高強度、高疲労強度の薄鋼帯板と無端状鋼帯及びその製造方法
【課題】本発明の目的は、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおける駆動力等を伝達する機構のスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に関するものである。Ｃ含有量を過共析レベルまで増加させることに加えて、表層硬度、パーライト組織、残留応力を制御したことを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明の目的は、複写機、電子写真式プリンター、パソコンのプリンターなどにおける駆動力等を伝達する機構のスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に用いる薄鋼帯板と無端状鋼帯及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
複写機、電子写真プリンター、パソコンのプリンター等の動力伝達部にはスチールベルトが利用されるが、これらの機器の小型化、高速処理化が急速に進行しており、それに従い、駆動部への小型化、薄型ニーズが益々高まっている。そのため、その駆動部に使用されるスチールベルトの厚さをこれまで以上に薄くする必要があり、高強度化が求められている。
【０００３】
また、動力伝達部にスチールベルトが使用される場合、スチールベルトの滑りを防止するために、ベルトに張力が付与される。張力付与機構としては、例えば、駆動プリ−と非駆動プリ−の軸間を僅かに広げてテンションを付与する構造、または、駆動プリ−と非駆動プリ−の一方を両手持ちとして、ばね力等により両手持ちのプ−リをベルトに張力を付与される方向に張架する構造、または、駆動プリ−、被駆動プリ−の軸間は固定して、第３の別プ−リを設けて、これをベルトの内面側、外面側に押し当てて、ベルトに張力を付与する構造などがある。
【０００４】
複写機、電子写真プリンター、パソコンのプリンター等の印刷効率アップのために、益々、動力は高速回転化しており、滑り防止としてスチールベルトに負荷される張力も増加している。そのため、スチールベルトには、高強度化に加えて、曲げ疲労寿命の向上も求められている。
【０００５】
以上の背景もあり、スチールベルトには、高強度化に加えて高疲労寿命化のニ−ズが高く、従来は、ＪＩＳで規定されるばね用ステンレス鋼帯などが適用されており、代表例として加工硬化型オ−ステナイトステンレスであるＳＵＳ３０４、析出硬化型ステンレスであるＳＵＳ６３２Ｊ１などが使用されている（非特許文献１、２、特許文献１）。
【０００６】
更に、ＳＵＳ６３２Ｊ１にＭｏを０．７〜１．２％程度添加し、一層の高強度化と高疲労寿命を兼備する鋼も適用されている（非特許文献２）。また、引張り強さとして、１７００〜２４００ＭＰａを達成する高強度ステンレスとしてＮＳＳＨＴ−２０００がスチールベルトに適用されている事例もある（非特許文献２）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平１１−０８０９０６号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】ＪＩＳＧ４３１３
【非特許文献２】日新製綱（株）商品カタログ ＣＣ０１−０８０１０７−Ｊ
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、前述したステンレス鋼では、何れの成分系でも合金元素が総計で２０〜４０％は添加されることから抜本的なコスト削減を行うことは困難である。
【００１０】
本発明の目的は、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおけるモーター駆動力等を伝達する機構に用いられるスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に関するものである。
【００１１】
Ｃ含有量を過共析レベルまで増加させ、若干量の合金元素を加えることに加えて、表層硬度、パーライト組織、残留応力を制御したことを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者は、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおけるモーター駆動力等を伝達する機構に用いられるスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に於いて、Ｃ含有量を過共析レベルまで増加させ、若干量の合金元素を加えることに加えて、表層硬度、パーライト組織、残留応力などを制御すること等により薄鋼帯板とその無端状鋼帯の高強度化、高疲労強度化達成できることを見出した。
【００１３】
即ち本発明は、質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、窒素（Ｎ）及び酸素（Ｏ）含有量が何れも２０〜４０ｐｐｍ（質量基準）にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【００１４】
本発明に於いては、上記の組成に加えて、更に質量ｐｐｍで、ホウ素（Ｂ）含有量が４〜３０ｐｐｍであり、固溶ホウ素（Ｂ）が３ｐｐｍ以上含有することができる。
【００１５】
本発明に於いては、上記の２つの組成に加えて質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することができる。
【００１６】
また、本発明に於いては、パーライト分率が、８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであることを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【００１７】
また、本発明に於いては、質量％で、窒素（Ｎ）及び酸素（Ｏ）含有量が何れも２０〜４０ｐｐｍに規定し、パーライトブッロクサイズ（ＰＢＳと称す）が２０μｍ以下であることを特徴とする高強度、高疲労強度を有する高炭素鋼帯とその無端状鋼帯である。
【００１８】
また、表面に圧縮残留応力を付与されていることを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【００１９】
また、本発明の無端状鋼帯製造工程は、薄鋼帯板の端部同士を溶接してリング状のドラムを形成する工程と、溶接後のドラムに対して熱処理する工程と、熱処理したドラムを所定幅に栽断してリングを形成し、当該リングを圧延する工程を備えるが、溶接後ドラムに対する熱処理として、溶接後の溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にある間に、７２０℃〜１５００℃に加熱し、熔体化処理行った後に、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行うことを特徴とする。
【００２０】
また、本発明の無端状鋼帯製造工程に於いて、リング圧延工程の後に、窒化処理、スキンパス圧延、矯正加工、ショットピ−ニング処理を少なくとも１種類以上の処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の高強度、高疲労強度を有する高炭素鋼帯は、従来のスチールベルトの適用されていた高強度ステンレス鋼などに比較して同等以上の引張強さ、延性、疲労特性を大幅なコスト低減をもって達成することができるものであり、工業上、経済上、顕著な効果をもつことが期待される。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明は、溶接部を有する高強度、高疲労強度の無端状鋼帯、又は、高強度、高疲労強度の薄鋼帯板、若しくは無端状鋼帯の製造方法である。
【００２３】
本発明の溶接部を有する無端状鋼帯における母材部と溶接部、及び、薄鋼帯板においては、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する。下記成分を含有するとともに、引張強度と伸びを上記本発明範囲内とすることにより、無端状鋼帯においては母材部と溶接部のいずれについても、従来の高強度ステンレス鋼（Ｍｏ添加ＳＵＳ６３２Ｊ１）である０．０４２％Ｃ−１．５３％Ｓｉ−０．３０％Ｍｎ−７．２％Ｎｉ−１４．７％Ｃｒ−０．３９％Ｔｉ−０．７０％Ｃｕ−０．７２％Ｍｏ鋼と同等以上の疲労強度を実現することが可能となる。また、無端状鋼帯、薄鋼帯板は、主に、ベルト／プーリー機構によりに駆動力を伝達する際に使用されるスチールベルトに適用されるが、そのプーリーの表層は耐摩耗性を向上させるために、侵炭、窒化処理が施されていることが多く、表層硬度は４００ＨＶ０．３以上である。このことから、スチールベルト耐久性、耐摩耗性の観点からスチールベルトの表層硬度も４００ＨＶ０．３以上が必要である。
【００２４】
以下に、本発明に於ける各元素の作用について述べる。尚、特に記載の無い限り質量％として記す。
【００２５】
Ｃ：０．６〜１．３％
０．６％未満であると所望の引張強度を安定して得ることができない。１．３％を超えると初析セメンタイトが生成して加工性が劣化し、鋼帯加工中の破断原因となるだけでなく、鋼帯の延性、疲労寿命を劣化させてしまう。
【００２６】
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、パーライト中のフェライトを強化させるためと鋼の脱酸のために有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが０．１％未満では上記の効果が期待できず、一方、Ｓｉが１．５％を超えると鋼帯の疲労強度を劣化させる有害な硬質のＳｉＯ2系介在物が発生しやすくなる。このため、Ｓｉを０．１〜１．５０％の範囲に制限した。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、鋼の焼入性を向上させ熱処理後の鋼帯の引張強度を高めるために有効な元素である。しかしながら、Ｍｎが０．１％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｍｎが２．０％を超えるとＭｎ偏析が生じやすく鋼帯の加工性が劣化し、鋼帯加工中の破断原因となるだけでなく、鋼帯の延性、疲労寿命を劣化させてしまう。このため、Ｍｎを０．１〜２．０％の範囲に限定した。
【００２８】
Ａｌ：０．０１％以下
Ａｌの含有量は、鋼帯の疲労強度を劣化させる硬質非変形のアルミナ系非金属介在物が発生しやすくなる。このため、０．０１％以下に制限した。０．０１％未満のＡｌは脱酸剤として寄与する。尚、下限としては、不可避的に混入する０．００１％とする。
【００２９】
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉの含有量は、鋼帯の疲労強度を劣化させる硬質非変形のＴｉ酸化物系、Ｔｉ炭窒化物系、Ｔｉ炭化物系非金属介在物が発生しやすくなる。このため、０．０１％以下に制限した。０．０１％未満のＴｉは脱酸剤として寄与する。尚、下限としては、不可避的に混入する０．００１％とする。
【００３０】
なお、不純物であるＰとＳは特に規定しないが、従来の鋼と同様に延性を確保する観点から、各々０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３１】
本発明に用いられる鋼帯は上記元素を基本成分とするものであるが、更に強度、延性、疲労寿命等の機械的特性の向上を目的として、以下の様な選択的許容添加元素を１種または２種以上、積極的に含有してもよい。
【００３２】
Ｂ：４〜３０ｐｐｍ
Ｂは、含有量が４〜３０ｐｐｍであり、このうち固溶Ｂ含有量は３ｐｐｍ以上である。Ｂは熱処理前に固溶状態で存在すれば、非パーライト組織の析出を抑制する。固溶Ｂ含有量が３ｐｐｍ未満であると、この効果は不十分である。また、Ｂ含有量を４ｐｐｍ以上とすれば、固溶Ｂとして３ｐｐｍを確保できる。逆に含有量が４ｐｐｍ未満では、固溶Ｂ含有量を３ｐｐｍ以上にすることは困難である。一方、Ｂは含有量３０ｐｐｍを超えると粗大なＦｅ3(ＣＢ)6炭化物を生成し、鋼帯の疲労寿命を劣化させる。Ｂが４〜３０ｐｐｍで、Ｎが２０〜４０ｐｐｍ含有すると適度に上記窒化物を生成する上でも好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０１〜１．００％
Ｃｒは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、熱処理後の引張強度を高めるとともに、特に冷間加工硬化率を向上させる有効な元素である。しかしながら、Ｃｒが０．０１％未満では効果が小さく、一方、Ｃｒが１．００％を超えると熱処理時のパーライト変態終了時間が長くなり生産性が低下してしまう。このため、Ｃｒは０．０１〜１．００％の範囲とすることが好ましい。
【００３４】
Ｎｂ：０．０１〜０．２００％
Ｎｂは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、パテンティング処理後の引張強度を高める効果があり、更に熱処理時のオーステナイト粒の細粒化効果を有する。しかしながら、Ｎｂが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｎｂが０．２００％を超えて添加されてもその効果が飽和してしまう。このため、Ｎｂは０．０１〜０．２００％の範囲とすることが好ましい。
【００３５】
Ｃｏ：０．０１〜１．００％
Ｃｏは、熱間圧延材及び熱処理処理後の鋼帯の冷間加工性を高める作用がある。しかしながら、Ｃｏが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｃｏが１．００％を超えても添加量に見合う効果が発揮できない。このため、Ｃｏは０．０１〜１．００％の範囲とすることが好ましい。
【００３６】
Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、熱処理後の引張強度を高める効果がある。しかしながら、この効果はＶが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｖが０．５０％を超えるとその効果が飽和してしまう。このため、Ｖは０．０１〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。
【００３７】
Ｃｕ：０．０１〜０．２％
Ｃｕは、鋼帯の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の添加が好ましい。しかし過剰に添加すると、Ｓと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するため、鋼帯製造過程で鋼塊や鋼帯などに疵を発生させる。この様な悪影響を防止するために、その上限を０．２％とした。
【００３８】
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、焼入性向上効果により、熱処理時の強度を増加させる効果がある。しかしながら、Ｍｏが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｍｏが０．５０％を超えても熱間圧延後の組織に冷間加工性を劣化させるベイナイト発生しやすくなる。このため、Ｍｏは０．０１〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。
【００３９】
Ｎｉ：０．０１〜０．５％
Ｎｉは鋼帯の強度上昇にはあまり寄与しないが、鋼帯の靭性を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．５％とした。
【００４０】
Ｗ：０．０１〜０．２％
Ｗは、鋼帯の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。
【００４１】
本発明の薄鋼帯板、及び溶接部を有する無端状鋼帯においては母材部と溶接部ともに、パーライト分率が８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであると好ましい。鋼帯の組織を、パーライト分率が８０面積％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトに調整することにより、溶接部位の引張強度、延性、疲労寿命などは母材部位と大きな差異がなくなるため、スチールベルトに過共析成分系を適用可能となる。
【００４２】
尚、パーライト分率の測定は、スチールベルト用無端状鋼帯の長さ方向に１０等分して、１０サンプル夫々のＣ断面を樹脂に埋め込んで切断し、切断面を研磨し、その中心部位をＳＥＭ解析により、倍率５０００倍で、観察し、パーライトの面積率を１０サンプルの平均として求めることができる。
【００４３】
本発明の薄鋼帯板、及び溶接部を有する無端状鋼帯においては母材部と溶接部ともに、パーライトブロックサイズ（ＰＢＳ）を２０μｍ以下に微細化することにより、無端鋼帯の疲労強度を更に向上させることが可能となる。Ｎ、Ｏ含有量を下記のように規定するとともに後述するように熔体化処理温度を調整することにより、ＰＢＳを２０ｐｐｍ以下とすることができる。
【００４４】
Ｎ：２０〜４０ｐｐｍ
窒素（Ｎ）含有量は２０ｐｐｍ未満であると、微量に存在するＡｌ、ＢあるいはＴｉと窒化物を生成することでオ−ステナイト粒の粗大化防止を通してＰＢＳの粗大化を防止する作用が不十分となり、特に、ＰＢＳで２０μｍ以下を達成することが困難となる。一方、４０ｐｐｍを超えると鋼帯加工中の時効を促進し、延性劣化等を引き起こす。
【００４５】
Ｏ：２０〜４０ｐｐｍ
酸素（Ｏ）含有量は、２０ｐｐｍ未満であると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ等と酸化物を生成することでオ−ステナイト粒の粗大化防止を通してＰＢＳの粗大化を防止する作用が不十分となり、特に、ＰＢＳで２０μｍ以下を達成することが困難となる。４０ｐｐｍを超えると、酸化物生成により鋼帯の疲労寿命が低下する。
【００４６】
尚、ＰＢＳの測定は、スチールベルト用の無端状鋼帯の長さ方向に１０等分して、１０サンプル夫々のＣ断面を樹脂に埋め込んで切断し、切断面を研磨し、その中心部位をＥＢＳＰ解析により、倍率５００倍で、方位差９度の界面で囲まれた領域を一つのブロック粒として解析し、１０サンプルの平均体積から求めた。
【００４７】
ＰＢＳを２０μｍ以下に制御した結果、無端状鋼帯として、引張り強さ、延性、疲労寿命等の機械的特性のバラツキ抑制などによる安定化に加えて、表面疵の抑制にも効果がある。
【００４８】
本発明の鋼帯を活用したスチールベルト用高強度、高疲労強度無端状鋼帯は、例えば以下の工程で製造される。
【００４９】
即ち、転炉出鋼後、二次精錬処理行い溶鋼組成を本発明成分範囲に調整した後に、例えば、連続鋳造法を行い幅２５０×長さ１５００ｍｍの鋳片を製造する。更に鋳片を連続熱間圧延、更に冷間圧延と焼鈍を繰り返し行い、一例として０．５ｍｍ厚さの鋼帯とする。
【００５０】
その後、０．５ｍｍ厚の鋼帯板を所定の長さ、幅に切断後、その両端をＴｉｇ溶接、プラズマ溶接、あるいはレーザー溶接などにより接合し、ドラム状とする。ドラムに溶接後、溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にある間に、ドラムを７２０℃〜１５００℃に再加熱し、熔体化処理行う。熔体化処理を行った後に、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行う。Ｍｓ点温度は、成分含有量から一般的なＭｓ（ｋ）＝８２３−３５０Ｃ％−４０Ｍｎ％−３５Ｖ％−２０Ｃｒ％−１７Ｎｉ％−１０Ｃｕ％−１０Ｍｏ％−１０Ｗ％＋１５Ｃｏ％＋３０Ａｌ％の学会推奨式で推算することができる。ＴＴＴ線図のノーズ温度は、フォーマスターにより実験的に求めることができる。
【００５１】
溶接後の溶接部位温度が低すぎると溶接部に割れが発生し、引張強度が低下して疲労寿命が悪化し、溶接部位温度が高すぎると、次の熱処理工程へ帯板をセットする際に、溶接部の幅、厚みなどの寸法が変動するほど軟化しているため、冷間圧延後の寸法にも大きなバラツキが発生する問題があるが、溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にあればこれらの問題が発生しない。熔体化処理温度が低すぎると未溶解炭化物が残留し伸びが低下して疲労寿命が悪化し、熔体化処理温度が高すぎるとγ粒径が粗大化し伸びが低下して疲労寿命が低下するが、熔体化処理温度を７２０℃〜１５００℃とすればこれらの問題が発生しない。熔体化処理行った後の冷速が遅すぎると引張強度が低下して疲労寿命が悪化し、恒温変態温度が低すぎると伸びが低下して疲労寿命が悪化し、恒温変態温度が高すぎると伸び、延性が低下して疲労寿命が悪化するが、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行うこととすればこれらの問題が発生しない。
【００５２】
熱処理後のドラムを所定の幅に切断後に、表面スケール除去、必要により表面被膜処理などを行い、更に一例として０．２ｍｍ厚まで冷間圧延する。これにより、母材部と溶接部ともに、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３を有する無端状鋼帯となる。尚、表層硬度は、無端状鋼帯長さ方向の表裏面の溶接部位を含む夫々５か所の硬度を測定し、その平均値とした。
【００５３】
上記本発明の製造方法を適用するとともに、鋼中のＣ含有量を０．７７質量％以上とすることにより、鋼帯の組織を、パーライト分率が８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトに調整することが可能となり、溶接部位の引張強度、延性、疲労寿命などは母材部位と大きな差異がなくなるため、スチールベルトに過共析成分系を適用可能となる。
【００５４】
本発明の薄鋼帯板、及び溶接部を有する無端状鋼帯においては、母材部と溶接部ともにパーライトブロックサイズ（ＰＢＳ）を２０μｍ以下に微細化するためには、Ｎ、Ｏ含有量を２０〜４０質量ｐｐｍに調整するとともに、熔体化処理温度を１０００℃以下とする。これにより、無端状鋼帯の縦断面の中心部位を代表部位として組織を観察した場合、本発明の範囲に成分が適正に調整され、更に、上述の溶接後の熱処理によりＰＢＳは２０μｍ以下に微細化することが可能となり、無端鋼帯の疲労強度を更に向上させることが可能となる。
【００５５】
また、無端状鋼帯の疲労寿命を向上させるためには、表層の圧縮残留応力を高めることが有効であり、冷間圧延後のリングに窒化処理、スキンパス冷間圧延、矯正加工、ショットピ−ニン処理等を少なくとも１種類以上行うことにより、表層の引張り残留応力を低減、圧縮残留応力の導入を図ることが可能となる。窒化処理においては、冷間圧延後無端状鋼帯の引張強度を低下させないことが条件であり、一般的なイオン窒化処理を適用すると好ましい。
【００５６】
また、連続鋳造で鋳片を製造する際に、例えば、４００×５００ｍｍの断面に鋳造して、その後、加熱炉で約１０００℃に加熱後に、熱間連続圧延により１６５角断面の鋼片とする。その鋼片を更に加熱炉で約１０００℃に加熱後に熱間連続圧延で例えば線径５．５ｍｍの線材に圧延する。
【００５７】
その線径５．５ｍｍの線材を酸洗い等により表面のスケールを除去後に、必要により潤滑被膜処理して、例えば冷間でダイス伸線して、線径３．０ｍｍの伸線ワイヤに仕上げ、その後、熱処理と異形ダイス、ローラー圧延機、カセットローラーダイスなどによる冷間加工を繰り返し行い、厚さ０．５ｍｍの鋼帯に仕上げた後に、前述と同じ方法で、０．２ｍｍ厚さの鋼帯リングを製造することも可能である。
【００５８】
本発明に規定した高炭素鋼は、冷間加工性に優れるパーライト組織に調整されているため、より安価製造工程として、線材からの鋼帯を製造可能とするものである。
【００５９】
本発明の無端状鋼帯は、高い引張強度、高い疲労寿命を有し、更に溶接方法の適正化により容易に無端状鋼帯とすることも可能であることから、例えば、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおける駆動力等を伝達する機構に用いられるスチールベルト等に適用することが有効である。
【００６０】
本発明の薄鋼帯板の製造方法について説明する。本発明範囲の成分を含有する薄鋼帯板を熱間及び冷間圧延して製造した薄板コイルを裁断して、更に冷間加工して規定幅、厚の薄板を製造する。上記工程では規定した仕上がりの強度、伸びが確保できない場合には、加工途中に熱処理を加える。熱処理は、室温以上から７２０℃〜１５００℃に加熱し、熔体化処理行った後に、冷速1０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノ−ズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理を行う。鋼帯の組織を、パーライト分率が８０％以上とする製造方法、ＰＢＳを２０μｍ以下に微細化する製造方法については、上記無端状鋼帯の製造方法と同様である。
【実施例】
【００６１】
以下の実施例で本発明の詳細を説明する。前述した様に薄板、または線材から熱間加工により製造した０．３５ｍｍ厚さの鋼帯を準備した。更にこの鋼帯を溶接し、溶接部の温度が熱処理前溶接部温度まで低下した時点で再加熱し、熔体化処理を行い、所定の冷速で冷却した後に恒温変態処理を行い、冷間圧延し、厚さ０．２ｍｍに調整した無端状鋼帯とした。この無端状鋼帯に於いて、引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、残留応力及び疲労寿命を調査した。結果を表１、２に示した。
【００６２】
尚、疲労試験は、スチールベルトが使用される条件下では、無端状鋼帯には曲げ応力が負荷されることを考慮して、溶接部位を含む試験片の繰り返し曲げ疲労試験にて評価を実施した。平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命を計測した。
【００６３】
本発明の無端状鋼帯が高強度でかつ高疲労寿命を有することを評価するために、比較例１４に示した従来の高強度ステンレス鋼（Ｍｏ添加ＳＵＳ６３２Ｊ１）である０．０４２％Ｃ−１．５３％Ｓｉ−０．３０％Ｍｎ−７．２％Ｎｉ−１４．７％Ｃｒ−０．３９％Ｔｉ−０．７０％Ｃｕ−０．７２％Ｍｏ鋼と、平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命で比較評価した。
【００６４】
表１の本発明例１〜７及び比較例８〜１３は、１．０２％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−０．３０Ｍｎ−０．２Ｃｒ鋼（Ａｌ、Ｔｉ無添加、Ｏ＝３２ｐｐｍ、Ｎ＝２８ｐｐｍ）である。ＴＴＴ線図のノーズ温度は５７５℃である。比較例１４とあわせ、溶接後の熱処理条件と０．２ｍｍ無端状鋼帯の引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、及び疲労試験結果を示す。本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。表３、４も同様である。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
溶接後の熱処理が本発明の範囲内であれば、溶接部を含む無端状鋼帯の特性、組織は発明の範囲に制御され、従来の高強度ステンレス鋼である０．０８６％Ｃ−２．６３％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−８．２５％Ｎｉ−１３．７３％Ｃ−２．２４％Ｍｏ−０．１７％Ｃｕ鋼を上回る疲労寿命を発現する。特に、本発明例４〜７は、熔体化処理温度を１０００℃以下とすることによってＰＢＳを２０μｍ以下の制御したことから、更に疲労寿命が向上することが分かる。
【００６８】
尚、比較例８は、溶接部位の温度が低過ぎて、溶接部に割れ発生し、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命も悪化する。比較例９は、熔体化温度が高過ぎ、γ粒径が粗大化し、パーライト分率も低下、伸びが２％を下回り、疲労寿命が悪化する。比較例１０は、熔体化温度が低過ぎ、未溶解炭化物が残留し、パーライト分率も低下、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命が悪化する。比較例１１は、熔体化処理後の冷速が遅すぎ、パーライトが粗大化し、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命も悪化する。比較例１２は、恒温変態温度が高過ぎ、パーライトが粗大化し、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命も悪化する。比較例１３は、恒温変態温度が低過ぎ、パーライト分率が低下し、伸びが２％を下回り、疲労寿命が悪化する。
【００６９】
更に、表２には、表層の残留応力制御の効果を確認するために、表１のＮｏ．４の無端状鋼帯に於いて、リング圧延工程の後に、窒化処理、スキンパス圧延、矯正加工、ショットピ−ニング処理を実施し、その結果を示した。比較のため、表１の比較例１４の特性も示している。引張りの残留応力を低減する、または圧縮に制御することにより、疲労寿命が大きく改善することが分かる。尚、表２内の各工程に付与された番号は、圧延工程後に実施される工程の順番を示している。
【００７０】
表３に、種々の化学組成で製造した０．５ｍｍ厚さの鋼帯の両端をＴｉｇ溶接により接合してドラム状とし、ドラムに溶接後、溶接部位温度が５００℃に保ちドラムを加熱炉に装入し、１０００℃に再加熱し、熔体化処理行った後に、冷速５０℃／ｓでＴＴＴ線図のノーズ温度に冷却した後に、その温度で恒温変態処理を行った。その後、０．２０ｍｍ厚まで圧延した無端鋼帯板の引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、及び疲労寿命を調査した結果を示した。尚、Ｎｏ．２５〜５４は本発明鋼、Ｎｏ．５５〜６６は比較鋼である。
【００７１】
尚、疲労試験は、スチールベルトが使用される条件下では、無端状鋼帯には曲げ応力が負荷されることを考慮して、溶接部位を含む試験片の繰り返し曲げ疲労試験にて評価を実施した。
【００７２】
【表３−１】
【表３−２】
【００７３】
本発明の薄鋼帯板とその無端状鋼帯が高強度でかつ高疲労寿命を有することを評価するために、比較例６６に示した従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）である０．０８６％Ｃ−２．６３％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−８．２５％Ｎｉ−１３．７３％Ｃｒ−０．１７％Ｃｕ−０．３９％Ｔｉ−２．２４％Ｍｏ−０．７０％Ｃｕ鋼に平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命で比較評価した。
【００７４】
含有成分が本発明の範囲に有れば、本発明の製造方法を適用したこととあいまって、引張り強さ１５００ＭＰａ以上であり、従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）と比較して高い疲労寿命を達成することができることが分かる。
【００７５】
尚、比較例Ｎｏ．５５は、Ｃ＝１．３６％と高過ぎて、初析セメンタイトが生成し、伸びも２％を下回り、延性が低い。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５６は、Ｃ＝０．５２％と低過ぎて、引張強度も１５００ＭＰａに到達していない。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５７は、Ｃ＝０．４８％と低過ぎて、引張強度が１５００ＭＰａ、硬度も４００ＨＶ０．３に到達していない。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５８は、Ｓｉ＝１．７％と高過ぎて、大量のＳｉＯ2酸化物が生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５９は、Ｍｎ＝１．６５％と高過ぎて、中心偏析により延性、疲労特性が低下。繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６０は、Ａｌ＝０．０２０％、Ｔｉ＝０．０１３％と高過ぎて、大量のアルミナ、チタニア等の介在物が生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６１は、Ｎ＝４８ｐｐｍと多過ぎて、時効により延性が低下し、伸びが２％より低下。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６２は、Ｏ＝４６ｐｐｍと高過ぎて、大量の酸化物系介在物が生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６３は、Ｂ＝３５ｐｐｍと高過ぎて、粗大なＦｅ3(ＣＢ)6炭化物を生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６４は、Ｃｕ＝０．３３％と高過ぎて、表面疵が発生。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６５は、Ｍｏが高過ぎて冷間加工性が劣化し、表面疵が発生した。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。
【００７６】
次に、薄鋼帯板の実施例について説明する。
【００７７】
表４に、種々の化学組成で製造した０．５ｍｍ厚さの鋼帯について、１０００℃に再加熱し、熔体化処理行った後に、冷速５０℃／ｓでＴＴＴ線図のノーズ温度に冷却した後に、その温度で恒温変態処理を行った。その後、０．２０ｍｍ厚まで圧延した薄鋼帯板の引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、及び疲労寿命を調査した結果を示した。尚、Ｎｏ．６７〜９６は本発明鋼、Ｎｏ．９７〜１０８は比較鋼である。
【００７８】
【表４−１】
【表４−２】
【００７９】
本発明の薄鋼帯板が高強度でかつ高疲労寿命を有することを評価するために、比較例１０８に示した従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）である０．０８６％Ｃ−２．６３％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−８．２５％Ｎｉ−１３．７３％Ｃｒ−０．１７％Ｃｕ−０．３９％Ｔｉ−２．２４％Ｍｏ−０．７０％Ｃｕ鋼に平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命で比較評価した。
【００８０】
含有成分が本発明の範囲に有れば、引張り強さ１５００ＭＰａ以上であり、従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）と比較して高い疲労寿命を達成することができることが分かる。
【００８１】
比較例Ｎｏ．９７は、Ｃが高過ぎて、初析セメンタイトが生成し、ＥＬ＜２％と延性が低く疲労寿命も低下した。比較例Ｎｏ．９８は、Ｃが低過ぎて、ＴＳ＜１５００ＭＰａとなり引張強度が低く、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．９９は、Ｃが低過ぎて、引張強度＜１５００ＭＰａ、硬度＜４００と低く、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１００は、Ｓｉが高過ぎて、大量のＳｉＯ2酸化物が生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０１は、Ｍｎが高過ぎて、中心偏析により延性、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０２は、Ａｌ、Ｔｉが高過ぎて、大量のアルミナ、チタニア等の介在物が生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０３は、Ｎが多過ぎて、時効により延性が低下し、伸びが２％より低下し、疲労寿命も低下した。比較例Ｎｏ．１０４は、Ｏが高過ぎて、大量の酸化物系介在物が生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０５は、Ｂが高過ぎて、粗大なＦｅ3(ＣＢ)6炭化物を生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０６は、Ｃｕが高過ぎて、表面疵が発生し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０７は、Ｍｏが高過ぎて、冷間加工性が劣化し、表面疵が発生し、疲労寿命が低下した。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明の薄鋼帯板とその無端状鋼帯は、Ｃ含有量を０．６〜１．３％まで増加することにより、大幅に添加合金削減が可能となることに加えて、高強度化、高疲労寿命化を達成できることから電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどの駆動力等を伝達する機構に用いられる動力伝達金属帯への適用に最適である。
【技術分野】
【０００１】
本発明の目的は、複写機、電子写真式プリンター、パソコンのプリンターなどにおける駆動力等を伝達する機構のスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に用いる薄鋼帯板と無端状鋼帯及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
複写機、電子写真プリンター、パソコンのプリンター等の動力伝達部にはスチールベルトが利用されるが、これらの機器の小型化、高速処理化が急速に進行しており、それに従い、駆動部への小型化、薄型ニーズが益々高まっている。そのため、その駆動部に使用されるスチールベルトの厚さをこれまで以上に薄くする必要があり、高強度化が求められている。
【０００３】
また、動力伝達部にスチールベルトが使用される場合、スチールベルトの滑りを防止するために、ベルトに張力が付与される。張力付与機構としては、例えば、駆動プリ−と非駆動プリ−の軸間を僅かに広げてテンションを付与する構造、または、駆動プリ−と非駆動プリ−の一方を両手持ちとして、ばね力等により両手持ちのプ−リをベルトに張力を付与される方向に張架する構造、または、駆動プリ−、被駆動プリ−の軸間は固定して、第３の別プ−リを設けて、これをベルトの内面側、外面側に押し当てて、ベルトに張力を付与する構造などがある。
【０００４】
複写機、電子写真プリンター、パソコンのプリンター等の印刷効率アップのために、益々、動力は高速回転化しており、滑り防止としてスチールベルトに負荷される張力も増加している。そのため、スチールベルトには、高強度化に加えて、曲げ疲労寿命の向上も求められている。
【０００５】
以上の背景もあり、スチールベルトには、高強度化に加えて高疲労寿命化のニ−ズが高く、従来は、ＪＩＳで規定されるばね用ステンレス鋼帯などが適用されており、代表例として加工硬化型オ−ステナイトステンレスであるＳＵＳ３０４、析出硬化型ステンレスであるＳＵＳ６３２Ｊ１などが使用されている（非特許文献１、２、特許文献１）。
【０００６】
更に、ＳＵＳ６３２Ｊ１にＭｏを０．７〜１．２％程度添加し、一層の高強度化と高疲労寿命を兼備する鋼も適用されている（非特許文献２）。また、引張り強さとして、１７００〜２４００ＭＰａを達成する高強度ステンレスとしてＮＳＳＨＴ−２０００がスチールベルトに適用されている事例もある（非特許文献２）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平１１−０８０９０６号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】ＪＩＳＧ４３１３
【非特許文献２】日新製綱（株）商品カタログ ＣＣ０１−０８０１０７−Ｊ
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、前述したステンレス鋼では、何れの成分系でも合金元素が総計で２０〜４０％は添加されることから抜本的なコスト削減を行うことは困難である。
【００１０】
本発明の目的は、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおけるモーター駆動力等を伝達する機構に用いられるスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に関するものである。
【００１１】
Ｃ含有量を過共析レベルまで増加させ、若干量の合金元素を加えることに加えて、表層硬度、パーライト組織、残留応力を制御したことを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者は、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおけるモーター駆動力等を伝達する機構に用いられるスチールベルト等に適用される動力伝達金属帯に於いて、Ｃ含有量を過共析レベルまで増加させ、若干量の合金元素を加えることに加えて、表層硬度、パーライト組織、残留応力などを制御すること等により薄鋼帯板とその無端状鋼帯の高強度化、高疲労強度化達成できることを見出した。
【００１３】
即ち本発明は、質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、窒素（Ｎ）及び酸素（Ｏ）含有量が何れも２０〜４０ｐｐｍ（質量基準）にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【００１４】
本発明に於いては、上記の組成に加えて、更に質量ｐｐｍで、ホウ素（Ｂ）含有量が４〜３０ｐｐｍであり、固溶ホウ素（Ｂ）が３ｐｐｍ以上含有することができる。
【００１５】
本発明に於いては、上記の２つの組成に加えて質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することができる。
【００１６】
また、本発明に於いては、パーライト分率が、８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであることを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【００１７】
また、本発明に於いては、質量％で、窒素（Ｎ）及び酸素（Ｏ）含有量が何れも２０〜４０ｐｐｍに規定し、パーライトブッロクサイズ（ＰＢＳと称す）が２０μｍ以下であることを特徴とする高強度、高疲労強度を有する高炭素鋼帯とその無端状鋼帯である。
【００１８】
また、表面に圧縮残留応力を付与されていることを特徴とする高強度、高疲労強度の薄鋼帯板とその無端状鋼帯である。
【００１９】
また、本発明の無端状鋼帯製造工程は、薄鋼帯板の端部同士を溶接してリング状のドラムを形成する工程と、溶接後のドラムに対して熱処理する工程と、熱処理したドラムを所定幅に栽断してリングを形成し、当該リングを圧延する工程を備えるが、溶接後ドラムに対する熱処理として、溶接後の溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にある間に、７２０℃〜１５００℃に加熱し、熔体化処理行った後に、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行うことを特徴とする。
【００２０】
また、本発明の無端状鋼帯製造工程に於いて、リング圧延工程の後に、窒化処理、スキンパス圧延、矯正加工、ショットピ−ニング処理を少なくとも１種類以上の処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の高強度、高疲労強度を有する高炭素鋼帯は、従来のスチールベルトの適用されていた高強度ステンレス鋼などに比較して同等以上の引張強さ、延性、疲労特性を大幅なコスト低減をもって達成することができるものであり、工業上、経済上、顕著な効果をもつことが期待される。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明は、溶接部を有する高強度、高疲労強度の無端状鋼帯、又は、高強度、高疲労強度の薄鋼帯板、若しくは無端状鋼帯の製造方法である。
【００２３】
本発明の溶接部を有する無端状鋼帯における母材部と溶接部、及び、薄鋼帯板においては、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する。下記成分を含有するとともに、引張強度と伸びを上記本発明範囲内とすることにより、無端状鋼帯においては母材部と溶接部のいずれについても、従来の高強度ステンレス鋼（Ｍｏ添加ＳＵＳ６３２Ｊ１）である０．０４２％Ｃ−１．５３％Ｓｉ−０．３０％Ｍｎ−７．２％Ｎｉ−１４．７％Ｃｒ−０．３９％Ｔｉ−０．７０％Ｃｕ−０．７２％Ｍｏ鋼と同等以上の疲労強度を実現することが可能となる。また、無端状鋼帯、薄鋼帯板は、主に、ベルト／プーリー機構によりに駆動力を伝達する際に使用されるスチールベルトに適用されるが、そのプーリーの表層は耐摩耗性を向上させるために、侵炭、窒化処理が施されていることが多く、表層硬度は４００ＨＶ０．３以上である。このことから、スチールベルト耐久性、耐摩耗性の観点からスチールベルトの表層硬度も４００ＨＶ０．３以上が必要である。
【００２４】
以下に、本発明に於ける各元素の作用について述べる。尚、特に記載の無い限り質量％として記す。
【００２５】
Ｃ：０．６〜１．３％
０．６％未満であると所望の引張強度を安定して得ることができない。１．３％を超えると初析セメンタイトが生成して加工性が劣化し、鋼帯加工中の破断原因となるだけでなく、鋼帯の延性、疲労寿命を劣化させてしまう。
【００２６】
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、パーライト中のフェライトを強化させるためと鋼の脱酸のために有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが０．１％未満では上記の効果が期待できず、一方、Ｓｉが１．５％を超えると鋼帯の疲労強度を劣化させる有害な硬質のＳｉＯ2系介在物が発生しやすくなる。このため、Ｓｉを０．１〜１．５０％の範囲に制限した。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、鋼の焼入性を向上させ熱処理後の鋼帯の引張強度を高めるために有効な元素である。しかしながら、Ｍｎが０．１％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｍｎが２．０％を超えるとＭｎ偏析が生じやすく鋼帯の加工性が劣化し、鋼帯加工中の破断原因となるだけでなく、鋼帯の延性、疲労寿命を劣化させてしまう。このため、Ｍｎを０．１〜２．０％の範囲に限定した。
【００２８】
Ａｌ：０．０１％以下
Ａｌの含有量は、鋼帯の疲労強度を劣化させる硬質非変形のアルミナ系非金属介在物が発生しやすくなる。このため、０．０１％以下に制限した。０．０１％未満のＡｌは脱酸剤として寄与する。尚、下限としては、不可避的に混入する０．００１％とする。
【００２９】
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉの含有量は、鋼帯の疲労強度を劣化させる硬質非変形のＴｉ酸化物系、Ｔｉ炭窒化物系、Ｔｉ炭化物系非金属介在物が発生しやすくなる。このため、０．０１％以下に制限した。０．０１％未満のＴｉは脱酸剤として寄与する。尚、下限としては、不可避的に混入する０．００１％とする。
【００３０】
なお、不純物であるＰとＳは特に規定しないが、従来の鋼と同様に延性を確保する観点から、各々０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３１】
本発明に用いられる鋼帯は上記元素を基本成分とするものであるが、更に強度、延性、疲労寿命等の機械的特性の向上を目的として、以下の様な選択的許容添加元素を１種または２種以上、積極的に含有してもよい。
【００３２】
Ｂ：４〜３０ｐｐｍ
Ｂは、含有量が４〜３０ｐｐｍであり、このうち固溶Ｂ含有量は３ｐｐｍ以上である。Ｂは熱処理前に固溶状態で存在すれば、非パーライト組織の析出を抑制する。固溶Ｂ含有量が３ｐｐｍ未満であると、この効果は不十分である。また、Ｂ含有量を４ｐｐｍ以上とすれば、固溶Ｂとして３ｐｐｍを確保できる。逆に含有量が４ｐｐｍ未満では、固溶Ｂ含有量を３ｐｐｍ以上にすることは困難である。一方、Ｂは含有量３０ｐｐｍを超えると粗大なＦｅ3(ＣＢ)6炭化物を生成し、鋼帯の疲労寿命を劣化させる。Ｂが４〜３０ｐｐｍで、Ｎが２０〜４０ｐｐｍ含有すると適度に上記窒化物を生成する上でも好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０１〜１．００％
Ｃｒは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、熱処理後の引張強度を高めるとともに、特に冷間加工硬化率を向上させる有効な元素である。しかしながら、Ｃｒが０．０１％未満では効果が小さく、一方、Ｃｒが１．００％を超えると熱処理時のパーライト変態終了時間が長くなり生産性が低下してしまう。このため、Ｃｒは０．０１〜１．００％の範囲とすることが好ましい。
【００３４】
Ｎｂ：０．０１〜０．２００％
Ｎｂは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、パテンティング処理後の引張強度を高める効果があり、更に熱処理時のオーステナイト粒の細粒化効果を有する。しかしながら、Ｎｂが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｎｂが０．２００％を超えて添加されてもその効果が飽和してしまう。このため、Ｎｂは０．０１〜０．２００％の範囲とすることが好ましい。
【００３５】
Ｃｏ：０．０１〜１．００％
Ｃｏは、熱間圧延材及び熱処理処理後の鋼帯の冷間加工性を高める作用がある。しかしながら、Ｃｏが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｃｏが１．００％を超えても添加量に見合う効果が発揮できない。このため、Ｃｏは０．０１〜１．００％の範囲とすることが好ましい。
【００３６】
Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、熱処理後の引張強度を高める効果がある。しかしながら、この効果はＶが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｖが０．５０％を超えるとその効果が飽和してしまう。このため、Ｖは０．０１〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。
【００３７】
Ｃｕ：０．０１〜０．２％
Ｃｕは、鋼帯の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の添加が好ましい。しかし過剰に添加すると、Ｓと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するため、鋼帯製造過程で鋼塊や鋼帯などに疵を発生させる。この様な悪影響を防止するために、その上限を０．２％とした。
【００３８】
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、焼入性向上効果により、熱処理時の強度を増加させる効果がある。しかしながら、Ｍｏが０．０１％未満ではその効果が小さく、一方、Ｍｏが０．５０％を超えても熱間圧延後の組織に冷間加工性を劣化させるベイナイト発生しやすくなる。このため、Ｍｏは０．０１〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。
【００３９】
Ｎｉ：０．０１〜０．５％
Ｎｉは鋼帯の強度上昇にはあまり寄与しないが、鋼帯の靭性を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．５％とした。
【００４０】
Ｗ：０．０１〜０．２％
Ｗは、鋼帯の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。
【００４１】
本発明の薄鋼帯板、及び溶接部を有する無端状鋼帯においては母材部と溶接部ともに、パーライト分率が８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであると好ましい。鋼帯の組織を、パーライト分率が８０面積％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトに調整することにより、溶接部位の引張強度、延性、疲労寿命などは母材部位と大きな差異がなくなるため、スチールベルトに過共析成分系を適用可能となる。
【００４２】
尚、パーライト分率の測定は、スチールベルト用無端状鋼帯の長さ方向に１０等分して、１０サンプル夫々のＣ断面を樹脂に埋め込んで切断し、切断面を研磨し、その中心部位をＳＥＭ解析により、倍率５０００倍で、観察し、パーライトの面積率を１０サンプルの平均として求めることができる。
【００４３】
本発明の薄鋼帯板、及び溶接部を有する無端状鋼帯においては母材部と溶接部ともに、パーライトブロックサイズ（ＰＢＳ）を２０μｍ以下に微細化することにより、無端鋼帯の疲労強度を更に向上させることが可能となる。Ｎ、Ｏ含有量を下記のように規定するとともに後述するように熔体化処理温度を調整することにより、ＰＢＳを２０ｐｐｍ以下とすることができる。
【００４４】
Ｎ：２０〜４０ｐｐｍ
窒素（Ｎ）含有量は２０ｐｐｍ未満であると、微量に存在するＡｌ、ＢあるいはＴｉと窒化物を生成することでオ−ステナイト粒の粗大化防止を通してＰＢＳの粗大化を防止する作用が不十分となり、特に、ＰＢＳで２０μｍ以下を達成することが困難となる。一方、４０ｐｐｍを超えると鋼帯加工中の時効を促進し、延性劣化等を引き起こす。
【００４５】
Ｏ：２０〜４０ｐｐｍ
酸素（Ｏ）含有量は、２０ｐｐｍ未満であると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ等と酸化物を生成することでオ−ステナイト粒の粗大化防止を通してＰＢＳの粗大化を防止する作用が不十分となり、特に、ＰＢＳで２０μｍ以下を達成することが困難となる。４０ｐｐｍを超えると、酸化物生成により鋼帯の疲労寿命が低下する。
【００４６】
尚、ＰＢＳの測定は、スチールベルト用の無端状鋼帯の長さ方向に１０等分して、１０サンプル夫々のＣ断面を樹脂に埋め込んで切断し、切断面を研磨し、その中心部位をＥＢＳＰ解析により、倍率５００倍で、方位差９度の界面で囲まれた領域を一つのブロック粒として解析し、１０サンプルの平均体積から求めた。
【００４７】
ＰＢＳを２０μｍ以下に制御した結果、無端状鋼帯として、引張り強さ、延性、疲労寿命等の機械的特性のバラツキ抑制などによる安定化に加えて、表面疵の抑制にも効果がある。
【００４８】
本発明の鋼帯を活用したスチールベルト用高強度、高疲労強度無端状鋼帯は、例えば以下の工程で製造される。
【００４９】
即ち、転炉出鋼後、二次精錬処理行い溶鋼組成を本発明成分範囲に調整した後に、例えば、連続鋳造法を行い幅２５０×長さ１５００ｍｍの鋳片を製造する。更に鋳片を連続熱間圧延、更に冷間圧延と焼鈍を繰り返し行い、一例として０．５ｍｍ厚さの鋼帯とする。
【００５０】
その後、０．５ｍｍ厚の鋼帯板を所定の長さ、幅に切断後、その両端をＴｉｇ溶接、プラズマ溶接、あるいはレーザー溶接などにより接合し、ドラム状とする。ドラムに溶接後、溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にある間に、ドラムを７２０℃〜１５００℃に再加熱し、熔体化処理行う。熔体化処理を行った後に、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行う。Ｍｓ点温度は、成分含有量から一般的なＭｓ（ｋ）＝８２３−３５０Ｃ％−４０Ｍｎ％−３５Ｖ％−２０Ｃｒ％−１７Ｎｉ％−１０Ｃｕ％−１０Ｍｏ％−１０Ｗ％＋１５Ｃｏ％＋３０Ａｌ％の学会推奨式で推算することができる。ＴＴＴ線図のノーズ温度は、フォーマスターにより実験的に求めることができる。
【００５１】
溶接後の溶接部位温度が低すぎると溶接部に割れが発生し、引張強度が低下して疲労寿命が悪化し、溶接部位温度が高すぎると、次の熱処理工程へ帯板をセットする際に、溶接部の幅、厚みなどの寸法が変動するほど軟化しているため、冷間圧延後の寸法にも大きなバラツキが発生する問題があるが、溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にあればこれらの問題が発生しない。熔体化処理温度が低すぎると未溶解炭化物が残留し伸びが低下して疲労寿命が悪化し、熔体化処理温度が高すぎるとγ粒径が粗大化し伸びが低下して疲労寿命が低下するが、熔体化処理温度を７２０℃〜１５００℃とすればこれらの問題が発生しない。熔体化処理行った後の冷速が遅すぎると引張強度が低下して疲労寿命が悪化し、恒温変態温度が低すぎると伸びが低下して疲労寿命が悪化し、恒温変態温度が高すぎると伸び、延性が低下して疲労寿命が悪化するが、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行うこととすればこれらの問題が発生しない。
【００５２】
熱処理後のドラムを所定の幅に切断後に、表面スケール除去、必要により表面被膜処理などを行い、更に一例として０．２ｍｍ厚まで冷間圧延する。これにより、母材部と溶接部ともに、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３を有する無端状鋼帯となる。尚、表層硬度は、無端状鋼帯長さ方向の表裏面の溶接部位を含む夫々５か所の硬度を測定し、その平均値とした。
【００５３】
上記本発明の製造方法を適用するとともに、鋼中のＣ含有量を０．７７質量％以上とすることにより、鋼帯の組織を、パーライト分率が８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトに調整することが可能となり、溶接部位の引張強度、延性、疲労寿命などは母材部位と大きな差異がなくなるため、スチールベルトに過共析成分系を適用可能となる。
【００５４】
本発明の薄鋼帯板、及び溶接部を有する無端状鋼帯においては、母材部と溶接部ともにパーライトブロックサイズ（ＰＢＳ）を２０μｍ以下に微細化するためには、Ｎ、Ｏ含有量を２０〜４０質量ｐｐｍに調整するとともに、熔体化処理温度を１０００℃以下とする。これにより、無端状鋼帯の縦断面の中心部位を代表部位として組織を観察した場合、本発明の範囲に成分が適正に調整され、更に、上述の溶接後の熱処理によりＰＢＳは２０μｍ以下に微細化することが可能となり、無端鋼帯の疲労強度を更に向上させることが可能となる。
【００５５】
また、無端状鋼帯の疲労寿命を向上させるためには、表層の圧縮残留応力を高めることが有効であり、冷間圧延後のリングに窒化処理、スキンパス冷間圧延、矯正加工、ショットピ−ニン処理等を少なくとも１種類以上行うことにより、表層の引張り残留応力を低減、圧縮残留応力の導入を図ることが可能となる。窒化処理においては、冷間圧延後無端状鋼帯の引張強度を低下させないことが条件であり、一般的なイオン窒化処理を適用すると好ましい。
【００５６】
また、連続鋳造で鋳片を製造する際に、例えば、４００×５００ｍｍの断面に鋳造して、その後、加熱炉で約１０００℃に加熱後に、熱間連続圧延により１６５角断面の鋼片とする。その鋼片を更に加熱炉で約１０００℃に加熱後に熱間連続圧延で例えば線径５．５ｍｍの線材に圧延する。
【００５７】
その線径５．５ｍｍの線材を酸洗い等により表面のスケールを除去後に、必要により潤滑被膜処理して、例えば冷間でダイス伸線して、線径３．０ｍｍの伸線ワイヤに仕上げ、その後、熱処理と異形ダイス、ローラー圧延機、カセットローラーダイスなどによる冷間加工を繰り返し行い、厚さ０．５ｍｍの鋼帯に仕上げた後に、前述と同じ方法で、０．２ｍｍ厚さの鋼帯リングを製造することも可能である。
【００５８】
本発明に規定した高炭素鋼は、冷間加工性に優れるパーライト組織に調整されているため、より安価製造工程として、線材からの鋼帯を製造可能とするものである。
【００５９】
本発明の無端状鋼帯は、高い引張強度、高い疲労寿命を有し、更に溶接方法の適正化により容易に無端状鋼帯とすることも可能であることから、例えば、電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどにおける駆動力等を伝達する機構に用いられるスチールベルト等に適用することが有効である。
【００６０】
本発明の薄鋼帯板の製造方法について説明する。本発明範囲の成分を含有する薄鋼帯板を熱間及び冷間圧延して製造した薄板コイルを裁断して、更に冷間加工して規定幅、厚の薄板を製造する。上記工程では規定した仕上がりの強度、伸びが確保できない場合には、加工途中に熱処理を加える。熱処理は、室温以上から７２０℃〜１５００℃に加熱し、熔体化処理行った後に、冷速1０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノ−ズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理を行う。鋼帯の組織を、パーライト分率が８０％以上とする製造方法、ＰＢＳを２０μｍ以下に微細化する製造方法については、上記無端状鋼帯の製造方法と同様である。
【実施例】
【００６１】
以下の実施例で本発明の詳細を説明する。前述した様に薄板、または線材から熱間加工により製造した０．３５ｍｍ厚さの鋼帯を準備した。更にこの鋼帯を溶接し、溶接部の温度が熱処理前溶接部温度まで低下した時点で再加熱し、熔体化処理を行い、所定の冷速で冷却した後に恒温変態処理を行い、冷間圧延し、厚さ０．２ｍｍに調整した無端状鋼帯とした。この無端状鋼帯に於いて、引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、残留応力及び疲労寿命を調査した。結果を表１、２に示した。
【００６２】
尚、疲労試験は、スチールベルトが使用される条件下では、無端状鋼帯には曲げ応力が負荷されることを考慮して、溶接部位を含む試験片の繰り返し曲げ疲労試験にて評価を実施した。平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命を計測した。
【００６３】
本発明の無端状鋼帯が高強度でかつ高疲労寿命を有することを評価するために、比較例１４に示した従来の高強度ステンレス鋼（Ｍｏ添加ＳＵＳ６３２Ｊ１）である０．０４２％Ｃ−１．５３％Ｓｉ−０．３０％Ｍｎ−７．２％Ｎｉ−１４．７％Ｃｒ−０．３９％Ｔｉ−０．７０％Ｃｕ−０．７２％Ｍｏ鋼と、平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命で比較評価した。
【００６４】
表１の本発明例１〜７及び比較例８〜１３は、１．０２％Ｃ−０．２０％Ｓｉ−０．３０Ｍｎ−０．２Ｃｒ鋼（Ａｌ、Ｔｉ無添加、Ｏ＝３２ｐｐｍ、Ｎ＝２８ｐｐｍ）である。ＴＴＴ線図のノーズ温度は５７５℃である。比較例１４とあわせ、溶接後の熱処理条件と０．２ｍｍ無端状鋼帯の引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、及び疲労試験結果を示す。本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。表３、４も同様である。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
溶接後の熱処理が本発明の範囲内であれば、溶接部を含む無端状鋼帯の特性、組織は発明の範囲に制御され、従来の高強度ステンレス鋼である０．０８６％Ｃ−２．６３％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−８．２５％Ｎｉ−１３．７３％Ｃ−２．２４％Ｍｏ−０．１７％Ｃｕ鋼を上回る疲労寿命を発現する。特に、本発明例４〜７は、熔体化処理温度を１０００℃以下とすることによってＰＢＳを２０μｍ以下の制御したことから、更に疲労寿命が向上することが分かる。
【００６８】
尚、比較例８は、溶接部位の温度が低過ぎて、溶接部に割れ発生し、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命も悪化する。比較例９は、熔体化温度が高過ぎ、γ粒径が粗大化し、パーライト分率も低下、伸びが２％を下回り、疲労寿命が悪化する。比較例１０は、熔体化温度が低過ぎ、未溶解炭化物が残留し、パーライト分率も低下、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命が悪化する。比較例１１は、熔体化処理後の冷速が遅すぎ、パーライトが粗大化し、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命も悪化する。比較例１２は、恒温変態温度が高過ぎ、パーライトが粗大化し、ＴＳが１５００ＭＰａを下回り、疲労寿命も悪化する。比較例１３は、恒温変態温度が低過ぎ、パーライト分率が低下し、伸びが２％を下回り、疲労寿命が悪化する。
【００６９】
更に、表２には、表層の残留応力制御の効果を確認するために、表１のＮｏ．４の無端状鋼帯に於いて、リング圧延工程の後に、窒化処理、スキンパス圧延、矯正加工、ショットピ−ニング処理を実施し、その結果を示した。比較のため、表１の比較例１４の特性も示している。引張りの残留応力を低減する、または圧縮に制御することにより、疲労寿命が大きく改善することが分かる。尚、表２内の各工程に付与された番号は、圧延工程後に実施される工程の順番を示している。
【００７０】
表３に、種々の化学組成で製造した０．５ｍｍ厚さの鋼帯の両端をＴｉｇ溶接により接合してドラム状とし、ドラムに溶接後、溶接部位温度が５００℃に保ちドラムを加熱炉に装入し、１０００℃に再加熱し、熔体化処理行った後に、冷速５０℃／ｓでＴＴＴ線図のノーズ温度に冷却した後に、その温度で恒温変態処理を行った。その後、０．２０ｍｍ厚まで圧延した無端鋼帯板の引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、及び疲労寿命を調査した結果を示した。尚、Ｎｏ．２５〜５４は本発明鋼、Ｎｏ．５５〜６６は比較鋼である。
【００７１】
尚、疲労試験は、スチールベルトが使用される条件下では、無端状鋼帯には曲げ応力が負荷されることを考慮して、溶接部位を含む試験片の繰り返し曲げ疲労試験にて評価を実施した。
【００７２】
【表３−１】
【表３−２】
【００７３】
本発明の薄鋼帯板とその無端状鋼帯が高強度でかつ高疲労寿命を有することを評価するために、比較例６６に示した従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）である０．０８６％Ｃ−２．６３％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−８．２５％Ｎｉ−１３．７３％Ｃｒ−０．１７％Ｃｕ−０．３９％Ｔｉ−２．２４％Ｍｏ−０．７０％Ｃｕ鋼に平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命で比較評価した。
【００７４】
含有成分が本発明の範囲に有れば、本発明の製造方法を適用したこととあいまって、引張り強さ１５００ＭＰａ以上であり、従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）と比較して高い疲労寿命を達成することができることが分かる。
【００７５】
尚、比較例Ｎｏ．５５は、Ｃ＝１．３６％と高過ぎて、初析セメンタイトが生成し、伸びも２％を下回り、延性が低い。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５６は、Ｃ＝０．５２％と低過ぎて、引張強度も１５００ＭＰａに到達していない。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５７は、Ｃ＝０．４８％と低過ぎて、引張強度が１５００ＭＰａ、硬度も４００ＨＶ０．３に到達していない。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５８は、Ｓｉ＝１．７％と高過ぎて、大量のＳｉＯ2酸化物が生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．５９は、Ｍｎ＝１．６５％と高過ぎて、中心偏析により延性、疲労特性が低下。繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６０は、Ａｌ＝０．０２０％、Ｔｉ＝０．０１３％と高過ぎて、大量のアルミナ、チタニア等の介在物が生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６１は、Ｎ＝４８ｐｐｍと多過ぎて、時効により延性が低下し、伸びが２％より低下。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６２は、Ｏ＝４６ｐｐｍと高過ぎて、大量の酸化物系介在物が生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６３は、Ｂ＝３５ｐｐｍと高過ぎて、粗大なＦｅ3(ＣＢ)6炭化物を生成。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６４は、Ｃｕ＝０．３３％と高過ぎて、表面疵が発生。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。比較例Ｎｏ．６５は、Ｍｏが高過ぎて冷間加工性が劣化し、表面疵が発生した。そのため、疲労特性も悪く、繰り返し曲げ応力を付与した場合に、早期に破断する。
【００７６】
次に、薄鋼帯板の実施例について説明する。
【００７７】
表４に、種々の化学組成で製造した０．５ｍｍ厚さの鋼帯について、１０００℃に再加熱し、熔体化処理行った後に、冷速５０℃／ｓでＴＴＴ線図のノーズ温度に冷却した後に、その温度で恒温変態処理を行った。その後、０．２０ｍｍ厚まで圧延した薄鋼帯板の引張強度、伸び、パーライト分率、ＰＢＳ、表層硬度、及び疲労寿命を調査した結果を示した。尚、Ｎｏ．６７〜９６は本発明鋼、Ｎｏ．９７〜１０８は比較鋼である。
【００７８】
【表４−１】
【表４−２】
【００７９】
本発明の薄鋼帯板が高強度でかつ高疲労寿命を有することを評価するために、比較例１０８に示した従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）である０．０８６％Ｃ−２．６３％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−８．２５％Ｎｉ−１３．７３％Ｃｒ−０．１７％Ｃｕ−０．３９％Ｔｉ−２．２４％Ｍｏ−０．７０％Ｃｕ鋼に平均応力が５４０ＭＰａ、最大応力が１０２０ＭＰａで繰り返し曲げ応力を付与した場合の疲労寿命で比較評価した。
【００８０】
含有成分が本発明の範囲に有れば、引張り強さ１５００ＭＰａ以上であり、従来の高強度ステンレス鋼（ＮＳＳＨＴ−２０００）と比較して高い疲労寿命を達成することができることが分かる。
【００８１】
比較例Ｎｏ．９７は、Ｃが高過ぎて、初析セメンタイトが生成し、ＥＬ＜２％と延性が低く疲労寿命も低下した。比較例Ｎｏ．９８は、Ｃが低過ぎて、ＴＳ＜１５００ＭＰａとなり引張強度が低く、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．９９は、Ｃが低過ぎて、引張強度＜１５００ＭＰａ、硬度＜４００と低く、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１００は、Ｓｉが高過ぎて、大量のＳｉＯ2酸化物が生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０１は、Ｍｎが高過ぎて、中心偏析により延性、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０２は、Ａｌ、Ｔｉが高過ぎて、大量のアルミナ、チタニア等の介在物が生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０３は、Ｎが多過ぎて、時効により延性が低下し、伸びが２％より低下し、疲労寿命も低下した。比較例Ｎｏ．１０４は、Ｏが高過ぎて、大量の酸化物系介在物が生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０５は、Ｂが高過ぎて、粗大なＦｅ3(ＣＢ)6炭化物を生成し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０６は、Ｃｕが高過ぎて、表面疵が発生し、疲労寿命が低下した。比較例Ｎｏ．１０７は、Ｍｏが高過ぎて、冷間加工性が劣化し、表面疵が発生し、疲労寿命が低下した。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明の薄鋼帯板とその無端状鋼帯は、Ｃ含有量を０．６〜１．３％まで増加することにより、大幅に添加合金削減が可能となることに加えて、高強度化、高疲労寿命化を達成できることから電子写真式プリンター、複写機、パソコンのプリンターなどの駆動力等を伝達する機構に用いられる動力伝達金属帯への適用に最適である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接部を有する無端状鋼帯であって、質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、母材部と溶接部ともに、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項２】
さらに質量ｐｐｍで、Ｂ含有量が４〜３０ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項３】
さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項４】
母材部と溶接部ともに、パーライト分率が８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであることを特徴とする請求項１及至３の何れかに記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項５】
質量ｐｐｍで、Ｎ、Ｏ含有量を何れも２０〜４０ｐｐｍに規定し、パーライトブッロクサイズ（ＰＢＳと称す）が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１及至４の何れかに記載の高強度、高疲労強度の高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項６】
表面に圧縮残留応力を付与されていることを特徴とする請求項１及至５の何れかに記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項７】
請求項１及至３の成分の薄鋼帯板の端部同士を溶接してリング状のドラムを形成する工程と、溶接後のドラムに対して熱処理する工程と、熱処理したドラムを所定幅に栽断してリングを形成し、当該リングを圧延する工程を備える無端状鋼帯の製造方法に於いて、溶接後ドラムに対する熱処理として、溶接後の溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にある間に、７２０℃〜１５００℃に加熱し、熔体化処理行った後に、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行うことを特徴とする請求項１及至６の何れかに記載の無端状鋼帯の製造方法。
【請求項８】
リング圧延工程の後に、窒化処理、スキンパス圧延、矯正加工、ショットピ−ニング処理を少なくとも１種類以上の処理を行うことを特徴とする請求項７に記載の無端状鋼帯の製造方法。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１０】
さらに質量ｐｐｍで、Ｂ含有量が４〜３０ｐｐｍであることを特徴とする請求項９に記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１１】
さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項９又は１０に記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１２】
パーライト分率が、８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであることを特徴とする請求項９及至１１の何れかに記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１３】
質量ｐｐｍで、Ｎ及びＯ含有量が何れも２０〜４０ｐｐｍに規定し、パーライトブッロクサイズ（ＰＢＳと称す）が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項９及至１２記載の何れかに記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１４】
表面に圧縮残留応力を付与されていることを特徴とする請求項９及至１３記載の何れかに記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１】
溶接部を有する無端状鋼帯であって、質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、母材部と溶接部ともに、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項２】
さらに質量ｐｐｍで、Ｂ含有量が４〜３０ｐｐｍであることを特徴とする請求項１に記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項３】
さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項４】
母材部と溶接部ともに、パーライト分率が８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであることを特徴とする請求項１及至３の何れかに記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項５】
質量ｐｐｍで、Ｎ、Ｏ含有量を何れも２０〜４０ｐｐｍに規定し、パーライトブッロクサイズ（ＰＢＳと称す）が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１及至４の何れかに記載の高強度、高疲労強度の高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項６】
表面に圧縮残留応力を付与されていることを特徴とする請求項１及至５の何れかに記載の高強度、高疲労強度の無端状鋼帯。
【請求項７】
請求項１及至３の成分の薄鋼帯板の端部同士を溶接してリング状のドラムを形成する工程と、溶接後のドラムに対して熱処理する工程と、熱処理したドラムを所定幅に栽断してリングを形成し、当該リングを圧延する工程を備える無端状鋼帯の製造方法に於いて、溶接後ドラムに対する熱処理として、溶接後の溶接部位温度が７２０℃〜Ｍｓ点の範囲にある間に、７２０℃〜１５００℃に加熱し、熔体化処理行った後に、冷速１０℃／ｓ以上でＴＴＴ線図のノーズ温度±３０℃温度範囲に冷却した後に、その温度で恒温変態処理行うことを特徴とする請求項１及至６の何れかに記載の無端状鋼帯の製造方法。
【請求項８】
リング圧延工程の後に、窒化処理、スキンパス圧延、矯正加工、ショットピ−ニング処理を少なくとも１種類以上の処理を行うことを特徴とする請求項７に記載の無端状鋼帯の製造方法。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下にそれぞれ規制し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、引張強度１５００ＭＰａ以上、伸び２％以上、表層硬度が４００ＨＶ０．３以上を有する高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１０】
さらに質量ｐｐｍで、Ｂ含有量が４〜３０ｐｐｍであることを特徴とする請求項９に記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１１】
さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．２０％からなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項９又は１０に記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１２】
パーライト分率が、８０％以上で、残部は、ベーナイト、擬似パーライト、粒界フェライト、初析セメンタイト、球状セメンタイトであることを特徴とする請求項９及至１１の何れかに記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１３】
質量ｐｐｍで、Ｎ及びＯ含有量が何れも２０〜４０ｐｐｍに規定し、パーライトブッロクサイズ（ＰＢＳと称す）が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項９及至１２記載の何れかに記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【請求項１４】
表面に圧縮残留応力を付与されていることを特徴とする請求項９及至１３記載の何れかに記載の高強度、高疲労強度の薄鋼帯板。
【公開番号】特開２０１３−７０８４（Ｐ２０１３−７０８４Ａ）
【公開日】平成２５年１月１０日（２０１３．１．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１３９６１８（Ｐ２０１１−１３９６１８）
【出願日】平成２３年６月２３日（２０１１．６．２３）
【出願人】（０００００６６５５）新日鐵住金株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年１月１０日（２０１３．１．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年６月２３日（２０１１．６．２３）
【出願人】（０００００６６５５）新日鐵住金株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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