JP4784217B2

JP4784217B2 - 無段変速機ベルト、該ベルト用ステンレス鋼板及びその製造法

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Publication number: JP4784217B2
Application number: JP2005259472A
Authority: JP
Inventors: 和彦安達; 成志石山; 賢阿部
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-09-07
Filing date: 2005-09-07
Publication date: 2011-10-05
Anticipated expiration: 2025-09-07
Also published as: JP2007070696A

Description

本発明は、無段変速機ベルト、無段変速機ベルト用ステンレス鋼板及びその製造法に関するものであり、より具体的には、自動車等の無段変速機に使用され、高強度で優れた延性、耐摩耗性さらには疲労特性が要求される無段変速機ベルトと、この無段変速機ベルトの素材として用いるのに好適な準安定オーステナイト系ステンレス鋼板と、この準安定オーステナイト系ステンレス鋼板の製造法とに関する。

近年、自動車に対しては、環境問題、エネルギ問題さらにはコスト等の観点から、低燃費化が極めて強く要請されている。この要請に応えるための一つの手段として、無段変速機（ＣＶＴ：ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙＶａｒｉａｂｌｅＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）が知られている。

これまで多用されてきたマニュアル・トランスミッション又はオートマチック・トランスミッション等の既存の変速機は、いずれも、手動で又は油圧を利用して自動で、通常３〜５段のギアを切り替えて車速に応じた変速を行うものである。このため、これまでの変速機は、ギアの切り替えに伴って、駆動力の伝達ロスを不可避的に伴う。これに対し、図１に駆動力の伝達の原理を模式的に示すＣＶＴ１は、軸方向へ移動自在に配置された２枚の円錐型ディスク（２ａ、２ｂ）、（３ａ、３ｂ）により形成されるＶ型溝を有し、駆動側又はエンジン側に接続される一対の並行配置された滑車(プーリ)２、３と、プーリ２、３のＶ型溝に架け渡される無段変速機ベルト（Ｖベルト）４とにより構成されており、車速に応じて円錐型ディスク（２ａ、２ｂ）、（３ａ、３ｂ）の間隔をそれぞれ制御してＶベルト４の幅に合うプーリ２、３の実働径を連続的に変更することによって約２．５〜０．５の変速比を無段階で得られる。したがって、ＣＶＴ１を自動車に搭載すれば、変速比を連続的に無段階で変更できることから駆動力の伝達ロスを可及的に抑制でき、これにより燃費向上を図ることができる。このため、ＣＶＴ１は、近年開発される自動車に積極的に搭載される傾向にある。

ＣＶＴ１を構成するＶベルト４には、無段階で変速比を変更しながらプーリ２、３間に動力を伝達するため、高い強度を有することはもちろんのこと、高い信頼性を有すること、具体的には曲げや曲げ戻しにも十分耐え得る優れた延性及び疲労特性と、プーリ２、３との接触に対する優れた耐摩耗性とが要求される。このため、Ｖベルト４は、図２に示すように、２枚の金属製のリング５、６と、これらの間に嵌め込まれる特殊形状の金属製の多数のエレメント（ベルト駒）７とにより構成される。

通常、金属製のリング５、６は、素材である鋼板を所定の幅に切断して帯状とした後にその両端を溶接するか、あるいは、素材である鋼板をプレスにて略皿形状とした後にその底部を打抜くことによってリング形状に成形する成形工程と、リング用圧延機により所定の板厚及び直径に圧延すると共に、材料を性能調整(加工硬化)する調質圧延工程と、表面硬化処理により耐摩耗性等を付与する表面硬化処理工程とを経て、製造される。なお、表面硬化処理の前後に時効処理を施すこともある。

従来、Ｖベルトのリングには、例えば特許文献１、２に開示されるように、Ｔｉを０．１％（本明細書では特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味する）以下含有するマルエージング鋼が用いられてきた。マルエージング鋼は、焼入れ状態では略マルテンサイト単相であって優れた加工性を示し、次いで行われる時効処理による析出強化によって高強度・高靱性を備えるものである。しかし、マルエージング鋼は、析出強化元素であるＴｉを含有するため、溶製時に生成し易い、硬質かつ粗大なＴｉ−Ｎ系非金属介在物が起点となって疲労破壊を生じ易く、リングの疲労特性が劣化するという問題があった。このため、マルエージング鋼によりリングを製造する際には、粗大なＴｉ−Ｎ系非金属介在物を生成しないように原料を十分に選定するとともに特殊な溶解方法等を採用する必要があり、多大な工数を要することから生産性の低下が著しく、いきおいリングが極めて高価になるという問題があった。

そこで、このような問題を解決するために、特許文献３〜８には、Ｖベルトのリングを準安定オーステナイト（γ）系ステンレス鋼により構成することが開示されている。準安定γ系ステンレス鋼は、硬質なマルテンサイト（α’）相への変態を伴う高い加工硬化により、高強度と優れた延性とを有する。さらに、特許文献９〜１３には、Ｖベルトのリングを構成する準安定γ系ステンレス鋼の耐摩耗性向上を目的として、加工誘起変態したα’相がγ母相へ逆変態しないか、あるいは回復を起こさない低温域での熱処理を伴う表面硬化処理（具体的にはマルエージン鋼と同様の窒化処理あるいは炭化処理）を行うことが、開示されている。

特許文献３〜１３により開示された準安定γ系ステンレス鋼は、確かに、硬質なα’相への加工誘起変態により強度及び延性のバランスに優れ、高強度を維持した上で優れた延性を示す材料を提供できる。しかし、α’相への固溶限は極めて小さいことから、表面硬化窒化処理を行っても窒素や炭素を十分に固溶させることは難しく、ベルトとして十分な耐摩耗性を得ることは難しい。

また、加工誘起変態したα’相に粗大な化合物(窒化物、炭化物及び炭窒化物)を多量に析出し、材料が脆化するとともに、それに起因して疲労特性が大幅に劣化する問題があった。なお、特許文献１３の一部には、加工誘起変態を起こさない安定したγ系ステンレス鋼を用いることも開示されるが、これでは、Ｖベルトのリングに要求される強度及び延性を高次元でバランスさせることが困難になる。

一般的に、ステンレス鋼では、酸化物系の非金属介在物を起点とした破壊が発生することが良く知られている。このため、特許文献１４〜１８には、Ｖベルトのリングへの適用を直接念頭においたものではないが、酸化物系の非金属介在物の組成や形状を規定することによりステンレス鋼の疲労特性を改善する発明が開示されている。
特開２００１−２４０９４４号公報特開２００２−１６７６５２号公報特開平０７−３１６６６２号公報特開２００２−５３９３６号公報特開２００３−３３８０３号公報特開２００３−３３８０４号公報特開２００３−２６６１０６号公報特開２００４−１１６８３号公報特開平１１−２０００１０号公報特開２０００−６３９９８号公報特開２０００−７３１５６号公報特開２００３−１１３４４９号公報特開２００５−３６２７８号公報特公平６−７４４８４号公報特公平６−７４４８５号公報特開平６−３３０２４９号公報特開平７−１８８８６１号公報特開平２００２−２７５５９１号公報

しかし、これらの従来の発明によっても、高強度で優れた延性、耐摩耗性さらには疲労特性を有する、信頼性が高い、ＣＶＴのＶベルト用ステンレス鋼板を工業的規模で安定して低コストで提供することはできなかった。

特に、これまでよりもさらに大きなトルクを発生するエンジンを搭載する車両にも、ＣＶＴを搭載することが検討されているが、従来の発明では、高強度と十分な信頼性を兼備するＶベルトを提供することは不可能であり、このようなＣＶＴのＶベルトの素材として用いるのに最適なステンレス鋼板を工業的規模で安定して低コストで提供することが強く要請されている。

本発明は、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともにオーステナイト相単相で、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理を行うことにより、板表面を含む板表面近傍部の（Ｃ＋Ｎ）量が０．２５％を超えるとともに、調質圧延と炭化及び／又は窒化処理とに供されることを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板である。

また、本発明は、板厚方向の中心を含む板厚中心部が、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともにオーステナイト相及びマルテンサイト相からなる複相組織であり、かつ、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理および調質圧延後における板表面を含む板表面近傍部は、オーステナイト単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト相とオーステナイト相との複相組織であるとともに、炭化及び／又は窒化処理に供されることを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板である。

この本発明に係る無段変速機ベルト用ステンレス鋼板では、板表面から１０μｍの深さの位置までにおける（Ｃ＋Ｎ）量が０．２５％超であることが望ましい。
別の観点からは、本発明は、板厚方向の中心を含む板厚中心部が、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともにオーステナイト相及びマルテンサイト相からなる複相組織であり、かつ、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理および調質圧延し、炭化及び／又は窒化処理された後における板表面を含む板表面近傍部が、オーステナイト単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト相とオーステナイト相との複相組織であるとともに、単独で又は混合して析出した窒化物、炭化物又は炭窒化物を有することを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板である。

この本発明に係る無段変速機ベルト用ステンレス鋼板では、板表面から１０μｍの深さの位置までにおける（Ｃ＋Ｎ）量が０．６０％超であることが望ましい。この場合に、板表面の硬度がＨｖ６００〜１１００であるとともに、板厚中心部の硬度がＨｖ４００〜６００であることが望ましい。

これらの本発明に係る無段変速機ベルト用ステンレス鋼板では、（ｃ）板表面から１０μｍの深さの位置までにおけるオーステナイト相の割合が、板厚中心部におけるオーステナイト相の割合よりも１０％以上高いこと、（ｄ）板表面近傍部におけるＮ濃度及び／又はＣ濃度が、板厚中心部におけるＮ濃度及び／又はＣ濃度よりも高いこと、（ｅ）前記鋼組成は、さらに、Ｍｏ：３．０％以下又はＣｕ：３．０％以下の少なくとも１種を有すること、又は（ｆ）前記鋼組成は、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．５％を有することが、望ましい。

別の観点からは、本発明は、上述した本発明に係るステンレス鋼板からなるリングを備えることを特徴とする無段変速機ベルトである。
さらに別の観点からは、本発明は、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、及びＮｉ：４．０〜１３．０％を含有するとともに、Ｃ＋Ｎ：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である鋼組成を有するステンレス鋼板に、このステンレス鋼板の板表面からＮ及び／又はＣを吸収させてこの板表面を含む板表面近傍部のみをオーステナイト安定状態としてから調質圧延を行うことを含む熱処理を行うことによって、板厚方向の中心を含む板厚中心部はオーステナイト相及びマルテンサイト相からなる複相組織であり、かつ、板表面を含む板表面近傍部はオーステナイト単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト相とオーステナイト相との複相組織であるとともに、炭化及び／又は窒化処理に供されるステンレス鋼板を製造することを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法である。

この本発明に係る無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法では、さらに、熱処理、調質圧延後に表面硬化処理をこの順で行うことが例示される。
これらの本発明に係る無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法では、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理が、加熱温度１０００℃以上及び露点−４０℃以下で行われることが望ましい。

これらの本発明に係る無段変速機ベルト用準ステンレス鋼板の製造方法では、表面硬化処理が、加熱温度６００℃以下の条件で行われることが望ましい。
さらに、これらの本発明に係る無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法では、表面硬化処理が、窒化処理、炭化処理又は炭窒化処理であることが望ましい。

本発明により、組織制御と複合吸収の活用により、高強度で優れた延性、耐摩耗性さらには疲労特性を有する信頼性が高い、ＣＶＴのＶベルト用ステンレス鋼板及びその製造法、このＶベルト用ステンレス鋼板を用いたＶベルトを、工業的規模で安定して低コストで提供することができる。このため、本発明により、さらに大きなトルクを発生するエンジンを搭載する車両にも、ＣＶＴを搭載することが可能となる。

以下、本発明に係る無段変速機ベルト、このベルト用ステンレス鋼板、より具体的には準安定オーステナイト(γ)鋼板及びその製造法を実施するための最良の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。なお、以降の説明では、板製造中焼鈍での熱処理はＣ、Ｎの固溶によるγ安定化を主目的とし、微細析出物の析出を図るものではないことから「吸収」と称し、一方、調質圧延後の最終段階での処理は固溶と微細析出物による強化とを目的とすることから、「窒化」、「炭化」あるいは「炭窒化」ということとする。

はじめに、本発明の基礎となる、準安定γ系ステンレス鋼の表面硬化に関する検討結果から得られた以下に列記する新規な知見（ｉ）〜（ｉｉｉ）について説明する。
（ｉ）Ｖリングは、準安定γ系ステンレス鋼板に、上述した成形工程、圧延工程及び表面硬化処理を順次行うことによって製造されるが、この際に、成形工程の前後に高温での熱処理(焼鈍)を行うことにより、最も強力なγ安定化元素かつ侵入型固溶強化元素の一つであるＮ及び／又はＣを吸収させることができる。そして、この後に調質圧延を行う。これにより、表面硬化処理を行う前に、板表面を含む板表面近傍部のみを、γ単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト(α’)相とγ相との複相組織、すなわちγ安定状態とするとともに、板厚方向の中心を含む板厚中心部を準安定γ状態とすることができる。これにより、当然ながら、板表面近傍部の硬化も図ることができる。

補足すると、ステンレス鋼板の製造では、表面光沢を維持するために製品板に近い段階のラインでの最終焼鈍には一般的にＮ_２及びＨ_２の混合ガスを用いた非酸化性雰囲気での光輝焼鈍が行われており、また、メタンガスを混入させることによって炭化処理も容易に行われる。すなわち、ステンレス鋼板の製造時に、処理条件を適正化することにより、新たな設備を導入することなく、Ｎを吸収させることは、例えば特許第３５２１８５２号、同第３６０６２００号、特開２００３−１７１７４４号公報、特開２００５−２３３９６号公報さらには特開２００５−２３３９７号公報等にも開示されるように、技術的に充分可能であるとともに、Ｃを吸収させることも、焼鈍雰囲気中にメタン等の炭素源を混合するだけで、設備の大幅な改造等も必要なく十分可能である。

そして、Ｎ及び／又はＣを吸収させたステンレス鋼板に調質圧延を行うことにより、γ単相又はγ相の割合が増加した表面近傍部組織を得ることも可能である。
（ｉｉ）このようにして調質圧延を終了したステンレス鋼板に、最終段階で行われる加工誘起α’相のγ母相への逆変態や回復による軟化を生じない低温域での熱処理を伴う表面硬化処理を行う。この表面硬化処理では、固溶度が大きいγ相の安定状態、すなわち５０体積％未満のα’相とγ相との複相組織とした表面近傍部に対して、炭化処理及び／又は窒化処理を行うことにより、γ相の安定状態でない場合に比較して大幅な固溶強化を図ることが可能となる。
（ｉｉｉ）さらに、この表面硬化処理により、固溶限が大きいγ相の安定状態とした場合、調質圧延により導入された多数の転位上へ窒化物、炭化物及び炭窒化物を単独ないし混合して微細析出させることができる。これにより、γ相の安定状態でない場合に比較して、多数の微細析出物による大幅な強化や耐摩耗性の改善を図ることができるとともに、ベルトに必要となる延性を維持した上で、疲労破壊の起点となることを抑制できる。

本発明は、これらの新規な知見（ｉ）〜（ｉｉｉ）に基づくものであり、略述すると、準安定γ系ステンレス鋼板の大部分を占める内部、すなわち板厚方向の中心を含む板厚中心部を、強度及び延性のバランスに優れる準安定γ状態に維持するとともに、この板厚中心部を除いた表面部、すなわち板表面を含む板表面近傍部を、γ単相組織、又は、５０体積％未満のα’相とγ相との複相組織、すなわち、固溶度が大きいγ相の安定状態に改質することによって、延性や疲労特性の劣化を招く粗大な化合物を析出することなくＮ及びＣの固溶強化と微細析出物とによって強化した上で、耐摩耗性を大幅に向上することができるという技術思想に基づくものである。

次に、本実施の形態の無段変速機ベルト、該ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板及びその製造法を説明する。
本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板は、板厚方向に関して、板厚方向の中心を含む板厚中心部と、この板厚中心部を除いて板表面を含む板表面近傍部とにより構成される。

そして、この板厚中心部は、素材に対応するものであり、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３０１等により代表される強度及び延性のバランスに優れる準安定γ系ステンレス鋼であればよい。本実施の形態ではこのような観点から、板厚中心部の組成を以下のように限定する。
（Ｃ：０．１５％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃ＋Ｎ：０．２５％以下）
Ｃ及びＮの含有量は、いずれも０．１５％以下と限定する。Ｃ、Ｎはともに強力な固溶強化元素の一つである。しかし、それぞれの含有量が０．１５％を越えると、最終段階で行われる表面硬化処理の熱処理において、各々の固溶限が低い加工誘起変態α’相を中心に粗大化合物が析出して脆化し、Ｖベルトに必要な延性を維持できなくなる。このため、Ｃ及びＮの含有量は、ともに０．１５％以下と限定する。同様の観点から望ましい範囲は０．１３％以下である。

さらに、Ｃ、Ｎの合計の含有量が０．２５％超であると、γ相が安定となり過ぎ、準安定γ状態を得ることが難しくなる。そこで、本実施の形態では、（Ｃ＋Ｎ）は０．２５％以下と限定する。望ましい範囲は０．２３％以下である。
（Ｃｒ：３．０〜２０．０％）
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、充分な耐食性を確保するには通常は少なくとも１０．０％添加する必要があるが、本実施の形態の用途では高い耐食性は必ずしも必要とされない。また、Ｃｒは、主に表面硬化処理時の析出物を構成する主たる合金元素であるとともに、酸化被膜を形成する主たる構成元素でもある。このため、Ｃｒ含有量の下限は３．０％とする。一方、Ｃｒは、Ｎの固溶量を増加させてＮ吸収を促進する側面もあるものの、α安定化元素であるために過剰に添加すると、鋼中にα相を残存させ準安定γ状態を得られなくなる。このため、Ｃｒ含有量の上限は２０．０％とする。同様の観点から、Ｃｒ含有量の下限は３．６％であることが望ましく、上限は１９．２％であることが望ましい。
（Ｎｉ：４．０〜１３．０％）
Ｎｉは、合金元素中で最も強力なγ安定化元素の一つであって室温でγ相組織を得るために、４．０％以上含有する。ただし、過度に添加すると加工誘起α’変態が起こらなくなり、高強度及び高靱性を得られなくなる。このため、Ｎｉ含有量は４．０％以上１３．０以下と限定する。さらにＮｉ含有量の下限は４．２％であることが望ましく、上限は１２．６％であることが望ましい。

さらに、任意添加元素として、（ａ）Ｓｉ：０．１〜３．０％及びＭｎ：６．０％以下、（ｂ）Ｍｏ：３．０％以下又はＣｕ：３．０％以下の少なくとも１種、（ｃ）Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％又はＶ：０．０１〜０．５％の１種又は２種以上の少なくとも一を備えてもよい。これらの任意添加元素についても説明する。
（ａ）Ｓｉ：０．１〜３．０％及びＭｎ：６．０％以下
Ｓｉは、溶製時の脱酸のための元素であるとともに、有効な固溶強化元素でもある。このため、Ｓｉ含有量は０．１％以上であることが望ましい。しかし、３．０％超含有すると強固な酸化被膜を形成して、Ｎ、Ｃの吸収を阻害するおそれがあるとともに加工性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は０．１％以上３．０％であることが望ましい。さらに、Ｓｉ含有量の下限は０．１５％であることが望ましく、上限は２．６％であることが望ましい。

一方、Ｍｎは、γ安定化元素であり、他の合金元素との調整の基に限定される。過度に添加した場合、加工誘起α’変態が起こらなくなる。ただし、Ｎの固溶量を増加させ、Ｎ吸収を促進する側面もある。このため、Ｍｎ含有量は６．０％以下とすることが望ましい。さらに望ましくは５．４％以下である。
（ｂ）Ｍｏ：３．０％以下又はＣｕ：３．０％以下の少なくとも１種、
Ｍｏ、Ｃｕは、熱処理を活用した析出強化を考慮して適宜添加されるものであり、一般的には、γ安定度調整等の補助的意味で０．５％以下程度添加される。しかし、Ｍｏ、Ｃｕは金属間化合物を形成する析出強化元素であるため、本実施の形態では０．５％超添加することにより表面硬化処理時の時効硬化が期待される。ただし、過度に添加すると、粗大な金属間化合物を生成して板製造が困難になるおそれがある。このため、Ｍｏ、Ｃｕの含有量の上限は３．０％以下とすることが望ましく、同様の観点から２．６％以下とすることがさらに望ましい。
（ｃ）Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％又はＶ：０．０１〜０．５％の１種又は２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、板等の製造中の熱処理にて微細な化合物（Ｃｒ等の他合金元素を含む場合有）を析出して粒成長を抑制し、微細結晶粒組織を得ることを容易にする。このため、結晶粒微細化での強化を活用するため、いずれも０．０１％以上添加することが有効である。ただし、過度に添加すると、粗大な析出物を発生して疲労特性が低下することがあるとともに、高価な元素であるために素材コストが上昇する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量はいずれも、０．０１％以上０．５％以下とすることが望ましく、同様の観点から下限は０．０４％、上限は０．４６％とすることがさらに望ましい。

板厚中心部の上記以外の残部成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物元素である。なお、上記成分以外に工業的側面からの添加元素、例えば溶製時に脱酸剤として使用されるＡｌ、ＣａあるいはＲＥＭ（希土類金属）や熱間加工性の改善が見込まれるＢ等を、必要に応じて０．０５％以下含有しても差し支えない。

この板厚中心部はγ相及びα’相からなる複相組織であるとともに、板表面を含む板表面近傍部はγ単相組織、又は、５０体積％未満のα’相とγ相との複相組織である。すなわち、板表面近傍部の主構造を少なくともγ相とするためにα’相の割合を５０体積％未満と規定する。

このように、本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板は、板表面近傍部のγ相の割合が板厚中心部のγ相の割合よりも多いことが特徴の一つである。具体的には、板表面から１０μｍの深さの位置までにおけるγ相の割合が、板厚中心部におけるγ相の割合よりも１０％以上高い。これにより、後述する表面硬化促進が図られる。

この場合、板表面近傍部におけるＮ濃度及び／又はＣ濃度は、板厚中心部におけるＮ濃度及び／又はＣ濃度よりも高い。本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板は、板表面近傍部のγ相増加のためにＮ及び／又はＣを吸収させおり、それらの濃度が高まっているためである。

本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板は、板表面から１０μｍの深さの位置までにおける（Ｃ＋Ｎ）量が０．２５％超である。これはγ相を安定化するためである。また、（Ｃ＋Ｎ）量を規定する範囲を、板表面から１０μｍの深さの位置までとするのは、後述する表面硬化処理での処理層がプーリー等との接触により摩耗することによる金属ベルトの早期破損を防止するためであるとともに、測定機材(Ｘ線)のＸ線の侵入深さに対応するためである。

以上説明した本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板は、表面硬化処理を施す前の準安定γ系ステンレス鋼板に熱処理、調質圧延を行うことにより製造される。この熱処理の際に、表面からＮ及び／又はＣを吸収させる。

Ｎ及び／又はＣを吸収させるこの熱処理は、加熱温度１０００℃以上及び露点−４０℃以下の条件で行われることが望ましい。熱処理時の雰囲気ガス構成元素の吸収は、上述したように、素材である準安定γ系ステンレス鋼板の表面近傍のみをγ安定化状態として、後続して行われる表面硬化処理を促進させるものである。このため、安価かつ最も強力なγ安定化元素であって実験により吸収されることを現に確認したＮ、Ｃを吸収元素とする。

加熱温度が高温であるほど固溶限が上昇し、吸収(固溶)が促進される。したがって、加熱温度は１０００℃以上、好ましくは１０５０℃とした。加熱温度の上限は、実績として工業的に実現可能な１２００℃とすることが望ましい。また、露点はガス中の水分を規制するものであり、その上昇と共に酸化被膜が形成され、雰囲気ガスの吸収が阻害される。したがって、熱処理時の露点は−４０℃以下とする。好ましくは−４５℃以下である。

この熱処理は、Ｎ又はＣが吸収される雰囲気であればよい。具体的には上述したように窒ガス単体、一般的な窒素と水素との混合ガスを初め、アンモニアやメタン等のガスを使用した雰囲気等を例示することができる。また、この熱処理での吸収を行う場合には、その迅速化のために熱処理に先だって、例えば酸洗、スパッタリングさらには還元性雰囲気での予備熱処理等といった、酸化被膜の除去や分解等を目的とする処理を事前に行っておくことが望ましい。

本実施の形態では、このようにして、被熱処理材である準安定γ系ステンレス鋼板の表面近傍に、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理を行う前後に、所定の幅に切断して帯状とした後にその両端を溶接するか、あるいは、素材である鋼板をプレスにて略皿形状とした後にその底部を打抜くことによってリング形状に成形した後、リング用圧延機により所定の板厚にする及び直径にすると共に、材料を性能調整(加工硬化)する冷間加工(調質圧延)を行い、その後に、炭化処理、窒化処理又は炭窒化処理等による表面硬化処理を行う。

この表面硬化処理は、先行して行った熱処理による吸収とは異なる成分、具体的には窒素吸収後には炭化処理を、炭素吸収後には窒化処理を、両工程とも炭窒化処理を行い、(窒素＋炭素)の複合固溶、析出により単独の場合を越える大幅な強化を得ることを基本とする。このため、最も強力な侵入型固溶強化元素でもある窒素、炭素による処理を行うことが望ましい。ただし、これら以外の侵入型元素においても必要な表面硬化を図ることはできる。このような侵入型元素として硫黄や硼素等を例示することができる。

なお、調質圧延を行うことにより、材料を加工硬化させるとともに、析出核となる転位の導入により析出物の微細化に極めて有効である。
この準安定γ系ステンレス鋼板への低温域での表面硬化処理に関して詳細に調査・検討した結果、窒化処理及び／又は炭化処理は、複合吸収(窒素＋炭素での固溶量増加)とそれによる効果的な表面硬化がなされることがわかった。なお、γ安定化によるさらなる窒化処理及び／又は炭化処理での固溶量増加が図られることがわかった。

また、この表面硬化処理により、被熱処理材であるステンレス鋼板の表面近傍に、微細な窒化物、炭化物又は炭窒化物が単独ないし混合して析出することがわかった。
Ｎ吸収処理（熱処理）、調質圧延後に表面硬化処理（炭化処理）を施した本発明材と、Ｎ吸収処理（熱処理）を施すことなく表面硬化処理（炭化処理）のみを単独で施した比較材との両者についての、板表面でのＸ線回折パターンを、図３にグラフで示す。

図３にグラフで示すように、本発明材は、僅かにα’相が認められものの大部分がγ相により構成される。一方、比較材には加工誘起変態したα’相の回折ピークが多く確認される。また、ＮとＣとの複合固溶による格子常数の大幅な増加により、発明材のγ相ピーク角度は比較材に比べてより低角側へシフトする。なお、他の調査結果も含めて、α’相ピーク角度のシフトは殆ど認められない。これはα’相のＣ、Ｎの固溶度が極めて小さいためである。さらに、比較材にはγ相及びα’相以外の多数のピークが確認される。これらのピークはＸ線回折で検出できるものであり、粗大な窒化物、炭化物又は炭窒化物である。すなわち、発明材はＣ＋Ｎの固溶が促進された上で、同回折ピークに現れるような粗大な析出物が大幅に減少する。

この表面硬化処理は、加熱温度６００℃以下の条件で行われることが望ましい。加熱温度が６００℃を超えると、加工誘起α’相のγ相への逆変態や回復により、加工硬化させた材料が軟化し、金属ベルトとして必要な強度が維持できなくなる可能性があるからである。

このようにして表面硬化処理を行われた、本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定オーステナイト系ステンレス鋼板は、上述したように単独で又は混合して析出した窒化物、炭化物又は炭窒化物を有するとともに、表面から１０μｍの深さの位置までにおける（Ｃ＋Ｎ）量が０．６０％超に高められる。（Ｃ＋Ｎ）量を０．６０％超とするのは、先行して行った熱処理によりγ安定状態とした上で、表面硬化処理での固溶及び析出強化により充分な耐摩耗性を得るためである。

この表面硬化処理により板表面近傍部に生成される窒化物、炭化物又は炭窒化物の大きさ（最大長）は１０μｍ以下であることが望ましい。１０μｍ超であると、延性や疲労特性の劣化を招くからである。析出物の大きさが１０μｍ以下であれば、介在物に起因するものよりも早期に疲労破壊する可能性は低いからである。

表面硬化処理を行われた、本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板の表面の硬度は、Ｈｖ６００〜１１００であるとともに、中心部の硬度がＨｖ４００〜６００であることが望ましい。

表面の硬度がＨｖ６００以上であれば耐摩耗性が改善されるためであり、Ｈｖ１１００を越えると粗大な化合物が多量に析出している可能性が高いからである。一方、中心部の硬度は、上述したように、素材に対応すると考えられ、Ｈｖ４００以上であれば金属ベルトに必要となる最低限の強度を確保でき、Ｈｖ６００超であると、準安定γ系ステンレス鋼の特徴である優れた強度と延性バランスを確保し、必要な曲げ及び曲げ戻しを維持することが難しくなるためである。

この表面硬化処理は、具体的には、上述したＣ、Ｎを吸収させる熱処理と同様にＣ又はＮが吸収される処理であればよい。すなわち、表面硬化処理である窒化処理、炭化処理又は炭窒化処理とは、ガス炭化、ガス窒化、プラズマの活用、塩浴窒化等の各種方法により行うことができる。

このようにして、板厚方向の中心を含む板厚中心部が、Ｃ：０．１５％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、Ｃ＋Ｎ：０．２５％以下、残部実質的にＦｅからなる鋼組成であるとともにγ相及びα’相からなる複相組織であり、かつ、板表面を含む板表面近傍部が、γ単相組織、又は、５０体積％未満のα’相とγ相との複相組織であるとともに、単独で又は混合して析出した窒化物、炭化物又は炭窒化物を有する、本実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板（Ｖベルト用リング）を製造することが可能である。

この実施の形態の無段変速機ベルト用準安定γ系ステンレス鋼板は、板厚方向の大部分を占める板厚中心部が強度及び延性のバランスに優れる準安定γ状態を維持するとともに、板表面近傍部での(Ｎ＋Ｃ)の固溶と微細析出物による強化とにより耐摩耗性を大幅に向上でき、極めて優れた疲労特性を得ることができる。

本実施の形態では、このようにして本実施の形態に係る無段変速機ベルト用準安定オーステナイト系ステンレス鋼板を素材として、Ｖベルトのリングを製造することができる。
最後に、板製造中のＣ吸収の実施、製品板厚でのＮ化処理によっても同様の優れた性能を得られることを確認した。すなわち、処理を入れ替えた場合でも、板表面近傍部でのγ安定化と複合吸収による大幅な高性能化とがなされる。

このようにして、本実施の形態により、高強度で優れた延性、耐摩耗性さらには疲労特性を有する、信頼性が高い、ＣＶＴのＶベルト用ステンレス鋼板、具体的には、さらに大きなトルクを発生するエンジンを搭載する車両にも搭載可能なＣＶＴのＶベルトの素材として用いるのに最適なステンレス鋼板を、工業的規模で安定して低コストで提供することができることとなった。

さらに、本発明を、実施例を参照しながら詳細に説明する。
供試材の組成を表１に示し、製造工程を表２に示し、さらに、Ｎ及び／又はＣ吸収を伴う熱処理、調質圧延後（表面硬化処理前の）諸特性を表３に示す。

試料は、実機溶製材及び実験室レベルの小型鋳塊より、板厚が４．０ｍｍの熱間圧延後焼鈍板として、製造した。次いで、実験室レベルの設備を用い、冷間圧延及び焼鈍の繰返しからなる工程により板厚が０．５ｍｍの冷間圧延板とした。

そして、表２に示した窒素又は炭素の吸収処理を伴う焼鈍工程、及び、強度調整のため調質（冷間）圧延工程により、板厚が０．２ｍｍ前後の薄板とした後、表面硬化（炭化、窒化）処理を施した。

なお、最終焼鈍は、窒素吸収処理は水素５０体積％＋窒素５０体積％の混合ガス雰囲気中で、炭素吸収処理は水素５０体積％＋メタン５０体積％の混合ガス雰囲気中で、さらに、窒素吸収又は炭素吸収処理は水素５０体積％＋窒素２５体積％＋メタン２５体積％からなる混合ガス雰囲気中で、いずれも３００秒間保持することにより、行った。調質圧延は、０．２ｍｍ前後の板厚において金属ベルトに必要と考えられるＨｖで５００程度の硬度となるように圧延率を調整して室温で行った。さらに、表面硬化処理は表３に記載した以外の条件を固定して、１６時間行った。

なお、雰囲気ガスは一部炭素、窒素成分を含まない他のガス（例：Ａｒ等）も混合して行った。その後、以下の調査に供した。なお、これらの調査に際してＮとＣとの影響は等価と仮定した。

Ｘ線回折：Ｘ線回折装置を用いて、板表面及び片面からのエッチングにより１／２の厚さにした後の面の回折パターンを測定した。この測定結果よりγ相の（２２０）ピークの重心法での回折角度から格子常数ｄ（Å）を算出し、以下の経験式（ａ）により格子常数ｄの増加から（Ｃ＋Ｎ）の合計固溶量（ｗｔ％）を算出した。また、表３の組織は各相ピーク積分強度比により算出し、面積率で１０％以下の値を四捨五入した。なお、Ｘ線は、ｄがＣｏ−Ｋα線、積分強度比がＣｕ−Ｋα線を使用した。実質的な侵入深さは約１０μｍである。

ｄ＝３．５９４６＋０．０３４８Ｎｃ_ＸＲＤ・・・・・（ａ）
硬度：マイクロビッカース硬度計を用いて、板表面及び埋込、研磨後の圧延方向垂直断面を加重０．４９Ｎで測定し、測定数ｎ＝５での最大、最少を除く中央値３点の平均値を算出した。

曲げ性：圧延方向と平行に採取した所定寸法の短冊状試験片について、曲げ半径Ｒ：４ｍｍの直角曲げ金型と油圧プレス機を用いて加工した。次いで、光学顕微鏡ないしＳＥＭ（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、曲げ外周部表面での割れ有無を観察した。そして、割れの無い場合を○、有る場合を×として評価した。

耐摩耗性：ピンオンディスク型の試験機を用いて、ベアリング用硬質鋼球を押付けた状態で試験片を一定条件で回転させた。その後、試験片を切断し、断面を埋込、研磨し、同押付け（摩耗痕）部の板厚減少量を測定し、測定数ｎ＝４での平均値により減少量を算出した。そして、減少量が１０μｍ以下を○、越える場合を×にて評価した。

疲労試験：曲げ軸と圧延方向が垂直になるようにして所定寸法の試験片を各４８枚採取し、両振り式平面曲げ疲労試験機を用いて曲げ応力を６００Ｎ／ｍｍ^２での繰返し曲げを行い、１０^８回繰返し後の破断の有無を調査した。全て破断しなかったものを○、１枚でも破断したものを×とした。なお、曲げ応力は以下により算出した。

σ＝３×Ｅ×ｔ×ｆ／２Ｌ^２
σ：曲げ応力（Ｎ／ｍｍ^２）
Ｅ：ヤング率（Ｎ／ｍｍ^２）
ｔ：板厚（ｍｍ）
ｆ：振幅（ｍｍ）
Ｌ：試験片の測定長さ（ｍｍ）
表３に示す本発明例Ｎｏ．ＭＡ２、ＭＡ４、ＭＡ５より、Ｎ及び／又はＣの吸収により板表面での（Ｃ＋Ｎ）量が０．２５％超に増加し、これに伴いγ相量も増加することが確認される。

また、板表面はγ単相となる。すなわち、板表面付近でのγ安定化による加工誘起α’変態の抑制が確認される。これらの効果は、本発明例Ｎｏ．ＭＢ〜ＭＩに示す所定の成分の準安定γ鋼でも同様に確認される。

さらに、発明例Ｎｏ．ＭＡ１〜ＭＡ３からは、加熱温度１０００℃以上、露点−４０℃以下での焼鈍において板表面での（Ｃ＋Ｎ）量、γ相量がいずれも増加することが確認される。

これに対し、比較例Ｎｏ．ＭＪ、ＭＬはマルテンサイト(：α’＋フェライト：α)鋼であり、ＭＪは板表面での（Ｃ＋Ｎ）量の増加が確認されず、γ相量も変化しない。これは多量のＳｉの含有により強固な酸化被膜が形成されたためと考えられる。ＭＬは板表面でのγ相の増加が認められるものの、その割合が５０％と未達となった。また、比較例Ｎｏ．ＭＫ、ＭＭは安定γ鋼であり板表面γ相の増加が認められない。

さらに、焼鈍条件に関して、比較例Ｎｏ．ＭＡ６は加熱温度が９００℃と低く、ＭＡ７は露点が低く、充分なＮ及び／又はＣの吸収がなされない。このため、板表面近傍部でのγ相量の増加も確認されない。このように、準安定γ鋼でのＮ及び／又はＣの吸収による板表面近傍部でのγ安定化が確認される。

表面硬化処理後の諸特性を表４に示す。発明例Ｎｏ．ＦＡ１〜ＦＩは板中心部が素材とほぼ同等の（Ｃ＋Ｎ）量を維持し、材料に必要と考えられるＨｖ５００前後の硬度を満足するのに対し、板表面近傍部は（Ｃ＋Ｎ）量が０．６％超に増加し、Ｈｖ７００以上へ硬化する。この結果、金属ベルトに必要となる特性（曲げ特性、耐摩耗性、疲労特性）を全て満足する。

一方、比較例Ｎｏ．ＦＡ６１〜ＦＡ７２は、Ｎ及び／又はＣの吸収が不充分な効果処理前比較例Ｎｏ．ＭＡ６、ＭＡ７を素材とし、多量の析出物を伴う表面硬化により耐摩耗性が改善される反面、材料が脆化してしまい、ベルトに必要となる曲げ特性及び疲労特性が不芳である。また、比較例Ｎｏ．ＦＪ、ＦＬは板表面のγ相の割合が低く、同様に材料が脆化する。比較例Ｎｏ．ＦＫ、ＦＭは安定γ鋼であり、ＦＫは板厚中心部での析出により脆化し、ベルトに必要となる曲げ特性を満足せず（強度−延性バランスが不充分）、疲労特性も不芳であった。ＦＭは板厚中心部での硬度がＨｖ４００に未達となり、曲げ性を満足したものの、疲労特性が不芳であった。

さらに、効果処理条件に関しては、比較例Ｎｏ．ＦＡ２４は加熱温度が７００℃と高く、板表面が多量の析出物により脆化し、板厚中心部では硬度がＨｖ４００以下に軟化した。この結果、曲げ性、疲労特性は大部分で不芳となった。

このように、Ｎ及び／又はＣの吸収により板表面近傍部をγ安定化した準安定γ鋼への表面硬化処理の適用による効果、高性能化が確認される。

以上より、準安定γ系ステンレス鋼の板表面近傍でのγ安定度を上昇させた材料に窒化処理、炭化処理ないし炭窒化処理を行うことにより、大部分を占める材料内部が強度−延性バランスに優れる準安定γ状態を維持した上で、板表面近傍では曲げ特性及び疲労特性の劣化を招く粗大な化合物を析出することなく、微細析出物の分散と（窒素＋炭素）の固溶による強化で耐摩耗性を有効に向上できる。すなわち、本発明は無段変速機用金属ベルトに最適である。

ＣＶＴの駆動力の伝達の原理を模式的に示す説明図である。Ｖベルトの構造を示す説明図である。板表面でのＸ線回折パターンを示すグラフである。

符号の説明

１ＣＶＴ
２ａ、２ｂ円錐型ディスク
３ａ、３ｂ円錐型ディスク
２、３滑車(プーリ)
４Ｖベルト
５、６金属製のリング
７エレメント

Claims

質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともにオーステナイト相単相で、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理を行うことにより、板表面を含む板表面近傍部の（Ｃ＋Ｎ）量が０．２５％を超えるとともに、調質圧延と炭化及び／又は窒化処理とに供されることを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
板厚方向の中心を含む板厚中心部は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともにオーステナイト相及びマルテンサイト相からなる複相組織であり、かつ、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理および調質圧延後における板表面を含む板表面近傍部は、オーステナイト単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト相とオーステナイト相との複相組織であるとともに、炭化及び／又は窒化処理に供されることを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記板表面から１０μｍの深さの位置までにおける（Ｃ＋Ｎ）量は０．２５質量％超である請求項２に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
板厚方向の中心を含む板厚中心部は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｎｉ：４．０〜１３．０％、さらに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともにオーステナイト相及びマルテンサイト相からなる複相組織であり、かつ、Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理および調質圧延し、炭化及び／又は窒化処理された後における板表面を含む板表面近傍部は、オーステナイト単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト相とオーステナイト相との複相組織であるとともに、単独で又は混合して析出した窒化物、炭化物又は炭窒化物を有することを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記板表面から１０μｍの深さの位置までにおける（Ｃ＋Ｎ）量は０．６０質量％超である請求項４に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記板表面の硬度がＨｖ６００〜１１００であるとともに、前記板厚中心部の硬度がＨｖ４００〜６００であることを特徴とする請求項４又は請求項５に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記板表面から１０μｍの深さの位置までにおけるオーステナイト相の割合は、前記板厚中心部におけるオーステナイト相の割合よりも１０％以上高いことを特徴とする請求項２から請求項６までのいずれか１項に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記板表面近傍部におけるＮ濃度及び／又はＣ濃度は、前記板厚中心部におけるＮ濃度及び／又はＣ濃度よりも高いことを特徴とする請求項１から請求項７までのいずれか１項に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記鋼組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下又はＣｕ：３．０％以下の少なくとも１種を有することを特徴とする請求項１から請求項８までのいずれか１項に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
前記鋼組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．５％を有することを特徴とする請求項１から請求項９までのいずれか１項に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板。
請求項４から請求項１０までのいずれか１項に記載されたステンレス鋼板からなるリングを備えることを特徴とする無段変速機ベルト。
質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、及びＮｉ：４．０〜１３．０％を含有するとともに、（Ｃ＋Ｎ）：０．２５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である鋼組成を有するステンレス鋼板に、該ステンレス鋼板の板表面からＮ及び／又はＣを吸収させて該板表面を含む板表面近傍部のみをオーステナイト安定状態とする熱処理を実施後、調質圧延を行うことによって、板厚方向の中心を含む板厚中心部はオーステナイト相及びマルテンサイト相からなる複相組織であり、かつ、板表面を含む板表面近傍部はオーステナイト単相組織、又は、５０体積％未満のマルテンサイト相とオーステナイト相との複相組織であるとともに、炭化及び／又は窒化処理に供されるステンレス鋼板を製造することを特徴とする無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法。
さらに、前記の熱処理、調質圧延後に表面硬化処理をこの順で行うことを特徴とする請求項１２に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法。
前記Ｎ及び／又はＣを吸収させる熱処理は、加熱温度１０００℃以上及び露点−４０℃以下で行われることを特徴とする請求項１２又は請求項１３に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法。
前記表面硬化処理は、加熱温度６００℃以下の条件で行われることを特徴とする請求項１３又は請求項１４に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造方法。
前記表面硬化処理は、窒化処理、炭化処理又は炭窒化処理である請求項１３から請求項１５までのいずれか１項に記載された無段変速機ベルト用ステンレス鋼板の製造法。