JP5614330B2

JP5614330B2 - 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5614330B2
Application number: JP2011041237A
Authority: JP
Inventors: 崇小林; 中村　展之; 展之中村; 妻鹿　哲也; 哲也妻鹿
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
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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および軟窒化処理後の強度安定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、部品の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、大きな硬化層深さが得られる。

しかしながら、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、塩浴中で窒化する方法とガス中で窒化する方法とに大きく分類される。塩浴中で窒化する方法（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、ガス中で窒化する方法（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、特にガス中で窒化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のような機械構造用部品は、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：0.03〜0.10mass％、Si：0.5mass％以下、Mn：0.1〜0.6mass％、P：0.04mass％以下、S：0.04mass％以下、Al：0.005〜0.08mass％、Cr：0.4〜1.2mass％、Nb：0.002mass％以上0.01mass％未満およびN：0.01mass％以下を含む組成とす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、Nbを微量に含有させることにより、加工性と疲労特性とを兼備した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２００９−６８０５７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、加工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、鋼板表層部の硬さが著しく上昇する一方、鋼板内部（非窒化部）の強度が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内部（非窒化部）の強度が大幅に低下し、軟窒化処理後の部品に所望の強度（疲労強度）を付与することができない場合が考えられる。

以上の理由により、軟窒化処理用鋼板においては、軟窒化処理を通じて鋼板内部（非窒化部）の強度が大幅に低下せず、軟窒化処理前後における鋼板内部（非窒化部）の強度変化が小さいこと、すなわち軟窒化処理後の強度安定性を有することが、１つの重要な特性となる。しかしながら、上記した何れの従来技術においても、軟窒化処理後の強度安定性について、何ら検討がなされていない。

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、軟窒化処理前の成形性および軟窒化処理後の強度安定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）上記フェライトに占めるポリゴナルフェライトの割合が高くなると、鋼板強度が低下し、また、軟窒化処理前後における鋼板内部（非窒化部）の強度変化が大きくなり易くなること。
３）鋼板組成に関し、所望量のNbを含有させることが、鋼板強度の増加と上記フェライトに占めるポリゴナルフェライトの割合の低減に有効であること。
４）鋼板組成に関し、Nb、Cを所定の関係（0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30）を満足するように含有させることにより、軟窒化処理前後における鋼板内部（非窒化部）の強度変化が小さくなること。

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、 Nb：0.005％以上0.025％以下、
N ：0.005％以下
を、CおよびNbが下記(1)式を満足するように含有し、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み、前記フェライトおよびパーライト以外の組織の割合が1％以下である複合組織であり且つ前記フェライトに占めるポリゴナルフェライトの割合が50％未満である組織とを有することを特徴とする、軟窒化処理用鋼板。
記
0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30 ・・・ (1)
（C、Nb：各元素の含有量（質量％））

（２）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、 Nb：0.005％以上0.025％以下、
N ：0.005％以下
を、CおよびNbが下記(1)式を満足するように含有し、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650℃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。
記
0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30 ・・・ (1)
（C、Nb：各元素の含有量（質量％））

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強度安定性に優れた軟窒化処理用鋼板が得られる。そのため、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であっても、鋼板素材を用いて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の１つである。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0.8％以上1.2％以下である。

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とともに、軟窒化処理後の鋼板強度安定性を確保するうえで有効な元素であり、本発明における重要な元素の１つである。Nb含有量が0.005％未満である場合、所望の鋼板強度および鋼板強度安定性を確保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。

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。

更に、本発明鋼板は、CおよびNbを、上記した範囲で且つ(1)式を満足するように含有する。
0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30 ・・・(1)
（C、Nb：各元素の含有量（質量％））
上記(1)式は、軟窒化処理前の鋼板強度を向上させるとともに、軟窒化処理前後における鋼板内部（非窒化部）の強度変化を小さくする、すなわち、軟窒化処理後の強度安定性を確保するために満足すべき要件である。

先述のとおり、本発明においては、Nb炭窒化物による析出強化を鋼板の高強度化機構の１つとして利用しているため、軟窒化処理に起因する鋼板内部（非窒化部）の強度変化を抑制するうえでは、軟窒化処理前後における析出強化量の変動を抑制することが重要である。そして、上記析出強化量の変動を抑制するうえでは、鋼板が軟窒化処理の熱履歴を経ても鋼板中のNb炭窒化物の析出状態（粒径および体積率）が軟窒化処理前の析出状態から大幅に変動しないようにする必要がある。

そこで、軟窒化処理前後の析出強化量を安定させる手段について本発明者らが検討した結果、鋼中のC含有量に対するNb含有量を上記(1)式を満足するように調整することが有効であることを知見した。Nb/Cが上記(1)式の範囲内である場合、軟窒化処理中のNb炭窒化物の成長と追加析出が抑制されるため、或いは、微少かつ均衡するためと推測される。したがって、本発明においては、CおよびNbが、0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30を満足するように調整する。

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、V：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であり且つ前記フェライトに占めるポリゴナルフェライトの割合が50％未満である組織を有する。

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ることにより組織強化を図り、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、軟窒化処理前後における鋼板内部（非窒化部）の強度変化が非常に大きくなる。

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内部（非窒化部）の強度変化を抑制すべく、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、鋼板組織中のパーライト分率を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、その鋼板組織中の分率が合計で1％以下であれば許容できる。

また、ポリゴナルな形状のフェライトは、軟質で加熱時に粒成長し易い。そのため、ポリゴナルフェライトを多く含む鋼板では、鋼板強度が低くなり易く、軟窒化処理時の粒成長に起因した鋼板内部（非窒化部）の強度低下も生じ易い。しがたって、本発明においては、上記フェライトの50％以上をポリゴナルフェライト以外のフェライトとし、前記フェライトの50％未満をポリゴナルフェライトとする。なお、本発明において、ポリゴナルフェライト以外のフェライトとしては、アシキュラーフェライト或いはベイニティックフェライト等が挙げられる。

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650℃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、溶製後は、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Nb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、Nb炭窒化物を十分に分解してNbを再固溶させることができず、Nb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。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Nb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、ここで仕上げ温度とは、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ることができ、或いは、合金元素の含有量から概算して求めることもできる。

平均冷却速度：30℃/s以上
平均冷却速度の適正化は、鋼板を所望の組織と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、高温域で生じ易いポリゴナルフェライトが大量に生成し、所望の組織を有する鋼板を得ることができない。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。更に、本発明においては、鋼板中にNb炭窒化物を析出させることにより鋼板の高強度化を図るが、上記平均冷却速度が30℃/s未満である場合、Nb炭窒化物が粗大となり、所望の鋼板強度が得られなくなることがある。したがって、上記平均冷却速度は30℃/s以上とする。

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650℃以下
巻取り温度の適正化は、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、軟窒化処理後の鋼板強度安定性も低下する。一方、巻取り温度が650℃を超えると、ポリゴナルフェライト量が増加し、所望の鋼板組織が得られない。したがって、巻取り温度は500℃以上650℃以下とする。好ましくは550℃以上650℃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に示す組成の鋼を溶製し、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、冷却し、巻取り、板厚：2.9mm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）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（ポリゴナルフェライトを含むフェライト全体の面積率）、ポリゴナルフェライト面積率、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。また、上記により得られたフェライト分率およびポリゴナルフェライト分率から、フェライトに占めるポリゴナルフェライトの割合（（ポリゴナルフェライト分率／フェライト分率）×100（％））を求めた。
得られた結果を、表３に示す。

（ii）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)と破断伸び(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。

（iii）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

（iv）軟窒化処理
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：570℃
処理時間：3時間
なお、上記処理温度（570℃）に上記処理時間（3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：0.25mm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、上記（iii）と同様の方法により、板厚1/2位置（非窒化部）におけるビッカース硬さ（HVc’）を測定した。そして、上記(iii)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、軟窒化処理前後における板厚中央部のビッカース硬さの変化率：(HVc’−HVc)/HVc×100(％)を求めた。本実施例においては、変化率の絶対値が5.0％以下であるものを、軟窒化処理後の強度安定性が良好なもの（○）とし、それ以外を×として評価した。

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、強度安定性の全てにおいて、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、 Nb：0.005％以上0.025％以下、
N ：0.005％以下
を、CおよびNbが下記(1)式を満足するように含有し、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み、前記フェライトおよびパーライト以外の組織の割合が1％以下である複合組織であり且つ前記フェライトに占めるポリゴナルフェライトの割合が50％未満である組織とを有することを特徴とする、軟窒化処理用鋼板。
記
0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30 ・・・ (1)
（C、Nb：各元素の含有量（質量％））
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、 Nb：0.005％以上0.025％以下、
N ：0.005％以下
を、CおよびNbが下記(1)式を満足するように含有し、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650℃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。
記
0.10 ≦ Nb/C ≦ 0.30 ・・・ (1)
（C、Nb：各元素の含有量（質量％））