(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚方向全域での平均の化学組成が、質量％で、Ｃ＋Ｎ：０．１２〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、板表面でのオーステナイト相の割合が５０体積％以上、かつ、板表面より１０μｍまでの深さの領域にＣ、Ｎを含む微細な化合物が分散し、円相当の最大粒径が５μｍ以上である化合物が質量５ｇあたりに３０個以下であり、板厚中心部ではオーステナイト相の割合が５体積％以内であり、残部がマルテンサイトとフェライトの複相組織からなる金属組織を有することを特徴とする複相ステンレス鋼。
【請求項２】
前記化学組成は、質量％で、Ｎｉ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載された複相ステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成は、質量％で、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載された複相ステンレス鋼。
【請求項４】
前記金属組織における、結晶方位の角度差５゜以上で分離される領域の円相当平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された複相ステンレス鋼。
【請求項５】
請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された複相ステンレス鋼を製造する方法であって、
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された平均の化学組成を有し、オーステナイト相の割合が５体積％以内であり、残部がマルテンサイトとフェライトの複相組織を主体とするステンレス鋼に冷間加工を行って所定の板厚に減厚した後、Ａｃ３変態点以上に加熱し、表面から窒素または炭素ないし窒素と炭素を吸収させて表層部のみをオーステナイト安定化状態とし、室温近傍へ冷却した後、Ａｃ３変態点以下Ａｃ１変態点以上に加熱して焼入れることを特徴とする複相ステンレス鋼の製造方法。
【請求項６】
前記焼入れを行った後、さらに加熱して、６００℃以下での保持を伴う炭化または窒化もしくは炭化および窒化の表面硬化処理を行うことを特徴とする請求項５に記載された複相ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度かつ優れた加工性を有し、耐摩耗性、さらには疲労特性にも優れる安価なＣｒ系複相とその製造方法に関し、具体的には、小型化、軽量化が進行し、所定の形状に加工後に使用される家電製品用部材の素材として最適であり、プリンターに使用される余剰インキ、粉末、薬剤を除去するための掻き取りブレード（ドクターブレード）、駆動力を伝達する歯車、スチールベルト等への適用が期待され、同様に自動車、様々な産業機器等にも使用可能であり、上記以外の他の用途への適用も広く期待される。
【背景技術】
【０００２】
近年、家電製品や自動車の部品に対しては、環境、エネルギーといった問題さらにはコスト等の観点から、小型化および軽量化が推進され、厳しい精度で所定の形状に加工した後に使用されるものが増加している。これらの部品は、小型化および軽量化に伴う剛性等の低下のため、高い強度を要求されるものが多く、加工性等の両立がさらに難しくなっている。さらには、製品の信頼性の問題より、耐久性が必要とされる場合もある。
【０００３】
従来、家電製品、具体的にはプリンター等に使用されるブレード、歯車、スチールベルト等には、一般的に、ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４を中心とする準安定オーステナイト（Ａ）系ステンレス鋼の調質圧延材が使用されてきた。準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、硬質なマルテンサイト（Ｍ）相への加工誘起変態により、高強度と優れた延性がともに得られる。
【０００４】
特許文献１には、改良された準安定オーステナイト系ステンレス鋼が開示される。しかし、準安定オーステナイト系ステンレス鋼が示す大きな加工硬化は、その変動要因となることも多く、また圧延時の負荷が増加するという問題もある。他方、オーステナイト安定化元素として希少金属に分類されることもあるとともに高価なＮｉを多量に含有する必要があることから、コストが嵩むという問題もある。
【０００５】
このため、熱処理（焼入れ）により中間相として硬質なマルテンサイト相へ変態することにより高強度を得られるＳＵＳ４０３，ＳＵＳ４１０，ＳＵＳ４２０等のマルテンサイト系ステンレス鋼も用いられている。また、マルテンサイト系ステンレス鋼を素材としてフェライト（Ｆ）相との複相組織を活用し、性能調整するものも多い。フェライト（Ｆ）相との複相組織を活用したマルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｎｉを殆ど含有しないので、上述した準安定オーステナイト系ステンレス鋼よりも安価である。
【０００６】
このようなマルテンサイト系ステンレス鋼として、例えば、特許文献２には高強度複相組織ステンレス鋼が、特許文献３には高強度複相組織ステンレス鋼帯または鋼板が、特許文献４にはＮｉを０．５〜４％(本明細書においては特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する)含有するスチールベルト用複相ステンレス鋼帯が、特許文献５にはガスケット用複相ステンレス鋼が、特許文献６にはばね用複相ステンレス鋼が、特許文献７には高弾性を有する高強度複相ステンレス鋼板が、さらに、特許文献８には延性に優れた高強度ステンレス鋼板が、それぞれ開示されている。また、特許文献９には、マルテンサイト系ステンレス鋼に窒素吸収処理を施すことにより、表層部のオーステナイト安定度を向上させたさらなる複相組織ステンレス鋼が開示されている。
【０００７】
しかし、これらの複相マルテンサイト系ステンレス鋼においても、最近の部品の小型化や軽量化によりさらなる高強度と優れた加工性が要求されており、性能調整が難しくなっている。さらに、上述の用途では、優れた耐摩耗性、疲労特性を有することも要求される。
【０００８】
他方、特許文献１０，１１には、オーステナイト系ステンレス鋼を主な対象として、材料の回復、再結晶が起こらない４００〜６００℃の比較的低温域で加熱し、最も有効な侵入型固溶強化元素である窒素、炭素ないし両方を拡散させることにより、耐摩耗性を向上させた、窒化処理、炭化処理あるいは侵炭処理もしくは侵炭窒処理（以降、本明細では、これらの処理を「表面硬化処理」という）が開示されている。なお、表面硬化処理がオーステナイト系ステンレス鋼を主な対象とするのは、オーステナイト相の炭素、窒素の固溶限が大きいのに対して、マルテンサイト相、フェライト相の固溶限が小さいためであり、マルテンサイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼への適用が難しいと考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０００−２３９８００号公報
【特許文献２】特許第３３６３５９０号明細書
【特許文献３】特許第３６０２２０１号明細書
【特許文献４】特許第４２５２８９３号明細書
【特許文献５】特許第４３５３０６０号明細書
【特許文献６】特許第５２５７５６０号明細書
【特許文献７】特開２００３−８９８５１号公報
【特許文献８】特開２００４−３２３９６０号公報
【特許文献９】特許第３５２１８５２号明細書
【特許文献１０】特開２００４−１２４１９６号明細書
【特許文献１１】特許第３６０２２０１号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、小型化、軽量化が進行し、厳しい精度で所定の形状に加工後に使用される製品、部品に最適と考えられる高強度かつ優れた加工性を有し、耐摩耗性、さらには疲労特性にも優れる安価なＣｒ系複相ステンレス鋼を工業的に安定して供給することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、
安価かつ高強度さらには優れた延性を有するＣｒを主成分する複相ステンレス鋼を用い、所定の形状に加工（後述する図１の本発明のスチールベルト製造工程では、素材である鋼板を切断、リング溶接、溶接部の均質化も含む軟化を目的とする焼鈍、次いで、所定の板厚に減厚すること）した後、
（ｉ）オーステナイト（Ａ）変態を完了するＡｃ３変態点以上の最も高温に加熱され、オーステナイト安定元素である窒素、炭素ないし両方（Ｎ及び／又はＣ）の吸収により表層部をオーステナイト相化した後、次いで、
（ｉｉ）オーステナイト変態を開始するＡｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下に加熱し、オーステナイト（Ａ）相およびフェライト（Ｆ）相の二相域からの焼入れにより、結晶粒の微細化および化合物の微細析出を伴う性能調整を行い、さらに必要に応じて、
（ｉｉｉ）Ａｃ１変態点以下の低温での表面硬化処理を施すこと
により、目的とする優れた性能を得られることを着想した。以降、本明細では、（ｉ）〜（ｉｉｉ）のこれらの処理を、それぞれ、吸収処理、二相域焼入れ、表面硬化処理という。
【００１２】
また、本発明者は、上記着想と同時に、性能調整を主目的とする二相域焼入れに際してはその温度域を低温域に広げることにより調整を容易にできることを着想した。
【００１３】
本発明者は、これらの着想に基づいて鋭意研究開発を継続し、成分調整した小型鋳塊による試作試験および実機試作試験を経て、以下に列記の主要な知見Ａ〜Ｅを得ることができ、さらに、Ｃｒ-Ｍｎ-Ｃ、Ｎを主成分とする複相ステンレス鋼での実用化の目処を得て、本発明を完成した。
【００１４】
（Ａ）二相域焼入れによる結晶粒の微細化、化合物の微細析出を伴う性能調整、その温度域の低温への拡大のため、素材はオーステナイト安定度が高いＣｒ−Ｍｎ−Ｃ、Ｎ鋼とする。これにより、二相域焼入れに先立って行われる、最も強力なオーステナイト安定元素でもあるＮ及び／又はＣの吸収による表層部のオーステナイト安定化の達成もより容易となる。これらより、Ｃｒ−Ｍｎ−Ｃ、Ｎ鋼は二相域焼入れ後にオーステナイト相が５体積％まで残存してよく、残部が硬質なマルテンサイト相を主体とし、フェライト相が混在する複相組織とする。なお、この複相組織は板厚中心部付近に対応する。
【００１５】
（Ｂ）同鋼を出発材料とし、熱間加工および冷間加工とＡｃ１変態点以下での焼鈍を繰り返す一般的な工程により所定形状とした後、前記の吸収処理を行い、板表面近傍でのＡ相の割合を５０％以上に増加させる。
【００１６】
（Ｃ）次いで、二相域からの焼入れにより、所定の性能に調整する。同時に、その際の吸収処理との温度差を活用し、板表面近傍のオーステナイト相中に微細な化合物を多数析出させる。これらにより、目的とする優れた性能を得られる。
【００１７】
（Ｄ）さらに、それらの結果として、二相域への加熱により粒成長が抑制され、続く、冷却でのマルテンサイト変態により、結晶粒界と同等に作用する方位の角度差５゜以上で分離される領域を、円相当の平均粒径で５μｍ以下に微細粒化することが可能であり、さらなる高性能化が達成される。これは、今後のさらなる軽量化、小型化にも対応するものと考える。
【００１８】
（Ｅ）以上により、汎用のＣｒ−Ｍｎ−Ｃ、Ｎ鋼を用いた一般的な工程により、二相域焼入れ温度域を低温に広げることも可能である。
【００１９】
本発明は、以下に列記の通りである。
（１）板厚方向全域での平均の化学組成が、Ｃ＋Ｎ：０．１２〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、板表面でのオーステナイト相の割合が５０体積％以上、かつ、板表面より１０μｍまでの深さの領域にＣ、Ｎを含む微細な化合物が分散し、円相当の最大粒径が５μｍ以上である化合物が質量５ｇあたりに３０個以下であり、板厚中心部ではオーステナイト相の割合が５体積％以内であり、残部がマルテンサイトとフェライトの複相組織からなることを特徴とする複相ステンレス鋼。
【００２０】
（２）前記化学組成は、Ｎｉ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする（１）項に記載された複相ステンレス鋼。
【００２１】
（３）前記化学組成は、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）項１または（２）項に記載された複相ステンレス鋼。
【００２２】
（４）結晶方位の角度差５゜以上で分離される領域の円相当平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載された複相ステンレス鋼。
【００２３】
（５）（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載された平均の化学組成を有し、オーステナイト相の割合が５体積％以内であり、残部がマルテンサイトとフェライトの複相組織を主体とするステンレス鋼に冷間加工を行って所定の板厚に減厚した後、Ａｃ３変態点以上に加熱し、表面から窒素または炭素ないし窒素と炭素を吸収させて表層部のみをオーステナイト安定化状態とし、室温近傍へ冷却した後、Ａｃ３変態点以下Ａｃ１変態点以上に加熱して焼入れることを特徴とする複相ステンレス鋼の製造方法。
【００２４】
（６）前記焼入れを行った後、さらに加熱して、６００℃以下での保持を伴う炭化または窒化もしくは炭化および窒化の表面硬化処理を行うことを特徴とする（５）項に記載された複相ステンレス鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明により、小型化、軽量化が進行し、厳しい精度にて所定の形状へ加工後に使用される製品や部品に最適と考えられる高強度かつ優れた加工性を有し、耐摩耗性、疲労特性にも優れる安価な高性能Ｃｒ系複相ステンレス鋼を工業的に安定して供給することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】図１は、本発明に係るスチールベルト製造工程の抜粋を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明を、添付図面を参照しながら具体的に説明する。
１．化学組成
［Ｃ＋Ｎ：０．１２〜０．６％］
ＣおよびＮは、いずれも、強力なオーステナイト安定化元素であるとともに、侵入型固溶強化元素でもあり、マルテンサイト相を硬化する。合計含有量（Ｃ＋Ｎ）が０．１２％未満であると、上述の用途に必要と考えられる硬さ（４００ＨＶ以上）を達成することが難しい。逆に、合計含有量（Ｃ＋Ｎ）が０．６％を超えると、材料が硬くなり過ぎ、粗大な化合物が形成され、薄板の製造やリング圧延が難しくなり、必要な組織および特性の調整も困難となる。このため、合計含有量（Ｃ＋Ｎ）は、０．１２％以上０．６％以下とする。合計含有量（Ｃ＋Ｎ）の下限は０．１３％であることが好ましく、合計含有量（Ｃ＋Ｎ）の上限は０．５６％であることが好ましい。
【００２８】
なお、これらは、板厚全体での平均値である。本発明では、最終工程において板表面からＮ及び／又はＣの吸収、拡散を行われる。すなわち、それ以前の出発材料の合計含有量（Ｃ＋Ｎ）はこれよりも低く、０．５％以下であることが好ましい。この値は板中心部での値にも対応する。すなわち、板表面での合計含有量（Ｃ＋Ｎ）は板中心部での合計含有量（Ｃ＋Ｎ）よりも０．１％以上高い値となる。これは、吸収処理により形成され、その後の表面硬化処理ではさらに大きな値となる。
【００２９】
［Ｓｉ：０．１〜２．０％］
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として使用される。このため、Ｓｉ含有量の下限値は０．１％とする。ただし、Ｓｉ含有量が過剰であると、粗大な介在物を形成し、諸特性が劣化する。他方、Ｓｉは、Ｃ，Ｎという侵入型固溶強化元素に次ぐ有効な固溶強化元素でもあるものの、フェライト安定化元素でもあり、オーステナイト安定化元素とのバランスを考えて含有する。このため、Ｓｉ含有量は０．１％以上２．０％以下とする。Ｓｉ含有量の上限は１．８％であることが好ましい。
【００３０】
［Ｍｎ：１．０〜６．０％］
Ｍｎ含有量は１．０％以上６．０％以下とする。Ｍｎは、有効なオーステナイト安定化合金元素であり、高温でのオーステナイトとフェライトからなる二相域をより低温まで拡大する。それにより、より低温での二相域焼入れとそれによる性能調整を可能とし、微細粒組織を得るとともに、Ｎ及び／又はＣの吸収によりオーステナイト相が安定化した板表面を得ることができる。Ｍｎは、出発材料のオーステナイト安定度の調整を担う合金元素であって重要な役割を果たすものであるため、Ｍｎ含有量の下限は、１．０％し、好ましくは１．２％である。ただし、Ｍｎを過剰に添加すると、粗大介在物を形成し、薄板製造や製品への加工を難しくし、諸特性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量の上限は、６．０％とし、好ましくは５．６％である。
【００３１】
［Ｃｒ：１０．０〜２０．０％］
Ｃｒは、１０．０％以上２０．０％以下とする。Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、有効な耐食性を得るために、Ｃｒ含有量の下限を１０．０％とする。Ｃｒは、Ｎ及び／又はＣの吸収にも有効な元素であると考えられる。ただし、Ｃｒは、フェライト安定化元素であり、過度の添加は板表面でのオーステナイト安定化を阻害し、粗大な炭窒化物の形成を促進する。このため、Ｃｒ含有量の上限は２０．０とする。
【００３２】
本発明に係る複相ステンレス鋼は、任意添加元素として、以下の元素を必要に応じて含有してもよい。
【００３３】
［Ｎｉ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種］
Ｎｉ，Ｃｕの含有量は、それぞれ、２．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ，Ｃｕは、いずれも、強力なオーステナイト安定化合金元素であり、高温でのオーステナイトとフェライトからなる二相域を低下し、より低温からの焼入れを可能する。Ｍｎの効果を補うために、Ｎｉ，Ｃｕそれぞれの含有量の上限値は、２．０％であり、さらに好ましくは１．８％である。また、上記効果を確実に得るためにはＮｉ，Ｃｕ含有量は、それぞれ、０．１％以上であることが好ましい。
【００３４】
［Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上］
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖの含有量は、それぞれ０．５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、いずれも、Ｃ，Ｎとの化合物を形成し、それらのピン止効果により結晶粒成長を抑制するため、含有してもよい。このため、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有量は、それぞれ、０．５％以下とし、好ましくは、それぞれ０．４％以下とする。また、上記効果を確実に得るためには、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの含有量は、それぞれ、０．０１％以上であることが好ましい。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００３５】
２．金属組織
［板表面でのオーステナイト相の割合：５０体積％以上］
板表面でのオーステナイト相の割合を５０体積％以上とするのは、高温加熱を伴う吸収処理にてＮ及び／又はＣの固溶により形成されたオーステナイト相が、高強度を維持し、加工性に優れるためであるとともに、これに起因して耐摩耗性や疲労特性が向上するためである。すなわち、オーステナイト相主体の組織とするものである。さらに、必要に応じて行われる表面硬化処理に際して、粗大な化合物の析出が抑制される。好ましくは、オーステナイト相の割合は６０体積％以上である。
【００３６】
なお、これらに際して、板表面のオーステナイト相には、（Ｃ＋Ｎ）量が、少なくとも０．５％以上が固溶していると考える。
【００３７】
［板表面より１０μｍまでの深さの領域にＣ、Ｎを含む微細な化合物が分散し、円相当の最大粒径が５μｍ以上である化合物が質量５ｇあたりに３０個以下］
板表面より１０μｍまでの深さの領域にＣ，Ｎを含む微細な化合物が分散し、円相当の最大粒径が５μｍ以上である化合物を質量５ｇあたりに３０個以下とするのは、高強度かつ優れた加工性を維持した上で、前述のＣ，Ｎの固溶の効果とともに耐摩耗性、疲労特性を向上するためである。
【００３８】
化合物は、微細かつ多数であることが望ましく、実績より、円相当粒径が５μｍ以上のものが質量５ｇあたりに３０個以下とする。好ましくは、板表面より２０μｍまでであり、円相当の最大粒径が４μｍ以下、個数が２０個以下である。
【００３９】
［板厚中心部におけるオーステナイト相の割合：５体積％以内、かつ残部：マルテンサイトとフェライトの複相組織］
素材の金属組織を、マルテンサイト相とフェライト相との複相組織とする理由は、硬質なマルテンサイト相が強度を分担するとともに軟質なフェライト相が伸びを分担し、これらにより性能を調整し、高強度と優れた伸びを両立させるためである。ただし、一部に残存するオーステナイト相も加工性に優れる相であり、５体積％以下で残存してもよく、好ましくは４％以下で残存してもよい。
【００４０】
［結晶方位の角度差５゜以上で分離される領域の円相当平均粒径：５μｍ以下］
結晶方位の角度差５゜以上で分離される領域の円相当の平均粒径が５μｍ以下であることが好ましい。角度差５゜以上において同境界が粒界と同様に作用し、結晶粒の微細化の効果を得られると考えられ、結晶粒微細化により高い強度と伸びが両立し、耐摩耗性、疲労強度ともに向上するためである。これは、今後の小型化、軽量化にも対応する。好ましくは、上記平均粒径は４μｍ以下である。
【００４１】
３．製造方法
図１は、本発明に係るスチールベルト製造工程の抜粋を示す説明図である。
【００４２】
本発明に関する製造方法の各工程での限定理由について説明する。
はじめに、上記のような平均の化学組成からなるＣｒ系ステンレス鋼を出発材料とし、熱間加工および冷間加工とＡｃ１変態点以下での焼鈍を繰り返す一般的な工程により所定の板厚に減厚する。
【００４３】
これらは、本発明の製造工程での組織調整により優れた特性を達成するとともに、経済性、生産性を考慮したものである。
【００４４】
次に、このステンレス鋼に冷間加工を行って所定の板厚に減厚する。
所定の板厚に減厚した後、Ａｃ３変態点以上に加熱し、表面から窒素または炭素ないし窒素と炭素を吸収させて表層部のみをオーステナイト安定化状態とし、室温近傍へ冷却する。
【００４５】
オーステナイト変態を完了するＡｃ３変態点以上に加熱して表面からＮ及び／又はＣを吸収させるのは、固溶限の大きなオーステナイト相への変態を完了させるとともに、高温での効率的な吸収（拡散）により板表面をオーステナイト安定化状態とするためである。
【００４６】
オーステナイト安定化状態とした後の冷却速度は高いことが望ましい。また、未吸収の内部はマルテンサイト変態させ、続いて実施される二相域焼入れにより、さらに微細な組織とすることが望ましい。
【００４７】
出発材料の化学組成に依存するが、実験結果より、加熱、保持はＡｃ３変態点と考える９５０℃以上へ加熱した後に３０分間以下の保持を行う。さらに、好ましくは、１０００℃以上、工業的連続熱処理炉の上限と考える１２００℃以下への加熱後、５分間以上２０分間以下保持する。
【００４８】
加熱雰囲気は、Ｎ及び／又はＣが吸収できるものであればよい。Ｎガス単体、一般に使用されるＮと還元性のＨとの混合ガスをはじめ、アンモニアやメタンというガスを使用した雰囲気が例示される。
【００４９】
ただし、酸化被膜の形成により、吸収が抑制される。このため、雰囲気ガスの露点は低いことが望ましく、−４０℃以下とする。さらに好ましくは−４５℃以下である。冷却はマルテンサイト変態が完了する２００℃までを３℃／秒以上とする。さらに好ましくは冷却速度５℃／秒以上である。
【００５０】
次いで、Ａｃ３変態点以下Ａｃ１変態点以上に加熱して焼入れる。Ａｃ３変態点以下Ａｃ１変態点以上に加熱するのは、二相域焼入れにより所定の性能に調整して高強度と優れた伸びを両立し、保持中の粒成長を抑制するためである。さらに、マルテンサイト変態によって微細粒組織とするためである。
【００５１】
本処理自体は雰囲気の影響を受けないものの、その後行われる表面硬化処理に影響するため、雰囲気は前述と同様であることが望ましい。冷却速度は、粗大化合物の析出を抑制し、マルテンサイト変態を完了させるため、高いことが望ましい。具体的には、出発材料の組成にも依存するが、実験の結果より、９５０℃以下７５０℃以上へ加熱後、マルテンサイト変態が完了する２００℃までを３℃／秒以上とし、好ましくは５℃／秒以上である。
【００５２】
さらに、必要に応じて、焼入れを行った後、さらに加熱して、６００℃以下での保持を伴う炭化または窒化もしくは炭化および窒化の表面硬化処理を行う。この表面硬化処理を行う理由は、炭素，窒素の固溶と、化合物の微細析出とを促進し、例えばドクターブレード、歯車、スチールベルトに必要になる耐摩耗性、疲労特性をさらに向上させるためである。加熱温度は、それ以前の二相域焼入れにて調整した組織を変化させないように６００℃以下とする。
【００５３】
なお、吸収処理の窒素と炭素、表面硬化処理の窒化と炭化を入れ替えた場合でも、板表面でのオーステナイト安定化と高性能化が同様に図れることを確認した。
【００５４】
以上のように、本発明は、厚さ方向の大部分を占める中心部が強度と延性のバランスに優れる複相状態を維持するとともに、表面近傍部でのＮ及び／又はＣの固溶と化合物の微細析出により優れた耐摩耗性、疲労特性を有する材料を工業的規模で安定して供給することが可能である。
【実施例】
【００５５】
実施例を参照しながら本発明を説明する。
供試材の組成を表１に示すとともに、一般的な工程により製造したＳＵＳ薄板を素材とするスチールベルト製造工程の抜粋を図１に示す。
【００５６】
試料は、実機溶製材及び実験室レベルの小型鋳塊より、熱間圧延、焼鈍により板厚４．０ｍｍとした。その後、実験室レベルの設備を用いて、冷間圧延及び焼鈍を繰返して板厚０．４ｍｍとした。次いで、板厚０．２ｍｍへ冷間圧延した後に短冊状に切断し、試験に供した。
【００５７】
【表１】
0006369284.tif 000002
【００５８】
吸収処理から二相域焼入れ後までの諸特性を表２に示す。なお、表２に示した以外の熱処理条件について、吸収処理は、雰囲気の露点が−４０℃、保持時間が３００秒間とした。焼入れは、水素７５体積％（以降、％と記載）＋窒素２５％、露点が−４０℃の同様の混合ガス雰囲気にて行い、保持時間を１０秒間とした。冷却速度は、両処理ともに２００℃までを５℃／秒で実施した。
【００５９】
得られた試料について、以下に列記の方法により、金属組織、硬さ、曲げ性、耐摩耗性、疲労特性を調査した。
【００６０】
［金属組織］
各相の割合は、試験片の板表面と板厚を半分まで除去した後の表面について、Ｘ線回折装置を用いて、オーステナイト相と（フェライトおよびマルテンサイト）相、それら以外の回折ピークを測定し、それらのピーク積分強度比によりオーステナイト相の割合を算出した。
【００６１】
化合物分布は、１０質量％臭素メタノール溶液により試験片の両表面より１０μｍまでの領域を５ｇ以上腐食除去した後、所定寸法の孔のフィルタを通して残留物を抽出し、該残留物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）を用いて観察し、その最大径が５μｍ以上の化合物の総数を得た。
【００６２】
結晶方位の角度差５゜以上で分離される領域の円相当の平均粒径は、一部の圧延方向垂直断面について、ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction）を用いて測定した。
【００６３】
［硬さ］
板表面と、埋込および研磨後の圧延方向垂直断面での板厚中心部とについて、マイクロビッカース硬度計を用いて、０．４９Ｎにて測定数（ｎ）＝５で実施し、最大と最小を除いた中央３点での平均値を算出した。
【００６４】
［曲げ性］
圧延方向と平行に採取した所定の寸法の短冊状試験片について、曲げ半径４ｍｍの直角曲げ金型と油圧プレス機を用いて実施した。次いで、光学顕微鏡ないしＳＥＭを用いて、曲げ外周表面での割れの有無を確認し、割れが無い場合を○で評価し、有る場合を×で評価した。さらに、一部について、曲げ半径３ｍｍの調査を行い、同様に評価した。
【００６５】
［耐摩耗性］
所定寸法に加工した円盤状試験片について、ピンオンディスク型試験機を用いて、一定条件にてベアリング用硬質鋼球を押付けた状態で試験片を回転させた。その後、試験片を切断し、断面を埋込および研磨した後、同押付け（摩耗痕）部での板厚減少量をｎ＝４で測定し、平均値を算出した。評価は、それらの平均値が８μｍ以下を○で評価し、越える場合を×で評価した。
【００６６】
［疲労試験］
圧延方向と平行に採取した所定の寸法の短冊状試験片について、両振り式の平面曲げ疲労試験機を用いて、曲げ軸を圧延方向と垂直にして板表面での曲げ応力５００Ｎ／ｍｍ２での繰返し曲げを行い、１０７回繰返し後の破断有無を調査した。調査はｎ＝１６にて実施し、全て破断しなかったものを○とし、１枚でも破断したものを×とした。さらに、一部について、板表面での曲げ応６００Ｎ／ｍｍ２での調査を行い、同様に評価した。なお、板表面での曲げ応力は、歪ゲージにより測定開始時の値を測定した。
【００６７】
【表２】
0006369284.tif 000003
【００６８】
本発明例Ｎｏ．Ａａ〜Ａｈは、所定の条件でのＮ及び／又はＣの吸収により、板表面でのオーステナイト相量が上昇し、請求項１で規定する金属組織を達成する。これにより、板の表面が中心に対して硬化するとともに、優れた曲げ性、耐摩耗性、疲労特性を示す。また、本発明例Ｎｏ．Ｂａ〜Ｉａに示す所定成分のステンレス鋼でも同様に確認される。
【００６９】
これに対し、比較例Ｎｏ．Ａｉは、Ｎ及び／又はＣの吸収を施していないため、板表面にて所定のオーステナイト相量を達成しておらず、板厚中心部との違いが認められない。
【００７０】
比較例Ｎｏ．Ａｊは、吸収処理の条件に関して加熱温度が９００℃と低く、充分なＮ及び／又はＣの吸収がなされないと考えられ、板表面でのオーステナイト相量の増加が小さく、５０体積％に達しない。
【００７１】
さらに、出発材料の組成の影響について見た場合、比較例Ｎｏ．Ｊａは、出発材料での（Ｃ＋Ｎ）量、Ｍｎ量ともに低く、オーステナイト安定度が低いため、本発明の処理条件でも板表面のオーステナイト相量が低い。
【００７２】
比較例Ｎｏ．Ｌａは、多量のＳｉの含有により強固な酸化被膜が形成され、充分な吸収がなされなかったと考えられ、板表面でのオーステナイト相量が未達である。
【００７３】
なお、比較例Ｎｏ．Ｍａは、多量のＭｎ，Ｎｉを含有した安定オーステナイト鋼であり、オーステナイト相の増加を示さない。
【００７４】
これらの結果、比較例Ａｉ〜Ｏａは目標性能に未達となった。
次に、表２に示す材料の一部に表面硬化処理を施した。表面硬化処理後の諸特性を表３に示す。
【００７５】
【表３】
0006369284.tif 000004
【００７６】
本発明例Ｎｏ．Ａｃ１〜Ａｄ３は、先の処理後とほぼ同等の組織を維持しつつ、板表面が硬質となる。粗大な化合物も確認されず、必要な曲げ性、耐摩耗性、疲労特性ともに満足する。
【００７７】
他方、比較例Ｎｏ．Ａｄ４は、表面硬化処理の温度が高く、二相焼入れ後の組織を維持できず、材料が軟化するとともに、粗大な化合物も析出し、特性も不芳であった。
【００７８】
比較例Ｎｏ．Ａｉ１は、吸収処理後の二相焼入れ後に所定の組織を満足しておらず、その他も出発材料が必要な組成を満足しておらず、表面硬化処理後の特性が不芳であった。
【００７９】
さらに、表２にて吸収処理後の二相域焼入れ後に比較的近い組織、硬さを示した一部の発明例に関して、ＥＢＳＤにより結晶方位の角度差５゜以上で分離される領域の円相当の平均粒径を測定した。また、さらに厳しい条件にて曲げ性、疲労特性を調査した。それらの調査結果を表４に示す。
【００８０】
【表４】
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【００８１】
平均粒径５μｍ以下の発明例Ｎｏ．Ａｃ，Ａｄ，Ｂｃは、さらに厳しい条件でも曲げ性、疲労強度を満足し、平均粒径が５μｍ超のＡｅ，Ｂｄに比べて優れた特性を有する。これらは、今後の製品、部品のさらなる小型化、軽量化および高強度化に対応すると可能性を有する。
【００８２】
このように、Ｎ及び／又はＣの吸収処理後の二相域焼入れにより、板表面近傍部をオーステナイト安定化した安価なＣｒ系複相ステンレス鋼への表面硬化処理の適用により高性能化が確認できた。
【図１】
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