WO2014196586A1 - スチールベルト用鋼板およびその製造法並びにスチールベルト - Google Patents

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steel
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田頭　聡
甲谷　昇一
浩次 面迫
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日新製鋼株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel belt steel plate made of carbon steel, a manufacturing method thereof, and a steel belt using the steel plate.
  • Steel belts include “stainless steel belt” made of stainless steel and “carbon steel belt” made of carbon steel.
  • the present invention is directed to the latter carbon steel belt.
  • a typical use of the carbon steel belt is an oven belt conveyor for baking cookies and the like.
  • the steel belt in this specification means a “carbon steel belt”.
  • Steel belts are required to have the following characteristics: (I) “Strength (hardness) vs. ductility and toughness” balance Steel belts are used with an appropriate tension depending on the application of the conveyor. is necessary. Further, the surface hardness is required such that the “handling handle” does not stick during use. On the other hand, when a steel belt is manufactured, the shape is corrected by applying tensile deformation to the steel material. At that time, if the strength is too high, ductility (plastic deformability) is insufficient and the shape cannot be corrected. Moreover, moderate ductility is required to ensure toughness during use. (Ii) Fatigue strength Since the belt conveyor is repeatedly subjected to bending stress during use, it needs to have high fatigue strength.
  • Fatigue failure is one of the factors that degrade the durability of steel belts. Fatigue failure is caused by the propagation of microcracks that originate from wrinkles present on the end surface (edge surface) of the belt or wrinkles generated during use to the surroundings due to repeated stress.
  • a material having a property of easily propagating cracks that is, a material having a small “crack propagation resistance”, easily undergoes micro cracks to so-called fatigue cracks when subjected to repeated stress.
  • a fatigue crack grows to a certain size, the material suddenly breaks under repeated stress. This is fatigue failure. Therefore, it is important to increase the crack propagation resistance in order to improve the durability and reliability of the steel belt.
  • the crack propagation resistance is considered to be greatly influenced by the metal structure of the material. It is difficult to significantly and stably improve the crack propagation resistance by simply refining the metal structure, and this has been one of the factors that hinder the progress of the technology for improving the durability of steel belts.
  • the present applicant clarified a metal structure effective for the stable improvement of crack propagation resistance by the above-mentioned Patent Document 3, and thereby, the crack propagation resistance of the steel plate for steel belt could be remarkably improved. At the same time, it eliminates the need for time-consuming isothermal transformation treatment such as patenting, and makes it possible to produce a steel sheet with high crack propagation resistance in a simple process.
  • the crack propagation resistance is improved by limiting the C content to 0.60% or less.
  • the hypoeutectoid steel used for the steel belt there is a case where it is desired to further increase the C content level depending on the purpose. In particular, an increase in the C content is advantageous in order to improve the strength level.
  • the present invention provides a technique for improving crack propagation resistance in a wider C content range of hypoeutectoid steel.
  • a technique effective for achieving both higher strength and excellent crack propagation resistance is disclosed.
  • a technique for manufacturing a steel plate for a steel belt by a simple process as described above without employing a special additional process for correcting the flatness is disclosed.
  • the rolling reduction per rolling pass is expressed by the following equation (1).
  • Reduction ratio (%) (h 0 ⁇ h 1 ) / h 0 ⁇ 100 (1)
  • h 0 Plate thickness before the rolling pass (mm)
  • h 1 Plate thickness after the rolling pass (mm)
  • the total rolling rate is expressed by the following equation (2).
  • Total rolling ratio (%) (H 0 ⁇ H 1 ) / H 0 ⁇ 100 (2)
  • H 0 Thickness before starting rolling (before first pass) (mm)
  • H 1 Thickness (mm) after the end of rolling (after the final pass)
  • the chemical composition of the steel is, by mass, C: more than 0.60% and less than 0.80%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.10 to 1.00%, P: 0.00. 002 to 0.020%, S: 0.001 to 0.010%, Cr: 0.10 to 1.00%, V: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.10%, Nb: 0 It is more preferable that the content is ⁇ 0.10%, B: 0 to 0.010%, and the balance is made of Fe and inevitable impurities. Also in this case, V, Ti, Nb, and B are optional additive elements.
  • the material temperature is preferably maintained at 110 ° C. or lower, more preferably 100 ° C. or lower.
  • the steel plate obtained by the above manufacturing process has a metal structure in which the pearlite structure occupies 70% by volume or more, preferably 90% by volume or more, and the balance is a pro-eutectoid ferrite phase, and the tensile strength in the rolling direction is preferably 1100 MPa or more. Is 1300 MPa or more, and the crack propagation resistance according to the definition of [A] below is 600 MPa or more.
  • the amount of pro-eutectoid ferrite is, for example, 0.1% by volume or more. That is, the amount of the pearlite structure can be defined in a range of 99.9% by volume or less.
  • FIG. 1 (a) is a top view which shows the whole test piece shape.
  • FIG. 1B is an enlarged view of the hole portion shown in the center portion of FIG. 1A, and shows the shape of the hole, the notch formed around the hole, and the fatigue precrack shape and dimensions.
  • a notch with a width of approximately 2.5 mm is formed on both sides in the plate width direction of a 4.0 mm diameter hole in the center of the test piece, and a fatigue precrack with a length of 3.5 ⁇ 0.1 mm is formed at the tip of the notch. Is formed.
  • the fatigue precrack can be formed by forming a notch on both sides of the hole and then performing a partial swing fatigue test in which a stress is repeatedly applied in the longitudinal direction of the test piece in advance.
  • “Room temperature” means 10 to 35 ° C. as described in JIS Z2241: 2011 (metal material tensile test method).
  • a steel belt is provided in which the above steel plate is made into an endless belt by welding.
  • This steel belt is suitable as a steel belt for conveyors.
  • the crack propagation resistance of a steel sheet can be stably improved in the C content range which is hypoeutectoid steel.
  • it has become possible to achieve both high strength with a tensile strength of 1300 MPa or more and excellent crack propagation resistance.
  • a simple process of hot rolling ⁇ cold rolling ⁇ aging treatment can be employed without performing complicated heat treatment such as patenting.
  • the flatness of the steel sheet can be remarkably improved by a simple operation of controlling the cold rolling conditions.
  • the steel sheet according to the invention is suitable for steel belts. The present invention contributes to the improvement of durability and reliability of the steel belt.
  • (A) is a top view showing the shape of the test piece for a crack propagation resistance measurement
  • (b) is an enlarged view which shows the dimension of the hole, notch, and fatigue precrack formed in the center part.
  • Patent Document 3 a metal structure that exhibits a high level of “strength (hardness) vs. ductility and toughness” suitable for a steel belt is practically a pearlite-based structure. Is considered optimal. Based on the disclosure of Patent Document 3 and the subsequent studies by the present inventors, the following knowledge has been obtained regarding the structure state effective for improving crack propagation resistance in a steel sheet having a pearlite-based structure. (1) When a steel sheet having the structure of pro-eutectoid ferrite + pearlite is processed, the pearlite structure has a larger crack propagation resistance between the work-hardened pro-eutectoid ferrite phase and the work-hardened pearlite structure.
  • the amount of the pearlite structure in the steel sheet needs to be 70% volume or more, and it is more effective to make it 90% volume or more.
  • micro cracks are introduced into the pearlite structure, which can be the starting point of fatigue cracks. The micro cracks occur in cementite lamellae.
  • the thinner the cementite lamellae in the pearlite structure the less microcracking occurs in cold rolling. In particular, when the volume fraction of cementite in the pearlite structure is 15% or less, the cementite lamella becomes difficult to crack, and the crack propagation resistance of the steel sheet is greatly improved.
  • the thickness of the pro-eutectoid ferrite phase in the plate thickness direction is 5 ⁇ m or less, which is effective in obtaining high crack propagation resistance.
  • the inventors have been studying a method for realizing further increase in strength based on these findings.
  • increasing the C content and adding Cr in hypoeutectoid steel is extremely effective in increasing the strength while maintaining high crack propagation resistance.
  • Cr has an effect of remarkably improving crack propagation resistance in hypoeutectoid steel having a C content exceeding, for example, 0.6% by mass.
  • Cr is sometimes added for the purpose of improving hardenability and increasing strength.
  • the durability of the steel belt is improved by adding Cr using a steel having a C content exceeding 0.6 mass% and having a close eutectoid composition.
  • C is an important element for obtaining a pearlite-based metal structure. That is, the C content greatly affects the amount and form of pearlite.
  • the amount of C is small, the volume ratio of the pearlite structure in the hot-rolled steel sheet decreases, and it becomes difficult to secure a sufficient amount of the pearlite structure in the steel sheet in a state used for the steel belt.
  • the increase in pro-eutectoid ferrite decreases the work hardening ability in cold rolling, so that the total rolling rate of cold rolling may be excessive to obtain the target strength level.
  • the C content is defined as 0.60% by mass or more, preferably more than 0.60% by mass.
  • the cementite ratio in the pearlite structure increases.
  • the C content exceeds 0.80% by mass, a pro-eutectoid cementite phase is formed in the pearlite structure, and the crack propagation resistance cannot be stably improved.
  • the hardness of the welded portion increases and the toughness decreases. From the above, in the present invention, it is necessary to strictly control the C content in the range of 0.60 to 0.80% by mass, more preferably in the range of more than 0.60% by mass and not more than 0.80% by mass. .
  • Si is effective as a deoxidizing element for molten steel. It is more effective to set the Si content to 0.10% by mass or more. However, when the Si content exceeds 1.00% by mass, both the hot-rolled sheet and the cold-rolled sheet become hard and the productivity is lowered.
  • Mn has the effect of refining the lamella spacing in the pearlite structure.
  • the amount of Mn is less than 0.10% by mass, a layered pearlite structure is not formed, and a pseudo pearlite structure in which granular cementite is dispersed tends to be formed. Then, an excellent “strength vs. ductility and toughness” balance cannot be obtained.
  • the Mn content exceeds 1.0% by mass, the steel sheet becomes hard and the toughness deteriorates.
  • P segregates at austenite grain boundaries and degrades the toughness of the steel sheet.
  • P content of up to 0.020% by mass is allowed as a range that does not substantially cause a problem. Excessive de-P increases the steelmaking load, so the P content is usually in the range of 0.002 to 0.020 mass%. S forms MnS in steel and tends to be a starting point of cracks, resulting in a decrease in fatigue properties. As a range which does not substantially cause a problem, the present invention allows the S content to be up to 0.010% by mass. Since excessive desulfurization increases the steelmaking load, the S content is usually in the range of 0.001 to 0.010 mass%.
  • the C content is increased to, for example, 0.60% by mass or more, preferably more than 0.60% by mass, and Cr is further contained by 0.10% by mass or more. It was found that the crack propagation resistance can be remarkably improved while increasing the tensile strength to 1300 MPa or more. However, if the Cr content is excessive, the crack propagation resistance may be reduced. As a result of various studies, the Cr content must be limited to 1.00% by mass or less, and more preferably 0.80% by mass or less. You may manage below 0.60 mass%.
  • V, Ti, and Nb all have the effect of refining the prior austenite grain size and contribute to the improvement of crack propagation resistance, so one or more of these can be added as necessary. However, since the effect is saturated even if added too much, it is desirable that V is 0.50 mass% or less, Ti is 0.10 mass% or less, and Nb is 0.10 mass% or less. It is more effective to contain one or more of V: 0.05 to 0.50 mass%, Ti: 0.001 to 0.10 mass%, and Nb: 0.001 to 0.10 mass%.
  • B contributes to the improvement of crack propagation resistance by the effect of strengthening the prior austenite grain boundaries, and can be added as necessary. However, since the effect is saturated even if it is added too much, when adding B, it is desirable to make it 0.010 mass% or less. In addition, in order to exhibit the said effect notably, it is more effective to set it as 0.001 mass% or more B addition amount.
  • the volume ratio of the pearlite structure in the metal structure can be 70% or more, preferably 90% or more.
  • the balance other than pearlite is the pro-eutectoid ferrite phase.
  • the amount of the pearlite structure is small, in order to obtain the strength level required as a steel belt in recent years (tensile strength in the rolling direction of 1100 MPa or more, preferably 1300 MPa or more) We have to increase the rolling ratio. Comparing the work-hardened pro-eutectoid ferrite phase with the work-hardened pearlite structure, the latter has a higher resistance to crack propagation. Therefore, a small amount of pearlite is extremely disadvantageous in improving the crack propagation resistance of the steel sheet.
  • the volume ratio of the pearlite structure in the metal structure of the steel sheet should be at least 70% or more in order to significantly improve the crack propagation resistance while maintaining a high strength of a tensile strength of 1100 MPa or more. is there.
  • the volume ratio of the pearlite structure in the metal structure of the steel sheet is preferably 90% or more.
  • the pro-eutectoid ferrite phase In order to increase the crack propagation resistance, it is extremely effective to suppress the breakage of the pro-eutectoid ferrite phase having a relatively low strength in the metal structure of the steel sheet. In a steel sheet used as a steel belt, it is effective that the thickness of the pro-eutectoid ferrite phase in the thickness direction is 5 ⁇ m or less. Although the ferrite phase is a phase rich in ductility, the balance of “strength vs. ductility and toughness” after strong cold rolling is inferior to that of the pearlite structure.
  • the pro-eutectoid ferrite phase in the hot-rolled steel sheet is stretched in the rolling direction by cold rolling, but if the thickness in the thickness direction of the pro-eutectoid ferrite phase after cold rolling is 5 ⁇ m or less, the ductility and toughness of the pearlite structure Is not significantly damaged, and the decrease in crack propagation resistance can be suppressed.
  • it is effective to increase the cooling rate after finish rolling of hot rolling to keep the generation amount of the pro-eutectoid ferrite phase low.
  • the tensile strength in the rolling direction at room temperature is 1100 MPa or more, preferably 1300 MPa or more, And the characteristic that the crack propagation resistance according to the definition of the following [A] is 600 Mpa or more can be mentioned.
  • [A] In the longitudinal direction of the specimen shown in FIG. 1 (corresponding to the rolling direction), a tensile test is performed at room temperature with a tensile speed of 0.3 mm / min, the maximum load is obtained from the load-elongation curve, and the maximum load is calculated. The value (unit: MPa) divided by the initial cross-sectional area (45 mm ⁇ plate thickness) is taken as the crack propagation resistance.
  • the total elongation in the rolling direction at room temperature is preferably 5.0% or more.
  • the steel belt steel plate having the metal structure and mechanical properties described above can be manufactured, for example, by the following method.
  • Hot rolling In hot rolling, it is desirable to increase the cooling rate after finish hot rolling in order to increase the degree of supercooling of the pearlite transformation.
  • the finish hot rolling temperature (hot rolling final pass rolling temperature) is set to 800 to 900 ° C., and then the average cooling rate until winding.
  • a method of rapidly cooling to 20 ° C./sec or more and winding at 450 to 650 ° C. can be suitably employed. As described above, this method also has the effect of suppressing the amount of proeutectoid ferrite phase produced and the effect of reducing the particle size.
  • 1 Cold rolling is performed with a maximum rolling reduction per pass of less than 12% and a total rolling reduction of 40% or more. More preferably, the maximum rolling reduction per pass is 10% or less.
  • the rolling reduction per pass increases, the temperature rise of the steel sheet tends to increase, and it becomes difficult to suppress variation in characteristics due to dynamic strain aging. If the total rolling rate of this cold rolling is low, it is difficult to obtain high strength, and it is disadvantageous for improving flatness. If the total rolling ratio of the cold rolling is excessively high, the ductility is lowered. When considering ductility, it is more preferable to set the total rolling ratio to 75% or less.
  • the hot-rolled steel sheet that has been hot-rolled is pickled, it can be cold-rolled as it is in a cold-rolling line.
  • the total cold rolling rate until the aging treatment is performed may be in the above range. In any case, it is not necessary to perform heat treatment between hot rolling and cold rolling.
  • Temper rolling can be performed as needed. When temper rolling is performed after the aging treatment, it is desirable to carry out at a rolling reduction of 10% or less.
  • Example 1 Steels having the composition shown in Table 1 were melted, and hot rolling ⁇ cold rolling ⁇ aging treatment ⁇ temper rolling was performed under the following conditions to produce a steel plate having a thickness of 1.0 mm.
  • the hot rolling conditions are listed in Table 2.
  • the average cooling rate until winding was No. 3 in Table 2 was 10 ° C./sec, No. 4 was 60 ° C./sec, and other than that was 30 ° C./sec.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet was in the range of 2.0 to 5.0 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and then rolled to a thickness of 1.0 to 1.1 mm.
  • the maximum rolling reduction per pass of cold rolling was 7%, and the number of cold rolling passes was 8 to 25 times.
  • the total rolling rate of cold rolling was 40% or more in all examples, and No. 12 in Table 2 was about 80%.
  • the aging treatment was performed under conditions of 400 ° C. ⁇ 15 h.
  • the temper rolling was performed at a rolling rate of 10% or less. In Table 2, No. 10 was cold rolled to a plate thickness of 1.0 mm, and temper rolling was omitted (temper rolling ratio 0%).
  • the obtained steel plate having a thickness of 1.0 mm was subjected to metal structure observation and mechanical test in the following manner.
  • [Observation of perlite structure] An etched sample was prepared after electrolytic polishing of the cross section including the rolling direction and the thickness direction of the steel plate. Based on the image of the sample surface photographed using an optical microscope, the volume ratio of the pearlite structure was determined by an image processing apparatus.
  • Nos. 1, 2, 5, and 7 to 11 exhibiting a component composition and a metal structure defined in the present invention have high strength with a tensile strength of 1300 MPa or more and durability with a crack propagation resistance of 600 MPa or more. It was confirmed that it had very excellent durability. These also had good hardness and total elongation.
  • Example 2 Using steel B in Table 1, hot rolling was performed at a finish hot rolling temperature: 850 ° C. and a winding temperature: 570 ° C. to produce a steel plate having a thickness of 2.5 mm. The average cooling rate from finish rolling to winding is 35 ° C./sec. This steel plate was cold-rolled to a plate thickness of 1.0 mm by the following two cold rolling methods.
  • the coil surface temperature was measured for each pass.
  • the measurement position was 50 mm from the center and edge in the width direction at the center in the coil longitudinal direction.
  • the flatness of the cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm after rolling was measured at the center part and the edge part.
  • the flatness was evaluated by measuring the height of a peak between 2000 mm in the longitudinal direction of the coil as a specified length. The results are shown in Table 3.

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Abstract

強度が高く、亀裂伝播抵抗に優れたスチールベルト用の鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０.６０～０.８０％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.１０～１.０％、Ｐ：０.０２０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃｒ：０.１～１.０％、Ｖ：０～０.５％、Ｔｉ：０～０.１％、Ｎｂ：０～０.１％、Ｂ：０～０.０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブに対して、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施した後、熱処理を行わずに、１パス当たり１２％未満の圧下率にて総圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、次いで２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施すスチールベルト用鋼板の製造法。

Description

スチールベルト用鋼板およびその製造法並びにスチールベルト
　本発明は、炭素鋼を素材としたスチールベルト用鋼板およびその製造法、並びに上記鋼板を用いたスチールベルトに関する
　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。
　スチールベルトには以下の特性が要求される。
（i）「強度（硬さ） ｖｓ. 延性および靱性」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程度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。
（ii）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。
（iii）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。
（iv）平坦度
　前述の通り、カーボンスチールベルトの代表用途はオーブンなどのコンベアベルトであり、使用時には平坦な形状が求められる。素材コイルから、コンベアベルトを作製する際に形状修正を行い、使用時には張力を加えて平坦度を高める対応が取られるが、素材コイルには優れた平坦度が求められる。
　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、特許文献１あるいは特許文献２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きた。従前のカーボンスチールベルトの大半は以下のいずれかの方法により製造されていた。
　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
特開昭４７－３８６１６号公報 特開昭５７－１０１６１５号公報 特許第３９６４２４６号公報
　現在使用されているスチールベルトは、上記（i）～（iv）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。また近年、耐久性（寿命）についての改善要求が高まり、本出願人は特許文献３による技術を開示した。
　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。
　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。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た。本出願人は上述の特許文献３により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、これにより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ができた。また同時に、パテンティング等の手間のかかる恒温変態処理を不要とし、亀裂伝播抵抗の高い鋼板を簡易な工程で製造することを可能にした。
　特許文献３の技術ではＣ含有量を０.６０％以下に制限することにより亀裂伝播抵抗を向上させている。しかし、スチールベルトに用いる亜共析鋼においては目的に応じて更にＣ含有量レベルを高めたい場合もある。特に、強度レベルの向上を図るためにはＣ含有量の増大が有利となる。本発明では、亜共析鋼のより広いＣ含有量範囲において亀裂伝播抵抗を改善する技術を提供するものである。特に、カーボンスチールベルトにおいて、更なる高強度化と優れた亀裂伝播抵抗の維持を両立させるために有効な技術を開示する。さらに、平坦度を修正するために特段の付加工程を採用することなく、上記のように簡易な工程でスチールベルト用の鋼板を製造する手法を開示する。
　上記目的を達成するために、本発明では、質量％で、Ｃ：０.６０～０.８０％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.１０～１.０％、Ｐ：０.０２０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃｒ：０.１～１.０％、Ｖ：０～０.５％、Ｔｉ：０～０.１％、Ｎｂ：０～０.１％、Ｂ：０～０.０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブに対して、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施した後、熱処理を行わずに、１パス当たり１２％未満好ましくは１０％以下の圧下率にて総圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、次いで２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施すスチールベルト用鋼板の製造法が提供される。必要に応じて、前記時効処理後に圧延率１０％以下の調質圧延を行う工程を有してもよい。
　上記項の成分元素のうち、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂは任意添加元素である。
　ここで、圧延１パス当たり圧下率は下記（１）式により表される。
　圧下率（％）＝（ｈ０－ｈ１）／ｈ０×１００　…（１）
　　ｈ０：その圧延パス前の板厚（ｍｍ）
　　ｈ１：その圧延パス後の板厚（ｍｍ）
　また、総圧延率は下記（２）式により表される。
　総圧延率（％）＝（Ｈ０－Ｈ１）／Ｈ０×１００　…（２）
　　Ｈ０：圧延開始前（初回パス前）の板厚（ｍｍ）
　　Ｈ１：圧延終了後（最終パス後）の板厚（ｍｍ）
　上記鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０.６０％超え０.８０％以下、Ｓｉ：０.１０～１.００％、Ｍｎ：０.１０～１.００％、Ｐ：０.００２～０.０２０％、Ｓ：０.００１～０.０１０％、Ｃｒ：０.１０～１.００％、Ｖ：０～０.５０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｎｂ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０１０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものであることがより好ましい。この場合もＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂは任意添加元素である。上記冷間圧延の各圧延パスにおいて材料温度を１１０℃以下に維持することが好ましく、１００℃以下とすることがより好ましい。
　上記製造工程により得られる鋼板は、例えばパーライト組織が７０体積％以上好ましくは９０体積％以上を占め、残部が初析フェライト相である金属組織を有し、圧延方向の引張強さが１１００ＭＰａ以上好ましくは１３００ＭＰａ以上、下記［Ａ］の定義に従う亀裂伝播抵抗が６００ＭＰａ以上である。初析フェライトの量は例えば０.１体積％以上である。すなわちパーライト組織の量を９９.９体積％以下の範囲に規定することができる。
　［Ａ］図１に示す試験片の長手方向（圧延方向に一致）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。
　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。
　「室温」はＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に記載の通り１０～３５℃を意味する。
　また、本発明では上記の鋼板を溶接によりエンドレスベルトにしたスチールベルトが提供される。このスチールベルトはコンベア用スチールベルトに好適である。
　本発明によれば、亜共析鋼であるＣ含有量範囲において鋼板の亀裂伝播抵抗を安定して向上させることができる。特に、引張強さ１３００ＭＰａ以上の高強度化と優れた亀裂伝播抵抗の付与を両立させることが可能となった。その鋼板の製造においては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が採用できる。また、冷間圧延条件のコントロールという簡便な操作により鋼板の平坦度を顕著に向上させることができる。本発明に従う鋼板はスチールベルトに好適である。本発明はスチールベルトの耐久性・信頼性の向上に寄与するものである。
（ａ）は亀裂伝播抵抗測定用試験片の形状を表す平面図、（ｂ）はその中央部に形成した穴、ノッチおよび疲労予亀裂の寸法を示す拡大図である。
　本出願人が特許文献３に開示したように、スチールベルトに適した「強度（硬さ） ｖｓ. 延性および靱性」のバランスを高レベルで発揮する金属組織は、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。特許文献３の開示および本発明者らのその後の検討により、パーライト主体の組織を有する鋼板における亀裂伝播抵抗の改善に効果的な組織状態について、以下のような知見が得られている。
（１）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。昨今のニーズに適した耐久性の高いスチールベルトを得るには鋼板中のパーライト組織の量を７０％体積以上とする必要があり、９０体積％以上とすることがより効果的である。
（２）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。
（３）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、パーライト組織中のセメンタイトの体積率が１５％以下であるとき、セメンタイト・ラメラは割れにくくなり、鋼板の亀裂伝播抵抗は大幅に向上する。
（４）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以下であることが高い亀裂伝播抵抗を得る上で効果的である。
　発明者らは、これらの知見をベースとして更なる高強度化を実現するために手法について検討を進めてきた。その結果、亜共析鋼においてＣ含有量の増大とＣｒの添加が高い亀裂伝播抵抗を維持しながら高強度化を図るうえで極めて有効であることがわかった。特にＣｒは、Ｃ含有量が例えば０.６質量％を超えるような亜共析鋼において亀裂伝播抵抗を顕著に向上させる作用がある。従来、Ｃｒは焼入れ性改善や高強度化の目的で添加されることがある。しかし、Ｃ含有量が例えば０.６質量％を超える共析組成に近い鋼を用いて、Ｃｒを添加することによりスチールベルトの耐久性向上を図った例はない。
　さらに、初析フェライト＋パーライト組織を有する鋼板に冷間圧延を施して加工硬化させるにあたり、平坦度を悪化させる諸要因について詳細に検討を行った。冷延板の形状を決める要因には圧延機側の各種条件設定に関連するものが多い。例えば、圧延ロールのロール径、材質、ロールプロファイル、パススケジュール、潤滑条件などが挙げられる。一方、鋼板の特性に関わる要因としては、材質（硬さなど）のバラツキが考えられるが、工業的に適正な条件にて熱間圧延が行なわれていれば、平坦度を劣化させる原因になるほどコイル内の材質バラツキが生じることはない。
　これらの点を踏まえて詳細な検討を行った結果、熱延板の材質が均一であっても、冷間圧延時の加工発熱によるコイル温度上昇が原因となって平坦度が劣化する場合があることが明らかになった。それは次のような過程で発生する。
（ａ）冷間圧延における１パスあたりの圧下率が高ければ加工発熱量も大きくコイル温度が上昇するのであるが、鋼板の温度が１１０℃を超えると動的ひずみ時効が起るようになり、冷間圧延時の変形抵抗が急激に上昇する。
（ｂ）加工による熱量は、ロールへの熱伝導、圧延油による系外への放出があるため、コイルの幅方向中央部の温度上昇は幅方向端部（エッジ）より大きい。
（ｄ）加工発熱が大きくコイル温度が上昇する場合、幅方向中央部がまず１１０℃を超えて、動的ひずみ時効を起こし始める。このため、中央部で変形抵抗が高く、エッジで変形抵抗が低い状況が生じる。その結果、幅方向で変形量（伸び）が不均一になり、平坦度が劣化する。　
（ｅ）従って、鋼板の幅方向（圧延方向に対して直角方向）の中央部の材料温度が１１０℃を超えないように冷間圧延１パス当りの圧下率をコントロールすることが、幅方向の変形抵抗の不均一さを抑制するうえで極めて有効である。幅方向中央部の材料温度を１００℃以下にコントロールすることがより効果的である。
　本発明は、これらの知見に基づき完成したものである。以下、本発明を特定する事項について説明する。
〔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量が少ないと、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パーライト組織の量を十分に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間圧延の総圧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、延性、靱性に有利なパーライト組織が少ないため、延性、靱性の低下を招く。種々検討の結果、本発明ではＣ含有量を０.６０質量％以上好ましくは０.６０質量％を超える量に規定する。
　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、Ｃ含有量が０.８０質量％を超えると、パーライト組織中に初析セメンタイト相が形成され、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０.６０～０.８０質量％の範囲、より好ましくは０.６０質量％を超え０.８０質量％以下の範囲に厳密にコントロールする必要がある。
　Ｓｉは、溶鋼の脱酸元素として有効である。０.１０質量％以上のＳｉ含有量とすることがより効果的である。ただし、Ｓｉ含有量が１.００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。
　Ｍｎは、パーライト組織中のラメラ間隔を微細化する作用を有する。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。そうなると優れた「強度 ｖｓ. 延性および靱性」バランスが得られない。一方、Ｍｎ含有量が１.０質量％を超えると鋼板が硬質化することにより靱性が劣化する。
　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０.０２０質量％までのＰ含有を許容する。過度の脱Ｐは製鋼負荷を増大させるので、Ｐ含有量は通常０.００２～０.０２０質量％の範囲とすればよい。
　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０.０１０質量％までのＳ含有を許容する。過度の脱Ｓは製鋼負荷を増大させるので、Ｓ含有量は通常０.００１～０.０１０質量％の範囲とすればよい。
　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とされる。これによって靭性を低下させること無く、強度を向上させることができる。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Ｃｒが添加されることもある。一方、亜共析鋼の高強度化にはＣの増量が有効であるが、Ｃ含有量を増大させた場合には亀裂伝播抵抗が低下するという問題があった。そのため、従来、亀裂伝播抵抗を重視する用途ではＣ含有量レベルは概ね０.６質量％以下に抑えられていた。このようなＣ含有量レベルにおいて、Ｃｒ添加による高強度化を狙っても、圧延方向の引張強さが１３００ＭＰａ以上という高強度化は困難であった。
　ところが、発明者らの詳細な研究によれば、Ｃ含有量を例えば０.６０質量％以上好ましくは０.６０質量％を超える含有量に増量し、なおかつＣｒを０.１０質量％以上含有させた場合に、引張強さ１３００ＭＰａ以上という高強度化を図りながら、亀裂伝播抵抗を顕著に改善できることがわかった。ただし、Ｃｒ含有量が過剰になると逆に亀裂伝播抵抗の低下を招く場合がある。種々検討の結果、Ｃｒ含有量は１.００質量％以下に制限する必要があり、０.８０質量％以下とすることがより好ましい。０.６０質量％以下に管理してもよい。
　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、必要に応じてこれらの１種以上を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０.５０質量％以下、Ｔｉは０.１０質量％以下、Ｎｂは０.１０質量％以下とすることが望ましい。Ｖ：０.０５～０.５０質量％、Ｔｉ：０.００１～０.１０質量％、Ｎｂ：０.００１～０.１０質量％の１種以上を含有させることがより効果的である。
　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ので、必要に応じて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、Ｂを添加する場合は０.０１０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添加量とすることがより効果的である。
〔金属組織〕
　本発明に従えば、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を７０％以上、好ましくは９０％以上とすることができる。パーライト以外の残部は初析フェライト相である。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性・靱性が一層改善される。
　パーライト組織の量が少ない場合、昨今のスチールベルトとして求められる強度レベル（圧延方向の引張強さ１１００ＭＰａ以上好ましくは１３００ＭＰａ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１１００ＭＰａ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７０％以上とすべきである。特に、圧延方向の引張強さが例えば１３００ＭＰａ以上である強度レベルの高いスチールベルトを安定して得るためには、鋼板の金属組織中に占めるパーライト組織の体積率を９０％以上とすることが好ましい。より具体的には、パーライト組織が７０～９９.９体積％好ましくは９０～９９.９体積％を占め、残部が初析フェライト相である金属組織とすることが望ましい。
　亀裂伝播抵抗を高めるために、鋼板の金属組織において相対的に強度が低い初析フェライト相の破壊を抑制することが極めて有効である。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以下であることが効果的である。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 ｖｓ. 延性および靱性」バランスはパーライト組織に比べ劣っている。熱延鋼板中の初析フェライト相は冷間圧延によって圧延方向に展伸されるが、冷間圧延後の初析フェライト相の板厚方向厚さが５μｍ以下であるとパーライト組織の延性・靱性が大きく損なわれることはなく、亀裂伝播抵抗の低下が抑制できる。このような初析フェライト相の形態を得るためには、熱間圧延の仕上圧延後の冷却速度を高めて、初析フェライト相の生成量を低く抑えることが有効である。さらに検討を加えた結果、鋼中にＣｒを０.１０質量％以上含有させることによって、初析フェライトの生成量が低減するとともに粒径が微細化し、Ｃ含有量を高めて高強度化を図った場合においてもスチールベルトとして十分に使用できる高い亀裂伝播抵抗が得られることが明らかとなった。
〔機械的性質〕
　昨今のスチールベルトに求められる耐久性・信頼性を確保するためには、それに使用する鋼板の具体的な機械的性質として、室温における圧延方向の引張強さが１１００ＭＰａ以上好ましくは１３００ＭＰａ以上であり、かつ下記［Ａ］の定義に従う亀裂伝播抵抗が６００ＭＰａ以上である特性を挙げることができる。
　［Ａ］図１に示す試験片の長手方向（圧延方向に一致）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。
　また、室温における圧延方向の全伸びが５.０％以上であることが好ましい。
　以上説明した金属組織および機械的性質を有するスチールベルト用鋼板は、例えば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（熱間圧延最終パス圧延温度）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。この方法は、上述したように初析フェライト相の生成量を抑制する効果や粒径を微細化する効果もある。
〔冷間圧延〕
　本発明では、上述のように「強度 ｖｓ. 延性および靱性」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することが可能である。ただし、ベルトコンベア用スチールベルトなど平坦度が要求されるスチールベルトを製造する場合には、平坦度の高い素材鋼板を得ておくことが極めて有利である。平坦度の高い鋼板を得るためには、上記（ａ）～（ｅ）で説明した通り、冷間圧延時の温度上昇に伴う動的ひずみ時効を防止することが極めて有効であることがわかった。鋼板の圧延方向に対して直角方向（幅方向）中央部における材料表面温度が１１０℃を超えると、幅方向中央部で動的ひずみ時効が起こりやすくなり、比較的温度上昇の少ない幅方向端部（エッジ部）近傍と幅方向中央部との特性にバラツキが生じ、それが冷延鋼板の平坦度を劣化させる要因となる。幅方向中央部の材料表面温度が１００℃以下となるようにコントロールすることがより効果的である。
　本発明では、冷間圧延での動的ひずみ時効に起因する特性バラツキを軽減して平坦度の良好な鋼板を得る手法として、熱間圧延後に熱処理を受けていない熱延鋼板に対して、１パス当たりの最大圧下率を１２％未満として総圧延率４０％以上の冷間圧延を行う。１パス当たりの最大圧下率を１０％以下とすることがより好ましい。１パス当たりの圧下率が増大すると鋼板の温度上昇が大きくなりやすく、動的ひずみ時効による特性バラツキを抑制することが難しくなる。この冷間圧延の総圧延率が低いと高強度を得ることが難しく、また平坦度を改善する上でも不利となる。冷間圧延の総圧延率が過剰に高いと延性が低下する。延性を重視する場合は総圧延率を７５％以下とすることがより好ましい。
　具体的には、前記の熱間圧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・ミルを用いて冷間圧延する場合は、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、熱間圧延と冷間圧延の間で熱処理を施す必要はない。
〔時効処理〕
　冷間圧延後には、２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施す。
〔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。
［実施例１］
　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。熱間圧延条件は表２中に記載した。仕上熱延後、巻取までの平均冷却速度は、表２のＮｏ.３は１０℃／ｓｅｃ、Ｎｏ.４は６０℃／ｓｅｃ、それ以外は３０℃／ｓｅｃとした。熱延鋼板の板厚は２.０～５.０ｍｍの範囲とした。冷間圧延は、熱延鋼板を酸洗したのち、板厚１.０～１.１ｍｍまで圧延した。冷間圧延１パス当たりの圧下率は最大７％とし、冷間圧延パス数は８～２５回であった。冷間圧延の総圧延率はいずれの例も４０％以上であり、表２のＮｏ.１２は約８０％とした。時効処理は、４００℃×１５ｈの条件で行った。調質圧延は、圧延率１０％以下で行った。なお、表２のＮｏ.１０は冷間圧延にて板厚１.０ｍｍとし、調質圧延を省略した（調質圧延率０％）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
〔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厚さ」とした。
〔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。コンベアとして使用されるスチールベルト用鋼板としては３１０ＨＶ以上の硬さレベルが要求されるが、３８０ＨＶ以上であることがより好ましい。
〔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。コンベアとして使用されるスチールベルト用鋼板コンベア用スチールベルトとしては引張強さ１１００ＭＰａ以上、全伸び５％以上の特性が望まれるが、特に引張強さは１３００ＭＰａ以上であることが好ましい。
〔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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明で規定する成分組成および金属組織を呈するＮｏ.１、２、５、７～１１は、引張強さ１３００ＭＰａ以上の高強度と、亀裂伝播抵抗６００ＭＰａ以上の耐久性を有し、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。これらは、硬さ、全伸びも良好であった。
　これに対し、Ｎｏ.３は、仕上熱延後の冷却速度が１０℃／ｓｅｃと小さかったため、初析フェライト相が多く生成し、引張強さと伸びは良好であったが亀裂伝播抵抗が低かった。Ｎｏ.４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.１２は、鋼の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なり、冷間圧延率を約８０％としても引張強さは１０５０ＭＰａにとどまった。また、冷間圧延率を高くしたことに起因して全伸びが低かった。Ｎｏ.１３は、Ｃｒ含有量が少ないため、亀裂伝播抵抗が低かった。
［実施例２］
　表１の鋼Ｂを用いて、仕上熱延温度：８５０℃、巻取温度：５７０℃で熱間圧延を行い、板厚２.５ｍｍの鋼板を製造した。仕上圧延後、巻取までの平均冷却速度は３５℃／ｓｅｃとした。この鋼板を次の２通りの冷間圧延方法にて板厚１.０ｍｍまで冷間圧延した。
（Ａ）圧延速度：２００ｍ／ｍｉｎ、圧延パス数：１５パス、各パスの圧下率：最大７％、総圧延率：６０％（本発明例）
（Ｂ）圧延速度：２００ｍ／ｍｉｎ、圧延パス数：９パス、各パスの圧下率：最大１３％、総圧延率：６０％（比較例）
　上記の（Ａ）、（Ｂ）の条件で冷間圧延を行なう際に、各パスごとにコイル表面温度を測定した。測定位置はコイル長手方向の中央部において、幅方向のセンター部とエッジから５０ｍｍ位置とした。圧延後の板厚１.０ｍｍの冷延鋼板の平坦度を、センター部とエッジ部において測定した。平坦度の評価は、コイル長手方向の２０００ｍｍ長さを規定長さとし、その間の山高さを測定することによって行った。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｎｏ.１４の本発明範囲内である冷延条件（Ａ）の場合、合計１５パスの冷間圧延を行なったが、コイル表面温度は９０℃に達することはなかった。冷間圧延後の平坦度は良好な値となった。一方、Ｎｏ.１５の本発明範囲外である冷延条件（Ｂ）の場合、冷間圧延途中におけるコイル表面温度はセンター部で最大１２２℃に達したが、その時のエッジ部温度は９４℃であった。Ｎｏ.１５の場合、冷間圧延後の平坦度の値（ｍｍ）はＮｏ.１４に比べて大きく、平坦度に劣っていることが明らかであった。Ｎｏ.１５ではコイル幅方向のセンター部のみが１１０℃以上になり、変形抵抗が上昇したために、コイルの平坦度が劣化したと考えられる。

Claims (9)

  1. 　質量％で、Ｃ：０.６０～０.８０％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.１０～１.０％、Ｐ：０.０２０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃｒ：０.１～１.０％、Ｖ：０～０.５％、Ｔｉ：０～０.１％、Ｎｂ：０～０.１％、Ｂ：０～０.０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブに対して、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施した後、熱処理を行わずに、１パス当たり１２％未満の圧下率にて総圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、次いで２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施すスチールベルト用鋼板の製造法。
  2. 　質量％で、Ｃ：０.６０～０.８０％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.１０～１.０％、Ｐ：０.０２０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃｒ：０.１～１.０％、Ｖ：０～０.５％、Ｔｉ：０～０.１％、Ｎｂ：０～０.１％、Ｂ：０～０.０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブに対して、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施した後、熱処理を行わずに、１パス当たり１２％未満の圧下率にて総圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、次いで２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施すことにより、金属組織中に占めるパーライト組織の体積率が７０％以上、圧延方向の引張強さが１１００ＭＰａ以上、下記［Ａ］の定義に従う亀裂伝播抵抗が６００ＭＰａ以上である鋼板を製造する、スチールベルト用鋼板の製造法。
    　［Ａ］図１に示す試験片の長手方向（圧延方向に一致）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。
  3. 　質量％で、Ｃ：０.６０％超え０.８０％以下、Ｓｉ：０.１０～１.００％、Ｍｎ：０.１０～１.００％、Ｐ：０.００２～０.０２０％、Ｓ：０.００１～０.０１０％、Ｃｒ：０.１０～１.００％、Ｖ：０～０.５０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｎｂ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０１０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブに対して、仕上熱延温度：８００～９００℃、仕上熱延後、巻取までの平均冷却速度：２５℃／ｓｅｃ以上、巻取温度：４５０～６５０℃の条件で熱間圧延を施した後、熱処理を行わずに、１パス当たり１２％未満の圧下率にて総圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、次いで２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施すスチールベルト用鋼板の製造法。
  4. 　質量％で、Ｃ：０.６０％超え０.８０％以下、Ｓｉ：０.１０～１.００％、Ｍｎ：０.１０～１.００％、Ｐ：０.００２～０.０２０％、Ｓ：０.００１～０.０１０％、Ｃｒ：０.１０～１.００％、Ｖ：０～０.５０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｎｂ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０１０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブに対して、仕上熱延温度：８００～９００℃、仕上熱延後、巻取までの平均冷却速度：２５℃／ｓｅｃ以上、巻取温度：４５０～６５０℃の条件で熱間圧延を施した後、熱処理を行わずに、１パス当たり１２％未満の圧下率にて総圧延率４０％以上の冷間圧延を施し、次いで２００～５００℃で０.５～３０ｈ保持する時効処理を施すことにより、金属組織中に占めるパーライト組織の体積率が９０％以上、圧延方向の引張強さが１３００ＭＰａ以上、下記［Ａ］の定義に従う亀裂伝播抵抗が６００ＭＰａ以上である鋼板を製造する、スチールベルト用鋼板の製造法。
    　［Ａ］図１に示す試験片の長手方向（圧延方向に一致）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. 　前記冷間圧延において１パス当たりの圧下率を１０％以下として総圧延率を４０％以上とする請求項１～４のいずれか１項に記載のスチールベルト用鋼板の製造法。
  6. 　前記冷間圧延において各圧延パスでの材料温度を１１０℃以下に維持する請求項１～５のいずれか１項に記載のスチールベルト用鋼板の製造法。
  7. 　時効処理後に圧延率１０％以下の調質圧延を行う請求項１～６のいずれか１項に記載のスチールベルト用鋼板の製造法。
  8. 　質量％で、Ｃ：０.６０％超え０.８０％以下、Ｓｉ：０.１０～１.００％、Ｍｎ：０.１０～１.００％、Ｐ：０.００２～０.０２０％、Ｓ：０.００１～０.０１０％、Ｃｒ：０.１０～１.００％、Ｖ：０～０.５０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｎｂ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０１０％、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、パーライト組織が９０体積％以上を占め、残部が初析フェライト相である金属組織を有し、圧延方向の引張強さが１３００ＭＰａ以上、下記［Ａ］の定義に従う亀裂伝播抵抗が６００ＭＰａ以上であるスチールベルト用鋼板。
    　［Ａ］図１に示す試験片の長手方向（圧延方向に一致）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。
  9. 　請求項８に記載の鋼板を溶接によりエンドレスベルトにしたスチールベルト。
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