JP2003286542A - 亀裂伝播抵抗に優れたスチールベルト用鋼板およびその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 スチールベルト用鋼板の亀裂伝播抵抗を改善
する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：0.30〜0.60％，Ｓi：1.0
％以下，Ｍn：0.10〜1.0％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.0
10％以下，Ｃr：0（無添加）〜1.0％好ましくは0.1〜1.
0％，Ｖ：0（無添加）〜0.5％，Ｔi：0（無添加）〜0.1
％，Ｎb：0（無添加）〜0.1％，Ｂ：0（無添加）〜0.01
％で、残部がＦeおよび不可避的不純物である鋼からな
るスチールベルト用鋼板。この鋼板は、仕上熱延温度：
800〜900℃，仕上熱延後、巻取まで平均冷却速度：20℃
/sec以上，巻取温度：450〜650℃の条件で熱間圧延を行
った後、熱処理を行わずに冷間圧延を例えば圧延率：30
〜80％で施し、次いで200〜500℃で0.5〜30時間保持す
る時効処理を施し、さらに必要に応じて圧延率10％以下
の調質圧延を施す方法で製造できる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、炭素鋼を素材とし
たスチールベルト用の鋼板であって、特に亀裂伝播抵抗
を改善したスチールベルト用鋼板およびその製造法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】スチールベルトには、ステンレス鋼を素
材とした「ステンレススチールベルト」と炭素鋼を素材
とした「カーボンスチールベルト」がある。本発明は後
者のカーボンスチールベルトを対象とするものである。
カーボンスチールベルトの代表的な用途としては、クッ
キーなどを焼成するオーブンのベルトコンベアが挙げら
れる。以下、本明細書においてスチールベルトとは「カ
ーボンスチールベルト」を意味する。

【０００３】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、コンベアの用途に応じて適度な張力
を負荷して使用されるので、負荷される張力下で変形し
ないだけの強度が必要である。また、使用中に「扱い
疵」がつかない程度の表面硬さが要求される。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。その際、強度が高すぎると延
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。 (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必要である。 (c)溶接性 鋼板をエンドレスの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。したがって、良好な溶接性を有することが
必要である。

【０００４】このような特性を獲得する手法について、
従来、種々の研究がなされ、例えば、中炭素鋼に焼入れ
・焼戻し処理と調質圧延を付与する方法や、特開昭47−
38616号あるいは特開昭57−101615号に示されるよう
に、本来鋼線の分野で利用されていたパテンティング，
ブルーイングといった処理を鋼板に適用する方法などが
開発されている。そして、今日においては、その大半が
以下のいずれかの方法により製造されている。 i) （約0.65％Ｃ鋼の熱延または冷延鋼板）→焼入れ・
焼戻し ii)（約0.65％Ｃ鋼の熱延または冷延鋼板）→パテンテ
ィング→冷延→ブルーイング

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】現在使用されているス
チールベルトは、上記(a)〜(c)の特性に関し、ほぼ実用
的に問題のないレベルの基本性能を有している。ところ
が昨今、耐久性（寿命）についての改善要求が高まって
いる。

【０００６】スチールベルトの耐久性を劣化させる要因
の一つに疲労破壊がある。疲労破壊は、ベルトの端面
（エッジ面）に存在する疵や使用中に生じた疵などを起
点として形成される微小亀裂が、繰返し応力によって周
囲に伝播することによって起こる。亀裂が伝播し易い性
質の材料、すなわち「亀裂伝播抵抗」の小さい材料は、
繰返し応力を受けることにより微小亀裂がいわゆる疲労
亀裂に進展し易い。疲労亀裂がある大きさまで成長する
と、繰返し応力下において突然、材料が破断する。これ
が疲労破壊である。したがって、スチールベルトの耐久
性・信頼性を向上させるには、亀裂伝播抵抗を高めるこ
とが重要である。

【０００７】亀裂伝播抵抗は、材料の金属組織に大きく
影響されると考えられる。しかし、スチールベルト用鋼
板においては、前述のように、パテンティングなどの熱
処理を利用した組織制御が実用化されてはいるものの、
亀裂伝播抵抗に着目してこれを改善する方法を開示した
ものは見当たらない。単に金属組織を微細化するだけで
は亀裂伝播抵抗を大幅にかつ安定して向上させることは
困難であり、このことがスチールベルトの耐久性向上技
術の進捗を阻んでいる一因になっていると考えられる。
そこで本発明は、亀裂伝播抵抗の安定的な向上に有効な
金属組織を明らかにし、スチールベルト用鋼板の亀裂伝
播抵抗を顕著に向上させることを第１の目的とする。

【０００８】また、現行のスチールベルト用鋼板は前記
のように手間のかかる熱処理を経て製造されている。特
にパテンティングは恒温変態処理であるから、製造コス
トの上昇を招いている。そこで本発明では、亀裂伝播抵
抗の高い鋼板をできるだけ簡易な工程で製造することを
第２の目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】スチールベルトに適した
「強度−延・靱性」のバランスを高レベルで発揮する金
属組織としては、実用的にはパーライト主体の組織が最
適であると考えられる。そこで発明者らは、パーライト
主体の組織を有する鋼板において、亀裂伝播抵抗の改善
に効果的な組織状態はどのようなものであるのか、種々
研究を重ねてきた。特に、パーライトを構成するフェラ
イト・ラメラとセメンタイト・ラメラについての微視的
な観察を加え、詳細な検討を行った。その結果、以下の
知見を得るに至った。

【００１０】．初析フェライト＋パーライトの組織を
有する鋼板を加工した場合、加工硬化した初析フェライ
ト相と加工硬化したパーライト組織とでは、パーライト
組織の方が亀裂伝播抵抗が大きい。耐久性の高いスチー
ルベルトを得るには鋼板中にパーライト組織が50体積％
以上必要である。 ．冷延工程においてパーライト組織中にはミクロな割
れが導入され、これが、疲労亀裂の起点になりうる。そ
のミクロな割れはセメンタイト・ラメラに発生する。 ．パーライト組織中のセメンタイト・ラメラが薄いほ
ど冷延でのミクロな割れは生じにくい。特に、セメンタ
イト・ラメラとフェライト・ラメラの相対的な厚さの比
が重要であり、その比が１：９以下（すなわち、パーラ
イト組織中のセメンタイトの体積率が10％以下）である
とき、セメンタイト・ラメラは急に割れにくくなり、鋼
板の亀裂伝播抵抗は大幅に向上する。 ．スチールベルトとして使用される状態の鋼板におい
て、初析フェライト相の板厚方向の厚さが5μm以下のと
き、高い亀裂伝播抵抗が得られる。本発明は、これらの
知見に基づき完成したものである。

【００１１】すなわち、上記目的は、質量％で、Ｃ：0.
30〜0.60％，Ｓi：1.0％以下，Ｍn：0.10〜1.0％，Ｐ：
0.020％以下，Ｓ：0.010％以下の炭素鋼からなる鋼板で
あって、金属組織中に占めるパーライト組織の体積率が
50％以上であり、そのパーライト組織中に占めるセメン
タイト・ラメラの体積率が10％以下であり、初析フェラ
イト相の板厚方向の厚さが5μm以下である亀裂伝播抵抗
に優れたスチールベルト用鋼板によって達成される。

【００１２】その鋼板において、化学組成が特に、質量
％で、Ｃ：0.30〜0.60％，Ｓi：1.0％以下，Ｍn：0.10
〜1.0％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｃr：0
（無添加）〜1.0％好ましくは0.1〜1.0％，Ｖ：0（無添
加）〜0.5％，Ｔi：0（無添加）〜0.1％，Ｎb：0（無添
加）〜0.1％，Ｂ：0（無添加）〜0.01％で、残部がＦe
および不可避的不純物である鋼からなるものを提供す
る。ここで、Ｃr，Ｖ，Ｔi，Ｎb，Ｂの下限を0％（無添
加）としたのは、これらの元素はＳi等とは異なり、通
常の製鋼プロセスにおいては添加しない限り含有量はゼ
ロ（測定限界以下）となるので、無添加の場合を含む点
を明確にするためである。

【００１３】また、上記鋼板において、圧延方向におけ
る室温での引張強さが1000MPa以上，全伸びが6％以上で
あり、下記〔A〕に定義する亀裂伝播抵抗が600MPa以上
であるものを提供する。 〔A〕図１に示す試験片の長手方向に、室温で引張速度
0.3mm/minの引張試験を行って、荷重−伸び曲線から最
大荷重を求め、その最大荷重を初期断面積（45mm×板
厚）で除した値（単位：MPa）を亀裂伝播抵抗とする。

【００１４】ここで、図１(a)は、試験片の全体形状を
示す平面図である。図１(b)は、(a)の中央部に示される
穴の部分の拡大図であり、穴と、その周囲に形成された
ノッチおよび疲労予亀裂の形状・寸法を示すものであ
る。試験片中央部の直径4.0mmの穴の板幅方向両側に
は、幅約2.5mmのノッチが形成され、さらにそのノッチ
の先端には長さ3.5±0.1mmの疲労予亀裂が形成されてい
る。疲労予亀裂は、穴の両側にノッチを形成した後、予
め、試験片の長手方向に繰返し応力を負荷する部分片振
り疲労試験を行うことによって形成することができる。

【００１５】また、本発明では、これらの鋼板の製造法
として、仕上熱延温度：800〜900℃，仕上熱延後、巻取
まで平均冷却速度：20℃/sec以上，巻取温度：450〜650
℃の条件で熱間圧延を行った後、熱処理を行わずに冷間
圧延（例えば冷間圧延率30〜80％）を施し、次いで200
〜500℃で0.5〜30時間保持する時効処理を施す方法を提
供する。さらに、必要に応じて時効処理後に圧延率10％
以下の調質圧延を施す方法を提供する。ここで、仕上熱
延温度とは、熱延最終パスのスタンドにおける出側での
鋼板表面温度をいう。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明のスチールベルト用鋼板
は、成分元素と金属組織、さらに必要に応じて機械的性
質によって特徴付けられる。以下、本発明を特定するた
めの事項について説明する。

【００１７】〔成分元素〕Ｃは、パーライト主体の金属
組織を得るために重要な元素である。すなわち、Ｃ含有
量は、パーライトの生成量および形態に大きな影響を及
ぼす。Ｃ量が0.3質量％未満では、熱延鋼板中における
パーライト組織の体積率が減少し、スチールベルトに使
用される状態の鋼板において50体積％以上のパーライト
組織を確保することが困難になる。また、初析フェライ
トが増加することにより冷間圧延での加工硬化能が低下
するので、目標の強度レベルを得るには冷延率が過大と
なる恐れがある。さらに、初析フェライト相の加工歪が
過大となることに加え、延・靱性に有利なパーライト組
織が少ないため、延・靱性の大幅な低下を招く。このた
め、Ｃ含有量は0.3質量％以上を確保しなければならな
い。

【００１８】一方、Ｃ量が増加すると、パーライト組織
中のセメンタイト比率が高まる。特に、0.6質量％を超
えると、パーライト組織中のセメンタイト・ラメラの体
積率を10％以下にするのが困難になり、亀裂伝播抵抗の
安定的な向上が図れない。また、溶接部の硬さが上昇
し、靱性が低下する。以上のことから、本発明ではＣ含
有量を0.3〜0.6質量％の範囲に厳密にコントロールする
必要がある。

【００１９】Ｓiは、溶鋼の脱酸元素として有効であ
る。ただし、1.0質量％を超えると熱延板，冷延板がと
もに硬質となり、製造性が低下する。

【００２０】Ｍnは、パーライト組織中のラメラ間隔を
微細化する。Ｍn量が0.10質量％未満では層状のパーラ
イト組織が形成されず、粒状セメンタイトが分散した擬
似パーライト組織になりやすい。そうなると本来の優れ
た「強度−延・靱性」バランスが得られない。一方、1.
0質量％を超えると鋼板が硬質化するすることにより靱
性が劣化する。

【００２１】Ｐは、オーステナイト粒界に偏析して鋼板
の靱性を劣化させる。実質的に問題にならない範囲とし
て、本発明では0.02質量％までのＰ含有を許容する。Ｓ
は、鋼中でＭnＳを形成し亀裂の起点となりやすく、疲
労特性の低下を招く。実質的に問題にならない範囲とし
て、本発明では0.01質量％までのＳ含有を許容する。

【００２２】Ｃrは、パーライト組織中のラメラ間隔を
微細化するので、強度向上を狙う場合には添加が有利で
ある。また、パーライト変態特性（ＴＴＴ曲線における
ノーズの位置）を制御するために添加することができ
る。ラメラ間隔を微細化する効果を十分に得るには0.1
％質量以上のＣr添加が望ましい。ただし、1.0質量％を
超えるとセメンタイトが硬質化し、亀裂伝播抵抗が低下
する。

【００２３】Ｖ，Ｔi，Ｎbは、いずれも旧オーステナイ
ト粒径を微細化する効果を有し、亀裂伝播抵抗の向上に
寄与するので、これらを単独または複合で添加すること
ができる。ただし、あまり多量に添加してもその効果は
飽和するので、Ｖは0.5質量％以下、Ｔi，Ｎbは0.1質量
％以下とすることが望ましい。

【００２４】Ｂは、旧オーステナイト粒界を強化する効
果により、亀裂伝播抵抗の向上に寄与する。ただし、あ
まり多量に添加してもその効果は飽和するので、Ｂを添
加する場合は0.01質量％以下とすることが望ましい。な
お、上記効果を顕著に発揮させるためには0.001質量％
以上のＢ添加が好ましい。

【００２５】〔金属組織〕本発明では、スチールベルト
として使用される状態の鋼板において、金属組織中に占
めるパーライト組織の体積率が50％以上であることを要
件とする。パーライト以外の残部は実質的に初析フェラ
イト相からなる。パーライトを含む金属組織の熱延鋼板
を冷間圧延すると、パーライト組織のラメラが冷延方向
に配向しながら、ラメラ間隔が微細化する。そして、圧
延方向に揃った微細ラメラが形成されることによってパ
ーライト組織は加工硬化する。ラメラが圧延方向に揃っ
た微細なパーライト組織は、強度が高いにもかかわらず
靱性低下が小さい。また、さらに時効処理を行うと高強
度を保ったままで延・靱性が一層改善される。

【００２６】パーライト組織の量が少ない場合、スチー
ルベルトとして求められる強度レベル（引張強さ1000MP
a以上）を得るには、加工硬化能の小さい初析フェライ
ト相が多い分、冷延率を高めざるを得ない。加工硬化し
た初析フェライト相と加工硬化したパーライト組織を比
較すると、後者の方が亀裂伝播抵抗が大きいので、パー
ライトが少ないと、鋼板の亀裂伝播抵抗を向上させるう
えで非常に不利である。種々検討の結果、引張強さ1000
MPa以上の高強度を維持しながら、亀裂伝播抵抗を顕著
に向上させるには、鋼板の金属組織中に占めるパーライ
ト組織の体積率は少なくとも50％以上とすべきであるこ
とが判明した。

【００２７】次に、本発明では、パーライト組織中に占
めるセメンタイト・ラメラの体積率が10％以下であるこ
とを規定する。発明者らの微視的な観察によると、パー
ライト組織中のフェライト・ラメラの厚さに対するセメ
ンタイト・ラメラの相対的な厚さが大きくなると、冷間
圧延した際にセメンタイト・ラメラに割れが頻発するよ
うになることがわかった。また、その割れの生じ易さ
は、パーライト組織のラメラ間隔が大きいほど助長され
ることがわかった。セメンタイト・ラメラが割れた部分
はボイドとなり、初期亀裂として作用する。特に、外的
要因（外部からの疵など）から生じた微視亀裂の先端付
近に位置するセメンタイト・ラメラに初期亀裂が発生す
ると、亀裂伝播抵抗は大きく低下する。

【００２８】セメンタイト・ラメラを割れにくくするに
は、以下の手段が考えられる。 i) パーライト変態温度を低くしてラメラ間隔を小さく
する。 ii) 母相オーステナイト中の炭素濃度を低くしてパーラ
イト組織中のセメンタイト・ラメラの厚さを相対的に薄
くする。 このうち、i)の手段を試みたところ、パーライト組織の
硬さが上昇してしまい、効果的に亀裂伝播抵抗を高める
ことはできなかった。これは、パーライト組織の硬さは
主としてフェライト・ラメラの厚さに依存していること
によると考えられる。

【００２９】一方、ii)の手段は非常に効果的であっ
た。金属組織中に占めるパーライト組織の体積率が50％
以上である冷延後の鋼板について、セメンタイト・ラメ
ラの割れ発生状況を詳細に調査した結果、パーライト組
織中において、相隣り合うセメンタイト・ラメラとフェ
ライト・ラメラの相対的な厚さの比が１：９以下になる
と、セメンタイト・ラメラは急に割れにくくなることが
判明した。その結果、亀裂伝播抵抗は著しく向上する。
すなわち発明者らは、スチールベルトとして使用される
状態の鋼板（通常、冷延工程を経ている）において、パ
ーライト組織中のセメンタイト・ラメラの体積率が10％
以下であることが、高い亀裂伝播抵抗を呈するために重
要であることを見出した。

【００３０】パーライト組織中のセメンタイト・ラメラ
の体積率を10％以下にするには、基本的には鋼板のＣ含
有量を低減する必要がある。ただし、Ｃ含有量によって
セメンタイト・ラメラの体積率が一義的に決まるわけで
はない。すなわち、熱延組織が初析フェライト＋パーラ
イト組織になるとき、Ｃ含有量が低い鋼板では、初析フ
ェライト相が生成し易い。初析フェライト相が多くなれ
ば必然的にパーライト組織中のセメンタイト体積率は増
大することになる。

【００３１】種々検討の結果、この問題は、熱間圧延に
おいて、仕上熱延後の冷却速度を大きくすることで解消
できた。冷却速度を大きくするとパーライト変態に対す
る過冷度が大きくなり、初析フェライト相の生成が抑制
され、その結果、パーライト組織中のセメンタイト・ラ
メラの体積率を10％以下に低減できる。

【００３２】さらに、本発明では、スチールベルトに使
用される状態の鋼板において、初析フェライト相の板厚
方向の厚さが5μm以下であることを規定する。フェライ
ト相は延性に富んだ相であるが、強冷延後の「強度−延
・靱性」バランスはパーライト組織に比べ劣っている。
熱延組織中の初析フェライト相は冷延によって圧延方向
に展伸されるが、冷延後の初析フェライト相の板厚方向
厚さが5μmを超えていると、パーライト組織の延・靱性
を損ない、亀裂伝播抵抗は低下する。

【００３３】〔機械的性質〕本発明では、好ましい鋼板
の機械的性質として、圧延方向における室温での引張強
さが1000MPa以上，全伸びが6％以上であり、かつ、前記
〔A〕に定義した亀裂伝播抵抗が600MPa以上であること
を規定する。特に、この亀裂伝播抵抗が600MPa以上であ
るものは、スチールベルトの使用において優れた耐久性
・信頼性を有するものである。

【００３４】以上説明した金属組織を有するスチールベ
ルト用鋼板は、以下の方法で製造することができる。 〔熱間圧延〕熱間圧延では、パーライト変態の過冷度を
大きくするために、仕上熱延後の冷却速度を大きくする
ことが望ましい。具体的には、先に説明した成分組成を
有する鋼を用いた場合、仕上熱延温度を800〜900℃と
し、その後、巻取までの間の平均冷却速度が20℃/sec以
上となるように急冷し、450〜650℃で巻き取る方法が好
適に採用できる。

【００３５】〔冷間圧延〕本発明では、上述のように
「強度−延・靱性」バランスと耐久性を高レベルで実現
できる金属組織を明らかにした。製造工程についても種
々検討したところ、このような金属組織を呈する鋼板
は、従来のような恒温変態処理を行わず、熱延鋼板を直
接冷間圧延する方法により製造できることが確認でき
た。冷間圧延率は30〜80％にするのが好ましい。具体的
には、前記の熱延を行った熱延鋼板を酸洗した後、その
まま冷間圧延ラインにて冷延することができる。また、
酸洗ラインなどに付属のインライン・ミルを用いて冷延
する場合は、時効処理に供するまでのトータル冷間圧延
率が前記の範囲になるようにすればよい。いずれの場合
も、熱延と冷延の間で熱処理を施す必要はない。

【００３６】〔時効処理〕冷間圧延後には、200〜500℃
で0.5〜30時間保持する時効処理を施すことが望まし
い。

【００３７】〔調質圧延〕調質圧延は必要に応じて施す
ことができる。時効処理後、調質圧延を施す場合には、
10％以下の圧下率で行うことが望ましい。

【００３８】

【実施例】表１に示す成分組成の鋼を溶製し、以下の条
件で熱間圧延→冷間圧延→時効処理→調質圧延を行い、
板厚1.0mmの鋼板を製造した。熱間圧延は、仕上熱延温
度：800〜900℃，巻取温度：450〜650℃であり、仕上熱
延後、巻取までの平均冷却速度は、後述表２のNo.4，8
は約10℃/sec、No.5，7は約60℃/sec、それ以外は30℃/
sec以上とした。熱延鋼板の板厚は、次工程以下の冷
延，時効処理，調質圧延を経て最終的に引張強さ1000MP
a以上の強度が得られるように、2.0〜5.0mmの範囲で調
整した。冷間圧延は、熱延鋼板を酸洗したのち、板厚1.
0mmまで圧延した。時効処理は、400℃×20時間の条件で
行った。調質圧延は、最終板厚が1.0mmになるように行
った。

【００３９】

【表１】

【００４０】得られた板厚1.0mmの鋼板について、以下
の要領で金属組織観察および機械試験を行った。 〔パーライト組織の観察〕鋼板の圧延方向と板厚方向を
含む断面を電解研磨したのちエッチングしたサンプルを
用意した。光学顕微鏡を用いて撮影したサンプル表面の
画像をもとに画像処理装置にてパーライト組織の体積率
を求めた。また、原子間力顕微鏡を用いて、その観察方
向にほぼ平行なラメラを有する20個のパーライト・コロ
ニーについて、倍率20000倍の写真を撮影し、その写真
画像をもとに画像処理装置にてセメンタイト・ラメラの
体積率を求め、その平均値を「パーライト中のセメンタ
イト体積率」とした。

【００４１】〔初析フェライト相の観察〕上記と同様の
サンプルについて、走査電子顕微鏡を用いて、圧延方向
に伸びた10個の初析フェライト相の板厚方向の最大厚さ
を測定し、その平均値を「初析フェライト相の板厚方向
の厚さ」とした。

【００４２】〔硬さ試験〕鋼板の圧延方向と板厚方向を
含む断面におけるビッカース硬さを測定した。スチール
ベルトとして好適な310HV以上のものを良好と判定し
た。

【００４３】〔引張試験〕圧延方向に平行なJIS 5号引
張試験片を用い、室温にて引張速度10mm/minで引張試験
を行った。引張強さは1000MPa以上、全伸びは6％以上を
良好と判定した。

【００４４】〔亀裂伝播抵抗の測定試験〕図１に示す試
験片を用いて、前記〔A〕で定義した方法にて亀裂伝播
抵抗を求めた。その値が600MPa以上のものを良好と判定
した。これらの結果を表２に示す。

【００４５】

【表２】

【００４６】本発明で規定する成分組成および金属組織
を呈するNo.2，3，11〜15は、硬さ，引張強さ，全伸び
が高い値であるとともに、亀裂伝播抵抗は600MPa以上の
大きな値を示し、スチールベルトとして非常に優れた耐
久性を有することが確認できた。

【００４７】これに対し、No.1は、Ｃ含有量が少ないの
で、金属組織中の初析フェライト相の量が多く、引張強
さ1000MPaを得るための冷延率が過大（約80％）とな
り、全伸びが低い。No.4，8は、仕上熱延後の冷却速度
が10℃/secと小さかったため、初析フェライト相の体積
率が多めになり、パーライト組織中のセメンタイトの体
積率が10％を超えた。これにより、引張強さと伸びは良
好であったが亀裂伝播抵抗が劣化した。No.5，7は、熱
延組織がベイナイト主体の組織となったため、亀裂伝播
抵抗が低かった。No.9，10は、Ｃ含有量が多く、パーラ
イト組織中のセメンタイト体積率が高くなったため亀裂
伝播抵抗が劣化した。

【００４８】

【発明の効果】以上のように、本発明では、スチールベ
ルト用鋼板の亀裂伝播抵抗を顕著に、かつ安定して改善
する手段を提供した。この手段は、金属組織を特定の形
態に調整する点に特徴があり、その金属組織は、従来行
われていたパテンティング処理などの煩雑な熱処理を行
うことなく、熱間圧延→冷間圧延→時効処理という簡単
な工程で実現できることが確認された。したがって本発
明は、スチールベルト用鋼板の耐久性・信頼性を大幅に
向上させるとともに、製造コストについても従来より低
減することを可能にしたものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】(a)は亀裂伝播抵抗測定用試験片の形状を表す
平面図、(b)はその中央部の拡大図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 平松 昭史 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA02 EA06 EA07 EA11 EA15 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB06 EB09 FC03 FC04 FD03 FD04 FE01 FE02 FG00 FJ04 FM02

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ：0.30〜0.60％，Ｓi：1.0
   ％以下，Ｍn：0.10〜1.0％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.0
   10％以下の炭素鋼からなる鋼板であって、金属組織中に
   占めるパーライト組織の体積率が50％以上であり、その
   パーライト組織中に占めるセメンタイト・ラメラの体積
   率が10％以下であり、初析フェライト相の板厚方向の厚
   さが5μm以下である亀裂伝播抵抗に優れたスチールベル
   ト用鋼板。
2. 【請求項２】 質量％で、Ｃ：0.30〜0.60％，Ｓi：1.0
   ％以下，Ｍn：0.10〜1.0％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.0
   10％以下，Ｃr：0（無添加）〜1.0％，Ｖ：0（無添加）
   〜0.5％，Ｔi：0（無添加）〜0.1％，Ｎb：0（無添加）
   〜0.1％，Ｂ：0（無添加）〜0.01％で、残部がＦeおよ
   び不可避的不純物である鋼からなる鋼板であって、金属
   組織中に占めるパーライト組織の体積率が50％以上であ
   り、そのパーライト組織中に占めるセメンタイト・ラメ
   ラの体積率が10％以下であり、初析フェライト相の板厚
   方向の厚さが5μm以下である亀裂伝播抵抗に優れたスチ
   ールベルト用鋼板。
3. 【請求項３】 Ｃr含有量が0.1〜1.0質量％である請求
   項２に記載の鋼板。
4. 【請求項４】 圧延方向における室温での引張強さが10
   00MPa以上，全伸びが6％以上であり、下記〔A〕に定義
   する亀裂伝播抵抗が600MPa以上である請求項１〜３に記
   載の鋼板。 〔A〕図１に示す試験片の長手方向に、室温で引張速度
   0.3mm/minの引張試験を行って、荷重−伸び曲線から最
   大荷重を求め、その最大荷重を初期断面積（45mm×板
   厚）で除した値（単位：MPa）を亀裂伝播抵抗とする。
5. 【請求項５】 仕上熱延温度：800〜900℃，仕上熱延
   後、巻取までの平均冷却速度：20℃/sec以上，巻取温
   度：450〜650℃の条件で熱間圧延を行った後、熱処理を
   行わずに冷間圧延を施し、次いで200〜500℃で0.5〜30
   時間保持する時効処理を施す請求項１〜４に記載の鋼板
   の製造法。
6. 【請求項６】 冷間圧延率を30〜80％とする請求項５に
   記載の製造法。
7. 【請求項７】 時効処理後に圧延率10％以下の調質圧延
   を施す請求項５または６に記載の製造法。