JP2019508634A - 駆動ベルト用の横断エレメント、駆動ベルト、および該横断エレメントを製造する方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、無段変速機で使用するための駆動ベルト（３）の鋼横断エレメント（３２）構成要素に関し、前記駆動ベルト（３）は、無端引張エレメント（３１）の周に対して相対的に摺動可能に駆動ベルトに含まれる複数のこのような横断エレメント（３２）を有している。本発明によれば、横断エレメント（３２）には、おおよそマイナス３０〜マイナス８０Ｎ／ｍｍ^２の残留圧縮応力が付与される。

Description

本発明は、請求項１の上位概念に記載の形式の、無段変速機において使用するための駆動ベルトの横断エレメント構成要素に関する。このような特別な形式の駆動ベルト、および該駆動ベルトが通常適用される変速機は、例えば欧州特許出願公開第０６２６５２６号明細書、および欧州特許出願公開第１１６７８２９号明細書によりそれぞれ当業者に広く公知である。

公知の駆動ベルトは、このような横断エレメントを複数有しており、これらの横断エレメントは鋼から成っていて、駆動ベルトの無端引張エレメントの周に対して相対的に摺動可能に駆動ベルトに含まれている。無端引張エレメントは主に、横断エレメント構成要素を拘束しガイドする機能を有する。典型的には、無端引張エレメントは、互いに重ねられた、すなわち半径方向に積層された複数の柔軟な金属リングから成る２つのセットから成っている。同じく典型的には、横断エレメントにはそれぞれスロットが設けられていて、このスロット内には無端引張エレメントの一部が収容されている。

公知の変速機では、プーリの間かつプーリの回りに配置され、各プーリの２つの円錐ディスクの間にクランプされた駆動ベルトによって、変速機の一方のプーリから駆動力が伝達される。各プーリの、少なくとも一方のこのようなプーリディスクは、プーリのアクチュエータによって、プーリの軸上にあるそれぞれ他方のプーリディスクに対して相対的に軸方向可動であるように設けられている。結果として、駆動ベルトと、特に駆動ベルトの横断エレメント構成要素とを、両プーリのプーリディスクの間にクランプすることができ、これにより、第１のまたは駆動側のプーリの回転は、第２のまたは被駆動側のプーリに、駆動ベルトを介して伝達される。各プーリと駆動ベルトとの間の駆動力の伝達は摩擦により行われ、このために横断エレメントの各側方の面、すなわち横断エレメントの軸方向面にはプーリディスクに接触するための接触面が設けられている。横断エレメントの接触面は、各プーリの円錐ディスクの間に、これら円錐ディスクによって画定されたＶ字型の溝の角度にほぼ適合する角度を成すように相互に方向付けられている。典型的には、接触面には、潤滑油および／または冷却流体を受ける溝または穴のような、下方に位置する領域が設けられている。潤滑油および／または冷却流体は通常、公知の変速機に供給され、変速機の作動中に物理的に摩擦接触する接触面の（比較的上方の）部分とプーリディスクとの間から押し出される。変速機の適切な機能および耐久性のためには、横断エレメントが摩耗および疲労（破壊）の両方に対して耐久性があることが不可欠である。

横断エレメントの疲労強度は、横断エレメントの形状によって規定され、横断エレメントの形状は一般的に、駆動ベルトの作動中に生じる応力レベルおよび応力振幅に関して最適化されている。さらには、横断エレメントを基本材料から裁断し、焼入硬化した後に、横断エレメントにストーンタンブリングプロセスによる公知のバリ取りプロセスを施すことにより、横断エレメントの表面層に圧縮残留応力を付与することもできる。このような圧縮残留応力により、特に表面の欠陥部からの微小クラックの形成開始および／または成長が抑制されることが公知であり、したがって横断エレメントの疲労強度が改善される。

さらに、横断エレメントの接触面の摩耗率を、変速機の典型的な自動車用途に適したレベルまたは少なくとも許容可能なレベルに制限するために、横断エレメントに、ロックウェル硬度Ｃスケール（ＨＲＣ）で少なくとも５８の材料硬度を提供することが知られている。この硬度値は、炭素含有鋼の基本材料から横断エレメントを製造し、横断エレメントの製造プロセスの一部として鋼を焼入硬化させることによって実現される。このような公知の製造プロセスの一例は、欧州特許出願公開第１２３３２０７号明細書により提供される。鋼基本材料の炭素含量は通常、０．６〜１．２質量％（ｗｔ．％）の範囲にある。例えば、ＤＩＮ１．２００３、すなわち７５Ｃｒ１鋼がしばしば、横断エレメント用の基本材料として使用される。

従来の硬化プロセスは、鋼をいわゆるオーステナイト化温度（例えば、ＤＩＮ１．２００３鋼の場合は±７８０℃以上）に加熱し、その結晶構造をフェライトからオーステナイトに変態させるステップ、その後急冷して、すなわちクエンチングして、少なくとも部分的にオーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるステップを含む。その後、鋼は、典型的には、焼戻しのステップ、すなわち、鋼の延性および靭性を増加させるために鋼を中程度の温度（例えば、約２００℃）に加熱する更なるプロセスステップを施され、したがって焼入硬化された鋼の疲労強度は必要なレベルにもたらされる。焼き戻しステップの結果として、硬度も、クエンチングのプロセスステップ直後の硬度値と比較して減じられる。したがって硬化された鋼は、主にマルテンサイト相のミクロ構造または結晶構造を有し、ある程度の残留オーステナイトも存在するが、典型的には２０体積％（ｖｏｌ．％）未満の少量しか存在しない。

この横断エレメントのようなワークピースの工業用大量生産においては、ワークピースがガス充填炉または炉内でバッチ式に処理される（すなわち、オーステナイト化される）場合には特に、全体として比較的迅速にワークピースを加熱およびオーステナイト化するために、オーステナイト化における実際の加工温度は、前記オーステナイト化温度を実質的に上回る値に設定される。例えば、このようなプロセスでは、ＤＩＮ１．２００３の鋼から成る横断エレメントをオーステナイト化するために、８７０℃を超える加工温度が通常、適用される。

上記公知のプロセスは、横断エレメントに相当の耐摩耗性と、相当の疲労強度を提供する。しかしながら、横断エレメントの摩耗をさらに低減させ、かつ／または疲労強度をさらに向上させることは今なお当業者において所望され続けている。これにより一方では、全体としての変速機の堅牢性および耐用年数を改善させることができ、他方では、変速機によって伝達したい駆動力を改善させることができ、かつ／または変速機を小型化することができる。

例えば鋼基本材料の組成または焼入硬化プロセスのプロセスパラメータの微調整により、横断エレメントの硬度を増加させることによって、原則として横断エレメントの耐摩耗性をさらに改善することができるが、このような付加的な硬度は、横断エレメントの延性、ひいては疲労強度の望ましくない低下に結びつく。６２〜６４ＨＲＣの硬度値は通常、これらの点で最適であると考えられている。

本発明によれば、予期しないことに、硬化プロセスを変更することにより、横断エレメントの疲労強度を好適に改善できることが発見された。特に本発明によれば、オーステナイト化の硬化プロセスステップで通常生じる、炭化鉄粒子（例えば、Ｆｅ_３Ｃ、Ｆｅ_ｘＣｒ_ｙＣ）の分解が抑制されるべきである。このような炭化鉄は、基本材料の鋼母材全体にわたって存在するが、オーステナイト化中に適用されるような高温では分解されて、格子間炭素原子を生成する。従来、炭化鉄の分解は、分解された炭素により、急冷後のマルテンサイト相が安定化されて、鋼に、すなわち横断エレメントに付加的な硬度が提供されるので、硬化プロセスにおいて目指すところとされている。本発明においても他方では、このような付加的な硬度は、横断エレメントの耐摩耗性のためになお必要とされており、横断エレメントの表面材料は、炭化鉄の分解とは異なる供給源からの、すなわち外部からの、例えばオーステナイト化で適用されるガス雰囲気からの炭素により、ある程度まで富化される。

上記２つの手段の結果、すなわち横断エレメントのバルク材料における炭化鉄の分解を大幅に回避すること、および横断エレメントの表面両材内に付加的な炭素原子を導入することにより、横断エレメントに、耐摩耗性のある硬い表面が提供されるだけでなく、好適には、横断エレメントの表面からコアへ向かって減少する分解された炭素の濃度における顕著な勾配も提供される。このような炭素濃度勾配は、横断エレメントの場合、従来の硬化プロセスでも、公知の浸炭プロセスでも必ずしも求められていないが、適切に制御されるならば、横断エレメントの表面層における圧縮残留応力の効果により、横断エレメントの疲労強度が改善されることがわかった。圧縮残留応力の適切な値は、マイナス３０〜マイナス８０Ｎ／ｍｍ^２の範囲の値を有し、例えば約−５０Ｎ／ｍｍ^２を有する。

このような疲労強度の改善は予期せぬものである。なぜならば、同程度で同効果の圧縮残留応力は、公知のストーンタンブリングプロセスにより既に広く認識されているからである。しかしながら本発明によれば、ストーンタンブリング加工で適用される石は、横断エレメントのスロットの内部に容易に入るには一般に大きすぎる。したがって、スロットを画定する横断エレメントの表面部分は、横断エレメントのその他の表面部分よりも低い程度でしかタンブリングストーンによる影響を受けず、ここにはストーンタンブリングプロセスにおいて殆ど圧縮残留応力が発生しない。しかしながら、本発明による分解された炭素の濃度の前記勾配によっては、特にこれらのスロットを画定する表面部分において、利点となる圧縮残留応力が生成される。

前記炭素濃度勾配および前記残留応力レベルは両方とも、少なくとも高精度では直接的に容易に測定することはできないことに留意されたい。しかしながら、分解した炭素の前記（局所的な）濃度を、横断エレメントの、すなわち横断エレメントを製造する鋼の（局所的な）硬度に関連付けることは可能である。特に、炭素濃度における変化は、鋼の硬度値において測定された変化に関連付けることができる。本発明の文脈内では、横断エレメントの表面とコアとにおける硬度の適切な差は、少なくとも６０ＨＶ０．１（すなわち、１００グラムの重さをかけて測定されたいわゆるヒッカーズ硬さ）であり、特に６０〜９０ＨＶ０．１の範囲の値を有し、さらに特に約７５ＨＶ０．１である。

鋼製のワークピースの表面材料を外部供給源からの炭素で富化するプロセスは、特に浸炭という名称で知られているようなものであることにさらに留意されたい。浸炭プロセスでは、一酸化炭素のような吸（熱）ガスを含む炭素含有のガス雰囲気下でワークピースがオーステナイト化される。典型的には、ガス雰囲気のカーボンポテンシャルは、短時間で効率の高い浸炭を実現するために当該ワークピースのカーボンポテンシャルを著しく上回る値となるように制御される。

したがって、このような公知の浸炭プロセスでは、プロセスガス雰囲気から表面層内への炭素原子の導入により、分解した炭素の濃度勾配が形成されるだろう。しかしながら、本発明の根底にある技術的考察によれば、上記現象は、炭化鉄粒子の前記分解により微細構造内へと放出される炭素の相当の量を考慮すると、重要ではなくかつ／または殆ど注目に値しない。したがって、公知の濃度勾配は、重要でないとみなせるものであり、特に、本発明が目指している圧縮残留応力を有する表面層を提供しない。本発明によれば、このような公知の浸炭プロセスと対照的に、目下所望の効果を実現するために、比較的緩和された浸炭プロセスが横断エレメントで実施される。すなわちこの場合、当該鋼の、重量％で表される炭素含量における、カーボンポテンシャルを１５〜２５％上回る、特に上述のカーボンポテンシャルを約２０％上回る、比較的低いカーボンポテンシャルを有するプロセス雰囲気が適用される。

さらに本発明によれば、特に上述した炭素濃度勾配を保持し、すなわち、炭化鉄の最小限の分解を伴う緩和浸炭プロセスを提供することにより、上述した圧縮残留応力を実現するために、浸炭は、当該鋼のオーステナイト化温度を例えば２．５〜１０％上回る、特にこのようなオーステナイト化温度を約５％上回る最小限温度で、かつ／または最小期間の時間で、すなわち横断エレメントのコアにおいてもフェライトからオーステナイトへの変態が実施されるのにちょうどの十分な期間で、実施される。

７５Ｃｒ１鋼から製造された横断エレメントのバッチ式ガス浸炭の特別な場合においては、適切な浸炭プロセス温度は、８００〜８５０℃の範囲に、特に８３５〜８４５℃の範囲に選択され、かつ／またはプロセス雰囲気中の適切な一酸化炭素濃度は、当該鋼のカーボンポテンシャルを僅かに上回る必要なカーボンポテンシャルを実現するために１５〜２５体積％の範囲に、特に１８〜２０体積％の範囲に選択され、かつ／または適切なプロセス時間は、５〜２５分の範囲に、特に１０〜２０分の範囲に選択される。

ここで、新規の横断エレメントおよびその提案された製造方法の上述した原理および特徴を、添付の図面を参照してさらに説明する。

２つのプーリと駆動ベルトとを備えた、広く公知の無段変速機の例を概略的に示す図である。 鋼横断エレメントと引張エレメントとが組み込まれた公知の駆動ベルトの横断面を概略的に示す図である。 横断エレメントの製造法全体の一部として適用される従来の焼入硬化プロセスの３つの段階を概略的に示す図である。 公知の焼入硬化プロセスの一部としての、横断エレメントの結晶構造に対する従来の浸炭の効果を概略的に示す図である。 本発明による新規の横断エレメントの結晶構造の関連する態様を概略的に示す図である。 硬度測定結果を、公知の横断エレメントと、本発明による横断エレメントとの関連で示すグラフである。

図１には、通常、自動車の動力伝達経路においてエンジンと自動車の駆動輪との間に適用される公知の無段変速機またはＣＶＴの中心部が示されている。この変速機は２つのプーリ１，２を含み、これらのプーリにはそれぞれ、プーリ軸６または７に取り付けられた一対の円錐状のプーリディスク４，５が設けられている。これらプーリディスク４，５の間には、ほぼＶ字型の周方向に延在するプーリ溝が画定されている。プーリディスク４，５の各対の、すなわち各プーリ１，２の、少なくとも一方のプーリディスク４は、各プーリ１，２のプーリ軸６，７に沿って軸方向可動である。駆動ベルト３は、プーリ軸６，７間で回転運動とそれに伴うトルクとを伝達するために、プーリ１，２の回りに巻き掛けられていて、プーリのプーリ溝内に位置している。

変速機は一般的に作動中に、各プーリ１，２の軸方向可動な前記プーリディスク４に軸方向に向けられたクランプ力をかける作動手段も有している。このクランプ力は、プーリ１，２のそれぞれ他方のプーリディスク５に向かって方向付けられており、これにより駆動ベルト３は、プーリ１，２のこれらディスク４，５の間にクランプされる。これらのクランプ力は、駆動ベルト３と各プーリ１，２との間の摩擦力を規定するだけではなく、プーリのプーリディスク４，５間における各プーリ１，２での駆動ベルト３の半径方向位置Ｒも規定する。この半径方向位置Ｒが、プーリのプーリ軸６，７間の変速比を決定する。

図２には、公知の駆動ベルト３の例がより詳細に、周方向に面する断面で示されている。駆動ベルト３には、平坦で薄い、すなわちリボン状の、柔軟な複数の金属リング４４から成る２つのセットの形態の無端引張エレメント３１が組み込まれている。駆動ベルト３はさらに、引張エレメントの周方向に沿って引張エレメント３１に取り付けられた複数の横断エレメント３２を有している。この特別の例では、リング４４の各セットは、横断エレメント３２の各側方面に、すなわち横断エレメント３２の中央部３５の各軸方向面に、横断エレメント３２によって画定された各凹部またはスロット３３内に収容されている。横断エレメント３２のスロット３３は、駆動ベルト３全体に対して半径方向で見て、横断エレメント３２の底部３４と上部３６との間に位置している。

横断エレメントの前記底部３４の軸方向面で、横断エレメント３２には、プーリディスク４，５に摩擦接触するための接触面３７が設けられている。各横断エレメント３２の接触面３７は、Ｖ字型のプーリ溝の角度にほぼ適合する角度Φを成すように相互に方向付けられている。したがって、横断エレメント３２は前記クランプ力を受け、これにより入力トルクがいわゆる駆動プーリ１に加えられたとき、ディスク４，５とベルト３との間の摩擦が、駆動プーリ１の回転を、同様に回転する駆動ベルト３を介していわゆる被駆動プーリ２に伝達するように、またはその逆に伝達が行われるようになっている。

ＣＶＴにおける作動中、駆動ベルト３の横断エレメント３２構成要素は、プーリ１，２の各対のプーリディスク４，５の間で間欠的にクランプされている。このようなクランプにより明らかに、横断エレメント３２の底部３４が圧縮されることになるが、ここには、特に横断エレメントの底部３４と中央部３５との間の移行領域には、引張り力も生じる。したがって、横断エレメント３２は摩耗にさらされるだけではなく、前記間欠的なクランプにより金属疲労負荷にもさらされる。

横断エレメント３２を、７５Ｃｒ１（ＤＩＮ１．２００３）鋼のような鋼から製作し、駆動ベルト３の製造プロセス全体の一部としてこの鋼を焼入硬化することは広く公知であり一般的に適用される。焼入硬化の従来のプロセスステップは、図３に概略的に示された３つの段階Ｉ、ＩＩ、ＩＩＩを含む。段階Ｉでは、（可能であれば部分的にのみ）予備裁断された横断エレメント３２のバッチが炉室６０内で、オーステナイトの結晶構造を提供するために、当該の鋼のオーステナイト化温度を実質的に超える温度まで加熱される。この段階Ｉでは、横断エレメント３２は、典型的には、水素ガスおよび一部の一酸化炭素を含む窒素ガスのような中性ガス雰囲気中に置かれる。一酸化炭素の量は、プロセス雰囲気のいわゆるカーボンポテンシャルが、加工すべき鋼の炭素含量とほぼ等しいように選択され、これにより横断エレメントの表面において炭素が富化されることも消耗されることもない。段階ＩＩでは、横断エレメント３２のバッチはクエンチされ、すなわち急冷され、主に過飽和マルテンサイト結晶から成る（準安定）微細構造を形成する。この段階ＩＩでは、横断エレメント３２の冷却は、典型的にはオイル浴７０に横断エレメントを浸漬することにより行われる。その後、段階ＩＩＩにおいて、延性および靱性を高めるために、横断エレメント３２のバッチを炉室８０内で再加熱する。この段階ＩＩＩで適用される温度は、段階Ｉにおける温度よりも著しく低く、例えば約２００℃であり、したがって保護雰囲気を用いることもなく、すなわち空気中で行うことができる。

鋼の熱処理の分野では、オーステナイト化段階Ｉの間、炉室６０内のガス雰囲気内に炭素含有ガスを含ませることも知られており、これは浸炭と呼ばれる。これにより、鋼ワーク製品４０の表面層に炭素原子が富化され、これによりこの製品の耐摩耗性は改善される。このような後者の浸炭プロセスは図４に図式的に示されている。図４の左側は、このようなプロセスの開始時の状態を示している。黒色と白色のドット対によって表される一酸化炭素分子ＣＯは、ガス雰囲気中に存在しており、単独の黒色のドットで表される鉄原子ＩＡの結晶と、白色のドットの集合体で表される鉄炭化物粒子ＩＣとは、ワーク製品４０の一般的な結晶構造を構成する。

浸炭プロセス終了に向かう状況は、図４の右側に示されている。図４には、浸炭プロセスにおいて、存在する一酸化炭素ガス分子ＣＯの少なくともいくつかが、炭素と酸素とに分解され、そのうちの炭素原子ＣＡがワーク製品４０の微細構造に入り込んで、その一部となり、そのうちの酸素原子は水素ガス分子と結合して、２つの白色のドットと１つの黒色のドットの３つ１組で表された水蒸気Ｈ２Ｏを形成することが示されている。さらに、炭化鉄粒子ＩＣは徐々にますます分解されて、付加的な炭素原子ＣＡがワーク製品４０の微細構造内へと放出される。勿論、浸炭プロセスにおける加熱と時間の経過とにより、ワーク製品４０の鉄原子ＩＡが配列されている結晶構造もフェライトからオーステナイトへと変態するが、このような特別な態様は図４には示されていない。

このように処理されたワーク製品４０が続いて急冷されると、炭素原子は、過飽和マルテンサイト結晶中の格子間原子として捕捉される。これにより、ワーク製品４０の、特にその外面の硬度および耐摩耗性はかなり上昇するが、その脆性もまた高まる。これによりワーク製品４０は、駆動ベルト３の横断エレメント３２のように、かなりの疲労強度も必要とする用途には不適切なものとなる。

本発明によれば、予期せぬことに、上記公知の浸炭プロセスを、横断エレメント３２にとって適切なものとなるように、横断エレメント３２の疲労強度が低下するのではなく増加する程度にも適合させることができる。本発明によれば特に、横断エレメント３２のバルク材料における炭化鉄の分解が抑制される。これにより、横断エレメント３２の表面から横断エレメントのバルクまたはコア材料へ向かって、分解した炭素の濃度に関する小さいが理論上の勾配が実現される。このような分解した炭素の濃度勾配の結果として、横断エレメント３２の表面材料で、圧縮残留応力が実現され、これにより、表面欠陥からの疲労破壊の開始が抑制される。さらに、分解した炭素のこのような濃度勾配は、横断エレメント３２の材料硬度を、横断エレメントの表面におけるまたは表面近くの比較的高い値から、コアにおける比較的低い値へと変化させる。このことは比較的容易に測定することができる。

本発明による浸炭プロセスの新規の構成は図５に示されている。図５の左側は図４の左側に対応しており、この浸炭プロセスの開始時の状態を示している。しかしながら、本発明によれば、浸炭は、浸炭プロセス中、炭化鉄粒子ＩＣの分解が、図５の右側に図示されているように、従来の浸炭と比較して減じられるように実施される。このような手段と、ガス雰囲気からの、横断エレメント３２の表面層ＳＬへの炭素原子ＣＡの導入とにより、前記炭素濃度の勾配が、前記表面層ＳＬにおける炭素原子のより高い濃度から、横断エレメントのコア材料ＣＭにおける炭素原子のより低い濃度へと形成される。

このような炭素濃度勾配の存在は、横断エレメント３２の硬度ＨＶを、その表面と、よりコアに向かう、すなわち、測定深さＭＤと記される外表面からの距離とに関して測定して、比較することにより実証することができる。結局、分解した（原子の）炭素の存在は、鋼の硬度を高める効果を有することはよく知られている。図６には３つの横断エレメント３２のこのような硬度測定の結果がまとめられている。これら３つの横断エレメント３２は全て、７５Ｃｒ１鋼から成るが異なる加工がなされており、このような異なる加工がなされた各横断エレメント３２につき３つの硬度測定がなされている。１つは横断エレメントの表面（ＭＤ＝０）における測定であり、また１つは外表面下方２００ミクロン（ＭＤ＝２００ミクロン）における測定であり、最後の１つは８５０ミクロンの深さ（ＭＤ＝８５０ミクロン）における測定である。

図６において、３つの三角形状の印は、従来の通り加工された横断エレメント３２で測定された硬度値ＨＶを示している。すなわち、この場合横断エレメント３２は、中性ガス雰囲気（すなわち、７５Ｃｒ１鋼の場合、０．７５％のカーボンポテンシャルを有する）中で８７０℃でオーステナイト化された。このように測定された硬度ＨＶは比較的高く（＞７３５ＨＶ０．１）、その硬度値ＨＶは、炭化鉄の分解により原子状鉄格子内へと放出された分解炭素の存在によるものである。しかしながら、このような分解は基本的に、オーステナイト化炉内で加熱されるとき、横断エレメント３２の全体にわたって発生するので、測定された硬度ＨＶは、表面と、８５０ミクロンの深さとの間で大きな差は示されず、すなわち差は約２５ΔＨＶ０．１である。

図６において、３つの四角形状の印は、浸炭された横断エレメント３２で測定された硬度値ＨＶを示している。すなわち、この場合横断エレメント３２は、当該鋼のカーボンポテンシャルを上回るカーボンポテンシャル（すなわち０．９％）を有するガス雰囲気中で８７０℃でオーステナイト化された。このように測定されたコアの硬度ＨＶ（例えば、外表面下方８５０ミクロンで測定された）は、従来の通り加工された横断エレメント３２の硬度と同等であるが、表面で測定された硬度ＨＶは、ガス雰囲気からの付加的な炭素原子の導入および拡散により著しく高まっている。特に、外表面における硬度ＨＶと８５０ミクロンの深さにおける硬度ＨＶとの差は、約５０ΔＨＶ０．１であることが観察された。

図６において、３つの菱角形状の印は、本発明による横断エレメント３２で測定された硬度値ＨＶを示している。特に、この場合横断エレメント３２は、当該鋼のカーボンポテンシャルを上回るカーボンポテンシャル（すなわち０．９％）を有するガス雰囲気中で、しかしながら８２０℃の比較的低い温度でのみオーステナイト化された。このように測定されたコアの硬度ＨＶ（例えば、外表面の下方８５０ミクロンで測定された）は、従来の通り加工された横断エレメント３２、および浸炭された横断エレメント３２の両方と比較して著しく低い。この低い硬度値ＨＶは、はるかに低いオーステナイト化温度により炭化鉄の分解が抑制されたためである。これに対し表面で測定された硬度ＨＶは、ガス雰囲気からの付加的な炭素原子の導入および拡散により浸炭された横断エレメント３２の硬度と同等である。特に、外表面における硬度ＨＶと８５０ミクロンの深さにおける硬度ＨＶとの差は、約７２ΔＨＶ０．１であることが観察された。

本発明によれば、このように測定された硬度ＨＶは、分解された炭素の濃度を表している。したがって、本発明による横断エレメント３２の場合、横断エレメント３２の表面からコアへと向かって著しい負の勾配を示すことが観察された。さらに本発明によれば、このような勾配により、横断エレメント３２の表面材料は圧縮応力を受け、この場合、疲労強度は好適には上昇する。特に、横断エレメント３２の、ストーンタンブリングされていない（または少なくとも、その他の部分と比較して低い程度でしかストーンタンブリングされていない）部分は、このような改善の恩恵を受ける。

本発明は、先行する全ての説明と添付の図面の全ての詳細に加えて、請求の範囲の全ての特徴にも関し、全ての特徴も含む。請求項内の（ ）内の参照符号は請求の範囲を限定するものではなく、むしろ各特徴の拘束力のない例として記載されている。請求の範囲に記載の特徴は、場合によって別個に提供製品または提供プロセス内に適用することができるが、これらの特徴の２つ以上のあらゆる組み合わせに適用することもできる。

この開示に代表される本発明は、本明細書で明白に言及した実施態様および／または例に限定されるものではなく、特に、当業者により達成される本発明の補正、改良、および実際の使用例も包括する。

Claims (13)

1. 駆動ベルト（３）のための横断エレメント（３２）であって、前記駆動ベルトは、２つのプーリ（１，２）の間で駆動力を伝達するために、無端引張エレメント（３１）と、前記引張エレメント上に摺動可能に設けられた複数の横断エレメントとを有しており、前記横断エレメント（３２）は鋼から成っている、駆動ベルト（３）のための横断エレメント（３２）において、
   前記横断エレメント（３２）の表面層において、前記横断エレメントの（材料の）硬度が、前記横断エレメント（３２）の表面からコアに向かって少なくとも６０ＨＶ０．１減少していることを特徴とする、駆動ベルト（３）のための横断エレメント（３２）。
2. 前記硬度は、前記横断エレメント（３２）の表面からコアに向かって６０〜９０ＨＶ０．１減少している、請求項１記載の横断エレメント（３２）。
3. 前記硬度は、前記横断エレメント（３２）の表面からコアに向かって約７５ＨＶ０．１減少している、請求項１記載の横断エレメント（３２）。
4. 前記硬度は、少なくとも前記無端引張エレメント（３１）を受容するために前記横断エレメント（３２）に設けられたスロット（３３）の場所で、または前記スロット（３３）の場所でのみ減少していて、さらには特に、前記無端引張エレメント（３１）の半径方向内側に位置する前記横断エレメント（３２）の底部（３４）と、前記無端引張エレメント（３１）と同じ半径方向位置に位置する前記横断エレメント（３２）の中央部（３５）との間の移行部で、減少している、請求項１から３までのいずれか１項記載の横断エレメント（３２）。
5. 駆動ベルト（３）のための横断エレメント（３２）であって、前記駆動ベルトは、２つのプーリ（１，２）の間で駆動力を伝達するために、無端引張エレメント（３１）と、前記引張エレメント上に摺動可能に設けられた複数の横断エレメントとを有しており、前記横断エレメント（３２）は鋼から成っている、駆動ベルト（３）のための横断エレメント（３２）において、
   前記横断エレメント（３２）の表面層に、マイナス３０〜マイナス８０Ｎ／ｍｍ^２の範囲の値の圧縮残留応力が提供されることを特徴とする、駆動ベルト（３）のための横断エレメント（３２）。
6. 前記圧縮残留応力値は約マイナス５０Ｎ／ｍｍ^２である、請求項５記載の横断エレメント（３２）。
7. 前記圧縮残留応力値は、少なくとも前記無端引張エレメント（３１）を受容するために前記横断エレメント（３２）に設けられたスロット（３３）の場所で、または前記スロット（３３）の場所でのみ生じ、さらには特に、前記無端引張エレメント（３１）の半径方向内側に位置する前記横断エレメント（３２）の底部（３４）と、前記無端引張エレメント（３１）と同じ半径方向位置に位置する前記横断エレメント（３２）の中央部（３５）との間の移行部で、生じる、請求項５または６記載の横断エレメント（３２）。
8. 前記横断エレメントの表面層は、５８〜６４ＨＲＣの範囲の、好適には６２〜６４ＨＲＣの範囲の硬度値を有している、請求項１から７までのいずれか１項記載の横断エレメント（３２）。
9. 前記横断エレメント（３２）を製造する鋼は、０．６重量％〜１．２重量％の炭素含有量を有している、請求項１から８までのいずれか１項記載の横断エレメント（３２）。
10. 前記横断エレメントは、７５Ｃｒ１（ＤＩＮ１．２００３）鋼から成っている、請求項９記載の横断エレメント（３２）。
11. ２つのプーリ（１，２）の間で駆動力を伝達するために、無端引張エレメント（３１）と、前記引張エレメント上に摺動可能に設けられた、請求項１から１０までのいずれか１項記載の複数の横断エレメントとを有している、駆動ベルト（３）。
12. ２つのプーリ（１，２）間で動力を伝達するための駆動ベルト（３）用の鋼横断エレメント（３２）を製造する方法であって、前記駆動ベルトは、無端引張エレメント（３１）と、前記無端引張エレメント（３１）上に摺動可能に設けられた、特に請求項１から１０までのいずれか１項記載の複数の横断エレメントとを有しており、前記横断エレメント（３２）を連続的にオーステナイト化し、急冷することにより前記横断エレメントを硬化する、鋼横断エレメント（３２）を製造する方法において、
    前記横断エレメント（３２）の前記オーステナイト化を、前記横断エレメント（３２）を形成する鋼の重量％における炭素含有量を１０％〜３０％超えるカーボンポテンシャルを有する炭素含有ガス雰囲気内で、前記鋼の平衡オーステナイト化温度を２．５％〜１０％超える前記ガス雰囲気の温度で、実施することを特徴とする、鋼横断エレメント（３２）を製造する方法。
13. 前記横断エレメント（３２）の前記オーステナイト化を、５〜２５分間実施する、請求項１２記載の鋼横断エレメント（３２）を製造する方法。

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