JP5614329B2

JP5614329B2 - 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5614329B2
Application number: JP2011041027A
Authority: JP
Inventors: 崇小林; 中村　展之; 展之中村; 船川　義正; 義正船川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-02-28
Filing date: 2011-02-28
Publication date: 2014-10-29
Anticipated expiration: 2031-02-28
Also published as: JP2012177167A

Description

本発明は、自動車の変速機部品等、疲労強度や耐摩耗性が要求される機械構造用部品に好適な軟窒化処理用鋼板に係り、特に軟窒化処理前の成形性に優れ、且つ、軟窒化処理後の耐疲労特性に優れた軟窒化処理用鋼板およびその製造方法に関する。

自動車用の変速機部品等、長時間継続して応力負荷された状態で使用される機械構造用部品には、疲労強度や耐摩耗性が要求される。そのため、これらの機械構造用部品は通常、鋼素材を所望の部品形状に加工したのち、表面硬化熱処理を施すことにより製造される。表面硬化熱処理を施すと、鋼表面が硬化するとともに鋼表層部に圧縮残留応力が導入されるため、疲労強度および耐摩耗性が向上する。

上記表面硬化熱処理の代表的なものとしては、浸炭処理と窒化処理が挙げられる。浸炭処理は、鋼をA₃変態点以上の温度に加熱し、鋼の表層部に炭素を拡散・浸透（浸炭）させる処理であり、通常、高温状態にある浸炭後の鋼をそのまま焼入れすることにより、鋼の表面硬化を図っている。この浸炭処理では、A₃変態点以上の高温域で鋼表層部に炭素を拡散・浸透させるため、炭素が鋼表面から比較的深い位置まで拡散・浸透する結果、大きな表面硬化層深さが得られる。

しかしながら、上記表面硬化熱処理として浸炭処理を採用した場合、焼入れ時の変態歪や熱歪に起因する部品形状精度の低下が避けられない。また、浸炭後に焼入れしたままの状態では、鋼の靭性が著しく低下する。そのため、浸炭処理を施して部品を製造する場合、焼入れ後に、部品形状の矯正や靭性回復を目的とした焼戻し（例えばプレステンパー処理）を施すことが必須となり、製造工程数が多くなるため、製造コスト面で極めて不利となる。

一方、窒化処理は、鋼をA₁変態点以下の温度に加熱し、鋼表層部に窒素を拡散・浸透（窒化）させる処理であり、浸炭処理のように焼入れすることなく鋼の表面硬化を図るものである。すなわち、窒化処理は処理温度が比較的低温であるうえ、鋼の相変態を伴わないため、窒化処理を施して部品を製造すれば、部品の形状精度を良好に保つことができる。但し、アンモニアガスを用いるガス窒化の場合、窒化に要する時間が約25〜150時間と著しく長いため、大量生産を前提とする自動車部品等には適さない。

ガス窒化に見られる上記問題を有利に解決するものとして、近年、普及しつつあるのが軟窒化処理である。軟窒化処理は、浸炭性雰囲気を利用することによって窒化反応を迅速に進行させる窒化処理であり、被処理物は550〜600℃の処理雰囲気中に数時間保持され、鉄炭化物の生成をなかだちとして、鋼表面から鋼中に向けて窒素が拡散導入される。この軟窒化処理によると、得られる鋼表面硬度は従来の窒化処理（ガス窒化）よりも低くなるものの、窒化処理時間の大幅な短縮が可能となる。

軟窒化処理は、塩浴中で処理する方法とガス中で処理する方法とに大きく分類される。塩浴中で処理する方法（塩浴軟窒化処理）では、シアン系の浴が用いられるため、環境汚染防止対策が必須となる。一方、ガス中で処理する方法（ガス軟窒化処理）では、アンモニアを主成分とする混合ガスを用いるため、環境汚染の原因となる排出物が少ない。以上の理由により、軟窒化処理のうち、特にガス中で処理するガス軟窒化処理の普及率が高まりつつある。

一方、自動車の変速機部品をはじめとする機械構造用部品は、従来、鋳造や鍛造により得られた中間品に機械加工を施し、所望の形状に加工・接合して製造されるのが一般的であったが、近年、素材として鋼板（薄鋼板）が積極的に用いられるようになり、鋼板（薄鋼板）にプレス加工等を施し、所望の形状に成形して製造するようになっている。これにより、従来よりも製造工程が短縮され、製造コストの大幅な削減が可能となっている。このような背景から、自動車の変速機部品等、機械構造用部品の素材に好適な、成形性に優れた軟窒化処理用鋼板の要望が高まり、現在までに様々な技術が提案されている。

例えば、特許文献１および特許文献２には、重量比でC：0.01〜0.08％未満、Si：0.005〜1.00％、Mn：0.010〜3.00％、P：0.001〜0.150％、N：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15超〜5.00％、Al：0.060超〜2.00％を含有し、さらに、Ti：0.010％以上および４C［％］未満、V：0.010〜1.00％の１種または２種を含有する組成の鋼を、熱間圧延後500℃以上で巻き取るか、その後50％以上の圧下率で冷間圧延を施し、再結晶焼鈍を行う、成形性に優れた窒化用鋼板の製造方法、および、上記した組成を有する成形性に優れた窒化用鋼板が開示されている。また、係る技術によると、成形性に悪影響を及ぼすC含有量を0.08％未満に抑制するとともに、Cr、Al等を窒化促進元素として含有することにより、成形性および窒化性に優れた窒化用鋼板となるとされている。

また、特許文献３には、質量％で、C：0.03％以上0.10％未満、Si：0.005〜0.10％、Mn：0.1〜1.0％、Cr：0.20〜2.00％を含有し、不純物として、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.020％以下、sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.01％以下であり、残部が実質的にFeからなる組成とし、JIS G 0552で規定されるフェライト結晶粒度を粒度番号で5以上12以下とする軟窒化処理用鋼が提案されている。そして、係る技術によると、Ti、V等の高価な元素を添加しないため安価な鋼板が得られるとともに、鋼の結晶粒径を微細化することによりプレス加工性に優れた鋼板が得られるとされている。

また、特許文献４には、質量％で、C：0.01％超、0.09％以下、Si：0.005 〜0.5 ％、Mn：0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、Cr：0.50〜4.0 ％、P：0.10％以下、S：0.01％以下およびN：0.010 ％以下、或いは更にV：0.01〜1.0 ％、Ti：0.01〜1.0 ％およびNb：0.01〜1.0 ％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成とし、単位体積当たりの粒界面積Ｓv を80mm^-1以上、1300mm^-1以下とする窒化処理用薄鋼板が提案されている。そして、係る技術によると、Cr，Al，Ｖ，Ti，Nbといった窒化物形成元素を鋼板の成形性を阻害しない範囲で含有させたうえで、単位体積当たりの粒界面積を所定の範囲に制御することにより、窒化処理後に高い表面硬さと十分な硬化深さの両者が併せて得られるとされている。

また、特許文献５には、C：0.01〜0.10mass％、Si：0.1mass％以下、Mn：0.1〜l.0mass％、P：0.05mass％以下、S：0.01mass％以下、Al：0.01〜0.06mass％、Cr：0.05〜0.50mass％、V：0.01〜0.30mass％、N：0.01mass％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる軟窒化用鋼板が提案されている。そして、係る技術によると、窒化促進元素としてCr：0.05〜0.50mass％およびV：0.01〜0.30mass％を含有することにより軟窒化処理による表面硬化特性が向上し、多量の合金元素を添加することなく、軟窒化処理前の成形性に優れ、軟窒化処理による表面硬化特性にも優れる軟窒化処理鋼板を安価に製造することができるとされている。

また、特許文献６には、C：0.04〜0.08mass％、Si：0.1mass％以下、Mn：0.05〜0.6mass％、P：0.03mass％以下、S：0.01mass％以下、Al：0.1mass％以下、Cr：0.6〜1.2mass％、V：0.002〜0.01mass％未満およびN：0.01mass％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる軟窒化処理用鋼板が提案されている。そして、係る技術によると、極微量のV（0.002〜0.01mass％未満）を含有することにより、軟窒化処理によって高硬度であり且つポーラス層の形成が少ない窒化層を形成することができるため、加工性に優れるとともに耐摩耗性にも優れる軟窒化処理用鋼板が得られるとされている。

特開平９−２５５１３号公報特開平９−２５５４３号公報特開２００３−１０５４８９号公報特開２００３−２７７８８７号公報特開２００５−１７１３３１号公報特開２００８−２８０５９８号公報

しかしながら、特許文献１および特許文献２で提案された技術では、窒化促進元素として多量のAlを含有するため、Al介在物に起因する内部欠陥および表面欠陥の発生が懸念される。また、精錬時にAl系スラグが多く生成するため、溶製コストの高騰を招くという問題も見られる。

また、特許文献３で提案された技術では、高価な元素を含まないため安価な軟窒化処理用鋼板が得られるものの、その強度は引張強さで高々420MPa程度であるため、高応力負荷状態で使用される部品への適用は制限される。

また、特許文献４で提案された技術では、500MPaを超える引張強さを有する窒化処理用薄鋼板が得られるものの、窒化処理後の板厚方向の硬度分布についての考慮がなされておらず、実際に窒化処理が施された場合の部品耐久性能が必要十分な水準に達しない場合が多い。

また、特許文献５で提案された技術では、軟窒化処理による表面硬化特性に優れた軟窒化処理用鋼板が得られるものの、その引張強さは390MPaにも満たない。そのため、高い応力が負荷される機械構造用部品への適用は困難であり、汎用性に乏しい。

また、特許文献６で提案された技術では、Cr（0.6〜1.2mass％）とともに極微量のV（0.002〜0.01mass％未満）を含有することにより良質な窒化層を形成し、耐摩耗性に優れた軟窒化処理用鋼板が得られるものの、その強度は引張強さで高々400MPa程度であるため、特許文献３で提案された技術と同様に、高応力負荷状態で使用される部品への適用は制限される。

更に、鋼板に軟窒化処理を施す場合、通常、鋼板は約550〜600℃の処理温度に加熱され、該処理温度に約1〜5時間保持されるため、軟窒化処理により、鋼板表層部の硬さが著しく上昇する一方、鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度は低下することがある。そのため、たとえ軟窒化処理前に所望の強度（引張強さ）を有していても、軟窒化処理により鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度が大幅に低下し、軟窒化処理後の最終製品に所望の強度、並びに耐疲労特性を付与することができない場合が想定される。

以上の理由により、軟窒化処理用鋼板においては、軟窒化処理後であっても鋼板の板厚内部（非窒化部）で所望の強度を有することが、重要な特性の１つとなる。しかしながら、上記した何れの従来技術においても、軟窒化処理前後に見られる板厚内部の強度変化について、何ら検討されていない。

本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、所望の強度（引張強さ：440MPa以上）を有し、且つ、軟窒化処理後の耐疲労特性に優れた軟窒化処理用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決すべく、本発明者らは、軟窒化処理用鋼板の強度、成形性、並びに、軟窒化処理前後に見られる鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度変化に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、以下のような知見を得た。
１）鋼板組織を、フェライトおよびパーライトを含む複合組織とすることにより、軟窒化処理後の強度低下が抑制され、強度安定性に優れた鋼板が得られること。
２）鋼板組成に関し、所望量のVを含有させ、該V含有量のうちの過半を固溶Vとすることにより、軟窒化処理を通じて、鋼板の表層部のみならず鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度も増加し、耐疲労特性が向上すること。
３）軟窒化処理後に、鋼板の板厚内部（非窒化部）の硬さが、軟窒化処理前の硬さの5％超増加することにより、耐疲労特性が安定して向上すること。

本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、
C ：0.05％以上0.10％以下、 Si：0.5％以下、
Mn：0.7％以上1.5％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.01％以下、 Al：0.01％以上0.06％以下、
Cr：0.5％以上1.5％以下、 V ：0.03％以上0.30％以下、
N ：0.005％以下
を含有し、且つ、固溶V量と前記V含有量との比（固溶V量／V含有量）が0.50超であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライトおよびパーライトを含む複合組織とを有することを特徴とする、軟窒化処理用鋼板。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.005％以上0.025％以下を含有することを特徴とする、軟窒化処理用鋼板。

（３）鋼片を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼片を、質量％で、
C ：0.05％以上0.10％以下、 Si：0.5％以下、
Mn：0.7％以上1.5％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.01％以下、 Al：0.01％以上0.06％以下、
Cr：0.5％以上1.5％以下、 V ：0.03％以上0.30％以下、
N ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記熱間圧延の加熱温度を1100℃以上1300℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ温度をAr₃変態点以上(Ar₃変態点＋100℃)以下とし、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻取りの巻取り温度を500℃以上600℃以下とすることを特徴とする、軟窒化処理用鋼板の製造方法。

（４）（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.005％以上0.025％以下を含有することを特徴とする、軟窒化処理用鋼板の製造方法。

本発明によれば、所望の強度（引張強さ：440MPa以上）を有し、且つ、軟窒化処理前の成形性および軟窒化処理後の耐疲労特性に優れた軟窒化処理用鋼板が得られる。このような鋼板であれば、自動車の変速機部品等、高応力負荷状態で使用される部品にも使用することができ、製造コストを大幅に削減することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。

以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.05％以上0.10％以下
Cは、固溶強化および第二相の形成を通じて、鋼の高強度化に寄与する元素である。C含有量が0.05％未満である場合、自動車の変速機部品等、高応力負荷状態で使用される部品の素材として要求される鋼板強度を確保することができない。一方、C含有量が0.10％を超えると、鋼板強度が過度に高まり、成形性が低下する。したがって、C含有量は0.05％以上0.10％以下とする。好ましくは0.05％以上0.08％以下である。

Si：0.5％以下
Siは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に有効な元素であるとともに、脱酸剤としても作用する。このような効果を得るためには、0.03％以上含有させることが好ましいが、Si含有量が0.5％を超えると、難剥離性スケールが生成して鋼板の表面性状が顕著に悪化する。したがって、Si含有量は0.5％以下とする。好ましくは、0.1％以下である。

Mn：0.7％以上1.5％以下
Mnは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に有効な元素である。また、鋼中に不純物として存在するSを析出物として固定し、鋼に対するS起因の悪影響を低減する元素としても作用する。Mn含有量が0.7％未満である場合、所望の鋼板強度を確保することができない。一方、Mn含有量が1.5％を超えると、鋼板強度が過度に高まり、成形性が低下する。したがって、Mn含有量は0.7％以上1.5％以下とする。好ましくは1.0％以上1.5％以下である。更に好ましくは1.2％以上1.5％以下である。

P ：0.05％以下
Pは、鋼板の成形性や靭性を低下させる元素であり、本発明ではPを極力低減することが好ましい。したがって、P含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.03％以下である。

S ：0.01％以下
Sは、Pと同様、鋼板の成形性や靭性を低下させる元素であり、本発明ではSを極力低減することが好ましい。したがって、S含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.005％以下である。

Al：0.01％以上0.06％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、その効果を確実に得るためにAl含有量は0.01％以上とする。一方、Al含有量が0.06％を超えると、脱酸剤としての効果が飽和するうえ、Al系介在物が増加して鋼板の内部欠陥および表面欠陥を招来する。したがって、Al含有量は0.01％以上0.06％以下とする。好ましくは0.02％以上0.05％以下である。

Cr：0.5％以上1.5％以下
Crは、軟窒化処理により鋼中に窒化物を形成し、鋼板表層部の硬度を高める効果を有する元素であり、本発明における重要な元素である。このような効果を顕著なものとするためには、Cr含有量を0.5％以上とする必要がある。一方、Cr含有量が1.5％を超えると、軟窒化処理により得られる表面硬化層（窒化層）の脆化が著しくなる。したがって、Cr含有量は0.5％以上1.5％以下とする。好ましくは0.5％以上1.0％以下である。

V ：0.03％以上0.30％以下
Vは、軟窒化処理により鋼中に窒化物を形成し、鋼板表層部の硬度を高める効果を有し、且つ、軟窒化処理を通じて鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度を高める効果を有する元素であり、本発明における最も重要な元素である。また、軟窒化処理前の鋼中に析出しているVは、粒子分散強化（析出強化）によって軟窒化処理用鋼板の強度を高める効果も有する。V含有量が0.03％未満である場合、これらの効果を十分に発現することができない。一方、V含有量が0.30％を超えると、軟窒化処理により得られる表面硬化層（窒化層）の脆化が著しくなるうえ、鋼板の強度向上効果が飽和するため経済的にも不利となる。したがって、V含有量は0.03％以上0.30％以下とする。好ましくは0.05％以上0.20％以下である。

N ：0.005％以下
Nは、鋼板の成形性を低下させる有害な元素である。また、Nは、軟窒化処理前にCr等の窒化促進元素と化合し、有効な窒化促進元素量の低下を招く元素でもある。したがって、本発明ではN含有量を極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。

固溶V量とV含有量との比（固溶V量／V含有量）：0.50超
鋼板中の固溶Vは、軟窒化処理を通じて鋼板の表層部および板厚内部（非窒化部）の強度を向上させ、軟窒化処理後の耐疲労特性を確保するうえで重要な役割を担う。そこで、本発明では、軟窒化処理用鋼板、すなわち軟窒化処理前の鋼板における固溶V量とV含有量との比を0.50超とする。

先述のとおり、鋼板に軟窒化処理を施すと、軟窒化処理の熱履歴を経ることにより鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度が低下することがあり、軟窒化処理後に所望の耐疲労特性が得られない場合が想定される。そのため、軟窒化処理用鋼板においては、軟窒化処理を施した後の鋼板の板厚内部（非窒化部）が所望の強度を有するような特性を具えていることが重要である。

軟窒化処理を施した後の鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度を確保する手段としては、軟窒化処理による鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度低下分を考慮して軟窒化処理用鋼板の強度を高めに設定する手段も考えられる。しかしながら、鋼板強度を過度に高めると、鋼板の成形性が低下し、軟窒化処理前に所望の部品形状に成形するうえで不利となる。

疲労強度や耐摩耗性が要求される機械構造用部品を、軟窒化処理用鋼板を素材として用いて製造するに際しては、軟窒化処理用鋼板をプレス加工等により所望の部品形状に成形したのち、軟窒化処理を施して最終製品とする。そのため、軟窒化処理用鋼板（軟窒化処理前の鋼板）の強度を必要以上に高めることは、軟窒化処理前の成形性に悪影響を及ぼし、好ましくない。

一方、軟窒化処理用鋼板に軟窒化処理を施すことにより、その板厚内部（非窒化部）の強度を軟窒化処理前よりも上昇させることができれば、軟窒化処理前の成形性を低下させることなく、軟窒化処理後の耐疲労特性を向上させることができる。そのため、軟窒化処理前の成形性とともに軟窒化処理後の耐疲労特性が要求される軟窒化処理用鋼板としては、軟窒化処理を通じて鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度が上昇する特性を有するのが理想的である。

そこで、軟窒化処理を通じて、鋼板の板厚内部（非窒化層）の強度を向上させる手段について、本発明者らが検討した結果、軟窒化処理前の鋼板中に所望量の固溶Vを含有させ、軟窒化処理時に固溶Vを炭化物として析出させることが有効であることを知見した。

係る知見に基づき、本発明においては、鋼板中のV含有量を0.03％以上0.30％以下としたうえで、V含有量の過半を固溶Vとすること、すなわち、固溶V量とV含有量との比（固溶V量／V含有量）を0.50超とすることを必須とする。固溶V量とV含有量との比（固溶V量／V含有量）が0.50以下である場合、軟窒化処理に伴う鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度上昇効果を十分に発現することができない。なお、軟窒化処理前の鋼中に炭窒化物として析出させ、軟窒化処理前の鋼板強度の確保と軟窒化処理による硬化量の確保を両立させる観点から、固溶V量とV含有量との比（固溶V量／V含有量）の上限値は、0.80とすることが好ましい。

以上が、本発明における基本組成であるが、基本組成に加えてさらにNbを含有することができる。
Nb：0.005％以上0.025％以下
Nbは、鋼中に炭窒化物として析出し、粒子分散強化（析出強化）によって鋼板の強度を高めるうえで有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Nb含有量が0.005％未満である場合、このような効果を十分に発現することができない。一方、Nb含有量が0.025％を超えると、鋼板強度が過度に高まり、成形性が低下する。したがって、Nb含有量は0.005％以上0.025％以下とする。好ましくは0.010％以上0.020％以下である。

本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、質量％で、Cu:0.05％以下、Ni：0.05％以下、Mo:0.05％以下、Co:0.05％以下、Ti:0.005％以下、Zr:0.005％以下、Ca:0.005％以下、Sn:0.005％以下、O:0.005％以下、B:0.0005％以下等が許容できる。

次に、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の鋼板は、フェライトおよびパーライトを含む複合組織を有する。

鋼板組織に占めるフェライトの割合を高めることは、鋼板の成形性を確保するうえで有効であるが、鋼板をフェライト単相組織とすると、鋼板強度が不足し、機械構造用部品の素材としての適用範囲が狭まり、汎用性に乏しくなる。一方、フェライト主体の組織中に第二相を生成させて鋼板強度を確保する場合において、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質な低温変態相を第二相とした場合には、軟窒化処理時の熱履歴によって上記低温変態相が軟化してしまい、鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度が大幅に低下してしまう。

そこで、本発明においては、軟窒化処理の熱履歴による鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度低下を抑制すべく、鋼板の組織を、フェライトを主相とし、第二相をパーライトとした複合組織とする。なお、本発明においては、鋼板組織中のフェライト分率を80％以上95％以下とし、パーライト分率を5％以上20％以下とすることが好ましい。また、本発明の鋼板は、フェライトとパーライトからなる複合組織とすることが理想的であるが、その他の相（組織）が不可避的に生じてしまう場合であっても、その分率が合計で1％以下であれば許容できる。

次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、上記した組成を有する鋼片を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻取り、熱延鋼板とする。この際、加熱温度を1100℃以上1300℃以下とし、仕上げ温度をAr₃変態点以上(Ar₃変態点＋100℃)以下とし、冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、巻取り温度を500℃以上600℃以下とすることが好ましい。

本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法により鋼片（スラブ）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法で鋼片としてもよい。更に、必要に応じて、各種予備処理や二次精錬、鋼片の表面手入等を施してもよい。

鋼片の加熱温度：1100℃以上1300℃以下
上記の如く得られた鋼片に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延前の鋼片中にVを十分に再固溶させる必要がある。鋼片の加熱温度が1100℃未満である場合、V炭窒化物を十分に分解してVを再固溶させることが困難で、Vを含有することにより得られる前記した所望の効果を発現することができないことがある。また、必要な仕上げ温度の確保も困難となる。一方、鋼片の加熱温度が1300℃を超えると、鋼片の加熱に要するエネルギーが増大し、コスト面で不利となる。したがって、粗圧延前の鋼片の加熱温度は1100℃以上1300℃以下とする。好ましくは1150℃以上1250℃以下である。

粗圧延前の鋼片を加熱するに際しては、鋳造後の鋼片を常温まで冷却してから加熱してもよいし、鋳造後冷却途中の鋼片を追加加熱或いは保熱してもよい。また、鋳造後の鋼片が十分な温度を保持しており、鋼中にVが十分に固溶している場合には、鋼片を加熱することなく直送圧延しても良い。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。

仕上げ温度：Ar₃変態点以上(Ar₃変態点＋100℃)以下
仕上げ圧延における仕上げ温度がAr₃変態点未満である場合、圧延方向に展伸したフェライト組織、および、未再結晶フェライト組織が形成され、鋼板の成形性が低下する。また、鋼板の機械的特性の面内異方性が強くなり、均質な成形加工が困難となる。一方、仕上げ温度が(Ar₃変態点＋100℃)を超えると、鋼板の表面性状が悪化する傾向が見られる。したがって、仕上げ温度はAr₃変態点以上(Ar₃変態点＋100℃)以下とする。なお、仕上げ温度とは、仕上げ圧延の最終パス出側での鋼板温度をさす。

上記仕上げ温度を確保すべく、シートバーヒーター、エッジヒーター等の加熱装置を利用して、圧延中の鋼板を追加加熱してもよい。なお、鋼のAr₃変態点については、オーステナイト温度域からの冷却過程における熱収縮を測定して熱収縮曲線を作成して求めても、或いは、合金元素の含有量から概算して求めてもよい。

平均冷却速度：30℃/s以上
平均冷却速度の適正化は、鋼板中の固溶Vを確保するうえで重要であり、本発明においては、仕上げ圧延終了後、直ちに（1s以内に）冷却を開始し、仕上げ温度から巻取り温度までの平均冷却速度を30℃/s以上とする。この平均冷却速度が30℃/s未満である場合、冷却過程でVの炭窒化物が析出し、鋼板中に所望量の固溶Vが残存しなくなるおそれがある。また、結晶粒が過度に粗大化して、鋼板の強度や延性が低下する場合がある。したがって、上記平均冷却速度は30℃/s以上とする。好ましくは40℃/s以上である。

上記平均冷却速度の上限は特に規定されないが、強水冷に起因する鋼板の形状不良を避けるためには、100℃/s以下とすることが好ましい。なお、鋼板が巻取り温度に達するまで冷却された後は、注水等による強制冷却は特に不要であり、巻取りまで大気中で放冷すればよい。

巻取り温度：500℃以上600℃以下
巻取り温度の適正化は、鋼板中の固溶Vを確保するとともに、鋼板を所望の組織とするうえで重要である。巻き取り温度が500℃未満である場合、低温変態相が生成して鋼板が硬質化し、成形性が低下するとともに、軟窒化処理の熱履歴による鋼板の板厚内部（非窒化部）の強度低下が避けられない。一方、巻取り温度が600℃を超えると、巻取り後にV炭窒化物が多量に析出し、鋼板中に所望量の固溶Vが残存しなくなるおそれがある。したがって、巻取り温度は500℃以上600℃以下とする。好ましくは520℃以上580℃以下である。

上記によって得られた熱延鋼板は、酸洗、ショットピーニング等により酸化スケールを除去したのちに、軟窒化処理用鋼板として使用される。また、形状矯正や表面粗度の調整を目的とした調質圧延を施しても、本発明の効果が損なわれることはない。
なお、本発明の軟窒化処理用鋼板は、ガス軟窒化処理および塩浴軟窒化処理の何れに対しても適用可能である。

表１に示す化学成分を含有する鋼を溶製し、造塊・分塊圧延して鋼片とした。これらの鋼片を加熱したのち、粗圧延および仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延終了後、直ちに冷却し、巻取り、板厚：3.2mmの熱延鋼板とした。なお、上記における鋼片の加熱温度、仕上げ温度、仕上げ温度から巻取り温度までの平均冷却速度、巻取り温度は、表２に示すとおりである。

上記により得られた熱延鋼板を酸洗してデスケーリングし、伸長率：0.5％の調質圧延を施した。そして、調質圧延後の鋼板から試験片を採取し、以下の評価に供した。
（i）固溶V量
固溶V量は、調質圧延後鋼板の板幅1/4位置から試験片を採取し、該試験片を電解液中で定電流電解して得た鋼中析出物中のV量を、V含有量から差し引くことにより求めた。

（ii）組織観察
調質圧延後鋼板の板幅1/4位置における、圧延方向に平行な板厚断面の試料を採取し、鏡面研磨してナイタールで腐食したのち、板厚1/4位置を、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で500〜3000倍の適当な倍率にて撮影した。得られた組織写真を用い、画像解析により、組織全体に対するフェライト面積率、パーライト面積率、並びに、その他の組織の種類およびそれらの面積率を求め、それぞれの分率とした。得られた結果を、表３に示す。

（iii）引張試験
調質圧延後鋼板の板幅1/4位置において、引張試験方向が圧延方向となるように採取したJIS Z 2201(1998)規定の5号試験片（標点距離L：50mm）を用い、JIS Z 2241(1998)の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ(TS)と伸び(El)を測定し、強度・伸びバランス(TS×El)を求めた。なお、本実施例においては、引張強さ(TS)：440MPa以上、強度・伸びバランス(TS×El)：17GPa・％以上の鋼板を、高強度かつ良好な成形性を有するものと評価した。

（iv）断面硬さ試験
上記調質圧延後の鋼板から試験片を採取し、JIS Z 2244(2009)に準拠した方法により、板厚1/2位置におけるビッカース硬さ（HVc）を測定した。
＜測定方法＞
試験力：0.98N
測定箇所：5箇所

（v）軟窒化処理試験
上記調質圧延後の鋼板から小片を採取し、以下に示す条件のガス軟窒化処理を施した。
軟窒化雰囲気：アンモニアガスと吸熱型変成ガスの等量比混合ガス
処理温度：580℃
処理時間：2.5時間
なお、上記処理温度（580℃）に上記処理時間（2.5時間）保持したのち、小片を油冷した（油温：70℃）。そして、油冷後の小片を、以下の評価に供した。

油冷後の小片について、JIS G 0563（1993）に準拠して、板表面から深さ0.1mm位置におけるビッカース硬さ(HV0.1)を測定した。また、JIS G 0562(1993)の規定に準拠した実用窒化層深さを測定した。本実施例においては、ビッカース硬さ(HV0.1)：500以上であり且つ実用窒化層深さ：0.40mm以上のものを表面硬化特性が良好なものと評価した。
また、鋼板の板厚内部（非窒化部）の硬さを代表して、板厚1/2位置（非窒化部）におけるビッカース硬さ（HVc’）を、上記（iv）と同様の方法により測定した。そして、上記（iv）で求めた軟窒化処理前の板厚1/2位置におけるビッカース硬さ（HVc）と、軟窒化処理後の板厚1/2位置におけるビッカース硬さ（HVc’）から、軟窒化処理による板厚中央部のビッカース硬さの上昇率：(HVc’−HVc)/HVc×100(％)を求めた。本実施例においては、ビッカース硬さの上昇率が5.0％超であるものを、軟窒化処理後の耐疲労特性が良好なもの（○）とし、それ以外を×として評価した。得られた結果を、表４に示す。

表４から明らかであるように、本発明例では、強度、成形性、軟窒化処理による表面硬化特性、耐疲労特性の全てにおいて、良好な結果が得られている。一方、鋼組成や組織が本発明の要件を満足しない比較例では、上記何れかの特性において十分な結果が得られていない。

Claims

質量％で、
C ：0.05％以上0.10％以下、 Si：0.5％以下、
Mn：0.7％以上1.5％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.01％以下、 Al：0.01％以上0.06％以下、
Cr：0.5％以上1.5％以下、 V ：0.03％以上0.30％以下、
N ：0.005％以下
を含有し、且つ、固溶V量と前記V含有量との比（固溶V量／V含有量）が0.50超であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライトおよびパーライトを含む複合組織とを有することを特徴とする、軟窒化処理用鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.005％以上0.025％以下を含有することを特徴とする、請求項１に記載の軟窒化処理用鋼板。
鋼片を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼片を、質量％で、
C ：0.05％以上0.10％以下、 Si：0.5％以下、
Mn：0.7％以上1.5％以下、 P ：0.05％以下、
S ：0.01％以下、 Al：0.01％以上0.06％以下、
Cr：0.5％以上1.5％以下、 V ：0.03％以上0.30％以下、
N ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記熱間圧延の加熱温度を1100℃以上1300℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ温度をAr₃変態点以上(Ar₃変態点＋100℃)以下とし、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻取りの巻取り温度を500℃以上600℃以下とすることを特徴とする、軟窒化処理用鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.005％以上0.025％以下を含有することを特徴とする、請求項３に記載の軟窒化処理用鋼板の製造方法。