JP2012001794A - ベルト式ｃｖｔのエレメント用鋼及びこれを用いたエレメント - Google Patents

Abstract

【課題】所定の焼入れ焼き戻し熱処理を行うことで、耐疲労性、特に、低・中サイクルの耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れたエレメントを与え得るエレメント用鋼及びこれを用いたエレメントの提供。
【解決手段】少なくともＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを含み、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］≦１３を満たす成分組成を有する鋼からなるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼である。鋼は、質量％で、必須添加元素として、Ｃ：０．５０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：０．２０〜１．００％を含むとともに、任意添加元素として、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０１５％を含み得る残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、軟化熱処理を行うことにより８８ＨＲＢ以下の硬さを有する。
【選択図】なし

Description

本発明は、ベルト式の連続可変トランスミッション（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ Ｖａｒｉａｂｌｅ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ：ＣＶＴ）のスチールベルトに組み込まれるエレメントを製造するためのエレメント用鋼及びこれを用いたエレメントに関する。

一対の入力側及び出力側プーリーの間にスチールベルトを架回したベルト式の連続可変トランスミッションが知られている。出力側プーリーの外周に刻まれた溝幅を調整することでスチールベルトの回転半径を連続的に変化させて、入力側と出力側プーリーの回転比率を無段階に変化させ得る。ここでスチールベルトは、板状リングにコマ状のエレメントを複数個組み込んで構成される。エレメントには、比較的炭素量の多い炭素鋼、例えば、ＪＩＳ ＳＫＳ９５（質量％で、Ｃ：０．８０〜０．９０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．１０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．２０〜０．６０％）などが使用される。冷間圧延材をこれに含まれる炭化物を球状化処理した後にエレメントの形状に冷間打ち抜きし、平衡状態図上でＡｃｍ点以上の温度から焼入れ焼戻しされて、一定量の未固溶炭化物を分散させた焼戻しマルテンサイト組織を与えて使用される。

エレメントは、出力側プーリーの溝と摺動するため耐摩耗性に特に優れることを特に要求される。耐摩耗性については、エレメントの材料の硬さが高く未固溶炭化物を多く含むほど、すなわち炭素量が多いほど優れると考えられてきた。一方で、焼戻し時に結晶粒界に沿って炭化物がＦｉｌｍ状に析出し易くなって、耐衝撃性や耐疲労性が低下してしまう。

例えば、特許文献１では、上記したような比較的炭素量の多い炭素鋼において、質量％で０.６％までの炭素量ではその増加に応じて硬さを上昇させ得るが、これを超えて炭素量を増やすと軟質の残留オーステナイトが増加し、靭性の低いマルテンサイトとなって、硬さの上昇が鈍化することを述べた上で、特に耐衝撃性を向上させた炭素鋼を開示している。すなわち、Ｃ：０.６０〜１.３０％、Ｓｉ：≦１.０％、Ｍｎ：０.２〜１.５％、Ｐ：≦０.０２％、Ｓ：≦０.０２％の鋼において、焼入れ、焼戻しした組織で、
８.５＜１５.３×Ｃ％−Ｖ_ｆ＜１０.０
を満たす体積率Ｖ_ｆ（体積％）の所定量の未固溶炭化物を残存させ、且つ、粒径１.０μｍ以上の粗大な未固溶炭化物を観察面積１００μｍ^２あたり２個以下に規制すべきことを開示している。

また、例えば、特許文献２では、耐衝撃性だけでなく、疲労特性に対しても優れる比較的炭素量の多い炭素鋼を開示している。すなわち、Ｃ：０．５０〜０．７０％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％に加えて、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種又は２種以上を含み、焼鈍し時において未固溶炭化物の球状化率を９５％以上、且つ、粒径２．５μｍ以上の粗大な未固溶炭化物を生成させない焼鈍鋼板を開示している。

特開２００６−６３３８４号公報 特開２００９−２４２３３号公報

ところで、近年のベルト式の連続可変トランスミッションでは、プーリーへの進入の際の衝撃負荷のような低・中サイクル（１０^３〜１０^５サイクル程度）の耐疲労性を改善することも求められている。一般的に、代表的な粒界強化元素であるＭｏ、Ｓｉ等を添加すれば疲労強度を向上させ得るが、球状化処理した後の冷間打ち抜きが困難となりやすく、しかも、コストを上昇させてしまう。

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、上記したようなベルト式ＣＶＴのエレメントの製造工程における冷間打ち抜きを良好に達成し得るとともにエレメント用鋼であって、これを所定の焼入れ焼き戻し熱処理を行うことで、耐疲労性、特に、低・中サイクルの耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れたエレメントを与え得るエレメント用鋼を提供することになる。また、これを用いたエレメントを提供することも併せて目的とする。

本発明によるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼は、少なくともＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを含み、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］≦１３を満たす成分組成を有する鋼からなるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼であって、前記鋼は、質量％で、必須添加元素として、Ｃ：０．５０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：０．２０〜１．００％を含むとともに、任意添加元素として、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０１５％を含み得る残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、軟化熱処理を行って８８ＨＲＢ以下の硬さを与えたことを特徴とする。

かかる発明によれば、ベルト式ＣＶＴのエレメントの形状に良好に冷間打ち抜きできるとともに、これを所定の焼入れ焼き戻し熱処理を行うことで、耐疲労性、特に、低・中サイクルについての耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れたベルト式ＣＶＴのエレメントが製造できるのである。

上記した発明において、前記任意添加元素として、更に、Ｍｏ：≦０．５０％、Ｂ：≦０．００５０％、Ｔｉ：≦０．１０％を含み得て、１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］≦１３を満たすことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、粒界強度をより高めて、最終的に得られるベルト式ＣＶＴのエレメントの耐疲労性、特に、低・中サイクルについての耐疲労性を高め得るのである。

上記した発明において、前記任意添加元素として、更に、Ｎｉ：≦０．５０％、Ｖ：≦０．５０％、Ｎｂ：≦０．２０％を含み得て、１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋３．６［Ｎｉ］≦１３を満たすことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、最終的に得られるベルト式ＣＶＴのエレメントの機械的強度を高め得るのである。

本発明によるベルト式ＣＶＴのエレメントは、上記した発明のうちのいずれか１つからなるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼を所定形状に冷間打ち抜きし、結晶粒の粗大化を防止しつつ炭化物を溶解させるようＡ_ｃｍ温度近傍に加熱保持し焼入れ焼き戻し熱処理を行って６４０Ｈｖ以上の硬さを与えられたことを特徴とする。

かかる発明によれば、耐疲労性、特に、低・中サイクルについての耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れるのである。つまり、機械的強度に優れるベルト式ＣＶＴのエレメントを得られるのである。

上記した発明において、断面組織において円相当径で０．２０μｍ以上の未固溶炭化物を１ｍｍ四方当たり１．６×１０^５個以下としたことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、低・中サイクルについての耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量をより減じても耐摩耗性にも優れるのである。

本発明による実施例及び比較例におけるエレメント用鋼の成分組成を示す図である。 評価試験に用いたエレメントの外観を示す図である。 曲げ疲労試験の方法を示す図である。 摩耗試験の方法を示す図である。 試験結果を示す図である。 硬さの推測に関する図である。 亀裂を斜視した拡大写真である。 亀裂先端部の拡大写真である。 摩耗試験の結果を示すグラフである。 摩耗試験の結果を示すグラフである。 曲げ疲労強度の試験結果を示すグラフである。

本発明者は、従来材のＪＩＳ ＳＫＳ９５からなるエレメントと比較して特に耐疲労性に優れたエレメントを得るにあたって、鋼のＣ量を低減させることを想到した。つまり、粒界に沿ってＦｉｌｍ状に析出する炭化物の量を減じて耐疲労性、特に低・中サイクルの耐疲労性を向上させ、その上で耐摩耗性を従来材と同等以上にできればよいと考えた。その一方で、エレメントは冷間打ち抜きにより形状を加工された後に熱処理で強度を調整されて供される。すなわち、熱処理前のエレメント用鋼では従来材と同等程度の打ち抜き性（硬さ）を有することが好ましい。そこで、Ｃの含有量とともに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなど所定の元素の成分量を調整した鋼を製造し、（１）エレメント用鋼として必要とされる硬さの評価、（２）熱処理後のエレメントとして必要とされる機械的特性（耐疲労強度及び耐摩耗強度）の評価を行った。

まず、上記した評価のための試験方法について図１乃至図４を用いて説明する。

図１に示した実施例１乃至１０及び比較例１乃至１３の成分組成を有する鋼について試験片を各々用意した。まず、母合金１５０ｋｇを真空誘導炉で溶製しインゴットとし、１２００℃で３時間保持した後、直径２５ｍｍの略円柱形状の丸棒に熱間鍛造した。このときの鍛造終了温度は９００℃以上であった。続いて、この丸棒を８４０℃で６０分間保持し空冷する焼準し熱処理を行った。更に、７６０℃で１時間保持し、１０℃／ｈｒで６５０℃まで冷却し、その後空冷する１回目の球状化焼鈍し熱処理を行った。

これらの軟化熱処理の後、丸棒の一部を結晶粒の粗大化を防止しつつ炭化物を溶解させるようＡ_ｃｍ温度近傍、つまり８００℃で３０分保持後、７０℃の油浴に焼入れ、１８０℃で１２０分だけ焼き戻す焼入れ焼戻し熱処理を行った。これを加工して後述する摩耗試験片１３（図４参照）とした。かかる試験片１３については、後述する焼入焼戻し後の硬さの測定及び未固溶炭化物の個数の測定にも供した。

更に、丸棒の一部を厚さ１．５ｍｍに冷間圧延し、１回目と同様の球状化焼鈍しの熱処理を行って、その一部を後述する打ち抜き性の評価のための硬さ試験片とした。

更に、圧延材の一部を所定形状に冷間打ち抜きし、これに焼入れ焼戻し熱処理を施して、曲げ疲労試験片１（図２参照）とした。

ここで、打ち抜き性の評価は上記した硬さ試験片についてロックウェル硬度試験装置でその硬さを測定して行った。硬さは任意の５点で測定しその平均値を採用した（球状化焼鈍し硬さ）。

耐疲労強度の評価は、上記した曲げ疲労試験片１について、図３に示すような疲労試験機４を使用して行った。図２及び図３を参照すると、疲労試験機４は、曲げ疲労試験片１を保持する固定部５と、曲げ疲労試験片１のレッグ部３に当接するロッド６と、ロッド６の上端に取り付けられた繰り返し応力付与部７とを含む。繰り返し応力付与部７によってロッド６を５０Ｈｚの振動数で上下方向に振動させ、曲げ疲労試験片１のレッグ部３と接続部８との間のＲ部に繰り返し曲げ荷重を与える。ロッド６を１０^５回振動させたときにレッグ部３を破断させる荷重を曲げ疲労強度とし、ＪＩＳ ＳＫＳ９５（比較例１）の曲げ疲労強度との比を曲げ疲労強度比とした。

耐摩耗性の評価は、上記した幅１５．７５ｍｍ、高さ１０．１６ｍｍ、厚さ６．３５ｍｍの略直方体形状の摩耗試験片１３（図４参照）について、図４に示すような摩耗試験装置１０を使用して行った。摩耗試験装置１０は、１１０℃のオイル１２を蓄えた槽１４と、オイル１２にその一部を浸されて回転するリング１１とを含む。リング１１は、外径３５ｍｍ、厚み８．７４ｍｍの環状体で、プーリーを模したＳＣＭ４２０の浸炭焼入焼戻し材を７５０Ｈｖ程度の硬度に調質した鋼からなる。リング１１を０．０５ｍ／ｓｅｃの滑り速度となるように回転させながら、これに摩耗試験片１３を１２００Ｎの荷重で接触させ、相対的に滑った距離３０００ｍにおける摩耗試験片１３の摩耗量を測定した（ブロック・オン・リング法）。摩耗量は摩耗試験片１３の摩耗部の断面積を測定し、比較例１の摩耗量との比を摩耗比とした。

焼入れ焼き戻し後の硬さは、一般的なビッカース硬度計を用いて測定した（焼入れ焼き戻し後硬さ）。摩耗試験片１３の断面において表面から約２５μｍの深さの位置におけるビッカース硬度を５点測定し、これらの平均値を採用した。また、未固溶炭化物の個数の測定は、摩耗試験片１３の断面組織観察から円相当径０．２０μｍ以上の未固溶炭化物の１００μｍ四方あたりに存在する個数を画像解析により測定し、これを１ｍｍ四方あたりに存在する個数に換算した。

図５に各試験の結果を示した。なお、比較例１は、エレメントの従来材であるＪＩＳ ＳＫＳ９５の結果である。

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの４元素の含有量の異なる実施例１乃至４では、球状化焼鈍し硬さは、比較例１の８８ＨＲＢよりも小さく、従来材よりも打ち抜き性に優れることが予測される。一方、焼入れ焼戻し後硬さは、６４０〜７１４Ｈｖの範囲であって、比較例１とほぼ同程度でありながら、曲げ疲労強度比は１を越えるとともに、摩耗比は１よりも小さく、従来材よりも耐疲労強度及び耐摩耗性に優れることが判る。

ところで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの４元素の含有量に対する球状化焼鈍し硬さについて、実施例１乃至４を含むいくつかの鋼について回帰計算を行ってその予測式を作った。すなわち、元素Ｍの質量％を［Ｍ］、球状化焼鈍し硬さの予測値Ｈ１は、
Ｈ１＝７５＋１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］ （式１）
で表すことが出来る。図６には、この予測値Ｈ１と実施例及び比較例における球状化焼鈍し硬さの実測値を表した。

参考として、従来材に対して、Ｃの含有量を減じるとともにＣｒを増加させた比較例２及び３では、焼入焼戻し後硬さは５３８Ｈｖ及び５８４Ｈｖと低く、特に、摩耗比が大きく、耐摩耗性に劣ることが判る。

従来材に対して、Ｃの含有量を増加させた比較例４では、球状化焼鈍し硬さは９０ＨＲＢと高く、打ち抜き性に劣ることが予測される。また、焼入焼戻し後硬さは高いながら、曲げ疲労強度比は１よりも小さく、摩耗比は１よりも大きかった。つまり、耐疲労強度及び耐摩耗性に劣ることが判る。ここで、未固溶炭化物量は比較例１よりも非常に多く、これにより耐摩耗性が低くなったものと考えられる。

従来材に対して、ＳｉやＭｎの含有量を増加させた比較例５及び６では、球状化焼鈍し硬さは比較例１程度であったが、上記したようにして算出される予測値Ｈ１では、実測値よりも高くなってしまうことからも、打ち抜き性に劣る傾向にあると予測される。

一方、従来材に対して、Ｍｎの含有量を減じた比較例７では、球状化焼鈍し硬さは低く、打ち抜き性は良好であると予測される。しかしながら、摩耗比は１よりも非常に大きく、耐摩耗性に大きく劣ることが判る。

従来材に対して、Ｃｒの含有量を増加させた比較例８では、同様に打ち抜き性は良好であると予測されたが、摩耗比は１よりも大きく、耐摩耗性に劣ることが判る。

一方、従来材に対して、Ｃｒの含有量を減じた比較例９でも摩耗比は１よりも大きく、耐摩耗性に劣ることが判る。

従来材に対して、Ｃの含有量を減じ、Ｓｉ及びＭｎの含有量を増加させた比較例１３では、球状化焼鈍し硬さは９０ＨＲＢと高く、打ち抜き性に劣ることが予測される。

以上に加え、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの４元素以外の元素の影響について調査した。

従来材に対して、Ｐの含有量を増加させた比較例１０、及び、Ｓの含有量を増加させた比較例１１では、曲げ疲労強度比がいずれも１よりも低く、耐疲労強度に劣ることが判る。これは、非金属介在物の増加により疲労強度が低下したと考えられる。

従来材に対して、Ｍｏを加えた比較例１２では、球状化焼鈍し硬さが高く、打ち抜き性に劣ると予測された。

これに対して、比較例１２よりもＭｏの含有量の少ない実施例５では、打ち抜き性に優れると予測されるとともに、耐疲労強度及び耐摩耗性のいずれも良好であることが判る。

また、更にＭｏの含有量を下げる代わりに、ＴｉとＢを加えた実施例６でも、打ち抜き性に優れると予測されるとともに、耐疲労強度及び耐摩耗性のいずれも良好であることが判る。

また、Ｍｏを加えず、ＴｉとＢを加えた実施例７及び８でも、打ち抜き性に優れると予測されるとともに、耐疲労強度及び耐摩耗性のいずれも良好であることが判る。

また、Ｔｉ及びＢの他に、Ｎｂを加えた実施例９でも、打ち抜き性に優れると予測されるとともに、耐疲労強度及び耐摩耗性のいずれも良好であることが判る。

特に、Ｔｉ及びＢを加えた実施例６乃至９では、摩耗比が０．６８〜０．７６と非常に小さく、耐摩耗性に非常に優れていることが判る。

Ｎｉ及びＶを加えた実施例１０でも、打ち抜き性に優れると予測されるとともに、耐疲労強度及び耐摩耗性のいずれも良好であることが判る。

ところで、上記したように、予測値Ｈ１の値が８８以下であれば従来材よりも打ち抜き性に優れることを予測できる。つまり、
１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］≦１３ （式２）
を満たせば、従来材よりも打ち抜き性に優れることを予測できる。

また、上記した予測値Ｈ１に併せ、［Ｍｏ］の影響について同様に球状化焼鈍し硬さの予測値を求めると、
Ｈ２＝１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋７５ （式３）
であった。つまり、この値が８８以下であれば、つまり、
１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］≦１３ （式４）
を満たせば、従来材よりも打ち抜き性に優れることを予測できる。

更に、［Ｎｉ］の影響について、同様に球状化焼鈍し硬さの予測値Ｈ３を求めると、
Ｈ３＝１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋３．６［Ｎｉ］＋７５ （式５）
となった。つまり、
１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋３．６［Ｎｉ］≦１３ （式６）
であれば、従来材よりも打ち抜き性に優れることを予測できる。

ところで、図７に示すように、摩耗は表面からの微小亀裂２３の成長と表面の剥離によって進行すると考える。図８を併せて参照すると、微小亀裂２３は未固溶炭化物２７と母相２８との界面を優先的に伝播していることが判る。つまり、未固溶炭化物２７の個数が減じられると、耐摩耗性が向上すると考えられる。そこで、図９には、未固溶炭化物の個数に対する摩耗比をグラフに示した。未固溶炭化物の個数の減少とともに摩耗比は低下し、すなわち耐摩耗性が向上していることを示している。

一方、未固溶炭化物の個数は、Ｃの含有量に依存し、未固溶炭化物を減じるようにＣの含有量を減じると、硬さも低下し耐摩耗性を低下させることが予測される。そこで、図１０には、摩耗比に対する焼入焼戻し後硬さの関係をグラフに示した。６４０Ｈｖ以下の硬さにおいて、摩耗比は急激に上昇、すなわち耐摩耗性は大きく劣化している。以上のことから、耐摩耗性については、Ｃの含有量の好適な範囲が存在する。

また、Ｃの含有量は、耐疲労強度にも影響を与えることと予測される。そこで、図１１には、曲げ疲労強度比に対するＣの含有量の関係をグラフに示した。従来材である０．８５％からＣの含有量を減じると、疲労強度が上昇する傾向にある。これは未固溶炭化物が減じられるとともに粒界にフィルム状に析出する炭化物も減少し、少なくとも１０^３〜１０^５サイクル程度の中・低サイクル疲労に対しては、粒界での亀裂の進展を抑制するものであると考える。ところが、０．６０％程度から更にＣの含有量を減じると、疲労強度は低下する傾向にある。これはＣの含有量の低下に伴う耐力の低下によると考える。

耐摩耗性及び耐疲労強度、特に中・低サイクル疲労に対する耐疲労強度との両立を与えるＣの含有量の範囲は、質量％で、０．５０〜０．７０％であり、ここでは硬さが６４０Ｈｖ以上且つ円相当径で０．２０μｍ以上の未固溶炭化物が１ｍｍ四方当たり１.５２４×１０^５個以下、すなわち、１ｍｍ四方当たり約１．６×１０^５個以下であることを要求される。

以上述べてきたように、従来から使用されているＪＩＳ ＳＫＳ９５と比較してＣの含有量を低減させても、所定の添加元素及び熱処理により、耐疲労性を高めつつ、未固溶炭化物量を減じられながらも耐摩耗性にも優れたエレメントを与え得るエレメント用鋼を得られるのである。

上記したようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉについて、式２、式４及び式６を満たすことで、ある特定の軟化熱処理により硬さを８８ＨＲＢ以下にし得る。すなわち、良好な打ち抜き性を得られるが、加えて、エレメント用鋼としての組成範囲を以下のような指針で定めた。まず、必須添加元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒについて説明する。

Ｃは、上記したように、エレメントとして必要とされる耐疲労強度と耐摩耗性を確保するために最も重要な元素である。Ｃの添加量が少なすぎると、焼入れ焼戻し後に硬さが確保できず、エレメントとして必要とされる耐摩耗性の低下を招く。しかし、Ｃの過剰添加は、焼入れ後も多量の未固溶炭化物を残存させ、エレメントとして必要とされる耐摩耗性の悪化を招く。また、焼戻し時に粒界にフィルム状に炭化物を析出させ、粒界強度の低下を招き、エレメントして必要とされる疲労強度が確保できない。上記したように、質量％で、Ｃは、０．５０〜０．７０％の範囲内である。

Ｓｉは、鋼の脱酸元素として有効な元素である。更に鉄炭化物中にはほとんど固溶せず、鉄炭化物の粒界生成を抑制し、粒界強度の低下を抑制するため、エレメントとして必要とされる疲労強度を確保するために添加が必須である。しかし、過剰に添加すると球状化焼鈍し処理後の硬さを高くしてしまい、エレメント用鋼として必要とされる打ち抜き性の悪化を招く。そこで、質量％で、Ｓｉは０．１０〜０．６０％の範囲内である。

Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、エレメントとして必要とされる強度及び耐摩耗性の確保に有効である。しかし、Ｍｎの過剰添加は、エレメント用鋼として必要とされる打ち抜き性の悪化を招く。そこで、質量％で、Ｍｎは０．５０〜１．５０％の範囲内である。

Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させ、エレメントとして必要とされる強度、硬さ及び耐摩耗性の確保に有効である。しかし、Ｃｒの過剰な添加は、鉄炭化物中に容易に固溶することにより未固溶炭化物を安定化させ、増加を助長させるので、エレメントとして必要とされる耐摩耗性の低下を招く。そこで、質量％で、Ｃｒは０．２０〜１．００％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エレメント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。

Ｐは、結晶粒界の強度を低下させる。そこで、質量％で、Ｐは０．０２５％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エレメントとして必要とされる疲労強度の低下を招く。そこで、質量％で、Ｓは０．０１５％以下の範囲内である。

Ｍｏは、結晶粒界へのフィルム状の炭化物の生成を抑制する効果を持ち、添加することでエレメントとして必要とされる曲げ疲労強度の更なる向上を期待できる。また、Ｍｏは焼入れ性を大幅に高める効果があり、添加を推奨される。しかし、Ｍｏの過剰な添加は、エレメント用鋼として必要とされる打ち抜き性の大幅な劣化及びコストの増大を招く。そこで、質量％で、Ｍｏは０．５０％以下の範囲内である。

Ｂは、Ｐなどの不純物の粒界偏析を抑制し、粒界強度を高める効果があるため、エレメントとして必要とされる曲げ疲労強度の更なる度向上のために添加を推奨される。しかし、Ｂの過剰な添加は、コストの増大を招く。そこで、質量％で、Ｂは０．００５０％以下の範囲内である。

Ｔｉは、Ｔｉ窒化物となり得てＢ窒化物の形成を抑制し、Ｂによる粒界強度の向上に寄与する。しかし、Ｔｉの過剰な添加はコストの増大を招く。そこで、質量％で、Ｔｉは０．２０％以下の範囲内である。

Ｎｉは、鋼の粒内強度を高める作用があり、エレメントとして必要とされる疲労強度の向上に有効である。しかし、Ｎｉの過剰な添加は、素材の加工性を低下させるために製造性を悪化させ、また、コストの増大を招く。そこで、質量％で、Ｎｉは０．５０％以下の範囲内である。

Ｖは、鋼中に微細なＶ炭化物を形成し、結晶粒を微細にさせるので、エレメントとして必要とされる疲労強度及び耐摩耗性を更に向上させるために有効である。しかし、Ｖの過剰な添加は、Ｖ炭化物を過剰に生成させて炭素を消費し、焼入れ性を低下させる。そこで、質量％で、Ｖは０．５０％以下の範囲内である。

Ｎｂは、鋼中に微細なＮｂ炭化物を形成し、結晶粒を微細にさせるので、エレメントとして必要とされる疲労強度及び耐摩耗性を更に向上させるために有効である。しかし、Ｎｂの過度な添加は、Ｎｂ炭化物を過剰に生成させて炭素を消費し、焼入れ性を低下させる。そこで、質量％で、Ｎｂは０．２０％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。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 曲げ疲労強度試験片
４ 疲労試験機
１０ 摩耗試験装置
１３ 摩耗試験片

Claims (5)

1. 少なくともＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを含み、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
   １０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］≦１３
   を満たす成分組成を有する鋼からなるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼であって、
   前記鋼は、質量％で、必須添加元素として、
   Ｃ：０．５０〜０．７０％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、
   Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
   Ｃｒ：０．２０〜１．００％
   を含むとともに、任意添加元素として、
   Ｐ：≦０．０２５％、
   Ｓ：≦０．０１５％
   を含み得る残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、軟化熱処理を行って８８ＨＲＢ以下の硬さを与えたことを特徴とする耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れたベルト式ＣＶＴのエレメントを製造するためのベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼。
2. 前記任意添加元素として、更に、
   Ｍｏ：≦０．５０％、
   Ｂ：≦０．００５０％、
   Ｔｉ：≦０．１０％、
   を含み得て、
   １０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］
   ＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］≦１３
   を満たすことを特徴とする請求項１記載のベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼。
3. 前記任意添加元素として、更に、
   Ｎｉ：≦０．５０％、
   Ｖ：≦０．５０％、
   Ｎｂ：≦０．２０％、
   を含み得て、
   １０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］
   ＋０．３［Ｃｒ］＋７．８［Ｍｏ］＋３．６［Ｎｉ］≦１３
   を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載のベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼。
4. 請求項１乃至３のうちのいずれか１つからなるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼を所定形状に冷間打ち抜きし、結晶粒の粗大化を防止しつつ炭化物を溶解させるようＡ_ｃｍ温度近傍に加熱保持し焼入れ焼き戻し熱処理を行って６４０Ｈｖ以上の硬さを与えられたことを特徴とするベルト式ＣＶＴのエレメント。
5. 断面組織において円相当径で０．２０μｍ以上の未固溶炭化物を１ｍｍ四方当たり１．６×１０^５個以下としたことを特徴とする請求項４記載のベルト式ＣＶＴのエレメント。