JP5897975B2 - ベルト式ｃｖｔのプーリー用鋼及びベルト式ｃｖｔプーリー - Google Patents

Description

本発明は、自動車等の変速機の１つであるベルト式ＣＶＴのプーリーに使用されるクロム鋼又はクロムモリブデン鋼からなるプーリー用鋼及びこのベルト式ＣＶＴプーリーに関し、特に、熱間鍛造加工後に浸炭処理のような加熱下での表面硬化処理を与えて供されるベルト式ＣＶＴプーリーのプーリー用鋼及びこのベルト式ＣＶＴプーリーに関する。

自動車等の変速機の１つであるベルト式の無段階変速機（Continuously Variable Transmission：ＣＶＴ）では、入力側及び出力側の一対のプーリーの間にスチールベルトを捲回し、このスチールベルトを介して２つのプーリー間で動力を伝達している。かかるプーリーでは、特許文献１乃至３に記載されているように、ＪＩＳ Ｇ４０５３に規定されるクロム鋼又はクロムモリブデン鋼をベースにして成分組成を調整したプーリー用鋼が使用されている。

１つの実施例として、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．２０、Ｓｉ：０．２５、Ｍｎ：０．７０、Ｐ：０．０１８、Ｓ：０．０２５、Ｃｒ：０．５０、Ｍｏ：０．１８、Ｎｉ：０．５０の成分組成を有するプーリー用鋼を開示している。同様に、特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．２１、Ｓｉ：０．２３、Ｍｎ：０．７５、Ｐ：０．０１６、Ｓ：０．０２０、Ｃｒ：０．５５、Ｍｏ：０．１８、Ｎｉ：０．５０の成分組成を有するプーリー用鋼を開示している。また、特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．２２、Ｓｉ：０．２０、Ｍｎ：０．６５、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．０１９、Ｃｒ：０．９０、Ｍｏ：０．１６、Ｎｉ：１．８０の成分組成を有するプーリー用鋼を開示している。これら特許文献１乃至３では、ＪＩＳ Ｇ４０５３に規定される各種鋼の成分組成に対して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの添加量を増やし、更には、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｂなどのうちのいくつかを新たに添加又は増やすことで、ベルト式ＣＶＴのプーリーに必要とされる耐摩耗性のような機械的諸特性を満足するプーリー用鋼を与え得るとしている。

また、特許文献４では、浸炭処理のような加熱下での表面硬化処理を与えて供されるベルト式ＣＶＴプーリーをはじめとする機械部品のための肌焼用鋼の成分組成を開示している。１つの実施例として、質量％で、Ｃ：０．２１、Ｓｉ：０．１８、Ｍｎ：１．１０、Ｐ：０．０１０、Ｓ：０．０２、Ｎｉ：１．５２、Ｃｒ：１．０６、Ａｌ：０．０５１、Ｔｉ：０．０１５、Ｎｂ：０．０４、Ｎ：０．０２３１、Ｏ：０．０００８の成分組成を有する鋼を開示している。かかる成分組成を有する鋼は、転動疲労などの機械的特性に優れながらも成形加工性にも優れ、加熱下での表面硬化処理でも結晶粒粗大化を十分に抑制できると述べている。この結晶粒粗大化の抑制は、結果として、転動疲労を含む衝撃特性の向上を与えている。同様の鋼として、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、又は、ニッケルクロムモリブデン鋼において、Ａｌ、Ｎｂ及びＴｉを必須の添加元素とし、更に、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒ、Ｖ、ＲＥＭから任意に選択される元素を適宜、追加添加した鋼の成分組成についても開示されている。

特開２００７−２６２４７０号公報 特開２００９−０６８６０８号公報 特開２００９−０６８６０９号公報 特開２００７−１１３０７１号公報

一般的に、鋼の耐摩耗性や疲労強度を向上させるには、合金元素の調整によって鋼の硬さや引張り強度を高めて達成され得る。その一方で、過度な合金元素を添加した場合などには、熱間鍛造加工時の変形抵抗が大きくなり、加工性が低下してしまう。特に、大きな傘部分を有するベルト式ＣＶＴプーリーのような扁平性の高い形状を有する部品への熱間鍛造加工では、金型への接触面積が大きくなる。つまり、熱間域での変形抵抗が大きいと、鍛造荷重が接触面積に比例して増大し、成形自体が非常に困難となってしまうのである。

そこで、ベルト式ＣＶＴプーリーの形状を熱間鍛造加工した後に、耐摩耗性や疲労強度を特に高く必要とされるスチールベルトと接触する部分を中心として浸炭処理のような加熱下での表面硬化処理を与えて、耐摩耗性及び疲労強度を向上させたベルト式ＣＶＴプーリーが求められる。

本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、熱間鍛造加工後に浸炭処理のような加熱下での表面硬化処理を与えて耐摩耗性及び疲労強度を向上させたベルト式ＣＶＴプーリーの提供、すなわち、熱間鍛造時の変形抵抗を極度に高めることなくベルト式ＣＶＴプーリーの形状を熱間鍛造加工でき、浸炭処理のような加熱下での結晶粒の粗大化を抑制し耐摩耗性及び疲労強度を確保できるベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼及びこれを用いたベルト式ＣＶＴプーリーを提供することにある。

本発明によるベルト式ＣＶＴプーリー用鋼は、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、（式１）：−２．７３×［Ｍｎ］＋６．４２×［Ｎｉ］＋２．２０×［Ｃｒ］＋１．２５×［Ｍｏ］≧２．０、（式２）：１０×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］≦４．３、及び、（式３）：７．００×［Ｓｉ］＋３．６０×［Ｍｎ］＋１．２０×［Ｃｒ］＋２２．３×［Ｍｏ］＋４２．３×［Ｎｂ］＋３９．５×［Ｔｉ］≦８．０、を満たす成分組成のクロム鋼又はクロムモリブデン鋼からなるベルト式ＣＶＴプーリー用鋼であって、質量％で、必須添加元素として、Ｃを０．１５から０．２５％、Ｍｎを０．４０から１．００％、Ｃｒを１．８０％を超えて２．２０％以下、Ｎを０.００５から０．０３０％、及び、Ａｌを０．０１０から０．０６０％、の範囲内、任意添加元素として、Ｓｉを０．２０％以下、Ｐを０．０３％以下、Ｓを０．０５％以下、Ｃｕを０．３％以下、Ｎｉを０．３％以下、及び、Ｍｏを０．２％以下、の範囲内、残部Ｆｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有することを特徴とする。

かかる発明によれば、式１乃至式３を満たし、且つ、所定の範囲内の成分組成とすることで、熱間鍛造時の変形抵抗を低く保った上で、得られるベルト式ＣＶＴプーリーの耐摩耗性及び疲労強度を従来材によるプーリーに比べて向上させ得るのである。

上記した発明において、前記任意添加元素として、更に、Ｎｂを０．０５％以下、Ｔｉを０．０５％以下で少なくとも１種以上を含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、熱間鍛造時の変形抵抗を大きく高めることなく、得られるベルト式ＣＶＴプーリーの耐摩耗性及び疲労強度を向上させ得るのである。

さらに、本発明によるベルト式ＣＶＴプーリーは、上記した発明によるベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼を所定形状に加工した後に浸炭処理を与えて６５０Ｈｖ以上の表層硬さを与えたことを特徴とする。かかる発明によれば、熱間鍛造時の変形抵抗に影響を与えることなく、耐摩耗性及び疲労強度を向上させたベルト式ＣＶＴプーリーを与えるのである。

試験用実体プーリーの外観を示す斜視図である。 実施例及び比較例の成分組成を示す図である。 試験用実体プーリーの製造工程を示す図である。 実体プーリー曲げ疲労試験機の断面図である。 試験結果等を示す図である。 硬さと摩耗比との関係を示す図である。 破壊靭性パラメータと摩耗比との関係を示す図である。 粒界酸化パラメータと疲労限応力比との関係を示す図である。 鍛造パラメータと鍛造荷重比との関係を示す図である。

本発明者は、ベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼として知られるＪＩＳ Ｇ４０５３に規定されるクロム鋼又はクロムモリブデン鋼の成分組成をベースにこの成分組成を修正して、より耐摩耗性及び耐疲労強度を向上させ、その一方で、傘型のプーリーの形状（図１参照）を熱間鍛造加工するにあたっての変形抵抗を小さくできるプーリー用鋼を得るべく、鋭意研究を重ねた。その結果、プーリー用鋼におけるＣｒの含有量が大きな影響を与えることに着目した。以下にその詳細を説明する。

まず、図１に示すようなベルト式ＣＶＴ１０の試験用実体プーリー１の製造方法について、図２及び図３を用いて説明する。なお、入力側の試験用実体プーリー１と出力側プーリー４との間にはスチールベルト３が巻回されている。

図２に示すように、実施例１乃至１３及び比較例１乃至１２に示した成分組成の鋼塊をそれぞれ用意し、これに対して図３に示すような各工程における処理を施して試験用実体プーリー１を作製した。なお、図２の成分組成は測定値であり、ゼロは測定限界以下であったことを示している。

詳細には、所定の成分組成を有する鋼塊を熱間鍛造し、プーリーの粗成形体に加工する（Ｓ１）。このとき、鍛造荷重を測定しておく。次に、９１０℃の炉内で１．５時間保持し、これを空冷して焼準す（Ｓ２）。さらにプーリーの形状に機械加工し（Ｓ３）、共析ガス浸炭及び焼入れ焼戻し熱処理を行う（Ｓ４）。最後に、仕上加工として砥石による研磨を行って（Ｓ５）、試験用実体プーリー１を得た。

次に、これらの試験用実体プーリー１についての各試験及び測定方法について説明する。

まず、熱間鍛造時の変形抵抗は、上記した熱間鍛造（Ｓ１）時に測定した鍛造荷重に基づいて評価した。鍛造荷重の測定結果は、比較例１の鍛造荷重を１としたときの比（鍛造荷重比）で表わした。

耐摩耗性試験においては、実際のベルト式ＣＶＴの入力側に試験用実体プーリー１（図１参照）を組み込んで、変速比を２．３６７（Ｌｏｗ）に固定し、回転数を４５００ｒ．ｐ．ｍ．、入力トルクを１４５Ｎ・ｍ、油温１００℃として２４時間稼働させて、その摩耗量で評価した。すなわち、稼働後の試験用実体プーリー１のスチールベルト３（図１参照）との接触部における摩耗量を測定している。測定結果は、従来のベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼の１つであるＪＩＳ Ｇ４０５３ ＳＣＭ４２０の成分組成を有する試験用実体プーリー１（比較例１）の摩耗量を１としたときの比（摩耗比）で表わした。

曲げ疲労試験においては、図４に示すような実体プーリー曲げ疲労試験機２０による試験結果で評価した。詳細には、フランジ２３から上方へ向けて延びるインナーロッド２４に試験用実体プーリー１の中央孔を貫通させ、試験用実体プーリー１をフランジ２３上に載置し、インナーロッド２４の試験用実体プーリー１からの突出端部にロックナット２５を螺合させる。これにより、試験用実体プーリー１をフランジ２３に上部から押しつけ固定する。また、フランジ２３は、ピストン２１に接続された荷重伝達座２２の上部に固定する。更に、試験用実体プーリー１のスチールベルト３（図１参照）との接触面２の周縁部２ａに当接するよう、プーリー受け２６をその上部から当接させる。プーリー受け２６には図示しないロードセルに荷重を伝達するコネクティングロッド２７が接続される。ピストン２１により試験用実体プーリー１を上方へ持ち上げると、プーリー受け２６から試験用実体プーリー１の周縁部２ａに荷重が加えられ、接触面２側のＲ部５に曲げ荷重が与えられるのである。

ここで、曲げ疲労試験では、ピストン２１を２０Ｈｚの周波数で応力比０．０５となるように荷重を変動させ、繰り返し数１×１０^７において破断しない応力を疲労限応力として得た。なお、測定結果は、上記したようなＪＩＳ Ｇ４０５３ ＳＣＭ４２０の成分組成を有する試験用実体プーリー１（比較例１）での疲労限応力を１としたときの比（疲労限応力比）で表わした。

硬さ試験においては、耐摩耗性試験後の試験用実体プーリー１のスチールベルト３との接触面２において、半径方向の略中央部の採取位置６（図４参照）から表層を含むように試験片を切り出して、断面において接触面２の近傍、すなわち、表面より０．０５ｍｍの深さの位置の硬さをビッカース硬さ試験機により測定した。なお、ビッカース硬さ試験における荷重は３００ｇ、測定は５点で行って、その平均値で表した。

なお、硬さ試験に併せて結晶粒度の測定を行った。硬さ試験片の断面について、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して、光学顕微鏡により旧オーステナイトの結晶粒を観察し、観察視野の中で最大の結晶粒の粒度番号を採用した。図５では、かかる粒度番号が５未満の場合に異常に粗大化した結晶粒が存在するとして「×」を、それ以外の場合に「○」を与えている。

上記した各試験及び測定の結果を図５に示す。

耐摩耗性は、一般的に、硬さに大きな影響を受ける。図６に示すように、硬さ試験及び耐摩耗性試験の結果から、耐摩耗性が従来材よりも高い、すなわち、摩耗比を１よりも小さくできるのは、６５０Ｈｖ以上の硬さの場合であることが判る。

ここで、以下で述べるような、摩耗、破壊靱性、及び、疲労強度などの機械的特性は、結晶粒の大きさに依存するが、図５に示すように、本実施例においては、結晶粒の異常な粗大化は観察されなかった。これは微細なＡｌ窒化物の析出によるものと考える。

まず、ベルト式ＣＶＴプーリーの摩耗の形態の１つとして、スチールベルトとの接触による衝撃荷重を原因とした摩耗が考慮される。微小亀裂が発生すると、微小剥離を生じ摩耗に発展するのである。これに対して、微小亀裂の生成を抑制、すなわち、破壊靱性を高めることで摩耗が抑制できると考えられる。破壊靭性に影響を与える鋼中の添加元素として、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏが選択できる。そこで、実施例１乃至１３を含むいくつかの鋼について、これら元素の含有量と摩耗比との関係について回帰計算を行って、破壊靭性パラメータを与える以下の式を得た。
−２．７３×［Ｍｎ］＋６．４２×［Ｎｉ］＋２．２０×［Ｃｒ］＋１．２５×［Ｍｏ］
ここで、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とする。図５には、実施例１乃至１３、及び、比較例１乃至１２の破壊靭性パラメータを示した。

図７に示すように、破壊靭性パラメータと摩耗比との関係において、耐摩耗性が従来材よりも高い、すなわち摩耗比を１よりも小さくできるのは、破壊靭性パラメータが２．０以上の場合であることが判る。すなわち、以下の式１を満たす場合である。
−２．７３×［Ｍｎ］＋６．４２×［Ｎｉ］＋２．２０×［Ｃｒ］＋１．２５×［Ｍｏ］≧２．０ （式１）

次に、疲労強度を低下させる原因の１つとして、ガス浸炭による粒界酸化が考慮される。浸炭雰囲気中の酸素が結晶粒界を拡散経路として鋼に侵入すると、酸素との親和力の強いＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒが素地中から結晶粒界へと拡散し、素地中に欠乏領域を生成する。つまり、酸素の侵入した粒界周囲の素地では、焼入性が低下するため、十分なマルテンサイトが生成せず、疲労強度が低下する。そこで、実施例１乃至１３を含むいくつかの鋼について、これらの元素の含有量と疲労限応力比との関係について回帰計算を行って、粒界酸化パラメータを与える以下の式を得た。
１０×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］
図５には、実施例１乃至１３、及び、比較例１乃至１２の粒界酸化パラメータを示した。

図８に示すように、粒界酸化パラメータと疲労限応力比との関係において、疲労強度が従来材よりも高い、すなわち疲労限応力比を１よりも大きくできるのは、粒界酸化パラメータが４．３以下の場合であることが判る。すなわち、以下の式２を満たす場合である。
１０×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］≦４．３ （式２）

さらに、図１に示すようなベルト式ＣＶＴプーリーの形状に熱間鍛造加工するときの変形抵抗を増大させる添加元素として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＴｉが考慮される。そこで、実施例１乃至１３を含むいくつかの鋼について、これらの元素の含有量と鍛造荷重比との関係について回帰計算を行って、鍛造パラメータを与える以下の式を得た。
７．００×［Ｓｉ］＋３．６０×［Ｍｎ］＋１．２０×［Ｃｒ］＋２２．３×［Ｍｏ］＋４２．３×［Ｎｂ］＋３９．５×［Ｔｉ］
図５には、実施例１乃至１３、及び、比較例１乃至１２の鍛造パラメータを示した。

図９に示すように、鍛造パラメータと鍛造荷重比との関係において、変形抵抗が従来材と同等以下、すなわち鍛造荷重比を１以下とできるのは、鍛造パラメータが８．０以下の場合であることが判る。すなわち、以下の式３を満たす場合である。
７．００×［Ｓｉ］＋３．６０×［Ｍｎ］＋１．２０×［Ｃｒ］＋２２．３×［Ｍｏ］＋４２．３×［Ｎｂ］＋３９．５×［Ｔｉ］≦８．０ （式３）
なお、γ域では、Ｆｅ原子とのミスフィットの大きい元素ほど、その添加により熱間鍛造時の変形抵抗を上昇させると考えられ、式３はその傾向を示している。

以上のように、ベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼として、従来材よりも熱間鍛造時の変形抵抗を上昇させることなく、耐摩耗性及び疲労強度を高くするには、上記した式１乃至式３を満たし、６５０Ｈｖ以上の硬さを有することを必要としている。

なお、図５に示すように、実施例１乃至１３は、上記条件を全て満たし、従来材に比べて耐摩耗性及び疲労強度を向上させつつ、さらに熱間鍛造時の変形抵抗を従来材と同等以下とすることが可能である。

さらに、比較例１乃至１２の結果についてそれぞれ説明する。

比較例１は、ＳＣＭ４２０材からなる試験用実体プーリー１を示し、上記したように、摩耗比、疲労限応力比、鍛造荷重比の基準を与えるべく、これらの値は全て１である。

比較例２は、実施例１乃至１３の成分組成に比べて、Ｓｉの含有量が多く、式２を満たしていない。粒界酸化パラメータが大きく、疲労限応力比が低く、疲労強度が低くなっている。

比較例３は、実施例１乃至１３の成分組成に比べて、Ｍｎの含有量が多く、式３を満たしていない。鍛造パラメータが大きく、鍛造荷重比が大きく、ベルト式ＣＶＴプーリーとしての熱間鍛造加工性を損なっている。

比較例４は、実施例１乃至１３の成分組成に比べて、Ｃｒの含有量が多く、式２を満たしていない。粒界酸化パラメータが大きく、疲労限応力比が低く、疲労強度が低くなっている。

比較例５及び６は、実施例１乃至１３の成分組成に比べて、それぞれＰ及びＳの含有量が多く、硬さや式１乃至３の条件を満たすものの、摩耗比が大きく、疲労限応力比が低い。比較例５では、Ｐによって結晶粒界が脆化し、比較例６では、ＳによってＭｎＳ介在物が生成し、応力集中源を増加させてしまったものと考える。

比較例７及び８は、実施例１乃至１３の成分組成に比べて、それぞれＭｎ及びＣｒの含有量が少なく、硬さが６５０Ｈｖよりも低く、摩耗比が大きく、疲労限応力比が低い。焼入れ性の低下により、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる機械的強度を確保できないものと考えられる。

比較例９及び１０は、実施例１乃至１３の成分組成に比べて、それぞれＮ及びＡｌの含有量が少なく、硬さや式１乃至３の条件を満たすものの、疲労限応力比が低い。どちらも浸炭時の加熱において結晶粒の粗大化を十分に抑制できなかったためと考えられる（図５参照）。よって、Ｎ及びＡｌの添加は必須である。

比較例１１及び１２は、それぞれ実施例１２及び実施例１３に比べて、Ｎｂ及びＴｉの含有量が多く、式３を満たさず、鍛造パラメータが大きい。つまり、ベルト式ＣＶＴプーリーとしての熱間鍛造加工性を損なっている。

これらの結果に基づいて、上記した実施例１乃至１３に示す成分組成の鋼によって得られるベルト式ＣＶＴプーリーとしての特性を損なわない範囲において、その各々の組成成分の範囲を定めた。まず、必須添加元素であるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎ及びＡｌについて説明する。

Ｃは、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる機械的強度を確保するために重要な必須の添加元素である。Ｃの添加量が少なすぎると、機械的強度を確保できず、特に、浸炭処理後には素材芯部（内部）で機械的強度が確保できない。一方、Ｃの添加量が多すぎると、熱間鍛造性や機械加工性が低下してしまう。そこで、質量％で、Ｃは、０．１５から０．２５％の範囲内である。

Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる機械的強度の確保に必要である。Ｍｎの添加量が少なすぎると、焼入れが不足し、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる耐摩耗性と疲労強度を確保できない。一方、Ｍｎの添加量が多すぎると、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる耐摩耗性が確保できない。さらに、浸炭処理時に粒界酸化が促進され、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度が確保できない。そこで、質量％で、Ｍｎは０．４０から１．００％の範囲内である。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼の焼入れ性を高め、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる機械的強度の確保に必要である。Ｃｒの添加量が多すぎると、硬さが必要以上に上昇し、機械加工性が低下してしまう。また、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度が確保できない。そこで、質量％で、Ｃｒは１．８０％を超えて２．２０％以下の範囲内である。

Ｎは、後述するＡｌと結合して微細な窒化物や炭窒化物を生成し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制するのに必要である。Ｎの添加量が少なすぎると、この結晶粒の粗大化を十分に抑制することができず、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度を確保できない。一方、Ｎの添加量が多すぎると、鋼を脆化させ、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる衝撃特性に悪影響を及ぼす。そこで、質量％で、Ｎは０.００５から０．０３０％の範囲内である。

Ａｌは、溶鋼の脱酸剤であり、一般的に不純物としてもみなされ得るが、本実施例においては積極的に添加される。つまり、上記した微細な窒化物や炭窒化物の生成を促進し、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を抑制するのである。Ａｌの添加量が少なすぎると、この結晶粒の粗大化を十分に抑制することができず、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度を確保できない。一方、Ａｌの添加量が多すぎると、粗大なＡｌ窒化物を生成し、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度の確保が困難となり、衝撃特性も劣化してしまう。そこで、質量％で、Ａｌは０．０１０から０．０６０％の範囲内、好ましくは０．０１０から０．０５０％の範囲内である。

次に、任意添加元素について説明する。任意添加元素については、上記した必須添加元素によるベルト式ＣＶＴプーリーとしての特性を損なわない範囲において、その上限値を定めた。

Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤であるが鋼の焼入れ性を高める効果も有する。しかし、Ｓｉの添加量が多すぎると、浸炭処理時に粒界酸化を促進してしまう。すなわち、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度を確保できなくなる。そこで、質量％で、Ｓｉは０．２０％以下の範囲内である。

Ｐは、結晶粒界を脆化させて機械的強度を低下させ、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度の低下を招く。しかし、一定の含有量以下であればこの機械的強度の低下は軽微でもある。また、含有量を低減することで精錬プロセスが長くなってしまうことから、コストの増大の原因ともなり得る。そこで、質量％で、Ｐは０．０３％以下の範囲内である。

Ｓは、Ｍｎと結合しＭｎＳ介在物を生成するので、過剰に含有させると応力集中の起点となる介在物量を増加させて、ベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる疲労強度の確保が困難となる。しかし、一定の含有量以下であれば、この疲労強度の低下は極めて軽微である。そこで、質量％で、Ｓは０．０５％以下の範囲内、好ましくは０．０３％以下の範囲内である。

Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる。しかし、過度の添加はコストの増大原因ともなり得る。そこで、質量％で、Ｃｕは０．３％以下の範囲内である。

Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる機械的強度の確保に有効である。しかし、過度の添加はコストの増大原因ともなり得る。そこで、質量％で、Ｎｉは０．３％以下の範囲内である。

Ｍｏは、浸炭処理の焼戻しにおける硬さの低下を抑え、浸炭処理後のベルト式ＣＶＴプーリーとして必要とされる表層硬さを与える。しかし、過剰に添加するとコストの増大原因ともなり得る。そこで、質量％で、Ｍｏは０．２％以下の範囲内である。

Ｎｂは、微細な窒化物や炭窒化物を生成させて、浸炭処理時の加熱による結晶粒の粗大化を抑制し得る。しかし、Ｎｂの添加量が多すぎると、熱間鍛造性の低下を招くだけでなく、粗大なＮｂを含む析出物を生成させ機械加工性の低下を招く。そこで、質量％で、Ｎｂは０．０５％以下の範囲内である。

Ｔｉは、微細な窒化物を生成させて、浸炭処理時の加熱による結晶粒の粗大化を抑制し得る。しかし、Ｔｉの添加量が多すぎると、熱間鍛造性の低下を招くだけでなく、粗大なＴｉを含む析出物を生成させ機械加工性の低下を招く。そこで、質量％で、Ｔｉは０．０５％以下の範囲内である。

ここまで本発明による代表的実施例及びこれに基づく変形例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。ベルト式ＣＶＴプーリーに限らず、例えば、大型ギヤ部品などの熱間鍛造時の鍛造荷重を抑制すべき浸炭部品に適用できる。このように、当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。

１ 試験用実体プーリー
２ 接触面
３ スチールベルト
４ 出力側プーリー
１０ ベルト式ＣＶＴ
２０ 実体プーリー曲げ疲労試験機

Claims (3)

1. 元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
   （式１）：−２．７３×［Ｍｎ］＋６．４２×［Ｎｉ］＋２．２０×［Ｃｒ］＋１．２５×［Ｍｏ］≧２．０、
   （式２）：１０×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］≦４．３、及び、
   （式３）：７．００×［Ｓｉ］＋３．６０×［Ｍｎ］＋１．２０×［Ｃｒ］＋２２．３×［Ｍｏ］＋４２．３×［Ｎｂ］＋３９．５×［Ｔｉ］≦８．０、
   を満たす成分組成のクロム鋼又はクロムモリブデン鋼からなるベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼であって、
   質量％で、必須添加元素として、
   Ｃを０．１５から０．２５％、
   Ｍｎを０．４０から１．００％、
   Ｃｒを１．８０を超えて２．２０％以下、
   Ｎを０.００５から０．０３０％、
   Ａｌを０．０１０から０．０６０％、
   Ｃｕを０．０３から０．３％、及び
   Ｎｉを０．０３から０．３％、の範囲内、
   任意添加元素として、
   Ｓｉを０．２０％以下、
   Ｐを０．０３％以下、
   Ｓを０．０５％以下、及び、
   Ｍｏを０．２％以下、の範囲内、
   残部Ｆｅ及び不可避的不純物とした成分組成を有することを特徴とするベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼。
2. 前記任意添加元素として、更に、
   Ｎｂを０．０５％以下、
   Ｔｉを０．０５％以下で少なくとも１種以上を含むことを特徴とする請求項１記載のベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼。
3. 請求項１又は２に記載のベルト式ＣＶＴのプーリー用鋼からなり、所定のプーリー形状を有するとともに６５０Ｈｖ以上の硬さの表面浸炭処理層を有することを特徴とするベルト式ＣＶＴプーリー。