JPWO2002101108A1 - スチールベルト用複相ステンレス鋼帯 - Google Patents
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Abstract
この高強度複相ステンレス鋼帯は、Ｃ：０．０４〜０．１５質量％，Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎｉ：０．５〜４．０質量％を含み，残部が実質的にＦｅの組成をもち、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下，変態後の常温組織がマルテンサイト２０〜８５体積％及び残部フェライト，硬度がＨＶ３００以上である。マルテンサイト変態に伴う変態歪みが均一分散され、スチールベルトの形状矯正時にリューダースバンドが発生しないため、表面性状に優れたスチールベルトが得られる。
Description
技術分野
本発明は、スチールベルト製造プロセスにおける形状矯正時にリューダースバンドが発生しない表面形状の優れスチールベルト用高強度複相ステンレス鋼帯に関する。
背景技術
ステンレススチールベルトには、ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼を冷間圧延によって強化された加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼の他に、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼（特公昭５１−３１０８５号公報），析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼（特公昭５９−４９３０３号公報）等が使用されている。
ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０１に代表される加工硬化型の組織は準安定オーステナイト組織であり、変形により加工誘起マルテンサイトが形成される。そのため、変形中に加工誘起マルテンサイトの生成に起因するリューダースバンドが発生し（日本金属学会誌第５５巻第４号第３７６〜３８２頁，日新製鋼技報第６９号第１〜１４頁）。スチールベルト素材として望ましくない表面凹凸が発生する。
マルテンサイト系や析出硬化型マルテンサイト系は、製造工程における焼鈍からの冷却過程でほぼマルテンサイト単相に変態するが、変態に伴う膨張により形状変化を生じやすい。劣化した形状は、ベルト状態では容易に矯正できない。
発明の開示
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、準安定オーステナイト系のようなベルト形状矯正時にリューダースバンドの発生や、マルテンサイト系のように製造過程でマルテンサイトに完全変態することにより形状矯正が困難になることなく、フェライト／マルテンサイトの複相組織をもち表面形状に優れたスチールベルト用のステンレス鋼帯を提供することを目的とする。
本発明のスチールベルト用高強度複相ステンレス鋼帯は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０４〜０．１５質量％、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％，Ｎｉ：０．５〜４．０質量％を含み、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下で、変態後の常温で２０〜８５体積％のマルテンサイトと残部がフェライトの組織をもち、硬度ＨＶ３００以上に調質されている。
旧オーステナイト平均粒径を１０μｍ以下にし、焼鈍工程の冷却過程でオーステナイトがマルテンサイト変態する際の平均膨張量を９％以下に調整することが好ましい。
なお、本件明細書では、鋼板を包含する意味で「鋼帯」を使用している。
発明を実施するための最良の形態
本発明者等は、スチールベルトの形状矯正時に発生するリューダースバンドに及ぼす影響を組成，組織，材質等、種々の観点から調査・検討した。その結果、マルテンサイト変態に伴う歪み分布や体積膨張がリューダースバンドの発生に大きな影響を与えていることが判った。歪み分布，体積膨張の影響を考慮し、ステンレス鋼帯に残留オーステナイトをなくすと共に、焼鈍工程の冷却過程でオーステナイト相がマルテンサイト変態する際に生じる膨張歪みを鋼帯全体に分散発生させることがリューダースバンドの発生防止に有効であることを解明した。
以下、本発明が対象とする複相ステンレス鋼帯に含まれる合金成分，含有量等を説明する。
Ｃ：０．０４〜０．１５質量％
オーステナイト形成元素であり、マルテンサイト相の強化に極めて有効な合金成分である。オーステナイト化温度Ａｃ１点以上の高温加熱した後に生じるマルテンサイト量を調整でき、強度調整及び高強度化に寄与する。Ｃの添加効果は、０．０４質量％以上のＣ含有量で顕著になる。しかし、過剰量のＣ含有は複層化処理後の冷却過程や時効処理で粒界にＣｒ炭化物を析出させて耐粒界腐食や疲労特性を低下させるので、Ｃ含有量の上限を０．１５質量％に設定した。
Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％
ステンレス鋼としての耐食性を確保する上で必須の合金成分であり、必要な耐食性を付与するため１０．０質量％以上でＣｒを含ませる。しかし、２０．０質量％を超える過剰量のＣｒを添加すると、鋼材の靭性，加工性が低下する。Ｃｒ含有量の増加に応じて、マルテンサイトの生成及び高強度化に必要なＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等のオーステナイト形成元素を増量することを余儀なくされる。オーステナイト形成元素の増量は、鋼帯コストを上昇させるばかりでなく、室温でオーステナイトを安定化し、高強度が得られがたくなる。したがって、Ｃｒ含有量の上限を２０．０質量％に定めた。
Ｎｉ：０．５〜４．０質量％
オーステナイト生成元素であり、高温でフェライト＋オーステナイトの組織（室温でフェライト＋マルテンサイト）を得るために添加される。Ｎｉ含有量に応じてマルテンサイト量が増加し、鋼材が高強度化される。また、Ｎｉ添加により、（オーステナイト＋フェライト）二相域焼鈍で、オーステナイトの核形成頻度が増加し、結果として微細な（オーステナイト＋フェライト）二相混合組織が得られる。Ｎｉの増量が微細な二相混合組織の生成に及ぼす機構は、古典的核形成理論で定義される臨界核を越えてオーステナイト核の成長速度が遅くなる一方、平衡状態図的には安定量のオーステナイトを生成しようとして、新たなオーステナイト核を形成するために核形成サイトが多くなることによるものと考えられる。二相混合組織の微細化に及ぼすＮｉの添加効果は、０．５質量％以上のＮｉ含有量で顕著になる。しかし、鋼材コストを上昇させる高価な元素であることは勿論、Ｎｉの過剰添加によって高温で生成したオーステナイト相が室温までの冷却過程でマルテンサイトに変態せず残留オーステナイトとなって鋼材強度を低下させる原因である。したがって、Ｎｉ含有量の上限を４．０質量％に定めた。
本発明が対象とする複相ステンレス鋼帯では、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉの他に、必要に応じてＭｎ，Ｃｕ，Ｎ等のオーステナイト形成元素やＳｉ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等のフェライト形成元素を適宜添加し、常温でフェライト＋マルテンサイトの複相組織が得られるように各合金成分を調整することもできる。また、必要強度を低下させない範囲で、耐食性の向上に有効なＭｏ，耐酸化性や熱間加工性の向上に有効なＹ，Ｃａ，ＲＥＭ（希土類金属），各種の特性向上に有効なＢ，Ｖ等の合金元素を添加しても良い。任意成分の含有量は、次のように定められる。
Ｓｉ：２．０質量％以下
溶鋼段階で脱酸剤として添加される成分であるが、固溶強化能が高く、２．０質量％を超えるＳｉの過剰添加は鋼材を硬質化して延性を低下させる。
Ｍｎ：２．０質量％以下
オーステナイト形成元素であり、高温域でのδフェライトの生成を抑制しオーステナイトを生成しやすくする。しかし、２．０質量％を超える過剰量のＭｎが含まれると、焼鈍後に残留オーステナイトが生成し易く、製品形状に加工する際に加工誘起マルテンサイトを生成し、歪み発生の原因にもなる。
Ｐ：０．０５０質量％以下
熱間加工性に有害な元素であり、０．０５０質量％を超える過剰なＰが含まれると熱間加工性に及ぼす悪影響が顕著になる。
Ｓ：０．０２０質量％以下
結晶粒界に偏析し易く、粒界を脆化して熱間加工性等を低下させる成分である。Ｓ起因の悪影響を抑えるため、Ｓ含有量の上限を０．０２０質量％に規制することが好ましい。
Ａｌ：０．１０質量％以下
溶鋼段階で脱酸剤として添加される成分であるが、０．１０質量％を超える過剰なＡｌ添加は非金属介在物を増加させ、靭性低下や表面欠陥の原因となる。
Ｎ：０．１０質量％以下
オーステナイト形成元素であり、高温域におけるδフェライトの生成を抑制し、オーステナイト相の生成を促進させる。しかし、０．１０質量％を超える過剰量のＮが含まれると、焼鈍後に残留オーステナイトが生成し易くなる。残留オーステナイトは、製品形状への加工段階で加工誘起マルテンサイトに変態し、歪み発生の原因にもなる。冷延焼鈍材の強度を上昇させる成分でもあり、Ｎ含有量の増加に応じて延性が低下する。
Ｍｏ：１．０質量％以下
耐食性改善に有効な合金成分であるが、１．０質量％を超えるＭｏの過剰添加は高温での固溶強化や動的再結晶を遅滞させ、熱間加工性を低下させる。
Ｃｕ：２．０質量％以下
溶解原料であるスクラップ等から混入する不可避的な不純物であるが、Ｃｕ含有量が過剰になると熱間加工性や耐食性に悪影響が現れる。Ｃｕ起因の悪影響は、Ｃｕ含有量を２．０質量％以下に規制することにより抑制される。
Ｔｉ：０．０１〜０．５０質量％ Ｎｂ：０．０１〜０．５０質量％
Ｖ：０．０１〜０．３０質量％ Ｚｒ：０．０１〜０．３０質量％
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは固溶Ｃを炭化物として析出させて加工性を向上させ、Ｚｒは鋼中の酸素を酸化物として捕捉することにより加工性や靭性を向上させる合金成分であるが、過剰添加は生産性を低下させることになる。そのため、各合金成分の含有量は、Ｔｉ：０．０１〜０．５０質量％，Ｎｂ：０．０１〜０．５０質量％，Ｖ：０．０１〜０．３０質量％，Ｚｒ：０．０１〜０．３０質量％の範囲で選定することが好ましい。
Ｂ：０．００１０〜０．０１００質量％以下
熱延板の変態相を均一分散させ、複相化焼鈍段階で変態相を細粒化する作用を呈する。Ｂの添加効果は０．００１０質量％以上で顕著になるが、０．０１００質量％を超える過剰添加は熱間加工性，溶接性等に悪影響を及ぼす。
Ｙ：０．０２質量％以下 Ｃａ：０．０５質量％以下
ＲＥＭ（希土類金属）：０．１質量％以下
Ｙ，Ｃａ，ＲＥＭは、熱間加工性の改善に有効な合金成分であるが、過剰に添加すると表面疵が発生しやすくなる。Ｙ，Ｃａ，ＲＥＭを添加する場合、好ましくはＹ：０．０２質量％，Ｃａ：０．０５質量％，ＲＥＭ：０．１質量％に上限をそれぞれ規制する。
成分調整されたステンレス鋼は、マルテンサイト変態時の歪みや体積膨張がリューダースバンド発生に及ぼす影響を抑制するため、組織，旧オーステナイト粒マルテンサイト変態時の膨張率等が規制される。
組織：２０〜８５体積％のマルテンサイト及び残部フェライト
室温でのマルテンサイト量２０〜８５体積％は、高温でのオーステナイト量２０〜８５体積％に当る。室温までの冷却過程でオーステナイト相がマルテンサイト変態するが、生成したマルテンサイト中の変態転位及びマルテンサイト変態に伴う体積膨張に起因する変態歪みが冷却後のステンレス鋼に導入される。
マルテンサイト変態に際し、旧オーステナイト粒を細粒化して高温域における旧オーステナイト粒／フェライト粒の粒界表面積を大きくすると、マルテンサイト変態に起因する歪みが均一分散され、周囲にある軟質のフェライト粒に変態歪みが吸収される。その結果、鋼帯外面に現れる変態歪み起因の変形が小さくなる。変態歪みが均一分散・吸収されたスチールベルト形状のステンレス鋼帯に１〜２％の引張り歪みを加えて形状矯正すると、均一分散した微細な変態歪みが矯正時の歪みに吸収され、リューダースバンドの発生なくステンレス鋼帯が均一に加工変形する。
均一分散した微細な変態歪みを形状矯正時の加工歪みに積極的に吸収させてリューダースバンドの発生を抑える上では、変態歪みの蓄積に有効なマルテンサイト量を２０体積％以上に調整することが重要である。マルテンサイト量が２０体積％に満たないと、形状矯正段階で付与される１〜２％の引張り歪みが変態歪みの蓄積量を超え、鋼帯表面にリューダースバンドが出現する。マルテンサイト量が少ないことは、軟質のフェライトが過剰なことを意味し、ステンレス鋼帯の強度も不足しがちになる。逆に、過剰なマルテンサイト量は、焼鈍工程の冷却段階でマルテンサイトに完全変態して変態歪み起因の形状劣化が現れやすくなると共に、形状矯正時の加工が困難になる。そのため、マルテンサイト量の上限を８５体積％に規制する。
旧オーステナイトの平均粒径：１０μｍ以下
旧オーステナイト粒を細粒化すると、焼鈍工程の冷却段階で生じるマルテンサイト及びフェライトの粒径が小さくなり、マルテンサイト変態領域が分散されるため、マルテンサイト変態に伴う歪みが均一分散される。その結果、スチールベルト矯正時の不均一変形が抑えられ、リューダースバンドが発生しなくなる。変態歪みの均一分散、ひいてはリューダースバンドの抑制は、旧オーステナイトの平均粒径を１０μｍ以下にすることにより効果的になる。
マルテンサイト変態に伴う平均膨張率：９％以下
オーステナイト相がマルテンサイト変態すると、結晶構造がｆ．ｃ．ｃ．からｂ．ｃ．ｃ．又はｂ．ｃ．ｔ．に変化する。結晶構造の変化に伴い、結晶構造の原子充填率が変わりステンレス鋼帯を変態膨張させる。変態起因の膨張率は、変態で生じたマルテンサイト量に単純比例せず、マルテンサイト及びフェライトの分布に依存する。旧オーステナイトの平均粒径が小さく、変態後のマルテンサイト／フェライトの粒界面積が大きいほど、換言すると変態マルテンサイトが微細分布するほど、周囲にある軟質のフェライトに変態歪みが吸収され、フェライト内部に変態歪みが蓄積される。
変態歪みの吸収・蓄積により、バルク全体の見掛け膨張量が小さくなる。変態マルテンサイトの細粒化が変態歪みを抑える効果を利用することにより、スチールベルト矯正時の不均一変形が防止され、リューダースバンドが発生しなくなる。そのためには、旧オーステナイトを平均粒径１０μｍ以下に細粒化し、変態後のマルテンサイト／フェライトの二相組織の粒径を小さくしてマルテンサイト／フェライトの粒界面積を大きくし、平均膨張量を９％以下にする必要がある。
硬度：ＨＶ３００以上
Ｃ，Ｎｉ含有量及びマルテンサイト量の調整により、複相組織ステンレス鋼は硬度が調質されるが、使用環境での高応答性・高速化，小プーリー化による高疲労強度が要求されるスチールベルトとしての用途にあってはＨＶ３００以上の素材硬度が必要になる。
次いで、実施例により本発明を具体的に説明する。
表１の組成をもつステンレス鋼を真空溶解し、鋳造，鍛造後、板厚３．０ｍｍに熱間圧延した。表中、鋼種番号Ｎｏ．１〜５は本発明で規定した組成をもつステンレス鋼、鋼種番号Ｎｏ．６〜８は本発明で規定した範囲を外れる組成のステンレス鋼である。
鋼種番号Ｎｏ．１〜７では、７８０℃×８時間で拡散焼鈍し、酸洗後に板厚１．０ｍｍに冷間圧延し、更に１０５０℃×１分均熱・空冷の複相化焼鈍を施し、再度酸洗した。鋼種番号Ｎｏ．８では、ＳＵＳ３０１に相当する板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を１０５０℃×６０秒で焼鈍した後、板厚１．０ｍｍに冷間圧延した。
各ステンレス鋼帯について、組織定量，表面のビッカース硬度（荷重１ｋｇ），旧オーステナイト粒径を調査した。フェライト及びマルテンサイトは、フッ酸２：硝酸１：グリセリン１のエッチング液でエッチングし、ポイントカウント法で定量した。オーステナイト量は磁気的方法で測定した。旧オーステナイト粒径は電子顕微鏡で観察し、切片法で測定した。マルテンサイト変態に起因する平均膨張率は、実験室的に実施した複相化焼鈍における冷却過程で一方向変態膨張量を測定し、測定値を３乗して体積膨張率に換算することにより求めた。調査結果を表２に示す。
板厚１ｍｍのステンレス鋼帯から、圧延方向に長さ方向が一致する幅５０ｍｍ，長さ２００ｍｍの試験片を切り出し、実際のスチールベルト矯正をシミュレーションする試験に供した。シミュレーション試験では、引張り試験機を用いて歪み速度１ｍｍ／分で最大５％まで引張り歪みを付加し、リューダースバンドの発生有無を観察した。なお、プーリー部分で曲げ応力を受けるステンレススチールベルトの使用環境に近づけるため、引張り歪みの付加に先立って半径５０ｍｍの曲げ応力を試験片に１０往復与えた。試験結果を表２に併せ示す。
表２の調査結果から、本発明に従ったステンレス鋼帯から作成されたスチールベルトを形状矯正してもリューダースバンドが発生しないことが判る。
これに対し、比較鋼Ｎｏ．６は、Ｎｉ含有量が不足するため旧オーステナイトの核が十分に形成されず、平均粒径が１０μｍを超える旧オーステナイト粒及び９体積％を超える平均膨張量に起因したリューダースバンドの発生が窺われる。また、比較鋼Ｎｏ．６は、少なすぎるＮｉ含有量のため、強度が不足し、引張り歪み付加試験に先立つ繰返し曲げ試験の段階でクラックが発生するものもあった。
比較鋼Ｎｏ．７は、Ｃ含有量が不足してマルテンサイト量が少ないため、変態歪みが少なく、ベルト矯正時の均一変形に必要な歪み量が不足している。そのため、不均一変形、換言するとリューダースバンドが発生し易くなっていた。比較鋼Ｎｏ．６と同様にＮｉ含有量が少ないもののＣ含有量も少ないため、繰返し曲げ試験の段階でクラックは発生しなかった。
Ｎｉ含有量が過剰な比較鋼Ｎｏ．８は、残留オーステナイトが多く、引張り変形中に加工誘起マルテンサイト変態が生じた結果、リューダースバンドが発生した。
産業上の利用可能性
以上に説明したように、旧オーステナイト粒を細粒化してフェライト／マルテンサイトの複相組織の粒界面積を大きくすることにより、焼鈍工程の冷却過程でオーステナイト相がマルテンサイト変態する際に生じる変態歪みが均一分散されて軟質のフェライト相に吸収・蓄積される。蓄積された変態歪みは、スチールベルト製造段階の形状矯正で加えられる加工歪みに吸収され、リューダースバンドの発生原因にならない。このようにして、従来の加工硬化型，析出硬化型のステンレス鋼製ベルト材に比較して、形状安定性はもとよりリューダースバンドがなく表面形状に優れたスチールベルト用高強度ステンレス鋼帯が提供される。
本発明は、スチールベルト製造プロセスにおける形状矯正時にリューダースバンドが発生しない表面形状の優れスチールベルト用高強度複相ステンレス鋼帯に関する。
背景技術
ステンレススチールベルトには、ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼を冷間圧延によって強化された加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼の他に、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼（特公昭５１−３１０８５号公報），析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼（特公昭５９−４９３０３号公報）等が使用されている。
ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０１に代表される加工硬化型の組織は準安定オーステナイト組織であり、変形により加工誘起マルテンサイトが形成される。そのため、変形中に加工誘起マルテンサイトの生成に起因するリューダースバンドが発生し（日本金属学会誌第５５巻第４号第３７６〜３８２頁，日新製鋼技報第６９号第１〜１４頁）。スチールベルト素材として望ましくない表面凹凸が発生する。
マルテンサイト系や析出硬化型マルテンサイト系は、製造工程における焼鈍からの冷却過程でほぼマルテンサイト単相に変態するが、変態に伴う膨張により形状変化を生じやすい。劣化した形状は、ベルト状態では容易に矯正できない。
発明の開示
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、準安定オーステナイト系のようなベルト形状矯正時にリューダースバンドの発生や、マルテンサイト系のように製造過程でマルテンサイトに完全変態することにより形状矯正が困難になることなく、フェライト／マルテンサイトの複相組織をもち表面形状に優れたスチールベルト用のステンレス鋼帯を提供することを目的とする。
本発明のスチールベルト用高強度複相ステンレス鋼帯は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０４〜０．１５質量％、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％，Ｎｉ：０．５〜４．０質量％を含み、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下で、変態後の常温で２０〜８５体積％のマルテンサイトと残部がフェライトの組織をもち、硬度ＨＶ３００以上に調質されている。
旧オーステナイト平均粒径を１０μｍ以下にし、焼鈍工程の冷却過程でオーステナイトがマルテンサイト変態する際の平均膨張量を９％以下に調整することが好ましい。
なお、本件明細書では、鋼板を包含する意味で「鋼帯」を使用している。
発明を実施するための最良の形態
本発明者等は、スチールベルトの形状矯正時に発生するリューダースバンドに及ぼす影響を組成，組織，材質等、種々の観点から調査・検討した。その結果、マルテンサイト変態に伴う歪み分布や体積膨張がリューダースバンドの発生に大きな影響を与えていることが判った。歪み分布，体積膨張の影響を考慮し、ステンレス鋼帯に残留オーステナイトをなくすと共に、焼鈍工程の冷却過程でオーステナイト相がマルテンサイト変態する際に生じる膨張歪みを鋼帯全体に分散発生させることがリューダースバンドの発生防止に有効であることを解明した。
以下、本発明が対象とする複相ステンレス鋼帯に含まれる合金成分，含有量等を説明する。
Ｃ：０．０４〜０．１５質量％
オーステナイト形成元素であり、マルテンサイト相の強化に極めて有効な合金成分である。オーステナイト化温度Ａｃ１点以上の高温加熱した後に生じるマルテンサイト量を調整でき、強度調整及び高強度化に寄与する。Ｃの添加効果は、０．０４質量％以上のＣ含有量で顕著になる。しかし、過剰量のＣ含有は複層化処理後の冷却過程や時効処理で粒界にＣｒ炭化物を析出させて耐粒界腐食や疲労特性を低下させるので、Ｃ含有量の上限を０．１５質量％に設定した。
Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％
ステンレス鋼としての耐食性を確保する上で必須の合金成分であり、必要な耐食性を付与するため１０．０質量％以上でＣｒを含ませる。しかし、２０．０質量％を超える過剰量のＣｒを添加すると、鋼材の靭性，加工性が低下する。Ｃｒ含有量の増加に応じて、マルテンサイトの生成及び高強度化に必要なＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等のオーステナイト形成元素を増量することを余儀なくされる。オーステナイト形成元素の増量は、鋼帯コストを上昇させるばかりでなく、室温でオーステナイトを安定化し、高強度が得られがたくなる。したがって、Ｃｒ含有量の上限を２０．０質量％に定めた。
Ｎｉ：０．５〜４．０質量％
オーステナイト生成元素であり、高温でフェライト＋オーステナイトの組織（室温でフェライト＋マルテンサイト）を得るために添加される。Ｎｉ含有量に応じてマルテンサイト量が増加し、鋼材が高強度化される。また、Ｎｉ添加により、（オーステナイト＋フェライト）二相域焼鈍で、オーステナイトの核形成頻度が増加し、結果として微細な（オーステナイト＋フェライト）二相混合組織が得られる。Ｎｉの増量が微細な二相混合組織の生成に及ぼす機構は、古典的核形成理論で定義される臨界核を越えてオーステナイト核の成長速度が遅くなる一方、平衡状態図的には安定量のオーステナイトを生成しようとして、新たなオーステナイト核を形成するために核形成サイトが多くなることによるものと考えられる。二相混合組織の微細化に及ぼすＮｉの添加効果は、０．５質量％以上のＮｉ含有量で顕著になる。しかし、鋼材コストを上昇させる高価な元素であることは勿論、Ｎｉの過剰添加によって高温で生成したオーステナイト相が室温までの冷却過程でマルテンサイトに変態せず残留オーステナイトとなって鋼材強度を低下させる原因である。したがって、Ｎｉ含有量の上限を４．０質量％に定めた。
本発明が対象とする複相ステンレス鋼帯では、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉの他に、必要に応じてＭｎ，Ｃｕ，Ｎ等のオーステナイト形成元素やＳｉ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等のフェライト形成元素を適宜添加し、常温でフェライト＋マルテンサイトの複相組織が得られるように各合金成分を調整することもできる。また、必要強度を低下させない範囲で、耐食性の向上に有効なＭｏ，耐酸化性や熱間加工性の向上に有効なＹ，Ｃａ，ＲＥＭ（希土類金属），各種の特性向上に有効なＢ，Ｖ等の合金元素を添加しても良い。任意成分の含有量は、次のように定められる。
Ｓｉ：２．０質量％以下
溶鋼段階で脱酸剤として添加される成分であるが、固溶強化能が高く、２．０質量％を超えるＳｉの過剰添加は鋼材を硬質化して延性を低下させる。
Ｍｎ：２．０質量％以下
オーステナイト形成元素であり、高温域でのδフェライトの生成を抑制しオーステナイトを生成しやすくする。しかし、２．０質量％を超える過剰量のＭｎが含まれると、焼鈍後に残留オーステナイトが生成し易く、製品形状に加工する際に加工誘起マルテンサイトを生成し、歪み発生の原因にもなる。
Ｐ：０．０５０質量％以下
熱間加工性に有害な元素であり、０．０５０質量％を超える過剰なＰが含まれると熱間加工性に及ぼす悪影響が顕著になる。
Ｓ：０．０２０質量％以下
結晶粒界に偏析し易く、粒界を脆化して熱間加工性等を低下させる成分である。Ｓ起因の悪影響を抑えるため、Ｓ含有量の上限を０．０２０質量％に規制することが好ましい。
Ａｌ：０．１０質量％以下
溶鋼段階で脱酸剤として添加される成分であるが、０．１０質量％を超える過剰なＡｌ添加は非金属介在物を増加させ、靭性低下や表面欠陥の原因となる。
Ｎ：０．１０質量％以下
オーステナイト形成元素であり、高温域におけるδフェライトの生成を抑制し、オーステナイト相の生成を促進させる。しかし、０．１０質量％を超える過剰量のＮが含まれると、焼鈍後に残留オーステナイトが生成し易くなる。残留オーステナイトは、製品形状への加工段階で加工誘起マルテンサイトに変態し、歪み発生の原因にもなる。冷延焼鈍材の強度を上昇させる成分でもあり、Ｎ含有量の増加に応じて延性が低下する。
Ｍｏ：１．０質量％以下
耐食性改善に有効な合金成分であるが、１．０質量％を超えるＭｏの過剰添加は高温での固溶強化や動的再結晶を遅滞させ、熱間加工性を低下させる。
Ｃｕ：２．０質量％以下
溶解原料であるスクラップ等から混入する不可避的な不純物であるが、Ｃｕ含有量が過剰になると熱間加工性や耐食性に悪影響が現れる。Ｃｕ起因の悪影響は、Ｃｕ含有量を２．０質量％以下に規制することにより抑制される。
Ｔｉ：０．０１〜０．５０質量％ Ｎｂ：０．０１〜０．５０質量％
Ｖ：０．０１〜０．３０質量％ Ｚｒ：０．０１〜０．３０質量％
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは固溶Ｃを炭化物として析出させて加工性を向上させ、Ｚｒは鋼中の酸素を酸化物として捕捉することにより加工性や靭性を向上させる合金成分であるが、過剰添加は生産性を低下させることになる。そのため、各合金成分の含有量は、Ｔｉ：０．０１〜０．５０質量％，Ｎｂ：０．０１〜０．５０質量％，Ｖ：０．０１〜０．３０質量％，Ｚｒ：０．０１〜０．３０質量％の範囲で選定することが好ましい。
Ｂ：０．００１０〜０．０１００質量％以下
熱延板の変態相を均一分散させ、複相化焼鈍段階で変態相を細粒化する作用を呈する。Ｂの添加効果は０．００１０質量％以上で顕著になるが、０．０１００質量％を超える過剰添加は熱間加工性，溶接性等に悪影響を及ぼす。
Ｙ：０．０２質量％以下 Ｃａ：０．０５質量％以下
ＲＥＭ（希土類金属）：０．１質量％以下
Ｙ，Ｃａ，ＲＥＭは、熱間加工性の改善に有効な合金成分であるが、過剰に添加すると表面疵が発生しやすくなる。Ｙ，Ｃａ，ＲＥＭを添加する場合、好ましくはＹ：０．０２質量％，Ｃａ：０．０５質量％，ＲＥＭ：０．１質量％に上限をそれぞれ規制する。
成分調整されたステンレス鋼は、マルテンサイト変態時の歪みや体積膨張がリューダースバンド発生に及ぼす影響を抑制するため、組織，旧オーステナイト粒マルテンサイト変態時の膨張率等が規制される。
組織：２０〜８５体積％のマルテンサイト及び残部フェライト
室温でのマルテンサイト量２０〜８５体積％は、高温でのオーステナイト量２０〜８５体積％に当る。室温までの冷却過程でオーステナイト相がマルテンサイト変態するが、生成したマルテンサイト中の変態転位及びマルテンサイト変態に伴う体積膨張に起因する変態歪みが冷却後のステンレス鋼に導入される。
マルテンサイト変態に際し、旧オーステナイト粒を細粒化して高温域における旧オーステナイト粒／フェライト粒の粒界表面積を大きくすると、マルテンサイト変態に起因する歪みが均一分散され、周囲にある軟質のフェライト粒に変態歪みが吸収される。その結果、鋼帯外面に現れる変態歪み起因の変形が小さくなる。変態歪みが均一分散・吸収されたスチールベルト形状のステンレス鋼帯に１〜２％の引張り歪みを加えて形状矯正すると、均一分散した微細な変態歪みが矯正時の歪みに吸収され、リューダースバンドの発生なくステンレス鋼帯が均一に加工変形する。
均一分散した微細な変態歪みを形状矯正時の加工歪みに積極的に吸収させてリューダースバンドの発生を抑える上では、変態歪みの蓄積に有効なマルテンサイト量を２０体積％以上に調整することが重要である。マルテンサイト量が２０体積％に満たないと、形状矯正段階で付与される１〜２％の引張り歪みが変態歪みの蓄積量を超え、鋼帯表面にリューダースバンドが出現する。マルテンサイト量が少ないことは、軟質のフェライトが過剰なことを意味し、ステンレス鋼帯の強度も不足しがちになる。逆に、過剰なマルテンサイト量は、焼鈍工程の冷却段階でマルテンサイトに完全変態して変態歪み起因の形状劣化が現れやすくなると共に、形状矯正時の加工が困難になる。そのため、マルテンサイト量の上限を８５体積％に規制する。
旧オーステナイトの平均粒径：１０μｍ以下
旧オーステナイト粒を細粒化すると、焼鈍工程の冷却段階で生じるマルテンサイト及びフェライトの粒径が小さくなり、マルテンサイト変態領域が分散されるため、マルテンサイト変態に伴う歪みが均一分散される。その結果、スチールベルト矯正時の不均一変形が抑えられ、リューダースバンドが発生しなくなる。変態歪みの均一分散、ひいてはリューダースバンドの抑制は、旧オーステナイトの平均粒径を１０μｍ以下にすることにより効果的になる。
マルテンサイト変態に伴う平均膨張率：９％以下
オーステナイト相がマルテンサイト変態すると、結晶構造がｆ．ｃ．ｃ．からｂ．ｃ．ｃ．又はｂ．ｃ．ｔ．に変化する。結晶構造の変化に伴い、結晶構造の原子充填率が変わりステンレス鋼帯を変態膨張させる。変態起因の膨張率は、変態で生じたマルテンサイト量に単純比例せず、マルテンサイト及びフェライトの分布に依存する。旧オーステナイトの平均粒径が小さく、変態後のマルテンサイト／フェライトの粒界面積が大きいほど、換言すると変態マルテンサイトが微細分布するほど、周囲にある軟質のフェライトに変態歪みが吸収され、フェライト内部に変態歪みが蓄積される。
変態歪みの吸収・蓄積により、バルク全体の見掛け膨張量が小さくなる。変態マルテンサイトの細粒化が変態歪みを抑える効果を利用することにより、スチールベルト矯正時の不均一変形が防止され、リューダースバンドが発生しなくなる。そのためには、旧オーステナイトを平均粒径１０μｍ以下に細粒化し、変態後のマルテンサイト／フェライトの二相組織の粒径を小さくしてマルテンサイト／フェライトの粒界面積を大きくし、平均膨張量を９％以下にする必要がある。
硬度：ＨＶ３００以上
Ｃ，Ｎｉ含有量及びマルテンサイト量の調整により、複相組織ステンレス鋼は硬度が調質されるが、使用環境での高応答性・高速化，小プーリー化による高疲労強度が要求されるスチールベルトとしての用途にあってはＨＶ３００以上の素材硬度が必要になる。
次いで、実施例により本発明を具体的に説明する。
表１の組成をもつステンレス鋼を真空溶解し、鋳造，鍛造後、板厚３．０ｍｍに熱間圧延した。表中、鋼種番号Ｎｏ．１〜５は本発明で規定した組成をもつステンレス鋼、鋼種番号Ｎｏ．６〜８は本発明で規定した範囲を外れる組成のステンレス鋼である。
鋼種番号Ｎｏ．１〜７では、７８０℃×８時間で拡散焼鈍し、酸洗後に板厚１．０ｍｍに冷間圧延し、更に１０５０℃×１分均熱・空冷の複相化焼鈍を施し、再度酸洗した。鋼種番号Ｎｏ．８では、ＳＵＳ３０１に相当する板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を１０５０℃×６０秒で焼鈍した後、板厚１．０ｍｍに冷間圧延した。
板厚１ｍｍのステンレス鋼帯から、圧延方向に長さ方向が一致する幅５０ｍｍ，長さ２００ｍｍの試験片を切り出し、実際のスチールベルト矯正をシミュレーションする試験に供した。シミュレーション試験では、引張り試験機を用いて歪み速度１ｍｍ／分で最大５％まで引張り歪みを付加し、リューダースバンドの発生有無を観察した。なお、プーリー部分で曲げ応力を受けるステンレススチールベルトの使用環境に近づけるため、引張り歪みの付加に先立って半径５０ｍｍの曲げ応力を試験片に１０往復与えた。試験結果を表２に併せ示す。
これに対し、比較鋼Ｎｏ．６は、Ｎｉ含有量が不足するため旧オーステナイトの核が十分に形成されず、平均粒径が１０μｍを超える旧オーステナイト粒及び９体積％を超える平均膨張量に起因したリューダースバンドの発生が窺われる。また、比較鋼Ｎｏ．６は、少なすぎるＮｉ含有量のため、強度が不足し、引張り歪み付加試験に先立つ繰返し曲げ試験の段階でクラックが発生するものもあった。
比較鋼Ｎｏ．７は、Ｃ含有量が不足してマルテンサイト量が少ないため、変態歪みが少なく、ベルト矯正時の均一変形に必要な歪み量が不足している。そのため、不均一変形、換言するとリューダースバンドが発生し易くなっていた。比較鋼Ｎｏ．６と同様にＮｉ含有量が少ないもののＣ含有量も少ないため、繰返し曲げ試験の段階でクラックは発生しなかった。
Ｎｉ含有量が過剰な比較鋼Ｎｏ．８は、残留オーステナイトが多く、引張り変形中に加工誘起マルテンサイト変態が生じた結果、リューダースバンドが発生した。
産業上の利用可能性
以上に説明したように、旧オーステナイト粒を細粒化してフェライト／マルテンサイトの複相組織の粒界面積を大きくすることにより、焼鈍工程の冷却過程でオーステナイト相がマルテンサイト変態する際に生じる変態歪みが均一分散されて軟質のフェライト相に吸収・蓄積される。蓄積された変態歪みは、スチールベルト製造段階の形状矯正で加えられる加工歪みに吸収され、リューダースバンドの発生原因にならない。このようにして、従来の加工硬化型，析出硬化型のステンレス鋼製ベルト材に比較して、形状安定性はもとよりリューダースバンドがなく表面形状に優れたスチールベルト用高強度ステンレス鋼帯が提供される。
Claims (3)
- Ｃ：０．０４〜０．１５質量％，Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎｉ：０．５〜４．０質量％を含み，残部が実質的にＦｅの組成をもち、旧オーステナイト平均粒径が１０μｍ以下，変態後の常温組織がマルテンサイト２０〜８５体積％及び残部フェライト，硬度がＨＶ３００以上であることを特徴とするスチールベルト用複相ステンレス鋼帯。
- ステンレス鋼が更にＳｉ：２．０質量％以下，Ｍｎ：２．０質量％以下，Ｐ：０．０５０質量％以下，Ｓ：０．０２０質量％以下，Ａｌ：０．１０質量％以下，Ｎ：０．１０質量％以下，Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｃｕ：２．０質量％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．５０質量％，Ｎｂ：０．０１〜０．５０質量％，Ｖ：０．０１〜０．３０質量％，Ｚｒ：０．０１〜０．３０質量％，Ｂ：０．００１０〜０．０１００質量％以下，Ｙ：０．０２質量％以下，Ｃａ：０．０５質量％以下，ＲＥＭ（希土類金属）：０．１質量％以下の１種又は２種以上を含む請求項１記載のスチールベルト用複相ステンレス鋼帯。
- 焼鈍工程の冷却過程でオーステナイトがマルテンサイト変態する際の平均膨張量が９％以下である請求項１記載のスチールベルト用複相ステンレス鋼帯。
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