JPH01142053A - 継目無金属ベルト及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は自動車の無段変速機等に使用される動力伝達用
継目無金属ベルト及びその製造方法に関する。

〔従来の技術〕

自動車の無段変速機等においては、動力を伝達するため
のベルトに優れた材料強度が要求されるため、金属製の
ベルトが使用され始めている。この場合、金属製のベル
トは弾性が小さいため、薄肉の継目無ベルトを必要なト
ルクに応じ重ね合せて使用することが前提となる。した
がって、このような継目無金属ベルトには、薄く加工で
きること、材料強度および疲労強度が高いこと、耐摩耗
性の良好なことが要求される。

このような要求に対し、材料面では加工性、材料強度お
よび疲労強度の優れた１８％−Ｎｉ系フマルエージ鋼従
来より使用されてきた。また製法面では、マルエージ綱
からなる円筒状の素材をスピニング加工等によってベル
トとして必要な肉厚および周長まで薄肉化する加工法が
採用され、ヘルドに加工された後は窒化処理にて疲労強
度を高めるのが通例となっている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかしながら、自動車の無段変速機等においてはベルト
に対し、トルクに対する耐力のみならず小型軽量化が強
く求められ、しかも長期間にわたって破損のないことな
ど、極めて厳しい要求が加えられる。

従来の方法で製造された継目無金属ヘルドは、このよう
な要求を十分に満足させているとは言い難く、加工性、
材料強度および疲労強度、耐摩耗性の全ての点で更に高
い性能が求められているのが現状である。

本発明は斯かる現状に鑑み、加工性、材料強度および疲
労強度、耐摩耗性の全てについて従来レベルを上回る継
目無金属ベルト及びその製造方法を提供するものである
。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは、従来の方法で製造された継目無金属ベル
トを種々調査したところ、主にその組成と加工後の窒化
処理に問題があり、この問題を解決すれば加工性、材料
強度および疲労強度、耐摩耗性が更に向上することを知
見した。

○　加工性 本発明が対象とする継目無金属ベルトにおいては、前述
したように弾性確保のため薄く加工できることが必要で
ある。従来よりこの種のベルト素材として使用されてい
るマルエージ鋼は、ある程度の加工は可能であるが、肉
厚が０．２ｍ以下になると、介在物による加工中の割れ
および表面欠陥（ふくれ、しわ）が発生しやすくなる。

ちなみに、自動車の無段変速機等に現在使用されている
ヘルドの厚みは薄い程曲げ応力が減少するため０．２１
以下が好ましいとされている。

本発明者らの調査によると、０．２Ｎ厚以下に加工した
ときの割れおよび表面欠陥を防止するにはＪ　Ｉ　ＳＧ
Ｏ５５５に規定されるＣ系清浄度をｏ、。

２％以下に抑制することが有効で、そのためにＰ。

Ｓ、Ｎ、Ｏを十分に低く抑える必要のあることが判明し
た。特にＮは硬質のＴｉＮを形成し、割れおよび表面欠
陥の発生を助長するので、厳しい抑制を必要とする。

○　材料強度および疲労強度 自動車の無段変速機等を用途とした場合、使用中の引張
強度に耐えるためにはＨｖ５００以上の硬度が必要であ
る。しかし、Ｈｖ６５０を超えると疲労強度が低下する
。したがってＮｉ、Ｃｏ。

Ｍｏ、Ｔｉ量の調整でベルト硬度をＨｖ５００〜６５０
に管理することが必要となる。

また、前述した介在物は、加工中の割れおよび表面欠陥
を招くばかりでなく、疲労破壊を発生させるので、Ｎ、
Ｐ、Ｓ、Ｏはこの両面から制限を必要とし、Ｃについて
も制限を加えることが必要となる。

そして介在物のうち、ＴｉＮがマルエージ鋼の主要介在
物でることから、Ｎの影響が大と考え、実験を繰返した
結果、Ｎを０．００２％以下に制限することによりＪ　
Ｉ　ＳＧＯ５５５に規定されるＣ系清浄度が急激に改善
し、加工中の割れおよび表面欠陥の防止とともに疲労強
度の向上が図られることが判明した。

第１図は基本成分が０．００５（、−０，０ＩＳｌ−０
、ＯＩＭｎ−０，００５Ｐ−０，０ＯＩＳ−１８Ｎ＋−
８，５Ｃｏ−５，ＯＭｏ−０，５７ｉ−０，０６Ａｌｌ
−０，０Ｏ１５Ｎであるマルエージ鋼において、鋼中Ｎ
量を変化させたときのＣ系清浄度（ＪＩＳＧＯ５５５）
の推移を示したものである。同図から明らかなように、
Ｃ系清浄度に対しては鋼中Ｎ量が支配的であり、鋼中Ｎ
量が０．００２％以下でＣ系清浄度が改善される。なお
、従来のマルエージ鋼のＮ含有量は０．００３％以上と
多量であり、第１図から明らかな如くＣ系清浄度が極め
て悪い。

また、疲労に対しては独立したＴｉＮよりも点列状に分
布したＴＡＨの方が悪影響が大きいが、Ｎを０．００２
％以下に制限することにより、点列状の介在物が消滅し
疲労強度を著しく向上させることも明らかとなった。

○　耐摩耗性 耐摩耗性の付与と、表面への圧縮残留応力の付与とによ
って疲労強度を向上させることは既に知られた技術であ
る。マルエージ鋼に対しても表面窒化処理でこの効果を
引き出すことの可能なことが知られている。しかし、本
発明が対象とする継目無金属ヘルドのように大きい曲げ
歪みが加わる場合、従来の窒化処理（タフトライド処理
・・・塩浴窒化、イオン窒化、ガス軟窒化）はマルエー
ジ鋼に対し、かえって疲労寿命を低下させることが判明
した。これは、従来の窒化処理ではベルト表面に不可避
的な化合物層（脆化層）が形成されてしまうためである
。

本発明者らは、このことからベルトの疲労寿命、耐久性
を向上させるには、ベルト断面の硬度分布が重要と考え
、種々実験研究を行った結菓、第２図に示すような硬度
分布を与えることが有効なことを知見した。

すなわち、表面硬度はＨＶ７８０未満では十分な耐摩耗
性と圧縮残留応力が得られず、ＨＶ８６０を超すと脆化
層が形成され、曲げ歪みで早期破損をおこすので、Ｈｖ
７８０〜８６０を必要とする。ベルト厚さが０．２鶴程
度であれば窒化層は２０〜４０μｍ（肉厚の１０〜２０
％）の厚みを必要とする。窒化層が２０μｍ未満では窒
化層が不足し、耐摩耗性と圧縮残留応力が不十分となり
、４０μｍを超えると曲げ歪みで早期破損を生じる。　
　　　″中心部硬度については、前述したとおりＨｖ５
００〜６００とする。

そして、窒化処理でこのような断面硬度分布を得ようと
した場合、従来のガス窒化ではＮの拡散が十分でなく、
ベルト表面のＮｉＭ度が高くなることから、脆化層の形
成がさけられない。そこで本発明者らはイオン窒化に着
目し、イオン窒化で第２図の硬度分布を得る方法につい
て研究した結果、イオン窒化における処理温度を４００
〜５１〒′０℃と低くした上で、処理後にＨ２ガスのみ
の雰囲気でグロー放電を継続し、加熱を行うことにより
Ｎを拡散させるのが有効なことを知見した。

なお、１回のイオン窒化処理とこれに続（拡散処理との
組合せで窒化層の厚さが不足する場合は、この組合せを
繰り返せばよいことも明らかとなった。すなわち、厚い
窒化層を必要とする場合は、複数回の窒化処理、拡散処
理を施せばよい。

本発明は、斯かる知見に基づきなされたもので、重量％
でｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：
０．０５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０゜０１％
以下、Ｎｉ：１６〜１９％、Ｃｏ：８〜１５％、ＭＯ：
３〜６％、Ｔｉ：０．３〜１．２％、Ａｐ：ｏ、ｔｓ％
以下、Ｎ：０．００２％以下、０：０゜００１５％以下
を含み残部実質的にＦｅよりなる継目無金属ベルト及び
、上記成分の継目無金属鋼管を金属ヘルドに冷間で加工
し、その後８００〜８８０℃で０．５〜２ｈｒの固溶化
処理を行った後、必要により４２０〜５２０℃で１〜５
ｈｒの時効処理行ない、しかる＆Ｎｔ　　：　１〜６Ｔ
ｏｒｒ、Ｈｚ：１〜６Ｔｏｒｒを含む真空中での４００
〜ｂ続＜Ｈｉｌｌ〜６Ｔｏｒｒを含む真空中での４００
〜ｂ を１回または複数回繰り返すことを特徴とする継目無金
属ベルトの製造方法を要旨とする。

〔作　　用〕

以下、本発明を成分組成、製法の順で詳述し、その作用
を明らかにする。

○　素材の成分組成 Ｃ：０．０１％を超えると炭化物を形成し、金属間化合
物の析出量が減少して疲労強度を低下させる。

このようなことから、Ｃは０．０１％以下とし、望まし
くは０．００５％以下である。

Ｓｔ、Ｍｎ：いずれもＳ　ｉＣｈ　、ＭｎＯ，ＭｎＳな
どの介在物を形成し、疲労強度を低下させるので、０，
０５％以下に制限する。疲労強度上は３ｉ。

Ｍｎが少ないよい。

Ｐ、Ｓ：粒界脆化や介在物形成のために疲労強度を低下
させる。したがって０．０１％以下とする。

疲労強度はこれらが少ないほど有利となるので、少ない
ほど望ましい。

Ｎｉ：１６％未満では材料の強度、靭性が低下し、１９
％超えでは１００％マルテンサイトが得られず強度低下
を生じる。したがってＮｉは１６〜１９％とする。

Ｃｏ：８％未満では強度低下を生じ、１５％超では靭性
が低下するので、８〜１５％とする。

ＭＯ：３％未満ではＨｖ≧５００相当の強度が得られず
、６％超では靭性低下が著しいので、３〜６％とする。

Ｔｉ：０．３％未満ではこの種のベルトに最小限必要な
Ｈｖ５００が得られず、１．２％超では中心部硬度がＨ
ｖ６５０を超え、しかも介在物Ｔｉ（Ｃ。

Ｎ）が増加し、耐久性を劣化させる。したがってＴｉは
０．３〜１．２％とする。

へβ；脱酸に有効であるが、０．１５％超ではアルミナ
系酸化物が多くなり、耐久性を低下させるので、０．１
５％以下とする。

Ｎ：疲労強度に悪影響を与える有害元素で、０．００２
％以下と低減することが重要であり、０．００２％を超
えると、主にＴｉＮが急激に増加し、しかもこれが点列
状となるため、疲労強度は著しく低下する。したがって
Ｎは０．００２％以下に制限する。疲労強度上はＮが少
ないほど有利となり、０．００１％以下とすると耐久性
が一段と向上する。

０；酸化物系（Ｂ、Ｃ系）介在物を形成し、０．００１
５％以下と低くすることが重要であり、０．００１５％
を超えると疲労強度が著しく低下する。

疲労強度上はＯが少ないほど有利となり、０．００１％
以下とすることにより耐久性が更に改善される。

○　製法 製法は基本的に造塊、加工、熱処理からなる。

■　造塊 介在物を低くするために、ＶＯＤ等の脱ガス処理でもよ
いが、なるべく真空誘導溶解を行うのがよい。溶解後、
高真空アークによる再溶解を行うのも有効である。

■　加工 造塊により得られた鋼塊を熱間鍛造あるいは熱間押出に
より厚肉の継目無管とし、これを直接あるいは固溶化処
理の後、冷間加工にて金属ベルト用素管に成形する。

冷間加工としてはスピニング加工、ベルト圧延の２つが
良く知られており、通常はこれらを単独あるいは組合せ
て実施する。スピニング加工では素管の内径は変化せず
、肉厚のみを減少させ、加工後ヘルドとして必要な幅に
切断する。ベルト加工では予め素管をベルト状に切断し
たものを用い、肉厚減少と直径増加とを同時に生じさせ
る。

冷間加工の形態、加工度等は最終製品の肉厚、直径、寸
法精度等により適宜選択される。

■　熱処理 （＾）固溶化処理 この処理は冷間加工を後に施すもので、冷間加工による
加工硬化を除去し、細粒のマルテンサイト組織を得るた
めに実施する。

８００°Ｃ未満、Ｑ、５ｈｒ未満ではいずれの場合も未
固溶の金属間化合物が残り、強度と靭性が低下する。逆
に８８０℃超、２ｈｒ超ではいずれの場合も結晶粒の粗
大化が生じ、強度、靭性を低下させ、ベルトの変形も大
きくなる。したがって、固溶化処理は８００〜８８０℃
で０．５〜２ｈｒの処理とする。

なお、この処理は、冷間加工による肉厚減少率が８０％
以下なら省略することができる。この処理を省略した場
合、窒化処理条件が若干変化するが、その場合にあって
も本発明範囲内の条件で処理が可能である。

（Ｂ）時効処理 ４２０℃未満、ｌｈｒ未満ではいずれの場合も十分な析
出強化（）（Ｖ≧５００）を得ることができない。逆に
５２０℃超、１０ｈｒ超ではいずれの場合も過時効とな
り、強度がかえって低下する。

したがって時効処理は４２０〜５２０℃で１〜１０時間
の処理とする。

なお、後で行う窒化処理が、この時効処理を満足する条
件で実施されるならば、この時効処理を省略することが
できる。

（Ｃ）窒化処理 第２図に示すような断面硬度分布は通常のガス窒化では
得られず、単純なイオン窒化でも得られない。このよう
な断面硬度分布を得るには、脆化層の形成を抑えるため
に比較的低温でイオン窒化処理を行った後、更に拡散処
理を行うことが必要となる。１回のこの組合せ処理で必
要な窒化層深さが得られないときは、複数回繰り返すが
、通常は３回で十分となる。

イオン窒化処理はＮ、：　１〜６Ｔｏ　ｒ　ｒ、Ｈｚ：
１〜６Ｔｏ　ｒ　ｒを含む真空中で行う。Ｎ２は窒化に
必要で、ＩＴｏｒｒ未満では十分な窒化層が形成されず
、６Ｔｏ　ｒ　ｒ超では脆化層の形成がさけられない。

Ｎ２はグロー放電の安定のために必要で、ＩＴＯｒｒ未
満では安定したがグロー放電が得られず、６Ｔｏ　ｒ　
ｒ超では特性が平衡する。

なお、Ｎ　２　／　Ｈを比は基本的に１／１であるが、
脆化層の形成防止には１７１〜４が好ましい。

イオン窒化処理における処理温度および処理時間は４０
０〜ｂ ０℃未満、５分未満ではいずれの場合も窒化が不十分で
、十分な窒化層厚さが得られない。逆に５００℃超、２
０分超ではいずれの場合も表面硬度がＨｖが８６０を超
え、脆化層が形成される。

イオン窒化処理に続く拡散処理はＮ２　：１〜６Ｔｏｒ
ｒを含む真空中で行い、通常はイオン窒化処理を行った
装置でＮ２の供給を止め、Ｎ２のみを供給してグロー放
電を継続することにより行う。

Ｎ２はグロー放電を安定させるために必要で、ＩＴｏｒ
ｒ未満ではグロー放電が不安定となり、６Ｔｏｒｒ超で
は特性が平衡する。

拡散処理における処理温度および処理時間は４００〜ｂ 満、５分未満ではいずれの場合も拡散が不足し、最終的
に表面硬度Ｈｖが８６０を超えるか窒化層厚さが不足分
となる。逆に５００℃超、２０分超ではいずれの場合も
表面硬度Ｈｖが７８０未満となるか、窒化厚さが過大と
なって曲げ歪で破壊を生じる。

〔実施例〕

次に実施例を説明する。

第１表にＡ−Ｈで示す本発明範囲内の鋼、および■〜Ｏ
で示す本発明範囲外の鋼を真空誘導溶解と高真空アーク
再溶解とにより各５００　ｋｇ造塊した。その後、得ら
れた各鋼塊を熱間押出にて継目無鋼管とし、しかる後、
スピニング加工で肉厚０゜１８〜０．５ｆｌ、内径１０
０〜２５０酊のベルト用薄肉素管とした。肉厚が０．１
８ｎに達しな０ものは更にベルト圧延により肉厚を０．
１８ｇｍまで減少させた。

そして、得られた各素管より幅１０１ｍのベルトを切り
出し、これに第２表に示す条件で固溶処理を行い、必要
に応じ時効処理を行った後、窒化処理としてイオン窒化
と拡散との組合せを１〜３回行った。一部のベルトにつ
いては比較のためＮＨ３ガス＋５０％ＲＸガスで通常の
ガス窒化処理を行った。

処理後のベルトについて表面割れの有無、断面硬度分布
、疲労強度を調査した。その結果を第３表に示す。

表面割れは脆化層の有無および加工性の指標となるもの
で、Ｄ＝１５ｔ（Ｄ：曲げ棒直径、ｔ：ベルト肉厚）の
丸棒にベルトを巻きつけ、１８０℃曲げた際の表面割れ
の有無で判定し、割れが生じたものについては疲労試験
を省略した。

硬度分布については表面硬度、窒化層深さ、中心部硬度
を測定し、耐久性を確保する上で必要な条件は第２図に
示されるように表面硬度がＨｖ７８０〜８６０、窒化層
深さが２０〜４０μｍ、中心部硬度がＨｖ５００〜６５
０である。

疲労強度はベルトをプーリーに収め、これを回転させて
一定の曲げ応力（片振、２〜５０　ｋｇ　ｆ　／　ｍｍ
２）下で繰り返し曲げを行い、その限界回数Ｎで評価し
、Ｎ≧１０７を合格とした。

第２表及び第３表において、慮１〜１１は成１分組成が
本発明範囲内のｍＡ−Ｈをベルトに加工後、本発明範囲
内の条件で熱処理した本発明例である。

いずれにおいても表面割れは生じず、脆化層は形成され
ていない。ヘルド断面の硬度分布についても、表面硬度
はＨｖ７８０〜８６０、窒化層深さは２０〜４０μｍ、
中心部硬度はＨｖ５００〜６５０の各範囲内にあり、第
２図に示す目標硬度分布を満足している。疲労強度はい
ずれも合格ラインであるＮｌＸｌＯ７を超えている。

隘１２〜１９は成分組成が本発明範囲内の鋼Ａ。

Ｅをベルトに加工後、本発明範囲外の条件で熱処５理し
た比較例である。

１１ｈ１２においては固溶化処理での処理温度が高すぎ
、かつ窒化処理での処理温度が高すぎるため、表面硬度
が過大で表面割れを生じ、疲労強度も十分でない。患１
３においては窒化処理温度や時間が不足するため、表面
硬度、窒化層深さおよび中心部硬度が不足し、疲労強度
も十分でない。階１４においては窒化処理時間、温度が
過剰なため、脆化層を生じている。１ｌｈ１５において
はイオン窒化でＮ２が過剰なため脆化を生じ、阻１６に
おいてはイオン窒化でＮ２が不足しているため窒化が進
行していない。隘１７においては時効処理温度が低すぎ
るために中心部硬度が十分でなく疲労強度も不足してい
る。隘１８においては時効処理温度時間が過剰なため中
心部硬度が低ずぎ、また表面硬度が高すぎるために表面
割れを生じている。

陽１９においては固溶化処理温度が低すぎるため、強度
と靭性の低下を性し、表面割れおよび中心部硬度不足が
生じている。

嵐２０〜２６は成分組成が本発明範囲外の鋼■〜０をベ
ルトに加工後、本発明範囲内の条件で熱処理した別の比
較例である。

階２０　（鋼■使用）においてはＮｉが不足し、Ａｌｌ
が過多のため、表面割れを生じ疲労強度が低下している
。階２１　（鋼Ｊ使用）においてはＳおよびＮｉが過多
、Ｃｏが不足のため中心部硬度が不足し疲労強度も十分
でない。Ｔｈ２２（［Ｋ使用）においてはＣおよびｃｏ
が過多のため、硬化が進み、表面割れを生じ疲労強度も
十分でない。

階２３　（綱り使用）においてはＳｉが過多、Ｍ。

およびＴｉが不足のため、中心部硬度が十分でなく疲労
強度も不足している。階２４　（鋼Ｍ使用）においては
Ｐ、ＭｏおよびＴｉが過多のため、中心部の硬化が進ん
でいる。ｌｋ２５（ｍＮ使用）においてはＭｎおよびＮ
が過多のため、疲労強度が不足し、ｋ２６（ＮＯ使用）
においてはＯが過多のため、やはり疲労強度が不足して
いる。

階２７は成分組成が本発明範囲外の汎用のマルエージ鋼
Ｎをベルトに加工後、窒化処理として通常のガス窒化処
理（ＮＨ３ガス＋５０％ＲＸガス使用、５２０℃×２０
０分）を実施した従来例である。

本発明例（隔１〜１１）と比べると、表面割れを生じて
おり、硬度分布も目標から大きく外れ、疲労強度も著し
く低い。したがって、加工性は低く、材料強度、疲労強
度、耐摩耗性も著しく劣る。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように、本発明は継目無金属ベ
ルトに高度の加工性、材料強度、疲労強度および耐摩耗
性を付与するものであり、これらの特性について厳しい
性能が要求される例えば自動車の無段変速機用ヘルドの
製造に適用して、この種の変速機の耐久性向上、小型軽
量化等に多大の効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中Ｎ量とＣ系清浄度との関係を示すグラフ、
第２図は耐久性確保に必要なベルト断面硬度分布を示す
グラフである。 第１　図 鋼中Ｎ量　（ｗｔＺ） 第　　２　　図 表面からの距離　（μｍ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０５％
   以下、Ｍｎ：０．０５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ
   ：０．０１％以下、Ｎｉ：１６〜１９％、Ｃｏ：８〜１
   ５％、Ｍｏ：３〜６％、Ｔｉ：０．３〜１．２％、Ａｌ
   ：０．１５％以下、Ｎ：０．００２％以下、Ｏ：０．０
   ０１５％以下を含み残部が実質的にＦｅよりなる継目無
   金属ベルト。
2. （２）重量％でＣ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０５％
   以下、Ｍｎ：０．０５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ
   ：０．０１％以下、Ｎｉ：１６〜１９％、Ｃｏ：８〜１
   ５％、Ｍｏ：３〜６％、Ｔｉ：０．３〜１．２％、Ａｌ
   ：０．１５％以下、Ｎ：０．００２％以下、Ｏ：０．０
   ０１５％以下を含み残部実質的にＦｅよりなる継目無鋼
   管を金属ベルトに冷間で加工し、その後８００〜８８０
   ℃で０．５〜２ｈｒの固溶化処理を行った後、必要によ
   り４２０〜５２０℃で１〜６ｈｒの時効処理を行い、し
   かる後Ｎ＿２：１〜６Ｔｏｒｒ、Ｈ＿２：１〜６Ｔｏｒ
   ｒを含む真空中での４００〜５００℃×５〜２０分のイ
   オン窒化処理と、これに続くＨ＿２：１〜６Ｔｏｒｒを
   含む真空中での４００〜５００℃×５〜２０分の拡散処
   理との組合せを１回または複数回繰り返すことを特徴と
   する継目無金属ベルトの製造方法。