特許 6572802 スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板および製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6572802

(24)【登録日】2019年8月23日

(45)【発行日】2019年9月11日

(54)【発明の名称】スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板および製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20190902BHJP

   C22C 38/50 20060101ALI20190902BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20190902BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302Z

   C22C38/50

   C21D9/46 Q

【請求項の数】4

【全頁数】12

(21)【出願番号】特願2016-42592(P2016-42592)

(22)【出願日】2016年3月4日

(65)【公開番号】特開2017-155317(P2017-155317A)

(43)【公開日】2017年9月7日

【審査請求日】2018年7月24日

(73)【特許権者】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100129470

【弁理士】

【氏名又は名称】小松 高

(72)【発明者】

【氏名】溝口 太一朗

(72)【発明者】

【氏名】平川 直樹

(72)【発明者】

【氏名】吉村 祐太

【審査官】 鈴木 毅

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０６−０３３１９５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭６３−１７１８５７（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／００ − ８／０４

Ｃ２１Ｄ ９／４６ − ９／４８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.０５０％、Ｓｉ：１.３０〜１.９０％、Ｍｎ：０.４５％以下、Ｎｉ：６.０〜８.０％、Ｃｒ：１２.０〜１５.０％、Ｃｕ：０.４０〜１.２０％、Ｍｏ：０.５０〜１.００％、Ｔｉ：０.２０〜０.４５％、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.０１０％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｏ：０.０１０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、板面（圧延面）を研磨した観察面において、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の平均結晶粒径が円相当径で１５.０μｍ以下であり、板厚をｔ（ｍｍ）とし、板厚中心位置±（１／４）ｔの板厚方向領域を「板厚中央領域」と呼ぶとき、圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）の板厚中央領域において、長径１.０μｍ以上の介在物存在密度が５００個／ｍｍ²以下であるスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板。

【請求項2】

板厚ｔが１.０〜８.０ｍｍである請求項１に記載のスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板。

【請求項3】

板面（圧延面）の硬さが３５０〜５５０ＨＶである請求項１または２に記載のスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板。

【請求項4】

連続鋳造スラブに由来する熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板または冷延焼鈍鋼板に、冷間圧延Ａ、仕上焼鈍、調質圧延、時効処理を上記の順に施してスチールベルト用鋼板を得るに際し、冷間圧延Ａでの冷間圧延率を３５％以上とし、仕上焼鈍での焼鈍温度を９８０〜１１２０℃の範囲内で調整することにより、時効処理後に得られる平均結晶粒径を制御する、請求項１〜３のいずれかに記載のスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ベルトコンベアに適したステンレススチールベルト用の素材鋼板である析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板、およびその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

上記のスチールベルトには以下の特性が要求される。
（ａ）強度・硬さ−延性・靱性バランス
スチールベルトはコンベアの仕様に応じて適度な張力を負荷して使用される。負荷される張力で変形しない強度レベルが必要である。また、使用中の「扱い疵」の発生をできるだけ防止するためには表面硬さが高いことも必要である。一方、スチールベルト製造時には鋼材に引張変形を加えることにより形状修正が行われる。強度レベルが高すぎると延性（塑性変形能）が不足し、形状修正ができない。また、使用中の靱性を確保するためにも適度な延性が必要である。

【0003】

（ｂ）疲労強度
ベルトコンベアは使用中に繰り返し曲げ応力が負荷されるので、疲労強度が高いことが要求される。

【0004】

（ｃ）溶接性
鋼板をエンドレスベルト形状にする際、溶接が施される。また、スチールベルトの補修時にも溶接が施されることがある。従って、良好な溶接性を有することが要求される。

【0005】

上記各特性が良好なステンレススチールベルト用鋼板として、析出強化型マルテンサイト系ステンレス鋼板が知られている（特許文献１〜３）。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特公昭５９−４９３０３号公報

【特許文献2】特開平５−２７１７６９号公報

【特許文献3】特開平６−３３１９５号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

上記特許文献の技術により、広幅の高性能スチールベルトを安定的に製造できるようになった。しかし、スチールベルトを使用していく過程で、扱い疵の発生を完全に防止することは困難である。使用期間が長くなるほど扱い疵が増えていくことは避けられない。扱い疵等に起因する鋼材表面の微小欠陥は、疲労亀裂の発生起点として機能しうる。微小な亀裂が発生すると、やがてそれが材料内を伝播して、材料破断に至る。

【0008】

微小亀裂が発生しても、材料内での伝播速度が遅ければ、保守点検にて、進展しつつある段階の亀裂を発見しやすくなる。亀裂が見つかれば、補修作業を行うことで、使用中にベルトが破断するといった不測のトラブルを未然に防止できる。従って、上記（ａ）〜（ｃ）の基本的特性に加え、さらに、亀裂が伝播しにくい（伝播速度が遅い）性質を有する鋼材を適用することが、スチールベルトの信頼性を高めるうえで有利となる。本明細書では、亀裂が伝播しにくい性質を「耐亀裂伝播性」と呼ぶ。

【0009】

本発明は、上記（ａ）〜（ｃ）の基本的特性を具備するスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板において、耐亀裂伝播性を向上させること目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0010】

発明者らは研究の結果、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板の耐亀裂伝播性を向上させるためには、板厚中央領域の介在物の量を低減させること、および結晶粒を微細化することが極めて有効であることを見いだした。板厚中央領域の介在物量を低減させるには、鋼の化学組成を厳密にコントロールしたうえで、造塊法ではなく連続鋳造法を適用して鋼板を製造することが有効である。結晶粒の微細化は、仕上焼鈍温度を調整することによって実現できる。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

【0011】

すなわち上記目的は、質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.０５０％、Ｓｉ：１.３０〜１.９０％、Ｍｎ：０.４５％以下、Ｎｉ：６.０〜８.０％、Ｃｒ：１２.０〜１５.０％、Ｃｕ：０.４０〜１.２０％、Ｍｏ：０.５０〜１.００％、Ｔｉ：０.２０〜０.４５％、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.０１０％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｏ：０.０１０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、板面（圧延面）を研磨した観察面において、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の平均結晶粒径が円相当径で１５.０μｍ以下であり、板厚をｔ（ｍｍ）とし、板厚中心位置±（１／４）ｔの板厚方向領域を「板厚中央領域」と呼ぶとき、圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）の板厚中央領域において、長径１.０μｍ以上の介在物存在密度が５００個／ｍｍ²以下であるスチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板によって達成される。

【0012】

ある結晶粒の円相当径は、観察画像平面上で測定される当該結晶粒の面積と等しい面積を持つ円の直径である。上記平均結晶粒径は、以下のようにして求めることができる。

【0013】

〔平均結晶粒径の求め方〕
ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の結晶方位マッピング画像を求め、その画像上において、観察視野から一部がはみ出している結晶粒を除いた全ての結晶粒を測定対象として、各結晶粒の円相当径（μｍ）を測定し、それらの総和を測定対象結晶粒の総数で除した値を平均結晶粒径とする。ただし、観察総面積は、無作為に選択した重複しない複数の観察視野により合計２５０００μｍ²以上とする。

【0014】

「板厚中央領域」を表す板厚中心位置±（１／４）ｔとは、板厚中心位置から板厚方向両方向にそれぞれ板厚ｔの１／４の距離を進んだ位置に囲まれた板厚方向領域を指す。例えば板厚ｔが１.０ｍｍの鋼板の場合、（１／４）ｔ＝０.２５ｍｍであるから、「板厚中央領域」の板厚方向範囲は０.２５×２＝０.５ｍｍである。片側の板面からそれぞれ０.２５ｍｍ深さまでの領域を除いた領域が、この場合の「板厚中央領域」となる。

【0015】

「介在物」は、晶出物、析出物などの第二相粒子や、溶製時に混入する異物など、マトリックス（金属素地）中に存在する粒子状物質である。ある介在物の長径は、観察画像平面上でその介在物粒子を取り囲む最小円の直径として定まる。介在物存在密度は以下のようにして求めることができる。

【0016】

〔介在物存在密度の求め方〕
前記板厚中央領域を光学顕微鏡により観察し、観測される長径１.０μｍ以上の介在物の総個数を観察総面積（ｍｍ²）で除した値を介在物存在密度（個／ｍｍ²）とする。ただし、観察総面積は、板厚中央領域内に無作為に設定した重複しない複数の観察視野により合計１.０ｍｍ²以上とする。観察視野から一部がはみ出している介在物粒子は、観察視野内に現れている部分の長径が１.０μｍ以上であればカウント対象とする。

【0017】

上記鋼板の板厚ｔは例えば１.０〜８.０ｍｍである。また、板面（圧延面）の硬さは３５０〜５５０ＨＶに調整されていることが好ましい。

【0018】

上記スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法として、連続鋳造スラブに由来する熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板または冷延焼鈍鋼板に、冷間圧延Ａ、仕上焼鈍、調質圧延、時効処理を上記の順に施してスチールベルト用鋼板を得るに際し、冷間圧延Ａでの冷間圧延率を３５％以上とし、仕上焼鈍での焼鈍温度を９８０〜１１２０℃の範囲内で調整することにより、時効処理後に得られる平均結晶粒径を制御する製造方法が提供される。

【発明の効果】

【0019】

本発明によれば、スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板において、耐亀裂伝播性を安定して顕著に改善することが可能となった。この鋼板は、食品加工工程のオーブンなどで使用するステンレス鋼製ベルトコンベアの寿命延伸および信頼性向上に寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

【0020】

【図1】本発明に該当する時効処理後の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板の、Ｌ断面の板厚中央領域の光学顕微鏡写真。

【図2】亀裂伝播速度を調べるための疲労試験片の形状を模式的に示した図。

【図3】平均結晶粒径と亀裂伝播速度の関係を例示したグラフ。

【図4】板厚中央領域における長径１.０μｍ以上の介在物存在密度と亀裂伝播速度の関係を例示したグラフ。

【発明を実施するための形態】

【0021】

〔化学組成〕
本発明では、以下に示す成分元素を含有するステンレス鋼を対象とする。鋼の化学組成に関する「％」は、特に断らない限り質量％を意味する。

【0022】

Ｃは、オーステナイト形成元素であり、高温でのδフェライトの生成抑制に有効である。そのため、０.０３０％以上のＣ含有量を確保する。一方、Ｃ含有量が多くなるとマルテンサイト相の強度が増大し、圧延等の負荷が大きくなる。また、析出硬化に寄与するＴｉがＴｉＣの形成によって消費されやすくなり、時効処理における析出硬化能が低下する。Ｃ含有量は０.０５０％以下に制限される。

【0023】

Ｓｉは、時効処理によってＳｉ−Ｔｉ−Ｎｉ系金属間化合物（Ｇ相）を生成させ、析出硬化において重要な役割を果たす。溶接性の向上にも有効である。これらの作用を十分に発揮させるために、Ｓｉ含有量は１.３０％以上とする。ただし、ＳｉはＳｉＯ₂系の介在物を形成し、耐亀裂伝播性を低下させる要因となる。またＳｉフェライト生成元素であるため、多量に含有させるとδフェライト相が生成しやすくなり、特に溶接部での強度低下を招く要因となりやすい。種々検討の結果、ここではＳｉ含有量を１.９０％以下に厳しく制限する。

【0024】

Ｍｎは、ＭｎＯやＭｎＳとして介在物を形成し、耐亀裂伝播性を低下させる。また、過大なＭｎ含有は溶接作業性を低下させる要因となる。種々検討の結果、ここではＭｎ含有量は０.４５％以下に厳しく制限する。ただし、Ｍｎはステンレス鋼の原料から混入しやすい元素であり、過剰にＭｎ含有量を低減することはコスト的に不利となる。通常、０.０５％以上のＭｎ含有量範囲とすればよい。

【0025】

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、溶体化処理（後述の仕上焼鈍に相当する。）や溶接の際に、マルテンサイトの母相であるオーステナイト相を得るために必須の元素である。またＮｉは前記Ｇ相の構成元素であり、析出硬化の面でも重要である。さらにマルテンサイト相の靭性を高める作用も有する。これらの作用を十分に発揮させるために、ここでは６.０％以上のＮｉ含有量を確保する。ただし、Ｎｉ含有量が多くなるとオーステナイト相の安定度が高くなり、仕上焼鈍の冷却過程で完全にマルテンサイト相へと変態しきれなかったオーステナイト相が鋼板中に残留するようになる。この残留オーステナイト相の存在は強度低下を招く要因となる。検討の結果、ここではＮｉ含有量を８.０％以下に厳しく制限する。７.５％以下に管理してもよい。

【0026】

Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を付与するために必要である。ここではＣｒ含有量が１２.０％以上の鋼を対象とする。Ｃｒ含有量が多くなるとδフェライト相や残留オーステナイト相が存在しやすくなり、強度低下を招く要因となる。Ｃｒ含有量は１５.０％以下に制限される。

【0027】

Ｃｕは、εＣｕ相を析出することで、析出硬化に寄与する。また固溶Ｃｕは耐食性を高める作用がある。これらの作用は０.４０％以上のＣｕ含有量を確保することによって顕著に発揮される。０.５０％を超えるＣｕ含有量とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量が多くなると熱間加工性が低下し、表面にひび割れを発生させる要因となる。検討の結果、Ｃｕ含有量は１.２０％以下に制限され、１.００％未満とすることがより好ましい。
に管理してもよい。

【0028】

Ｍｏは、耐食性および靭性を向上させる元素である。その作用を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０.５０％以上とする。ただし、本発明のようなＣｒ含有量が１２.０〜１５.０％のステンレス鋼においては、Ｍｏをあまり多量に添加してもコストに見合う耐食性向上効果は期待できない。Ｍｏは１.００％以下の範囲で含有させる。

【0029】

Ｔｉは、前記Ｇ相の構成元素である。その析出硬化を十分に発揮させるためには０.２０％以上のＴｉ含有量を確保する必要があり、０.３０％以上とすることがより好ましい。ただし、ＴｉはＴｉＯ₂系やＴｉＮ系の介在物を形成し、耐亀裂伝播性を低下させる要因となる。また、過剰にＴｉを含有させると強度が高くなりすぎて靱性低下を招く場合がある。種々検討の結果、Ｔｉ含有量は０.４５％以下に厳しく制限される。

【0030】

Ａｌは、脱酸剤として有効である。また、析出硬化にも寄与する。Ａｌ含有量は０.００５％以上とすることがより効果的である。しかし、発明者らの検討によれば、本発明で対象とするステンレス鋼種において、Ａｌ含有量が０.０７％を超えると、良好な靱性を安定して確保することが難しくなることがわかった。そのため、Ａｌ含有量は０.０７％以下に厳しく制限される。０.０６％以下であることがより好ましい。ここでいうＡｌ含有量は、鋼板中に含まれるトータルＡｌ含有量である。

【0031】

Ｎは、析出硬化に必要なＴｉをＴｉＮの形で消費させ、時効硬化能を低下させる元素である。また、ＴｉＮは耐亀裂伝播性を低下させる介在物でもある。種々検討の結果、Ｎ含有量は０.０１０％以下に厳しく制限する必要がある。ただし、Ｎはステンレス鋼の原料から混入しやすい元素であり、過剰にＮ含有量を低減することはコスト的に不利となる。通常、０.００１％以上のＮ含有量範囲とすればよい。

【0032】

Ｓは、ＭｎＳ系介在物を形成し、耐亀裂伝播性を低下させる要因となる。Ｓ含有量は０.００５％以下に制限される。ただし、過度の脱硫は製鋼負荷を増大させコストアップを招く。通常、０.０００５％以上のＳ含有量範囲とすればよい。

【0033】

Ｏは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｉなどと酸化物を形成し、耐亀裂伝播性を低下させる。種々検討の結果、Ｏ含有量は０.０１０％以下に厳しく制限される。過度の脱酸はコスト増を招く。通常、０.０００５％以上のＯ含有量範囲とすればよい。ここでいうＯ含有量は、鋼板中に含まれるトータルＯ含有量である。Ｏ含有量の分析は、鋼板から採取したサンプルについて、インパルス加熱融解法により行うことができる。

【0034】

〔平均結晶粒径〕
時効処理によって高強度化された析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板では、平均結晶粒径を小さくすることが耐亀裂伝播性の向上に極めて有効であることがわかった。具体的には、板面における上述の平均結晶粒径が１５μｍ以下であるときに、良好な耐亀裂伝播性を維持することができる。それより平均結晶粒径が大きくなると、耐亀裂伝播性は急激に悪化する。ただし、平均結晶粒径が小さくても、後述の介在物存在密度が所定範囲に低減されていなければ、耐亀裂伝播性を安定して向上させることはできない。平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、通常、３μｍ以上の範囲で調整すればよい。なお、特許文献３では、平均結晶粒径を２５μｍ以下にすれば靱性の低下が防止できることを教示している。しかし、耐亀裂伝播性に関しては、その程度の結晶粒微細化では安定した向上が望めない。

【0035】

時効処理後の最終的な平均結晶粒径は、主として、冷間圧延Ａでの冷間圧延率と、溶体化処理を兼ねた仕上焼鈍での加熱温度によってコントロールすることができる。

【0036】

〔介在物の存在密度〕
従来一般に、鋼材の疲労強度を高めるためには表層部に存在する粗大な介在物の量を低減することが有効であると考えられている。これは、鋼材の表面付近にある介在物が疲労亀裂の起点となりやすいからである。しかしながら発明者らの調査によれば、亀裂が生じた後の亀裂伝播速度に関しては、鋼材表層部の粗大介在物を少なくするだけではコントロールできない。

【0037】

発明者らは詳細な検討の結果、特に本発明で対象としているような析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼種において、板状部材の耐亀裂伝播性を向上させるためには、板厚内部の介在物量を低減することが極めて有効であることを見いだした。そして、特にＬ断面の板厚中央領域に観察される介在物のうち、ある程度サイズの大きいものが亀裂伝播速度に大きな影響を及ぼすことがわかった。

【0038】

具体的には、板厚をｔとするとき、板厚中心位置±（１／４）ｔの範囲として定義される「板厚中央領域」において、圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）に観察される長径１.０μｍ以上の介在物存在密度が５００個／ｍｍ²以下に低減されている場合に、その板材の亀裂伝播速度を低く維持できることがわかった。この板厚中央領域の介在物存在密度の規制と、上述の平均結晶粒径の規制によって、ベルトコンベアとして使用される部材の耐亀裂伝播性が顕著に向上する。

【0039】

図１に、本発明に該当する時効処理後の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板について、Ｌ断面の板厚中央領域の光学顕微鏡写真を例示する。写真の長辺に平行な方向が圧延方向に相当する。ＳＥＭ−ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分析装置）で分析したところ、図１中には符号Ａで示すＴｉＮ系の介在物や、符号Ｂで示すＣｒ炭化物系の介在物が分散している。この写真の鋼板の板厚中央領域における長径１.０μｍ以上の介在物存在密度は４００個／ｍｍ²である。

【0040】

板厚中央領域の介在物存在量を低減するためには、各成分元素の含有量を上述の範囲に調整した溶湯を、連続鋳造法により凝固させて、鋳造スラブとすることが極めて有効である。バッチ式鋳造法（いわゆる造塊法）では、板厚中央領域の介在物存在量をコントロールすること難しい。成分元素の調整においては、特にＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの各含有量を厳しく管理することが重要である。これらの元素の含有量が上述の規定範囲を外れると、板厚中央領域の介在物存在量を安定して所定範囲に低減することが困難となる。

【0041】

〔製造方法〕
上記の耐亀裂伝播性に優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板は、例えば以下の工程により製造することができる。
溶解・鋳造→熱間圧延→（熱延板焼鈍）→（冷間圧延→中間焼鈍）→冷間圧延Ａ→仕上焼鈍→調質圧延→時効処理
上記各工程に加えて、酸洗やテンションレベラーによる形状矯正の工程が適宜施される。以下、主な工程について説明する。

【0042】

〔溶解・鋳造〕
一般的な析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の溶製方法に従って、原料を溶解し、ステンレス鋼の溶鋼を得る。その際、特にＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を上記所定範囲に厳しく管理することが肝要である。これらの元素の含有量が不適切であると、板厚中央領域の介在物存在量を所定範囲にコントロールすることができず、耐亀裂伝播性の改善が困難となる。鋳造は連続鋳造法によって行うことが好ましい。連続鋳造法では、鋳造スラブ中心部の粗大介在物の減少に効果的な、モールド内の溶湯流動状態を得ることができる。その結果、板厚中央領域の介在物が少ない製品鋼板が得られる。

【0043】

〔熱間圧延〕
常法に従って熱延鋼板を製造すればよい。例えば、鋳造スラブを１１００〜１２４０で１００〜２４０分加熱したのち熱間圧延を施し、最終圧延パス温度を９５０〜１０５０℃、巻取温度を７５０〜８５０℃として、板厚３〜９ｍｍの熱延鋼板を得る。熱間圧延後には必要に応じて熱延板焼鈍を施すことができる。

【0044】

〔冷間圧延Ａ〕
本明細書では、仕上焼鈍の前に行う最終の冷間圧延工程を「冷間圧延Ａ」と呼んでいる。この工程では圧延率３５％以上の冷間圧延を行う。圧延率は下記（１）式によって表される。
圧延率（％）＝（ｈ₀−ｈ₁）／ｈ₀×１００ …（１）
ここで、ｈ₀は圧延前の板厚（ｍｍ）、ｈ₁は圧延後の板厚（ｍｍ）である。
この工程での冷間圧延率が低すぎると、次工程の仕上焼鈍で微細なオーステナイト再結晶粒が均一に生成しない。その場合、平均結晶粒径の大きいマルテンサイト組織が得られ、耐亀裂伝播性の改善が不十分となる。冷間圧延率の上限については特に規定しないが、通常、７０％以下の範囲で設定すればよい。なお、仕上焼鈍前には中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延を行ってもよい。その場合、最後の中間焼鈍後に行う冷間圧延を、当該冷間圧延Ａとする。

【0045】

〔仕上焼鈍〕
この焼鈍は、時効処理前に行う最後の焼鈍であり、本明細書では「仕上焼鈍」と呼んでいる。オーステナイト温度域に加熱することにより、再結晶オーステナイト組織となり、その後、冷却することによりオーステナイト相は全部マルテンサイト相に変態し、マルテンサイト組織が得られる。オーステナイト温度域での加熱保持は、溶体化処理も兼ねている。

【0046】

この仕上焼鈍によって最終的な平均結晶粒径がほぼ決定づけられる。仕上焼鈍の温度は９８０〜１１２０℃の範囲で設定する。１１２０℃を超えるとオーステナイト再結晶粒が粗大化しやすい。９８０℃未満だとオーステナイト単相域に届かない場合がある。また、溶体化が不十分となりやすい。化学組成および冷間圧延Ａでの冷間圧延率に応じて、最終的な平均結晶粒径が１５μｍ以下の目標範囲となるように焼鈍温度を９８０〜１１２０℃の範囲で設定する。その最適な焼鈍温度は、予め化学組成、冷間圧延Ａの冷間圧延率などを振った予備実験を行うことにより把握しておくことができる。焼鈍時間（材料温度が目標温度に保持される均熱時間）は０〜１０分の範囲で設定することができる。焼鈍後、常温付近まで冷却する過程で、オーステナイト相はマルテンサイト相に変態する。通常の連続焼鈍酸洗ラインで実施されている冷却速度で冷却すれば十分である。

【0047】

〔調質圧延〕
時効処理の前には適度なひずみを付与するために調質圧延を施す。調質圧延率は１.０〜２５.０％とすることが好ましく、１０.０〜２０.０％とすることがより好ましい。最終的な板厚ｔは、例えば１.０〜８.０ｍｍとすることができる。

【0048】

〔時効処理〕
時効処理は、当該鋼種において従来から採用されている条件範囲で行うことができる。すなわち４００〜６００℃の範囲に設定した時効処理温度にて１〜６０分保持すればよい。これによりＧ相やεＣｕ等の微細析出が生じ、強度レベルが上昇する。時効処理の温度および時間によって、最終的な製品硬さをコントロールすることができる。ベルトコンベア用の鋼板としては、仕様に応じて、板面（圧延面）の硬さを例えば３５０〜５５０ＨＶの範囲内でコントロールすればよい。

【実施例】

【0049】

表１に示す化学組成を有する鋼を大量生産現場にて溶製し、厚さ２００ｍｍの連続鋳造スラブを得た。連続鋳造スラブを１１００〜１２４０℃で１００〜２４０分加熱したのち抽出して熱間圧延を施し、板厚３.０ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、板厚１.７８ｍｍの冷延鋼板を得た。この冷間圧延は上述「冷間圧延Ａ」に相当する。その冷間圧延率は４０.７％となる。各冷延鋼板を連続焼鈍酸洗ラインに通板することにより、表２に示す温度で均熱３分の仕上焼鈍を施した。得られた鋼板の金属組織観察を行ったところ、いずれもマトリックスがマルテンサイト相ほぼ１００％の組織状態であった。仕上焼鈍後に約１５.７％の調質圧延を施し、その後、４００〜６００℃の所定温度に１時間保持する時効処理を施し、板厚１.５０ｍｍの時効処理鋼板を得た。時効処理温度は、各例において板面の硬さが４８０〜４９０ＨＶに揃うように調整した。

【0050】

【表1】

【0051】

上記のようにして得られた時効処理後の鋼板を供試鋼板として、以下の調査を行った。

【0052】

〔平均結晶粒径〕
供試鋼板の板面（圧延面）を番手１２０〜１０００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ１２０〜１０００）の耐水研磨紙で研磨し、さらにコロイダルシリカによって鏡面研磨した観察面について、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡、日本電子製；ＪＥＯＬ ＪＳＭ−７０００Ｆ）を用いてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により結晶方位差１５°以上の境界を結晶粒界とみなした場合の結晶方位マッピング画像を求めた。１つの結晶方位マッピング画像に対応する観察視野の面積は５０μｍ×５０μｍ＝２５００μｍ²であり、無作為に選択した重複しない１０視野の結晶方位マッピング画像に基づき、上掲の「平均結晶粒径の求め方」に従って平均結晶粒径を算出した。ＥＢＳＤ測定はステップサイズ０.２μｍで行った。個々の結晶粒の円相当径は、結晶方位マッピング画像を画像処理ソフトウエアで処理することにより算出した。

【0053】

〔板厚中央領域の介在物存在密度〕
供試鋼板の圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）内の前記「板厚中央領域」について、ＯＬＹＭＰＵＳ製；倒立型顕微鏡ＧＸ７１により観察し、前掲の「介在物存在密度の求め方」に従って長径１.０μｍ以上の介在物の存在密度（個／ｍｍ²）を求めた。観察総面積は１.０ｍｍ²とした。

【0054】

〔亀裂伝播速度〕
供試鋼板から図２（ａ）に示す寸法形状の疲労試験片を作製した。試験片の長手方向が圧延方向に一致する。試験片長手方向中央の最狭部両サイドに、開き角度６０°、深さ１.０ｍｍのＶノッチを設け、そのノッチ先端に長さ０.５ｍｍ、先端Ｒ＝０.１７ｍｍ切り込み（スリット）を形成した。図２中、Ｖノッチの形状は誇張して表示してある。図２（ｂ）に示すように、各切り込みの先端より少し幅方向中央寄りの試験片表面にそれぞれ間隔５.０ｍｍの平行な２本のけがき線Ａ、Ｂを描いた。けがき線は試験片長手方向に平行な直線である。この試験片を用いて、表面応力５００Ｎ／ｍｍ²、試験速度１５００ｒｐｍの両振り曲げ疲労試験を行った。疲労試験中に切り込み先端から発生した亀裂が、けがき線ＡＢ間の間隔５.０ｍｍの区間を進展する時間を計測することにより亀裂伝播速度（ｍｍ／ｍｉｎ）を求めた。各供試鋼板につき試験数はｎ＝３とした。３本の試験片に合計６箇所あるけがき線ＡＢ間のうち、最も亀裂の進展が速かった箇所の計測値を採用して、当該供試鋼板の亀裂伝播速度の成績値とした。ベルトコンベア用途を考慮したとき、この試験による亀裂伝播速度が０.２０ｍｍ／ｍｉｎ以下であれば、従来材と比べ、疲労破断に対する信頼性が顕著に向上していると評価できる。
以上の結果を表２に示す。

【0055】

【表2】

【0056】

本発明例のものはいずれも、平均結晶粒径１５.０μｍ以下、かつ板厚中央領域の介在物存在密度５００個／ｍｍ²以下である組織状態に調整されており、耐亀裂伝播性に優れるものであった。

【0057】

これに対し、比較例であるＮｏ.６〜８は平均結晶粒径が大きいので、耐亀裂伝播性に劣った。Ｎｏ.９、１０、１１、１２、１３および１４は、それぞれＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、ＮおよびＯの含有量が本発明規定範囲を超えているので、板厚中央領域の介在物存在密度が多くなった。その結果、耐亀裂伝播性に劣った。

【0058】

図３に、鋼Ａ１について平均結晶粒径と亀裂伝播速度の関係を例示する。図中の番号は表２のＮｏ.に相当する（後述図４において同様。）。これらは介在物の存在密度を適正化したものであるが、平均結晶粒径が１５μｍを超えると、亀裂伝播速度が急に上昇する傾向を呈することがわかる。

【0059】

図４に、平均結晶粒径を８.７〜１１.２μｍの範囲に揃えたものについて、板厚中央領域における長径１.０μｍ以上の介在物存在密度と亀裂伝播速度の関係を例示する。この介在物存在密度が５００個／ｍｍ²を超えると、亀裂伝播速度は急激に上昇することがわかる。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】