WO2018012636A1 - Ｃｖｔシーブ用鋼材、ｃｖｔシーブおよびｃｖｔシーブの製造方法 - Google Patents

Ｃｖｔシーブ用鋼材、ｃｖｔシーブおよびｃｖｔシーブの製造方法 Download PDF

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WO2018012636A1
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雅士 服部
和道 佃
裕之 野▲崎▼
大介 笠井
渡邉　卓也
徹也 大橋
尚二 藤堂
聡 志賀
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アイシン・エィ・ダブリュ株式会社
新日鐵住金株式会社
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    • F16H9/12—Gearings for conveying rotary motion with variable gear ratio, or for reversing rotary motion, by endless flexible members without members having orbital motion using belts, V-belts, or ropes engaging a pulley built-up out of relatively axially-adjustable parts in which the belt engages the opposite flanges of the pulley directly without interposed belt-supporting members

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for CVT sheave as a material steel of a CVT sheave used for CVT (Continuously Variable Transmission, continuously variable transmission), a CVT sheave using the steel material for CVT sheave, and a method for producing a CVT sheave.
  • the belt-type CVT wraps a metal belt between a pair of sheaves on the input side and output side, and transmits torque while shifting between the two sheaves on the input side and output side via the metal belt.
  • the CVT sheave Since the metal belt comes into contact with the sheave surface (sliding surface with the metal belt) of the CVT sheave and a high surface pressure is applied, the surface of the sheave surface is likely to be worn. If the sheave surface wears, there is a risk that transmission efficiency will deteriorate and poor transmission will occur. Therefore, the CVT sheave is required to have high wear resistance, and also to ensure high bending fatigue strength to withstand high surface pressure. There is a need.
  • CVT sheaves are formed into a predetermined shape by hot forging, cold forging, machining, etc. from the viewpoint of improving fatigue strength and wear resistance, and performing surface hardening treatment such as carburizing and quenching. After that, it is tempered and further processed by finishing such as polishing.
  • said "carburizing quenching” is a process which generally quenches, using low carbon case hardening steel as raw material steel, invading and diffusing C (carbon) in the austenite region of Ac3 point or more.
  • a CVT sheave having improved wear resistance on a sliding surface with a CVT belt using a steel material for a CVT sheave containing a predetermined chemical component is known.
  • Such a CVT sheave is disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-68609.
  • JP 2009-68609 discloses a pulley for a continuously variable transmission (a pair of CVT sheaves) using a steel material selected from chrome steel or chrome molybdenum steel specified in JIS G 4053 (2008). Yes.
  • the continuously variable transmission pulley disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-68609 carburizing and quenching and shot peening are performed, and the surface hardness of the sliding surface with the metal belt is 800 HV or more (in the example, 878 to The surface hardness is as high as 1015 HV), and a high residual compressive stress of 1200 MPa or more (in the examples, 1250 to 1459 MPa) is applied to the sliding surface.
  • the pulley for continuously variable transmission disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-68609 is intended to improve the wear resistance of the sliding surface and to suppress the progress of the crack even when a crack occurs.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-68609 has high wear resistance and bending fatigue strength for high torque demanded in recent years. It is difficult to secure. For this reason, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-68609, carburizing quenching and shot peening are performed, and the surface hardness of the sliding surface with the metal belt is set to a high surface hardness of 800 HV or more (in the example, 878 to 1015 HV). It is considered that the above sliding surface is applied with a high residual compressive stress of 1200 MPa or more (1250 to 1459 MPa in the embodiment) to meet this requirement. However, Japanese Patent Laid-Open No. 2009-68609 has various problems as described below.
  • CVT sheaves are subjected to finish processing such as polishing on the sheave surface (sliding surface) after carburizing and tempering treatment from the viewpoint of ensuring slidability with the metal belt. And processed so as to have a predetermined surface roughness.
  • the hardness of the sliding surface disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-68609 is extremely high, and has a high processing resistance when performing a finishing process. Is also considered to be considerably large, and the sliding surface may be partially annealed and the hardness may be reduced. If it does so, there will be a problem that not only the wear will start from the part where the hardness is reduced, but also the bending fatigue strength will be reduced.
  • shot peening is performed to greatly increase the hardness of the sliding surface and to impart a high residual compressive stress. If the shot peening process is performed after the finishing process, the finishing process is performed before the hardness of the sliding surface is increased. Therefore, it is considered that the problem of hardness reduction due to processing heat is reduced. However, if shot peening is performed after finishing to greatly increase the hardness and impart a high residual compressive stress, there is a risk that the surface roughness of the molded surface obtained by finishing will be impaired. There is a problem that it is very difficult to set and manage the conditions for preventing it.
  • JP 2009-68609 suggests further addition of Si, Mn, and Mo in order to obtain a desired surface hardness.
  • Si, Mn, and Mo in order to obtain a desired surface hardness.
  • the depth of the carburized abnormal layer becomes large, which may cause problems such as a decrease in bending fatigue strength.
  • Mo invites an increase in component cost.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and an object of the present invention is for a CVT sheave that can easily obtain high wear resistance and bending fatigue strength while keeping component costs low. It is to provide a steel material and to provide a CVT sheave using the steel material and a method for producing the CVT sheave.
  • the steel for CVT sheave in the first aspect of the present invention is As a chemical component C (carbon): 0.15 mass% or more and 0.20 mass% or less, Si (silicon): 0.16 mass% or more and 0.30 mass% or less, Mn (manganese): 0.70% by mass or more and 0.90% by mass or less, S (sulfur): 0.010 mass% or more and 0.025 mass% or less, Cr (chromium): 1.80 mass% or more and 1.90 mass% or less, Al (aluminum): 0.015 mass% or more and 0.035 mass% or less, N (nitrogen): 0.008% by mass or more and 0.017% by mass or less,
  • the contents of Si, Mn and Cr satisfy the above contents, and Fn1 defined by the following formula (1) satisfies 13.9 ⁇ Fn1 ⁇ 15.5, The contents of Al and N satisfy the above contents, and Fn2 defined by the following formula (2) satisfies 1.20 ⁇ Fn2 ⁇
  • Fn1 7 ⁇ Cr-6 ⁇ Si + 4 ⁇ Mn
  • Fn2 Al ⁇ N ⁇ 10 4
  • “Cr”, “Si” and “Mn” in the formula (1) mean mass% of Cr, mass% of Si and mass% of Mn, respectively, and “Al” in the formula (2)
  • “N” mean mass% of Al and mass% of N, respectively.
  • the amount of chemical component related to hardenability is made appropriate to improve hardenability, and Mo which is an expensive element is added. Even if it is not contained, it can be made an inexpensive steel material that ensures high bending fatigue strength and wear resistance.
  • Fn1 defined by the formula (1) satisfies 13.9 ⁇ Fn1
  • a sufficient depth position for example, from the sliding surface
  • a sufficient amount of retained austenite can be ensured up to a position of 100 ⁇ m in the depth direction.
  • Fn1 defined by the formula (1) satisfies Fn1 ⁇ 15.5, it is possible to suppress excessive retained austenite in the surface region and to suppress excessive reduction in surface hardness. be able to. Thereby, it can suppress that the bending fatigue strength of a CVT sheave falls.
  • the CVT sheave according to the second aspect of the present invention is a CVT sheave formed using the steel for CVT sheave according to the first aspect as material steel, and is 100 ⁇ m in the depth direction from the sliding surface on which the CVT belt slides.
  • the Vickers hardness in the surface region is 680 HV or more and 800 HV or less, and the volume fraction of retained austenite in the surface region is 13% or more and 28% or less.
  • the volume of retained austenite from the sliding surface to a sufficient depth position of 100 ⁇ m in the depth direction. While sufficiently securing the fraction to 13% or more, it can be suppressed from exceeding 28%.
  • the retained austenite is transformed into work-induced martensite and the hardness can be increased, so the wear resistance of the sliding surface is improved more effectively.
  • the surface austenite in the surface region becomes excessive and the surface hardness is lowered and the bending fatigue strength of the CVT sheave can be suppressed from being lowered.
  • the Vickers hardness in the surface region can be easily made 680 HV or more and 800 HV or less by using the steel material for CVT sheave in the first aspect as material steel.
  • the Vickers hardness By reducing the Vickers hardness to 680 HV or more, it is possible to suppress a decrease in wear resistance and bending fatigue strength, and by setting the Vickers hardness to 800 HV or less, grinding resistance at the time of finishing processing such as polishing.
  • the CVT sheave can be easily manufactured, the processing heat can be suppressed, and the partial decrease in hardness can be suppressed.
  • the method for producing a CVT sheave according to the third aspect of the present invention is such that the steel for CVT sheave according to the first aspect is processed into a predetermined shape, and the carbon potential (CP) is 0.70% with respect to the processed material.
  • Carbon potential (CP) is a C concentration at the time of an equilibrium reaction in a carburizing furnace used during gas carburizing treatment.
  • Carburizing treatment is performed.
  • CP carbon potential
  • the volume fraction of retained austenite can be sufficiently secured to 13% or more over the entire surface region, and the Vickers hardness in the surface region is less than 680 HV. It can suppress that it falls.
  • FIG. 7 is a graph showing heat patterns of heat treatment performed on Examples 1 to 18 and Comparative Examples 1 to 9. It is the figure which showed the test piece for Ono type
  • 22 is a graph showing a heat pattern of heat treatment performed on Example 19.
  • FIG. 14 is a graph showing a heat pattern of heat treatment performed on Example 20.
  • composition of steel for CVT sheave First, the composition of the steel for CVT sheave according to one embodiment of the present invention will be described.
  • C (carbon): 0.15 mass% or more and 0.20 mass% or less) C is an element added to ensure the strength (mechanical strength) of the CVT sheave. Accordingly, the lower limit of the C content is set to 0.15% by mass to ensure the strength of the CVT sheave. On the other hand, if the C content exceeds 0.20% by mass, the hardness of the steel material for CVT sheave increases more than necessary, and as a result, the machinability of the steel material for CVT sheave decreases and forms a CVT sheave. Workability at the time of performing is reduced.
  • the C content exceeds 0.20% by mass, the internal hardness increases after carburizing, quenching, and tempering, which will be described later, and cracking is likely to occur during bending correction. For this reason, 0.20 mass% was made into the upper limit of C content.
  • the more preferable range of C content is 0.15 mass% or more and 0.19 mass% or less.
  • a more preferable range of C content is 0.16% by mass or more and 0.18% by mass or less.
  • Si Si (silicon): 0.16 mass% or more and 0.30 mass% or less
  • Si is added to improve hardenability (easiness of hardening of steel for CVT sheave by quenching), improve temper softening resistance (performance to suppress softening of steel for CVT sheave by tempering), and deoxidation Element.
  • the Si content needs to be 0.16% by mass or more.
  • the Si content exceeds 0.30 mass%, the hardness of the steel for CVT sheave increases more than necessary, and as a result, the machinability of the steel for CVT sheave decreases.
  • Si oxide when a large amount of Si oxide is generated on the surface during the carburizing process, the depth of the carburized abnormal layer increases, and the bending fatigue strength of the CVT sheave decreases. For this reason, 0.30 mass% was made into the upper limit of content of Si.
  • a more preferable range of Si content is 0.21% by mass or more and 0.29% by mass or less. is there.
  • Mn manganese: 0.70 mass% or more and 0.90 mass% or less
  • Mn is an element effective for improving hardenability and deoxidation.
  • the Mn content needs to be 0.70% by mass or more.
  • the content of Mn exceeds 0.90 mass%, the hardness of the steel material for CVT sheave becomes larger than necessary, and as a result, the machinability of the steel material for CVT sheave decreases.
  • 0.90 mass% was made into the upper limit of content of Mn.
  • a more preferable range of the Mn content is 0.70% by mass or more and 0.85% by mass or less in terms of suppression of machinability reduction and securing of bending fatigue strength.
  • S sulfur: 0.010 mass% or more and 0.025 mass% or less
  • Cr Cr (chromium): 1.80 mass% or more and 1.90 mass% or less
  • Cr is an important element for increasing the volume fraction of retained austenite after carburizing and tempering. Cr is an element effective for improving hardenability. In order to obtain these effects, the Cr content needs to be 1.80% by mass or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.90 mass%, the hardness of the steel for CVT sheave increases more than necessary, and as a result, the machinability of the steel for CVT sheave decreases. In addition, when a large amount of Cr oxide is generated on the surface during the carburizing process, the depth of the carburized abnormal layer increases, and the bending fatigue strength of the CVT sheave decreases.
  • Al is an element effective for deoxidizing and forming nitrides to refine crystal grains.
  • the Al content needs to be 0.015% by mass or more.
  • the Al content exceeds 0.035% by mass, a hard and coarse oxide is formed, and the machinability of the steel for CVT sheave is lowered and the bending fatigue strength is also lowered.
  • 0.035 mass% was made into the upper limit of content of Al.
  • a more preferable range of Al content is 0.015 mass% or more and 0.030 mass% or less.
  • N nitrogen: 0.008 mass% or more and 0.017 mass% or less
  • N is an element effective for forming various nitrides with Al or the like to refine crystal grains.
  • the N content needs to be 0.008% by mass or more.
  • the more preferable range of the N content in the steel for CVT sheave is 0.009 mass% or more and 0.015 mass% or less.
  • P phosphorus: 0.030 mass% or less
  • P is an element contained in the steel for CVT sheave as an unavoidable impurity, and segregates at the grain boundary to embrittle the steel for CVT sheave (decreases toughness), so it is necessary to reduce it as much as possible. Specifically, it is necessary to reduce the P content to 0.030% by mass or less. In terms of reducing embrittlement of the steel for CVT sheave, a more preferable range of P content is 0.020% by mass or less.
  • O oxygen: 0.0020 mass% or less
  • O is an element contained in the steel for CVT sheave as an unavoidable impurity, and generates Si, Al, and an oxide to reduce machinability and bending fatigue strength. Therefore, it is necessary to reduce O as much as possible. Specifically, it is necessary to reduce the O content to 0.0020% by mass or less. A more preferable range of the content of O is 0.0015% by mass or less in terms of machinability and suppression of decrease in bending fatigue strength in the steel for CVT sheave.
  • the preferable range of the value of Fn1 represented by the above (1) is 13.9 ⁇ Fn1 ⁇ 15.3.
  • Fn1 satisfies 14.1 ⁇ Fn1 ⁇ 15.2.
  • the volume fraction of retained austenite in the surface region can be 16% or more.
  • the volume fraction of retained austenite in the surface region can be reduced to 24% or less.
  • Fn1 satisfies 14.4 ⁇ Fn1 ⁇ 14.8.
  • the volume fraction of retained austenite in the surface region can be 18% or more.
  • Fn1 satisfies Fn1 ⁇ 14.8 the volume fraction of retained austenite in the surface region can be reduced to 20% or less.
  • Al and N in which mass% is used as a variable are elements that affect the refinement of crystal grains.
  • Fn2 satisfies 1.20 ⁇ Fn2
  • Fn2 it is possible to sufficiently secure the precipitation amount of AlN that refines the crystal grains.
  • Fn2 is smaller than 1.20, bending fatigue strength and wear resistance may be reduced.
  • Fn2 satisfies Fn2 ⁇ 4.35
  • AlN can be completely dissolved during heat treatment (for example, during hot rolling), so that coarse AlN precipitated without being dissolved. Can be prevented from remaining in the steel for CVT sheave. If Fn2 is greater than 4.35, the bending fatigue strength may decrease.
  • Fn2 preferably satisfies 1.35 ⁇ Fn2 ⁇ 4.35 in terms of crystal grain refinement.
  • the steel material for CVT sheave may contain at least 1 sort (s) among the following element groups as an arbitrary component instead of a part of Fe.
  • Cu copper
  • Ni nickel
  • Cu is an element effective for improving hardenability.
  • Cu is an expensive element, and if the content is too large, the hot workability may be deteriorated, so that it is not particularly necessary to be contained in the steel for CVT sheave.
  • 0.30 mass% was made the upper limit of the Cu content in consideration of the suppression of cost increase and the suppression of hot workability.
  • the Cu content is preferably 0.05% by mass or more.
  • content of Cu is 0.20 mass% or less from the surface of suppression of a cost rise and suppression of a hot workability fall.
  • Ni is an element effective for improving hardenability. Furthermore, since Ni is a non-oxidizing element, the depth of the grain boundary oxide layer is not increased during the carburizing process, and the bending fatigue strength is not easily lowered by addition. However, Ni is an expensive element, and if the content is too large, there is a possibility that the machinability may be lowered. In the case where Ni is contained in the steel for CVT sheave, the upper limit of the Ni content is set to 0.25% by mass in consideration of suppression of cost increase and suppression of machinability decrease. In order to reliably obtain the effect of improving hardenability, the Ni content is preferably 0.05% by mass or more. Moreover, it is preferable that content of Ni is 0.20 mass% or less from the surface of suppression of a cost rise and suppression of a machinability fall.
  • a CVT input-side pulley apparatus 100 receives a driving force from an engine (not shown) and outputs an output-side pulley apparatus (not shown) via a CVT belt 101 that contacts the input-side pulley apparatus 100. It is comprised so that a driving force may be transmitted to. Note that the output-side pulley apparatus has substantially the same configuration as the input-side pulley apparatus 100.
  • the input-side pulley apparatus 100 includes a fixed sheave 1 and a movable sheave 2 that is movable with respect to the fixed sheave 1 in the X direction.
  • the fixed sheave 1 and the movable sheave 2 have sliding surfaces 11 and 21, respectively.
  • the sliding surfaces 11 and 21 are provided so as to face each other and are inclined so as to be separated from each other in the outer diameter direction.
  • the input-side pulley device 100 is configured such that a metal CVT belt 101 is disposed between the sliding surfaces 11 and 21, and the element 101a of the CVT belt 101 slides on the sliding surfaces 11 and 21. ing.
  • the fixed sieve in the sliding surface 11, is set so that the volume fraction of retained austenite in the surface region from the sliding surface 11 to 100 ⁇ m in the depth direction is 13% or more and 28% or less. 1 is configured.
  • the movable sheave 2 is configured so that the volume fraction of retained austenite in the surface region from the sliding surface 21 to 100 ⁇ m in the depth direction is not less than 13% and not more than 28%. Thereby, sufficient retained austenite can be transformed into the work-induced martensite.
  • the volume fraction of retained austenite in the surface region is preferably 18% or more.
  • the volume fraction of retained austenite in the surface region is 28% or less, it is possible to suppress a decrease in surface hardness and a decrease in bending fatigue strength due to excessive retained austenite. .
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 26% or less.
  • the fixed sheave 1 is configured so that the Vickers hardness in the surface region from the sliding surface 11 to 100 ⁇ m in the depth direction is 680 HV or more and 800 HV or less.
  • the movable sheave 2 is configured so that the Vickers hardness in the surface region from the sliding surface 21 to 100 ⁇ m in the depth direction is 680 HV or more and 800 HV or less.
  • the Vickers hardness in the surface region is 680 HV or more, sufficient bending fatigue strength and wear resistance can be obtained.
  • the Vickers hardness in the surface region is preferably 720 HV or more.
  • the Vickers hardness in the surface region is 800 HV or less, it is possible to suppress an increase in grinding resistance during finishing such as polishing. Thereby, it is possible to suppress the deterioration of productivity due to an increase in grinding resistance. Further, it is possible to suppress polishing dullness caused by processing heat generated due to an increase in grinding resistance. In addition, in order to suppress generation
  • the bending stress is repeatedly applied to the root R portion 12 and the like without being limited to the sliding surface 11. Even in such a portion such as the root R portion 12, sufficient bending fatigue strength is ensured because the Vickers hardness is 680 HV or more.
  • a steel bar material for CVT sheave adjusted to the above-described chemical composition is prepared as material steel.
  • the steel material for CVT sheaves is processed so that it may become the rough fixed sheave 1 predetermined shape by performing a hot forging process, normalizing, roughing, etc.
  • the forging property and machinability are improved by setting the above-described prescribed component composition range, so that the processing such as hot forging and roughing can be easily performed. Is possible.
  • the carbon potential (CP) in the carburizing furnace is set to 0.70 mass% or more and 1.10 mass% or less.
  • the CP during the gas carburizing process and the CP during the diffusion may be different within the above range.
  • the gas carburizing time and the diffusion time are set as appropriate.
  • the C concentration in the surface region can be sufficiently increased, and a predetermined surface hardness and a retained austenite amount can be ensured. Furthermore, when CP is 1.10% by mass or less, it is possible to suppress the C concentration in the surface region after the gas carburizing process from becoming too high. Thereby, abrasion resistance and bending fatigue strength can be secured in the fixed sheave 1.
  • the processed material subjected to carburization and diffusion treatment is oil-cooled with oil. Thereby, the work material is quenched and hardened, and hard martensite and retained austenite softer than martensite are formed in the surface region.
  • the work material is tempered. Thereby, in a processed material, the Vickers hardness in a surface area becomes 680HV or more and 800HV or less.
  • finish processing such as polishing is performed on the processed material.
  • the Vickers hardness in the surface region of the workpiece is 680 HV or more and 800 HV or less
  • polishing dullness caused by heat generated by an increase in grinding resistance it is possible to suppress a decrease in surface hardness.
  • the fixed sheave 1 having a Vickers hardness of 680 HV or more and 800 HV or less in the surface region of the sliding surface 11 shown in FIG. 1 and a volume fraction of retained austenite in the surface region of 13% or more and 28% or less.
  • the movable sheave 2 is also manufactured by the same process as the manufacturing of the fixed sheave 1. As a result, the movable sheave 2 having a Vickers hardness in the surface region of 680 HV or more and 800 HV or less and a volume fraction of retained austenite in the surface region of 13% or more and 28% or less is manufactured.
  • the hardness of the sliding surface 11 of the fixed sheave 1 and the sliding surface 21 of the movable sheave 2 is increased during use by utilizing the fact that a high surface pressure is applied during use. It is configured. Accordingly, when the fixed sheave 1 and the movable sheave 2 are manufactured, the sliding surface 11 and the movable sheave 2 of the fixed sheave 1 are in use while improving the workability such as grindability without increasing the surface hardness so much. The wear resistance of the sliding surface 21 can be improved.
  • the sliding surfaces 11 and 21 are not subjected to work hardening processing such as shot peening processing. This eliminates the need for strict management of work-hardening treatment conditions, and can prevent the manufacturing process of the fixed sheave 1 and the movable sheave 2 from becoming complicated.
  • the hardenability is improved by making the amount of chemical components related to hardenability appropriate, and Mo, which is an expensive element, is not included.
  • Mo which is an expensive element
  • Fn1 defined by the expression (1) satisfies 13.9 ⁇ Fn1.
  • Fn1 satisfies Fn1 ⁇ 15.5. Thereby, it can suppress that the retained austenite in a surface region becomes excessive too much, and can suppress that surface hardness falls excessively. Thereby, it can suppress that the bending fatigue strength of the fixed sheave 1 and the movable sheave 2 falls.
  • gas carburization is performed on the processed workpiece under a condition where the carbon potential (CP) is 0.70 mass% or more and 1.10 mass% or less. .
  • CP is 0.70 mass% or more
  • invades into the processed workpiece can fully be ensured.
  • the volume fraction of retained austenite can be sufficiently secured to 13% or more over the entire surface region, and the Vickers hardness in the surface region is less than 680 HV. It can suppress that it falls.
  • CP is 1.10% by mass or less
  • the Vickers hardness in the surface region can be suppressed from exceeding 800 HV.
  • Example 10 surface hardness measurement, residual austenite volume fraction measurement, bending fatigue strength measurement, and wear resistance measurement performed to confirm the effect of the present invention will be described.
  • predetermined test pieces were prepared using a plurality of CVT sheave steel materials having different constituent element contents, and each test was performed.
  • Example 1 (Preparation of test pieces of Examples and Comparative Examples) First, the test piece of Example 1 was produced. Specifically, first, a predetermined material steel was melted in a vacuum melting furnace so as to contain the chemical components of Example 1 shown in Table 1. And the ingot of Example 1 was produced by ingot-making after melt
  • a test piece before heat treatment (carburizing quenching and tempering treatment) was produced in parallel with the length direction from the center of the steel bar after normalizing.
  • a test piece before the heat treatment a test piece 3 for the Ono type rotary bending fatigue test with a notch having a shape shown in FIG. 3 and a small roller test piece 4 for a roller pitching test having a shape shown in FIG. did.
  • 3A is a side view seen from the direction orthogonal to the axial direction of the test piece 3
  • FIG. 3B is a front view seen from the axial direction of the test piece 3.
  • FIG. 4 is a side view seen from a direction orthogonal to the axial direction of the small roller test piece 4.
  • FIG. 5 is obtained by using a normalized steel bar having a diameter of 140 mm, which is a steel corresponding to SCM420H defined in JIS G 4052 (2008), as shown in Table 2.
  • a large roller test piece 5 for the roller pitching test was prepared.
  • 5A is a front view seen from the axial direction of the large roller test piece
  • FIG. 5B is a side view seen from the direction orthogonal to the axial direction of the large roller test piece.
  • the unit of dimension in each of the above test pieces shown in FIGS. 3 to 5 is “mm”, and the symbols “ ⁇ ” and “ ⁇ ” in the figures are “finish symbols” indicating the surface roughness. It is. Note that “G” added to “ ⁇ ” is an abbreviation of a processing method indicating “grinding”.
  • test piece 3 for the Ono type rotary bending test of Example 1 shown in FIG. 3 the small roller test piece 4 for the roller pitching test shown in FIG. 4, and the large roller for the roller pitching test shown in FIG. Test piece 5 was prepared.
  • test pieces 3 and small roller test pieces 4 containing the chemical components of Examples 2 to 18 and Comparative Examples 1 to 9 shown in Table 1 were produced.
  • the balance other than the chemical components listed in Table 1 is Fe or inevitable impurities.
  • test pieces 3 of Examples 19 and 20 and Small roller test pieces 4 were respectively prepared.
  • quenching treatment and tempering treatment were performed under the same conditions as in Example 1. Thereby, the test piece 3 of Example 20 and the small roller test piece 4 were produced.
  • the surface hardness was measured using the small roller test pieces 4 of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 9. Specifically, the small roller test piece 4 was cut at substantially the center in the axial direction, and the cut piece was embedded in the resin so that the cut surface was exposed to the outside. And after carrying out mirror polishing of the cut surface, the Vickers hardness in the surface was measured based on JISZ2244 (2009).
  • the Vickers hardness at arbitrary five points at a depth position of 0.1 mm in the depth direction from the outer surface of the small roller test piece 4 was measured using a general micro Vickers hardness meter. At this time, the test force was set to 0.98N. Then, the Vickers hardness of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 9 was evaluated by arithmetically averaging the 5 points of Vickers hardness.
  • volume fraction of retained austenite was measured using the small roller test pieces 4 of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 9. Specifically, after polishing the central portion of the small roller test piece 4 to a depth of 0.1 mm from the outer surface by electrolytic polishing, the volume fraction of retained austenite was measured using a general X-ray diffractometer. . The volume fraction of retained austenite was obtained from the ratio of the diffraction intensity of retained austenite and martensite at the measurement site.
  • the bending fatigue strength was measured using the test pieces 3 of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 9.
  • standard test piece 3a was produced. Specifically, a reference steel material containing the chemical components shown in Table 2 and corresponding to SCM420H defined in JIS G 4052 (2008) was prepared. The balance other than the chemical components described in Table 2 is Fe or inevitable impurities. Then, in the same manner as in Example 1, a reference test piece 3a for Ono type rotary bending fatigue test was produced.
  • the bending fatigue strength was measured using the test pieces 3 of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 9 and the reference test piece 3a. Specifically, the bending fatigue strength was measured at room temperature and in the air using a general Ono type rotating bending fatigue tester. At this time, repeated stress was applied until the number of repetitions reached 10 7 times. The rotation speed is 3000 rpm. The maximum stress value that did not break at 10 7 times was defined as the bending fatigue strength. And when it has a bending fatigue strength exceeding 105% with respect to the bending fatigue strength of the reference specimen 3a, it is marked with a double circle ( ⁇ ) as being particularly good, and is 95% or more and 105% or less.
  • ⁇ double circle
  • a reference small roller test piece 4a was prepared. Specifically, a reference steel material containing the chemical components shown in Table 2 and corresponding to SCM420H defined in JIS G 4052 (2008) was prepared. Then, in the same manner as in Example 1, a reference small roller test piece 4a for a roller pitching test was produced.
  • a roller pitching test was performed using the small roller test pieces 4 of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 9. Specifically, the small roller test piece 4 and the large roller test piece 5 are brought into contact with each other while generating a surface pressure of 2600 MPa, the small roller test piece 4 is rotated at 1560 rpm, and the number of repetitions is 10 7 times. The maximum wear depth of the small roller test piece 4 was measured. Here, while setting so that slip did not generate
  • a double circle mark ( ⁇ ) is given as being particularly good, and 80% or more 90%.
  • a circle mark ( ⁇ ) is given as good, and when it is over 90%, a cross mark ( ⁇ ) is given as bad.
  • “ ⁇ ” or “ ⁇ ” is satisfied, that is, the case where the maximum wear depth is 90% or less with respect to the reference small roller test piece 4a, is assumed to be excellent in wear resistance.
  • Table 3 shows Fn1 and Fn2 of Examples 1 to 18 and Comparative Examples 1 to 9, and measurement results of surface hardness measurement, residual austenite volume fraction measurement, bending fatigue strength measurement, and wear resistance measurement. Show.
  • Table 4 shows the CP of Examples 1, 19 and 20, and the measurement results of surface hardness measurement, residual austenite volume fraction measurement, bending fatigue strength measurement, and wear resistance measurement. Show. The measurement results of surface hardness measurement, residual austenite volume fraction measurement, bending fatigue strength measurement, and wear resistance measurement of Example 1 shown in Table 4 are the same as the contents shown in Table 3. .
  • the Vickers hardness was in the range of 680 HV to 800 HV, and the volume fraction of retained austenite was in the range of 13% to 28%.
  • the bending fatigue strength is the best (when the bending fatigue strength exceeds 105% with respect to the bending fatigue strength of the reference specimen 3a), and the wear resistance is the highest. It became favorable (when the maximum wear depth was less than 80% with respect to the reference wear depth).
  • the surface hardness, the volume fraction of retained austenite, the bending fatigue strength, and the wear resistance were obtained by using a steel for CVT sheave having a chemical component content in an appropriate range as in Examples 1 to 18. It was confirmed that any of these could produce a good CVT sheave.
  • Example 1 using the CVT sheave steel material containing the chemical component of Example 1, gas carburizing treatment under CP conditions of 0.70% by mass or more and 1.10% by mass or less It was confirmed that a CVT sheave having good surface hardness, volume fraction of retained austenite, bending fatigue strength, and wear resistance can be produced even in the case of performing the above. In Examples 19 and 20, although both the bending fatigue strength and the wear resistance were not the best, it was confirmed that a CVT sheave suitable for use could be produced.
  • Comparative Example 1 in which the Si content (0.40% by mass) is greater than 0.30% by mass, the bending fatigue strength was poor. This is presumably because the bending fatigue strength was lowered because the carburized abnormal layer was deepened due to the formation of a large amount of Si oxide on the surface.
  • Examples 1 to 12 and 14 to 18 From the measurement results of Examples 1 to 18, when 13.9 ⁇ Fn1 ⁇ 15.3 is satisfied (Examples 1 to 12 and 14 to 18), the volume fraction of retained austenite is 13% or more and 26% or less. Turned out to be able to. When 14.1 ⁇ Fn1 ⁇ 15.2 is satisfied (Examples 1 to 5, 7 to 12, and 15 to 18), the volume fraction of retained austenite can be made 16% or more and 24% or less. found. Further, when 14.4 ⁇ Fn1 ⁇ 14.8 is satisfied (Examples 1, 2, 5, 8 to 10, 16 and 17), the volume fraction of retained austenite may be 18% or more and 20% or less. It turns out that you can.
  • the steel for CVT sheave is not limited to the steel for CVT sheave containing the chemical components described in the examples, but may be any steel for CVT sheave within the range of the chemical components described in the embodiment.
  • the present invention is not limited to this.
  • the CVT sheave may be manufactured from the steel material for CVT sheave by a heat pattern other than the three heat patterns shown in FIGS.
  • this invention is not limited to this.
  • a CVT sheave steel material may be cold forged. Even in such a case, the steel material for CVT sheave is excellent in workability such as machinability and can be sufficiently formed into a predetermined shape.
  • CVT sheave 1 Fixed sheave (CVT sheave) 2 Movable sheave (CVT sheave) 11, 21 Sliding surface 101 CVT belt

Abstract

このＣＶＴシーブ用鋼材では、下記の式（１）により定義されるＦｎ１が、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．５を満たしており、下記の式（２）により定義されるＦｎ２が、１．２０≦Ｆｎ２≦４．３５を満たす。　Ｆｎ１＝７×Ｃｒ－６×Ｓｉ＋４×Ｍｎ・・・（１）　Ｆｎ２＝Ａｌ×Ｎ×１０4・・・（２）

Description

ＣＶＴシーブ用鋼材、ＣＶＴシーブおよびＣＶＴシーブの製造方法
　本発明は、ＣＶＴ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ　Ｖａｒｉａｂｌｅ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ、無段変速機）に用いられるＣＶＴシーブの素材鋼となるＣＶＴシーブ用鋼材と、そのＣＶＴシーブ用鋼材を用いたＣＶＴシーブおよびＣＶＴシーブの製造方法とに関する。
　ベルト式ＣＶＴは、入力側と出力側の一対のシーブの間に金属ベルトを巻き掛け、この金属ベルトを介して、入力側と出力側の２つのシーブ間で変速させながらトルクを伝達する。
　ＣＶＴシーブのシーブ面（金属ベルトとの摺動面）には、金属ベルトが接触し、高い面圧が付与されるため、シーブ面の表面には摩耗が生じやすい。シーブ面が摩耗すると、伝達効率の悪化や変速不良が発生する虞があるため、ＣＶＴシーブには高い耐摩耗性が要求され、さらには、高い面圧に耐えうるよう高い曲げ疲労強度も確保する必要がある。
　そこで、一般に、ＣＶＴシーブは、疲労強度向上、耐摩耗性向上の観点から、鋼材を熱間鍛造、冷間鍛造または機械加工等により所定の形状に成形し、浸炭焼入れ等の表面硬化処理を行った後、焼戻しを行い、さらに研磨等の仕上げ加工を施して製造されている。なお、上記の「浸炭焼入れ」は、一般に、素材鋼として低炭素の肌焼鋼を使用し、Ａｃ３点以上のオーステナイト域でＣ（炭素）を侵入・拡散させた後、焼入れする処理である。
　特に近年では、ベルト式ＣＶＴにおいて変速比幅の拡大および高トルク化の要求が高まってきており、ＣＶＴシーブの耐摩耗性、曲げ疲労強度の重要性が高まってきていることから、高い耐摩耗性および高い曲げ疲労強度を満足するＣＶＴシーブが要求されている。
　そこで、従来、所定の化学成分を含有するＣＶＴシーブ用鋼材を用いて、ＣＶＴベルトとの摺動面における耐摩耗性を向上させた、ＣＶＴシーブが知られている。このようなＣＶＴシーブは、たとえば、特開２００９－６８６０９号公報に開示されている。
　特開２００９－６８６０９号公報では、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されているクロム鋼またはクロムモリブデン鋼から選択した鋼材を用いた、無段変速機用プーリー（一対のＣＶＴシーブ）が開示されている。そして、特開２００９－６８６０９号公報の無段変速機用プーリーでは、浸炭焼入れ処理およびショットピーニング処理を施し、金属ベルトとの摺動面の表面硬さを８００ＨＶ以上（実施例においては、８７８～１０１５ＨＶ）という高い表面硬さとし、上記摺動面に１２００ＭＰａ以上（実施例においては、１２５０～１４５９ＭＰａ）の高い残留圧縮応力を付与している。これにより、特開２００９－６８６０９号公報の無段変速機用プーリーでは、上記摺動面の耐摩耗性の向上を図るとともに、亀裂が発生した場合でも亀裂の進展の抑制を図っている。
特開２００９－６８６０９号公報
　特開２００９－６８６０９号公報で開示されているＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されているクロム鋼もしくはクロムモリブデン鋼では、近年要求されている高いトルク化のための耐摩耗性および曲げ疲労強度を確保するのには困難を伴う。そのため、特開２００９－６８６０９号公報では、浸炭焼入れ処理およびショットピーニング処理を施し、金属ベルトとの摺動面の表面硬さを８００ＨＶ以上（実施例においては、８７８～１０１５ＨＶ）という高い表面硬さとし、上記摺動面に１２００ＭＰａ以上（実施例においては、１２５０～１４５９ＭＰａ）の高い残留圧縮応力を付与してこの要求に応えようとしていると考えられる。しかしながら、特開２００９－６８６０９号公報では、以下のように、種々の問題があると考えられる。
　上記のように、一般に、ＣＶＴシーブは、金属ベルトとの間の摺動性を確保する観点から、浸炭焼入れ処理、焼戻し処理の後にはシーブ面（摺動面）に研磨等の仕上げ加工が施され、所定の面粗度となるように加工される。特開２００９－６８６０９号公報で開示される摺動面の硬度は、上記のように、非常に高硬度となっており、仕上げ加工を行う際の加工抵抗が大きく、その際に発生する加工熱も相当程度大きくなると考えられ、摺動面が部分的に焼鈍ってしまい硬度が低下してしまう虞がある。そうすると、硬度が低下した部分を起点として摩耗が進行するのみならず、曲げ疲労強度も低下してしまうという問題がある。
　特開２００９－６８６０９号公報では、ショットピーニング処理を行うことで摺動面の硬度を大きく上昇させるとともに、高い残留圧縮応力を付与している。仮に、仕上げ加工後にショットピーニング処理を行うとすれば、摺動面の硬度上昇の前に仕上げ加工を行うことになるため、加工熱による硬度低下の問題は小さくなると考えられる。しかしながら、仕上げ加工の後に、大きく硬度を上昇させ高い残留圧縮応力を付与するようなショットピーニング処理を行えば、仕上げ加工によって得られた成形面の面粗さを損なう危険があることから、これを防止するための条件設定および管理において、非常に困難を伴うという問題がある。
　また、特開２００９－６８６０９号公報では、所望の表面硬さを得るために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの更なる添加を示唆している。しかしながら、後述するように、ＳｉやＭｎを多量に含有させると浸炭異常層の深さが大きくなり、曲げ疲労強度の低下を招く等の問題が考えられる。そして、Ｍｏの増量は成分コストの上昇を招いてしまう。
　この発明は、上記のような課題を解決するためになされたものであり、この発明の目的は、成分コストを低く抑えつつ高い耐摩耗性と曲げ疲労強度を容易に得ることができるＣＶＴシーブ用鋼材を提供するとともに、その鋼材を使用したＣＶＴシーブおよびＣＶＴシーブの製造方法を提供することである。
　本願発明者は上記問題点（課題）について鋭意検討した結果、ＣＶＴシーブ用鋼材において、Ｃｒ（クロム）の含有量を大きくしつつ、Ｓｉ（ケイ素）、ＣｒおよびＭｎ（マンガン）の含有量を適切な範囲に調整することなどによって、上記課題が解決できることを見出した。
　つまり、この発明の第１の局面におけるＣＶＴシーブ用鋼材は、
　化学成分として、
　Ｃ（炭素）：０．１５質量％以上０．２０質量％以下、
　Ｓｉ（ケイ素）：０．１６質量％以上０．３０質量％以下、
　Ｍｎ（マンガン）：０．７０質量％以上０．９０質量％以下、
　Ｓ（硫黄）：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
　Ｃｒ（クロム）：１．８０質量％以上１．９０質量％以下、
　Ａｌ（アルミニウム）：０．０１５質量％以上０．０３５質量％以下、
　Ｎ（窒素）：０．００８質量％以上０．０１７質量％以下、を含有し、
　Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量は、上記含有量を満たすとともに、下記の式（１）により定義されるＦｎ１が、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．５を満たしており、
　ＡｌおよびＮの含有量は、上記含有量を満たすとともに、下記の式（２）により定義されるＦｎ２が、１．２０≦Ｆｎ２≦４．３５を満たしており、
　残部はＦｅ（鉄）および不可避不純物からなり、不可避不純物中のＰ（リン）、Ｏ（酸素）がそれぞれ、
Ｐ（リン）：０．０３０質量％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２０質量％以下、であることを特徴とする。
　Ｆｎ１＝７×Ｃｒ－６×Ｓｉ＋４×Ｍｎ・・・（１）
　Ｆｎ２＝Ａｌ×Ｎ×１０4・・・（２）
　なお、式（１）の「Ｃｒ」、「Ｓｉ」および「Ｍｎ」は、それぞれ、Ｃｒの質量％、Ｓｉの質量％、および、Ｍｎの質量％を意味し、式（２）の「Ａｌ」および「Ｎ」は、それぞれ、Ａｌの質量％、および、Ｎの質量％を意味する。
　この発明の第１の局面によるＣＶＴシーブ用鋼材では、上記のような組成にすることによって、焼入れ性に関する化学成分量を適正にすることで焼入れ性の向上を図り、高価な元素であるＭｏを含有させなくても、高い曲げ疲労強度、耐摩耗性が確保された低廉な鋼材とすることができる。
　さらに、ＣＶＴシーブ用鋼材においては、式（１）によって定義されるＦｎ１が１３．９≦Ｆｎ１を満たすことによって、浸炭焼入れ処理および焼戻し処理の後に、十分な深さ位置（例えば、摺動面から深さ方向に１００μｍ位置）まで、十分な残留オーステナイト量を確保することができる。十分な残留オーステナイト量を確保することにより、摺動面に面圧が加えられた時に、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態して、硬さを増加させることができるので、摺動面の耐摩耗性をより効果的に向上させることができる。
　また、式（１）によって定義されるＦｎ１が、Ｆｎ１≦１５．５を満たすことによって、表面領域における残留オーステナイトが過剰になりすぎるのを抑制し、表面硬さが過度に低下するのを抑制することができる。これにより、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができる。
　この発明の第２の局面におけるＣＶＴシーブは、第１の局面におけるＣＶＴシーブ用鋼材を素材鋼として形成された、ＣＶＴシーブであって、ＣＶＴベルトが摺動する摺動面から深さ方向に１００μｍまでの表面領域におけるビッカース硬さは、６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下であり、表面領域における残留オーステナイトの体積分率は、１３％以上２８％以下である。
　この発明の第２の局面によるＣＶＴシーブでは、第１の局面におけるＣＶＴシーブ用鋼材を素材鋼として用いることによって、摺動面から深さ方向に１００μｍの十分な深さ位置まで、残留オーステナイトの体積分率を１３％以上に十分に確保しながら、２８％を超えて大きくなるのを抑制することができる。この結果、摺動面に面圧が加えられることによって、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態して、硬さを増加させることができるので、摺動面の耐摩耗性をより効果的に向上させることができるとともに、表面領域における残留オーステナイトが過剰になることに起因して表面硬さが低下し、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができる。
　また、第２の局面によるＣＶＴシーブでは、第１の局面におけるＣＶＴシーブ用鋼材を素材鋼として用いることによって、容易に、表面領域におけるビッカース硬さを６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下にすることができる。ビッカース硬さを６８０ＨＶ以上とすることにより耐摩耗性および曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができ、また、ビッカース硬さを８００ＨＶ以下にすることによって、研磨等の仕上げ加工時の研削抵抗の増加を抑制し、ＣＶＴシーブを容易に製造することができるとともに、加工熱を抑制でき、部分的な硬度低下を抑制することができる。
　この発明の第３の局面におけるＣＶＴシーブの製造方法は、第１の局面におけるＣＶＴシーブ用鋼材を所定形状に加工し、加工された加工材に対して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）が０．７０％質量以上１．１０質量％以下の条件下でガス浸炭処理を行う工程を含む。なお、カーボンポテンシャル（ＣＰ）は、ガス浸炭処理時に用いられる浸炭炉内における、平衡反応時のＣ濃度である。
　この発明の第３の局面によるＣＶＴシーブの製造方法では、所定形状に加工された加工材に対して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）が０．７０質量％以上１．１０質量％以下の条件下でガス浸炭処理を行う。ＣＰが０．７０質量％以上であることによって、加工された加工材に侵入するＣを十分に確保することができる。この結果、その後の焼入れ処理および焼戻し処理後に、表面領域の全体に亘って、残留オーステナイトの体積分率を１３％以上に十分に確保することができるとともに、表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ未満に低下するのを抑制することができる。また、ＣＰが１．１０質量％以下であることによって、その後の焼入れ処理および焼戻し処理後に、表面領域の全体に亘って、残留オーステナイトの体積分率が２８％を超えるのを抑制することができるとともに、表面領域におけるビッカース硬さが８００ＨＶを超えて上昇するのを抑制することができる。また、加工材の角部は浸炭処理によりＣが容易に侵入することから、Ｃが過剰となる傾向があるものの、上記のＣＰとすることで、過剰なＣが侵入するのを抑制することができる。その結果、加工材の角部に粗大な網目状のセメンタイトが多く形成されるのを抑制することができる。これにより、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができる。
　本発明によれば、上記のように、成分コストを低く抑えつつ高い耐摩耗性と曲げ疲労強度を容易に得ることができるＣＶＴシーブ用鋼材を提供することができ、その鋼材を使用したＣＶＴシーブおよびＣＶＴシーブの製造方法を提供することができる。
本発明の一実施形態による入力側プーリ装置の断面図である。 実施例１～１８および比較例１～９に対して行う熱処理のヒートパターンを示したグラフである。 小野式回転曲げ疲労試験用の試験片を示した図である。 ローラピッチング試験用の小ローラ試験片を示した図である。 ローラピッチング試験用の大ローラ試験片を示した図である。 実施例１９に対して行う熱処理のヒートパターンを示したグラフである。 実施例２０に対して行う熱処理のヒートパターンを示したグラフである。
　以下、本発明の実施形態を説明する。
　[ＣＶＴシーブ用鋼材の組成]
　まず、本発明の一実施形態によるＣＶＴシーブ用鋼材の組成について説明する。
（Ｃ（炭素）：０．１５質量％以上０．２０質量％以下）
　Ｃは、ＣＶＴシーブの強度（機械的強度）を確保するために添加される元素である。そこで、Ｃの含有量の下限を０．１５質量％として、ＣＶＴシーブの強度を確保している。一方、Ｃの含有量が０．２０質量％を超えると、ＣＶＴシーブ用鋼材の硬さが必要以上に大きくなり、その結果、ＣＶＴシーブ用鋼材の被削性が低下して、ＣＶＴシーブを形成する際の加工性が低下する。また、Ｃの含有量が０．２０質量％を超えると、後述する浸炭焼入れ焼戻し後において、内部硬さが大きくなり、曲げ矯正時などに割れが発生しやすくなる。このため、０．２０質量％をＣの含有量の上限とした。なお、より好ましいＣの含有量の範囲は、０．１５質量％以上０．１９質量％以下である。また、ＣＶＴシーブの強度確保および加工性の面で、さらに好ましいＣの含有量の範囲は、０．１６質量％以上０．１８質量％以下である。
（Ｓｉ（ケイ素）：０．１６質量％以上０．３０質量％以下）
　Ｓｉは、焼入れ性（焼入れによるＣＶＴシーブ用鋼材の硬化のしやすさ）の向上、焼戻し軟化抵抗（焼戻しによるＣＶＴシーブ用鋼材の軟化を抑制する性能）の向上、および、脱酸のために添加される元素である。これらの効果を得るためには、Ｓｉの含有量は、０．１６質量％以上である必要がある。一方、Ｓｉの含有量が０．３０質量％を超えると、ＣＶＴシーブ用鋼材の硬さが必要以上に大きくなり、その結果、ＣＶＴシーブ用鋼材において被削性が低下する。さらに、浸炭処理時に、表面にＳｉの酸化物が多く生成することによって、浸炭異常層の深さが大きくなり、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下してしまう。このため、０．３０質量％をＳｉの含有量の上限とした。焼入れ性の向上、焼戻し軟化抵抗の向上、被削性の低下抑制および曲げ疲労強度の確保の面で、より好ましいＳｉの含有量の範囲は、０．２１質量％以上０．２９質量％以下である。
（Ｍｎ（マンガン）：０．７０質量％以上０．９０質量％以下）
　Ｍｎは、焼入れ性の向上および脱酸に有効な元素である。これらの効果を得るためには、Ｍｎの含有量は、０．７０質量％以上である必要がある。一方、Ｍｎの含有量が０．９０質量％を超えると、ＣＶＴシーブ用鋼材の硬さが必要以上に大きくなり、その結果、ＣＶＴシーブ用鋼材において被削性が低下する。さらに、浸炭処理時に、表面にＭｎの酸化物が多く生成することによって、浸炭異常層の深さが大きくなり、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下してしまう。このため、０．９０質量％を、Ｍｎの含有量の上限とした。被削性の低下抑制および曲げ疲労強度の確保の面で、より好ましいＭｎの含有量の範囲は、０．７０質量％以上０．８５質量％以下である。
（Ｓ（硫黄）：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下）
　Ｓは、ＣＶＴシーブ用鋼材中でＭｎＳを形成するため、ＣＶＴシーブ用鋼材の被削性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｓの含有量は、０．０１０質量％以上である必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．０２５質量％を超えると、ＣＶＴシーブ用鋼材において、粗大なＭｎＳが形成されてしまい、曲げ疲労強度を低下させるため、０．０２５質量％をＳの含有量の上限とした。ＣＶＴシーブ用鋼材における、被削性の向上および曲げ疲労強度の確保の面で、より好ましいＳの含有量の範囲は、０．０１２質量％以上０．０２３質量％以下である。
（Ｃｒ（クロム）：１．８０質量％以上１．９０質量％以下）
　Ｃｒは、浸炭焼入れ焼戻し後における残留オーステナイトの体積率を増加させるために重要な元素である。また、Ｃｒは、焼入れ性の向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには、Ｃｒの含有量は、１．８０質量％以上である必要がある。一方、Ｃｒの含有量が１．９０質量％を超えると、ＣＶＴシーブ用鋼材の硬さが必要以上に大きくなり、その結果、ＣＶＴシーブ用鋼材において被削性が低下する。また、浸炭処理時に、表面にＣｒの酸化物が多く生成することによって、浸炭異常層の深さが大きくなり、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下してしまう。さらに、浸炭処理時に、加工材の角部に粒界に沿って粗大な網目状の炭化物（セメンタイト）が析出してしまい、ＣＶＴシーブの曲げ疲労強度が低下する。このため、１．９０質量％をＣｒの含有量の上限とした。曲げ疲労強度の向上の面で、より好ましいＣｒの含有量の範囲は、１．８０質量％以上１．８８質量％以下である。
（Ａｌ（アルミニウム）：０．０１５質量％以上０．０３５質量％以下）
　Ａｌは、脱酸、および、窒化物を形成して結晶粒を微細化するのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ａｌの含有量は、０．０１５質量％以上である必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０３５質量％を超えると、硬質でかつ粗大な酸化物が形成されて、ＣＶＴシーブ用鋼材の被削性が低下するとともに、曲げ疲労強度も低下する。このため、０．０３５質量％をＡｌの含有量の上限とした。ＣＶＴシーブ用鋼材における、被削性および曲げ疲労強度の確保の面で、より好ましいＡｌの含有量の範囲は、０．０１５質量％以上０．０３０質量％以下である。
（Ｎ（窒素）：０．００８質量％以上０．０１７質量％以下）
　Ｎは、Ａｌなどと各種の窒化物を形成して結晶粒を微細化するのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｎの含有量は、０．００８質量％以上である必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．０１７質量％を超えると、粗大な窒化物が形成されて、ＣＶＴシーブ用鋼材の靱性および鍛造性が低下するため、０．０１７質量％をＮの含有量の上限とした。ＣＶＴシーブ用鋼材における、より好ましいＮの含有量の範囲は、０．００９質量％以上０．０１５質量％以下である。
（Ｐ（リン）：０．０３０質量％以下）
　Ｐは、不可避不純物としてＣＶＴシーブ用鋼材に含有される元素であり、結晶粒界に偏析してＣＶＴシーブ用鋼材を脆化させる（靱性を低下させる）ため、極力低減する必要がある。具体的には、Ｐの含有量を、０．０３０質量％以下に小さくする必要がある。ＣＶＴシーブ用鋼材の脆化低減の面で、より好ましいＰの含有量の範囲は、０．０２０質量％以下である。
（Ｏ（酸素）：０．００２０質量％以下）
　Ｏは、不可避不純物としてＣＶＴシーブ用鋼材に含有される元素であり、ＳｉやＡｌと酸化物を生成して被削性や曲げ疲労強度を低下させるため、極力低減する必要がある。具体的には、Ｏの含有量を、０．００２０質量％以下に小さくする必要がある。ＣＶＴシーブ用鋼材における被削性や曲げ疲労強度の低下抑制の面で、より好ましいＯの含有量の範囲は、０．００１５質量％以下である。
（Ｆｎ１）
　また、Ｃｒ、ＳｉおよびＭｎの含有量は、上記含有量を満たすとともに、下記の式（１）により定義されるＦｎ１が、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．５を満たしている。
Ｆｎ１＝７×Ｃｒ－６×Ｓｉ＋４×Ｍｎ・・・（１）
　なお、式（１）のうち、「Ｃｒ」、「Ｓｉ」および「Ｍｎ」は、それぞれ、Ｃｒの質量％、Ｓｉの質量％、および、Ｍｎの質量％を意味する。
　高い耐摩耗性を確保するためには、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に、表面硬さを必要以上に低下させることなく、表面の残留オーステナイト量を確保することが必要である。Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量バランスとしての前記式（１）で表されるＦｎ１の値が、１３．９より小さい場合は、浸炭焼入れ焼戻し後に、必要な残留オーステナイト量を確保することができず、十分な耐摩耗性を得ることができない。一方、上記式（１）で表されるＦｎ１の値が、１５．５を超える場合は、表面の残留オーステナイト量が多くなりすぎて表面硬さの低下を招き、曲げ疲労強度が低下する。したがって、前記の式（１）で表されるＦｎ１の値が、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．５を満たすこととした。なお、より一層の曲げ疲労強度が要求される場合には、前記の式（１）で表されるＦｎ１の値の上限値を１５．３とすることが好ましい。このため、前記の（１）で表されるＦｎ１の値の好ましい範囲は、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．３である。
　さらに、残留オーステナイトの体積分率を好ましい２０％近傍に近づけるためには、Ｆｎ１は、１４．１≦Ｆｎ１≦１５．２を満たすのがより好ましい。Ｆｎ１が、１４．１≦Ｆｎ１を満たすことによって、表面領域における残留オーステナイトの体積分率を、１６％以上にすることが可能である。また、Ｆｎ１が、Ｆｎ１≦１５．２を満たすことによって、表面領域における残留オーステナイトの体積分率を、２４％以下にすることが可能である。
　また、残留オーステナイトの体積分率を好ましい２０％近傍により近づけるためには、Ｆｎ１は、１４．４≦Ｆｎ１≦１４．８を満たすのがさらに好ましい。Ｆｎ１が、１４．４≦Ｆｎ１を満たすことによって、表面領域における残留オーステナイトの体積分率を１８％以上にすることが可能である。また、Ｆｎ１が、Ｆｎ１≦１４．８を満たすことによって、表面領域における残留オーステナイトの体積分率を２０％以下にすることが可能である。
（Ｆｎ２）
　また、ＡｌおよびＮの含有量は、上記含有量を満たすとともに、下記の式（２）により定義されるＦｎ２が、１．２０≦Ｆｎ２≦４．３５を満たしている。
Ｆｎ２＝Ａｌ×Ｎ×１０4・・・（２）
　なお、式（２）のうち、「Ａｌ」および「Ｎ」は、それぞれ、Ａｌの質量％およびＮの質量％を意味する。
　この式（２）において質量％が変数として用いられるＡｌおよびＮは、結晶粒の微細化に影響を与える元素である。そして、Ｆｎ２が、１．２０≦Ｆｎ２を満たすことによって、結晶粒を微細化するＡｌＮの析出量を、十分に確保することが可能である。Ｆｎ２が１．２０より小さい場合には、曲げ疲労強度や耐摩耗性が低下する場合がある。また、Ｆｎ２が、Ｆｎ２≦４．３５を満たすことによって、熱処理時（たとえば、熱間圧延時など）において、ＡｌＮを完全に固溶させることができるので、固溶できずに析出した粗大なＡｌＮがＣＶＴシーブ用鋼材内に残存するのを抑制することが可能である。Ｆｎ２が４．３５より大きい場合には、曲げ疲労強度が低下してしまう場合がある。
　なお、結晶粒の微細化の面から、Ｆｎ２は、１．３５≦Ｆｎ２≦４．３５を満たすのが好ましい。
　また、Ｆｅの一部の代わりに、任意成分として以下の元素群のうち少なくとも１種以上をＣＶＴシーブ用鋼材に含有させてもよい。
　Ｃｕ（銅）：０．３０質量％以下。
　Ｎｉ（ニッケル）：０．２５質量％以下。
　Ｃｕは、焼入れ性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるとともに、含有量が多くなりすぎると熱間加工性の低下を招く虞があるので、ＣＶＴシーブ用鋼材に特に含有させなくてもよい。ＣＶＴシーブ用鋼材に含有させる場合には、コスト上昇の抑制および熱間加工性低下の抑制を考慮して、０．３０質量％をＣｕの含有量の上限とした。なお、焼入れ性の向上の効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は、０．０５質量％以上であるのが好ましい。また、コスト上昇の抑制および熱間加工性低下の抑制の面から、Ｃｕの含有量は、０．２０質量％以下であるのが好ましい。
　Ｎｉは、焼入れ性の向上に有効な元素である。さらに、Ｎｉは、非酸化性の元素であるため、浸炭処理時に粒界酸化層の深さを増大させず、添加により曲げ疲労強度が低下しにくい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるとともに、含有量が多くなりすぎると被削性の低下を招く虞があるので、特に含有させなくてもよい。ＣＶＴシーブ用鋼材にＮｉを含有させる場合には、コスト上昇の抑制、および被削性低下の抑制を考慮して、０．２５質量％をＮｉの含有量の上限とした。なお、焼入れ性の向上の効果を確実に得るためには、Ｎｉの含有量は、０．０５質量％以上であるのが好ましい。また、コスト上昇の抑制、および被削性低下の抑制の面から、Ｎｉの含有量は、０．２０質量％以下であるのが好ましい。
　[入力側プーリ装置の構造]
　次に、図１を参照して、本発明の一実施形態によるＣＶＴシーブ用鋼材が用いられる固定シーブ１および可動シーブ２を備えるＣＶＴの入力側プーリ装置１００の構造について説明する。なお、固定シーブ１および可動シーブ２は、特許請求の範囲の「ＣＶＴシーブ」の一例である。
　本発明の一実施形態によるＣＶＴの入力側プーリ装置１００は、図示しないエンジンからの駆動力が入力されるとともに、入力側プーリ装置１００に接触するＣＶＴベルト１０１を介して、図示しない出力側プーリ装置に駆動力を伝達するように構成されている。なお、出力側プーリ装置は、入力側プーリ装置１００と略同様の構成を有している。
　入力側プーリ装置１００は、固定シーブ１と、固定シーブ１に対して、Ｘ方向に移動可能な可動シーブ２とを備えている。また、固定シーブ１および可動シーブ２は、それぞれ、摺動面１１および２１を有している。摺動面１１および２１は、互いに対向するように設けられているとともに、外径方向に向かって互いに離間するように傾斜している。入力側プーリ装置１００では、摺動面１１および２１の間に、金属製のＣＶＴベルト１０１が配置されるとともに、摺動面１１および２１にＣＶＴベルト１０１のエレメント１０１ａが摺動するように構成されている。
　また、可動シーブ２がＸ方向に移動することによって、エレメント１０１ａが摺動する摺動面１１および２１の位置が径方向に変化する。これにより、入力側プーリ装置１００および出力側プーリ装置において、ＣＶＴベルト１０１の巻付け径が変化することによって、ＣＶＴにおいて、変速比が無段階で変化するように構成されている。
　（残留オーステナイトの体積分率）
　ここで、本実施形態では、摺動面１１において、摺動面１１から深さ方向に１００μｍまでの表面領域における残留オーステナイトの体積分率が、１３％以上２８％以下になるように、固定シーブ１は構成されている。同様に、摺動面２１から深さ方向に１００μｍまでの表面領域における残留オーステナイトの体積分率が、１３％以上２８％以下になるように、可動シーブ２は構成されている。これにより、十分な残留オーステナイトを加工誘起マルテンサイト変態させることが可能である。なお、より十分な残留オーステナイトを加工誘起マルテンサイト変態させるために、上記表面領域における残留オーステナイトの体積分率は、１８％以上であるのが好ましい。
　また、表面領域における残留オーステナイトの体積分率が、２８％以下であることにより、過剰な残留オーステナイトに起因して、表面硬さが低下し、曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができる。なお、曲げ疲労強度の低下を十分に抑制するために、残留オーステナイトの体積分率は、２６％以下であるのが好ましい。
　（ビッカース硬さ）
　ここで、摺動面１１において、摺動面１１から深さ方向に１００μｍまでの表面領域におけるビッカース硬さが、６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下になるように、固定シーブ１は構成されている。同様に、摺動面２１から深さ方向に１００μｍまでの表面領域におけるビッカース硬さが、６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下になるように、可動シーブ２は構成されている。ここで、上記表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ以上であることにより、十分な曲げ疲労強度および耐摩耗性を得ることが可能である。なお、より十分な曲げ疲労強度および耐摩耗性を得るために、上記表面領域におけるビッカース硬さは、７２０ＨＶ以上であるのが好ましい。
　また、上記表面領域におけるビッカース硬さが８００ＨＶ以下であることにより、研磨などの仕上げ加工時に、研削抵抗が上昇するのを抑制することが可能である。これにより、研削抵抗の増加による製造性の悪化を抑制することが可能である。さらに、研削抵抗の上昇により発生する加工熱によって発生する研磨鈍りを抑制することも可能である。なお、研磨鈍りが発生するのを確実に抑制するために、表面領域におけるビッカース硬さは、７８０ＨＶ以下であるのが好ましい。
　また、固定シーブ１では、摺動面１１に限られず、根元Ｒ部１２などには、曲げ応力が繰り返し加えられる。このような根元Ｒ部１２などの部分においても、ビッカース硬さが６８０ＨＶ以上であることなどにより、十分な曲げ疲労強度が確保されている。
　[可動シーブの製造方法]
　次に、図１を参照して、本発明の一実施形態による固定シーブ１の製造方法について説明する。
　（準備および前加工処理）
　まず、上記した化学成分に調整されたＣＶＴシーブ用の棒鋼材を素材鋼として準備する。そして、熱間鍛造処理、焼きならしおよび粗加工などを行うことによって、大まかな固定シーブ１の所定形状になるようにＣＶＴシーブ用鋼材を加工する。
　ここで、ＣＶＴシーブ用鋼材では、上記した規定の成分組成範囲とすることによって、鍛造性や被削性が向上しているので、熱間鍛造処理、粗加工などの加工処理を容易に行うことが可能である。
　（ガス浸炭処理）
　そして、加工材に対して、ガス浸炭処理を行う。ここで、浸炭炉内の温度は、オーステナイト変態点（Ａｃ３点）よりも高い温度に維持する。これにより、加工材の組織がオーステナイト（γ）に変態される。
　ここで、本実施形態の製造方法では、浸炭炉内におけるカーボンポテンシャル（ＣＰ）を、０．７０質量％以上１．１０質量％以下にする。なお、ガス浸炭処理において、ガス浸炭処理時のＣＰと拡散時のＣＰとを上記範囲内で異ならせてもよい。また、ガス浸炭処理時間および拡散時間は適宜設定される。
　ＣＰが０．７０質量％以上であることによって、表面領域のＣ濃度を十分に高くすることができ、所定の表面硬さや残留オーステナイト量を確保することが可能である。さらに、ＣＰが１．１０質量％以下であることによって、ガス浸炭処理後の表面領域のＣ濃度が高くなりすぎるのを抑制することが可能である。これにより、固定シーブ１において耐摩耗性や曲げ疲労強度を確保することができる。
　そして、浸炭および拡散処理が行われた加工材を、油を用いて油冷する。これにより、加工材が焼入れ硬化されて、硬質のマルテンサイトと、マルテンサイトよりも軟質の残留オーステナイトとが、表面領域に形成される。
　（焼戻し処理および仕上げ加工）
　その後、加工材に対して、焼戻しが行われる。これにより、加工材において、表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下になる。
　その後、加工材に対して、研磨などの仕上げ加工が行われる。なお、仕上げ加工時において、加工材の表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下であることによって、研削抵抗が上昇するのを抑制し、研削抵抗の増加による製造性の悪化を抑制することが可能である。さらに、研削抵抗の上昇により発生する熱によって発生する研磨鈍りを抑制することも可能であるので、表面硬さの低下を抑制できる。この結果、図１に示す摺動面１１の表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下であり、かつ、表面領域における残留オーステナイトの体積分率が１３％以上２８％以下である固定シーブ１が製造される。
　（使用時）
　上記のように製造された固定シーブ１では、使用時において、摺動面１１に、ＣＶＴベルト１０１のエレメント１０１ａからの高い面圧が加えられる。この高い面圧により、摺動面１１の表面領域において多く形成された残留オーステナイトが、マルテンサイトに変態する。この結果、多くの残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態することによって、摺動面１１における硬度が大きく上昇する。したがって、摺動面１１における耐摩耗性が向上する。
　一方、残留オーステナイトの形成量が少ない場合には、高い面圧が加えられたとしても、形成される加工誘起マルテンサイトが少なく、摺動面における硬度があまり上昇しない。このため、摺動面における耐摩耗性があまり向上しない。
　なお、可動シーブ２においても、固定シーブ１の製造と同様の工程により製造される。この結果、表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下であり、かつ、表面領域における残留オーステナイトの体積分率が１３％以上２８％以下である可動シーブ２が製造される。
　この結果、本実施形態では、使用時に高い面圧が加えられることを利用して、使用時における、固定シーブ１の摺動面１１および可動シーブ２の摺動面２１の硬度を上昇させるように構成されている。したがって、固定シーブ１および可動シーブ２の製造時には、あまり表面硬さを大きくせずに、研削性などの加工性を向上させつつ、使用中において、固定シーブ１の摺動面１１および可動シーブ２の摺動面２１の耐摩耗性を向上させることが可能である。
　なお、固定シーブ１および可動シーブ２では、摺動面１１および２１などに対して、ショットピーニング処理などの加工硬化処理を行っていない。これにより、厳密な加工硬化処理条件の管理が不要になるとともに、固定シーブ１および可動シーブ２の製造工程が複雑化するのを抑制することが可能である。
　（本実施形態の効果）
　本実施形態では、以下のような効果を得ることができる。
　本実施形態では、ＣＶＴシーブ用鋼材を上記のような組成にすることによって、焼入れ性に関する化学成分量を適正にすることで焼入れ性の向上を図り、高価な元素であるＭｏを含有させなくても、高い曲げ疲労強度、耐摩耗性が確保された低廉な鋼材とすることができる。
　また、本実施形態では、上記のように、ＣＶＴシーブ用鋼材において、式（１）によって定義されるＦｎ１が、１３．９≦Ｆｎ１を満たす。これにより、浸炭焼入れ処理および焼戻し処理の後に、表面領域の全体に亘って、残留オーステナイトの体積分率を１３％以上に十分に確保することができる。この結果、摺動面１１および２１に面圧が加えられた時に、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態して、硬さを増加させることができるので、摺動面１１および２１の耐摩耗性をより効果的に向上させることができる。
　また、本実施形態では、上記のように、Ｆｎ１が、Ｆｎ１≦１５．５を満たす。これにより、表面領域における残留オーステナイトが過剰になりすぎるのを抑制し、表面硬さが過度に低下するのを抑制することができる。これにより、固定シーブ１および可動シーブ２の曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができる。
　また、本実施形態の製造方法では、上記のように、加工した加工材に対して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）が０．７０質量％以上１．１０質量％以下の条件下でガス浸炭処理を行う。これにより、ＣＰが０．７０質量％以上であることによって、加工された加工材に侵入するＣ濃度を十分に確保することができる。この結果、その後の焼入れ処理および焼戻し処理後に、表面領域の全体に亘って、残留オーステナイトの体積分率を１３％以上に十分に確保することができるとともに、表面領域におけるビッカース硬さが６８０ＨＶ未満に低下するのを抑制することができる。また、ＣＰが１．１０質量％以下であることによって、その後の焼入れ処理および焼戻し処理後に、表面領域の全体に亘って、残留オーステナイトの体積分率が２８％を超えるのを抑制することができるとともに、表面領域におけるビッカース硬さが８００ＨＶを超えて上昇するのを抑制することができる。また、特にＣが侵入しやすい加工された加工材の角部に、過剰なＣが侵入するのを抑制することができる。その結果、加工材の角部に粗大な網目状のセメンタイトが多く形成されるのを抑制することができる。これにより、固定シーブ１および可動シーブ２の曲げ疲労強度が低下するのを抑制することができる。
　［実施例］
　次に、実施例として、本発明の効果を確認するために行った表面硬さ測定、残留オーステナイトの体積分率の測定、曲げ疲労強度測定、および、耐摩耗性測定について説明する。この実施例では、構成元素の含有量が異なる複数のＣＶＴシーブ用鋼材を用いて、所定の試験片を作製し、各々の試験を行った。
　（実施例および比較例の試験片の準備）
　まず、実施例１の試験片を作製した。具体的には、まず、表１に示す実施例１の化学成分を含有するように所定の素材鋼を真空溶解炉によって溶解させた。そして、溶解後に造塊することによって、実施例１のインゴットを作製した。そして、作製したインゴットを１１５０℃で２時間保持した後に、熱間鍛造を行うことによって、直径が３５ｍｍの棒鋼を作製した。そして、棒鋼に対して、９２０℃で１時間保持した後室温まで空冷することによって、焼きならしを行った。
　その後、焼きならし後の棒鋼の中央部から長さ方向に平行に、熱処理（浸炭焼入れ焼戻し処理）前の試験片を作製した。この際、熱処理前の試験片として、図３に示す形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験用の試験片３と、図４に示す形状のローラピッチング試験用の小ローラ試験片４とを作製した。なお、図３（ａ）は、試験片３の軸方向に直交する方向から見た側面図であり、図３（ｂ）は、試験片３の軸方向から見た正面図である。また、図４は、小ローラ試験片４の軸方向に直交する方向から見た側面図である。
　また、上記とは別に、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である、表２に記載の基準鋼材の直径１４０ｍｍの焼きならしした棒鋼を用いて、図５に示す形状のローラピッチング試験用の大ローラ試験片５を作製した。なお、図５（ａ）は、大ローラ試験片の軸方向から見た正面図であり、図５（ｂ）は、大ローラ試験片の軸方向に直交する方向から見た側面図である。
　図３～図５中に示した上記の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の記号「▽」および「▽▽▽」は、表面粗さを示す「仕上記号」である。なお、「▽▽▽」に付した「Ｇ」は「研削」を示す加工方法の略号である。
　そして、熱処理前の試験片３、小ローラ試験片４および大ローラ試験片５に対して、熱処理を行った。この際、図２に示すヒートパターンにより、上記実施形態に基づく熱処理を行った。つまり、試験片３、小ローラ試験片４、および大ローラ試験片５に対して、９５０℃およびＣＰ＝１．１０質量％に調整された浸炭炉内で、１７０分間ガス浸炭処理を行い、その後、浸炭炉内を９５０℃およびＣＰ＝０．９０質量％に調整して、６０分間維持し、その後、浸炭炉内を８５０℃およびＣＰ＝０．９０質量％に調整して、３０分間維持することによって、拡散処理を行い、その後、１３０℃の油を用いて油冷（ＯＱ）することによって、焼入れを行った。最後に、試験片および小ローラ試験片に対して、１５０℃に調整された焼戻し炉内で９０分間維持した後に、空冷（ＡＣ）することによって、焼戻し処理を行った。
　これにより、図３に示す実施例１の小野式回転曲げ試験用の試験片３と、図４に示すローラピッチング試験用の小ローラ試験片４と、図５に示すローラピッチング試験用の大ローラ試験片５とを作製した。
　また、実施例１と同様にして、表１に示す実施例２～１８および比較例１～９の化学成分を含有する試験片３および小ローラ試験片４をそれぞれ作製した。なお、表１に記載された化学成分以外の残部は、Ｆｅまたは不可避不純物である。
　また、実施例１とは、同一のＣＶＴシーブ用鋼材を用いる一方、図６および図７に示すヒートパターンにより、上記実施形態に基づく熱処理を行うことによって、実施例１９および２０の試験片３および小ローラ試験片４をそれぞれ作製した。
　具体的には、実施例１９では、熱処理前の試験片３および小ローラ試験片４に対して、９５０℃およびＣＰ＝１．１０質量％に調整された浸炭炉内で、２３０分間ガス浸炭処理および拡散処理を行い、その後、浸炭炉内を８５０℃およびＣＰ＝１．１０質量％に調整して、３０分間維持した後、実施例１と同様の条件で焼入れ処理および焼戻し処理を行った。これにより、実施例１９の試験片３と、小ローラ試験片４とを作製した。
　また、実施例２０では、熱処理前の試験片３および小ローラ試験片４に対して、９５０℃およびＣＰ＝１．１０質量％に調整された浸炭炉内で、１７０分間ガス浸炭処理を行い、その後、浸炭炉内を９５０℃およびＣＰ＝０．７０質量％に調整して、６０分間維持し、その後、浸炭炉内を８５０℃およびＣＰ＝０．７０質量％に調整して、３０分間維持することによって、拡散処理を行った後、実施例１と同様の条件で焼入れ処理および焼戻し処理を行った。これにより、実施例２０の試験片３と、小ローラ試験片４とを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　（表面硬さ測定）
　まず、実施例１～２０および比較例１～９の小ローラ試験片４を用いて、表面硬さを測定した。具体的には、小ローラ試験片４を軸方向の略中央で切断し、切断面が外部に露出するように切断片を樹脂に埋め込んだ。そして、切断面を鏡面研磨した後に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、表面におけるビッカース硬さを測定した。
　つまり、小ローラ試験片４の外表面から深さ方向に０．１ｍｍの深さ位置における任意の５点におけるビッカース硬さを、一般的なマイクロビッカース硬度計を用いて測定した。この際、試験力を０．９８Ｎにした。そして、５点のビッカース硬さを算術平均することによって、実施例１～２０および比較例１～９のビッカース硬さを評価した。
　（残留オーステナイトの体積分率の測定）
　次に、実施例１～２０および比較例１～９の小ローラ試験片４を用いて、残留オーステナイトの体積分率を測定した。具体的には、電解研磨により、小ローラ試験片４の中央部分を外表面から０．１ｍｍの深さまで研磨した後、一般的なＸ線回折装置を用いて残留オーステナイトの体積分率を測定した。なお、測定部位における、残留オーステナイトとマルテンサイトとの回折強度の比率から、残留オーステナイトの体積分率を取得した。
　（曲げ疲労強度測定）
　次に、実施例１～２０および比較例１～９の試験片３を用いて、曲げ疲労強度を測定した。まず、基準となる曲げ疲労強度を取得するために、基準試験片３ａを作製した。具体的には、表２に示す化学成分を含有し、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する基準鋼材を準備した。なお、表２に記載された化学成分以外の残部は、Ｆｅまたは不可避不純物である。そして、実施例１と同様にして、小野式回転曲げ疲労試験用の基準試験片３ａを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　そして、実施例１～２０および比較例１～９の試験片３と、基準試験片３ａとを用いて、曲げ疲労強度を測定した。具体的には、室温および大気中で、一般的な小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、曲げ疲労強度を測定した。この際、繰り返し数が１０7回になるまで、繰り返し応力を加えた。なお、回転速度は、３０００ｒｐｍである。そして、１０7回において破断しない最大の応力値を曲げ疲労強度とした。そして、基準試験片３ａの曲げ疲労強度に対して、１０５％を超える曲げ疲労強度を有する場合には、特に良好であるとして二重丸印（◎）を付し、９５％以上１０５％以下の曲げ疲労強度を有する場合には、良好であるとして丸印（○）を付し、９５％未満の曲げ疲労強度を有する場合には、不良であるとしてバツ印（×）を付した。ここで、「◎」または「○」となる場合を、すなわち、基準試験片３ａに対して９５％以上の曲げ疲労強度を有する場合を、曲げ疲労強度に優れるものとした。
　（耐摩耗性測定）
　次に、実施例１～２０および比較例１～９の小ローラ試験片４、および基準鋼材から作製した大ローラ試験片５を用いて、耐摩耗性を測定した。
　まず、基準となる耐摩耗性を取得するために、基準小ローラ試験片４ａを作製した。具体的には、表２に示す化学成分を含有し、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する基準鋼材を準備した。そして、実施例１と同様にして、ローラピッチング試験用の基準小ローラ試験片４ａを作製した。
　そして、実施例１～２０および比較例１～９の小ローラ試験片４を用いて、ローラピッチング試験を行った。具体的には、小ローラ試験片４と大ローラ試験片５とを２６００ＭＰａの面圧を発生させた状態で互いに当接させ、小ローラ試験片４を１５６０ｒｐｍで回転させ、繰り返し数が１０7回に到達した際の、小ローラ試験片４の最大摩耗深さを測定した。ここで、小ローラ試験片４と大ローラ試験片５との間にすべりは発生しないように設定するとともに、当接面に、１００℃の油を１分当たり２リットル供給した。また、基準小ローラ試験片４ａに対しても、小ローラ試験片４と同様のローラピッチング試験を行った。
　そして、基準小ローラ試験片４ａの最大摩耗深さに対して、８０％未満の最大摩耗深さとなる場合には、特に良好であるとして二重丸印（◎）を付し、８０％以上９０％以下の最大摩耗深さとなる場合には、良好であるとして丸印（○）を付し、９０％を超える最大摩耗深さとなる場合には、不良であるとしてバツ印（×）を付した。ここで、「◎」または「○」となる場合を、すなわち、基準小ローラ試験片４ａに対して９０％以下の最大摩耗深さとなる場合を、耐摩耗性に優れるものとした。
　（測定結果）
　実施例１～１８および比較例１～９のＦｎ１およびＦｎ２と、表面硬さ測定、残留オーステナイトの体積分率の測定、曲げ疲労強度測定、および、耐摩耗性測定の測定結果とを表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　また、実施例１、１９および２０の拡散処理時のＣＰと、表面硬さ測定、残留オーステナイトの体積分率の測定、曲げ疲労強度測定、および、耐摩耗性測定の測定結果とを表４に示す。なお、表４に示す実施例１の表面硬さ測定、残留オーステナイトの体積分率の測定、曲げ疲労強度測定、および、耐摩耗性測定の測定結果は、表３に示した内容と同一である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　なお、表１において、上記実施形態において規定された化学成分の含有量から外れる数値に関しては、斜線により覆っている。同様に、表２において、上記式（１）および式（２）により定義されたＦｎ１およびＦｎ２のうち、上記実施形態において規定されたＦｎ１およびＦｎ２の範囲から外れる数値に関しては、斜線により覆っている。また、ビッカース硬さおよび残留オーステナイトの体積分率に関しても、上記実施形態において規定されたビッカース硬さおよび残留オーステナイトの体積分率の範囲から外れる数値に関しては、斜線により覆っている。
　測定結果としては、実施例１～２０のいずれにおいても、ビッカース硬さが６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下の範囲内になり、残留オーステナイトの体積分率が１３％以上２８％以下の範囲内になった。さらに、実施例１～１８のいずれにおいても、曲げ疲労強度が最も良好（基準試験片３ａの曲げ疲労強度に対して、１０５％を超える曲げ疲労強度を有する場合）になり、耐摩耗性が最も良好（基準摩耗深さに対して、８０％未満の最大摩耗深さとなる場合）になった。この結果、実施例１～１８のように、化学成分の含有量を適切な範囲にしたＣＶＴシーブ用鋼材を用いることによって、表面硬さ、残留オーステナイトの体積分率、曲げ疲労強度および耐摩耗性のいずれも良好なＣＶＴシーブを製造することができることが確認できた。
　また、実施例１７および１８のように、化学成分の含有量を適切な範囲にしたＣＶＴシーブ用鋼材に、さらにＣｕおよびＮｉを添加した場合であっても、表面硬さ、残留オーステナイトの体積分率、曲げ疲労強度および耐摩耗性のいずれも良好なＣＶＴシーブを製造することができることが確認できた。
　また、実施例１、１９および２０のように、実施例１の化学成分を含有するＣＶＴシーブ用鋼材を用いて、０．７０質量％以上１．１０質量％以下のＣＰ条件下でガス浸炭処理を行った場合であっても、表面硬さ、残留オーステナイトの体積分率、曲げ疲労強度および耐摩耗性のいずれも良好なＣＶＴシーブを製造することができることが確認できた。なお、実施例１９および２０では、曲げ疲労強度および耐摩耗性の両方が最も良好にはならなかったものの、使用に十分に適したＣＶＴシーブを製造することができることが確認できた。
　一方で、Ｓｉの含有量（０．４０質量％）が０．３０質量％よりも大きい比較例１では、曲げ疲労強度が不良になった。これは、表面にＳｉの酸化物が多く生成することによって、浸炭異常層の深さが大きくなったため、曲げ疲労強度が低下したと考えられる。
　また、Ｃｒの含有量（２．１０質量％）が１．９０質量％よりも大きく、その結果、Ｆｎ１（＝１６．８）が１５．５よりも大きい比較例２では、残留オーステナイトの体積分率（３０％）が２８％を超えて大きくなり、ビッカース硬さ（６７０ＨＶ）が６８０ＨＶ未満になった。これに伴い、曲げ疲労強度が不良になるとともに、耐摩耗性が最も良好にはならなかった。これは、Ｆｎ１が１５．５よりも大きいため、過剰な残留オーステナイトが生じて、ビッカース硬さ（６７０ＨＶ）が６８０ＨＶ未満になり、曲げ疲労強度が不良になるとともに、耐摩耗性が最も良好にはならなかったと考えられる。
　同様に、Ｆｎ１（＝１５．９）が１５．５よりも大きい比較例６では、残留オーステナイトの体積分率（２９％）が２８％を超えて大きくなり、ビッカース硬さ（６７８ＨＶ）が６８０ＨＶ未満になった。これに伴い、曲げ疲労強度が不良になるとともに、耐摩耗性が最も良好にはならなかった。これも、残留オーステナイトの体積分率が過度に大きくなったことに起因すると考えられる。
　また、Ｃｒの含有量（１．５５質量％）が１．８０質量％未満であり、その結果、Ｆｎ１（＝１２．７）が１３．９未満である比較例３では、残留オーステナイトの体積分率（１１％）が１３％未満になった。これに伴い、曲げ疲労強度が最も良好にはならずに、耐摩耗性が不良になった。これは、Ｆｎ１が１３．９未満であるため、残留オーステナイトの体積分率が過度に小さくなったと考えられる。これにより、摺動面に残留オーステナイトが十分に確保できず、面圧による加工誘起マルテンサイトが十分に生じないため、耐摩耗性が低下したと考えられる。また、Ｃｒの含有量が小さく、曲げ疲労強度の向上の効果があまり得られなかったため、曲げ疲労強度を最も良好まで向上させることができなかったと考えられる。
　同様に、Ｆｎ１（＝１３．６）が１３．９未満である比較例７では、残留オーステナイトの体積分率（１２％）が１３％未満になった。これに伴い、耐摩耗性が不良になった。これも、残留オーステナイトの体積分率が過度に小さくなったことに起因すると考えられる。
　また、Ａｌの含有量（０．０４１質量％）が０．０３５質量％よりも大きい比較例４では曲げ疲労強度が不良になった。これは、Ａｌが過剰であることにより、粗大な酸化物が形成されたため、曲げ疲労強度が低下したと考えられる。また、Ｆｎ２（＝５．７８）が４．３５よりも大きい比較例８では、曲げ疲労強度が不良になった。さらに、Ｎの含有量（０．００７質量％）が０．００８質量％未満の比較例５、および、Ａｌの含有量（０．０１４質量％）が０．０１５質量％未満であり、その結果、Ｆｎ２（＝１．１２）が１．２０未満の比較例９では、曲げ疲労強度および耐摩耗性の両方が不良になった。これらは、ＡｌまたはＮが過少であったり、Ｆｎ２が所定の範囲内に含まれないことに起因して、結晶粒の微細化が十分に行われなかったからであると考えられる。
　また、実施例１～１８の測定結果から、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．３を満たす場合（実施例１～１２および１４～１８）では、残留オーステナイトの体積分率を１３％以上２６％以下にすることができることが判明した。また、１４．１≦Ｆｎ１≦１５．２を満たす場合（実施例１～５、７～１２および１５～１８）では、残留オーステナイトの体積分率を１６％以上２４％以下にすることができることが判明した。さらに、１４．４≦Ｆｎ１≦１４．８を満たす場合（実施例１、２、５、８～１０、１６および１７）では、残留オーステナイトの体積分率を１８％以上２０％以下にすることができることが判明した。
　［変形例］
　なお、今回開示された実施形態および実施例は、すべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した実施形態および実施例の説明ではなく特許請求の範囲によって示され、さらに特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更（変形例）が含まれる。
　たとえば、上記実施例として、組成の異なるＣＶＴシーブ用鋼材を１８種用いた例を示したが、本発明はこれに限られない。本発明では、ＣＶＴシーブ用鋼材は、実施例に記載した化学成分を含有するＣＶＴシーブ用鋼材に限られず、実施形態に記載した化学成分の範囲内のＣＶＴシーブ用鋼材であればよい。
　また、上記実施例として、図２、図６および図７に示す３種のヒートパターンにより、ＣＶＴシーブ用鋼材を熱処理する例を示したが、本発明はこれに限られない。本発明では、図２、図６および図７に示す３種のヒートパターン以外のヒートパターンにより、ＣＶＴシーブ用鋼材からＣＶＴシーブを製造してもよい。
　また、上記実施形態および実施例では、ＣＶＴシーブ用鋼材を熱間鍛造した例を示したが、本発明はこれに限られない。たとえば、ＣＶＴシーブ用鋼材を冷間鍛造してもよい。このような場合であっても、ＣＶＴシーブ用鋼材は被削性等の加工性が優れているので、所定の形状に十分に成形することが可能である。
　１　固定シーブ（ＣＶＴシーブ）
　２　可動シーブ（ＣＶＴシーブ）
　１１、２１　摺動面
　１０１　ＣＶＴベルト

Claims (4)

  1. 　化学成分として、
    　Ｃ（炭素）：０．１５質量％以上０．２０質量％以下、
    　Ｓｉ（ケイ素）：０．１６質量％以上０．３０質量％以下、
    　Ｍｎ（マンガン）：０．７０質量％以上０．９０質量％以下、
    　Ｓ（硫黄）：０．０１０質量％以上０．０２５質量％以下、
    　Ｃｒ（クロム）：１．８０質量％以上１．９０質量％以下、
    　Ａｌ（アルミニウム）：０．０１５質量％以上０．０３５質量％以下、
    　Ｎ（窒素）：０．００８質量％以上０．０１７質量％以下、を含有し、
    　Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量は、上記含有量を満たすとともに、下記の式（１）により定義されるＦｎ１が、１３．９≦Ｆｎ１≦１５．５を満たしており、
    　ＡｌおよびＮの含有量は、上記含有量を満たすとともに、下記の式（２）により定義されるＦｎ２が、１．２０≦Ｆｎ２≦４．３５を満たしており、
    　残部はＦｅ（鉄）および不可避不純物からなり、前記不可避不純物中のＰ（リン）、Ｏ（酸素）がそれぞれ、
    Ｐ（リン）：０．０３０質量％以下、
    Ｏ（酸素）：０．００２０質量％以下、であることを特徴とする、ＣＶＴシーブ用鋼材。
    　Ｆｎ１＝７×Ｃｒ－６×Ｓｉ＋４×Ｍｎ・・・（１）
    　Ｆｎ２＝Ａｌ×Ｎ×１０4・・・（２）
    　なお、式（１）の「Ｃｒ」、「Ｓｉ」および「Ｍｎ」は、それぞれ、Ｃｒの質量％、Ｓｉの質量％、および、Ｍｎの質量％を意味し、式（２）の「Ａｌ」および「Ｎ」は、それぞれ、Ａｌの質量％、および、Ｎの質量％を意味する。
  2. 　Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｃｕ（銅）：０．３０質量％以下、および、
    　Ｎｉ（ニッケル）：０．２５質量％以下、
    　のうちの少なくとも１種以上を含有する、請求項１に記載のＣＶＴシーブ用鋼材。
  3. 　請求項１または２に記載のＣＶＴシーブ用鋼材を素材鋼として形成された、ＣＶＴシーブであって、
    　ＣＶＴベルトが摺動する摺動面から深さ方向に１００μｍまでの表面領域におけるビッカース硬さは、６８０ＨＶ以上８００ＨＶ以下であり、
    　前記表面領域における残留オーステナイトの体積分率は、１３％以上２８％以下である、ＣＶＴシーブ。
  4. 　請求項１または２に記載のＣＶＴシーブ用鋼材を所定形状に加工し、
    　加工された加工材に対して、カーボンポテンシャル（ＣＰ）が０．７０質量％以上１．１０質量％以下の条件下でガス浸炭処理を行う工程を含むことを特徴とするＣＶＴシーブの製造方法。
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