CN116670304A - 气体软氮化用钢板 - Google Patents

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Abstract

该气体软氮化用钢板具有规定的化学组成及金属组织，在将板厚设定为t，将与轧制方向正交的方向的宽度即板宽设定为w，在距离表面为t/4的深度位置并且距离宽度方向的端部在上述宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处测定有效晶体粒径时，上述7处的上述有效晶体粒径的平均即平均有效晶体粒径为8.0～35.0μm，上述7处的上述有效晶体粒径中的最大值与最小值之差即有效晶体粒径差为10.0μm以下。

Description

气体软氮化用钢板
技术领域
本发明涉及气体软氮化用钢板。
本申请基于2021年02月18日在日本申请的特愿2021-024185号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
由发动机旋转来传递动力的部件被反复负荷部件间的接触、摩擦、载荷。因此，要求极高的耐久性和耐磨性。为了发挥该性能，经常对这些部件实施渗碳淬火处理或氮化处理等表面硬化处理。在这些部件中的板厚薄的铁制板部件的表面硬化处理中，应用气体软氮化处理。该气体软氮化处理例如由于在包含氮以及碳的气氛中以高温进行处理，因此氮的扩散速度高，可以以短时间的处理时间得到规定的硬度特性。此外，处理温度由于为钢铁材料不发生奥氏体相变的温度区域(一般为500℃～Ac3温度)，因此特点是由该处理产生的部件尺寸或形状的变化(以下有时一起简称为形状变化)比其他的渗碳淬火处理等小。如果由该表面硬化处理产生的形状变化小，则能够容易地提高部件的形状精度。
部件的形状精度在进行组装的方面是重要的必要条件，但也是对部件的耐久性和耐磨性强烈地造成影响的特性。原因是由于：略微的形状变形在部件使用时会提高部件间的接触面积或接触面压。
该表面硬化处理中的形状变化不仅会在表面硬化处理的最终冷却中产生，也会在到达上述处理温度之前的加热过程中产生。该加热及冷却中的部件的形状变化不仅起因于热膨胀-收缩，还会因在表面硬化处理之前的工序即坯料修边或压制中被导入的残留应力在加热中被释放而产生。这样一来，由表面硬化处理产生的尺寸、形状的变化不仅受到表面硬化处理的处理条件的影响，还受到作为之前的工序的坯料修边或压制的条件的影响，因此将其设定为最小限度的方法并不明确。
如上所述，气体软氮化处理与其他的表面硬化处理相比，形状变化小。然而，形状变化通过各种要因而产生，因此即使是在进行了气体软氮化处理的情况下，也有可能产生一定的形状变化。此外，在预估产生这样的形状变化、且可预测形状变化的预期状况的情况下，可以考虑其形状变化的预期状况，将压制形状(压制模具形状)预先修正为与最终制品不同的形状。然而，现状是，在通过表面硬化处理而产生(无法预测的)形状变化的情况下，仅采取了在表面硬化处理后进行形状矫正等后续的应对(例如形状矫正或矫正不容易者的废弃等)。即，事实是，即使是一般被称为形状变化小的气体软氮化处理，也会由于由表面硬化处理产生的形状变化而在工业生产上产生经济损失。
关于气体软氮化处理用钢板，例如在专利文献1中公开了一种氮化处理用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，通过将钢材以成品温度：870℃以上进行热轧，接着酸洗后、进行冷轧，然后在800～950℃的温度下进行再结晶退火，从而将每单位体积的晶界面积Sv控制为80mm-1～1300mm-1，上述钢材的成分组成以质量％计含有C：超过0.01％且为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、剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
此外，在专利文献2中公开了一种软氮化处理用钢板，其化学组成以质量％计为C：0.02％以上且低于0.07％、Si：0.10％以下、Mn：1.1～1.8％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.10～0.45％、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.10％、Nb：0～0.1％、Mo：0～0.1％、V：0～0.1％、Cr：0～0.2％，剩余部分：Fe及杂质，满足Mn+Al≥1.5，在钢板中作为析出物存在的Ti、Nb、Mo、V及Cr的合计含量以质量％计低于0.03％，具有下述金属组织：铁素体的面积率为80％以上，并且距离钢板表面为50μm位置处的铁素体的位错密度为1×1014～1×1016m-2。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4462264号公报
专利文献2：国际公开第2015/190618号
发明内容
发明所要解决的课题
专利文献1的课题是提出通过氮化处理能够得到充分的表面硬化能力和硬化深度的氮化处理用冷轧钢板的有利的制造方法。此外，专利文献2的意图是在不降低生产率及成本的情况下改善以往技术中不充分的疲劳特性，专利文献2的课题是提供在软氮化处理前具有优异的加工性、并且通过实施软氮化处理而具备高的疲劳特性的软氮化处理钢。
即，在专利文献1、2中都没有考虑由表面硬化处理产生的形状变化的抑制。
如上所述，以往并未提出通过控制钢板的化学组成和组织来抑制气体软氮化处理等表面硬化处理中的形状变化的技术。
本发明的课题是提供在进行气体软氮化处理作为表面硬化处理的情况下能够降低形状变化量的气体软氮化用钢板。
用于解决课题的手段
如上所述，由表面硬化处理产生的尺寸、形状的变化不仅受到表面硬化处理的处理条件的影响，还受到作为之前的工序的坯料修边(以下，也称为“修边”)、压制的条件的影响，因此将其设定为最小限度的方法并不明确。本发明的发明者们为了解决课题，首先，据认为：明确在修边和压制工序、表面硬化处理各自中导致形状变化的因素并进行改善是有效的。
据认为：在修边和压制工序中，在成为最终形状之前的各中间成型工序中按照降低残留应力的方式通过张力等导入塑性应变那样的中间形状的重改或调整坯料保持力、进而提高中间成型品在下一工序中的位置精度等利用压制技术的改善是有效的。此外，据认为：在后者的表面硬化处理工序中提高处理炉内的温度的均匀性、严格地管理最终冷却工序中的冷却速度等是有效的。然而，据认为：这样的改善是以供于压制、表面硬化处理的材料总是产生相同动作为前提，实际上，即使使上述的条件均匀也会产生形状变化。
本发明的发明者们对于各种钢板，对气体软氮化处理前后的形状变化进行了调查。其结果是，新发现了：在具有规定的化学组成及金属组织的钢板中，宽度方向(板宽方向)的有效晶体粒径差成为形状变化的原因。此外，发现了：为了减小该有效晶体粒径差、抑制由气体软氮化处理产生的形状变化，控制热轧前的加热条件、热轧条件等条件是有效的。
本发明是基于上述的见识而进行的。本发明的主旨如下所述。
[1]本发明的一个方案的气体软氮化用钢板的化学组成以质量％计为C：0.02～0.10％、Si：0.001～0.100％、Mn：0.70～1.65％、P：0.060％以下、S：0.005％以下、sol.Al：0.020～0.450％、Ti：0.020～0.120％、Cr：0.100～0.450％、N：0.0003～0.0070％、Cu：0～0.40％、Ni：0～0.30％、Nb：0～0.080％、V：0～0.080％、Mо：0～0.100％、B：0～0.0020％、Ca：0～0.0100％、REM：0～0.0100％、Sn：0～0.0300％、Sb：0～0.0100％、As：0～0.0100％、Mg：0～0.0300％及剩余部分：Fe及杂质，满足下述式(1)及(2)，金属组织以面积％计包含铁素体：30.0～100.0％、马氏体：0～5.0％、贝氏体：0～70.0％、残留奥氏体：0～3.0％、珠光体：0～3.0％，在将板厚设定为t，将与轧制方向正交的方向的宽度即板宽设定为w，在距离表面为t/4的深度位置并且距离宽度方向的端部在上述宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处测定有效晶体粒径时，上述7处的上述有效晶体粒径的平均即平均有效晶体粒径为8.0～35.0μm，上述7处的上述有效晶体粒径中的最大值与最小值之差即有效晶体粒径差为10.0μm以下。
[sol.Al]+[Cr]≤0.482 式(1)
94<64×[Mn]+156×[Cr]+190×[sol.Al]-9×[Mn]2-86×[Cr]2-328×[sol.Al]2式(2)
其中，[元素符号]为该元素符号所表示的元素的以质量％计的含量。
[2]根据[1]所述的气体软氮化用钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自Cu：0.01～0.40％、Ni：0.01～0.30％、Nb：0.001～0.080％、V：0.001～0.080％、Mо：0.001～0.100％、B：0.0001～0.0020％、Ca：0.0001～0.0100％、REM：0.0001～0.0100％、Sn：0.0001～0.0300％、Sb：0.0001～0.0100％、As：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0300％中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的气体软氮化用钢板，其以JIS Z2241：2011的5号试验片计的抗拉强度也可以为370MPа以上，伸长率为13.0％以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供以具有一般所要求的抗拉强度、伸长率、弯曲特性作为前提、在进行气体软氮化处理作为表面硬化处理的情况下能够降低形状变化量的气体软氮化用钢板。
附图说明
图1是表示形状变化调查试验的试验片的形状的图。
图2是表示金属组织的观察位置的图。
具体实施方式
以下，对本发明的一个实施方式的气体软氮化用钢板(以下，称为本实施方式的气体软氮化用钢板)及其制造方法、以及由本实施方式的气体软氮化用钢板得到的气体软氮化部件(本实施方式的气体软氮化部件)进行详细说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式中公开的构成，可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。
<气体软氮化用钢板>
本实施方式的气体软氮化用钢板具有规定的化学组成，金属组织以面积％计包含铁素体：30.0～100.0％、马氏体：0～5.0％、贝氏体：0～70.0％、残留奥氏体：0～3.0％、珠光体：0～3.0％，在将板厚设定为t，将与轧制方向正交的方向的宽度即板宽设定为w，在距离表面在板厚方向上为t/4的位置(距离表面为t/4的深度位置)并且距离宽度方向的端部在上述宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处测定有效晶体粒径时，上述7处的上述有效晶体粒径的平均即平均有效晶体粒径为8.0～35.0μm，上述7处的上述有效晶体粒径中的最大值与最小值之差即有效晶体粒径差为10.0μm以下。
以下，分别对限定理由进行说明。
(化学组成)
首先，对本实施方式的气体软氮化用钢板的化学组成进行说明。关于以下记载的夹着“～”所记载的数值限定范围，两端的值作为下限值及上限值被包含于其范围内。但是，关于表示为“低于”、“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。关于化学组成的“％”只要没有特别说明，则全部是指“质量％”。
C：0.02～0.10％
C是对钢板的强度造成影响的元素。在C含量低于0.02％的情况下，无法充分确保作为气体软氮化用钢板一般所要求的强度。因此，将C含量设定为0.02％以上。C含量优选为0.03％以上，更优选为0.04％以上或0.05％以上。
另一方面，在C含量超过0.10％的情况下，伸长率降低。因此，C含量设定为0.10％以下。C含量优选为0.08％以下，更优选为0.07％以下或0.06％以下。
Si：0.001～0.100％
Si是在钢板表面形成氧化皮花样的元素。为了除去氧化皮花样，一般进行酸洗，但如果Si含量超过0.100％，则酸洗成本显著变高。因此，将Si含量设定为0.100％以下。Si含量优选为0.085％以下或0.070％以下，更优选为0.055％以下或0.040％以下。
另一方面，为了降低酸洗成本，Si含量越少越优选，但在将Si含量设定为低于0.001％的情况下，原料成本变高。因此，将Si含量设定为0.001％以上。Si含量优选为0.003％以上或0.005％以上，更优选为0.008％以上或0.015％以上。
Mn：0.70～1.65％
Mn是具有下述效果的元素：在与Cr、Al一起被复合含有时，通过提高气体软氮化处理后的氮化物的密度来提高气体软氮化处理后的钢板(也包括气体软氮化部件，以下相同)的耐磨性。如果Mn含量低于0.70％，则在气体软氮化处理后无法得到充分密度的氮化物。因此，将Mn含量在满足后述的式(2)的同时设定为0.70％以上。Mn含量优选为0.80％以上或0.85％以上，更优选为0.90％以上或1.00％以上。
另一方面，如果Mn含量超过1.65％，则在金属组织中铁素体的面积率降低，伸长率降低。因此，将Mn含量设定为1.65％以下。Mn含量优选为1.60％以下或1.50％以下，更优选为1.40％以下或1.30％以下。
P：0.060％以下
P是在气体软氮化用钢板的制造工序中混入的元素(杂质)。在P含量多的情况下，因晶界脆化导致在气体软氮化用钢板的制造时容易产生开裂。因此，将P含量设定为0.060％以下。P含量优选为0.040％以下或0.030％以下，更优选为0.020％以下或0.015％以下。P含量越少越优选，也可以为0％，但考虑脱磷成本也可以设定为0.001％以上或0.003％以上。
S：0.005％以下
S是在气体软氮化用钢板的制造工序中混入的元素(杂质)。在S含量多的情况下，形成MnS，导致在压制成型时容易产生开裂。因此，将S含量设定为0.005％以下。S含量优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。S含量越少越优选，也可以为0％，但考虑脱硫成本也可以设定为0.001％以上或0.002％以上。
sol.Al：0.020～0.450％
Al是具有下述效果的元素：在与Cr、Mn一起复合含有时，提高气体软氮化处理后的氮化物的密度，提高气体软氮化处理后的钢板的耐磨性。
如果sol.Al(酸可溶性Al)含量低于0.020％，则变得无法防止板坯加热时的奥氏体粒径的粗大化，其结果是，有可能钢板中的宽度方向的有效晶体粒径的不均变大。因此，将sol.Al含量在满足后述的式(1)、(2)的同时设定为0.020％以上。sol.Al含量优选为0.030％以上、0.040％以上、0.060％以上或0.090％以上，更优选为0.200％以上。
另一方面，如果sol.Al含量超过0.450％，则变得容易产生连续铸造中的喷嘴堵塞，生产率降低。因此，将sol.Al含量设定为0.450％以下。sol.Al含量优选为0.400％以下或0.300％以下，更优选为0.200％以下或0.150％以下。
Ti：0.020～0.120％
Ti是形成Ti碳化物而有助于钢板的强度提高的元素，并且是具有下述效果的元素：通过使热轧工序中的奥氏体粒径变细而使有效晶体粒径变细。Ti含量低于0.020％时，无法使有效晶体粒径充分变细。因此，将Ti含量设定为0.020％以上。Ti含量优选为0.025％以上或0.035％以上，更优选为0.045％以上或0.055％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.120％，则伸长率降低。因此，将Ti含量设定为0.120％以下。Ti含量优选为0.110％以下或0.100％以下，更优选为0.080％以下或0.070％以下。
Cr：0.100～0.450％
Cr是具有下述效果的元素：在与Mn、Al一起复合含有时，提高气体软氮化处理后的氮化物的密度，提高气体软氮化处理后的钢板的耐磨性。如果Cr含量低于0.100％，则在气体软氮化处理后无法得到充分密度的氮化物。因此，将Cr含量在满足后述的式(1)、(2)的同时设定为0.100％以上。Cr含量优选为0.120％以上或0.140％以上，更优选为0.160％以上或0.190％以上。
另一方面，如果Cr含量超过0.450％，则气体软氮化处理后的氮化物的密度过度变高。因此，将Cr含量设定为0.450％以下。Cr含量优选为0.400％以下、0.350％以下或0.300％以下，更优选为0.250％以下或0.220％以下。
N：0.0003～0.0070％
N是形成粗大的氮化物、导致板坯中的脆化开裂的元素。因此，将N含量设定为0.0070％以下。N含量优选为0.0050％以下或0.0040％以下。
另一方面，N含量越少越优选，但N是在气体软氮化用钢板的制造工序中混入的元素，在将N含量设定为低于0.0003％的情况下，成本显著上升。因此，将N含量设定为0.0003％以上。N含量优选为0.0005％以上或0.0010％以上。
式(1)及式(2)
在上述的成分中，sol.Al含量及Cr含量设定为式(1)及式(2)的范围，Mn含量被限定在式(2)的范围内。在式(1)的左边超过0.482的情况下，在气体软氮化处理后的钢板(包括部件的情况在内)中，与母相的硬度(通过气体软氮化处理而未发生硬化的部分、例如在将厚度设定为tc的情况下为tc/4的位置的硬度)相比硬度高50Hv以上的区域的深度(距离表面的距离)即有效硬化深度变得低于0.300mm。
此外，在式(2)的右边为94以下的情况下，气体软氮化处理后的钢板的表层硬度达不到作为气体软氮化部件一般被要求的表层硬度即500Hv以上。
因此，sol.Al含量、Cr含量、Mn含量在上述的范围内按照满足式(1)、(2)的方式含有。
[sol.Al]+[Cr]≤0.482 式(1)
94<64×[Mn]+156×[Cr]+190×[sol.Al]-9×[Mn]2-86×[Cr]2-328×[sol.Al]2式(2)
其中，[元素符号]为该元素符号所表示的元素的以质量％计的钢中的含量。根据需要，也可以将式(1)的右边设定为0.478、0.472、0.467、0.460或0.440来代替0.482。式(1)中的“[sol.Al]+[Cr]”的下限为0.120，但也可以设定为0.150、0.180、0.200。此外，也可以将式(2)的左边设定为97、100或105来代替94。
本实施方式的气体软氮化用钢板以化学组成含有上述的元素、剩余部分为Fe及杂质作为基本。这里，杂质是指在制造钢板时通过矿石、废料等原料、制造工序的各种要因而混入的成分，是在不对本发明造成不良影响的范围内被容许的成分。另一方面，为了提高各种特性，也可以在后述的范围内进一步含有Cu、Ni、Nb、V、Mo、B、Ca、REM、Sn、Sb、As、Mg。然而，这些元素的含有不是必需的，因此其下限都为0％。只要是后述的含量范围，则这些元素也可以作为杂质被含有。
Cu：0～0.40％
Cu是有助于气体软氮化处理后的表层硬度提高的元素。因此，也可以含有Cu。在要得到上述效果的情况下，优选将Cu含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％或0.07％以上。
另一方面，如果Cu含量超过0.40％，则变得容易产生制造时的热开裂。因此，在含有Cu的情况下，将Cu含量设定为0.40％以下。Cu含量优选为0.35％以下或0.35％以下，更优选为0.25％以下或0.20％以下。
Ni：0～0.30％
Ni是有助于气体软氮化处理后的表层硬度的提高的元素。此外，Ni是具有抑制上述Cu含有时的热开裂的效果的元素。因此，在含有Cu的情况下，优选也含有Ni。在要得到上述效果的情况下，优选将Ni含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上。
另一方面，如果Ni含量变得过量，则合金成本提高，损害经济性。因此，在含有Ni的情况下，将Ni含量设定为0.30％以下。Ni含量优选为0.25％以下或0.20％以下，更优选为0.15％以下或0.10％以下。
Nb：0～0.080％
Nb是具有热轧中的奥氏体粒径的细粒化效果的元素，是具有通过该效果来减小钢板的平均有效晶体粒径的效果的元素。因此，也可以含有Nb。在要得到上述效果的情况下，优选将Nb含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.005％以上或0.010％以上。
另一方面，如果Nb含量超过0.080％，则铸造后的板坯的韧性降低，成为板坯开裂的原因。因此，在含有Nb的情况下，将Nb含量设定为0.080％以下。Nb含量优选为0.070％以下或0.0.060％以下，更优选为0.050％以下或0.040％以下。
V：0～0.080％
V是氮化物形成元素，是具有提高软氮化处理后的表层硬度的效果的元素。因此，也可以含有V。在要得到上述效果的情况下，优选将V含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.003％以上或0.010％以上。
另一方面，如果V含量超过0.080％，则板坯韧性降低，在加热炉装入前会经常产生板坯开裂，因此制造变得困难。因此，在含有V的情况下，将V含量设定为0.080％以下。V含量优选为0.070％以下或0.050％以下，更优选为0.040％以下或0.030％以下。
Mо：0～0.100％
Mo是氮化物形成元素，是具有提高表层硬度的效果的元素。因此，也可以含有Mo。在要得到上述效果的情况下，优选将Mo含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.003％以上或0.005％以上。
另一方面，如果Mo含量超过0.100％，则淬透性提高，马氏体的面积率增加，在钢板中无法得到规定的金属组织。因此，在含有Mo的情况下，将Mo含量设定为0.100％以下。Mo含量优选为0.080％以下或0.060％以下，更优选为0.040％以下或0.030％以下。
B：0～0.0020％
B是氮化物形成元素，是具有提高表层硬度的效果的元素。因此，也可以含有B。在要得到上述效果的情况下，优选将B含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0003％以上或0.0006％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0020％，则淬透性提高，马氏体的面积率增加，在钢板中无法得到规定的金属组织。因此，在含有B的情况下，将B含量设定为0.0020％以下。B含量优选为0.015％以下或0.0010％以下，更优选为0.0008％以下或0.0004％以下。
Ca：0～0.0100％
Ca是形成微细的硫化物的元素，是具有提高压制成型性的效果的元素。因此，也可以含有Ca。在要得到上述效果的情况下，优选将Ca含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0005％以上或0.0010％以上。
另一方面，如果Ca含量超过0.0100％，则作为氧化物堆积在铸造时的铸造喷嘴中，有可能喷嘴会堵塞。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量设定为0.0100％以下。Ca含量优选为0.0080％以下或0.0060％以下，更优选为0.0040％以下或0.0020％以下。
REM：0～0.0100％
Sc、Y、La、Lu、Ce等稀土类元素(即REM)是具有下述效果的元素：通过延迟轧制中的一定以上的γ晶粒的生长来降低有效晶体粒径差。因此，也可以含有REM。在要得到上述效果的情况下，优选将REM含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0005％以上或0.0010％以上。
另一方面，即使REM含量合计超过0.0100％，效果也饱和，而且因添加成本而导致经济性的降低。因此，在含有REM的情况下，将REM含量设定为0.0100％以下。REM含量优选为0.0080％以下或0.0060％以下，更优选为0.0040％以下或0.0020％以下。
Sn：0～0.0300％
Sn是对耐蚀性的提高有效的元素。因此，也可以含有Sn。在要得到上述效果的情况下，优选将Sn含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0010％以上。
另一方面，如果Sn含量超过0.0300％，则在轧制中产生表面开裂，生产率显著降低。因此，将Sn含量设定为0.0300％以下。Sn含量优选为0.0250％以下或0.0200％以下，更优选为0.0150％以下或0.0100％以下。
Sb：0～0.0100％
Sb是对耐蚀性的提高有效的元素。因此，也可以含有Sb。在要得到上述效果的情况下，优选将Sb含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0010％以上。
另一方面，如果Sb含量超过0.0100％，则在轧制中产生表面开裂，生产率显著降低。因此，将Sb含量设定为0.0100％以下。Sn含量优选为0.0080％以下或0.0060％以下，更优选为0.0040％以下或0.0020％以下。
As：0～0.0100％
As是对改善钢的加工性(machinability)有效的元素。因此，也可以含有As。在要得到上述效果的情况下，优选将As含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0010％以上。
另一方面，如果As含量超过0.0100％，则在轧制中产生表面开裂，生产率显著降低。因此，将As含量设定为0.0100％以下。As含量优选为0.0080％以下或0.0060％以下，更优选为0.0040％以下或0.0020％以下。
Mg：0～0.0300％
Mg是具有下述效果的元素：通过成为在凝固后形成的氮化物的生成位点来抑制由粗大氮化物引起的弯曲性降低。因此，也可以含有Mg。在要得到上述效果的情况下，优选将Mg含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0005％以上或0.0010％以上。
另一方面，如果Mg含量超过0.0300％，则在原料投入时发生火花，生产率显著受损。因此，在含有Mg的情况下，将Mg含量设定为0.0300％以下。Mg含量优选为0.0250％以下或0.0200％以下，更优选为0.0100％以下或0.0050％以下。
上述的化学组成通过一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱；Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)来测定即可。C及S使用燃烧-红外线吸收法来测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法来测定即可。
(金属组织(显微组织))
接下来对金属组织的限定理由进行说明。以下，关于金属组织的“％”是指“面积％”。
(铁素体：30.0～100.0％)
在本实施方式的气体软氮化用钢板中，为了确保充分的伸长率，将金属组织中的铁素体的面积率设定为30.0％以上。铁素体的面积率优选为35.0％以上或40.0％以上，更优选为50.0％以上、60.0％以上或70.0％以上。铁素体的面积率的上限为100％。铁素体的面积率根据需要也可以设定为95.0％以下、90.0％、80.0％以下、75.0％以下。
(马氏体：0～5.0％)
马氏体是为了钢板的强度提高而有效的组织，但如果马氏体的面积率变得超过5.0％，则钢板的弯曲性降低。因此，将金属组织中的马氏体的面积率设定为5.0％以下。马氏体的面积率根据需要也可以设定为4.5％以下、4.0％以下、3.5％以下或3.0％以下。由于并不一定需要包含马氏体，因此面积率也可以为0％。马氏体的面积率根据需要也可以设定为0.5％以上、1.0％以上、1.5％以上或2.0％以上。马氏体可以是淬火状态(所谓的初生马氏体)，也可以是例如经370℃以下的回火(包含自回火)的马氏体(所谓的回火马氏体)。
(贝氏体：0～70.0％)
贝氏体是为了在不降低弯曲性的情况下提高强度而有效的组织，也可以含有贝氏体。在要得到该效果的情况下，贝氏体面积率优选为10.0％以上。贝氏体面积率根据需要也可以设定为15.0％以上、20.0％以上、25.0％以上、30.0％以上或35.0％以上。
另一方面，如果贝氏体的面积率超过70.0％，则无法确保30.0％以上的铁素体，得不到充分的伸长率。因此，将金属组织中的贝氏体的面积率设定为70.0％以下。贝氏体面积率根据需要也可以设定为65.0％以下、60.0％以下、55.0％以下、50.0％以下或45.0％以下。由于并不一定需要包含贝氏体，因此面积率也可以为0％。
(其他的组织)
本实施方式的气体软氮化用钢板中，除铁素体、马氏体、贝氏体以外的剩余部分没有限定，但例如也可以包含珠光体和/或残留奥氏体等。
残留奥氏体的面积率为3.0％以下，优选为2.0％以下或1.0％以下。珠光体的面积率为3.0％以下，优选为2.0％以下或1.0％以下。
残留奥氏体和珠光体的面积率也可以分别为0％。也可以将残留奥氏体与珠光体的面积率的合计设定为3.0％以下、2.0％以下或1.0％以下。
(有效晶体粒径)
本实施方式的气体软氮化用钢板在将钢板的板厚设定为t，将与轧制方向正交的方向的宽度即板宽设定为w，将距离表面在板厚方向上为t/4的位置并且距离宽度方向(与轧制方向正交的方向)的端部在宽度方向上(与轧制方向正交的直线上的)为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处测定有效晶体粒径时，上述7处的上述有效晶体粒径的平均即平均有效晶体粒径为8.0～35.0μm，上述7处的上述有效晶体粒径中的最大值与最小值之差即有效晶体粒径差为10.0μm以下。
如上所述，在气体软氮化部件中，由气体软氮化处理产生的形状变化成为问题。本发明的发明者们进行后述的帽成型材的气体软氮化试验片的调查，为了将由气体软氮化处理产生的形状变化设定为最小限度、使部件的性能最大限地发挥而进行了研究。
具体而言，以钢板的宽度方向1/2位置、1/4位置及1/8位置作为中心，通过剪切修边(使用了修边模的冲裁加工)，制成图1那样的宽度为10mm的环形状的试验片。在修边端等处，通常会残留大的残留应力。出于调查其影响的目的，环形试验片的内外周设定为剪切修边端面状态。
对于该环形状的试验片，在以体积比计氮为45％、氨为50％、二氧化碳为5％的比率的混合气体的气氛中，实施气体软氮化处理。处理温度设定为570℃，均热保持时间设定为1小时。以该气氛、温度、时间进行处理后，测定通过空气冷却被冷却至室温的环形状的气体软氮化试验片的形状变化。形状变化的测定是在处理前后测定轧制方向、其正交方向、与轧制方向成45°及135°的方向的外径。该测定的各方向的变化量超过0.5％者(本试验中为1mm)由于尺寸精度差，产生作为上述的部件的课题，因此作为不合格。
研究的结果获知：为了提高尺寸精度，将钢板的宽度方向的各位置的有效晶体粒径的最大值与最小值之差(即有效晶体粒径差)设定为10.0μm以下是有效的。在有效晶体粒径差超过10.0μm的情况下，气体软氮化处理后的形状变化变大。
如果降低宽度方向的有效晶体粒径的不均则可抑制气体软氮化处理后的形状变化的理由尚不明确，但据推定：通过钢板的宽度方向的金属组织的均匀化，使得钢板内部的应变或残留应力降低，其结果是，可抑制加热后的形状变化。
此外获知：关于宽度方向的有效晶体粒径的不均，将钢板的宽度进行8等分的位置处的有效晶体粒径差在整体宽度方向上大致代表了有效晶体粒径差。
因此，在本实施方式的气体软氮化用钢板中，将距离宽度方向的端部在宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处的有效晶体粒径差设定为10.0μm以下。有效晶体粒径差优选为9.0μm以下，更优选为8.0μm以下或7.0μm以下。
关于有效晶体粒径，与宽度方向相比在轧制方向上不易产生不均。因此，只要将宽度方向的有效晶体粒径差设定为规定的范围即可。
此外，如果平均有效晶体粒径低于8.0μm，则有效硬化深度变得低于0.300mm。另一方面，如果平均晶体粒径变得超过35.0μm，则弯曲性降低。因此，平均有效晶体粒径设定为8.0～35.0μm。
进而，也可以将“有效晶体粒径差/平均有效晶体粒径”设定为0.80以下、0.70以下、0.60以下、0.50以下或0.40以下。
即使是在宽度方向的材质(硬度等)的不均少的情况下，也不能说有效晶体粒径差会变小。就本发明的发明者们所调查的范围而言，即使是宽度方向材质不均少的钢板，有效晶体粒径也必然在宽度方向上大大地产生不均。
金属组织中的铁素体、马氏体、贝氏体、珠光体、奥氏体各自的面积率、以及平均有效晶体粒径、有效晶体粒径差可以通过以下的方法来求出。
(铁素体的面积率)
铁素体的面积率使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置，通过进行EBSD解析来获得。
具体而言，在将本实施方式的气体软氮化用钢板的与轧制方向正交的方向的宽度即板宽设定为w时，从距离宽度方向的端部在宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的各个位置，按照在与轧制方向正交的方向上成为10mm的尺寸的方式采集试样。然后，对于各个试样，将与轧制方向正交的截面以#1000进行粗磨，用分散有粒度为1～3μm的金刚石粉末的研磨液进行镜面研磨精加工后，通过电解研磨来除去表面的研磨应变，精加工成观察用试样。
对于所得到的各个观察用试样，在将本实施方式的气体软氮化用钢板的板厚设定为t时，以距离板厚方向截面的表面在板厚方向上为t/4的位置(t/4的深度位置)作为大致中心，将在板厚方向上为200μm及在其正交方向上为400μm的范围设定为观察位置。即，观察位置成为图2所示的位置。
对于该试样，实施EBSD(电子背散射衍射；Electron Back Scatter Diffraction)解析来获得晶体取向信息。在EBSD解析时，装置内的真空度设定为1.0×10-4Pa以下，加速电流设定为15kV，照射电流水平设定为13～15，电子射线的照射水平设定为62，WD设定为15mm，测定间隔设定为0.05μm～0.5μm。
使用通过该EBSD解析得到的晶体取向信息，通过EBSD解析装置中附属的软件“OIMAnalysis(注册商标)”来进行铁素体的鉴定和其面积率的算出。本实施方式中，根据在由“OIM Analysis(注册商标)”输出的反极点色图上被判定为bcc的相(phase)的图，将相邻测定点的取向差为15°以上的边界定义为晶体晶界，对各晶粒算出GAM值。将该GAM值为0.5以下者作为铁素体晶粒，算出该铁素体晶粒的面积率。对各个宽度方向位置的观察用试样测定该铁素体晶粒的面积率，将其平均值作为铁素体面积率。
(马氏体的面积率)
马氏体的面积率通过下述方式来求出：使用利用Lepera腐蚀液显现出并拍摄的金属组织照片，将以白色对比度观察到的组织作为马氏体，测定其面积率。观察用试样的采集位置、观察位置设定为与上述铁素体的情况相同，将由各个试样得到的马氏体的面积率的平均值作为本实施方式的气体软氮化用钢板的马氏体的面积率。
(珠光体的面积率)
对于珠光体的面积率，使用利用硝酸乙醇腐蚀液显现出并拍摄的金属组织照片来求出。具体而言，在上述金属组织照片中，将包含片层状的碳化物的晶粒定义为珠光体，通过其面积率来求出。观察用试样的采集位置、观察位置与上述铁素体的情况相同，由各个试样求出珠光体的面积率，将全部试样的珠光体面积率的平均值作为本实施方式的气体软氮化用钢板的珠光体的面积率。
(残留奥氏体的面积率)
使用在测定铁素体的面积率时得到的晶体取向信息，将被判定为fcc的相的点的面积率作为残留奥氏体的面积率。观察用试样的采集位置、观察位置与上述铁素体的情况相同，由各个试样求出残留奥氏体的面积率，将全部试样的残留奥氏体的面积率的平均值作为本实施方式的气体软氮化用钢板的残留奥氏体的面积率。
(贝氏体的面积率)
在本实施方式的气体软氮化用钢板中，除铁素体、珠光体、残留奥氏体、马氏体以外的部分判断为贝氏体。即，贝氏体的面积率通过由100％减去上述的铁素体、珠光体、残留奥氏体、马氏体的面积率来求出。
(平均有效晶体粒径)
(有效晶体粒径差)
使用在测定铁素体的面积率时得到的晶体取向信息，根据在由“OIM Analysis(注册商标)”输出的反极点色图上被判定为bcc的相的图，将相邻测定点的取向差为15°以上的边界定义为晶体晶界，将其晶粒的当量圆直径作为其晶粒的晶体粒径。对于观察视场内的全部的晶粒，使用该晶体粒径求出其平均值，求出其观察视场的有效晶体粒径。观察用试样的采集位置、观察位置与上述铁素体的面积率的测定的情况相同，由各个试样求出有效晶体粒径，将全部试样的有效晶体粒径的平均值作为本实施方式的气体软氮化用钢板的与轧制方向正交的方向(板宽方向)的平均有效晶体粒径。
此外，将各个观察位置的有效晶体粒径中的最大值与最小值之差作为本实施方式的气体软氮化用钢板的与轧制方向正交的方向的有效晶体粒径差。
(机械特性)
本实施方式的气体软氮化用钢板作为一般所要求的机械特性，使用JIS Z2241：2011的5号试验片并依据JIS Z2241：2011测定的抗拉强度也可以为370MPа以上，伸长率也可以为13.0％以上。抗拉强度也可以设定为400MPa以上、440MPa以上、480MPa以上、520MPa以上、580MPa以上或620MPa以上。没有必要规定抗拉强度的上限，但也可以将抗拉强度设定为880MPa以下、800MPa以下、760MPa、720MPa以下或680MPa以下。伸长率也可以设定为14.0％以上、16.0％以上、18.0％以上或20.0％以上。没有必要规定伸长率的上限，但也可以将伸长率设定为32.0％以下、28.0％以下、26.0％以下。
进而，以板厚t进行标准化的极限弯曲半径R即R/t也可以为3.0以下。该情况下，当在气体软氮化处理之前进行冷加工(压制等)时能够防止该冷加工时的开裂等。
此外，本实施方式的气体软氮化用钢板设想在气体软氮化处理后被应用于由发动机旋转来传递动力的部件，以下述事项作为目标：通过气体软氮化处理而使表层硬度达到500Hv以上、并且与母相相比硬度高50Hv以上的深度即有效硬化深度达到0.300mm以上(可得到表层硬度为500Hv以上、与母相相比硬度高50Hv以上的深度即有效硬化深度为0.300mm以上的气体软氮化部件)。
气体软氮化处理后的表层硬度通过以下的方法来求出。
气体软氮化处理后的表层硬度是指在气体软氮化处理后的钢板的任意板厚方向的截面中测定维氏硬度而求出的值。测定位置只要使压痕中心位于板厚方向上的硬度变化小的距离表面为50μm以下的范围内即可。在接近表层的情况下，会产生硬度测定中的表层附近的材料流动，产生测定误差，因此优选在钢板的板厚截面中距离表面为35μm以上的位置成为压痕中心。维氏硬度测定基于JIS Z 2244-1：2020来测定即可。硬度测定时的载荷设定为200gf(Hv0.2)，将在上述的板厚方向的深度的位置处进行3点测定而得到的平均值作为气体软氮化处理后的表层硬度。
维氏硬度的测定截面设定为下述面：将气体软氮化部件的任意的板厚方向截面进行#80～#1000的粗磨后用分散有粒度为1～3μm的金刚石粉末的研磨液进行镜面研磨精加工而得到的面。
气体软氮化处理后的有效硬化深度通过下述方式来测定：对于气体软氮化处理后的钢板，在任意的板厚方向截面中从表层起在深度方向上以0.05μm间隔测定维氏硬度。在同样的深度处分别各测定3点，将其平均值作为该深度处的维氏硬度。在所得到的维氏硬度曲线中，在将板厚设定为t时，测定与在距离表面在板厚方向上为t/4的位置的3点处测定的维氏硬度的平均(平均硬度)相比高50Hv以上的区域的深度，将其作为有效硬化深度。维氏硬度的测定载荷设定为50gf(Hv0.05)，按照使各测定点的间隔成为压痕尺寸的5倍以上的方式设定载荷、或在板面方向上使测定位置错开即可。
以上是用于满足气体软氮化用钢板的基本特性的组织必要条件和其测定方法。
本实施方式的气体软氮化用钢板的板厚、宽度没有特别限定，但在考虑应用于所设想的部件的情况下，优选板厚为1.2～3.6mm、宽度为900～1500mm。本实施方式的气体软氮化用钢板可以是所谓的带热轧缘边的钢板(包含钢带，也称为热轧缘边钢板)，也可以是热轧缘边部通过切断被除去的钢板(包含钢带，也称为割边钢板)。
<气体软氮化部件>
对本实施方式的气体软氮化部件进行说明。本实施方式的气体软氮化部件通过将上述的本实施方式的气体软氮化用钢板根据需要进行加工后进行气体软氮化处理来获得。
(化学组成)
本实施方式的气体软氮化部件的化学组成除了表层部的氮化区域以外(例如在将部件的厚度设定为tc的情况下，在距离表面在厚度方向上为tc/4的位置处)，与成为原材料的本实施方式的气体软氮化用钢板相同。因此，省略说明。
(氮化区域)
本实施方式的气体软氮化部件具有在表面存在氮化物的氮化区域。就本实施方式的气体软氮化部件而言，表层硬度为500Hv以上，并且将与母相的硬度(距离表面在厚度方向上为tc/4的位置的平均硬度)相比硬度高50Hv以上的区域的厚度(有效硬化深度)设定为0.300mm以上。表层硬度低于500Hv、或与母相的硬度相比硬度高50Hv以上的区域的厚度低于0.300mm时，得不到规定的耐磨性。
表层硬度如上所述通过以下的方法来求出。
气体软氮化部件的表层硬度是指在气体软氮化部件的任意的厚度方向的截面中测定维氏硬度而求出的值。测定位置只要使压痕中心位于厚度方向上的硬度变化小的距离表面为50μm以下的范围内即可。在接近表层的情况下，会产生硬度测定中的表层附近的材料流动，产生测定误差，因此优选在钢板的板厚截面中距离表面为35μm以上的位置成为压痕中心。维氏硬度测定基于JIS Z 2244-1：2020来测定即可。硬度测定时的载荷设定为200gf(Hv0.2)，将在上述的厚度方向的深度的位置处进行3点测定而得到的平均值作为气体软氮化部件的表层硬度。维氏硬度的测定截面设定为下述面：将气体软氮化部件的任意的厚度方向截面进行#80～#1000的粗磨后用分散有粒度为1～3μm的金刚石粉末的研磨液进行镜面研磨精加工而得到的面。
与母相的硬度相比硬度高50Hv以上的区域的厚度可以通过以下的方法来求出。
(与母相的硬度相比硬度高50Hv以上的区域的厚度)
测定在气体软氮化部件的任意的厚度方向截面中从表层起在深度方向上以0.05μm间隔测定的维氏硬度。这里，在同样的深度处分别各测定3点，将其平均值作为该深度处的维氏硬度。在所得到的维氏硬度曲线中，在将厚度设定为tc时，测定与在距离表面在厚度方向上为tc/4的位置的3点处测定的维氏硬度的平均(平均硬度)相比高50Hv以上的区域的深度，将其作为与母相的硬度相比硬度高50Hv以上的区域的厚度。维氏硬度的测定载荷设定为50gf(Hv0.05)，按照使各测定点的间隔成为压痕尺寸的5倍以上的方式设定载荷、或在板面方向上使测定位置错开即可。
(金属组织)
本实施方式的气体软氮化部件的金属组织没有限定，但除了表层部的氮化区域以外(例如在距离表面在厚度方向上为tc/4的位置处)，也可以与成为原材料的本实施方式的气体软氮化用钢板相同。
<制造方法>
接下来，对本实施方式的气体软氮化用钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的气体软氮化用钢板通过包含以下的工序的制造方法来获得。根据需要，在下述(I)～(IV)的工序之后，也可以应用后述的(V)酸洗工序或(VI)表皮光轧工序。
(I)将具有规定的化学组成的板坯进行加热的加热工序；
(II)将加热工序后的板坯通过粗轧及精轧来制成热轧钢板的热轧工序；
(III)将热轧工序后的热轧钢板进行冷却的冷却工序；
(IV)将冷却工序后的热轧钢板进行卷取的卷取工序。
对于各个工序，对优选的条件进行说明。关于省略说明的条件，可以应用公知的条件。
(加热工序)
在加热工序中，将通过连续铸造而制造的具有与上述的本实施方式的气体软氮化用钢板相同的化学组成的板坯(例如50～300mm左右的厚度的板坯)以下述的条件进行加热。通过炉温管理，使板宽方向的组织(粒径)不均得到降低。作为其理由，据推测是由于通过炉温管理而使板坯中的奥氏体粒径的不均得到降低。
(a)通过在气氛温度被调整为400～1260℃的一次加热炉中使其在炉10～100分钟来进行一次加热，
(b)通过将上述一次加热后的上述板坯在气氛温度被调整为比上述一次加热高的温度并且为950～1325℃的二次加热炉中使其在炉20～170分钟来进行二次加热，
(c)通过将上述二次加热后的上述板坯在气氛温度被调整为1130～1310℃的三次加热炉内使其在炉20～150分钟来进行三次加热。
如果上述一次加热～三次加热中的任一条件成为范围外，则板宽方向的有效晶体粒径差超过10.0μm。该板坯加热时的气氛温度表示通过设置于炉内的温度计来进行控制的炉内温度。即使是在板坯未被冷却至室温的情况下，也需要设定为该加热方法，装入一次加热炉中的板坯温度优选为800℃以下，更优选为100℃以下。
(热轧工序)
在热轧工序中，将加热后的板坯通过粗轧及精轧来制成热轧钢板。
在粗轧中，将累积压下率设定为60％～90％。
累积压下率是指使用板坯厚t0和粗轧后的厚度t1来算出的板厚减少率。在粗轧中的累积压下率低于60％的情况下，板宽方向的平均有效晶体粒径不会成为35.0μm以下。此外，累积压下率超过90％时，平均有效晶体粒径变得低于8.0μm。
粗轧的温度只要设定为1000～1200℃的范围即可，轧制次数只要根据对轧机的负荷来设定次数即可。粗轧的轧制次数例如优选5次。
此外，在精轧中，将轧制开始温度设定为980℃以上，将最终道次中的压下率设定为4～30％，将成品温度设定为840～960℃。
在精轧开始温度低于980℃的情况下，钢板的宽度方向的有效晶体粒径差超过10.0μm。
此外，在最终道次中的压下率低于4％的情况下，因轧制应变变得不均匀而导致钢板的宽度方向的有效晶体粒径差超过10μm。另一方面，最终道次中的压下率超过30％时，因粒生长而导致宽度方向的平均有效晶体粒径超过35.0μm。
此外，在成品温度低于840℃的情况下，宽度方向的平均有效晶体粒径变得低于8.0μm。另一方面，如果成品温度超过960℃，则宽度方向的平均有效晶体粒径超过35.0μm。
此外，如果最终道次中的压下率为上述的范围，则轧制次数没有特别限制，只要根据对轧机的负荷来设定次数即可。精轧的轧制次数例如优选5次。
在热轧工序、接下来进行的冷却工序、卷取工序中，温度优选以宽度方向中央的表面温度进行管理。
(冷却工序)
(卷取工序)
在精轧完成后(最终道次中的压下后)，在2.0秒以内开始水冷，在冷却开始后20.0秒以内完成水冷，在430～580℃下进行卷取。
在从最终道次中的压下至冷却开始为止的时间超过2.0秒的情况下，铁素体的面积率变得低于30.0％。冷却开始时间只要为精轧完成后2.0秒以内则没有限定，但考虑轧制后的温度计测中的空气冷却带距离等，也可以为0.4秒以上，也可以为0.6秒以上。
此外，如果冷却开始后至卷取温度即430～580℃的范围为止的水冷时间超过20.0秒，则铁素体的面积率低于30.0％且贝氏体的面积率超过70.0％。卷取温度低于430℃时，马氏体的面积率超过5.0％。另一方面，在卷取温度变得超过580℃的情况下，钢板的宽度方向的有效晶体粒径差超过10.0μm。
(酸洗工序)
(表皮光轧工序)
在卷取工序后，也可以进行酸洗。酸洗是以除去钢板表面的氧化皮为目的，通过公知的方法来进行即可。此外，对于酸洗后的钢板，也可以实施表皮光轧。通过表皮光轧来导入可动位错，由此不仅抑制屈服伸长率，而且能够增加钢板表面的位错密度。在进行表皮光轧的情况下，只要设定不使伸长率显著降低的条件即可。例如，表皮光轧中的压下率优选设定为0.5～5.0％。压下率低于0.5％时，有可能无法抑制屈服伸长率，如果超过5.0％，则有可能因位错被导入至板厚方向中心而使延展性降低。
实施例
使用表1中所示的化学组成(单位为质量％、剩余部分为Fe及杂质)的铸坯，对它们分别以表2中所示的条件进行加热、轧制、冷却、卷取，制造板厚为1.2～2.3mm、板宽为1000～1500mm的卷材。
表1中，式1的栏表示式(1)的左边的计算值，式2的栏表示式(2)的右边的计算值。
[表1]
[表2]
在所得到的钢板卷材的距离长度方向的最前端部为10m的位置处，从距离宽度方向的端部在宽度方向上为w/2的位置，采集JIS5号试验片，依据JIS Z2241：2011，以拉伸速度为10mm/分钟实施拉伸试验，测定抗拉强度(TS)及伸长率(El)。
此外，通过JISZ2248：2006的6.1压弯法中规定的方法，使用3号试验片实施弯曲试验，测定以板厚t进行标准化的极限弯曲半径R即R/t。此时，以每0.5倍板厚对弯曲半径进行试验，求出最小的R/t。
此外，对于距离表面为t/4的深度位置并且距离宽度方向的端部在宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处的金属组织的特徴(面积率、平均有效晶体粒径、有效晶体粒径差)，通过上述的方法来实施测定。
将结果示于表3中。
[表3]
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此外，从所得到的钢板卷材中，以钢板的宽度方向1/2位置、1/4位置及1/8位置作为中心，通过剪切修边(使用了修边模的冲裁加工)来采集图1中所示的环形试验片，在以体积比计氮为45％、氨为50％、二氧化碳为5％的比率的混合气体的气氛中，实施气体软氮化处理。实施处理温度设定为570℃、均热保持时间设定为1小时的气体软氮化处理，调查形状变化。
如上所述，在处理前后测定轧制方向、其正交方向、与轧制方向成45°及135°的方向的外径，如果外径的变化量全部为1mm以下则作为合格，在3个位置中的任一位置超过1mm的情况下作为不合格。
此外，从钢板的宽度方向1/2位置处采集15cm四方的试验片，以与上述相同的条件实施气体软氮化处理。对于气体软氮化处理后的试验片，实施销盘型的平板磨损试验。磨损试验中的摩擦试验体的滑动速度设定为1m/秒，以面压为1000MPa、室温、无润滑的条件给予3小时的磨损负荷。将在试验后具有300μm以上的减壁者作为不合格。
其中，在成为原材料的气体软氮化用钢板的强度或成型性不满足目标值、或由气体软氮化产生的形状变化大的情况下，由于不适合作为气体软氮化部件的使用，因此未实施磨损试验。
将结果示于表4中。
[表4]
※1：由于钢板的强度或伸长率(成型性)不充分，因此未实施磨损试验※2：由于由气体软氮化处理产生的形状变化大，因此未实施磨损试验
如由表1～4获知的那样，就作为发明例的试验编号S4～S6、S13、S14、S16～S19、S43～S47而言，气体软氮化用钢板具有充分的抗拉强度、伸长率、弯曲特性，由气体软氮化处理产生的形状变化也小。此外，在它们中，就气体软氮化处理后的钢板(相当于气体软氮化部件)而言，表层硬度达到500Hv以上，并且与母相相比硬度高50Hv以上的深度即有效硬化深度达到0.300mm以上。其结果是，就气体软氮化处理后的钢板而言，耐磨性也优异。
另一方面，就化学组成为本发明范围外的S1～S3、S7～S12、S15以及制造条件不优选的S20～S42而言，气体软氮化用钢板的抗拉强度、伸长率、弯曲特性中的某一者不充分、由气体软氮化处理产生的形状变化大、或气体软氮化处理后的耐磨性低。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供以具有一般所要求的抗拉强度、伸长率、弯曲特性作为前提、在进行气体软氮化处理作为表面硬化处理的情况下能够降低形状变化量的气体软氮化用钢板。因此，产业上的可利用性高。

Claims (3)

1.一种气体软氮化用钢板，其化学组成以质量％计为：C：0.02～0.10％、
Si：0.001～0.100％、
Mn：0.70～1.65％、
P：0.060％以下、
S：0.005％以下、
sol.Al：0.020～0.450％、
Ti：0.020～0.120％、
Cr：0.100～0.450％、
N：0.0003～0.0070％、
Cu：0～0.40％、
Ni：0～0.30％、
Nb：0～0.080％、
V：0～0.080％、
Mо：0～0.100％、
B：0～0.0020％、
Ca：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、
Sn：0～0.0300％、
Sb：0～0.0100％、
As：0～0.0100％、
Mg：0～0.0300％、及
剩余部分：Fe及杂质，
满足下述式(1)及(2)，
金属组织以面积％计包含：
铁素体：30.0～100.0％、
马氏体：0～5.0％、
贝氏体：0～70.0％、
残留奥氏体：0～3.0％、
珠光体：0～3.0％，
在将板厚设定为t，将与轧制方向正交的方向的宽度即板宽设定为w，在距离表面为t/4的深度位置并且距离宽度方向的端部在所述宽度方向上为w/8、w/4、3w/8、w/2、5w/8、3w/4及7w/8的位置的7处测定有效晶体粒径时，所述7处的所述有效晶体粒径的平均即平均有效晶体粒径为8.0～35.0μm，所述7处的所述有效晶体粒径中的最大值与最小值之差即有效晶体粒径差为10.0μm以下，
[sol.Al]+[Cr]≤0.482 式(1)
94<64×[Mn]+156×[Cr]+190×[sol.Al]-9×[Mn]2-86×[Cr]2-328×[sol.Al]2
式(2)
其中，[元素符号]为该元素符号所表示的元素的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的气体软氮化用钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自Cu：0.01～0.40％、Ni：0.01～0.30％、Nb：0.001～0.080％、V：0.001～0.080％、Mо：0.001～0.100％、B：0.0001～0.0020％、Ca：0.0001～0.0100％、REM：0.0001～0.0100％、Sn：0.0001～0.0300％、Sb：0.0001～0.0100％、As：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0300％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的气体软氮化用钢板，其以JIS Z2241：2011的5号试验片计的抗拉强度为370MPа以上，伸长率为13.0％以上。
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