JP5025666B2

JP5025666B2 - 窒化処理鋼材

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Publication number: JP5025666B2
Application number: JP2009003012A
Authority: JP
Inventors: 啓達小嶋; 一也石井; 勝則花川; 恭聡石田
Original assignee: Mazda Motor Corp; Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Mazda Motor Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-01-09
Filing date: 2009-01-09
Publication date: 2012-09-12
Anticipated expiration: 2024-05-28
Also published as: JP2009138275A

Description

本発明は、窒化処理鋼材に関し、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に関する。

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。

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。また、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。

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。

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。

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提案されている。

また、特許文献３には、少量のＣｒを添加した鋼板を窒化し、表面を硬化させる技術が提案されている。

特開平１１−２７９６８６号公報特開２００２−２０８５３号公報特開平１０−１７９８８号公報

本発明の目的は、例えば、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、塗装乾燥のような窒化処理後の加熱を受けても軟化を抑制できる窒化処理鋼材を提供することにある。

一般に、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、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。つまり、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。

しかしながら、前述の特許文献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、伸び特性を改善し、高強度化を実現するための技術は開示されていない。

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、つまり、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記載されているだけである。

同様に、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、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ことが記載されているだけである。

また、前述の特許文献３は、電気小物部品用の耐摩耗性付与が目的であり、例えば、自動車部品の衝突安全性を向上させる技術ではない。

更に、後述するように、窒化処理後に加熱されると、軟質化してしまうという課題があるが、特許文献１〜３には、このような課題は全く示唆されていない。

本発明者らは、前記の目的を達成するために、種々検討を重ねた。その結果、ＴｉとＣｒの適量を添加した鋼材では、窒化処理後の低温熱処理において、軟質化を抑制しつつ延性が改善され、結果的に高強度と延性が両立できることが判明した。

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。

表１に示す化学組成及び表２に「窒化処理前」として示した引張特性を有する板厚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。

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、油槽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。

なお、上記表２の「窒化処理前」として示した引張特性は、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を用いて測定した値である。

上記のようにして得た窒化処理した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。

すなわち、各鋼板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し常温で引張試験を行って引張特性を調査し、また、試験力９．８Ｎで板厚中心のＨｖ硬さ測定を行った。

表２に、上記の調査結果を併せて示す。

図１に、
有効Ｔｉ＝Ｔｉ−｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）＋（Ｃ／１２）｝×４８・・・(1)
の式で表される有効ＴｉとＣｒが鋼板の硬さに及ぼす影響を示す。ここで、破線は窒化処理したままのもの（図では「窒化まま」と表記）であり、実線は１７０℃で２０分の低温熱処理後のものである。

また、図２に、前記 (1)式で表される有効ＴｉとＣｒが鋼板の伸びに及ぼす影響を示す。図１と同様に、破線は窒化処理したままのもの（図では「窒化まま」と表記）であり、実線は１７０℃で２０分の低温熱処理後のものである。

表１及び表２並びに図１及び図２から、窒化処理のままでは、有効Ｔｉ又はＣｒが多いほど、硬さが高くなるが、逆に伸びは低下することが認められる。

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、有効Ｔｉ又はＣｒが多いほど、硬さが高くなるが伸びは低下するとの傾向は変わらないものの、窒化処理のままのものと比較すると硬さは低下するもの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。

更に、図１から、Ｃｒ量の増加は、窒化処理のままでの硬さをわずかに増加させる効果があると同時に、低温熱処理による硬さの低下量（すなわち、「窒化処理ままでの硬さ」−「低温熱処理後の硬さ」）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、Ｃｒ量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、硬さが著しく低下してしまうことを示すものである。

すなわち、図１及び図２から、高強度と伸び特性との両立のためには、有効Ｔｉ又はＣｒ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。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に記載の窒化処理鋼材にある。

（１）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：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、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１５０以上であり、更に、前記板厚中心領域における長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄の個数密度が１×１０^-8ｍ²当たり１０個以下であることを特徴とする窒化処理鋼材。

（２）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（１）に記載の窒化処理鋼材。

以下、「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「窒化処理用鋼材」ということにする。

「窒化処理鋼材」と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。

後述の冷間圧延における「％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。

「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。

後述の「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。

以下、上記（１）及び（２）の窒化処理鋼材に係る発明をそれぞれ、「（１）の発明」及び「（２）の発明」という。また、総称して「本発明」ということがある。

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。

有効Ｔｉ及びＣｒが硬さに及ぼす影響を示す図である。有効Ｔｉ及びＣｒが伸びに及ぼす影響を示す図である。

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。

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。

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」にすることが好ましい。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含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。窒化処理用鋼材のＣ含有量の上限は０．００５％とすることが更に好ましく、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。

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。

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。

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、より経済的には０．０５％以上とし、窒化を施さない箇所の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０．２％とすることが好ましい。

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。

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。また、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０．０１５％以下とした。Ｓ含有量は０．０１％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％とすることが好ましい。

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。また、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。

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０．０１％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０．０１〜０．２％とした。窒化処理用鋼材のＴｉの含有量は０．０２〜０．１％とすることが好ましく、０．０３〜０．０６％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量も適正化することが好ましい。このことについては後述する。

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０．０１％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０．０１〜０．２％とした。窒化処理鋼材のＴｉの含有量は０．０２〜０．１％とすることが好ましく、０．０３〜０．０６％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。

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」にすることが好ましい。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含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。窒化処理用鋼材のＮ含有量の上限は０．００３％とすることが更に好ましい。なお、製鋼コストの観点からは、Ｎ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。

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。

Ｃｒ：
Ｃｒは低温熱処理時の軟化を抑制する作用を持つ元素である。窒化ままの硬さを上昇させる作用はＴｉより小さいので、窒化処理鋼材を硬くて脆性的にすることなく、低温熱処理時の軟化を抑制することができる。含有量が０．０２％未満では、その効果は得られず、０．１％を超えると硬く脆性的になる。したがって、０．０２〜０．１％のＣｒを含有させる。なお、Ｃｒは、後述する有効Ｔｉと同様の作用を持つので、その含有量の範囲は有効Ｔｉ量との関係により決まる。

Ｎｂ：
Ｎｂの添加は任意である。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。

Ｂ：
Ｂの添加は任意である。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％を超えると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。

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量も適正化することが好ましい。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０．０１％以上とすることが好ましい。一方、有効Ｔｉが０．０８％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０．０１〜０．０８％とすることが好ましい。有効Ｔｉの下限は、０．０２５％とすることが更に好ましく、０．０４％とすれば一層好ましい。有効Ｔｉの上限は、０．０６５％とすることが更に好ましい。

なお、上述したように、低温熱処理時の軟化抑制には、有効ＴｉだけでなくＣｒが相加的に作用する。有効ＴｉよりもＣｒはその作用が強いので、０．４×有効Ｔｉ≦０．１−Ｃｒの関係を満足させることが好ましい。「０．４×有効Ｔｉ」の値が「０．１−Ｃｒ」を超えると、低温熱処理後においても鋼材の延性が不足する。

前記（１）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。

上述の化学組成を有する（１）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。本発明の窒化処理前のいわゆる「ＩＦ鋼板」は、引張強さが４４０ＭＰａ級以下のものが実用化されており、それより高い引張強さが得られないと利点が小さいので、（１）の発明に係る窒化処理鋼材の板厚中心のＨｖ硬さを１５０以上とした。この板厚中心のＨｖ硬さが過度に高くなると、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。

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の個数密度を１×１０^-8ｍ²当たり１０個以下にする必要がある。

このため、（１）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の個数密度を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。

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。また、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。化合物層は、地鉄より貴な腐食電位のため、孔食を防ぐためには、化合物層の厚さを１５μｍ以下にすることが好ましい。

したがって、（２）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１５μｍ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。

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。

（Ｅ）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）項の化学組成を有する窒化処理鋼材の素材となる鋼（窒化処理用鋼材）の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。

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。

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。

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。

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。

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。

（Ｆ）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。

なお、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。

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。また、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。

（Ｇ）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。

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。

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。

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。

前記の平均冷却速度は、１０℃／秒以上であれば更によい。

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。

（Ｈ）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。

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。

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。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

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。

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、窒化処理後は油槽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。

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。

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。また、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。

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。

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。

また、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。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。

表４に、窒化処理後におけるＣ及びＮの分析結果を併せて示す。

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Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｏ、Ｐ、Ｑ、Ｒ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。

更に、これらを窒化処理後に低温熱処理した鋼板の場合には、高い引張強さと大きな伸びを確保できていることも明らかである。

これに対して、Ｃｒ含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｉの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、低温熱処理による軟化が大きく、鋼Ｊと比較して低い強度しか得られなかった。

Ｓが本発明で規定する条件から外れた鋼Ｍ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、強度が低かった。

「０．４×有効Ｔｉ」の値が「０．１−Ｃｒ」を超える鋼Ｎの鋼板を窒化処理後に低温熱処理した場合には、伸びが著しく小さかった。

実施例１で製造した鋼Ｋ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、窒化処理後は油槽中に浸漬して冷却したが、油槽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。

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を行った。また、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。

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。

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。

表５から、本発明で定める平均化学組成及び粗大窒化鉄の個数密度を満たす試験記号Ｋ−１及びＫ−２の場合には、高い引張強さと大きな伸びを確保できていることが明らかである。

これに対して、本発明で定める平均化学組成を満たしていても、粗大窒化鉄の個数密度が本発明の規定から外れた試験記号Ｋ−３及びＫ−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１で製造した鋼Ｋ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槽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。

更に、１７５℃で２５分間の低温熱処理を施した後に無塗装で複合腐食サイクル試験に供し、耐食性を調査した。

すなわち、「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、３サイクル後の腐食深さおよび腐食減量を測定した。なお、複合腐食サイクル試験は、窒化を行わないで低温熱処理を施した鋼板（試験記号Ｋ−５）についても行った。

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。

また、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。

表６に、複合腐食サイクル試験による耐食性調査結果及び倍率が５００倍の光学顕微鏡を用いた化合物層の厚さ測定結果を示す。

表６から、本発明範囲の化合物層厚さを有する鋼板は、腐食深さと腐食減量がともに小さいことが分かる。試験記号Ｋ−５のように化合物層が存在しない場合や、Ｋ−９、Ｋ−１０のように化合物層が厚い場合は、腐食減量が大きく、耐食性が劣ることが分かる。

実施例１で製造した鋼Ｋ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。

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、窒化処理後は油槽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。

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硬さ測定を行った。

表７に、低温熱処理後の板厚中心のＨｖ硬さを示す。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。

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１〜３と同じ結果が期待できる。

Claims

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：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、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１５０以上であり、更に、前記板厚中心領域における長辺が５μｍ以上の粗大窒化鉄の個数密度が１×１０^-8ｍ²当たり１０個以下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１に記載の窒化処理鋼材。