ含有量が少ないため、γ量が不足の上、δ相が増加し、０．２％耐力、強度、伸び及び耐久性が低い。比較例７は、Ｎｉ含有量が過剰であるため、時効・窒化処理前の残留γ量が増え、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。
（２）比較例３は、Ｓｉ含有量が過剰であるため、清浄度が低く、耐久性がマルエージング鋼（比較例１４）に比べて劣る。
（３）比較例４は、Ｍｎ含有量が少ないため、γ量が不足し、伸び及び耐久性が低い。比較例５は、Ｍｎ含有量が過剰であるため、時効・窒化処理前の残留γ量が増え、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。
（４）比較例６は、Ｎｉ含有量が少ないため、γ量が不足の上、δ相が増加し、０．２％耐力、強度、伸び及び耐久性が低い。比較例７は、Ｎｉ含有量が過剰であるため、時効・窒化処理前の残留γ量が増え、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。
（５）比較例８は、Ｃｒ含有量が少ないため、δ相が減少し、結晶粒が粗大化するので、０．２％耐力、強度、伸び及び耐久性が低い。比較例９は、Ｃｒ含有量が過剰であるため、δ相が増加し、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。
（６）比較例１０は、Ｍｏ含有量が少ないため、δ相が減少し、結晶粒が粗大化するので、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。比較例１１は、Ｍｏ含有量が過剰であるため、δ相が増加するとともに、窒化層硬さが高くなりすぎ、伸び及び耐久性が低い。
（７）比較例１２は、Ｎ含有量が少ないため、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。比較例１３は、Ｎ含有量が過剰であるため、微細な析出物が形成され、強度は増加するものの、靱延性が低下し、伸び及び耐久性が低い。
（６）比較例１０は、Ｍｏ含有量が少ないため、δ相が減少し、結晶粒が粗大化するので、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。比較例１１は、Ｍｏ含有量が過剰であるため、δ相が増加するとともに、窒化層硬さが高くなりすぎ、伸び及び耐久性が低い。
（７）比較例１２は、Ｎ含有量が少ないため、０．２％耐力、強度及び耐久性が低い。比較例１３は、Ｎ含有量が過剰であるため、微細な析出物が形成され、強度は増加するものの、靱延性が低下し、伸び及び耐久性が低い。
（８）実施例１〜２５は、いずれも成分範囲が適切であるため、硬さ、０．２％耐力、強度及び伸びが高い。また、耐久性は、マルエージング綱より優れている。
（９）リングの成分が適正化された実施例１〜２５であっても、表面研磨を行わなかった場合、耐剥離性はマルエージング綱に比べて劣る。一方、表面研磨を行うと、実施例１〜２５の耐剥離性はマルエージング綱とほぼ同等となった。
（９）リングの成分が適正化された実施例１〜２５であっても、表面研磨を行わなかった場合、耐剥離性はマルエージング綱に比べて劣る。一方、表面研磨を行うと、実施例１〜２５の耐剥離性はマルエージング綱とほぼ同等となった。
（１０）比較例２は、表面研磨により耐剥離性が向上した。しかし、耐久強度は、表面研磨の有無によらず、マルエージング綱に比べて極めて劣る。
（１１）比較例６、９は、表面研磨を行っても耐剥離性は向上しなかった。
（１２）実施例６において、酸化物層深さが０．２μｍである場合、耐剥離性は、マルエージング鋼に比べて劣る。一方、酸化物層深さが０．０５μｍ以下である場合、耐剥離性は、マルエージング鋼と同等となった。
（１１）比較例６、９は、表面研磨を行っても耐剥離性は向上しなかった。
（１２）実施例６において、酸化物層深さが０．２μｍである場合、耐剥離性は、マルエージング鋼に比べて劣る。一方、酸化物層深さが０．０５μｍ以下である場合、耐剥離性は、マルエージング鋼と同等となった。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るＣＶＴリングは、無段自動変速機に用いられる金属ベルトのリングに用いることができる。
Claims (4)
- 以下の構成を備えたＣＶＴリング。
（１）前記ＣＶＴリングは、Ｃｒ系ステンレス鋼からなり、
前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．０５≦Ｃ≦０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．１５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ＜１．０ｍａｓｓ％、
０．２≦Ｍｎ≦１．５ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
３．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
１２．０≦Ｃｒ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦３．５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０１ｍａｓｓ％、及び、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
（２）前記ＣＶＴリングは、表面がガス窒化処理されている。
（３）前記ＣＶＴリングは、表面の酸化物層深さが０．１μｍ以下である。 - 前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
Ｃｕ≦０．５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載のＣＶＴリング。 - 前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．０１≦Ｚｒ≦０．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載のＣＶＴリング。 - 前記Ｃｒ系ステンレス鋼は、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
０．００１０≦Ｃａ≦０．０１０ｍａｓｓ％、及び、
０．００１０≦Ｍｇ≦０．０１０ｍａｓｓ％、
からなる群から選ばれるいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載のＣＶＴリング。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013212746A JP2015074814A (ja) | 2013-10-10 | 2013-10-10 | Ｃｖｔリング |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013212746A JP2015074814A (ja) | 2013-10-10 | 2013-10-10 | Ｃｖｔリング |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015074814A true JP2015074814A (ja) | 2015-04-20 |
Family
ID=52999920
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013212746A Pending JP2015074814A (ja) | 2013-10-10 | 2013-10-10 | Ｃｖｔリング |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2015074814A (ja) |
-
2013
- 2013-10-10 JP JP2013212746A patent/JP2015074814A/ja active Pending
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