JP4315049B2 - 強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板及びその製造方法 - Google Patents
強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Description
この発明は強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板及びその製造方法に関する。
従来金属ベルト、例えば自動車の無段変速機（ＣＶＴ）ベルトやスチールコンベヤベルト等の高強度，高疲労強度，高耐食性及び高耐磨耗性が要求される薄鋼帯板として高強度鋼として知られる18Niマルエージング鋼が多く使われて来た。
このマルエージング鋼は、焼入れ状態でほぼマルテンサイト単相であり、時効処理によって析出硬化させ硬度を高めて使用する。
このマルエージング鋼は、焼入れ状態でほぼマルテンサイト単相であり、時効処理によって析出硬化させ硬度を高めて使用する。
そしてこの18Niマルエージング鋼を高い耐摩耗性の要求される金属ベルト等として用いる場合には、更に窒化処理を施して表面の硬度を高め、これにより耐摩耗性や疲労特性を向上させて使用していた。
しかしながらこの18Niマルエージング鋼の場合、時効硬化でNi３Ti，Ni３Al等の金属間化合物を微細析出させて高張力を得るものであることからTi，Alの添加を必須としており、そのため疲労特性に対して有害であるTi系介在物やAl系介在物が生成し易く、それらが疲労特性の低下をもたらすといった固有の問題を内包している。
そのため、疲労特性が特に重視される用途に適用される場合には、原料の選定，高真空溶解や２次精錬を行うなどして鋼中の不純物を極力低減する必要がある。そのため製造コストが著しく高いものとなっていた。
更に材料的にも高価な元素であるCoが多量に添加されているため、鉄鋼材料の中では材料コストにおいても高いものとなっていた。
更に材料的にも高価な元素であるCoが多量に添加されているため、鉄鋼材料の中では材料コストにおいても高いものとなっていた。
その上、18Niマルエージング鋼はステンレス鋼に比べて耐食元素であるCrを含有していないことから耐食性が劣り、使用中に腐食が生じて、その腐食箇所を起点として早期に疲労破壊が起る可能性があるといった問題も内包している。
一方18Niマルエージング鋼以外の鋼種として準安定オーステナイト系ステンレス鋼を用いることも提案されている（下記特許文献１）。
この特許文献１に開示のものは、固溶化熱処理後に加工誘起マルテンサイトを生成せしめてその後に時効処理を施して成る、加工誘起マルテンサイトとオーステナイトの複合組織を呈するもので、18Niマルエージング鋼と同様、表層に窒化層を形成して用いるようにしている。
この特許文献１に開示のものは、固溶化熱処理後に加工誘起マルテンサイトを生成せしめてその後に時効処理を施して成る、加工誘起マルテンサイトとオーステナイトの複合組織を呈するもので、18Niマルエージング鋼と同様、表層に窒化層を形成して用いるようにしている。
しかしながらこの特許文献１に開示のものは、マルテンサイトの生成を促進させる目的でSiを多量（1.0重量％以上）に添加しており、このため鋼中にSiO２が生成し易い問題がある。生成したSiO２は疲労破壊の起点となるもので、このようなSiO２介在物が多ければ疲労寿命が短くなり、早期に疲労破壊を起す可能性が生ずる。
更にこの材料の場合、窒化処理をする際に窒化が十分に起らず、窒化特性が劣る問題がある。
更にこの材料の場合、窒化処理をする際に窒化が十分に起らず、窒化特性が劣る問題がある。
本発明はこのような事情を背景とし、18Niマルエージング鋼よりも一層高い疲労特性を有するとともに優れた機械的特性を有し、しかも耐食性が良好でコストも安価であり、窒化特性も良好な強度，疲労強度，耐食性及び耐摩耗性に優れた薄鋼帯板及びその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
而して請求項１は薄鋼帯板に関するもので、重量％でC ：0.05〜0.15％，Si：＜1.0％，Mn：0.2〜1.5％，Ni：4.0〜5.0％，Cr：15.0〜17.0％，Mo＋1/2W：2.5〜3.5％，Cu：≦0.5％，N ：0.05〜0.15％，O ：≦0.0100％，Al：≦0.01％，Ti：≦0.05％，P ：≦0.025％，S ：≦0.010％，残部Fe及び不可避的不純物から成る組成を有し、平均結晶粒径が粒度番号で８以上であり、非金属介在物量がJIS G 0555に準じて測定した清浄度ｄで0.05％以下であることを特徴とする。
請求項２のものは、請求項１において、重量％でZr：0.01〜0.50％を更に含有することを特徴とする。
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、重量％でB ：0.0010〜0.010％，Ca：0.0010〜0.010％，Mg：0.0010〜0.010％の１種若しくは２種以上を更に含有することを特徴とする。
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、引張り強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、表層に窒化処理が施されており、窒化層深さが２μｍ以上、表面硬さが８００Ｈｖ以上であることを特徴とする。
請求項６は製造方法に関するもので、請求項１〜３の何れかの組成を有する素材を熱間加工した後、１０００℃以上の温度で固溶化熱処理し、その後加工率３０％以上で冷間加工を施した上で３５０〜６００℃未満の温度で時効処理若しくは時効窒化処理を行うことを特徴とする。
本発明の鋼は特許文献１に開示のものと同様、準安定オーステナイト系ステンレス鋼に係るものであるが、本発明ではSiの含有量を1％未満と少なくしている点を特徴としている。
かかる本発明の鋼種にあっては、疲労破壊の起点となるSiO２の生成が抑えられ、疲労寿命を効果的に延長せしめることができる。
かかる本発明の鋼種にあっては、疲労破壊の起点となるSiO２の生成が抑えられ、疲労寿命を効果的に延長せしめることができる。
本発明はまた、窒化処理の際の窒化性向上元素であるが、酸化物を生成し易いTi，AlとOを低く規制する点を他の特徴としている。
Ti，AlはOと反応して酸化物の介在物を生成せしめ、それらを破壊起点として疲労寿命を低下させる要因となる。
そこで本発明ではこれらTi，AlをOとともに低く規制してTi，Alの酸化物が介在物として生成するのを抑制しており、これによって疲労寿命をより一層向上せしめることができる。
Ti，AlはOと反応して酸化物の介在物を生成せしめ、それらを破壊起点として疲労寿命を低下させる要因となる。
そこで本発明ではこれらTi，AlをOとともに低く規制してTi，Alの酸化物が介在物として生成するのを抑制しており、これによって疲労寿命をより一層向上せしめることができる。
本発明の鋼種から成る薄鋼帯板は、表層を窒化処理する際の窒化特性が良好である特長を有している。
Siを多く含有した鋼では、例えば時効処理の際にSiが雰囲気中の酸素と反応して表層に酸化皮膜を生成する。そして生成した酸化皮膜が窒化を起り難くしてしまう。即ち窒化性を劣化させてしまう。
Siを多く含有した鋼では、例えば時効処理の際にSiが雰囲気中の酸素と反応して表層に酸化皮膜を生成する。そして生成した酸化皮膜が窒化を起り難くしてしまう。即ち窒化性を劣化させてしまう。
しかるに本発明の薄鋼帯板ではSiが1％未満と低く抑えられているため、Siの酸化皮膜による窒化性の劣化を極少に抑え得、良好な窒化特性を確保することができる。
本発明の鋼種はCrを多量に含有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼であり、そのCrは酸素との親和力が強く、そのCrが先に酸化物を形成してしまうことによって窒化処理の際の窒化性が阻害される。
このためかかる準安定オーステナイト系ステンレス鋼の場合、上記のように良好な窒化が難しいといった問題を本来的に有しているものであるが、本発明ではSiを低く抑えることによって、またTi，Al，Oを低く規制することで高疲労寿命を得ながら、窒化特性の低さの問題を解決している。
このためかかる準安定オーステナイト系ステンレス鋼の場合、上記のように良好な窒化が難しいといった問題を本来的に有しているものであるが、本発明ではSiを低く抑えることによって、またTi，Al，Oを低く規制することで高疲労寿命を得ながら、窒化特性の低さの問題を解決している。
一方で本発明の鋼種の薄鋼帯板は、Crを多量に含有していることから18Niマルエージング鋼に比べて耐食性に優れている。
即ち本発明の鋼は優れた耐食性と良好な窒化性の両特性を実現するものであり、この点に本発明の１つの特徴が存在している。
即ち本発明の鋼は優れた耐食性と良好な窒化性の両特性を実現するものであり、この点に本発明の１つの特徴が存在している。
そして耐食性が良好であることから、使用中に腐食が生じてその腐食を起点として疲労破壊が起るといった問題を解決でき、SiO２介在物の生成を抑えていることと相俟って、無段変速機ベルトの金属帯リングとして欠くことのできない疲労特性を効果的に高めることができる。
本発明の鋼はまた、上記のように不純物成分としてのO，Ti，Alを低値に規制することによってそれらの非金属介在物の生成を抑制しているのに加えて、更にP，Sを所定の低値に規制している点を他の特徴としている。そしてこれらP，Sの規制によって良好な靭性を確保している。
本発明の鋼は、非金属介在物量がJIS G 0555に準じて測定した清浄度ｄで0.05％以下であり、また平均結晶粒径が粒度番号で８以上であり、結晶粒をこのような微細な結晶粒となすことで、冷間加工を施す際の限界圧縮率が増大し、強い冷間加工を加えることが可能となる。
尚、本発明では薄鋼帯板の厚みを０．５ｍｍ以下となしておくことができる。
尚、本発明では薄鋼帯板の厚みを０．５ｍｍ以下となしておくことができる。
本発明ではまた、上記成分の他に必要に応じてZr を上記所定量で添加することができ、更にB，Ca，Mg，の１種若しくは２種以上を上記所定量で添加することができる（請求項２，請求項３）。
本発明は、薄鋼帯板の強度として１５００ＭＰａ以上の強度を達成し得るものであり、強い引張り応力のかかるベルト，例えば無段変速機ベルト用等として好適なものである（請求項４）。
また窒化処理後における表面硬さ８００Ｈｖ以上且つ窒化層深さを２μｍ以上を実現することができる。
これにより薄鋼帯板をコンベヤベルト等のベルト用として用いた場合、優れた耐摩耗性を付与することができる（請求項５）。
また窒化処理後における表面硬さ８００Ｈｖ以上且つ窒化層深さを２μｍ以上を実現することができる。
これにより薄鋼帯板をコンベヤベルト等のベルト用として用いた場合、優れた耐摩耗性を付与することができる（請求項５）。
本発明の薄鋼帯板は、上記組成を有する素材を熱間加工した後、１０００℃以上の温度で固溶化熱処理し、その後加工率３０％以上で冷間加工を施した上で、３５０〜６００℃未満の温度で時効窒化処理を行うことで製造することができる（請求項６）。
ここで冷間加工は加工誘起マルテンサイト相を生成せしめる意味があり、またその後の時効処理は金属間化合物を微細析出させて高強度化する意味を有している。
ここで冷間加工は加工誘起マルテンサイト相を生成せしめる意味があり、またその後の時効処理は金属間化合物を微細析出させて高強度化する意味を有している。
次に本発明における各化学成分の限定理由を詳述する。
C：0.05〜0.15％
N：0.05〜0.15％
C，Nは強力な固溶強化元素であるとともに、冷間加工後の時効処理により微細な炭化物，窒化物，炭窒化物を析出させ高強度を得るために必須の元素であり、その効果は0.05％以上添加しないと十分得られない。
しかしこれらはオーステナイト安定化元素でもあるため、多量に添加すると後述のＭｄ３０の値（冷間加工による加工誘起マルテンサイト相の生成のし易さの指標）が下がり、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下することや、結晶粒界に粗大な炭化物，窒化物等を生成することにより鋼の疲労強度及び耐食性を低下させるため、C，Nの含有率の上限はそれぞれ0.15％とする。
C：0.05〜0.15％
N：0.05〜0.15％
C，Nは強力な固溶強化元素であるとともに、冷間加工後の時効処理により微細な炭化物，窒化物，炭窒化物を析出させ高強度を得るために必須の元素であり、その効果は0.05％以上添加しないと十分得られない。
しかしこれらはオーステナイト安定化元素でもあるため、多量に添加すると後述のＭｄ３０の値（冷間加工による加工誘起マルテンサイト相の生成のし易さの指標）が下がり、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下することや、結晶粒界に粗大な炭化物，窒化物等を生成することにより鋼の疲労強度及び耐食性を低下させるため、C，Nの含有率の上限はそれぞれ0.15％とする。
Si：＜1.0％
Siは鋼の溶製時における脱酸剤として添加される。余剰のSiは常温における鋼の強度を高めるが冷間加工性を低下させるとともに鋼中に生成したSi酸化物が破壊の起点となって疲労特性を低下させるので含有率を極力低減する必要がある。
またSiの多量添加は時効処理時に酸化皮膜生成し、窒化性を劣化させるため、その上限を1.0％未満とした。
好ましくは0.5％以下に制御する。そしてより一層の疲労強度を必要とする場合には更にSi量を低減することが望ましく、この場合には0.25％以下とすることが好ましい。
Siは鋼の溶製時における脱酸剤として添加される。余剰のSiは常温における鋼の強度を高めるが冷間加工性を低下させるとともに鋼中に生成したSi酸化物が破壊の起点となって疲労特性を低下させるので含有率を極力低減する必要がある。
またSiの多量添加は時効処理時に酸化皮膜生成し、窒化性を劣化させるため、その上限を1.0％未満とした。
好ましくは0.5％以下に制御する。そしてより一層の疲労強度を必要とする場合には更にSi量を低減することが望ましく、この場合には0.25％以下とすることが好ましい。
Mn：0.2〜1.5％
Mnはオーステナイト生成元素であり、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量を調整するのに必要な元素である。そのためその下限を0.2％とする。
しかし多量に含有するとＭｄ３０の値が下がり、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下することや、MnSの生成により疲労特性，耐食性及び延性，靭性が劣化するので、その上限を1.5％とする。
Mnはオーステナイト生成元素であり、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト量を調整するのに必要な元素である。そのためその下限を0.2％とする。
しかし多量に含有するとＭｄ３０の値が下がり、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに逆に強度が低下することや、MnSの生成により疲労特性，耐食性及び延性，靭性が劣化するので、その上限を1.5％とする。
P：≦0.025％
Pは粒界に偏析し粒界腐食感受性を高める外、靭性の低下を招くため極力低い方が望ましいが、その改善効果は0.025％以下でほぼ飽和し、逆に必要以上の低減はコストの上昇を招くため、その上限を0.025％とする。
Pは粒界に偏析し粒界腐食感受性を高める外、靭性の低下を招くため極力低い方が望ましいが、その改善効果は0.025％以下でほぼ飽和し、逆に必要以上の低減はコストの上昇を招くため、その上限を0.025％とする。
S：≦0.010％
Sは鋼の熱間加工性を劣化させる外、MnSを形成し疲労特性や耐食性を著しく低下させるため極力下げた方が望ましいが、0.010％以下にすれば十分な疲労特性，耐食性が得られるので、その上限を0.010％とした。
Sは鋼の熱間加工性を劣化させる外、MnSを形成し疲労特性や耐食性を著しく低下させるため極力下げた方が望ましいが、0.010％以下にすれば十分な疲労特性，耐食性が得られるので、その上限を0.010％とした。
Cu：≦0.5％
Cuはオーステナイト生成元素であり、多量に含有するとＭｄ３０の値が下がり、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに強度が低下させることや、熱間加工性を劣化させるので極力低減する必要がある。従ってCu含有率の上限を0.5％とする。
Cuはオーステナイト生成元素であり、多量に含有するとＭｄ３０の値が下がり、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工してもマルテンサイト変態せずに強度が低下させることや、熱間加工性を劣化させるので極力低減する必要がある。従ってCu含有率の上限を0.5％とする。
Ni：4.0〜5.0％
Niはオーステナイト生成元素であり、固溶化熱処理状態で鋼をオーステナイト相とするための主要な元素である。Niの含有率が4.0％以下では固溶化熱処理時にマルテンサイトが生成し、冷間加工性を劣化させる。
またNi含有率が5.0％以上であるとオーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工によりマルテンサイト変態しなくなるため、Ni含有率の範囲を4.0〜5.0％とする。
Niはオーステナイト生成元素であり、固溶化熱処理状態で鋼をオーステナイト相とするための主要な元素である。Niの含有率が4.0％以下では固溶化熱処理時にマルテンサイトが生成し、冷間加工性を劣化させる。
またNi含有率が5.0％以上であるとオーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間加工によりマルテンサイト変態しなくなるため、Ni含有率の範囲を4.0〜5.0％とする。
Cr：15.0〜17.0％
Crはフェライト生成元素であるとともに鋼の耐食性を向上する元素である。十分な耐食性を得るために15.0％以上の含有率が必要である。
Cr含有率が多いほど耐食性向上効果は大きいが、過大に含有すると鋼中にδ−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性が劣化するとともに強度が低下するので、その上限を17.0％とする。
Crはフェライト生成元素であるとともに鋼の耐食性を向上する元素である。十分な耐食性を得るために15.0％以上の含有率が必要である。
Cr含有率が多いほど耐食性向上効果は大きいが、過大に含有すると鋼中にδ−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性が劣化するとともに強度が低下するので、その上限を17.0％とする。
Mo＋1/2W：2.5〜3.5％
Moは鋼の耐食性の向上に寄与するとともに、鋼の冷間加工後の時効処理によりFe２Moを析出し鋼の強度上昇に寄与するので、Moの添加により一層鋼の硬度上昇が期待できる。
またWはピーク時効時の靭延性を改善するのに有効であり、Moと同時に添加すると硬度に加え靭延性を得ることができる。
しかしながらMo，Wともにフェライト生成元素であり、Mo＋1/2W含有率が3.5％を超えると、鋼中にδ−フェライトを多量に生成し鋼の熱間加工性を劣化するため、含有率の上限を3.5％と制限する。
しかしMo＋1/2W含有率が2.5％未満では十分な強度が得られないため、含有率の範囲を2.5〜3.5％とする。
Moは鋼の耐食性の向上に寄与するとともに、鋼の冷間加工後の時効処理によりFe２Moを析出し鋼の強度上昇に寄与するので、Moの添加により一層鋼の硬度上昇が期待できる。
またWはピーク時効時の靭延性を改善するのに有効であり、Moと同時に添加すると硬度に加え靭延性を得ることができる。
しかしながらMo，Wともにフェライト生成元素であり、Mo＋1/2W含有率が3.5％を超えると、鋼中にδ−フェライトを多量に生成し鋼の熱間加工性を劣化するため、含有率の上限を3.5％と制限する。
しかしMo＋1/2W含有率が2.5％未満では十分な強度が得られないため、含有率の範囲を2.5〜3.5％とする。
Ti：≦0.05％
Tiは冷間加工後の時効処理によりNi３Ti等を形成し強度の向上が期待でき、また窒化処理の際の窒化性を向上させる元素であるが、C，N，O等と結合し易く、C，Nを比較的多く添加した本合金の場合、Ti系非金属介在物を形成し、却って疲労強度などの疲労特性を低下させるため、高疲労強度の要求される用途に用いる場合極力低減することが望ましい。従ってその上限を0.05％とした。好ましくは0.01％以下とする。
Tiは冷間加工後の時効処理によりNi３Ti等を形成し強度の向上が期待でき、また窒化処理の際の窒化性を向上させる元素であるが、C，N，O等と結合し易く、C，Nを比較的多く添加した本合金の場合、Ti系非金属介在物を形成し、却って疲労強度などの疲労特性を低下させるため、高疲労強度の要求される用途に用いる場合極力低減することが望ましい。従ってその上限を0.05％とした。好ましくは0.01％以下とする。
Al：≦0.01％
Alは冷間加工後の時効処理によりNi３Al等を形成し強度の向上が期待でき、また窒化処理の際の窒化性を向上させる元素であるが、N，O等と結合し易く、Tiと同様に本合金の場合、Al系非金属介在物を形成し、却って疲労強度などの疲労特性を低下させるため、高疲労強度の要求される用途に用いる場合Tiと同様に極力低減することが望ましい。従ってその上限を0.01％とした。好ましくは0.005％以下とする。
Alは冷間加工後の時効処理によりNi３Al等を形成し強度の向上が期待でき、また窒化処理の際の窒化性を向上させる元素であるが、N，O等と結合し易く、Tiと同様に本合金の場合、Al系非金属介在物を形成し、却って疲労強度などの疲労特性を低下させるため、高疲労強度の要求される用途に用いる場合Tiと同様に極力低減することが望ましい。従ってその上限を0.01％とした。好ましくは0.005％以下とする。
O：≦0.0100％
OはSiO２，Al２O３等の酸化物を生成し疲労強度などの疲労特性を低下させるため、極力低い方が望ましい。
しかし極端な低下は製造コストの上昇を招くため、その上限を0.0100％以下に規制する。好ましくは0.0060％とすれば、より十分な疲労強度を得ることができる。
OはSiO２，Al２O３等の酸化物を生成し疲労強度などの疲労特性を低下させるため、極力低い方が望ましい。
しかし極端な低下は製造コストの上昇を招くため、その上限を0.0100％以下に規制する。好ましくは0.0060％とすれば、より十分な疲労強度を得ることができる。
Zr：0.01〜0.50％
Zrは鋼の熱処理（１０００℃以上）後の結晶粒を微細化する効果を持つ。鋼の結晶粒を微細化すれば鋼の限界圧縮率が増大するので、鋼に強い冷間加工を加えることができるようになる。その効果は含有率0.01％から現れ始めるが、含有率0.50％を超えてもその効果は飽和するため、含有率の範囲を0.01〜0.50％とする。
Zrは鋼の熱処理（１０００℃以上）後の結晶粒を微細化する効果を持つ。鋼の結晶粒を微細化すれば鋼の限界圧縮率が増大するので、鋼に強い冷間加工を加えることができるようになる。その効果は含有率0.01％から現れ始めるが、含有率0.50％を超えてもその効果は飽和するため、含有率の範囲を0.01〜0.50％とする。
B ：0.0010〜0.010％
Ca：0.0010〜0.010％
Mg：0.0010〜0.010％
B，Ca，Mgは鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから添加しても良い。その効果は含有率0.0010％で現れ始めるが、過剰な添加は低融点のほう化物を粒界に形成したり、酸化物を形成したりして鋼の清浄度を低め、熱間加工性や冷間加工性の低下及び疲労強度の低下を招くため、これら元素の含有率の範囲を0.0010〜0.010％とする。
Ca：0.0010〜0.010％
Mg：0.0010〜0.010％
B，Ca，Mgは鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから添加しても良い。その効果は含有率0.0010％で現れ始めるが、過剰な添加は低融点のほう化物を粒界に形成したり、酸化物を形成したりして鋼の清浄度を低め、熱間加工性や冷間加工性の低下及び疲労強度の低下を招くため、これら元素の含有率の範囲を0.0010〜0.010％とする。
次に本発明の実施形態を以下に詳しく説明する。
表１に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ溶解して鋳造及び鍛造し、更に厚み３ｍｍ（３Ｔ），幅１５０ｍｍ（１５０Ｗ）に熱間圧延した。
続いて厚み０．６４ｍｍ（０．６４Ｔ），幅１５０ｍｍ（１５０Ｗ）に冷間圧延を行った。
表１に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ溶解して鋳造及び鍛造し、更に厚み３ｍｍ（３Ｔ），幅１５０ｍｍ（１５０Ｗ）に熱間圧延した。
続いて厚み０．６４ｍｍ（０．６４Ｔ），幅１５０ｍｍ（１５０Ｗ）に冷間圧延を行った。
その後表２に示す各種条件で以下の処理を行った。
即ち表２に示す温度で固溶化熱処理を行った後、冷間加工を行い（＜０．５ｔ）、その後時効窒化処理を行った。
即ち表２に示す温度で固溶化熱処理を行った後、冷間加工を行い（＜０．５ｔ）、その後時効窒化処理を行った。
尚、表１中Ｍｄ３０[℃]は３０％の歪を与えたときに５０％のマルテンサイトを生じさせる温度で、下記式で表される。
Ｍｄ３０[℃]＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo
上記の処理を行ったものについて、以下に示す条件で各種試験のための試験片の作成と各種試験とを実施した。
（１）結晶粒度番号
JIS G 0551の、鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法に準じて結晶粒度測定を行った。
試験片は１０ｍｍＢ×１０ｍｍＬ形状とし、これを埋め込んで表面研磨し、エッチングしたものについて結晶粒度測定を行った。
Ｍｄ３０[℃]＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo
上記の処理を行ったものについて、以下に示す条件で各種試験のための試験片の作成と各種試験とを実施した。
（１）結晶粒度番号
JIS G 0551の、鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法に準じて結晶粒度測定を行った。
試験片は１０ｍｍＢ×１０ｍｍＬ形状とし、これを埋め込んで表面研磨し、エッチングしたものについて結晶粒度測定を行った。
（２）清浄度
JIS G 0555の、鋼中の非金属介在物の顕微鏡試験方法に準じて清浄度測定を行った。
試験片は１０ｍｍＢ×１０ｍｍＬ形状とし、これを埋め込んで鏡面研磨し、エッチングしたものを用いた。
JIS G 0555の、鋼中の非金属介在物の顕微鏡試験方法に準じて清浄度測定を行った。
試験片は１０ｍｍＢ×１０ｍｍＬ形状とし、これを埋め込んで鏡面研磨し、エッチングしたものを用いた。
（３）引張り試験
JIS Z 2241の、金属引張り試験方法に準じて引張り試験を行った。
試験片はJIS Z 22015号試験片とした。
JIS Z 2241の、金属引張り試験方法に準じて引張り試験を行った。
試験片はJIS Z 22015号試験片とした。
（４）硬さ
JIS Z 2244の、ビッカース硬さ試験方法に準じて試験を行った。
試験片は１０ｍｍＢ×１０ｍｍＬ形状とし、これを埋め込んで鏡面研磨したものについて硬さ測定を行った。
また硬さ測定は、JIS G 0563の鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法に従って表面硬さの測定を行い、更に横断面において表面から試料厚さの１／４の位置（Ｔ／４）の位置での硬さ測定を行った。
JIS Z 2244の、ビッカース硬さ試験方法に準じて試験を行った。
試験片は１０ｍｍＢ×１０ｍｍＬ形状とし、これを埋め込んで鏡面研磨したものについて硬さ測定を行った。
また硬さ測定は、JIS G 0563の鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法に従って表面硬さの測定を行い、更に横断面において表面から試料厚さの１／４の位置（Ｔ／４）の位置での硬さ測定を行った。
（５）窒化性
JIS G 0562の、鉄鋼の窒化層深さ測定方法に従って窒化層深さを測定した。
JIS G 0562の、鉄鋼の窒化層深さ測定方法に従って窒化層深さを測定した。
（６）表面硬さ
JIS G 0563の、鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法に従って表面硬さを測定した。
JIS G 0563の、鉄鋼の窒化層表面硬さ測定方法に従って表面硬さを測定した。
（７）疲労特性
JIS Z 2273の、金属材料の疲れ試験方法通則に従って疲労特性を調べた。
具体的には、図１に示しているように試験片１０に対して、最大応力１４５０Ｎ／ｍｍ２，最小応力５０Ｎ／ｍｍ２，加振速度５００ｒｐｍの条件の下で振動を加えて試験片１０を繰り返し曲げ変形させ、破断に到るまでの加振（変形）繰返し回数を測定した。
疲労特性の評価は、繰返し回数が１０７回以上を○とし、１０７回よりも少ない場合を×として行った。
尚、試験片の形状は０．１〜１０ｍｍＴ×１０ｍｍＷ×１００ｍｍＬである。
JIS Z 2273の、金属材料の疲れ試験方法通則に従って疲労特性を調べた。
具体的には、図１に示しているように試験片１０に対して、最大応力１４５０Ｎ／ｍｍ２，最小応力５０Ｎ／ｍｍ２，加振速度５００ｒｐｍの条件の下で振動を加えて試験片１０を繰り返し曲げ変形させ、破断に到るまでの加振（変形）繰返し回数を測定した。
疲労特性の評価は、繰返し回数が１０７回以上を○とし、１０７回よりも少ない場合を×として行った。
尚、試験片の形状は０．１〜１０ｍｍＴ×１０ｍｍＷ×１００ｍｍＬである。
（８）耐食性
湿潤試験（５０℃，９５％ＲＨ以上）にて１６８ｈｒ保持後に発錆の有無を調べた。
評価は発錆有りの場合を×，発錆が無い場合を○とした。
これらの結果が表３，表４，表５に示してある。
湿潤試験（５０℃，９５％ＲＨ以上）にて１６８ｈｒ保持後に発錆の有無を調べた。
評価は発錆有りの場合を×，発錆が無い場合を○とした。
これらの結果が表３，表４，表５に示してある。
表３は、表１に示す化学組成の鋼を表２の工程に従って処理したものについての各種特性を示したもので、この表３の結果に示しているように、比較例ＩはSiの含有量が2.33％と本発明の上限値である1.0％よりも過剰であることから、Si酸化物の生成により清浄度ｄが0.47と極めて高く、また窒化されにくいため窒化処理後における表面硬さも低く、更に疲労特性も悪いものとなっている。
また比較例Ｊは、Tiが0.18％と本発明の上限値よりも過大であることから清浄度ｄの値が高くなっており、疲労特性の悪いものとなっている。
比較例Ｋは、Alの含有量が0.015％で本発明の上限値である0.01％よりも過剰であり、その結果として清浄度ｄが目標値である0.05％よりも大で、表面硬さは８０５Ｈｖであるが疲労特性，耐食性が悪いものとなっている。
比較例Ｌは、Crが本発明の上限値である17.0％よりも多く、更にMo＋1/2Wも本発明の上限値を超えている。
その結果として、耐食性は良好であるものの、緻密な不動体被膜の存在により窒化処理時の窒化が進行しにくいため、窒化処理後の表面硬さが低く、また疲労特性も悪いものとなっている。
その結果として、耐食性は良好であるものの、緻密な不動体被膜の存在により窒化処理時の窒化が進行しにくいため、窒化処理後の表面硬さが低く、また疲労特性も悪いものとなっている。
比較例Ｍは、Nの含有量が0.18％と本発明の上限値である0.15％よりも過剰であり、清浄度ｄの値が高く、また窒化処理後の表面硬さが低いとともに疲労特性，耐食性も悪いものとなっている。
比較例Ｎは、不純物成分としてのP，Sが本発明の上限より過大である。
その結果として、結晶粒度番号が目標値よりも低いとともに清浄度ｄの値が高く、引張り試験における伸びの値も著しく低いものとなっている。
更に表面硬さも低く、疲労特性，耐食性も悪いものとなっている。
その結果として、結晶粒度番号が目標値よりも低いとともに清浄度ｄの値が高く、引張り試験における伸びの値も著しく低いものとなっている。
更に表面硬さも低く、疲労特性，耐食性も悪いものとなっている。
比較例Ｏは、Cの含有量が0.19％と本発明の上限値の0.15％よりも過大であり、結晶粒度番号が目標値である８よりも低い７．８であり、また清浄度ｄも高い値となっている。
また表面硬さが低く、疲労特性，耐食性も悪いものとなっている。
また表面硬さが低く、疲労特性，耐食性も悪いものとなっている。
比較例Ｐは、Crの含有量が本発明の下限値よりも低く、耐食性が劣っている。また疲労特性も不十分である。
一方Ｑは、従来用いられている18Niマルエージング鋼で、引張り試験における強度，伸びともに良好で、疲労特性もまた比較的良好であるものの耐食性が不十分である。
これに対して本発明例のＡ〜Ｈのものは、何れの特性も良好なものとなっている。
これに対して本発明例のＡ〜Ｈのものは、何れの特性も良好なものとなっている。
表４，表５は表１の鋼種Ｂ，Ｅについて表２の工程１〜７に従って処理したものの各種特性を示したもので、これらの表の結果から処理条件として工程１〜５に示すものが良好であることが理解できる。
図２は、表１における鋼種Ｂ，Ｉ，Ｑを表２の工程１に従って処理したものについて疲労特性を比較して示したものである。
尚、図中Ｂ１，Ｉ１，Ｑ１とあるのは、それぞれＢ，Ｉ，Ｑについて工程１に従って処理したことを表している。
尚、図中Ｂ１，Ｉ１，Ｑ１とあるのは、それぞれＢ，Ｉ，Ｑについて工程１に従って処理したことを表している。
この図２に示しているように、本発明例のものは比較例のＩに対してはもとより、Ｑのマルエージング鋼に対しても疲労特性の優れたものとなっている。
次に図３はSi添加量と窒化層深さ，表面硬さとの関係を図化して表したもので、これらの図に示しているようにSi添加量を1％未満とすることで、より望ましくは0.5％以下とすることで効果的に窒化層深さを深くし得、また表面硬さを高いものとなすことができる。
尚図３（イ）において、窒化層深さ２μｍの位置の横線（破線）は目標値を表している。
同様に図３（ロ）における８００Ｈｖの位置の横線（破線）は表面硬さとしての目標値を表している。
尚図３（イ）において、窒化層深さ２μｍの位置の横線（破線）は目標値を表している。
同様に図３（ロ）における８００Ｈｖの位置の横線（破線）は表面硬さとしての目標値を表している。
以上本発明の実施形態を詳述したがこれらはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
Claims (6)
- 重量％で
C ：0.05〜0.15％
Si：＜1.0％
Mn：0.2〜1.5％
Ni：4.0〜5.0％
Cr：15.0〜17.0％
Mo＋1/2W：2.5〜3.5％
Cu：≦0.5％
N ：0.05〜0.15％
O ：≦0.0100％
Al：≦0.01％
Ti：≦0.05％
P ：≦0.025％
S ：≦0.010％
残部Fe及び不可避的不純物から成る組成を有し、平均結晶粒径が粒度番号で８以上であり、非金属介在物量がJIS G 0555に準じて測定した清浄度ｄで0.05％以下であることを特徴とする強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板。 - 重量％で
Zr：0.01〜0.50％
を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板。 - 重量％で
B ：0.0010〜0.010％
Ca：0.0010〜0.010％
Mg：0.0010〜0.010％
の１種若しくは２種以上を更に含有することを特徴とする請求項１，２の何れかに記載の強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板。 - 引張り強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板。
- 表層に窒化処理が施されており、窒化層深さが２μｍ以上、表面硬さが８００Ｈｖ以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板。
- 請求項１〜３の何れかの組成を有する素材を熱間加工した後、１０００℃以上の温度で固溶化熱処理し、その後加工率３０％以上で冷間加工を施した上で３５０〜６００℃未満の温度で時効処理若しくは時効窒化処理を行うことを特徴とする強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板の製造方法。
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