CN105102659A

CN105102659A - 氮化处理用钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN105102659A
Application number: CN201480019178.9A
Authority: CN
Inventors: 小林崇; 斋藤勇人; 船川义正
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2013-04-02
Filing date: 2014-03-20
Publication date: 2015-11-25
Anticipated expiration: 2034-03-20
Also published as: EP2955242A4; EP2955242A1; KR101733513B1; TWI548755B; KR20150126661A; TW201500560A; WO2014162677A1; US20160032431A1; MX2015013940A; JP2014201764A; JP5630523B2; EP2955242B1; CN105102659B

Abstract

本发明提供一种成型性和冲裁性优异的氮化处理用钢板。所述氮化处理用钢板的组成为：以质量％计，含有C：0.02％以上且0.08％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.2％以上且1.8％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％以上且0.06％以下、Cr：0.5％以上且1.5％以下、N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；所述氮化处理用钢板含有如下的组织：以铁素体作为主相，以珠光体和/或贝氏体作为第二相，所述铁素体在组织总体中所占的分数为70％以上，所述铁素体的平均结晶粒径为5μm以上且25μm以下，所述第二相中存在的渗碳体在钢板轧制方向截面中的平均长径为3.0μm以下。

Description

氮化处理用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及为了提高耐久性而实施氮化处理后使用的作为机械部件的原材料的优选的氮化处理用钢板(steelsheetfornitriding)，特别涉及氮化处理前的成型性(formability)和冲裁性(punchability)优异的氮化处理用钢板及其制造方法。

背景技术

对于用于汽车的变速箱等的机械部件而言，为了提高疲劳强度(fatiguestrength)、耐磨损性(abrasionresistance)，大多在将原材料钢材成型加工成期望的部件形状后实施表面硬化处理(surface-hardeningtreatment)后使用。作为这样的表面硬化处理的代表处理方法，有渗碳处理(carburizingtreatment)和氮化处理(nitridingtreatment)。

渗碳处理是最普通的表面硬化处理。但是，在渗碳处理中，通常在钢的A₃相变点(transformationpoint)以上使碳扩散和渗透(渗碳)到钢的表层部，然后实施淬火(quenching)，因此，无法避免由于伴随高温淬火而产生的应变(distortion)的影响而导致的部件的形状精度(shapeaccuracy)的降低。另外，在渗碳后淬火的状态下，钢的韧性(toughness)显著下降。因此，必须在淬火后实施用于恢复韧性的回火(tempering)和部件形状的矫正(correction)。因此，在采用渗碳处理的情况下，存在制造部件所必要的工序增加、制造成本增高的困难。

相比之下，氮化处理是通常将钢加热至低于A₁相变点的500～600℃的温度，使氮扩散和渗透(渗氮)到钢的表层部的处理，不像渗碳处理那样进行淬火而谋求钢的表面硬化。即，氮化处理的处理温度为相对低温，冷却时不会伴有钢的相变(phasetransformation)，因此存在不发生由相变应变(transformationstrain)导致的部件形状的精度降低的优点。另外，还存在渗氮引起的钢材表层部的体积变化(volumevariation)较小，易于良好地保持部件形状精度的优点。

在用氨气(ammoniagas)进行氮化的情况下，由于以往氮化所需的时间非常长，因此不适于以大量生产为前提的汽车部件(automotiveparts)等。但是，近年来普及了被称为软氮化(nitrocarburizing)的氮化处理，所述软氮化通过利用渗碳性气体氛围来快速地进行氮化反应(nitridingreaction)，从而逐渐解决了在以往的氮化处理中作为课题的处理时间非常长的问题。

在该软氮化处理中，将被处理物在550～600℃的处理气体氛围中保持几个小时，通过铁碳化合物(ironcarbide)的生成反应(generatingreaction)从钢材表面向钢中扩散导入氮。而且，采用软氮化处理，虽然处理后得到的表面硬度低于以往的氮化处理，但能够大幅缩短氮化所需要的时间。由于以上原因，近年来采用软氮化处理作为代替渗碳处理的表面硬化处理的实例正在增多。

另一方面，对于用于汽车的变速箱等机械部件而言，以往通常对由铸造(casting)、锻造(forging)而得到的中间产品实施机械加工(machining)来制造。但是，近年来薄钢板被积极地用作了机械部件的原材料，对薄钢板实施压制加工(pressworking)等来成型为期望的形状，从而进行制造。通过用钢板的钣金加工品(sheet-metalworkingproducts)代替以往对由铸造、锻造得到的中间产品进行机械加工而制造的部件，可以实现制造工序的缩短和制造成本的降低。从这样的背景考虑，作为上述机械部件的原材料钢材，获得成型性优异的氮化处理用钢板的必要性正在增高。

关于成型性优异的氮化处理用钢板，以往提出了各种技术。

例如，在专利文献1和专利文献2中提出了在热轧后对钢以500℃以上进行卷取、或者在其后以50％以上的压下率实施冷轧并进行再结晶退火(recrystallizationannealing)，由此制造氮化用钢板的技术，所述钢以重量比计含有C：0.01～小于0.08％、Si：0.005～1.00％、Mn：0.010～3.00％、P：0.001～0.150％、N：0.0002～0.0100％、Cr：超过0.15且在5.00％以下、Al：超过0.060且在2.00％以下，还含有Ti、V中的1种或2种。根据这些技术，通过得到将对成型性(formability)造成不良影响的C含量抑制到小于0.08％、且同时含有Al、Cr、Ti和/或V等氮化促进元素(nitridingacceleratingelements)的低碳钢板，能够获得成型性和氮化性优异的氮化用钢板。

另外，在专利文献3中，关于软氮化用钢板提出了使钢板组成为含有C：0.01～0.10质量％、Si：0.1质量％以下、Mn：O.1～l.0质量％、P：0.05质量％以下、S：0.01质量％以下、Al：0.01～0.06质量％、Cr：0.05～0.50质量％、V：0.01～0.30质量％、N：0.01质量％以下，余量为Fe及不可避免的杂质的技术。根据专利文献3中提出的技术，通过降低合金元素，能够降低成本且使成型性优异，而且通过同时添加作为氮化促进元素的Cr和V，能够得到作为软氮化处理的表面硬化特性(surfacehardeningproperty)优异的软氮化用钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-25513号公报

专利文献2：日本特开平9-25543号公报

专利文献3：日本特开2005-171331号公报

发明内容

发明要解决的课题

在对作为原材料的薄钢板实施成型加工(forming)来制造用于汽车的变速箱等机械部件时，在成型加工之前将薄钢板原材料下料(blanking)为给定尺寸，而且在成型加工后冲孔(piercing)各种形状的孔的情况较多。因此，对这些部件的原材料钢板要求成型性(formability)优异、且冲裁性(punchability)也优异。如果钢板的冲裁性变差，则冲裁加工时在冲裁端面(punchedsurface)产生的下垂(sags)、毛边(burrs)等变得明显，损害机械部件的尺寸精度。容易在冲裁端面产生微小裂纹(microcrack)，从而对机械部件的强度特性(strengthproperty)也造成不良影响。

但是，在上述现有技术中完全没有对钢板的冲裁性进行研究。而且还分别留下了以下问题。

对于专利文献1和2提出的技术而言，含有大量的Al作为氮化促进元素。因此，不仅会担心Al系夹杂物(Al-containinginclusion)所导致的内部缺陷(innerdefect)和表面缺陷(surfacedefect)的产生，并且大量产生Al系炉渣(Al-containingslag)而使精炼时的熔炼成本增高。

对于专利文献3提出的技术而言，虽然降低用于促进氮化的合金元素也能够对软氮化用钢板赋予足够的硬化特性(hardeningproperty)，但得到的钢板的强度不足，难以适用于高负荷部件(heavily-loadedparts)。

本发明的目的在于提供一种氮化处理用钢板及其制造方法，所述氮化处理用钢板能够解决上述现有技术的各种问题、可以作为汽车的变速箱等部件用材料而广泛应用，并且氮化处理前的成型性优异、冲裁性优异。

解决问题的方法

本发明人等为了解决上述课题，除了对钢板的氮化处理带来的表面硬化特性进行了研究，还对钢板的成型性及冲裁性所涉及的各种因素进行了深入研究。结果发现，通过将钢板的化学组成和微观组织(microstructure)调整到给定的范围内，不仅能够对其赋予氮化处理带来的良好的硬化特性，而且能够对氮化处理前的钢板赋予充分的成型性和冲裁性。

本发明是基于上述发现并进一步进行研究而完成的，本发明的主旨如下。

[1]一种氮化处理用钢板，其组成为：以质量％计，含有C：0.02％以上且0.08％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.2％以上且1.8％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％以上且0.06％以下、Cr：0.5％以上且1.5％以下、N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述氮化处理用钢板具有如下的组织：以铁素体(ferrite)作为主相，以珠光体(pearlite)和/或贝氏体(bainite)作为第二相，所述铁素体在组织总体中所占面积分数为70％以上，所述铁素体的平均结晶粒径为5μm以上且25μm以下，所述第二相中存在的渗碳体(cementite)在钢板轧制方向截面中的平均长径为3.0μm以下。

[2]上述[1]所述的氮化处理用钢板，其中，除了所述组成以外，以质量％计，所述氮化处理用钢板还含有选自V：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.025％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下中的1种或2种以上。

[3]一种氮化处理用钢板的制造方法，该方法包括：将钢原材料加热至1050℃以上且1250℃以下，在Ar₃相变点以上且(Ar₃相变点+100℃)以下的精轧温度下实施热轧，在从所述精轧温度至750℃之前的温度范围以40℃/秒以上且80℃/秒以下的冷却速度进行冷却，接着，在从750℃至500℃以上且650℃以下的冷却停止温度的温度范围以15℃/秒以上且35℃/秒以下的冷却速度进行冷却，并在500℃以上且650℃以下的卷取温度进行卷取，

所述钢原材料具有下述组成：以质量％计，含有C：0.02％以上且0.08％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.2％以上且1.8％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％以上且0.06％以下、Cr：0.5％以上且1.5％以下、N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

[4]上述[3]所述的氮化处理用钢板的制造方法，其中，除了所述组成以外，以质量％计，所述氮化处理用钢板还含有选自V：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.025％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下中的1种或2种以上。

发明的效果

根据本发明能够获得成型性和冲裁性优异、且具备氮化处理带来的良好的硬化特性的钢板。本发明的钢板非常适合作为汽车的变速箱部件等实施氮化处理的成型部件的原材料，在工业上十分有效。另外，本发明的钢板并不限定于气体软氮化处理(gasnitrocarburizingtreatment)、盐浴软氮化处理(saltbathnitrocarburizingtreatment)用途，也可以优选用作等离子体氮化(plasmanitriding)、气体氮化(gasnitriding)、碳氮共渗(carbonitriding)、硫氮共渗(nitrosulphurizing)等各种氮化处理用钢板。

具体实施方式

首先，对本发明氮化处理用钢板的组织进行说明。

本发明的钢板具有由作为主相的铁素体(ferrite)(有时也称为“多边形铁素体(polygonalferrite)”)和第二相构成的组织。上述第二相为珠光体和/或贝氏体。而且，上述铁素体在组织总体中所占的分数为70％以上，上述铁素体的平均结晶粒径为5μm以上且25μm以下，上述第二相中存在的渗碳体在钢板轧制方向截面中的平均长径为3.0μm以下。

主相：铁素体

本发明的钢板通过以软质的铁素体作为主相来确保钢板的成型性。在以铁素体以外为主相的情况下，无法对钢板赋予良好的成型性。但是，对于铁素体单相组织的钢板而言，无法确保足够的强度来作为能够广泛应用于汽车的变速箱部件等的原材料钢板。因此，本发明的钢板具有由作为主相的铁素体和下述第二相构成的组织。

第二相：珠光体和/或贝氏体

铁素体以外的剩余部分的第二相为选自珠光体和贝氏体中的1种或2种。钢板组织中的第二相起到加强以软质的铁素体为主相的钢板的强度的作用。这里，在利用以第二相为马氏体的组织强化时，在氮化处理时的升温的作用下使马氏体变软，使钢板的强度变化较大。因此，为了经过保持在500～600℃左右的氮化处理也能保持稳定的钢板强度，需要以珠光体和/或贝氏体作为钢板组织中的第二相。

铁素体在组织总体中所占的面积分数：70％以上

为了对钢板赋予良好的成型性，需要使作为主相的铁素体的面积分数为70％以上。在铁素体的面积分数小于70％时，钢板的成型性容易处于不足的水平。另外，在钢板冲裁时，冲裁端面的剪切面比率降低等钢板的冲裁性也下降。另一方面，在铁素体的面积分数过高时，有时钢板的强度会达不到需要的水平，因此铁素体的面积分数优选为97％以下，更优选为95％以下。

铁素体的平均结晶粒径：5μm以上且25μm以下

在铁素体的平均结晶粒径超过25μm的情况下，在成型加工时，钢板的表面性状变差、或者冲裁断面的平滑性降低而使钢板的冲裁性变差。另外，如果铁素体的结晶粒径变得粗大，则结晶晶界减少，因此抑制了氮化处理时N的晶界扩散，存在氮化处理所需要的时间延长的隐患。另一方面，在铁素体的平均结晶粒径小于5μm时，钢板变硬而容易使成型性降低。因此，使铁素体的平均结晶粒径为5μm以上且25μm以下，优选为5μm以上且15μm以下。

第二相中存在的渗碳体在钢板轧制方向截面中的平均长径：3.0μm以下

如果第二相中存在的渗碳体在钢板轧制方向截面中的平均长径超过3.0μm，则在钢板冲裁时，渗碳体与铁素体的界面处的应力集中系数(stressconcentrationratio)增高，容易产生微小的裂纹而使冲裁端面的断裂面比率(fracturesurfaceratio)增加等，钢板的冲裁性降低。因此，使上述平均长径为3.0μm以下。但是，如果上述渗碳体极其微小，则钢板的冲裁端面处容易产生微小裂缝。因此，上述平均长径优选为1.0μm以上。

接下来，对本发明的氮化处理用钢板的化学组成的限定原因进行说明。以下，在没有特别说明的情况下，作为成分元素含量的单位的％是指质量％。

C：0.02％以上且0.08％以下

C(碳)是具有通过固溶强化(solidsolutionstrengthening)和第二相的形成而使钢高强度化的作用的元素。C含量小于0.02％时，无法确保作为部件原材料的足够的钢板强度。另一方面，如果C含量超过0.08％，则钢板的强度过高而使成型性降低。另外，随着第二相的分数增高，难以获得期望形态的渗碳体。因此，C的含量为0.02％以上且0.08％以下，优选为0.04％以上且0.06％以下。

Si：0.1％以下

Si(硅)是对钢的脱氧有效的元素，也具有由固溶强化而使钢强化的作用。为了获得这些效果，Si含量优选为0.01％以上。但是，如果Si含量超过0.1％，则热轧时生成难剥离性锈而使钢板的表面性状明显变差。因此，Si含量为0.1％以下，优选为0.05％以下。

Mn：0.2％以上且1.8％以下

Mn(锰)是通过固溶强化而使钢强化的元素。另外，具有将钢中作为杂质存在的S固定为析出物而降低S导致的不良影响的作用。Mn含量小于0.2％时，无法充分地获得上述作用，不能确保必需的钢板强度。另一方面，如果Mn含量超过1.8％，则不仅钢板的强度过高，而且容易形成微观偏析(microsegregation)引起的带状组织，导致钢板的成型性、冲裁性降低。因此，Mn含量为0.2％以上且1.8％以下，优选为0.2％以上且1.2％以下。

P：0.05％以下

P(磷)在钢中是作为杂质而存在的元素，大量含有时会使钢板的成型性、韧性降低。因此，P含量为0.05％以下，优选为0.03％以下。

S：0.02％以下

S(硫)在钢中也是作为杂质而存在的元素，大量含有时会使钢板的成型性、韧性降低。因此，S含量为0.02％以下，优选为0.01％以下。

Al：0.01％以上且0.06％以下

Al(铝)是为了钢的脱氧而添加的元素。钢中的Al含量小于0.01％时，无法获得充分的脱氧效果。另一方面，如果钢中的Al含量超过0.06％，则不仅脱氧效果饱和，而且由钢中的夹杂物的增加导致内部缺陷和表面缺陷增加的可能性增大。因此，Al含量为0.01％以上且0.06％以下，优选为0.02％以上且0.05％以下。

Cr：0.5％以上且1.5％以下

Cr(铬)具有通过氮化处理在钢中形成氮化物而提高钢板表层部的硬度的效果，是本发明中重要的合金元素。另外，还具有使钢中的渗碳体微小化的作用。为了充分地表现出这些效果，需要使Cr含量为0.5％以上。但是，如果Cr含量超过1.5％，则由氮化处理导致最表层硬化部显著脆化，并且硬化深度有时反而会降低。因此，Cr含量为0.5％以上且1.5％以下，优选为0.5％以上且1.0％以下。

N：0.01％以下

N(氮)在钢中是作为杂质而存在的元素。大量的N不仅使钢板的成型性降低，而且在氮化处理前与Cr等氮化促进元素化合，存在降低氮化带来的硬化特性的可能性。因此，N含量为0.01％以下。优选为0.005％以下。

本发明的钢板除了上述的成分组成，还可以含有选自V：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.025％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下中的1种或2种以上。

V：0.005％以上且0.075％以下

V(钒)是具有通过氮化处理在钢中形成氮化物而提高钢板表层部的硬度的效果的元素。另外，V是碳氮化物形成元素(carbide/nitrideformingelements)，因此还具有通过粒子分散强化(particledispersionstrengthening)(析出强化(precipitationstrengthening))而使钢高强度化的作用。因此，在本发明钢板中，可以以控制氮化处理带来的硬化特性、调节钢板的强度水平为目的而含有V。为了充分地表现出这些效果，V含量优选为0.005％以上。另一方面，如果V含量过多，则会导致钢板的过度高强度化引起的成型性降低、导致氮化处理带来的硬化部的脆化(embrittlement)，而且在经济上也是不利的。因此，V含量优选为0.005％以上且0.075％以下，更优选为0.025％以上且0.075％以下。

Nb：0.005％以上且0.025％以下

Nb(铌)是碳氮化物形成元素，具有通过粒子分散强化(析出强化)而使钢高强度化的作用。Nb含量小于0.005％时，无法充分地获得上述效果。另一方面，如果Nb含量超过0.025％，则存在钢板的强度过高、成型性降低的隐患。因此，Nb含量优选为0.005％以上且0.025％以下，更优选为0.005％以上且0.015％以下。

Ti：0.005％以上且0.025％以下

Ti(钛)也是碳氮化物形成元素，具有通过粒子分散强化(析出强化)而使钢高强度化的作用。Ti含量小于0.005％时，无法充分地获得上述效果。另一方面，如果Ti含量超过0.025％，则存在钢板的强度过高、成型性降低的隐患。因此，Ti含量优选为0.005％以上且0.025％以下，更优选为0.005％以上且0.015％以下。

上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以允许Cu：0.03％以下、Ni：0.03％以下、Mo：0.03％以下、Sn：0.003％以下、Sb：0.003％以下、O：0.005％以下等。

接着，对本发明的氮化处理用钢板的制造方法进行说明。

本发明的钢板可以通过将具有上述化学组成的钢原材料加热并热轧，然后冷却并卷取而得到。

本发明中使用的钢的炼制可以使用转炉法、电炉法等公知的炼制方法中的任一种。所炼制的钢通过连续铸造或者铸锭/开坯轧制(ingotcastingandbloomrolling)等制成钢原材料(钢坯(slab))。需要说明的是，可以根据需要实施各种预处理(preliminarytreatments)、二次精炼(secondarysmelting)、钢原材料的表面修整等。

钢原材料的加热温度：1050℃以上且1250℃以下

钢原材料的加热温度小于1050℃时，在热轧时难以确保期望的精轧温度。另一方面，如果钢原材料的加热温度超过1250℃，则不仅增加了加热所需要的能量，还容易产生钢板表面性状的不良情况。因此，热轧前的钢原材料的加热温度为1050℃以上且1250℃以下，优选为1100℃以上且1200℃以下。

需要说明的是，对于钢原材料的加热而言，可以对冷却至常温的钢原材料进行再加热，也可以在铸造后对冷却过程中的钢原材料进行追加加热(additionalheating)或保温。

在本发明中，将钢原材料加热至上述温度范围后实施粗轧和精轧(热轧)，粗轧条件可以按照通常方法即可，没有必要特别限定。

精轧温度：Ar₃相变点以上且(Ar₃相变点+100℃)以下

如果热轧工序中的精轧温度低于Ar₃相变点，则会形成在轧制方向延展的未再结晶铁素体组织(un-recrystallizedferritemicrostructure)、扁平状(pancake-shaped)的粗大铁素体组织，不仅不能得到期望粒径的铁素体，而且钢板的成型性、冲裁性降低。另外，钢板的机械特性的面内各向异性(in-planeanisotropy)增大。另一方面，如果精轧温度超过(Ar₃相变点+100℃)，则不仅容易导致钢板的表面性状变差，而且铁素体组织容易变得粗大，难以获得期望粒径的铁素体。因此，精轧温度为Ar₃相变点以上且(Ar₃相变点+100℃)以下，优选为(Ar₃相变点+20℃)以上且(Ar₃相变点+100℃)以下。需要说明的是，为了确保必要的精轧温度，可以使用板式加热器(sheetbarheater)或边部加热器(edgeheater)等加热装置对轧制中的钢板进行追加加热。

从精轧温度至750℃的冷却速度：40℃/秒以上且80℃/秒以下

对于热轧后的钢板而言，在精轧温度至750℃的温度范围内以40℃/秒以上且80℃/秒以下的冷却速度进行冷却(强制冷却(forcedcooling))。优选为45℃/秒以上且75℃/秒以下。如果该温度范围内的冷却速度小于40℃/秒，则热轧钢板的组织容易粗大化，不能获得期望形状的铁素体、渗碳体。另一方面，如果该温度范围内的冷却速度超过80℃/秒，则热轧钢板容易生成马氏体或者生成过多的贝氏体、珠光体，难以得到期望分数的铁素体及期望的第二相。

从750℃至冷却停止温度的冷却速度：15℃/秒以上且35℃/秒以下

冷却停止温度：500℃以上且650℃以下

从750℃至冷却停止温度的温度范围内以15℃/秒以上且35℃/秒以下的冷却速度进行冷却(强制冷却)，优选为15℃/秒以上且25℃/秒以下。如果在该温度范围内的冷却速度小于15℃/秒，则热轧钢板的组织容易粗大化，难以获得期望形状的铁素体、渗碳体。另一方面，如果该温度范围内的冷却速度超过35℃/秒，则铁素体相变(ferritetransformation)的进行被抑制，不能得到期望分数的铁素体。

在冷却停止温度小于500℃的情况下，会生成马氏体、过多的贝氏体而使钢板变硬，使钢板的成型性降低，使氮化处理后的钢板强度变得不稳定。另一方面，在冷却停止温度超过650℃的情况下，珠光体变得粗大，不能得到期望形状的渗碳体。因此，冷却停止温度为500℃以上且650℃以下，优选为500℃以上且600℃以下。

需要说明的是，到达冷却停止温度的冷却钢板可以立即进行卷取，也可以在短时间自然冷却后用卷取机(coiler)进行卷取。这里的自然冷却是指不用注水进行强制冷却而在大气中进行空气冷却。但是，为了去除钢板上残留的冷却水，对自然冷却中的钢板在极短时间内喷射高压水(high-pressurewater)或压缩空气(compressedair)，由此引起的钢板的温度降低是微小的，因此可以允许。

卷取温度：500℃以上且650℃以下

在卷取温度小于500℃的情况下，会生成马氏体、过多的贝氏体而使钢板变硬，使钢板的成型性降低，使氮化处理后的钢板强度变得不稳定。另一方面，在卷取温度超过650℃的情况下，珠光体变得粗大，不能得到期望形状的渗碳体。因此，卷取温度为500℃以上且650℃以下，优选为500℃以上且600℃以下。

卷取后的钢板通过酸洗(pickling)或喷丸硬化(shotpeenig)去除氧化锈后使用。另外，也可以实施用于形状矫正(shapestraitening)、表面粗糙度(surfaceroughness)调节的调质轧制(temperrolling)。实施这样的氧化锈去除(descaling)、调质轧制不会损害本发明的效果。

实施例

对含有表1所示成分元素且余量为Fe及不可避免的杂质的钢A～L进行熔炼，得到钢原材料，对这些钢原材料按照表2所示的条件实施热轧，制成板厚2.3mm的热轧钢板。接着，将得到的热轧钢板进行酸洗除锈(descaling)，然后实施了伸长率(elongation)0.5％的调质轧制。从调质轧制后的各热轧钢板采集样品，进行了微观组织观察(microstructureobservation)、拉伸试验、以及冲裁试验。进一步对调质轧制后的热轧钢板实施氮化处理，对氮化处理后的热轧钢板进行了硬度试验。

(1)微观组织观察

对于钢板的微观组织而言，从氮化处理前的钢板上采集板宽1/4位置且与轧制方向平行的板厚截面的样品，进行镜面研磨(mirrorpolishing)并用硝酸乙醇腐蚀液(nital)腐蚀后，用光学显微镜(opticalmicroscope)或扫描电子显微镜(scanningelectronmicroscope)以500～5000倍的适当倍率对板厚1/4位置进行拍摄，使用得到的图像进行了确认。

对于微观组织中的铁素体的分数而言，使用上述图像，通过图像解析(imageanalysis)求出铁素体所占的面积率，并将其作为铁素体的分数。

铁素体的平均结晶粒径是使用上述图像，按照日本工业标准JISG0551-2005中规定的方法求出结晶粒径(graindiameter)，并由粒度编号(grainsizenumber)计算出来的。

第二相(珠光体和/或贝氏体)中存在的渗碳体的平均长径是使用上述图像，求出观察范围内的各渗碳体的长径，并进行算术平均(arithmeticaverage)而算出的。将这些结果一并示于表2。

(2)拉伸试验(成型性的评价)

通过拉伸试验的延展性对钢板的成型性进行了评价。在拉伸试验中，从氮化处理前的钢板上采集钢板的板宽1/4位置的符合JISZ2241-2011中规定的5号试验片，使得试验方向为轧制方向，使用该试验片按照JISZ2241-2011的规定进行，测定拉伸强度(TS)和断后伸长率(elongationafterfracture)(EL)，计算出强度伸长率平衡(strength-elongationbalance)(TS×EL)。这里，将强度伸长率平衡的值为16GPa·％以上的钢板判定为具有良好成型性的钢板。

(3)冲裁试验(冲裁性的评价)

从氮化处理前的钢板上冲裁(间隙(clearance)：钢板的板厚的5％)直径50mm的圆盘状试验片，测定试验片的冲裁端面的剪切面比率(shearedsurfaceratio)，并且同时确认断裂面区域是否有微小裂纹。将剪切面比率为60％以上且确认断裂面区域没有裂缝的情况判定为冲裁性良好的钢板。

(4)硬度试验(氮化处理的表面硬化特性评价)

对调质轧制后的热轧钢板实施气体软氮化处理，测定了气体软氮化处理后的钢板的截面硬度(氮化层截面硬度)。氮化气体使用了将氨气(NH₃)和吸热转化气体(endothermicconvertedgas)以等量比(equalvolumeratio)混合而成的气体。气体软氮化处理的温度为570℃，气体软氮化处理的温度的保持时间为150分钟，保持后进行了油冷(oilcooling)。钢板的截面硬度如下测定：采集气体软氮化处理后的钢板上与轧制方向平行的板厚截面的样品，按照JISZ2244-2009的规定，测定了距钢板表面深度为0.2mm的位置的维氏硬度(Vickershardness)(HV0.1)。这里，将测得的维氏硬度的值为250以上的情况判定为钢板的氮化处理的表面硬化特性良好。

将这些结果示于表3。

符合本发明的各钢板(发明例)具有良好的成型性、而且钢板的冲裁性优异、氮化处理带来的表面硬化特性(surfacehardeningproperty)优异。另一方面，对于钢的化学组成、微观组织在本发明的范围以外的其它各钢板(比较例)而言，成型性、冲裁性、以及氮化处理的表面硬化特性中的任一项特性、或全部特性为不足的水平。

本申请主张2013年4月2日提出申请的日本特愿2013-076824号的优先权，参照并引用其全部内容作为本申请的一部分。

Claims

1.一种氮化处理用钢板，其组成为：以质量％计，含有C：0.02％以上且0.08％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.2％以上且1.8％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％以上且0.06％以下、Cr：0.5％以上且1.5％以下、N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述氮化处理用钢板具有如下的组织：以铁素体作为主相，以珠光体和/或贝氏体作为第二相，所述铁素体在组织总体中所占的分数为70％以上，所述铁素体的平均结晶粒径为5μm以上且25μm以下，所述第二相中存在的渗碳体在钢板轧制方向截面中的平均长径为3.0μm以下。

2.根据权利要求1所述的氮化处理用钢板，其中，除了所述组成以外，以质量％计，所述氮化处理用钢板还含有选自V：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.025％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下中的1种或2种以上。

3.一种氮化处理用钢板的制造方法，该方法包括：将钢原材料加热至1050℃以上且1250℃以下，在Ar₃相变点以上且(Ar₃相变点+100℃)以下的精轧温度下实施热轧，在从所述精轧温度至750℃之前的温度范围以40℃/秒以上且80℃/秒以下的冷却速度进行冷却，接着，在从750℃至500℃以上且650℃以下的冷却停止温度的温度范围以15℃/秒以上且35℃/秒以下的冷却速度进行冷却，并在500℃以上且650℃以下的卷取温度进行卷取，

4.根据权利要求3所述的氮化处理用钢板的制造方法，其中，除了所述组成以外，以质量％计，所述氮化处理用钢板还含有选自V：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.025％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下中的1种或2种以上。