JP3824161B2 - 窒化処理用鋼材、窒化処理鋼材及びそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化処理用鋼材、窒化処理鋼材及びそれらの製造方法に関し、詳しくは、例えば自動車の構造部材のように高強度が要求される窒化処理鋼材、その素材として好適な窒化処理用鋼材及びそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の衝突安全性向上と軽量化のために、種々の高強度鋼材が使用されている。なお、以下の説明において「鋼材」の例として「鋼板」と記載することがある。
【０００３】
高強度鋼板はプレス加工などの成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高強度鋼板には優れた加工性が要求される。しかし、一般に、鋼板の強度が上昇するに伴い延性が低下するため、複雑な形状にプレス成形することが困難になってくる。又、単純な形状であっても、プレス成形後の成形体の弾性回復量（スプリングバック）は、鋼板の高強度化に伴って大きくなり、所定の形状精度を得ることが困難になってくる。
【０００４】
プレス成形性と成形体の高強度化を両立させる方法としては、軟質で延性と深絞り性に優れた鋼板をプレス成形した後に焼入れ又は窒化する技術が知られている。しかし、プレス成形した薄肉の鋼板成形体を焼入れする場合、高温から急速冷却するため焼入れ歪みが大きくなってしまう。一方、焼入れよりも処理温度が低い窒化の場合は、歪みが小さい。
【０００５】
しかし、従来技術における鋼材への窒化処理は、表面に形成される化合物層により耐摩耗性を向上させたり、化合物層の直下に形成される拡散層により疲労強度を向上させることが主たる目的であったため、窒化処理によって鋼材の内部まで強化することはなく、脆性の観点からは内部はむしろ強化しないのが一般的であった。
【０００６】
こうした従来の窒化処理に対して、特許文献１及び特許文献２には、薄鋼板を用いて板厚の中心まで窒化して強化することにより、衝突時の部材の衝撃強度のような、表面だけではなく板厚方向全体の強度に支配される特性を向上させる技術が開示されている。しかし、窒化後の鋼板の伸びが小さいと、衝突時に塑性変形によるエネルギー吸収が期待できず、部材が破断してしまう。このため、これらの特許文献で提案された技術の場合は、窒化後の伸び特性を確保しながら高強度化することが必要になる。
【０００７】
特許文献１には、窒化後の強度と伸びで評価される靱性の両立には、固溶Ｔｉ量の制御が重要であることが開示されている。すなわち、固溶Ｔｉ量が少ないと強度が得られず、固溶Ｔｉ量が多いと特に表層のビッカース硬さ（以下、ビッカース硬さをＨｖ硬さと表記する）が３００以上の脆性領域に入るため、固溶Ｔｉ量に上限があることが示されている。しかし、この特許文献で提案された技術は、その実施例からも明らかなように、強度と伸びを両立させることができる引張強さは高々７１０ＭＰａでしかなく、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板を代替するには強度不足である。
【０００８】
特許文献２には、軽量化の観点からは、板厚方向における平均硬度をＨｖ硬さで３００以上とすることが必要である旨の記載がなされている。そして、この特許文献で、表面部分と板厚方向における内部中央との硬度差をＨｖ硬さ２００以下とすることにより、高強度化に伴う伸び特性の急激な低下を回避する技術が提案されている。
【０００９】
以上のように、窒化による高強度化を実用するためには、窒化後の伸び特性との両立が課題であるが、上記の特許文献１及び２は、いずれも単に強度と伸び特性を両立させるための最適条件を明らかにしたものでしかなく、本質的に伸び特性を改善し、高強度化を実現するための技術ではない。
【００１０】
【特許文献１】
特開平１１−２７９６８６号公報
【特許文献２】
特開２００２−２０８５３号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車の構造部材のように高強度と伸び特性との両立が要求される窒化処理鋼材、その窒化処理鋼材の素材として好適な窒化処理用鋼材及びそれらの製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）に記載の窒化処理用鋼材、（２）に記載の窒化処理用鋼材の製造方法、（３）及び（４）に記載の窒化処理鋼材、並びに（５）〜（８）に記載の窒化処理鋼材の製造方法にある。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式で表される有効Ｔｉが０．０４〜０．１０％であることを特徴とする窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す用途に供される窒化処理用鋼材。
【００１４】
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・・・ (1)。ここで、(1)式の右辺における元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００１５】
（２）質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式で表される有効Ｔｉが０．０４〜０．１０％である鋼塊又は鋼片に熱間圧延を施して７００〜５００℃で巻き取り、更に、総圧下率で７０〜９０％の冷間圧延を行い、その後、６５０〜８８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする上記（１）に記載の窒化処理用鋼材の製造方法。
【００１６】
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・・・ (1)。ここで、(1)式の右辺における元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００１７】
（３）板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の４０％までの範囲にある板厚中心領域が、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．０８〜０．２５％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる平均化学組成で、且つ、板厚中心のビッカース硬さが２００以上であり、更に、前記板厚中心領域における長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄が１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下で、板厚中心における長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上であることを特徴とする窒化処理鋼材。
【００１８】
（４）表面に形成される化合物層の厚さが３０μｍ以下であることを特徴とする上記（３）に記載の窒化処理鋼材。
【００１９】
（５）上記（１）に記載の窒化処理用鋼材又は上記（２）に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材を素材とする窒化処理鋼材の製造方法であって、窒化処理の後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す工程を含むことを特徴とする窒化処理鋼材の製造方法。
【００２０】
（６）上記（１）に記載の窒化処理用鋼材又は上記（２）に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材を成形加工した後に窒化処理を施すことを特徴とする上記（５）に記載の窒化処理鋼材の製造方法。
【００２１】
（７）上記（１）に記載の窒化処理用鋼材若しくは上記（２）に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材に成形加工を施すことなく窒化処理及びその後の１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施した窒化処理鋼材又は、上記（６）に記載の製造方法によって得られる窒化処理鋼材に、更に、成形加工を施すことを特徴とする窒化処理鋼材の製造方法。
【００２２】
（８）窒化処理が５３０〜６５０℃の温度域で窒化した後に平均冷却速度４．５℃／秒以上で２００℃まで冷却するものであることを特徴とする上記（５）から（７）までのいずれかに記載の窒化処理鋼材の製造方法。
【００２３】
本発明でいう「窒化処理用鋼材」は後述の「窒化処理鋼材」の素材となる鋼、つまり、圧延、鍛造、引抜き又は鋳造など各種の方法で所要の形状に加工され、窒化処理を施される鋼を指す。
【００２４】
「窒化処理鋼材」は窒化処理を施された鋼材を指し、これには窒化処理を施された鋼板などの他に、プレス加工などの成形加工によって所定の形状に加工された後で窒化処理を施された部材（部品）が含まれる。
【００２５】
冷間圧延における「％単位」での総圧下率とは、｛（冷間圧延前の被圧延材の厚さ−冷間圧延後の被圧延材の厚さ）／（冷間圧延前の被圧延材の厚さ）｝×１００で表される値をいう。
【００２６】
「粗大窒化鉄」とは、ナイタールでエッチングした前記板厚中心領域の断面を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が５μｍ以上のものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。
【００２７】
「微細窒化鉄」とは、板厚中心から採取した薄膜試料を加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が０．１５μｍ以上５μｍ未満で、しかもＥＤＸ分析でＦｅ以外の金属元素の析出物中への濃化が認められないものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。
【００２８】
なお、長辺が０．１５μｍ未満の上記意味の「微細窒化鉄」が、転位にそって連珠状に析出した場合、低倍率の観察では長さ０．１５μｍ以上のひも状に見えることがあるが、これは長辺が０．１５μｍ以上とはみなさない。
【００２９】
本発明における「平均冷却速度」とは、冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００３０】
以下、上記（１）の窒化処理用鋼材に係る発明、（２）の窒化処理用鋼材の製造方法に係る発明、（３）及び（４）の窒化処理鋼材に係る発明、並びに、（５）〜（８）の窒化処理鋼材の製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（８）の発明という。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために、検討を重ねた。その結果、窒化処理後に更に熱処理を行うことにより、伸び特性を向上させることができる場合のあることが判明した。
【００３２】
そこで更に検討を行った結果、窒化処理後に低温熱処理を施して析出物の状態を制御すれば、伸び特性を大幅に改善できることが明らかになった。
【００３３】
以下、上記の知見を得るに到った実験について詳しく説明する。
【００３４】
表１に示す化学組成を有する板厚０．８ｍｍの冷間圧延鋼板を通常の方法で溶融塩浴窒化処理し、次いで低温熱処理を施した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
すなわち、上記板厚０．８ｍｍの冷間圧延鋼板を５８０℃の溶融塩浴に１．５時間浸漬した後、油漕中に浸漬して冷却した。なお、５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。この窒化処理後、更に１７０℃で２０分保持する低温熱処理も施した。
【００３７】
窒化処理ままの鋼板及び低温熱処理後の鋼板について、引張特性とＨｖ硬さを調査した。
【００３８】
すなわち、各鋼板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験を採取し常温で引張試験を行って引張特性を調査し、又、試験力９．８Ｎで板厚中心のＨｖ硬さ測定を行った。
【００３９】
表２に、上記の調査結果をまとめて示すとともに、図１に、前記 (1)式で表される有効Ｔｉが降伏点及び伸びに及ぼす影響を示す。
【００４０】
【表２】
【００４１】
表１、表２及び図１から、有効Ｔｉが多いほど、窒化処理のままでの降伏点が高くなるが、伸びは低下し、有効Ｔｉが０．０７％以上では伸びは５％以下になることが認められる。なお、Ｔｉ含有量の多い、いわゆる「高Ｔｉ鋼材」を窒化処理すると伸びが極めて小さくなり、適用可能な構造部品が限られてしまうことは従来から知られているところである。
【００４２】
これに対して、窒化処理後に１７０℃で２０分保持する低温熱処理を施した場合は、窒化処理のままと比較して降伏点は低下するもの伸びは著しく向上することが認められる。すなわち、窒化処理を施されたままの鋼板の延性は低いが、これに低温熱処理を施すことにより、伸び（塑性変形能）が回復することが判明した。このように、塑性変形能が回復した窒化処理鋼材を自動車部品などに適用すれば、衝突時に鋼材が脆性的に破壊することを防ぐことができる。
【００４３】
更に、図１から、有効Ｔｉの増加は、窒化処理のままでの降伏点を増加させる効果があると同時に、低温熱処理による降伏点の低下量（すなわち、「窒化処理ままでの降伏点」−「低温熱処理後の降伏点」）を小さく抑える効果を持つことが判明した。このことは、例えば、有効Ｔｉが少ない鋼板を長時間窒化処理してＮ量を増やし、これによって強度を上げたとしても、伸びを回復させるために窒化処理に引き続いて低温熱処理を施せば、降伏点が著しく低下してしまうことを示すものである。
【００４４】
すなわち、高強度と伸び特性との両立のためには、有効Ｔｉを高くすることが本質的に重要であることが明らかとなった。
【００４５】
次に、上述の現象の原因を調べるため、前記のようにして窒化処理と低温熱処理を行った鋼板Ｃについて、組織調査を行った。
【００４６】
すなわち、鏡面研磨した鋼板断面をナイタールでエッチングした後、倍率を５００倍として光学顕微鏡で観察した。
【００４７】
その結果、低温熱処理の有無に関わらず鋼板の組織はフェライトからなっており、表面には厚さ９μｍの化合物層が認められた。なお、表面の化合物層は、フェライトとは明瞭なコントラストを持っており、又、化合物層とフェライトの界面においてフェライト結晶粒界が途切れていることからも、表面の化合物層とフェライトとを判別することが可能である。
【００４８】
なお、窒化処理のままの状態では、フェライト粒内はほとんどエッチングされず、窒化処理前のフェライト粒内と比較すると光沢が若干少ないものの、ほぼ同様な観察結果であった。一方、窒化処理後に低温熱処理を行った場合にはフェライト粒内の光沢が消失し、灰色に観察された。低温熱処理後は、エッチングによりフェライト粒内に微細な凹凸が一様に形成されたため、コントラストに変化が生じたもとと考えられる。
【００４９】
上述のように、光学顕微鏡の観察では不十分であるものの、低温熱処理によって何らかの組織的変化が生じていることが判明した。
【００５０】
そこで次に、板厚の中心から薄膜試料を作製し、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いて組織観察を行った。
【００５１】
窒化処理のままの鋼板から採取した試料について、倍率４００００倍の写真上で計測した結果、析出物の主体は長辺が０．０５〜０．１５μｍの棒状析出物であり、それは１×１０-12ｍ2当たり３８個認められた。長辺が０．１５μｍ以上の析出物は非常に少なく、多数の視野を平均した場合に、１×１０-12ｍ2当たり２．４個認められた。又、長辺が０．０５〜０．１５μｍの棒状析出物が重なり合い、見かけ上の長辺が０．１５μｍ以上になった状態のものも観察されたが、そのようなものの個数は１×１０-12ｍ2当たり０．５個であった。なお、上記の棒状析出物が重なり合ったものは転位上に優先的に析出したと考えられる。
【００５２】
一方、窒化処理後に更に低温熱処理を行った鋼板から採取した試料では、長辺が約０．２〜０．６μｍで、短辺が約０．１μｍの長方形状の析出物が１×１０-12ｍ2当たり８．２個認められた。この低温熱処理を行った試料の場合には、長辺が０．１５μｍ未満の析出物はほとんど認められなかった。
【００５３】
前記のような窒化処理のままで観察された非常に微細な析出物及び低温熱処理後に観察された微細な析出物をＥＤＸ分析したところＦｅ以外の金属元素のピークは、Ｆｅの１０分の１以下しか検出されなかった。このＥＤＸ分析結果から、上述の窒化処理のままで観察された非常に微細な析出物及び低温熱処理後に観察された微細な析出物は窒化鉄と推定される。
【００５４】
なお、窒化処理前から存在したと考えられるＴｉＮ、ＴｉＳ及びＴｉＣも観察されたが、それらは窒化鉄とは形状が異なるし、ＥＤＸ分析によりＦｅ以外の金属元素が検出されたことから、上述の計数からは除外した。
【００５５】
Ｔｉは強力な炭窒化物形成能を持つので窒化処理中にもＴｉＮやＴｉＣ（又は、Ｔｉ−ＮのクラスターやＴｉ−Ｃのクラスター）が形成されることが知られているが、それらは観察されなかった。５８０℃という窒化処理温度ではＴｉの拡散距離が短いため、こうした析出物やクラスターは極めて微細であり、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた組織観察では認められなかったものと考えられる。
【００５６】
引張強さの低下に伴って伸びが著しく改善される理由は明らかではないが、窒化処理のままではＮによる固溶強化の影響が強すぎ、粒内破壊が生じるためと推定される。一方、窒化物が析出し、固溶強化能が減少した場合にはフェライト粒内の塑性変形が可能になり、延性が改善されたと考えられる。
【００５７】
前記（１）〜（８）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００５８】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）窒化処理用鋼材及び窒化処理鋼材の化学組成
窒化処理を施された窒化処理鋼材の表層には化合物層が形成され、板厚方向に化学組成の不均一が発生するので、窒化処理鋼材の化学組成は、板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の４０％までの範囲にある板厚中心領域の平均化学組成、すなわち、板厚中心を挟んで板厚の８０％に相当する内部の平均化学組成を指すものとする。
【００５９】
なお、窒化処理用鋼材と窒化処理鋼材との含有量を区別する必要がある元素については、窒化処理用鋼材の場合を「窒化処理前」、窒化処理鋼材の場合を「窒化処理後」として説明する。
【００６０】
Ｃ（窒化処理前）：
良好な深絞り性すなわちｒ値が高い結晶集合組織を得るためには、Ｔｉ及びＮｂを添加して炭化物を形成させて固溶Ｃ量を減少させた、いわゆる「ＩＦ鋼」にする必要がある。Ｃ量が多い場合には、それを固定するのに必要なＴｉ及びＮｂの量が増加し、それらの炭化物量が増加するため、窒化処理前においては延性を低下させたり、窒化処理後においてはそれらが破壊の起点になる恐れがある。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材のＣ含有量を０．０１％以下とした。窒化処理用鋼材のＣ含有量の上限は０．００５％とすることが好ましく、０．００３％とすれば一層好ましい。なお、Ｃの含有量が少ないほど成形性が向上するが、０．０００５％未満まで低減しても製鋼コストに見合う効果が期待できないので、下限は０．０００５％とするのが好ましい。
【００６１】
Ｃ（窒化処理後）：
工業的な窒化処理プロセスにおいては、Ｎと同様にＣも富化される場合が多い。窒化処理後のＣは、本発明の効果に大きな影響は与えないので、窒化処理において不可避的に富化されるＣレベルを含有することに問題はない。但し、窒化処理温度におけるフェライト中へのＣの固溶限を大きく超えてＣが富化されると、粗大なセメンタイトが析出して脆性的になる恐れがあるので、窒化処理後である窒化処理鋼材のＣ含有量を０．０３％以下とした。
【００６２】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化作用を有する。この効果は窒化による強化量と比較すれば小さいが、部材（部品）の一部分を意図的に窒化処理せず、且つその部分にも強度を確保させたい場合は、Ｓｉを添加して強化することは有効である。しかし、Ｓｉの多量添加は延性及び深絞り性の低下をきたし、特にその含有量が０．５％を超えると延性及び深絞り性の低下が大きくなる。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％とする。したがって、Ｓｉの含有量を０．００１〜０．５％とした。なお、強化を必要としない場合には、プレス成形性の観点からＳｉの含有量の上限を０．１％とすることが好ましい。
【００６３】
Ｍｎ：
Ｍｎは、固溶強化作用を有する。この効果は窒化による強化量と比較すれば小さいが、部材（部品）の一部分を意図的に窒化処理せず、且つその部分にも強度を確保させたい場合は、Ｍｎを添加して強化することは有効である。しかし、Ｍｎの多量添加は延性及び深絞り性の低下をきたし、特にその含有量が０．５％を超えると延性及び深絞り性の低下が大きくなる。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．０１％とする。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、強化を必要としない場合には、プレス成形性の観点からＭｎの含有量の上限を０．３％とすることが好ましい。
【００６４】
Ｐ：
Ｐは、固溶強化作用を有する。この効果は窒化による強化量と比較すれば小さいが、部材（部品）の一部分を意図的に窒化処理せず、且つその部分にも強度を確保させたい場合は、Ｐを添加して強化することは有効である。しかし、Ｐの多量添加は延性及び深絞り性の低下をきたし、特にその含有量が０．１％を超えると延性及び深絞り性の低下が大きくなる。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％とする。したがって、Ｐの含有量を０．００１〜０．１％とした。なお、強化を必要としない場合にはプレス成形性の観点から、Ｐの含有量の上限を０．０３％とすることが好ましい。
【００６５】
Ｓ：
Ｓは鋼中に不可避的不純物として含有される元素である。本発明のようなＴｉが高い鋼では、鋼塊又は鋼片においてＴｉと結合してＴｉＳとして析出する。多量のＴｉＳは延性を劣化させたり、破壊の起点になったりする。又、Ｓの含有量が多いと後述する有効Ｔｉを確保するためにＴｉが多量に必要となるため不経済である。更には、Ｔｉの含有量が一定であるならば、Ｓの含有量が高いほど固溶Ｔｉが減少し、窒化処理後に低温熱処理した場合の強度が低くなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１％以下とした。Ｓ含有量は０．００５％以下とするのが好ましい。一方、製鋼コストの観点からは、Ｓ含有量の下限を０．００１％とすることが経済的である。
【００６６】
Ａｌ：
Ａｌは、製鋼工程で脱酸のために添加される元素である。その含有量が０．００１％未満では前記の効果が十分に得られない。ＡｌはＮとの親和力が強いので、窒化処理による強度上昇を目的として添加してもよい。しかし、Ａｌの多量添加は窒化処理前の鋼材（すなわち、窒化処理用鋼材）の延性を低下させ、特にその含有量が０．５％を超えると延性の低下が大きくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜０．５％とした。なお、Ａｌ含有量の上限は０．１％とすることが好ましい。又、Ｔｉ添加の歩留まりをよくするために、Ａｌ含有量の下限は０．００５％とすることが好ましい。
【００６７】
Ｔｉ（窒化処理前）：
窒化処理前である窒化処理用鋼材において、Ｔｉは、Ｃ及びＮを固定して深絞り性を向上させるために必須の元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．０４％未満では添加効果に乏しい。一方、その含有量が０．２％を超えると、再結晶温度が上昇して窒化処理前の鋼材の延性が低下する。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材のＴｉの含有量を０．０４〜０．２％とした。窒化処理用鋼材のＴｉの含有量は０．０６〜０．２％とすることが好ましく、０．０７〜０．２％とすれば更に好ましい。なお、ＴｉはＣ、Ｎ及びＳと結合するので、窒化処理用鋼材の場合にはＴｉの含有量に加えて前記 (1)式で表される有効Ｔｉ量も適正化する必要がある。このことについては後述する。
【００６８】
Ｔｉ（窒化処理後）：
窒化処理してもＴｉの含有量そのものは変動しないので、窒化処理後である窒化処理鋼材におけるＴｉ含有量の考え方は、窒化処理前である窒化処理用鋼材と同じでよい。つまり、深絞り性を向上させるためにＴｉは０．０４％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．２％を超えると、窒化処理後の鋼材の延性が低下する。したがって、窒化処理後である窒化処理鋼材のＴｉの含有量を０．０４〜０．２％とした。窒化処理鋼材のＴｉの含有量は０．０６〜０．２％とすることが好ましく、０．０７〜０．２％とすれば更に好ましい。なお、窒化処理鋼材の場合にはＴｉの含有量を適正化する必要があるが、後述する有効Ｔｉに関して制限する必要はない。
【００６９】
Ｎ（窒化処理前）：
窒化処理前である窒化処理用鋼材において、Ｎは不可避的不純物として含有される元素である。良好な深絞り性すなわちｒ値が高い結晶集合組織を得るためには、Ｔｉを添加してＴｉＮを形成させて固溶Ｎ量を減少させた、いわゆる「ＩＦ鋼」にする必要がある。Ｎ量が多い場合には、それを固定するのに必要なＴｉの量が増加し、粗大なＴｉＮの量が増加するため、窒化処理前においては延性を低下させたり、窒化処理後においてはそれが破壊の起点になる恐れがある。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材のＮ含有量を０．００５％以下とした。窒化処理用鋼材のＮ含有量の上限は０．００３％とすることが好ましい。なお、製鋼コストの観点からは、Ｎ含有量の下限は０．００１％とすることが経済的である。
【００７０】
Ｎ（窒化処理後）：
窒化処理後である窒化処理鋼材において、Ｎは鋼材の強度を確保するための最も重要な元素である。しかし、過剰に窒化しても、Ｎは粗大な窒化物の生成に費やされるだけで、強度への寄与は飽和する。このため、窒化処理後である窒化処理鋼材のＮ含有量の上限を０．２５％とした。一方、Ｎの含有量が少ないと、強度上昇が小さく、窒化処理のコストに見合う効果が得られないので、窒化処理鋼材には０．０８％以上のＮを含有させるものとした。
【００７１】
Ｎｂ：
Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、Ｔｉと同様にＣを固定して、窒化処理前である窒化処理用鋼材の深絞り性を向上させる作用を有する。なお、ＮｂがＣを固定する作用はＴｉより弱いので、微量の固溶Ｃを残留させて２次加工脆性を改善する作用も有する。こうした効果を確実に得るには、Ｎｂは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると再結晶温度が上昇して延性の低下をきたし、特にその含有量が０．０５％を超えると延性の低下が大きくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。
【００７２】
Ｂ：
Ｂは添加しなくてもよい。添加すれば、粒界に偏析して粒界を強化するため、２次加工脆性を改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｂを０．０００２％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｂの含有量が増えると深絞り性が低下し、特に０．００５％を超える深絞り性の低下が著しくなる。したがって、Ｂの含有量を０〜０．００５％とした。
【００７３】
有効Ｔｉ：
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ及びＳと結合するので、窒化処理用鋼材の場合にはＴｉの含有量に加えて前記 (1)式で表される有効Ｔｉ量も適正化する必要がある。すなわち、延性改善のための低温熱処理における強度の低下を抑制するためには、有効Ｔｉを０．０４％以上とする必要がある。一方、有効Ｔｉが０．１０％を超えると強度が高くなりすぎて脆性的になる。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材の有効Ｔｉを０．０４〜０．１０％とした。有効Ｔｉは０．０６〜０．１０％とすることが好ましく、０．０７〜０．１０％とすれば更に好ましい。
【００７４】
前記（１）及び（２）の発明に係る窒化処理用鋼材が含有するＦｅと不純物以外の成分元素の規定は、上記のＣから有効Ｔｉまでである。又、前記（３）の発明に係る窒化処理鋼材が含有するＦｅと不純物以外の成分元素の規定は、上記のＣからＢまでである。
【００７５】
上述の化学組成を有する（１）及び（２）の発明に係る窒化処理用鋼材、並びに、（３）の発明に係る窒化処理鋼材は、通常の方法で溶製された後、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いて鋼塊とされたものを素材としてもよい。
（Ｂ）窒化処理鋼材のＨｖ硬さ
窒化処理後の強度が低い場合は、高強度鋼板と比較してわざわざ窒化処理を行う利点が薄れてしまう。そこで、引張強さが７８０ＭＰａ級以上の鋼板を使用した部材（部品）と同等以上の強度特性を確保させるために、（３）の発明に係る窒化処理鋼材の板厚中心のＨｖ硬さを２００以上とした。この板厚中心のＨｖ硬さが過度に高くなると、微細窒化物を制御したとしても伸びが低くなることがあるので、Ｈｖ硬さの上限は４００とすることが好ましい。
【００７６】
窒化処理の際、Ｎは鋼材の表面から内部に拡散して行くため、窒化処理時間が短い場合には、化合物層を除いた表面部の硬さが板厚中心の硬さより大きい硬度分布となるが、表面部の硬さが大きすぎると、硬さの差が大きい界面を起点として破壊が生じることがあるので、表面部と板厚中心のＨｖ硬さの差は２００以下とすることが好ましい。なお、上記の表面部のＨｖ硬さは、鋼材表面から板厚の１０％の深さにおける部位の硬さをいう。
（Ｃ）窒化処理鋼材の板厚中心領域の組織中に存在する粗大窒化鉄：
粗大窒化鉄が析出すると、素地であるフェライト中の固溶Ｎが消費されるのでフェライトの硬さが低下する。一方、粗大な析出物は析出強化能が弱いため、析出強化も期待できず、いたずらに強度が低下するばかりである。窒化処理鋼材に高い強度を付与するには、板厚中心領域の組織中に存在する針状の粗大窒化鉄を１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下にする必要がある。
【００７７】
このため、（３）の発明に係る窒化処理鋼材では、板厚中心領域の組織中に存在する粗大窒化鉄を１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下とした。この粗大窒化鉄は、Ｎの拡散が速い高温域で析出・成長するものであり、全く存在しないこと（すなわち上記１×１０-8ｍ2 当たり０個であること）が好ましい。
【００７８】
なお、既に述べたように、粗大窒化鉄とはナイタールでエッチングした板厚中心領域の断面を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が５μｍ以上のものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。
（Ｄ）窒化処理鋼材の板厚中心に存在する微細窒化鉄：
微細窒化鉄の析出も素地であるフェライト中の固溶Ｎが消費されることによるフェライトの硬さ低下を招くが、その一方では析出強化による強化作用が働き、平均としての硬さの低下は緩和される。又、固溶Ｎの減少により素地であるフェライトの延性が改善されるので、積極的に微細窒化鉄を析出させることが必要である。
【００７９】
窒化鉄があまりにも微細で長辺が０．１５μｍ未満の場合には、析出強化が強くなりすぎるため却ってフェライトの脆化を招く。一方、窒化鉄の長辺が５μｍ以上の場合には、十分な強化効果や延性改善効果が得られない。したがって、微細窒化鉄のサイズは長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満とする必要がある。しかも、窒化処理鋼材の板厚中心に上記長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上存在していなければ、顕著な強度低下抑制効果や延性改善効果が得られない。
【００８０】
このため、（３）の発明に係る窒化処理鋼材では、板厚中心に長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上存在することとした。上記サイズの微細窒化鉄の１×１０-12ｍ2当たりの個数の上限は特に規定するものではなく、個数が増えるほど強度が低下するので、Ｈｖ硬さで２００以上の硬さが得られる個数でありさえすればよい。
【００８１】
なお、既に述べたように、本発明でいう微細窒化鉄とは、板厚中心から採取した薄膜試料を加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が０．１５μｍ以上５μｍ未満で、しかもＥＤＸ分析でＦｅ以外の金属元素の析出物中への濃化が認められないものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。更に、長辺が０．１５μｍ未満の上記意味の「微細窒化鉄」が、転位にそって連珠状に析出した場合、低倍率の観察では長さ０．１５μｍ以上のひも状に見えることがあるが、これは長辺が０．１５μｍ以上とはみなさないことも既に述べたとおりである。
（Ｅ）窒化処理鋼材の表面に形成される化合物層の厚さ
自動車部品には塗装の下地処理として化成処理が施されるが、化合物層が厚くなると化成処理液と地鉄との電気化学反応が阻害され、化成処理が不十分となって塗装後の耐食性が低下する。又、化合物層は地鉄より硬くて脆いため、化合物層が厚いと剥離しやすくなる。特に、化合物層の厚さが３０μｍを超えると、化成処理が不十分となって塗装後の耐食性が低下したり、化合物層が剥離したりすることがあるため、化合物層の厚さは３０μｍ以下とするのがよい。
【００８２】
したがって、（４）の発明においては、表面に形成される化合物層の厚さを３０μｍ以下とした。なお、表面に形成される化合物層の厚さは２５μｍ以下とすることが一層好ましい。この化合物層の厚さの下限は特に限定しないが、窒化処理によって不可避的に形成されるものであることと、化合物層自体が耐食性を有することから、２μｍ程度とするのがよい。
【００８３】
なお、窒化処理鋼材の板厚が大きい場合には、板厚中心までＮが拡散するのに長時間を要するようになり、それに伴って表面に形成される化合物層も厚くなる。したがって、化合物層の発達を抑制しながら、Ｎを板厚中心まで拡散させるために、後述する窒化処理に引き続いて、非窒化雰囲気中で等温保持を行ってもよい。
（Ｆ）窒化処理用鋼材の熱間圧延、巻き取り、冷間圧延及び焼鈍
上述した（Ａ）項のＣから有効Ｔｉまでの規定を満たし残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼塊又は鋼片の熱間圧延条件は特に規定するものではなく、通常の方法でよい。更に、熱間圧延の温度範囲は、オーステナイト域でもフェライト域でも構わない。但し、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃を下回ると、熱間圧延中にフェライト変態を生じるため、熱間圧延鋼材の組織が粗粒化して好ましい集合組織が得られない。したがって、深絞り性が要求される場合には、熱間圧延の仕上げ温度を８５０℃以上とすることが好ましい。なお、後述する冷間圧延及び焼鈍の後で、深絞り性に優れた再結晶集合組織を得るためには、熱間圧延した鋼材を細粒化することが有効なため、熱間圧延終了直後から水冷して粒成長を抑制することが好ましい。
【００８４】
熱間圧延後の巻き取りは、ＴｉＣの析出を促進して固溶Ｃ量を減少させるために５００℃以上で行うのがよい。一方、巻き取り温度が高くなり、特に、７００℃を超えると、軟質化して巻き姿が崩れたり、スケールが増加したりすることがあるので、巻き取り温度は７００℃以下とするのがよい。
【００８５】
したがって、（２）の発明においては、熱間圧延後の巻き取り温度を７００〜５００℃と規定した。
【００８６】
上記の温度で巻き取った後は、通常の酸洗によって熱間圧延鋼材のスケールを除去し、更に、冷間圧延を行えばよい。後述の焼鈍後に深絞り性に優れた再結晶集合組織を得るためには、冷間圧延の総圧下率を７０〜９０％とするのがよい。
【００８７】
したがって、（２）の発明においては、総圧下率で７０〜９０％の冷間圧延を施すこととした。
【００８８】
冷間圧延後は、通常の方法によって焼鈍処理すればよい。焼鈍方法は、連続焼鈍でも箱焼鈍でもかまわないが、焼鈍後に深絞り性に優れた再結晶集合組織を得るために、焼鈍温度を６５０〜８８０℃とするのがよい。
【００８９】
したがって、（２）の発明においては、焼鈍温度を６５０〜８８０℃と規定した。焼鈍温度は、箱焼鈍の場合には６５０〜７５０℃、連続焼鈍の場合には７５０〜８８０℃とすることが一層好ましい。
【００９０】
なお、深絞り性が要求されない場合には、上述の冷間圧延及び焼鈍を省略し、熱間圧延後にスケールを除去しただけで、後述の成形及び／又は窒化処理に供してもよい。
（Ｇ）成形加工
鋼材から所定形状の部材（部品）を得るための成形加工方法は、プレス成形、曲げ成形といった塑性加工や切削を初めとする機械加工など手段を問わない。塑性加工を行ってから窒化処理して強化することで、優れた成形性と高強度とを両立させることが可能である。
【００９１】
なお、本発明に係る窒化処理用鋼材のｒ値が高い場合には、窒化処理後の窒化処理鋼材も高いｒ値を示す。このため、窒化処理を行った後に成形する、又は、成形後に窒化処理を行い再度成形する、という工程を採ることも可能である。
【００９２】
したがって、（６）の発明においては、後述する窒化処理の前に成形加工を行うこととした。又、（７）の発明においては、後述する窒化処理と低温熱処理の後に成形加工を行うこととした。
【００９３】
なお、テーラードブランク技術を用い、板厚の異なる鋼板を組み合わせた成形体や、本発明に係る窒化強化に適した鋼板と一般の鋼板を組み合わせた成形体を作り、強度と軽量化を最適化することが可能である。又、部分的にマスキングを施してから窒化処理を行い、部分的に窒化させないことも可能である。例えば、設計者の意図した部材の強度分布を実現するために部分的に窒化していない軟質な部分を配置したり、溶接性の向上の観点から溶接箇所の窒化を避けるといったことも行える。
（Ｈ）窒化処理
窒化処理は、例えば、ガス窒化法、イオン窒化法、ガス軟窒化法や塩浴窒化法など一般に用いられる方法で行えばよい。
【００９４】
窒化処理の温度が高いほどＮの拡散が速くなり、窒化処理時間を短縮できる。しかし、窒化処理温度が６５０℃を超えるとオーステナイトが生成され、窒化処理後の冷却時にオーステナイトからフェライト又はマルテンサイトへの変態が生じ、変態歪みを生じることがある。一方、窒化処理の温度が低いほど鋼中へのＮの固溶限が小さくなり、且つ、鋼中でのＮの拡散が遅くなる。特に、窒化処理温度が５３０℃未満では板厚中心まで窒化できず、且つ、表層近傍の窒化された部位の硬さが低くなることがある。このため、窒化処理は５３０〜６５０℃で行うのがよい。
【００９５】
したがって、（８）の発明においては、窒化処理温度を５３０〜６５０℃とした。なお、Ｎの最大固溶限の温度近傍で窒化処理することが最も効率がよいため、窒化処理の温度は５５０〜６００℃とすることが一層好ましい。
【００９６】
窒化処理後の冷却速度は、できるだけ大きくするのがよい。窒化処理温度からの冷却過程では、Ｎは過飽和状態にあるので、Ｎの拡散速度が大きい温度域においては、粗大な窒化鉄が急速に析出し、固溶Ｎ量が減少することがあるからである。この固溶Ｎ量の減少を防ぐためには、窒化処理温度から２００℃までを４．５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するのがよい。
【００９７】
したがって、（８）の発明においては、５３０〜６５０℃の温度域で窒化した後に平均冷却速度４．５℃／秒以上で２００℃まで冷却することとした。前記の平均冷却速度は、１０℃／秒以上であれば更によい。
【００９８】
なお、上述の平均冷却速度の上限は特に規定するものではなく、窒化処理鋼材のサイズ及び設備面から得られる最大の冷却速度であっても構わない。
（Ｉ）低温熱処理
窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施して析出物の状態を制御すれば伸び特性が大幅に改善されて、窒化処理鋼材に高強度と伸び特性とを兼備させることができる。
【００９９】
すなわち、温度が１００℃未満の場合や保持時間が１０分未満の場合には、Ｎの拡散距離が短いため窒化鉄の析出が不十分となって延性改善の効果が得られず、温度が２００℃を超えると軟化が顕著となって窒化処理鋼材を強化するという目的が達せられない。
【０１００】
このため、（１）及び（２）の発明に係る窒化処理用鋼材は窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す用途に供されることを必須の条件とした。又、（５）〜（８）の発明においては、窒化処理の後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す工程を含むこととした。
【０１０１】
窒化処理後に施す低温熱処理は、窒化処理された鋼材つまり窒化処理鋼材を一旦室温まで冷却してから再加熱して行ってもよいし、窒化処理後の冷却過程において行ってもよい。なお、窒化処理鋼材、なかでも窒化処理部品を塗装する場合には、上記１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を塗装の乾燥工程と兼用すれば工程を追加する必要がなく経済的である。
【０１０２】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【０１０３】
【実施例】
（実施例１）
表３に示す化学組成を有する鋼を実験室にて溶解し、各鋼塊を通常の方法で熱間鍛造して厚さ２０ｍｍの鋼片とした。次いで、上記の各鋼片を１２００℃で３０分加熱した後、圧延仕上げ温度を９２０℃とする熱間圧延を行って厚さ４．５ｍｍの鋼板とした。なお、圧延終了後は直ちに水冷を行い、６５０℃まで冷却した後、その温度で３０分保持し、その後２０℃／時の平均冷却速度で室温まで徐冷して巻き取り処理を模擬した。
【０１０４】
【表３】
【０１０５】
上記のようにして得た熱間圧延鋼板を通常の方法で酸洗してスケールを除去した後、通常の方法で総圧下率が８２．２％となる冷間圧延を行って厚さ０．８ｍｍとした。次いで、上記の各冷間圧延鋼板を１０℃／秒の平均加熱速度で加熱して８２０℃で３０秒保持した後、１０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却し、連続焼鈍を模擬した。更に、伸び率０．１％の調質圧延を行った後、５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施した。その後、１７０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。なお、ガス軟窒化処理の条件は、ＮＨ3 ガスとＲＸガス（吸熱性）との混合ガス（体積比で、ＮＨ3 ガス：ＲＸガス＝１：１）の雰囲気中で行い、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。
【０１０６】
窒化処理前の鋼板及び低温熱処理後の鋼板について引張特性を調査し、低温熱処理後の鋼板についてはＨｖ硬さも調査した。
【０１０７】
すなわち、窒化処理前及び低温熱処理後の各鋼板から圧延方向が引張方向となるようにＪＩＳ１３号Ｂ引張試験を採取して常温で引張特性を調査した。又、低温熱処理後の各鋼板の板厚中心と鋼板表面から板厚の１０％の深さにおける部位の計２ヶ所のＨｖ硬さを試験力９．８Ｎで測定した。
【０１０８】
表４に、窒化処理前及び低温熱処理後の各鋼板の引張特性及び低温熱処理後の各鋼板の板厚中心のＨｖ硬さを示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１０９】
【表４】
【０１１０】
Ｃ及びＮは、窒化処理によって含有量が変化するので、窒化処理後の鋼板における平均化学組成の分析を行った。なお、分析の際には鋼板の両表面から０．０８ｍｍ（板厚の１０％に相当）ずつを機械研削して、鋼板表面に形成されるＮ濃度が非常に高い化合物層の影響を除いてから分析に供した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１１１】
又、低温熱処理後の各鋼板についても鋼板の両表面から０．０８ｍｍ（板厚の１０％に相当）ずつを機械研削した後、鋼板断面を鏡面研磨してナイタールでエッチングし、倍率を５００倍として光学顕微鏡で観察した。又、板厚中心から採取した薄膜試料を加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いて観察した。なお、光学顕微鏡観察では、いずれの鋼板においても長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。
【０１１２】
表４に、窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果、並びに、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を併せて示す。
【０１１３】
表４から明らかなように、本発明で定める化学組成を有する鋼Ｅ〜Ｇ及び鋼Ｋ〜Ｍの窒化処理前の鋼板は、降伏点及び引張強さが低く、伸びが大きい。
【０１１４】
更に、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす上記の鋼Ｅ〜Ｇ及び鋼Ｋ〜Ｍの各鋼板を窒化処理後に低温熱処理した鋼板の場合には、７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できていることも明らかである。
【０１１５】
これに対して、窒化処理前の有効Ｔｉが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｈの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、窒化後の平均化学組成は満たすものの長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の個数が本発明の規定から外れ、かわりに長辺が０．０３〜０．０５μｍの極めて微細な窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり約７０個と非常に多く存在したため、延性が非常に低く加工硬化を示さずに破断した。なお、ｒ値は測定することができなかった。
【０１１６】
窒化処理前の有効Ｔｉ、Ｃ及びＴｉが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｊの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の個数が本発明の規定から外れ、かわりに長辺が０．０３〜０．０５μｍの極めて微細な窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり約７０個と非常に多く存在し、更に、窒化後の平均化学組成におけるＴｉ含有量も本発明で規定する条件から外れるため、延性が非常に低く加工硬化を示さずに破断した。この場合もｒ値は測定することができなかった。
【０１１７】
有効Ｔｉ及びＳが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｉの窒化処理前の鋼板にはＴｉＳが多量に析出しており、その伸びは小さかった。又、鋼Ｉの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、窒化後の平均化学組成におけるＳ含有量が本発明で規定する条件より多いので固溶Ｔｉが減少してしまい、板厚中心のＨｖ硬さが本発明で規定する範囲よりも低くなってしまうため、７８０ＭＰａ級以上という所望の強度レベルが確保できなかった。
（実施例２）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施した。その後、１７０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。なお、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却したが、油漕に浸漬して冷却するまでの時間を変えることにより、窒化処理温度から２００℃までの平均冷却速度を変化させた。
【０１１８】
低温熱処理後の各鋼板について、前記実施例１におけると同様にして、引張特性調査、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。又、窒化処理後の鋼板における平均化学組成の分析も行った。
【０１１９】
表５に、低温熱処理後の各鋼板の引張特性、板厚中心のＨｖ硬さ、倍率５００倍の光学顕微鏡を用いた長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄の観察結果及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１２０】
表５には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１２１】
【表５】
【０１２２】
表５から、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす試験記号Ｇ−１及びＧ−２の場合には、７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できていることが明らかである。
【０１２３】
これに対して、本発明で定める平均化学組成、板厚中心のＨｖ硬さ及び微細窒化鉄の個数を満たしていても、粗大窒化鉄の個数が本発明の規定から外れた試験記号Ｇ−３及びＧ−４の場合には、強度の低下が大きい。したがって、窒化処理温度から２００℃までの平均冷却速度は４．５℃／秒以上が好ましいことがわかる。
（実施例３）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃での処理時間を変えてガス軟窒化処理を施した。なお、表面の化合物層に含まれるＮを鋼板内部へ拡散させて化合物層を薄くするために、上記のＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間の窒化処理を行った後、雰囲気を１００％Ｎ2 ガスに変え、同じ５８０℃で１時間保持する処理も行った。いずれの条件で窒化処理したものも窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。
【０１２４】
更に通常の方法で化成処理と塗装を施して複合腐食サイクル試験に供し、塗装後の耐食性を調査した。
【０１２５】
すなわち、表面を脱脂した後にリン酸亜鉛系の化成処理を施し、その後市販のカチオン電着塗料を約２５μｍの厚さで塗装した後、１７５℃で２５分間の塗装焼き付けを兼用した低温熱処理を施した試験片に「塩水噴霧→乾燥→湿潤」が１サイクル（２４時間）となる複合腐食サイクル試験を行い、２７０サイクル後の腐食深さを測定した。
【０１２６】
なお、上記複合腐食サイクル試験に供した試験片の調査対象面を１０分割して各分割ごとの最大腐食深さを測定した後、上位５点の平均値を腐食深さとした。
【０１２７】
又、塗装・焼き付け後の各鋼板について、塗装を除去後、前記実施例１におけると同様にして、引張特性調査、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。なお、光学顕微鏡観察では、いずれの鋼板においても長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。又、窒化処理後の鋼板について、平均化学組成分析を行うとともに倍率が５００倍の光学顕微鏡で観察して表面に形成された化合物層の厚さの測定を行った。
【０１２８】
表６に、低温熱処理後の各鋼板の引張特性、板厚中心のＨｖ硬さ、倍率５００倍の光学顕微鏡を用いた長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄の観察結果、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果及び複合腐食サイクル試験による耐食性調査結果を示す。表６の耐食性の欄における「◎」、「○」及び「△」それぞれ腐食深さが５０μｍ以下の場合で「非常に良好」、５０μｍを超えて１００μｍ以下の場合で「良好」及び１００μｍを超えて２００μｍ以下の場合で「やや劣る」を意味する。耐食性の目標は腐食深さが１００μｍ以下の場合の「◎」及び「○」とした。
【０１２９】
なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１３０】
表６には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果、並びに倍率が５００倍の光学顕微鏡を用いた化合物層の厚さ測定結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１３１】
【表６】
【０１３２】
表６から、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす試験記号Ｇ−５〜Ｇ−１０のいずれの場合にも７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できている。しかし、表面に形成された化合物層の厚さが３０μｍを超える試験記号Ｇ−９の場合には耐食性の評価が「△」であり、自動車部品として適用する場合、腐食環境が厳しくない部位に限定されてしまう。
【０１３３】
なお、比較のために、実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板にそのまま、つまり、ガス軟窒化処理を施さずに、前記の塗装・焼き付け処理を施して複合腐食サイクル試験し、耐食性を調査することも行った。その耐食性調査結果は、腐食深さが２００μｍを超える「劣る」ものであった。
（実施例４）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施し、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。この後は、温度と保持時間を変化させて熱処理を行った。
【０１３４】
熱処理後の各鋼板について、前記実施例１におけると同様にして、引張特性調査、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。なお、光学顕微鏡観察では、いずれの鋼板においても長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。窒化処理後の鋼板における平均化学組成の分析も行った。
【０１３５】
表７に、熱処理後の各鋼板の引張特性、板厚中心のＨｖ硬さ及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１３６】
表７には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１３７】
【表７】
【０１３８】
表７から、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす試験記号Ｇ−１２〜Ｇ−１４及びＧ−１６の場合には、７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できている。但し、試験番号Ｇ−１４の場合は、熱処理の温度が２２０℃と本発明の「低温熱処理」の規定から外れるため微細窒化鉄の個数がやや多くなっており、このため軟化の程度が大きい。したがって、窒化処理後に行う熱処理は、１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理とするのが好ましいことがわかる。
【０１３９】
一方、本発明で定める平均化学組成、板厚中心のＨｖ硬さ及び粗大窒化鉄の個数を満たしていても、微細窒化鉄の個数が本発明の規定から外れた試験記号Ｇ−１１及びＧ−１５の場合には、伸びはそれぞれ２．１％と３．１％で著しく低いことが明らかである。なお、これらの場合には伸びが小さいためｒ値は測定することができなかった。
（実施例５）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板を、しわ押さえ圧とダイス肩Ｒの条件を変えることで縦壁の歪み量を変化させてハット形状にプレス成形した。
【０１４０】
プレス成形後に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施し、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。この後は、１５０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。なお、プレス成形しないで上記の窒化処理を施した前記冷間圧延鋼板にも１５０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。
【０１４１】
このようにして得たハット形状部材の縦壁部及び冷間圧延鋼板について、前記実施例１におけると同様にして、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。なお、光学顕微鏡観察では、いずれのハット形状部材と冷間圧延鋼板にも長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。窒化処理後の平均化学組成の分析も行った。
【０１４２】
表８に、低温熱処理後の板厚中心のＨｖ硬さ及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を示す。なお、いずれのハット形状部材と冷間圧延鋼材においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各ハット形状部材と冷間圧延鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。表８には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１４３】
【表８】
【０１４４】
表８から、試験記号Ｇ−１８〜Ｇ−２０のハット形状にプレス成形した場合は、縦壁の歪み量の増加に伴って板厚中心のＨｖ硬さが若干上昇する傾向があるが、Ｃ及びＮの分析値、並びに微細窒化鉄の個数はプレス成形しない場合の試験記号Ｇ−１７と大差ないことが明らかである。
【０１４５】
この結果から、プレス成形した場合にも、プレス成形を行わない鋼板の状態で評価した実施例１〜４と同じ結果が期待できる。
【０１４６】
【発明の効果】
本発明の窒化処理鋼材は高強度と伸び特性とを兼備しているので自動車の構造部材などに利用することができる。この窒化処理鋼材は、本発明の窒化処理用鋼材を用いた本発明の製造方法によって比較的容易に製造することができる。又、本発明の製造方法によれば、例えば従来の高張力鋼板をプレス成形した場合と比べて複雑な成形体を寸法精度良く製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】有効Ｔｉが降伏点及び伸びに及ぼす影響を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化処理用鋼材、窒化処理鋼材及びそれらの製造方法に関し、詳しくは、例えば自動車の構造部材のように高強度が要求される窒化処理鋼材、その素材として好適な窒化処理用鋼材及びそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の衝突安全性向上と軽量化のために、種々の高強度鋼材が使用されている。なお、以下の説明において「鋼材」の例として「鋼板」と記載することがある。
【０００３】
高強度鋼板はプレス加工などの成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高強度鋼板には優れた加工性が要求される。しかし、一般に、鋼板の強度が上昇するに伴い延性が低下するため、複雑な形状にプレス成形することが困難になってくる。又、単純な形状であっても、プレス成形後の成形体の弾性回復量（スプリングバック）は、鋼板の高強度化に伴って大きくなり、所定の形状精度を得ることが困難になってくる。
【０００４】
プレス成形性と成形体の高強度化を両立させる方法としては、軟質で延性と深絞り性に優れた鋼板をプレス成形した後に焼入れ又は窒化する技術が知られている。しかし、プレス成形した薄肉の鋼板成形体を焼入れする場合、高温から急速冷却するため焼入れ歪みが大きくなってしまう。一方、焼入れよりも処理温度が低い窒化の場合は、歪みが小さい。
【０００５】
しかし、従来技術における鋼材への窒化処理は、表面に形成される化合物層により耐摩耗性を向上させたり、化合物層の直下に形成される拡散層により疲労強度を向上させることが主たる目的であったため、窒化処理によって鋼材の内部まで強化することはなく、脆性の観点からは内部はむしろ強化しないのが一般的であった。
【０００６】
こうした従来の窒化処理に対して、特許文献１及び特許文献２には、薄鋼板を用いて板厚の中心まで窒化して強化することにより、衝突時の部材の衝撃強度のような、表面だけではなく板厚方向全体の強度に支配される特性を向上させる技術が開示されている。しかし、窒化後の鋼板の伸びが小さいと、衝突時に塑性変形によるエネルギー吸収が期待できず、部材が破断してしまう。このため、これらの特許文献で提案された技術の場合は、窒化後の伸び特性を確保しながら高強度化することが必要になる。
【０００７】
特許文献１には、窒化後の強度と伸びで評価される靱性の両立には、固溶Ｔｉ量の制御が重要であることが開示されている。すなわち、固溶Ｔｉ量が少ないと強度が得られず、固溶Ｔｉ量が多いと特に表層のビッカース硬さ（以下、ビッカース硬さをＨｖ硬さと表記する）が３００以上の脆性領域に入るため、固溶Ｔｉ量に上限があることが示されている。しかし、この特許文献で提案された技術は、その実施例からも明らかなように、強度と伸びを両立させることができる引張強さは高々７１０ＭＰａでしかなく、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板を代替するには強度不足である。
【０００８】
特許文献２には、軽量化の観点からは、板厚方向における平均硬度をＨｖ硬さで３００以上とすることが必要である旨の記載がなされている。そして、この特許文献で、表面部分と板厚方向における内部中央との硬度差をＨｖ硬さ２００以下とすることにより、高強度化に伴う伸び特性の急激な低下を回避する技術が提案されている。
【０００９】
以上のように、窒化による高強度化を実用するためには、窒化後の伸び特性との両立が課題であるが、上記の特許文献１及び２は、いずれも単に強度と伸び特性を両立させるための最適条件を明らかにしたものでしかなく、本質的に伸び特性を改善し、高強度化を実現するための技術ではない。
【００１０】
【特許文献１】
特開平１１−２７９６８６号公報
【特許文献２】
特開２００２−２０８５３号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車の構造部材のように高強度と伸び特性との両立が要求される窒化処理鋼材、その窒化処理鋼材の素材として好適な窒化処理用鋼材及びそれらの製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）に記載の窒化処理用鋼材、（２）に記載の窒化処理用鋼材の製造方法、（３）及び（４）に記載の窒化処理鋼材、並びに（５）〜（８）に記載の窒化処理鋼材の製造方法にある。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式で表される有効Ｔｉが０．０４〜０．１０％であることを特徴とする窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す用途に供される窒化処理用鋼材。
【００１４】
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・・・ (1)。ここで、(1)式の右辺における元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００１５】
（２）質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式で表される有効Ｔｉが０．０４〜０．１０％である鋼塊又は鋼片に熱間圧延を施して７００〜５００℃で巻き取り、更に、総圧下率で７０〜９０％の冷間圧延を行い、その後、６５０〜８８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする上記（１）に記載の窒化処理用鋼材の製造方法。
【００１６】
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・・・ (1)。ここで、(1)式の右辺における元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００１７】
（３）板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の４０％までの範囲にある板厚中心領域が、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．０８〜０．２５％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる平均化学組成で、且つ、板厚中心のビッカース硬さが２００以上であり、更に、前記板厚中心領域における長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄が１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下で、板厚中心における長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上であることを特徴とする窒化処理鋼材。
【００１８】
（４）表面に形成される化合物層の厚さが３０μｍ以下であることを特徴とする上記（３）に記載の窒化処理鋼材。
【００１９】
（５）上記（１）に記載の窒化処理用鋼材又は上記（２）に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材を素材とする窒化処理鋼材の製造方法であって、窒化処理の後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す工程を含むことを特徴とする窒化処理鋼材の製造方法。
【００２０】
（６）上記（１）に記載の窒化処理用鋼材又は上記（２）に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材を成形加工した後に窒化処理を施すことを特徴とする上記（５）に記載の窒化処理鋼材の製造方法。
【００２１】
（７）上記（１）に記載の窒化処理用鋼材若しくは上記（２）に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材に成形加工を施すことなく窒化処理及びその後の１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施した窒化処理鋼材又は、上記（６）に記載の製造方法によって得られる窒化処理鋼材に、更に、成形加工を施すことを特徴とする窒化処理鋼材の製造方法。
【００２２】
（８）窒化処理が５３０〜６５０℃の温度域で窒化した後に平均冷却速度４．５℃／秒以上で２００℃まで冷却するものであることを特徴とする上記（５）から（７）までのいずれかに記載の窒化処理鋼材の製造方法。
【００２３】
本発明でいう「窒化処理用鋼材」は後述の「窒化処理鋼材」の素材となる鋼、つまり、圧延、鍛造、引抜き又は鋳造など各種の方法で所要の形状に加工され、窒化処理を施される鋼を指す。
【００２４】
「窒化処理鋼材」は窒化処理を施された鋼材を指し、これには窒化処理を施された鋼板などの他に、プレス加工などの成形加工によって所定の形状に加工された後で窒化処理を施された部材（部品）が含まれる。
【００２５】
冷間圧延における「％単位」での総圧下率とは、｛（冷間圧延前の被圧延材の厚さ−冷間圧延後の被圧延材の厚さ）／（冷間圧延前の被圧延材の厚さ）｝×１００で表される値をいう。
【００２６】
「粗大窒化鉄」とは、ナイタールでエッチングした前記板厚中心領域の断面を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が５μｍ以上のものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。
【００２７】
「微細窒化鉄」とは、板厚中心から採取した薄膜試料を加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が０．１５μｍ以上５μｍ未満で、しかもＥＤＸ分析でＦｅ以外の金属元素の析出物中への濃化が認められないものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。
【００２８】
なお、長辺が０．１５μｍ未満の上記意味の「微細窒化鉄」が、転位にそって連珠状に析出した場合、低倍率の観察では長さ０．１５μｍ以上のひも状に見えることがあるが、これは長辺が０．１５μｍ以上とはみなさない。
【００２９】
本発明における「平均冷却速度」とは、冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００３０】
以下、上記（１）の窒化処理用鋼材に係る発明、（２）の窒化処理用鋼材の製造方法に係る発明、（３）及び（４）の窒化処理鋼材に係る発明、並びに、（５）〜（８）の窒化処理鋼材の製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（８）の発明という。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために、検討を重ねた。その結果、窒化処理後に更に熱処理を行うことにより、伸び特性を向上させることができる場合のあることが判明した。
【００３２】
そこで更に検討を行った結果、窒化処理後に低温熱処理を施して析出物の状態を制御すれば、伸び特性を大幅に改善できることが明らかになった。
【００３３】
以下、上記の知見を得るに到った実験について詳しく説明する。
【００３４】
表１に示す化学組成を有する板厚０．８ｍｍの冷間圧延鋼板を通常の方法で溶融塩浴窒化処理し、次いで低温熱処理を施した。
【００３５】
【表１】
すなわち、上記板厚０．８ｍｍの冷間圧延鋼板を５８０℃の溶融塩浴に１．５時間浸漬した後、油漕中に浸漬して冷却した。なお、５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。この窒化処理後、更に１７０℃で２０分保持する低温熱処理も施した。
【００３７】
窒化処理ままの鋼板及び低温熱処理後の鋼板について、引張特性とＨｖ硬さを調査した。
【００３８】
すなわち、各鋼板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験を採取し常温で引張試験を行って引張特性を調査し、又、試験力９．８Ｎで板厚中心のＨｖ硬さ測定を行った。
【００３９】
表２に、上記の調査結果をまとめて示すとともに、図１に、前記 (1)式で表される有効Ｔｉが降伏点及び伸びに及ぼす影響を示す。
【００４０】
【表２】
表１、表２及び図１から、有効Ｔｉが多いほど、窒化処理のままでの降伏点が高くなるが、伸びは低下し、有効Ｔｉが０．０７％以上では伸びは５％以下になることが認められる。なお、Ｔｉ含有量の多い、いわゆる「高Ｔｉ鋼材」を窒化処理すると伸びが極めて小さくなり、適用可能な構造部品が限られてしまうことは従来から知られているところである。
【００４２】
これに対して、窒化処理後に１７０℃で２０分保持する低温熱処理を施した場合は、窒化処理のままと比較して降伏点は低下するもの伸びは著しく向上することが認められる。すなわち、窒化処理を施されたままの鋼板の延性は低いが、これに低温熱処理を施すことにより、伸び（塑性変形能）が回復することが判明した。このように、塑性変形能が回復した窒化処理鋼材を自動車部品などに適用すれば、衝突時に鋼材が脆性的に破壊することを防ぐことができる。
【００４３】
更に、図１から、有効Ｔｉの増加は、窒化処理のままでの降伏点を増加させる効果があると同時に、低温熱処理による降伏点の低下量（すなわち、「窒化処理ままでの降伏点」−「低温熱処理後の降伏点」）を小さく抑える効果を持つことが判明した。このことは、例えば、有効Ｔｉが少ない鋼板を長時間窒化処理してＮ量を増やし、これによって強度を上げたとしても、伸びを回復させるために窒化処理に引き続いて低温熱処理を施せば、降伏点が著しく低下してしまうことを示すものである。
【００４４】
すなわち、高強度と伸び特性との両立のためには、有効Ｔｉを高くすることが本質的に重要であることが明らかとなった。
【００４５】
次に、上述の現象の原因を調べるため、前記のようにして窒化処理と低温熱処理を行った鋼板Ｃについて、組織調査を行った。
【００４６】
すなわち、鏡面研磨した鋼板断面をナイタールでエッチングした後、倍率を５００倍として光学顕微鏡で観察した。
【００４７】
その結果、低温熱処理の有無に関わらず鋼板の組織はフェライトからなっており、表面には厚さ９μｍの化合物層が認められた。なお、表面の化合物層は、フェライトとは明瞭なコントラストを持っており、又、化合物層とフェライトの界面においてフェライト結晶粒界が途切れていることからも、表面の化合物層とフェライトとを判別することが可能である。
【００４８】
なお、窒化処理のままの状態では、フェライト粒内はほとんどエッチングされず、窒化処理前のフェライト粒内と比較すると光沢が若干少ないものの、ほぼ同様な観察結果であった。一方、窒化処理後に低温熱処理を行った場合にはフェライト粒内の光沢が消失し、灰色に観察された。低温熱処理後は、エッチングによりフェライト粒内に微細な凹凸が一様に形成されたため、コントラストに変化が生じたもとと考えられる。
【００４９】
上述のように、光学顕微鏡の観察では不十分であるものの、低温熱処理によって何らかの組織的変化が生じていることが判明した。
【００５０】
そこで次に、板厚の中心から薄膜試料を作製し、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いて組織観察を行った。
【００５１】
窒化処理のままの鋼板から採取した試料について、倍率４００００倍の写真上で計測した結果、析出物の主体は長辺が０．０５〜０．１５μｍの棒状析出物であり、それは１×１０-12ｍ2当たり３８個認められた。長辺が０．１５μｍ以上の析出物は非常に少なく、多数の視野を平均した場合に、１×１０-12ｍ2当たり２．４個認められた。又、長辺が０．０５〜０．１５μｍの棒状析出物が重なり合い、見かけ上の長辺が０．１５μｍ以上になった状態のものも観察されたが、そのようなものの個数は１×１０-12ｍ2当たり０．５個であった。なお、上記の棒状析出物が重なり合ったものは転位上に優先的に析出したと考えられる。
【００５２】
一方、窒化処理後に更に低温熱処理を行った鋼板から採取した試料では、長辺が約０．２〜０．６μｍで、短辺が約０．１μｍの長方形状の析出物が１×１０-12ｍ2当たり８．２個認められた。この低温熱処理を行った試料の場合には、長辺が０．１５μｍ未満の析出物はほとんど認められなかった。
【００５３】
前記のような窒化処理のままで観察された非常に微細な析出物及び低温熱処理後に観察された微細な析出物をＥＤＸ分析したところＦｅ以外の金属元素のピークは、Ｆｅの１０分の１以下しか検出されなかった。このＥＤＸ分析結果から、上述の窒化処理のままで観察された非常に微細な析出物及び低温熱処理後に観察された微細な析出物は窒化鉄と推定される。
【００５４】
なお、窒化処理前から存在したと考えられるＴｉＮ、ＴｉＳ及びＴｉＣも観察されたが、それらは窒化鉄とは形状が異なるし、ＥＤＸ分析によりＦｅ以外の金属元素が検出されたことから、上述の計数からは除外した。
【００５５】
Ｔｉは強力な炭窒化物形成能を持つので窒化処理中にもＴｉＮやＴｉＣ（又は、Ｔｉ−ＮのクラスターやＴｉ−Ｃのクラスター）が形成されることが知られているが、それらは観察されなかった。５８０℃という窒化処理温度ではＴｉの拡散距離が短いため、こうした析出物やクラスターは極めて微細であり、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた組織観察では認められなかったものと考えられる。
【００５６】
引張強さの低下に伴って伸びが著しく改善される理由は明らかではないが、窒化処理のままではＮによる固溶強化の影響が強すぎ、粒内破壊が生じるためと推定される。一方、窒化物が析出し、固溶強化能が減少した場合にはフェライト粒内の塑性変形が可能になり、延性が改善されたと考えられる。
【００５７】
前記（１）〜（８）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００５８】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）窒化処理用鋼材及び窒化処理鋼材の化学組成
窒化処理を施された窒化処理鋼材の表層には化合物層が形成され、板厚方向に化学組成の不均一が発生するので、窒化処理鋼材の化学組成は、板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の４０％までの範囲にある板厚中心領域の平均化学組成、すなわち、板厚中心を挟んで板厚の８０％に相当する内部の平均化学組成を指すものとする。
【００５９】
なお、窒化処理用鋼材と窒化処理鋼材との含有量を区別する必要がある元素については、窒化処理用鋼材の場合を「窒化処理前」、窒化処理鋼材の場合を「窒化処理後」として説明する。
【００６０】
Ｃ（窒化処理前）：
良好な深絞り性すなわちｒ値が高い結晶集合組織を得るためには、Ｔｉ及びＮｂを添加して炭化物を形成させて固溶Ｃ量を減少させた、いわゆる「ＩＦ鋼」にする必要がある。Ｃ量が多い場合には、それを固定するのに必要なＴｉ及びＮｂの量が増加し、それらの炭化物量が増加するため、窒化処理前においては延性を低下させたり、窒化処理後においてはそれらが破壊の起点になる恐れがある。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材のＣ含有量を０．０１％以下とした。窒化処理用鋼材のＣ含有量の上限は０．００５％とすることが好ましく、０．００３％とすれば一層好ましい。なお、Ｃの含有量が少ないほど成形性が向上するが、０．０００５％未満まで低減しても製鋼コストに見合う効果が期待できないので、下限は０．０００５％とするのが好ましい。
【００６１】
Ｃ（窒化処理後）：
工業的な窒化処理プロセスにおいては、Ｎと同様にＣも富化される場合が多い。窒化処理後のＣは、本発明の効果に大きな影響は与えないので、窒化処理において不可避的に富化されるＣレベルを含有することに問題はない。但し、窒化処理温度におけるフェライト中へのＣの固溶限を大きく超えてＣが富化されると、粗大なセメンタイトが析出して脆性的になる恐れがあるので、窒化処理後である窒化処理鋼材のＣ含有量を０．０３％以下とした。
【００６２】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化作用を有する。この効果は窒化による強化量と比較すれば小さいが、部材（部品）の一部分を意図的に窒化処理せず、且つその部分にも強度を確保させたい場合は、Ｓｉを添加して強化することは有効である。しかし、Ｓｉの多量添加は延性及び深絞り性の低下をきたし、特にその含有量が０．５％を超えると延性及び深絞り性の低下が大きくなる。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％とする。したがって、Ｓｉの含有量を０．００１〜０．５％とした。なお、強化を必要としない場合には、プレス成形性の観点からＳｉの含有量の上限を０．１％とすることが好ましい。
【００６３】
Ｍｎ：
Ｍｎは、固溶強化作用を有する。この効果は窒化による強化量と比較すれば小さいが、部材（部品）の一部分を意図的に窒化処理せず、且つその部分にも強度を確保させたい場合は、Ｍｎを添加して強化することは有効である。しかし、Ｍｎの多量添加は延性及び深絞り性の低下をきたし、特にその含有量が０．５％を超えると延性及び深絞り性の低下が大きくなる。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．０１％とする。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、強化を必要としない場合には、プレス成形性の観点からＭｎの含有量の上限を０．３％とすることが好ましい。
【００６４】
Ｐ：
Ｐは、固溶強化作用を有する。この効果は窒化による強化量と比較すれば小さいが、部材（部品）の一部分を意図的に窒化処理せず、且つその部分にも強度を確保させたい場合は、Ｐを添加して強化することは有効である。しかし、Ｐの多量添加は延性及び深絞り性の低下をきたし、特にその含有量が０．１％を超えると延性及び深絞り性の低下が大きくなる。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％とする。したがって、Ｐの含有量を０．００１〜０．１％とした。なお、強化を必要としない場合にはプレス成形性の観点から、Ｐの含有量の上限を０．０３％とすることが好ましい。
【００６５】
Ｓ：
Ｓは鋼中に不可避的不純物として含有される元素である。本発明のようなＴｉが高い鋼では、鋼塊又は鋼片においてＴｉと結合してＴｉＳとして析出する。多量のＴｉＳは延性を劣化させたり、破壊の起点になったりする。又、Ｓの含有量が多いと後述する有効Ｔｉを確保するためにＴｉが多量に必要となるため不経済である。更には、Ｔｉの含有量が一定であるならば、Ｓの含有量が高いほど固溶Ｔｉが減少し、窒化処理後に低温熱処理した場合の強度が低くなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１％以下とした。Ｓ含有量は０．００５％以下とするのが好ましい。一方、製鋼コストの観点からは、Ｓ含有量の下限を０．００１％とすることが経済的である。
【００６６】
Ａｌ：
Ａｌは、製鋼工程で脱酸のために添加される元素である。その含有量が０．００１％未満では前記の効果が十分に得られない。ＡｌはＮとの親和力が強いので、窒化処理による強度上昇を目的として添加してもよい。しかし、Ａｌの多量添加は窒化処理前の鋼材（すなわち、窒化処理用鋼材）の延性を低下させ、特にその含有量が０．５％を超えると延性の低下が大きくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜０．５％とした。なお、Ａｌ含有量の上限は０．１％とすることが好ましい。又、Ｔｉ添加の歩留まりをよくするために、Ａｌ含有量の下限は０．００５％とすることが好ましい。
【００６７】
Ｔｉ（窒化処理前）：
窒化処理前である窒化処理用鋼材において、Ｔｉは、Ｃ及びＮを固定して深絞り性を向上させるために必須の元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．０４％未満では添加効果に乏しい。一方、その含有量が０．２％を超えると、再結晶温度が上昇して窒化処理前の鋼材の延性が低下する。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材のＴｉの含有量を０．０４〜０．２％とした。窒化処理用鋼材のＴｉの含有量は０．０６〜０．２％とすることが好ましく、０．０７〜０．２％とすれば更に好ましい。なお、ＴｉはＣ、Ｎ及びＳと結合するので、窒化処理用鋼材の場合にはＴｉの含有量に加えて前記 (1)式で表される有効Ｔｉ量も適正化する必要がある。このことについては後述する。
【００６８】
Ｔｉ（窒化処理後）：
窒化処理してもＴｉの含有量そのものは変動しないので、窒化処理後である窒化処理鋼材におけるＴｉ含有量の考え方は、窒化処理前である窒化処理用鋼材と同じでよい。つまり、深絞り性を向上させるためにＴｉは０．０４％以上の含有量が必要である。しかし、その含有量が０．２％を超えると、窒化処理後の鋼材の延性が低下する。したがって、窒化処理後である窒化処理鋼材のＴｉの含有量を０．０４〜０．２％とした。窒化処理鋼材のＴｉの含有量は０．０６〜０．２％とすることが好ましく、０．０７〜０．２％とすれば更に好ましい。なお、窒化処理鋼材の場合にはＴｉの含有量を適正化する必要があるが、後述する有効Ｔｉに関して制限する必要はない。
【００６９】
Ｎ（窒化処理前）：
窒化処理前である窒化処理用鋼材において、Ｎは不可避的不純物として含有される元素である。良好な深絞り性すなわちｒ値が高い結晶集合組織を得るためには、Ｔｉを添加してＴｉＮを形成させて固溶Ｎ量を減少させた、いわゆる「ＩＦ鋼」にする必要がある。Ｎ量が多い場合には、それを固定するのに必要なＴｉの量が増加し、粗大なＴｉＮの量が増加するため、窒化処理前においては延性を低下させたり、窒化処理後においてはそれが破壊の起点になる恐れがある。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材のＮ含有量を０．００５％以下とした。窒化処理用鋼材のＮ含有量の上限は０．００３％とすることが好ましい。なお、製鋼コストの観点からは、Ｎ含有量の下限は０．００１％とすることが経済的である。
【００７０】
Ｎ（窒化処理後）：
窒化処理後である窒化処理鋼材において、Ｎは鋼材の強度を確保するための最も重要な元素である。しかし、過剰に窒化しても、Ｎは粗大な窒化物の生成に費やされるだけで、強度への寄与は飽和する。このため、窒化処理後である窒化処理鋼材のＮ含有量の上限を０．２５％とした。一方、Ｎの含有量が少ないと、強度上昇が小さく、窒化処理のコストに見合う効果が得られないので、窒化処理鋼材には０．０８％以上のＮを含有させるものとした。
【００７１】
Ｎｂ：
Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、Ｔｉと同様にＣを固定して、窒化処理前である窒化処理用鋼材の深絞り性を向上させる作用を有する。なお、ＮｂがＣを固定する作用はＴｉより弱いので、微量の固溶Ｃを残留させて２次加工脆性を改善する作用も有する。こうした効果を確実に得るには、Ｎｂは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると再結晶温度が上昇して延性の低下をきたし、特にその含有量が０．０５％を超えると延性の低下が大きくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。
【００７２】
Ｂ：
Ｂは添加しなくてもよい。添加すれば、粒界に偏析して粒界を強化するため、２次加工脆性を改善する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｂを０．０００２％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｂの含有量が増えると深絞り性が低下し、特に０．００５％を超える深絞り性の低下が著しくなる。したがって、Ｂの含有量を０〜０．００５％とした。
【００７３】
有効Ｔｉ：
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ及びＳと結合するので、窒化処理用鋼材の場合にはＴｉの含有量に加えて前記 (1)式で表される有効Ｔｉ量も適正化する必要がある。すなわち、延性改善のための低温熱処理における強度の低下を抑制するためには、有効Ｔｉを０．０４％以上とする必要がある。一方、有効Ｔｉが０．１０％を超えると強度が高くなりすぎて脆性的になる。したがって、窒化処理前である窒化処理用鋼材の有効Ｔｉを０．０４〜０．１０％とした。有効Ｔｉは０．０６〜０．１０％とすることが好ましく、０．０７〜０．１０％とすれば更に好ましい。
【００７４】
前記（１）及び（２）の発明に係る窒化処理用鋼材が含有するＦｅと不純物以外の成分元素の規定は、上記のＣから有効Ｔｉまでである。又、前記（３）の発明に係る窒化処理鋼材が含有するＦｅと不純物以外の成分元素の規定は、上記のＣからＢまでである。
【００７５】
上述の化学組成を有する（１）及び（２）の発明に係る窒化処理用鋼材、並びに、（３）の発明に係る窒化処理鋼材は、通常の方法で溶製された後、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いて鋼塊とされたものを素材としてもよい。
（Ｂ）窒化処理鋼材のＨｖ硬さ
窒化処理後の強度が低い場合は、高強度鋼板と比較してわざわざ窒化処理を行う利点が薄れてしまう。そこで、引張強さが７８０ＭＰａ級以上の鋼板を使用した部材（部品）と同等以上の強度特性を確保させるために、（３）の発明に係る窒化処理鋼材の板厚中心のＨｖ硬さを２００以上とした。この板厚中心のＨｖ硬さが過度に高くなると、微細窒化物を制御したとしても伸びが低くなることがあるので、Ｈｖ硬さの上限は４００とすることが好ましい。
【００７６】
窒化処理の際、Ｎは鋼材の表面から内部に拡散して行くため、窒化処理時間が短い場合には、化合物層を除いた表面部の硬さが板厚中心の硬さより大きい硬度分布となるが、表面部の硬さが大きすぎると、硬さの差が大きい界面を起点として破壊が生じることがあるので、表面部と板厚中心のＨｖ硬さの差は２００以下とすることが好ましい。なお、上記の表面部のＨｖ硬さは、鋼材表面から板厚の１０％の深さにおける部位の硬さをいう。
（Ｃ）窒化処理鋼材の板厚中心領域の組織中に存在する粗大窒化鉄：
粗大窒化鉄が析出すると、素地であるフェライト中の固溶Ｎが消費されるのでフェライトの硬さが低下する。一方、粗大な析出物は析出強化能が弱いため、析出強化も期待できず、いたずらに強度が低下するばかりである。窒化処理鋼材に高い強度を付与するには、板厚中心領域の組織中に存在する針状の粗大窒化鉄を１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下にする必要がある。
【００７７】
このため、（３）の発明に係る窒化処理鋼材では、板厚中心領域の組織中に存在する粗大窒化鉄を１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下とした。この粗大窒化鉄は、Ｎの拡散が速い高温域で析出・成長するものであり、全く存在しないこと（すなわち上記１×１０-8ｍ2 当たり０個であること）が好ましい。
【００７８】
なお、既に述べたように、粗大窒化鉄とはナイタールでエッチングした板厚中心領域の断面を倍率５００倍の光学顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が５μｍ以上のものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。
（Ｄ）窒化処理鋼材の板厚中心に存在する微細窒化鉄：
微細窒化鉄の析出も素地であるフェライト中の固溶Ｎが消費されることによるフェライトの硬さ低下を招くが、その一方では析出強化による強化作用が働き、平均としての硬さの低下は緩和される。又、固溶Ｎの減少により素地であるフェライトの延性が改善されるので、積極的に微細窒化鉄を析出させることが必要である。
【００７９】
窒化鉄があまりにも微細で長辺が０．１５μｍ未満の場合には、析出強化が強くなりすぎるため却ってフェライトの脆化を招く。一方、窒化鉄の長辺が５μｍ以上の場合には、十分な強化効果や延性改善効果が得られない。したがって、微細窒化鉄のサイズは長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満とする必要がある。しかも、窒化処理鋼材の板厚中心に上記長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上存在していなければ、顕著な強度低下抑制効果や延性改善効果が得られない。
【００８０】
このため、（３）の発明に係る窒化処理鋼材では、板厚中心に長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上存在することとした。上記サイズの微細窒化鉄の１×１０-12ｍ2当たりの個数の上限は特に規定するものではなく、個数が増えるほど強度が低下するので、Ｈｖ硬さで２００以上の硬さが得られる個数でありさえすればよい。
【００８１】
なお、既に述べたように、本発明でいう微細窒化鉄とは、板厚中心から採取した薄膜試料を加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡で観察した場合に認められる析出物のうち、長辺が０．１５μｍ以上５μｍ未満で、しかもＥＤＸ分析でＦｅ以外の金属元素の析出物中への濃化が認められないものをいい、必ずしも、純粋な窒化鉄と同定されるものを指すわけではなく、「鉄と窒素とを主成分とする析出物」をいう。更に、長辺が０．１５μｍ未満の上記意味の「微細窒化鉄」が、転位にそって連珠状に析出した場合、低倍率の観察では長さ０．１５μｍ以上のひも状に見えることがあるが、これは長辺が０．１５μｍ以上とはみなさないことも既に述べたとおりである。
（Ｅ）窒化処理鋼材の表面に形成される化合物層の厚さ
自動車部品には塗装の下地処理として化成処理が施されるが、化合物層が厚くなると化成処理液と地鉄との電気化学反応が阻害され、化成処理が不十分となって塗装後の耐食性が低下する。又、化合物層は地鉄より硬くて脆いため、化合物層が厚いと剥離しやすくなる。特に、化合物層の厚さが３０μｍを超えると、化成処理が不十分となって塗装後の耐食性が低下したり、化合物層が剥離したりすることがあるため、化合物層の厚さは３０μｍ以下とするのがよい。
【００８２】
したがって、（４）の発明においては、表面に形成される化合物層の厚さを３０μｍ以下とした。なお、表面に形成される化合物層の厚さは２５μｍ以下とすることが一層好ましい。この化合物層の厚さの下限は特に限定しないが、窒化処理によって不可避的に形成されるものであることと、化合物層自体が耐食性を有することから、２μｍ程度とするのがよい。
【００８３】
なお、窒化処理鋼材の板厚が大きい場合には、板厚中心までＮが拡散するのに長時間を要するようになり、それに伴って表面に形成される化合物層も厚くなる。したがって、化合物層の発達を抑制しながら、Ｎを板厚中心まで拡散させるために、後述する窒化処理に引き続いて、非窒化雰囲気中で等温保持を行ってもよい。
（Ｆ）窒化処理用鋼材の熱間圧延、巻き取り、冷間圧延及び焼鈍
上述した（Ａ）項のＣから有効Ｔｉまでの規定を満たし残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼塊又は鋼片の熱間圧延条件は特に規定するものではなく、通常の方法でよい。更に、熱間圧延の温度範囲は、オーステナイト域でもフェライト域でも構わない。但し、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃を下回ると、熱間圧延中にフェライト変態を生じるため、熱間圧延鋼材の組織が粗粒化して好ましい集合組織が得られない。したがって、深絞り性が要求される場合には、熱間圧延の仕上げ温度を８５０℃以上とすることが好ましい。なお、後述する冷間圧延及び焼鈍の後で、深絞り性に優れた再結晶集合組織を得るためには、熱間圧延した鋼材を細粒化することが有効なため、熱間圧延終了直後から水冷して粒成長を抑制することが好ましい。
【００８４】
熱間圧延後の巻き取りは、ＴｉＣの析出を促進して固溶Ｃ量を減少させるために５００℃以上で行うのがよい。一方、巻き取り温度が高くなり、特に、７００℃を超えると、軟質化して巻き姿が崩れたり、スケールが増加したりすることがあるので、巻き取り温度は７００℃以下とするのがよい。
【００８５】
したがって、（２）の発明においては、熱間圧延後の巻き取り温度を７００〜５００℃と規定した。
【００８６】
上記の温度で巻き取った後は、通常の酸洗によって熱間圧延鋼材のスケールを除去し、更に、冷間圧延を行えばよい。後述の焼鈍後に深絞り性に優れた再結晶集合組織を得るためには、冷間圧延の総圧下率を７０〜９０％とするのがよい。
【００８７】
したがって、（２）の発明においては、総圧下率で７０〜９０％の冷間圧延を施すこととした。
【００８８】
冷間圧延後は、通常の方法によって焼鈍処理すればよい。焼鈍方法は、連続焼鈍でも箱焼鈍でもかまわないが、焼鈍後に深絞り性に優れた再結晶集合組織を得るために、焼鈍温度を６５０〜８８０℃とするのがよい。
【００８９】
したがって、（２）の発明においては、焼鈍温度を６５０〜８８０℃と規定した。焼鈍温度は、箱焼鈍の場合には６５０〜７５０℃、連続焼鈍の場合には７５０〜８８０℃とすることが一層好ましい。
【００９０】
なお、深絞り性が要求されない場合には、上述の冷間圧延及び焼鈍を省略し、熱間圧延後にスケールを除去しただけで、後述の成形及び／又は窒化処理に供してもよい。
（Ｇ）成形加工
鋼材から所定形状の部材（部品）を得るための成形加工方法は、プレス成形、曲げ成形といった塑性加工や切削を初めとする機械加工など手段を問わない。塑性加工を行ってから窒化処理して強化することで、優れた成形性と高強度とを両立させることが可能である。
【００９１】
なお、本発明に係る窒化処理用鋼材のｒ値が高い場合には、窒化処理後の窒化処理鋼材も高いｒ値を示す。このため、窒化処理を行った後に成形する、又は、成形後に窒化処理を行い再度成形する、という工程を採ることも可能である。
【００９２】
したがって、（６）の発明においては、後述する窒化処理の前に成形加工を行うこととした。又、（７）の発明においては、後述する窒化処理と低温熱処理の後に成形加工を行うこととした。
【００９３】
なお、テーラードブランク技術を用い、板厚の異なる鋼板を組み合わせた成形体や、本発明に係る窒化強化に適した鋼板と一般の鋼板を組み合わせた成形体を作り、強度と軽量化を最適化することが可能である。又、部分的にマスキングを施してから窒化処理を行い、部分的に窒化させないことも可能である。例えば、設計者の意図した部材の強度分布を実現するために部分的に窒化していない軟質な部分を配置したり、溶接性の向上の観点から溶接箇所の窒化を避けるといったことも行える。
（Ｈ）窒化処理
窒化処理は、例えば、ガス窒化法、イオン窒化法、ガス軟窒化法や塩浴窒化法など一般に用いられる方法で行えばよい。
【００９４】
窒化処理の温度が高いほどＮの拡散が速くなり、窒化処理時間を短縮できる。しかし、窒化処理温度が６５０℃を超えるとオーステナイトが生成され、窒化処理後の冷却時にオーステナイトからフェライト又はマルテンサイトへの変態が生じ、変態歪みを生じることがある。一方、窒化処理の温度が低いほど鋼中へのＮの固溶限が小さくなり、且つ、鋼中でのＮの拡散が遅くなる。特に、窒化処理温度が５３０℃未満では板厚中心まで窒化できず、且つ、表層近傍の窒化された部位の硬さが低くなることがある。このため、窒化処理は５３０〜６５０℃で行うのがよい。
【００９５】
したがって、（８）の発明においては、窒化処理温度を５３０〜６５０℃とした。なお、Ｎの最大固溶限の温度近傍で窒化処理することが最も効率がよいため、窒化処理の温度は５５０〜６００℃とすることが一層好ましい。
【００９６】
窒化処理後の冷却速度は、できるだけ大きくするのがよい。窒化処理温度からの冷却過程では、Ｎは過飽和状態にあるので、Ｎの拡散速度が大きい温度域においては、粗大な窒化鉄が急速に析出し、固溶Ｎ量が減少することがあるからである。この固溶Ｎ量の減少を防ぐためには、窒化処理温度から２００℃までを４．５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するのがよい。
【００９７】
したがって、（８）の発明においては、５３０〜６５０℃の温度域で窒化した後に平均冷却速度４．５℃／秒以上で２００℃まで冷却することとした。前記の平均冷却速度は、１０℃／秒以上であれば更によい。
【００９８】
なお、上述の平均冷却速度の上限は特に規定するものではなく、窒化処理鋼材のサイズ及び設備面から得られる最大の冷却速度であっても構わない。
（Ｉ）低温熱処理
窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施して析出物の状態を制御すれば伸び特性が大幅に改善されて、窒化処理鋼材に高強度と伸び特性とを兼備させることができる。
【００９９】
すなわち、温度が１００℃未満の場合や保持時間が１０分未満の場合には、Ｎの拡散距離が短いため窒化鉄の析出が不十分となって延性改善の効果が得られず、温度が２００℃を超えると軟化が顕著となって窒化処理鋼材を強化するという目的が達せられない。
【０１００】
このため、（１）及び（２）の発明に係る窒化処理用鋼材は窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す用途に供されることを必須の条件とした。又、（５）〜（８）の発明においては、窒化処理の後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す工程を含むこととした。
【０１０１】
窒化処理後に施す低温熱処理は、窒化処理された鋼材つまり窒化処理鋼材を一旦室温まで冷却してから再加熱して行ってもよいし、窒化処理後の冷却過程において行ってもよい。なお、窒化処理鋼材、なかでも窒化処理部品を塗装する場合には、上記１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を塗装の乾燥工程と兼用すれば工程を追加する必要がなく経済的である。
【０１０２】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【０１０３】
【実施例】
（実施例１）
表３に示す化学組成を有する鋼を実験室にて溶解し、各鋼塊を通常の方法で熱間鍛造して厚さ２０ｍｍの鋼片とした。次いで、上記の各鋼片を１２００℃で３０分加熱した後、圧延仕上げ温度を９２０℃とする熱間圧延を行って厚さ４．５ｍｍの鋼板とした。なお、圧延終了後は直ちに水冷を行い、６５０℃まで冷却した後、その温度で３０分保持し、その後２０℃／時の平均冷却速度で室温まで徐冷して巻き取り処理を模擬した。
【０１０４】
【表３】
上記のようにして得た熱間圧延鋼板を通常の方法で酸洗してスケールを除去した後、通常の方法で総圧下率が８２．２％となる冷間圧延を行って厚さ０．８ｍｍとした。次いで、上記の各冷間圧延鋼板を１０℃／秒の平均加熱速度で加熱して８２０℃で３０秒保持した後、１０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却し、連続焼鈍を模擬した。更に、伸び率０．１％の調質圧延を行った後、５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施した。その後、１７０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。なお、ガス軟窒化処理の条件は、ＮＨ3 ガスとＲＸガス（吸熱性）との混合ガス（体積比で、ＮＨ3 ガス：ＲＸガス＝１：１）の雰囲気中で行い、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。
【０１０６】
窒化処理前の鋼板及び低温熱処理後の鋼板について引張特性を調査し、低温熱処理後の鋼板についてはＨｖ硬さも調査した。
【０１０７】
すなわち、窒化処理前及び低温熱処理後の各鋼板から圧延方向が引張方向となるようにＪＩＳ１３号Ｂ引張試験を採取して常温で引張特性を調査した。又、低温熱処理後の各鋼板の板厚中心と鋼板表面から板厚の１０％の深さにおける部位の計２ヶ所のＨｖ硬さを試験力９．８Ｎで測定した。
【０１０８】
表４に、窒化処理前及び低温熱処理後の各鋼板の引張特性及び低温熱処理後の各鋼板の板厚中心のＨｖ硬さを示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１０９】
【表４】
Ｃ及びＮは、窒化処理によって含有量が変化するので、窒化処理後の鋼板における平均化学組成の分析を行った。なお、分析の際には鋼板の両表面から０．０８ｍｍ（板厚の１０％に相当）ずつを機械研削して、鋼板表面に形成されるＮ濃度が非常に高い化合物層の影響を除いてから分析に供した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１１１】
又、低温熱処理後の各鋼板についても鋼板の両表面から０．０８ｍｍ（板厚の１０％に相当）ずつを機械研削した後、鋼板断面を鏡面研磨してナイタールでエッチングし、倍率を５００倍として光学顕微鏡で観察した。又、板厚中心から採取した薄膜試料を加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いて観察した。なお、光学顕微鏡観察では、いずれの鋼板においても長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。
【０１１２】
表４に、窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果、並びに、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を併せて示す。
【０１１３】
表４から明らかなように、本発明で定める化学組成を有する鋼Ｅ〜Ｇ及び鋼Ｋ〜Ｍの窒化処理前の鋼板は、降伏点及び引張強さが低く、伸びが大きい。
【０１１４】
更に、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす上記の鋼Ｅ〜Ｇ及び鋼Ｋ〜Ｍの各鋼板を窒化処理後に低温熱処理した鋼板の場合には、７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できていることも明らかである。
【０１１５】
これに対して、窒化処理前の有効Ｔｉが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｈの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、窒化後の平均化学組成は満たすものの長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の個数が本発明の規定から外れ、かわりに長辺が０．０３〜０．０５μｍの極めて微細な窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり約７０個と非常に多く存在したため、延性が非常に低く加工硬化を示さずに破断した。なお、ｒ値は測定することができなかった。
【０１１６】
窒化処理前の有効Ｔｉ、Ｃ及びＴｉが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｊの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の個数が本発明の規定から外れ、かわりに長辺が０．０３〜０．０５μｍの極めて微細な窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり約７０個と非常に多く存在し、更に、窒化後の平均化学組成におけるＴｉ含有量も本発明で規定する条件から外れるため、延性が非常に低く加工硬化を示さずに破断した。この場合もｒ値は測定することができなかった。
【０１１７】
有効Ｔｉ及びＳが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｉの窒化処理前の鋼板にはＴｉＳが多量に析出しており、その伸びは小さかった。又、鋼Ｉの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、窒化後の平均化学組成におけるＳ含有量が本発明で規定する条件より多いので固溶Ｔｉが減少してしまい、板厚中心のＨｖ硬さが本発明で規定する範囲よりも低くなってしまうため、７８０ＭＰａ級以上という所望の強度レベルが確保できなかった。
（実施例２）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施した。その後、１７０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。なお、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却したが、油漕に浸漬して冷却するまでの時間を変えることにより、窒化処理温度から２００℃までの平均冷却速度を変化させた。
【０１１８】
低温熱処理後の各鋼板について、前記実施例１におけると同様にして、引張特性調査、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。又、窒化処理後の鋼板における平均化学組成の分析も行った。
【０１１９】
表５に、低温熱処理後の各鋼板の引張特性、板厚中心のＨｖ硬さ、倍率５００倍の光学顕微鏡を用いた長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄の観察結果及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１２０】
表５には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１２１】
【表５】
表５から、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす試験記号Ｇ−１及びＧ−２の場合には、７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できていることが明らかである。
【０１２３】
これに対して、本発明で定める平均化学組成、板厚中心のＨｖ硬さ及び微細窒化鉄の個数を満たしていても、粗大窒化鉄の個数が本発明の規定から外れた試験記号Ｇ−３及びＧ−４の場合には、強度の低下が大きい。したがって、窒化処理温度から２００℃までの平均冷却速度は４．５℃／秒以上が好ましいことがわかる。
（実施例３）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃での処理時間を変えてガス軟窒化処理を施した。なお、表面の化合物層に含まれるＮを鋼板内部へ拡散させて化合物層を薄くするために、上記のＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間の窒化処理を行った後、雰囲気を１００％Ｎ2 ガスに変え、同じ５８０℃で１時間保持する処理も行った。いずれの条件で窒化処理したものも窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。
【０１２４】
更に通常の方法で化成処理と塗装を施して複合腐食サイクル試験に供し、塗装後の耐食性を調査した。
【０１２５】
すなわち、表面を脱脂した後にリン酸亜鉛系の化成処理を施し、その後市販のカチオン電着塗料を約２５μｍの厚さで塗装した後、１７５℃で２５分間の塗装焼き付けを兼用した低温熱処理を施した試験片に「塩水噴霧→乾燥→湿潤」が１サイクル（２４時間）となる複合腐食サイクル試験を行い、２７０サイクル後の腐食深さを測定した。
【０１２６】
なお、上記複合腐食サイクル試験に供した試験片の調査対象面を１０分割して各分割ごとの最大腐食深さを測定した後、上位５点の平均値を腐食深さとした。
【０１２７】
又、塗装・焼き付け後の各鋼板について、塗装を除去後、前記実施例１におけると同様にして、引張特性調査、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。なお、光学顕微鏡観察では、いずれの鋼板においても長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。又、窒化処理後の鋼板について、平均化学組成分析を行うとともに倍率が５００倍の光学顕微鏡で観察して表面に形成された化合物層の厚さの測定を行った。
【０１２８】
表６に、低温熱処理後の各鋼板の引張特性、板厚中心のＨｖ硬さ、倍率５００倍の光学顕微鏡を用いた長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄の観察結果、加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果及び複合腐食サイクル試験による耐食性調査結果を示す。表６の耐食性の欄における「◎」、「○」及び「△」それぞれ腐食深さが５０μｍ以下の場合で「非常に良好」、５０μｍを超えて１００μｍ以下の場合で「良好」及び１００μｍを超えて２００μｍ以下の場合で「やや劣る」を意味する。耐食性の目標は腐食深さが１００μｍ以下の場合の「◎」及び「○」とした。
【０１２９】
なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１３０】
表６には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果、並びに倍率が５００倍の光学顕微鏡を用いた化合物層の厚さ測定結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１３１】
【表６】
表６から、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす試験記号Ｇ−５〜Ｇ−１０のいずれの場合にも７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できている。しかし、表面に形成された化合物層の厚さが３０μｍを超える試験記号Ｇ−９の場合には耐食性の評価が「△」であり、自動車部品として適用する場合、腐食環境が厳しくない部位に限定されてしまう。
【０１３３】
なお、比較のために、実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板にそのまま、つまり、ガス軟窒化処理を施さずに、前記の塗装・焼き付け処理を施して複合腐食サイクル試験し、耐食性を調査することも行った。その耐食性調査結果は、腐食深さが２００μｍを超える「劣る」ものであった。
（実施例４）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施し、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。この後は、温度と保持時間を変化させて熱処理を行った。
【０１３４】
熱処理後の各鋼板について、前記実施例１におけると同様にして、引張特性調査、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。なお、光学顕微鏡観察では、いずれの鋼板においても長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。窒化処理後の鋼板における平均化学組成の分析も行った。
【０１３５】
表７に、熱処理後の各鋼板の引張特性、板厚中心のＨｖ硬さ及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。
【０１３６】
表７には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１３７】
【表７】
表７から、本発明で定める平均化学組成及び板厚中心のＨｖ硬さ、並びに、粗大窒化鉄及び微細窒化鉄の個数を満たす試験記号Ｇ−１２〜Ｇ−１４及びＧ−１６の場合には、７８０ＭＰａ級以上の高い引張強さと１０％を超える大きな伸びを確保できている。但し、試験番号Ｇ−１４の場合は、熱処理の温度が２２０℃と本発明の「低温熱処理」の規定から外れるため微細窒化鉄の個数がやや多くなっており、このため軟化の程度が大きい。したがって、窒化処理後に行う熱処理は、１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理とするのが好ましいことがわかる。
【０１３９】
一方、本発明で定める平均化学組成、板厚中心のＨｖ硬さ及び粗大窒化鉄の個数を満たしていても、微細窒化鉄の個数が本発明の規定から外れた試験記号Ｇ−１１及びＧ−１５の場合には、伸びはそれぞれ２．１％と３．１％で著しく低いことが明らかである。なお、これらの場合には伸びが小さいためｒ値は測定することができなかった。
（実施例５）
実施例１で製造した鋼Ｇの伸び率０．１％の調質圧延を行った冷間圧延鋼板を、しわ押さえ圧とダイス肩Ｒの条件を変えることで縦壁の歪み量を変化させてハット形状にプレス成形した。
【０１４０】
プレス成形後に、実施例１と同じＮＨ3 ガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気中で５８０℃で３時間のガス軟窒化処理を施し、窒化処理後は油漕中に浸漬して冷却した。この冷却における５８０℃から２００℃までの平均冷却速度は、２０℃／秒であった。この後は、１５０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。なお、プレス成形しないで上記の窒化処理を施した前記冷間圧延鋼板にも１５０℃で２０分保持する低温熱処理を行った。
【０１４１】
このようにして得たハット形状部材の縦壁部及び冷間圧延鋼板について、前記実施例１におけると同様にして、Ｈｖ硬さ測定、倍率を５００倍とした光学顕微鏡観察及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた薄膜観察を行った。なお、光学顕微鏡観察では、いずれのハット形状部材と冷間圧延鋼板にも長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄はほとんど認められず、１×１０-8ｍ2 当たり１個未満であった。窒化処理後の平均化学組成の分析も行った。
【０１４２】
表８に、低温熱処理後の板厚中心のＨｖ硬さ及び加速電圧２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いた長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄の観察結果を示す。なお、いずれのハット形状部材と冷間圧延鋼材においても、板厚中心のＨｖ硬さと鋼板表面から板厚の１０％の深さの部位におけるＨｖ硬さの差は５０以下であった。このことから、各ハット形状部材と冷間圧延鋼板はいずれも板厚方向に一様に窒化されていると判断された。表８には窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果も併記した。なお、ＣとＮ以外の含有量は窒化処理前のものから変化していなかった。
【０１４３】
【表８】
表８から、試験記号Ｇ−１８〜Ｇ−２０のハット形状にプレス成形した場合は、縦壁の歪み量の増加に伴って板厚中心のＨｖ硬さが若干上昇する傾向があるが、Ｃ及びＮの分析値、並びに微細窒化鉄の個数はプレス成形しない場合の試験記号Ｇ−１７と大差ないことが明らかである。
【０１４５】
この結果から、プレス成形した場合にも、プレス成形を行わない鋼板の状態で評価した実施例１〜４と同じ結果が期待できる。
【０１４６】
【発明の効果】
本発明の窒化処理鋼材は高強度と伸び特性とを兼備しているので自動車の構造部材などに利用することができる。この窒化処理鋼材は、本発明の窒化処理用鋼材を用いた本発明の製造方法によって比較的容易に製造することができる。又、本発明の製造方法によれば、例えば従来の高張力鋼板をプレス成形した場合と比べて複雑な成形体を寸法精度良く製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】有効Ｔｉが降伏点及び伸びに及ぼす影響を示す図である。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式で表される有効Ｔｉが０．０４〜０．１０％であることを特徴とする窒化処理後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す用途に供される窒化処理用鋼材。
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・・・ (1)
ここで、(1)式の右辺における元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。 - 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式で表される有効Ｔｉが０．０４〜０．１０％である鋼塊又は鋼片に熱間圧延を施して７００〜５００℃で巻き取り、更に、総圧下率で７０〜９０％の冷間圧延を行い、その後、６５０〜８８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする請求項１に記載の窒化処理用鋼材の製造方法。
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・・・ (1)
ここで、(1)式の右辺における元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。 - 板厚中心から板表面に向かってそれぞれ板厚の４０％までの範囲にある板厚中心領域が、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎ：０．０８〜０．２５％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる平均化学組成で、且つ、板厚中心のビッカース硬さが２００以上であり、更に、前記板厚中心領域における長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄が１×１０-8ｍ2 当たり１０個以下で、板厚中心における長辺が０．１５μｍ以上で５μｍ未満の微細窒化鉄が１×１０-12ｍ2当たり５個以上であることを特徴とする窒化処理鋼材。
- 表面に形成される化合物層の厚さが３０μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の窒化処理鋼材。
- 請求項１に記載の窒化処理用鋼材又は請求項２に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材を素材とする窒化処理鋼材の製造方法であって、窒化処理の後に１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施す工程を含むことを特徴とする窒化処理鋼材の製造方法。
- 請求項１に記載の窒化処理用鋼材又は請求項２に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材を成形加工した後に窒化処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の窒化処理鋼材の製造方法。
- 請求項１に記載の窒化処理用鋼材若しくは請求項２に記載の製造方法によって得られる窒化処理用鋼材に成形加工を施すことなく窒化処理及びその後の１００〜２００℃の温度域で１０分以上保持する低温熱処理を施した窒化処理鋼材又は、請求項６に記載の製造方法によって得られる窒化処理鋼材に、更に、成形加工を施すことを特徴とする窒化処理鋼材の製造方法。
- 窒化処理が５３０〜６５０℃の温度域で窒化した後に平均冷却速度４．５℃／秒以上で２００℃まで冷却するものであることを特徴とする請求項５から７までのいずれかに記載の窒化処理鋼材の製造方法。
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