TW201400625A - 軟氮化處理用鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種成形性及軟氮化處理後的強度穩定性優異的軟氮化處理用鋼板。軟氮化處理用鋼板包括如下組成與如下組織，上述組成以質量%計，且以C及Nb滿足0.10≦Nb/C≦0.30(C、Nb：各元素的含量(質量%))的方式含有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，且剩餘部份包含Fe及不可避免的雜質；上述組織是包含肥粒鐵及波來鐵，且肥粒鐵及波來鐵以外的組織的比例為1%以下的複合組織，且多邊形肥粒鐵於肥粒鐵中所佔的比例未滿50%。

Description

軟氮化處理用鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種適合於自動車的變速器零件等要求疲勞強度或耐磨損性的機械構造用零件的軟氮化處理用鋼板，尤其是有關於一種軟氮化處理前的成形性及軟氮化處理後的強度穩定性優異的軟氮化處理用鋼板及其製造方法。

對於自動車的變速器零件等在長時間持續受到應力負荷的狀態下所使用的機械構造用零件，要求疲勞強度或耐磨損性。因此，該些機械構造用零件通常藉由將鋼素材加工成所期望的零件形狀後，實施表面硬化熱處理來製造。若實施表面硬化熱處理，則鋼表面硬化，並且壓縮殘留應力被導入至鋼表層部，因此零件的疲勞強度及耐磨損性提昇。

作為上述表面硬化熱處理的具有代表性的處理，可列舉滲碳處理與氮化處理。滲碳處理是將鋼加熱至A₃變態點以上的溫度，並使碳擴散、滲透(滲碳)至鋼的表層部的處理，通常藉由對處於高溫狀態下的滲碳後的鋼直接進行淬火，而謀求鋼的表面硬化。於該滲碳處理中，在A₃變態點以上的高溫區使碳擴散、滲透至鋼表層部，因此碳自鋼表面擴散、滲透至比較深的位置為止，結果可獲得深的硬化層深度。

但是，當採用滲碳處理作為表面硬化熱處理時，無法 避免由淬火時的變態應變或熱應變所引起的零件形狀精度的下降。另外，於維持滲碳後進行淬火的狀態下，鋼的韌性顯著下降。因此，當實施滲碳處理來製造零件時，於淬火後，必須實施以零件形狀的矯正或韌性恢復為目的的回火(例如加壓回火處理)，製造步驟數增多，因此於製造成本方面變得極其不利。

另一方面，氮化處理是將鋼加熱至A₁變態點以下的溫度，並使氮擴散、滲透(氮化)至鋼表層部的處理，其是並不如滲碳處理般進行淬火，而謀求鋼的表面硬化的處理。即，氮化處理不僅處理溫度比較低，而且不伴有鋼的相變態，因此若實施氮化處理來製造零件，則可良好地保持零件的形狀精度。但是，於使用氨氣的氣體氮化的情況下，氮化所需的時間約為25小時~150小時而明顯長，因此不適合以大量生產為前提的自動車零件等。

近年來，軟氮化處理作為有利地解決在氣體氮化中所發現的上述問題的處理正逐漸普及。軟氮化處理是藉由利用滲碳性環境來使氮化反應迅速地進行的氮化處理。根據該軟氮化處理，雖然所獲得的鋼表面硬度比先前的氮化處理(氣體氮化)低，但可大幅度地縮短氮化處理時間。

軟氮化處理大致分為於鹽浴中進行氮化的方法、及於氣體中進行氮化的方法。於鹽浴中進行氮化的方法(鹽浴軟氮化處理)因使用氰系的浴，故需要防止環境污染的對策。另一方面，於氣體中進行氮化的方法(氣體軟氮化處理)因使用將氨作為主成分的混合氣體，故成為環境污染 的原因的排出物少。因以上的理由，軟氮化處理之中，尤其於氣體中進行氮化的氣體軟氮化處理的普及率正逐漸提高。

另一方面，先前，如自動車的變速器零件般的機械構造用零件通常以如下方式製造，即對藉由鑄造或鍛造所獲得的中間品實施機械加工，而加工、接合成所期望的形狀，但近年來，積極地使用鋼板(薄鋼板)作為素材，對鋼板(薄鋼板)實施壓製加工等，而使其成形為所期望的形狀來製造上述機械構造用零件。藉此，與先前相比，製造步驟縮短，可大幅度地削減製造成本。根據此種背景，而迫切期望一種適合於自動車的變速器零件等機械構造用零件的素材的成形性優異的軟氮化處理用鋼板，目前為止已提出有各種技術。

例如，於專利文獻1及專利文獻2中揭示有一種成形性優異的氮化用鋼板的製造方法、及具有下述組成的成形性優異的氮化用鋼板，該氮化用鋼板的製造方法將以重量比計含有C：0.01%~未滿0.08%、Si：0.005%~1.00%、Mn：0.010%~3.00%、P：0.001%~0.150%、N：0.0002%~0.0100%、Cr：超過0.15%~5.00%、Al：超過0.060%~2.00%，進而含有Ti：0.010%以上、未滿4C[%]，V：0.010%~1.00%的1種或2種的組成的鋼熱軋後於500℃以上進行捲取，或者其後以50%以上的壓下率實施冷軋，然後進行再結晶退火。另外，根據該技術，藉由將對成形性造成不良影響的C含量抑制成未滿0.08%，並且含有Cr、Al等作 為氮化促進元素，而形成成形性及氮化性優異的氮化用鋼板。

另外，於專利文獻3中提出有一種軟氮化處理用鋼，其組成是以質量%計含有C：0.03%以上、未滿0.10%、Si：0.005%~0.10%、Mn：0.1%~1.0%、Cr：0.20%~2.00%，雜質為S：0.01%以下、P：0.020%以下、sol.Al：0.10%以下、N：0.01%以下，剩餘部份實質上包含Fe，且以粒度編號將JIS G 0552中所規定的肥粒鐵結晶粒度設為5以上、12以下。另外，根據該技術，因不添加Ti、V等高價的元素，故可獲得廉價的鋼板，並且藉由將鋼的結晶粒徑微細化而可獲得壓製加工性優異的鋼板。

另外，於專利文獻4中提出有一種氮化處理用薄鋼板，其組成是以質量%計含有C：超過0.01%、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%以下及N：0.010%以下，或進而含有選自V：0.01%~1.0%、Ti：0.01%~1.0%及Nb：0.01%~1.0%中的1種或2種以上，且將每單位體積的粒界面積Sv設為80 mm^-1以上、1300 mm^-1以下。另外，根據該技術，不僅於不阻礙鋼板的成形性的範圍內含有Cr、Al、V、Ti、Nb等氮化物形成元素，而且將每單位體積的粒界面積控制成規定的範圍，藉此於氮化處理後可一併獲得高表面硬度與足夠的硬化深度兩者。

另外，於專利文獻5中提出有一種軟氮化處理用鋼板，其組成是含有C：0.03 mass%~0.10 mass%，Si：0.5 mass%以下，Mn：0.1 mass%~0.6 mass%，P：0.04 mass%以下，S：0.04 mass%以下，Al：0.005 mass%~0.08 mass%，Cr：0.4 mass%~1.2 mass%，Nb：0.002 mass%以上、未滿0.01 mass%及N：0.01 mass%以下。另外，根據該技術，藉由含有微量的Nb，可獲得兼具加工性與疲労特性的軟氮化處理用鋼板。

[先前技術文獻]

[專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開平9-25513號公報

[專利文獻2]日本專利特開平9-25543號公報

[專利文獻3]日本專利特開2003-105489號公報

[專利文獻4]日本專利特開2003-277887號公報

[專利文獻5]日本專利特開2009-68057號公報

但是，於專利文獻1及專利文獻2所提出的技術中，因含有大量的Al作為氮化促進元素，故擔憂產生由Al介在物所引起的內部缺陷及表面缺陷。另外，亦發現如下的問題：因於精煉時生成許多Al系熔渣，故導致熔製成本的高漲。

另外，於專利文獻3所提出的技術中，因不含高價的元素，故可獲得廉價的軟氮化處理用鋼板，但其強度以拉伸強度計至多420 MPa左右，因此應用於在高應力負荷狀態下使用的零件時受到限制。

另外，於專利文獻4所提出的技術中，雖然可獲得具有超過500 MPa的拉伸強度的氮化處理用薄鋼板，但未考 慮氮化處理後的板厚方向的硬度分布，實際上實施了氮化處理時的零件耐久性能不達所需的足夠水準的情況多。

另外，於專利文獻5所提出的技術中，雖然可獲得加工性優異的軟氮化處理用鋼板，但其強度以拉伸強度計至多400 MPa左右，因此與專利文獻3所提出的技術同樣地，應用於在高應力負荷狀態下使用的零件時受到限制。

進而，當對鋼板實施軟氮化處理時，通常將鋼板加熱至約550℃~600℃的處理溫度，並於該處理溫度下保持約1小時~5小時，因此有時鋼板表層部的硬度顯著上昇，另一方面，鋼板內部(非氮化部)的強度下降。因此，即便於軟氮化處理前具有所期望的強度(拉伸強度)，亦可想到鋼板內部(非氮化部)的強度因軟氮化處理而大幅度地下降，無法對軟氮化處理後的零件賦予所期望的強度(疲勞強度)的情況。

因以上的理由，於軟氮化處理用鋼板中，通過軟氮化處理而鋼板內部(非氮化部)的強度不會大幅度地下降，軟氮化處理前後的鋼板內部(非氮化部)的強度變化小，即具有軟氮化處理後的強度穩定性成為1個重要的特性。但是，於上述任一先前技術中，對於軟氮化處理後的強度穩定性均未進行任何研究。

本發明的目的在於有利地解決上述先前技術所存在的問題，提供一種具有所期望的強度(拉伸強度：440 MPa以上)、且軟氮化處理前的成形性及軟氮化處理後的強度穩 定性優異的軟氮化處理用鋼板及其製造方法。

為了解決上述課題，本發明者等人對軟氮化處理用鋼板的強度、成形性、以及造成於軟氮化處理前後所看到的鋼板內部(非氮化部)的強度變化的各種主要原因進行了努力研究。其結果，獲得了如下的發現。

1)藉由將鋼板組織設為包含肥粒鐵及波來鐵的複合組織，軟氮化處理後的強度下降得到抑制，可獲得強度穩定性優異的鋼板。

2)若多邊形肥粒鐵於上述肥粒鐵中所佔的比例變高，則鋼板強度下降，另外，軟氮化處理前後的鋼板內部(非氮化部)的強度變化容易變大。

3)使鋼板組成含有所需量的Nb對於鋼板強度的增加、及多邊形肥粒鐵於上述肥粒鐵中所佔的比例的下降有效。

4)使Nb、C以滿足規定的關係(0.10≦Nb/C≦0.30)方式包含於鋼板組成中，藉此軟氮化處理前後的鋼板內部(非氮化部)的強度變化變小。

本發明是基於上述發現而完成的發明，其主旨如下。

(1)一種軟氮化處理用鋼板，其特徵在於：包括如下的組成與如下的組織，上述組成以質量%計，且以C及Nb滿足下述(1)式的方式含有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，且剩餘部份包含Fe及不可避免的雜質；上述組織是包含肥粒鐵及波來鐵，上述肥粒鐵及波來鐵以外的組織的比例為1%以下的複合組織，且多邊形肥粒鐵於上述肥粒鐵中所佔的比例未滿50%。

記0.10≦Nb/C≦0.30………(1)

(C、Nb：各元素的含量(質量%))

2.一種軟氮化處理用鋼板的製造方法，其特徵在於：當對鋼片進行加熱，並實施包含粗軋與最終軋製的熱軋，於最終軋製結束後進行冷卻，然後進行捲取而製成熱軋鋼板時，將上述鋼片設為如下的組成，該組成以質量%計，且以C及Nb滿足下述(1)式的方式含有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，且剩餘部份包含Fe及不可避免的雜 質，將上述熱軋的加熱溫度設為1100℃以上、1300℃以下，將上述最終軋製的最終軋製溫度設為Ar₃變態點以上、(Ar₃變態點+100℃)以下，將上述冷卻的平均冷卻速度設為30℃/s以上，將上述捲取的捲取溫度設為500℃以上、650℃以下。

記0.10≦Nb/C≦0.30………(1)

(C、Nb：各元素的含量(質量%))

根據本發明，可獲得具有所期望的強度(拉伸強度：440 MPa以上)、且軟氮化處理前的成形性及軟氮化處理後的強度穩定性優異的軟氮化處理用鋼板。因此，即便是自動車的變速器零件等在高應力負荷狀態下使用的零件，亦可使用鋼板素材來大幅度地削減製造成本，而於產業上取得特別的效果。

以下，對本發明進行詳細說明。

首先，對本發明鋼板的成分組成的限定理由進行說明。再者，只要事先無特別說明，則以下的表示成分組成的%是指質量%。

C：0.05%以上、0.10%以下

C是藉由固溶強化及第二相的形成，而有助於鋼的高 強度化的元素。當C含量未滿0.05%時，無法確保作為自動車的變速器零件等在高應力負荷狀態下所使用的零件的素材所要求的鋼板強度。另一方面，若C含量超過0.10%，則鋼板強度過度提高，成形性下降。因此，將C含量設為0.05%以上、0.10%以下。較佳為0.05%以上、0.08%以下。

Si：0.5%以下

Si是固溶強化元素，且為對於鋼的高強度化有效的元素，並且亦作為脫酸劑發揮作用。為了獲得此種效果，較佳為含有0.03%以上的Si，但若Si含量超過0.5%，則生成難剝離性鏽皮，鋼板的表面性狀顯著惡化。因此，將Si含量設為0.5%以下。較佳為0.1%以下。

Mn：0.7%以上、1.5%以下

Mn是固溶強化元素，且為對於鋼的高強度化有效的元素。另外，Mn亦作為如下的元素發揮作用：將作為雜質而存在於鋼中的S作為析出物加以固定，並減少由S所引起的對於鋼的不良影響。當Mn含量未滿0.7%時，無法確保所期望的鋼板強度。另一方面，若Mn含量超過1.5%，則鋼板強度過度提高，成形性下降。因此，將Mn含量設為0.7%以上、1.5%以下。較佳為1.0%以上、1.5%以下。更佳為1.2%以上、1.5%以下。

P：0.05%以下

P是使鋼板的成形性或韌性下降的元素，於本發明中較佳為極力減少P。因此，將P含量設為0.05%以下。較佳為0.03%以下。

S：0.01%以下

S是與P同樣地使鋼板的成形性或韌性下降的元素，於本發明中較佳為極力減少S。因此，將S含量設為0.01%以下。較佳為0.005%以下。

Al：0.01%以上、0.06%以下

Al是作為脫酸劑發揮作用的元素，為了確實地獲得其效果，將Al含量設為0.01%以上。另一方面，若Al含量超過0.06%，則不僅脫酸效果飽和，而且Al系介在物增加而引起鋼板的內部缺陷及表面缺陷。因此，將Al含量設為0.01%以上、0.06%以下。較佳為0.02%以上、0.05%以下。

Cr：0.5%以上、1.5%以下

Cr是具有如下效果的元素，即藉由軟氮化處理而於鋼中形成氮化物，從而提高鋼板表層部的硬度，且是本發明中的重要元素之一。為了使此種效果變得顯著，必須將Cr含量設為0.5%以上。另一方面，若Cr含量超過1.5%，則藉由軟氮化處理所獲得的表面硬化層(氮化層)的脆化變得顯著。因此，將Cr含量設為0.5%以上、1.5%以下。較佳為0.8%以上、1.2%以下。

Nb：0.005%以上、0.025%以下

Nb是作為碳氮化物析出至鋼中，藉由粒子分散強化(析出強化)來提高鋼板的強度，並且於確保軟氮化處理後的鋼板強度穩定性方面有效的元素，且是本發明中的重要元素之一。當Nb含量未滿0.005%時，無法確保所期望的鋼板強度及鋼板強度穩定性。另一方面，若Nb含量超 過0.025%，則鋼板強度過度提高，成形性下降。因此，將Nb含量設為0.005%以上、0.025%以下。較佳為0.010%以上、0.020%以下。

N：0.005%以下

N是使鋼板的成形性下降的有害的元素。另外，N亦是於軟氮化處理前與Cr等氮化促進元素進行化合，而導致有效的氮化促進元素量下降的元素。因此，於本發明中較佳為極力減少N含量，而將N含量設為0.005%以下。較佳為0.003%以下。

進而，本發明鋼板於上述範圍內且以滿足(1)式的方式含有C及Nb。

0.10≦Nb/C≦0.30………(1)

(C、Nb：各元素的含量(質量%))

上述(1)式是為了提昇軟氮化處理前的鋼板強度，並且減小軟氮化處理前後的鋼板內部(非氮化部)的強度變化，即確保軟氮化處理後的強度穩定性而應滿足的必要條件。

如上所述，於本發明中，將由Nb碳氮化物所造成的析出強化用作鋼板的高強度化機構(mechanism)之一，因此於抑制由軟氮化處理所引起的鋼板內部(非氮化部)的強度變化方面，重要的是抑制軟氮化處理前後的析出強化量的變動。而且，於抑制上述析出強化量的變動方面， 必須以如下方式進行抑制：即便鋼板經過軟氮化處理的熱歷程，鋼板中的Nb碳氮化物的析出狀態(粒徑及體積率)亦不會自軟氮化處理前的析出狀態大幅度地變動。

因此，本發明者等人對使軟氮化處理前後的析出強化量穩定的方法進行了研究，結果發現有效的是以滿足上述(1)式的方式調整鋼中的相對於C含量的Nb含量。推測其原因在於：當Nb/C為上述(1)式的範圍內時，軟氮化處理中的Nb碳氮化物的成長與追加析出得到抑制、或者微少且均衡。因此，於本發明中，以滿足0.10≦Nb/C≦0.30的方式調整C及Nb。

於本發明的鋼板中，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如以質量%計，可容許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。

其次，對本發明鋼板的組織的限定理由進行說明。

本發明的鋼板具有如下的組織，該組織是包含肥粒鐵及波來鐵的複合組織，且多邊形肥粒鐵於上述肥粒鐵中所佔的比例未滿50%。

於確保鋼板的成形性方面，有效的是提高肥粒鐵於鋼板組織中所佔的比例，但若將鋼板設為肥粒鐵單相組織，則鋼板強度不足，作為機械構造用零件的素材的應用範圍狹小，而缺乏通用性。另一方面，當藉由使肥粒鐵主體的 組織中生成第二相來謀求組織強化，而確保鋼板強度時，於將麻田散鐵、變韌鐵等的硬質的低溫變態相設為第二相的情況下，上述低溫變態相因軟氮化處理時的熱歷程而軟化，軟氮化處理前後的鋼板內部(非氮化部)的強度變化變得非常大。

因此，於本發明中，為了抑制由軟氮化處理的熱歷程所引起的鋼板內部(非氮化部)的強度變化，將鋼板的組織設為如下的複合組織，該複合組織將肥粒鐵作為主相，並將第二相設為波來鐵。再者，於本發明中，較佳為將鋼板組織中的肥粒鐵分率設為80%以上、95%以下，將鋼板組織中的波來鐵分率設為5%以上、20%以下。另外，本發明的鋼板理想的是設為包含肥粒鐵與波來鐵的複合組織，但即便於不可避免地生成其他相(組織)的情況下，只要該其他相(組織)於鋼板組織中的分率合計為1%以下，則亦可容許。

另外，多邊形的形狀的肥粒鐵為軟質且於加熱時晶粒容易成長。因此，於含有大量多邊形肥粒鐵的鋼板中，鋼板強度容易變低，亦容易產生由軟氮化處理時的晶粒成長所引起的鋼板內部(非氮化部)的強度下降。因此，於本發明中，將上述肥粒鐵的50%以上設為多邊形肥粒鐵以外的肥粒鐵，將上述肥粒鐵的未滿50%設為多邊形肥粒鐵。再者，於本發明中，作為多邊形肥粒鐵以外的肥粒鐵，可列舉針狀肥粒鐵或變韌肥粒鐵等。

其次，對本發明鋼板的製造方法進行說明。

本發明對具有上述組成的鋼片進行加熱，並實施包含粗軋與最終軋製的熱軋，於最終軋製結束後進行冷卻，然後進行捲取而製成熱軋鋼板。此時，較佳為將加熱溫度設為1100℃以上、1300℃以下，將最終軋製溫度設為Ar₃變態點以上、(Ar₃變態點+100℃)以下，將冷卻的平均冷卻速度設為30℃/s以上，將捲取溫度設為500℃以上、650℃以下。

於本發明中，鋼的熔製方法並無特別限定，可採用轉爐、電爐等公知的熔製方法。另外，熔製後，因偏析等的問題，較佳為利用連續鑄造法來製成鋼片(鋼坯)，但亦可利用造塊-分塊軋製法、薄鋼坯連鑄法等公知的方法製成鋼片。進而，視需要，亦可實施各種預處理或二次精煉、鋼片的表面修補等。

鋼片的加熱溫度：1100℃以上、1300℃以下

對如上述般獲得的鋼片實施粗軋及最終軋製，但於本發明中，必須使Nb充分地再次固溶於粗軋前的鋼片中。當鋼片的加熱溫度未滿1100℃時，無法使Nb碳氮化物充分地分解而使Nb再次固溶，從而無法顯現藉由含有Nb所獲得的上述所期望的效果。另一方面，若鋼片的加熱溫度超過1300℃，則鋼片的加熱所需的能量增大，於成本方面變得不利。因此，將粗軋前的鋼片的加熱溫度設為1100℃以上、1300℃以下。較佳為1150℃以上、1250℃以下。

當對粗軋前的鋼片進行加熱時，可於將鑄造後的鋼片 冷卻至常溫為止後進行加熱，亦可對鑄造後冷卻途中的鋼片進行追加加熱或保溫。另外，當鑄造後的鋼片保持足夠的溫度，Nb充分地固溶於鋼中時，亦可不對鋼片進行加熱而直接軋製。再者，無需對粗軋條件進行特別限定。

最終軋製溫度：Ar₃變態點以上、(Ar₃變態點+100℃)以下

當最終軋製溫度未滿Ar₃變態點時，形成在軋製方向上伸展的肥粒鐵組織、及未再結晶肥粒鐵組織，鋼板的成形性下降。另外，鋼板的機械特性的面內各向異性增強，而難以進行均質的成形加工。另一方面，若最終軋製溫度超過(Ar₃變態點+100℃)，則可看到鋼板的表面性狀惡化的傾向。因此，將最終軋製溫度設為Ar₃變態點以上、(A_r3變態點+100℃)以下。再者，此處所謂最終軋製溫度，是指最終軋製的最終通道(last pass)出口側的鋼板溫度。

為了確保上述最終軋製溫度，亦可利用薄板加熱器、邊緣加熱器等加熱裝置，對軋製中的鋼板進行追加加熱。再者，關於鋼的Ar₃變態點，可測定自沃斯田鐵溫度區起的冷卻過程中的熱收縮並製作熱收縮曲線而求出，或者亦可根據合金元素的含量進行估算而求出。

平均冷卻速度：30℃/s以上

平均冷卻速度的適當化於使鋼板變成所期望的組織方面是重要的，於本發明中，在最終軋製結束後，立即(1 s以內)開始冷卻，並將自最終軋製溫度至捲取溫度為止的平均冷卻速度設為30℃/s以上。當該平均冷卻速度未滿 30℃/s時，容易於高溫區產生的多邊形肥粒鐵大量地生成，而無法獲得具有所期望的組織的鋼板。另外，存在結晶粒過度地粗大化，鋼板的強度或延展性下降的情況。進而，於本發明中，藉由使Nb碳氮化物析出至鋼板中來謀求鋼板的高強度化，但當上述平均冷卻速度未滿30℃/s時，存在Nb碳氮化物變得粗大，而無法獲得所期望的鋼板強度的情況。因此，將上述平均冷卻速度設為30℃/s以上。

上述平均冷卻速度的上限並無特別規定，但為了避免由強水冷所引起的鋼板的形狀不良，較佳為設為100℃/s以下。再者，於鋼板被冷卻至達到捲取溫度為止後，並不特別需要利用注水等的強制冷卻，只要於大氣中放置冷卻至捲取即可。

捲取溫度：500℃以上、650℃以下

捲取溫度的適當化於使鋼板變成所期望的組織方面是重要的。當捲取溫度未滿500℃時，生成低溫變態相且鋼板硬質化，從而成形性下降，並且軟氮化處理後的鋼板強度穩定性亦下降。另一方面，若捲取溫度超過650℃，則多邊形肥粒鐵量增加，而無法獲得所期望的鋼板組織。因此，將捲取溫度設為500℃以上、650℃以下。較佳為550℃以上、650℃以下。

藉由上述方式所獲得的熱軋鋼板於利用酸洗、噴珠處理(Shot Peening)等來去除氧化鏽皮後，用作軟氮化處理用鋼板。另外，即便實施以形狀矯正或表面粗糙度的調整 為目的的調質軋製，本發明的效果亦不會受損。

再者，本發明的軟氮化處理用鋼板可針對氣體軟氮化處理及鹽浴軟氮化處理的任一者應用。

[實例]

熔製表1所示的組成的鋼，然後進行造塊、分塊軋製而製成鋼片。對該些鋼片進行加熱後，實施粗軋及最終軋製，然後進行冷卻、捲取，從而製成板厚：2.9 mm的熱軋鋼板。再者，上述鋼片的加熱溫度、最終軋製溫度、自最終軋製溫度至捲取溫度為止的平均冷卻速度、捲取溫度如表2所示。

對藉由上述方式所獲得的熱軋鋼板進行酸洗來去鏽，然後實施伸長率：0.5%的調質軋製。然後，自調質軋製後的鋼板中採取試驗片，供於以下的評價。

(i)組織觀察

採取調質軋製後的鋼板的板寬1/4位置處的與軋製方向平行的板厚剖面的試樣，進行鏡面研磨並利用硝酸浸蝕液(nital)加以腐蝕後，利用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡以500倍~3000倍的適當的倍率拍攝板厚1/4位置。 使用所獲得的組織照片，並藉由圖像分析而求出相對於組織整體的肥粒鐵面積率(包含多邊形肥粒鐵的肥粒鐵整體的面積率)、多邊形肥粒鐵面積率、波來鐵面積率、以及其他組織的種類及該些的面積率來作為各自的分率。另外，根據藉由上述方式所獲得的肥粒鐵分率及多邊形肥粒鐵分率，求出多邊形肥粒鐵於肥粒鐵中所佔的比例((多邊形肥粒鐵分率/肥粒鐵分率)×100(%))。

將所獲得的結果示於表3。

(ii)拉伸試驗

使用於調質軋製後的鋼板的板寬1/4位置處，採取拉伸試驗方向成為軋製方向而成的JIS Z 2201(1998)規定的5號試驗片，進行依據JIS Z 2241(1998)的規定的拉伸試驗，並測定拉伸強度(TS)與斷裂伸長率(E1)，然後求出強度-伸長率平衡(TS×E1)。再者，於本實例中，將拉伸強度(TS)：440 MPa以上、強度-伸長率平衡(TS×E1)：17 GPa.%以上的鋼板評價為具有高強度及良好的成形性的鋼板。

(iii)剖面硬度試驗

自上述調質軋製後的鋼板中採取試驗片，藉由依據JIS Z 2244(2009)的方法來測定板厚1/2位置處的維氏硬度(Vickers hardness，HVc)。

<測定方法>

試驗力：0.98 N

測定部位：5個部位

(iv)軟氮化處理

自上述調質軋製後的鋼板中採取小片，實施以下所示的條件的氣體軟氮化處理。

軟氮化環境：氨氣與吸熱型轉換氣體的等量比混合氣體

處理溫度：570℃

處理時間：3小時

再者，於上述處理溫度(570℃)下保持上述處理時間 (3小時)後，對小片進行油冷(油溫：70℃)。然後，將油冷後的小片供於以下的評價。

針對油冷後的小片，依據JIS G 0563(1993)，測定自板表面起深度0.1 mm位置處的維氏硬度(HV0.1)。另外，測定依據JIS G 0562(1993)的規定的實用氮化層深度。於本實例中，將維氏硬度(HV0.1)：500以上且實用氮化層深度：0.25 mm以上的鋼板評價為表面硬化特性良好的鋼板。

另外，藉由與上述(iii)相同的方法，測定板厚1/2位置(非氮化部)處的維氏硬度(HVc')。然後，根據由上述(iii)所求出的軟氮化處理前的板厚1/2位置處的維氏硬度(HVc)、及軟氮化處理後的板厚1/2位置處的維氏硬度(HVc')，而求出軟氮化處理前後的板厚中央部的維氏硬度的變化率：(HVc'-HVc)/HVc×100(%)。於本實例中，將變化率的絕對值為5.0%以下的鋼板評價為軟氮化處理後的強度穩定性良好的鋼板(○)，將其以外者評價為×。

如根據表4而明確般，本發明例於強度、成形性、利用軟氮化處理的表面硬化特性、強度穩定性的所有方面，均獲得良好的結果。另一方面，鋼組成或組織不滿足本發明的必要條件的比較例於上述任一種特性方面，均未獲得充分的結果。

Claims (2)

1. 一種軟氮化處理用鋼板，其特徵在於：包括如下的組成與如下的組織，上述組成以質量%計，且以C及Nb滿足下述(1)式的方式含有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，且剩餘部份包含Fe及不可避免的雜質；上述組織是包含肥粒鐵及波來鐵，上述肥粒鐵及波來鐵以外的組織的比例為1%以下的複合組織，且多邊形肥粒鐵於上述肥粒鐵中所佔的比例未滿50%；記0.10≦Nb/C≦0.30………(1)(C、Nb：各元素的含量(質量%))。
2. 一種軟氮化處理用鋼板的製造方法，其特徵在於：當對鋼片進行加熱，並實施包含粗軋與最終軋製的熱軋，於最終軋製結束後進行冷卻，並進行捲取而製成熱軋鋼板時，將上述鋼片設為如下的組成，該組成以質量%計，且 以C及Nb滿足下述(1)式的方式含有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，且剩餘部份包含Fe及不可避免的雜質，將上述熱軋的加熱溫度設為1100℃以上、1300℃以下，將上述最終軋製的最終軋製溫度設為Ar₃變態點以上、Ar₃變態點+100℃以下，將上述冷卻的平均冷卻速度設為30℃/s以上，將上述捲取的捲取溫度設為500℃以上、650℃以下，記0.10≦Nb/C≦0.30………(1)(C、Nb：各元素的含量(質量%))。