本发明涉及构成CVT中使用的动力传动带的环部件，即CVT用环部件及其制造方法。
背景技术：
出于环境问题等的观点，强烈要求汽车的低油耗化，最近的汽车用变速装置中多使用有利于提高油耗的带式无级变速器(以下，适当地称为CVT。)。CVT中使用的动力传动带是将金属制的板材厚度较薄的环部件多层重叠构成一组CVT带，在2组该CVT带中组装多个被称为元件的摩擦部件而构成。CVT带虽然不与CVT中的滑轮直接接触，但以构成组装有元件的动力传动带的状态旋转而传送动力，在该旋转中反复接受张力或弯曲应力。因此，构成CVT带的环部件的材料必需使用疲劳强度优异的材料。进一步地，随着近年来汽车的高输出性能化，动力传动带也要求迄今以上的高强度化。现有技术文献专利文献专利文献1：日本专利第4285303号公报专利文献2：日本专利特开2011-195861号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题以往作为高强度材料已知的马氏体时效钢被应用于环部件。但是，马氏体时效钢中大量含有高价的Ni、Co、Mo，存在材料费变得非常高的问题。因此，作为用于得到疲劳强度优异的高强度材料的方法，已知例如专利文献1所示的通过将钢高合金化进行高强度化的方法。另一方面，专利文献2公开了通过降低高价合金元素的含量，从而得到成本远低于马氏体时效钢且具有与马氏体时效钢同等疲劳强度特性的优异的钢。但是，专利文献2的钢在相比于以往要求非常高的强度特性的情况下，存在无法达到其要求水平的情况。因此，现状是CVT用的环部件中使用的钢还存在改善的空间。本发明鉴于上述背景，提供一种不仅确保作为CVT带用的适当的强度特性，并且低价的CVT用环部件及其制造方法。解决课题的手段本发明的一种方式是一种CVT用环部件，是表面具备氮化层的CVT用环部件，其具有以下化学成分：以质量％计，含有C：0.43～0.70％、Si：2.50％以下、Mn：1.00％以下、Cr：1.50～4.00％、Mo：0.50～3.00％、V：1.00％以下，满足式1：159×C(％)+91×Si(％)+68×Cr(％)+198×Mo(％)+646≥1000的关系，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，上述CVT用环部件的拉伸强度在1700MPa以上，上述氮化层的表面硬度为HV800～HV950。本发明的其它方式是一种CVT用环部件的制造方法，其包括以下操作：准备铸块，该铸块以质量％计，含有C：0.43～0.70％、Si：2.50％以下、Mn：1.00％以下、Cr：1.50～4.00％、Mo：0.50～3.00％、V：1.00％以下，满足式1：159×C(％)+91×Si(％)+68×Cr(％)+198×Mo(％)+646≥1000的关系，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成；对该铸块实施塑性加工而制成板材；对该板材进行弯曲加工的同时，将其端面焊接而制成粗环材料；将该粗环材料进行软化退火后进行冷轧而制成所需板材厚度的环材料；对该环材料实施加热至850℃～1000℃的加热温度T1后快速冷却的淬火处理；然后，在400℃～500℃的处理温度T2下对上述环材料实施氮化处理。发明效果上述CVT用环部件具有上述特定的化学成分的同时，表面具有氮化层。而且，拉伸强度以及氮化层的表面硬度调整至上述特定的范围内。由此，上述CVT用环部件不仅满足高强度化要求，还不像马氏体时效钢那样大量含有高价的元素，因此能够得到低价的CVT用环部件。因此，根据上述制造方法，能够制造这样的优异CVT用环部件。附图说明图1是表示实施例中的CVT用环部件的使用状态的说明图。具体实施方式首先，对上述CVT用环部件的化学成分中的各成分范围的限定理由进行说明。C(碳)：0.43～0.70％；C是高强度化的必需元素，为了充分地得到其效果，必需含有0.43％以上。另一方面，过量添加C时，制造性变差，进一步地形成粗大的碳化物导致强度下降，因此C的添加上限为0.70％。Si(硅)：2.50％以下；Si是高强度化的必需元素，即使是微量也能得到其效果，但优选添加0.10％％以上。但是，过量添加Si时，制造性变差的同时成为氮化的阻碍因素，因此Si的添加上限为2.50％。Mn(锰)：1.00％以下；Mn是高强度化的必需元素，即使是微量也能得到其效果，但优选添加0.10％以上。但是，过量添加Mn时，导致延展性下降，因此Mn的添加上限为1.00％。Cr(铬)：1.50～4.00％；Cr是用于确保高强度化以及氮化的必需元素，为了充分地得到这些效果，必需添加1.50％以上。但是，过量添加Cr时，形成粗大的碳化物强度下降，并且导致成本上升，因此上限为4.00％。Mo(钼)：0.50～3.00％；Mo是高强度化的必需元素，为了充分地得到其效果，必需含有0.50％以上。但是，过量添加Mo时，成本上升，因此上限为3.00％。V(钒)：1.00％以下(不包括0％)V是对于确保高强度化以及氮化性的有效的元素。但是，过量添加V时，成本上升，因此上限为1.00％。式1：159×C(％)+91×Si(％)+68×Cr(％)+198×Mo(％)+646≥1000；通过使上述化学成分满足式1，疲劳寿命变得优异。另一方面，不满足式1时，难以确保充分的疲劳强度特性。其次，上述CVT用环部件的拉伸强度在1700MPa以上。CVT用环部件存在使用时赋予较高的拉伸负荷的情况。为了制得在该高负荷下不切割的环部件，拉伸强度必需在1700MPa以上。该机械性质可以通过应用上述制造方法而实现。此外，上述CVT用环部件的氮化层的表面硬度为HV800～HV950。上述氮化层的表面硬度不足HV800时，存在通过接触元件而环部件磨损的可能性。另一方面，上述氮化层的表面硬度超过HV950时，导致材料变脆，因此变得难以确保作为环部件的强度。因此，上述氮化层的表面强度在上述范围内。该特性的确保可以通过应用上述制造方法而实现。下面，对制造上述CVT用环部件的方法中的各条件进行说明。上述制造方法中，首先，准备具有上述特定的化学成分的铸块，对该铸块实施塑性加工而制成板材。作为塑性加工，可以应用例如热轧、热煅、冷轧、冷煅等公知的各种塑性加工方法。通过在实施热加工后实施冷加工制作板材。另外，优选在冷加工之前除去通过热加工在板材表面生成的黑皮(氧化膜)。黑皮的除去可以通过例如去皮等机械加工或酸洗而实施。接着，对得到的上述板材进行弯曲加工的同时，将其端面焊接，制成粗环材料。弯曲加工可以在将上述板材切割为所需尺寸之后，通过例如轧辊弯曲加工方法等进行。焊接是以两端面对接的状态，可以通过例如等离子焊接、激光焊接等进行。另外，上述粗环材料预先制作为包含多根环材料的宽幅，在以下工序之前切割为所需的宽度，这在工序的合理化方面是有效的。这种情况下，优选在横切后通过滚筒研磨等实施切割面的去毛刺。接着，将上述粗环材料软化退火后进行冷轧而制得所需板材厚度的环材料。然后，对环材料实施加热至850℃～1000℃范围内的加热温度T1后快速冷却的淬火处理，根据需要，在该淬火处理后实施回火处理。为了使C固溶，确保内部固化，上述淬火处理的加热温度T1控制在850℃以上。但是，上述淬火处理的加热温度过高时，晶粒粗化，延展性下降，因此其上限控制为1000℃。此外，优选淬火处理时的加热温度T1进一步满足式2：0.015×C(％)-0.014×Cr(％)+1.46×V(％)-0.81×T1/1000+0.71≥0.05的关系。这种情况下，能够充分地确保具有钉扎效果的V碳化物(VC)，能够期待对晶粒粗化或延展性下降的抑制。特别是满足式2的条件的情况下，能够容易地将晶粒控制在15μm以下。另外，晶粒的测定方法在后面说明。在上述淬火处理后，可以根据需要追加回火处理。通过回火处理得到的效果在之后的氮化处理的工序中也能得到，因此没有必要在氮化处理工序前进行其它的工序。但是，淬火处理后至氮化处理开始前的时间非常长的情况等，优选在淬火处理后进行回火处理。进行回火处理时的处理温度优选在400℃～500℃的范围，且在氮化处理温度以下。由此能够抑制材料变脆，确保环材料的截面中心部分的拉伸强度在所需值以上。另外，回火处理温度超过500℃时，内部硬度变低，因此其结果导致拉伸强度变低。结束上述淬火处理以及任意的回火处理后，通常为了除去通过这些处理产生的应变而实施矫正加工。该矫正加工还能兼备调整环材料的周长的处理。然后，在400℃～500℃的处理温度T2下对上述环材料实施氮化处理。该氮化处理中，为了确保环材料的表面硬度，必需控制处理温度T2在400℃以上。但是，氮化处理的处理温度T2过高时，氮化过度，表面硬度变得过高，导致变脆，因此处理温度T2的上限为500℃。另外，作为氮化处理，可以使用在氮气气氛或含有氮气的混合气体中进行的气体氮化的处理方法以外，还可以进行软氮化、盐浴氮化、等离子氮化等的处理方法。【实施例】(实施例1)对于上述CVT用环部件及其制造方法涉及的实施例进行说明。本例中，如表1以及表2所示，制作多种钢材构成的CVT用的环部件(试样1～32)，对于多个项目进行评价。另外，如图1所示，本例中制作的CVT用环部件1数层层叠构成CVT带2，2组CVT带2组装于多个连续的元件3而被使用。首先，分别制作具有表1以及2所示的化学成分的铸块。具体地，使用30kgVIM(VacuumInductionMelting：真空感应熔炼装置)进行各试样的原料的熔融、浇铸，得到铸块。对得到的铸块施加作为塑性加工的锻造拉伸加工，制造其尺寸大约为长度300mm×宽度155mm×厚度7mm的板材。进一步地，对得到的板材进行机械加工除去黑皮后，通过冷轧进行压延，得到其尺寸大约为长度500mm×宽度200mm×厚度0.39mm的板材。将得到的板材切割为大约300mm的长度后，实施轧辊弯曲加工，然后对长度方向的端面进行等离子焊接制得粗环材料后，切割为大约5～15mm的宽度。然后，对粗环材料实施滚筒研磨除去切割时产生的毛刺。接着，对上述粗环材料实施在860℃保持2小时的软化退火后，实施冷轧，压延至厚度0.2mm得到环材料。对得到的环材料实施淬火处理。进一步地，对一部分的试样实施作为任意工序的回火处理。淬火处理通过加热至表1以及2所示的温度并保持60分钟后，进行空气冷却的方式进行。回火处理条件为在回火温度425℃下保持1小时的条件。接着，实施兼具上述环材料的矫正加工的周长调节。具体地，通过将上述环材料架设在一对辊(图略)的外周，在扩大辊与辊之间的方向上施加张力，同时使环材料旋转来进行。然后，在NH3与N2的混合气体中对上述环材料进行保持在350℃～550℃的氮化处理温度的氮化处理。氮化处理温度分别是如表1以及2所示的温度。使用结束了氮化处理的各环部件(试样1～32)，进行后述的评价。<拉伸强度>拉伸强度通过进行以下拉伸试验而测定：在一对辊上架设环部件，通过一对辊拉伸环部件。另外，拉伸强度是在上述拉伸试验中测定环部件直至断裂前的应力变化，最大应力除以环部件的截面积得到的数值。<氮化层硬度>氮化层硬度是在氮化处理后的环部件表面通过显微维式硬度试验机(岛津制造)测定的。<晶粒粒径>晶粒粒径是通过在氮化处理后的环部件的任意截面上利用使用光学显微镜拍摄的照片的所谓“切割法”测定的。切割法是遵照ASTM的方法，是在拍摄金属组织而得的照片上绘制已知长度的直线，根据与该直线相交的颗粒的数量进行计算的方法。具体地，通过加入有表面活性剂的盐酸苦味酸水溶液对环部件的任意截面进行蚀刻得到不含氮化层的表面，通过光学显微镜观察该表面，得到任意10个视野中的倍率为1000倍的照片。接着，在各照片上，绘制任意长度L(mm)的直线，求出与该直线相交的晶粒的数量n。考虑实际的刻度，将直线的长度L(mm)的数值换算为L’(μm)。然后，计算L’/n(μm)，将其作为晶粒粒径。然后，采用根据10张照片得到的10个晶粒粒径的数值平均值作为最终的晶粒粒径的数值。<疲劳寿命>疲劳寿命使用疲劳试验机(图略)进行测定，该疲劳试验机具有架设环部件的多个辊，能够在该辊间对环部件施加所定的张力，能够通过旋转辊对环部件反复施加弯曲应力。以对现有产品马氏体时效钢(试样19)进行试验时的疲劳寿命的平均反复次数为106次为基准次数进行评价，得到基准次数以上的结果时为合格(○)，小于基准次数的结果时为不合格(×)。【表1】【表2】已知如表1以及2所示，试样1～18相比于马氏体时效钢(试样19)得到了以下结果：得到较高的拉伸强度(内部硬度)以及同等以上的氮化层硬度(表面硬度)，并且具有同等以上的优异的疲劳特性。试样20的C含量过低，其结果是拉伸强度以及疲劳特性差。试样21的C含量过高，变得过硬，无法塑性加工成环状，因此无法测定。试样22的Si含量过高，其结果是氮化处理性变差，N难以浸入，因此氮化层硬度低。试样23的Mn含量过高，其结果是韧性下降，疲劳特性变差。试样24的Cr含量过低，其结果是氮化处理性变差，氮化层硬度低。试样25的Cr含量过高，其结果是形成巨大的碳化物，在疲劳寿命试验中导致早期断裂。试样26的Mo含量过低，其结果是拉伸强度低。制造试样27时淬火处理的加热温度过低，因此，其结果是C的固溶不充分，拉伸强度低。制造试样28时淬火处理的加热温度过高，因此，其结果是原奥氏体晶粒变粗，韧性下降，疲劳特性变差。制造试样29时氮化处理温度过低，因此，其结果是氮化层硬度低。制造试样30时氮化处理温度过高，因此，其结果是氮化层硬度变得过高而导致硬度下降，疲劳强度变差。试样31是不满足式1的化学成分，因此，其结果是疲劳特性变差。试样32不满足式2，因此，其结果是晶粒变粗，韧性(延展性)下降。