JP6587038B1 - 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

成形性及び浸炭後の靭性により優れた浸炭用鋼板とその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．０３５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ未満であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上であり、鋼板の最表面から深さ方向に５０μｍまでの領域における平均窒素濃度が、０．０４０質量％以上０．２００質量％以下である鋼板。

Description

本発明は、浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法に関する。

近年、自動車のギヤー、クラッチプレート、ダンパー等の機械構造部品には、耐久性が高いことに加えて、安価に製造可能であることが要求されている。一般に、これら部品の製造方法として、熱間鍛造材を用いた切削及び浸炭処理が行われてきた。しかしながら、コストダウンの要求が高まっていることを受けて、熱間圧延鋼板や冷間圧延鋼板を素材とし、冷間加工して部材の形状に成形した後に、浸炭処理を行う技術の開発が進められている。冷間加工では、素材を打ち抜き、続いて曲げ加工、絞り加工、穴広げ加工等を経て部材を成形する。この際、加工に用いられる浸炭用鋼板には、最も基本的な変形モードである曲げ性が良好であることが要求される。更に、トルクコンバーターのダンパー等といった自動車部品には、靭性等の優れた耐衝撃特性が求められる。かかる観点から、近年、各種の技術が提案されている。

例えば、以下の特許文献１では、熱間圧延鋼板の組織をフェライトとパーライトから構成し、その後、球状化焼鈍を施して炭化物を球状化する技術が提案されている。

また、以下の特許文献２では、炭化物の粒径を制御した上で、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を制御し、更に、母相であるフェライトの結晶粒径を制御することにより、浸炭後の部材の衝撃特性を向上させる技術が提案されている。

また、以下の特許文献３では、炭化物の粒径及びアスペクト比、並びに、母相であるフェライトの結晶粒径を制御した上で、更にフェライトのアスペクト比を制御することにより、冷間加工性を向上させる技術が提案されている。

特許第３０９４８５６号公報 国際公開第２０１６／１９０３７０号 国際公開第２０１６／１４８０３７号

上述したような機械構造部品は、強度を高めるために焼入れ性が求められる。すなわち、機械構造部品に用いられる素材には、焼入れ性を維持しつつも、成形性を確保することが求められる。更に、浸炭後の機械構造部品については、耐衝撃特性（特に、浸炭後の靭性）が求められる。

しかしながら、上記特許文献１の炭化物のミクロ組織制御を主体とする製造方法では、冷間加工により導入され得る亀裂を起点とする耐衝撃特性を改善することは可能であるが、浸炭後の靭性向上については効果が望めない。また、上記特許文献２で提案されている炭化物及びフェライトのミクロ組織制御を主体とする製造方法では、成形性は改善されるが、自動車のトルクコンバーターのダンパー等のような耐衝撃性が高いレベルで求められる特定の自動車部品に適用する場合、より優れた靭性を得るために、未だ改善の余地があった。更に、上記特許文献３で提案されている技術を用いることで成形性は改善されるものの、自動車のトルクコンバーターのダンパー等のような耐衝撃性が高いレベルで求められる特定の自動車部品に適用する場合、より優れた靭性を得るために、未だ改善の余地があった。このように、従来提案されている技術では、浸炭用鋼板の成形性、焼入れ性を担保しながら、浸炭後の十分な靭性を得ることには未だ改善の余地があり、そのため、特にトルクコンバーターのダンパー部品等といった、耐衝撃性が高いレベルで求められる特定の自動車部品に対して、より好適に適用できる浸炭用鋼板が希求されていた。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、成形性、及び、浸炭後の靭性により優れた浸炭用鋼板とその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決する方法について、鋭意検討を行った。その結果、以下で詳述するように、フェライト結晶粒中への炭化物の生成位置と、鋼板の表層部における窒素濃度と、を適切に制御することで、焼入れ性を維持しつつ、冷間加工時の成形性と、浸炭後の靭性を向上させることが可能であるとの着想を得て、本発明を完成するに至った。
かかる着想に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下、Ｎ：０．０００１以上０．０３５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ未満であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、フェライトの面積率が８０％以上であり、炭化物の面積率が５％以上であり、かつ、フェライトと炭化物の合計面積率が１００％以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上であり、鋼板の最表面から深さ方向に５０μｍまでの領域における平均窒素濃度が、０．０４０質量％以上０．２００質量％以下である、浸炭用鋼板。
［２］残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下の１種又は２種以上を更に含有する、［１］に記載の浸炭用鋼板。
［３］残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｗ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下の少なくとも何れかを更に含有する、［１］又は［２］に記載の浸炭用鋼板。
［４］［１］〜［３］の何れか１つに記載の浸炭用鋼板を製造する方法であって、［１］〜［３］の何れか１つに記載の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間仕上圧延を８００℃以上９２０℃未満の温度域で終了し、７００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた鋼板、又は、前記熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気にて、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ_１点以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ_１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持する焼鈍処理を施した後、焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す焼鈍工程と、を含み、前記熱間圧延工程では、前記熱間仕上圧延の終了時から１秒以内に、平均冷却速度が５０℃／ｓ超である冷却を開始し、前記焼鈍処理後のフェライトの平均粒径を、１０μｍ未満に制御する、浸炭用鋼板の製造方法。
［５］前記熱間圧延工程に供される前記鋼材を得るための連続鋳造工程において、所定の介在物の生成又は所定元素の中心偏析低減処理の少なくとも何れかの鋼材健全化処理が施される、［４］に記載の浸炭用鋼板の製造方法。

ここで、上記式（１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合は、ゼロを代入するものとする。

以上説明したように本発明によれば、成形性及び浸炭後の靭性により優れた浸炭用鋼板を提供することが可能となる。

以下に、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。

（本発明者らが行った検討の内容及び得られた着想について）
本発明に係る浸炭用鋼板及びその製造方法について説明するに先立ち、上記課題を解決するために本発明者らが行った検討の内容について、以下で詳細に説明する。
かかる検討に際し、本発明者らは、まず、浸炭前の成形性（特に、曲げ性）を向上させるための方法について、検討を行った。

浸炭前の成形性（特に、曲げ性）を向上させるためには、曲げ変形時に亀裂の発生を抑制し、加えて、亀裂が発生した際には、発生した亀裂の伸展を抑制することが重要である。亀裂の発生を抑制するためには、鋼板中に生成する炭化物のアスペクト比（長軸／短軸）の制御が有効であり、球状化焼鈍によって、炭化物のアスペクト比を低減させることが重要である。また、亀裂の伸展を抑制するためには、粗大な炭化物の生成を抑制させるとともに、炭化物の析出位置を制御することが有効である。すなわち、フェライトの粒界に炭化物が生成した場合には、粒界を伝播経路とする亀裂の伸展が助長される。そのため、炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることが重要である。炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることで、粒界での亀裂伝播を抑制できると考えられる。

本発明者らは、上記のような組織制御を実施した上で、更に、浸炭後の耐衝撃特性を向上させる方法として、浸炭用鋼板表層の窒素濃化による靭性の向上に着目し、鋼板表層における窒素濃化による作用効果を詳細に調査及び研究した。その結果、鋼板表層の窒素濃度を制御することで、浸炭後の靭性（特に、室温での衝撃値）が飛躍的に向上することを見出した。具体的には、熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板を焼鈍する際に、雰囲気中の窒素濃度を所定の閾値以上となるよう制御することで、浸炭用鋼板の鋼板表層に窒素を濃化させることができ、その結果、浸炭用鋼板から成形される浸炭部材において、室温での衝撃値が飛躍的に向上することを見出した。

浸炭後の靭性が向上する理由として、以下のメカニズムが考えられる。窒素含有率が高い雰囲気で鋼板を焼鈍することにより、雰囲気中に含有される窒素が鋼板へと侵入し、鋼板表層において窒化物を形成する。生成した窒化物は微細なＡｌＮが主体であるため、浸炭熱処理において旧オーステナイトの粒成長を抑制する効果を示す。旧オーステナイト粒径と変態後のマルテンサイトの粒径との間には比例関係が成立する。そのため、微細なＡｌＮにより旧オーステナイトの粒成長が抑制されれば、浸炭部材の組織におけるマルテンサイトの粒径も微細化し、結果として、衝撃値が飛躍的に増加したと考えられる。本発明者らが鋭意検討した結果、浸炭用鋼板の鋼板表層には微細なＡｌＮが生成しており、浸炭部材において衝撃値が向上することが明らかとなった。

なお、上述した曲げ性及び浸炭後の靭性は、鋼鈑の強度が上昇すると劣位になる。一方、浸炭用鋼鈑に求められる焼き入れ性を確保するという観点では、鋼鈑を高強度化することが望ましい。これら相反する特性を両立させるためには、上記に概略を示したような組織制御により、焼入れ性を維持しつつ、曲げ性及び浸炭後の靭性を向上させることが重要となる。従って、上記に概略を示したような組織制御により、焼入れ性、曲げ性及び浸炭後の靭性を両立した浸炭用鋼板を得ることが可能となる。

本発明者らは、以上のような鋼板の組織制御により、焼入れ性を維持しつつ、冷間加工における曲げ性と、浸炭後の靭性と、を向上させることに成功した。これにより、焼入れ性、成形性及び浸炭後の靭性を兼ね備えた浸炭用鋼板を得ることが可能となる。

以下で詳述する本発明の実施形態に係る浸炭用鋼板とその製造方法は、上記のような知見に基づき完成されたものである。以下では、かかる知見に基づき完成された、本実施形態に係る浸炭用鋼板とその製造方法について、詳細に説明する。

（浸炭用鋼板について）
まず、本発明の実施形態に係る浸炭用鋼板について、詳細に説明する。
本実施形態に係る浸炭用鋼板は、以下で詳述するような所定の化学成分を有している。加えて、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上であり、かつ、鋼板の最表面から深さ方向に５０μｍまでの領域における窒素濃度が、０．０４０質量％以上０．２００質量％以下であるという、特定のミクロ組織を有している。これにより、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、焼入れ性を維持しつつ、より一層優れた成形性及び浸炭後の靭性を示すようになる。

＜浸炭用鋼板の化学成分について＞
まず、本実施形態に係る浸炭用鋼板の板厚中央部における化学成分について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、化学成分に関する「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。

［Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満］
Ｃ（炭素）は、最終的に得られる浸炭部材における板厚中央部の強度を確保するために必要な元素である。また、浸炭用鋼板において、Ｃは、フェライトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させ、曲げ性の向上に寄与する元素である。

Ｃの含有量が０．０２％未満である場合には、上記のような曲げ性の向上効果が得られない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｃの含有量は、０．０２％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃの含有量が０．３０％以上となる場合には、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、曲げ性が劣化する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｃの含有量は、０．３０％未満とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．２０％以下である。また、曲げ性及び焼入れ性のバランスを考慮すると、Ｃの含有量は、０．１０％以下であることが更に好ましい。

［Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下］
Ｓｉ（ケイ素）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ｓｉの含有量が０．００５％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓｉの含有量は、０．００５％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓｉの含有量が０．５％を超える場合には、炭化物に固溶したＳｉが炭化物を安定化させて、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、曲げ性が損なわれる。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓｉの含有量は、０．５％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．３％以下である。

［Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下］
Ｍｎ（マンガン）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．１％以上である。一方、Ｍｎの含有量が３．０％を超える場合には、炭化物に固溶したＭｎが炭化物を安定化させて、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、曲げ性の劣化を招く。そのため、Ｍｎの含有量は、３．０以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。

［Ｐ：０．１％以下］
Ｐ（リン）は、フェライトの粒界に偏析して、曲げ性を劣化させる元素である。Ｐの含有量が０．１％を超える場合には、粒界の強度が著しく低下して、曲げ性が劣化する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｐの含有量は、０．１％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｐの含有量を０．０００１％未満まで低減させると、脱Ｐコストが大幅に上昇して、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｐの含有量は、０．０００１％が実質的な下限となる。

［Ｓ：０．１％以下］
Ｓ（硫黄）は、介在物を形成して、曲げ性を劣化させる元素である。Ｓの含有量が０．１％を超える場合には、粗大な介在物が生成し曲げ性が低下する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓの含有量は、０．１％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｓの含有量を０．０００５％未満まで低減させると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｓの含有量は、０．０００５％が実質的な下限となる。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下］
Ａｌ（アルミニウム）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ａｌの含有量が０．０００２％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ａｌの含有量（より詳細には、ｓｏｌ．Ａｌの含有量）は、０．０００２％以上とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００５０％以上であり、更に好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌの含有量が３．０％を超える場合には、粗大な酸化物が生成して曲げ性が損なわれる。そのため、Ａｌの含有量は、３．０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．２％以下であり、より一層好ましくは０．０５％以下である。

［Ｎ：０．０００１％以上０．０３５％以下］
本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｎ（窒素）の含有量は、０．０３５％以下である必要がある。なお、ここで定義するＮの含有量は、鋼板の板厚方向の全体にわたって存在するＮの平均値（Ｎの含有量の板厚方向の平均値）である。Ｎの含有量が０．０３５％を超える場合には、浸炭用鋼板の板厚方向全体にわたって窒化物が多量に析出してしまい、所望の曲げ性を得ることが困難となる。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｎの含有量は、０．０３５％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、更に好ましくは０．０１０％以下である。Ｎの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｎの含有量を０．０００１％未満まで低減させると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｎの含有量は、０．０００１％が実質的な下限となる。また、鋼板表層に窒素を十分含有させることを考慮すれば、Ｎの含有量は、０．００２０％以上としてもよい。

［Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下］
Ｃｒ（クロム）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して浸炭後の靭性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｒを含有させてもよい。Ｃｒを含有させる場合、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｒの含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．６％以下である。

［Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下］
Ｍｏ（モリブデン）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して浸炭後の靭性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｍｏを含有させてもよい。Ｍｏを含有させる場合、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．８％以下である。

［Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下］
Ｎｉ（ニッケル）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して浸炭後の靭性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｎｉを含有させてもよい。Ｎｉを含有させる場合、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｎｉがフェライトの粒界に偏析する影響を考慮すると、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｉの含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．０％以下であり、より一層好ましくは０．５％以下である。

［Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下］
Ｃｕ（銅）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して浸炭後の靭性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｕを含有させてもよい。Ｃｕを含有させる場合、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｃｕがフェライトの粒界に偏析する影響を考慮すると、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量は２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。

［Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下］
Ｃｏ（コバルト）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、結晶粒を微細化して浸炭後の靭性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｏを含有させてもよい。Ｃｏを含有させる場合、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｏの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｃｏがフェライトの粒界に偏析する影響を考慮すると、浸炭後の靭性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｏの含有量は、２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。

［Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下］
Ｎｂ（ニオブ）は、フェライトの結晶粒を微細化して曲げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｎｂを含有させてもよい。Ｎｂを含有させる場合、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｂの含有量は、０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．１２０％以下であり、更に好ましくは０．１００％以下であり、より一層好ましくは０．０５０％以下である。

［Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下］
Ｔｉ（チタン）は、フェライトの結晶粒を微細化して曲げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｔｉを含有させてもよい。Ｔｉを含有させる場合、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｔｉの含有量は、０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．１２０％以下であり、更に好ましくは０．０５０％以下であり、より一層好ましくは０．０２０％以下である。

［Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下］
Ｖ（バナジウム）は、フェライトの結晶粒を微細化して曲げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｖを含有させてもよい。Ｖを含有させる場合、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｖの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｖの含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。

［Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下］
Ｂ（ホウ素）は、フェライトの粒界に偏析することで粒界の強度を向上させて、曲げ性を更に向上させる元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｂを含有させてもよい。Ｂを含有させる場合、曲げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂを０．０１％を超えて添加しても、上記のような曲げ性の更なる向上効果は飽和するため、Ｂの含有量は、０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００７５％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下であり、より一層好ましくは０．００２０％以下である。

［Ｗ：１．０％以下］
Ｗ（タングステン）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、１．０％を上限としてＷを含有させてもよい。Ｗの含有量は、より好ましくは、０．５％以下である。

［Ｃａ：０．０１％以下］
Ｃａ（カルシウム）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、０．０１％を上限としてＣａを含有させてもよい。Ｃａの含有量は、より好ましくは０．００５％以下である。

［残部：Ｆｅ及び不純物］
板厚中央部の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、例えば、鋼原料もしくはスクラップから、及び／又は、製鋼過程で混入し、本実施形態に係る浸炭用鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。

以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板の有する化学成分について、詳細に説明した。

＜浸炭用鋼板のミクロ組織について＞
次に、本実施形態に係る浸炭用鋼板を構成するミクロ組織について、詳細に説明する。
本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織は、実質的に、フェライトと炭化物とで構成される。より詳細には、本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径は、１０μｍ未満であり、フェライトの面積率は、例えば８０〜９５％の範囲内であり、炭化物の面積率は、例えば５〜２０％の範囲内であって、かつ、フェライトと炭化物の合計面積率が１００％を超えないように構成される。

上記のようなフェライト及び炭化物の面積率は、浸炭用鋼板の幅方向に垂直な断面を観察面として採取したサンプルを用いて測定する。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ〜２５ｍｍ程度で良い。サンプルは、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。ナイタールエッチングした観察面の、板厚１／４位置（浸炭用鋼板の表面から鋼板の厚さ方向に鋼板の厚さの１／４の位置を意味する。）、板厚３／８位置、及び、板厚１／２位置の範囲を、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）で観察する。

各サンプルの観察対象範囲について、２５００μｍ^２の範囲を１０視野観察し、各視野において、視野面積中におけるフェライト及び炭化物の占める面積の割合を測定する。そして、フェライトの占める面積の割合の全視野での平均値、及び、炭化物の占める面積の割合の全視野での平均値を、それぞれ、フェライトの面積率、及び、炭化物の面積率とする。

ここで、本実施形態に係るミクロ組織における炭化物は、主として、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）、及び、ε系炭化物（Ｆｅ_２〜３Ｃ）等の鉄系炭化物である。また、ミクロ組織における炭化物は、上述した鉄系炭化物に加えて、セメンタイト中のＦｅ原子をＭｎ、Ｃｒ等で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ_２３Ｃ_６、Ｍ_６Ｃ、ＭＣ等であり、Ｍは、Ｆｅ及びその他の金属元素）を含むこともある。本実施形態に係るミクロ組織における炭化物は、そのほとんどが鉄系炭化物により構成される。そのため、上記のような炭化物について、以下で詳述するような個数に着目した場合、その個数は、上記のような各種炭化物の合計個数であってもよいし、鉄系炭化物のみの個数であってもよい。すなわち、以下で詳述するような、炭化物に関する各種の個数割合は、鉄系炭化物を含む各種炭化物を母集団とするものであってもよいし、鉄系炭化物のみを母集団とするものであってもよい。鉄系炭化物は、例えば、試料に対してディフラクション解析やＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて特定することができる。

曲げ変形では、軟質組織と硬質組織との界面に、変形応力が集中する。そのため、軟質組織と硬質組織との間の硬度差をできる限り小さくするか、又は、応力集中を緩和させるために硬質組織の形状を制御する必要がある。そこで、球状化焼鈍により炭化物のアスペクト比を低減させることで、亀裂の発生を抑制することができる。曲げ変形が更に進行すると、発生した亀裂が伸展する。亀裂は、破壊が起こりやすい領域を伝播していくため、フェライトの粒界、及び、フェライトと炭化物との界面が、伝播経路となりうる。その際、フェライトの粒界に炭化物が生成すると、粒界を伝播経路とする亀裂の伸展が助長されるため、炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることが重要である。炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることで、粒界での亀裂伝播を抑制できると考えられる。

浸炭部材は、浸炭により表層に炭素が導入されるため、部材の表層で強度が高くなる一方で、浸炭部材の素材となる鋼材は、強度が上昇すると脆くなる。そのため、素材となる浸炭用鋼板において、表層の靭性が重要となる。かかる点に関して、鋼板表層の結晶粒を微細化することにより、靭性が向上する。以下で詳述するように、窒素含有率が高い雰囲気にて鋼板を焼鈍することにより、雰囲気中に含有する窒素が鋼板へと侵入し、鋼板表層において窒化物が形成される。生成された窒化物は、微細なＡｌＮが主体であるため、浸炭熱処理において旧オーステナイトの粒成長を抑制する効果を示す。旧オーステナイト粒径と変態後のマルテンサイトの粒径との間には比例関係が成立するため、微細なＡｌＮによって旧オーステナイトの粒成長が抑制されれば、浸炭部材の組織におけるマルテンサイトの粒径も微細化させることが可能となることが明らかとなった。
以下、本実施形態に係る浸炭用鋼板を構成するミクロ組織の限定理由について、詳細に説明する。

［フェライトの平均結晶粒径：１０μｍ未満］
本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径は、上記のように１０μｍ未満である。フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ未満とすることで、上記のような結晶粒の微細化による効果を発現させることができ、浸炭後の衝撃値を向上させることができる。フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以上であると、上記のような結晶粒の微細化による効果を発現することができず、浸炭後の衝撃値を向上させることができない。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは８μｍ未満である。フェライトの平均結晶粒径の下限値は、特に規定するものではない。ただし、実操業上、フェライトの平均結晶粒径を０．１μｍ未満に制御することは困難であるため、０．１μｍが実質的な下限となる。

［全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合：８０％以上］
先だって言及したように、本実施形態における炭化物は、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）とε系炭化物（Ｆｅ_２〜３Ｃ）等の鉄系炭化物により主に構成される。本発明者らによる検討の結果、全炭化物のうち、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が８０％以上であれば、良好な曲げ性を得ることができることが明らかとなった。全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が８０％未満であると、曲げ変形時に亀裂の発生が助長されて、良好な曲げ性を得ることができない。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合の下限を、８０％とする。全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合は、曲げ性の更なる向上を目的として、好ましくは８５％以上である。なお、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合の上限は、特に規定するものではない。ただし、実操業において９８％以上とすることは困難であるため、９８％が実質的な上限となる。

［全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合：６０％以上］
本発明者らによる検討の結果、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が６０％以上であれば、良好な曲げ性を得ることができることが明らかとなった。全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が６０％未満である場合には、曲げ変形時に亀裂の伸展が助長されて、良好な曲げ性を得ることができない。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合の下限を、６０％とする。全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合は、曲げ性の更なる向上を目的として、好ましくは６５％以上である。なお、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合の上限は、特に規定するものではない。ただし、実操業において９８％以上とすることは困難であるため、９８％が実質的な上限となる。

［炭化物の平均円相当直径：５．０μｍ以下］
本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、炭化物の平均円相当直径は、５．０μｍ以下である必要がある。炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超える場合には、曲げ変形時に割れが発生し、良好な曲げ性を得ることができない。炭化物の平均円相当直径が小さい程、曲げ性は良好であり、炭化物の平均円相当直径は、好ましくは１．０μｍ以下であり、より好ましくは０．８μｍ以下であり、更に好ましくは０．６μｍ以下である。炭化物の平均円相当直径の下限は、特に規定するものではない。ただし、実操業において、炭化物の平均円相当直径を０．０１μｍ以下とすることは困難であるため、０．０１μｍが実質的な下限となる。

続いて、ミクロ組織におけるフェライトの平均粒径、並びに、炭化物の各種個数割合及び炭化物の平均円相当直径の測定方法について、詳細に説明する。なお、以下の測定ではサンプルの観察位置が規定されているが、サンプルにおいて測定されたフェライト及び炭化物の状態と、本実施形態に係る鋼板の表層部分（窒素が濃化している部分）におけるフェライト及び炭化物の状態との間に大きな差異は存在しない。

まず、浸炭用鋼板からその表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ程度で良い。断面を研磨及び腐食して、炭化物の析出位置とアスペクト比と平均円相当直径の測定に供する。研磨は、例えば、粒度６００から粒度１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒径が１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して、鏡面に仕上げれば良い。腐食は、炭化物の形状と析出位置を観察できる手法であれば、特に制限されるものではなく、例えば、炭化物と地鉄の粒界を腐食する手段として、飽和ピクリン酸−アルコール溶液によるエッチングを行っても良いし、非水溶媒系電解液による定電位電解エッチング法（黒澤文夫ら、日本金属学会誌、４３、１０６８、（１９７９））等により、地鉄を数マイクロメートル程度除去して炭化物のみを残存させる方法を採用してもよい。

フェライトの平均結晶粒径は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、２５００μｍ^２の範囲で撮影し、得られた画像に対して線分法を適用して算出する。

炭化物のアスペクト比の算出は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、１００００μｍ^２の範囲を観察して行う。観察した視野に含まれる全ての炭化物について、長軸と短軸を測定してアスペクト比（長軸／短軸）を算出し、その平均値を求める。上記観察を５視野で実施し、５視野の平均値を、サンプルの炭化物のアスペクト比とする。得られた炭化物のアスペクト比を参考に、アスペクト比が２．０以下である炭化物の全個数と、上記５視野中に存在した炭化物の合計数と、から、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を算出する。

炭化物の析出位置の確認は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、１００００μｍ^２の範囲を観察して行う。観察した視野に含まれる全ての炭化物について、析出位置を観察し、全ての炭化物のうち、フェライトの粒内に析出した炭化物の割合を算出する。上記観察を５視野で実施し、５視野の平均値を、炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の割合（すなわち、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合）とする。

炭化物の平均円相当直径は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、６００μｍ^２の範囲を４視野撮影することで行う。各視野について、画像解析ソフト（例えば、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製 ＩＭａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を用いて、写り込んだ炭化物の長軸と短軸をそれぞれ測定する。視野中の各炭化物について、得られた長軸と短軸の平均値を当該炭化物の直径とし、視野中に写り込んだ炭化物の全てについて、得られた直径の平均値を算出する。このようにして得られた、４視野における炭化物の直径の平均値を更に視野数で平均して、炭化物の平均円相当直径とする。

以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板が有するミクロ組織について、詳細に説明した。

［鋼板表層の平均窒素濃度：０．０４０質量％以上０．２０質量％以下］
次に、浸炭用鋼板の表層の平均窒素濃度について説明する。本発明者らによる検討の結果、浸炭用鋼板の表層の平均窒素濃度が０．０４０質量％以上であれば、浸炭用鋼板から製造される浸炭部材において、良好な靭性を得ることができることが明らかとなった。以下、かかる知見について、詳細に説明する。

本発明者らは、良好な靭性が得られた浸炭部材の表層近傍から、集束イオンビーム加工観察装置を用いて、長さ４０μｍ×深さ２５μｍの薄膜サンプルを採取し、透過型電子顕微鏡を用いてミクロ組織を調査した。その結果、薄膜サンプルには、平均直径が５０ｎｍ以下の微細なＡｌＮの生成が認められた。

更に、本発明者らは、ＡｌＮの生成位置と母相組織との対応を調査するために、以下のような分析を実施した。すなわち、集束イオンビーム加工観察装置を用いて採取した長さ１００μｍ×深さ１００μｍの薄膜サンプルを、銅製のメッシュホルダーに固定した上で、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−６５００Ｆ）に搭載された透過型電子後方散乱回折装置に供して、分析を実施した。電子後方散乱回折法により得られた測定結果から、旧オーステナイトの結晶方位マップを再構築し、透過型電子顕微鏡画像と比較した。ところその結果、微細なＡｌＮは、旧オーステナイト粒界近傍に存在しており、また、微細なＡｌＮが析出した旧オーステナイト粒界は、鋼板の最表面から深さ５０μｍ程度までの位置に存在していることが明らかとなった。すなわち、鋼板表層（鋼板の最表面から深さ５０μｍまでの領域）に生成した微細なＡｌＮが、浸炭熱処理時に旧オーステナイトの粒成長を抑制させた結果、浸炭部材の組織におけるマルテンサイトの粒径が微細化し、衝撃値が飛躍的に増加したと考えられる。なお、ここでいう鋼板の最表面とは、鋼板母材の表面を意味し、スケール層等といった鋼板母材の表面に存在しうる各種の層は含まない。

更に、本発明者らは、良好な靭性が得られた浸炭部材を用いて、鋼板表面から鋼板中心部までの窒素濃度のプロファイルを、波長分散型Ｘ線分光器と電界放射型電子銃とを搭載した電子プローブマイクロアナライザーを使用して測定した。その結果、鋼板表層（すなわち、鋼板の最表面から深さ５０μｍまでの領域）の平均窒素濃度は、０．０４０質量％以上となることが確認された。

本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、板厚中央部の平均窒素濃度（より詳細には、板厚中央部から表面側に向かって１００μｍの位置までの平均窒素濃度）が０．２質量％以下に制御された鋼板を素材とし、窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気において、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、素材とした鋼板をＡｃ_１点以下の温度域まで加熱し、かかるＡｃ_１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持した後、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却すれば、鋼板表層の平均窒素濃度が０．０４０質量％以上０．２００質量％以下となることが確認された。すなわち、窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気において、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、Ａｃ_１点以下の温度域まで鋼板を加熱し、かかるＡｃ_１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持した後、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却することで、鋼板表層において５０ｎｍ以下の微細なＡｌＮが生成する。その結果、鋼板表層の平均窒素濃度は０．０４０質量％以上０．２００質量％以下になると考えられる。なお、上記のような焼鈍により生成した微細なＡｌＮの組織は、冷間加工により変化することはほとんどなく、浸炭熱処理時に旧オーステナイトの粒成長抑制に寄与することとなる。

以上のように、本発明者らが鋭意検討した結果、浸炭用鋼板の鋼板表層（鋼板の最表面から深さ５０μｍまでの領域）における平均窒素濃度が０．０４０質量％以上であれば、鋼板表層には微細なＡｌＮが生成しており、浸炭部材において衝撃値が向上することが明らかとなった。鋼板表層における平均窒素濃度は、好ましくは、０．０４５質量％以上である。一方、鋼板表層における平均窒素濃度が０．２００質量％を超える場合には、粗大な窒化物が生成して靭性が劣化する。そのため、鋼板表層における平均窒素濃度は、０．２００質量％を上限とする。鋼板表層における平均窒素濃度は、好ましくは０．１５０質量％以下である。

次に、鋼板表面における平均窒素濃度の特定方法について説明する。
先だって言及したように、焼鈍により生成した微細なＡｌＮの組織は、冷間加工によって変化することはほとんどなく、浸炭熱処理時において、旧オーステナイトの粒成長抑制に寄与する。そのため、熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板を焼鈍に供した後の浸炭用鋼板を用いて、窒素のプロファイルを調査すれば良い。

具体的には、まず、浸炭用鋼板から、その表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ〜２５ｍｍ程度で良い。日本電子製のクロスセクションポリッシャと日本電子製の試料回転ホルダを用いて、アルゴンイオンビームにより、測定面に筋状の凹凸が発生しないように測定面を調整する。その後、波長分散型Ｘ線分光器及び電界放射型電子銃を搭載した電子プローブマイクロアナライザーを用いて、鋼板の最表面から板厚中央部（板厚１／２位置）までの窒素の濃度プロファイルを、５０ｎｍ間隔で測定する。その後、鋼板の最表層から深さ５０μｍの位置までの窒素濃度（単位：質量％）の平均値を算出し、先だって言及したような鋼板表層における平均窒素濃度とする。更に、板厚中央部から表面側に向かって１００μｍまでの窒素濃度（単位：質量％）の平均値を、板厚中央部の平均窒素濃度とする。なお、焼鈍工程における窒素の侵入量は、コイルの表裏面で大きな差異がないため、上記測定は、鋼板の表裏面のどちらか一方で実施すれば良い。

＜浸炭用鋼板の板厚について＞
本実施形態に係る浸炭用鋼板の板厚については、特に限定するものではないが、例えば、２ｍｍ以上とすることが好ましい。浸炭用鋼板の板厚を２ｍｍ以上とすることで、コイル幅方向の板厚差をより小さくすることが可能となる。浸炭用鋼板の板厚は、より好ましくは、２．３ｍｍ以上である。また、浸炭用鋼板の板厚は、特に限定するものではないが、６ｍｍ以下とすることが好ましい。浸炭用鋼板の板厚を６ｍｍ以下とすることで、プレス成形時の荷重を低くして、部品への成形をより容易なものとすることができる。浸炭用鋼板の板厚は、より好ましくは５．８ｍｍ以下である。

以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板について、詳細に説明した。

（浸炭用鋼板の製造方法について）
次に、以上説明したような本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造するための方法について、詳細に説明する。

以上説明したような本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造するための製造方法は、（Ａ）先だって説明したような化学組成を有する鋼材を用いて、所定の条件に則して熱間圧延鋼板を製造する熱間圧延工程と、（Ｂ）得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、所定の熱処理条件に則して焼鈍処理を施す焼鈍工程と、を含む。
以下、上記の熱間圧延工程、及び、焼鈍工程について、詳細に説明する。

＜熱間圧延工程について＞
以下で詳述する熱間圧延工程は、所定の化学組成を有する鋼材を用いて、所定の条件に則して熱間圧延鋼板を製造する工程である。

ここで、熱間圧延に供する鋼片（鋼材）は、常法で製造した鋼片であればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスター等の一般的な方法で製造した鋼片を用いることができる。

また、靭性向上の観点から、熱間圧延に供する鋼材において、ＭｎＳ等の介在物やＭｎの中心偏析は、少なければ少ないほどよい。そのため、例えば、熱間圧延に供する鋼片を得るための連続鋳造工程において、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を制御することで所定の介在物を生成したり、又は、鋳片が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施したりするような、鋼材健全化処理を施すことが好ましい。

より詳細には、先だって説明したような化学組成を有する鋼材を用い、かかる鋼材を加熱して熱間圧延に供し、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で終了し、７００℃以下の温度で巻取ることで、熱間圧延鋼板とする。この際、熱間仕上圧延後の冷却開始時間を、熱間仕上圧延の終了時から１秒以内とし、かつ、熱間仕上圧延後の平均冷却速度を、５０℃／ｓ超とする。

［熱間仕上圧延の圧延温度：８００℃以上９２０℃未満］
本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延の圧延を、８００℃以上の圧延温度で行う必要がある。熱間仕上圧延時の圧延温度（すなわち、仕上圧延温度）が８００℃未満となって低温化した場合には、フェライト変態開始温度も低下するため、析出する炭化物が粗大化してしまう。これにより、後段の焼鈍工程においてこれら粗大な炭化物の粒成長が助長される結果、曲げ性が劣化してしまう。従って、本実施形態に係る熱間圧延工程では、仕上圧延温度を８００℃以上とする。仕上圧延温度は、好ましく８３０℃以上である。一方、仕上圧延温度が９２０℃以上となった場合には、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、フェライトの核生成サイトが減少した結果、フェライトの変態開始温度が低下し、析出する炭化物が粗大化しやすくなる。かかる場合には、後段の焼鈍工程においてこれら粗大な炭化物の粒成長が助長される結果、曲げ性が劣化してしまう。従って、本実施形態に係る熱間圧延工程では、仕上圧延温度を９２０℃未満とする。仕上圧延温度は、好ましくは９００℃未満である。

［巻取り温度：７００℃以下］
先だって言及したように、浸炭用鋼板のミクロ組織は、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が８０％以上であり、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の個数割合が６０％以上であり、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍ以下であり、鋼板表層の平均窒素濃度が、０．０４０質量％以上０．２００質量％以下である必要がある。そのためには、後段の焼鈍工程（より詳細には、球状化焼鈍）に供される前の鋼板組織（熱間圧延鋼板組織）は、主として、面積率で１０％以上８０％以下のフェライトと、面積率で１０％以上６０％以下のパーライトとを、面積率の合計が１００％以下となるように含有し、残部は、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの少なくとも何れかから構成されることが好ましい。

本実施形態に係る熱間圧延工程において、巻取り温度が７００℃を超える場合には、フェライト変態が過度に促進する結果パーライトの生成が抑制されてしまい、焼鈍後の浸炭用鋼板において、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。そのため、本実施形態に係る熱間圧延工程では、巻取り温度の上限を７００℃とする。本実施形態に係る熱間圧延工程の巻取り温度について、下限は特に規定するものではない。ただし、実操業上、室温以下で巻き取ることは困難であるため、室温が実質の下限となる。なお、本実施形態に係る熱間圧延工程の巻取り温度は、後段の焼鈍工程後での炭化物のアスペクト比をより小さくするという観点から、４００℃以上であることが好ましい。

［熱間仕上圧延後の冷却開始時間：熱間仕上圧延の終了時から１秒以内］
［熱間仕上圧延後の平均冷却速度：５０℃／ｓ超］
本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延の終了時から１秒以内に、平均冷却速度が５０℃／ｓ超である冷却を開始する。これにより、熱間仕上圧延後のオーステナイト粒を微細化することが可能となる。熱間仕上圧延後のオーステナイト粒が微細化されることで、後段の焼鈍工程（より詳細には、球状化焼鈍）後のフェライトの平均粒径を、１０μｍ未満に制御することが可能となる。

熱間仕上圧延後の冷却開始時間が、終了時から１秒を超える場合には、オーステナイト粒が粗大化し、球状化焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径が１０μｍを超えてしまい、結晶粒を微細化することによる効果を発現させることができない。熱間仕上圧延後の冷却開始時間は、好ましくは、終了時から０．８秒以内である。冷却開始時間の下限値は、特に規定するものではない。ただし、実操業上、冷却開始時間を終了時から０．０１秒未満とすることは困難であるため、０．０１秒が実質的な下限となる。

また、熱間仕上圧延後の平均冷却速度が５０℃／ｓ以下となる場合には、オーステナイト粒が粗大化し、後段の球状化焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ超となってしまう。熱間仕上圧延後の平均冷却速度は、好ましくは、５５℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限値は、特に規定するものではない。ただし、実操業上、平均冷却速度を３００℃／ｓ以上にすることは困難であるため、３００℃／ｓが実質的な上限となる。

なお、上記のような熱間圧延工程で巻き取った鋼板（熱間圧延鋼板）を巻き戻して酸洗し、冷間圧延を施してもよい。酸洗により鋼板表面の酸化物を除去することで、穴広げ性の更なる向上などを図ることができる。なお、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。冷間圧延は、通常の圧下率（例えば、３０〜９０％）で行う冷間圧延でよい。熱間圧延鋼板及び冷間圧延鋼板には、熱間圧延及び冷間圧延されたままのもの以外にも、通常の条件で調質圧延を施した鋼板も含まれる。

本実施形態に係る熱間圧延工程では、以上のようにして、熱間圧延鋼板が製造される。製造された熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、更に、以下で詳述するような焼鈍工程により、特定の焼鈍処理を施すことで、本実施形態に係る浸炭用鋼板を得ることができる。

＜焼鈍工程について＞
以下で詳述する焼鈍工程は、上記の熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、所定の熱処理条件に則して焼鈍処理（球状化焼鈍処理）を施す工程である。かかる焼鈍処理により、熱間圧延工程において生成したパーライトを球状化させ、球状化焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径を１０μｍ未満に制御する。

より詳細には、上記のようにして得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気にて、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１０１）で定義されるＡｃ_１点以下の温度域まで加熱し、Ａｃ_１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持する焼鈍処理を施した後、焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す。
ここで、下記式（１０１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合はゼロを代入するものとする。

［焼鈍雰囲気：窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気］
上記のような焼鈍工程において、焼鈍雰囲気は、窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気とする。窒素濃度が体積分率で２５％未満となる場合には、鋼板表層の平均窒素濃度を０．０４０質量％以上０．２００質量％以下に制御することができない。そのため、本実施形態に係る焼鈍工程において、焼鈍雰囲気における窒素濃度を体積分率で２５％以上とする。焼鈍雰囲気における窒素濃度は、好ましくは体積分率で７５％以上であり、より好ましくは体積分率で８０％以上である。なお、かかる窒素濃度は、高ければ高いほど望ましいが、窒素濃度を体積分率で９９％以上に制御することはコスト上不利であるため、体積分率９９％が実質的な上限となる。

本実施形態に係る焼鈍工程では、窒素原子を含む分子からなるガスを雰囲気ガスとして導入し、焼鈍雰囲気を制御しながら熱処理を行う。例えば、焼鈍炉内に設置したガス濃度計を用いて、焼鈍工程に用いる加熱炉に導入する雰囲気ガスの流量等を調整することで、焼鈍雰囲気を制御すればよい。

なお、雰囲気ガスの残部は、窒素以外の不活性ガスを主体とすれば良く、例えば、水素、アルゴン等の還元性ガスを適宜用いればよい。より具体的には、焼鈍雰囲気として、窒素濃度を体積分率で７５％以上とし、残部を水素としてもよい。また、少量であれば、雰囲気ガスに酸素等のガスが含まれても問題ない。

［加熱条件：５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度でＡｃ_１点以下の温度域まで］
本実施形態に係る焼鈍工程では、上記のような熱間圧延鋼板又は熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、上記式（１０１）で定めるＡ_Ｃ１点以下の温度域まで加熱する必要がある。平均加熱速度が５℃／ｈ未満である場合には、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、曲げ性が劣化する。一方、平均加熱速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。また、加熱温度が、上記式（１０１）で定めるＡ_Ｃ１点を超える場合には、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の個数割合が６０％未満となってしまい、良好な曲げ性を得ることができない。なお、加熱温度の温度域の下限は、特に規定するものではないが、加熱温度の温度域が６００℃未満であると、焼鈍処理における保持時間が長くなり、製造コストが不利になる。そのため、加熱温度の温度域は、６００℃以上とすることが好ましい。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における平均加熱速度は、２０℃／ｈ以上とすることが好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における平均加熱温度は、５０℃／ｈ以下とすることが好ましい。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における加熱温度の温度域は、６３０℃以上とすることがより好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における加熱温度の温度域は、６７０℃以下とすることがより好ましい。

［保持時間：Ａｃ_１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下］
本実施形態に係る焼鈍工程では、上記のようなＡｃ_１点以下（好ましくは、６００℃以上Ａｃ_１点以下）の温度域を、１０ｈ以上１００ｈ以下保持する必要がある。保持時間が１０ｈ未満である場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。一方、保持時間が１００ｈを超える場合には、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、曲げ性が劣化する。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における保持時間は、２０ｈ以上とすることが好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における保持時間は、８０ｈ以下とすることが好ましい。

［冷却条件：５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却］
本実施形態に係る焼鈍工程において、上記のような加熱保持後、鋼板を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却する。ここで、平均冷却速度とは、加熱保持温度（換言すれば、焼鈍終了時の温度）から５５０℃までの平均冷却速度である。平均冷却速度が５℃／ｈ未満である場合には、炭化物が粗大化しすぎて、曲げ性が劣化する。一方、平均冷却速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。炭化物の状態をより適切に制御するために、加熱保持温度から５５０℃までの平均冷却速度は、２０℃／ｈ以上とすることが好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における加熱保持温度から５５０℃までの平均冷却速度は、５０℃／ｈ以下とすることが好ましい。

なお、本実施形態に係る焼鈍工程において、５５０℃未満の温度域における平均冷却速度は、特に規定するものではなく、任意の平均冷却速度で所定の温度域まで冷却すればよい。なお、冷却を停止する温度の下限は、特に規定するものではない。ただし、室温以下まで冷却することは実操業上困難であるため、室温が実質的な下限となる。

以上、本実施形態に係る焼鈍工程について、詳細に説明した。
以上説明したような熱間圧延工程及び焼鈍工程を実施することで、先だって説明したような、本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造することができる。

なお、以上説明したような焼鈍工程を実施する前に、熱間圧延後の鋼板を、大気中、４０℃以上７０℃以下の温度域で、７２ｈ以上３５０ｈ以下保持してもよい。このような保持を行うことで、フェライト結晶粒内に固溶する炭素の凝集体を形成させることができる。かかる炭素の凝集体は、フェライトの結晶粒内において数原子の炭素が凝集したものである。このような炭素の凝集体を形成させることで、後段の焼鈍工程において炭化物の形成がより促進される。その結果、焼鈍後の鋼板において転移の易動度をより向上させて、焼鈍後の鋼板の成形性をより向上させることができる。

また、以上のようにして得られた浸炭用鋼板に対して、例えば、後工程として冷間加工が施され得る。また、冷間加工された上記の浸炭用鋼板に対しては、例えば、炭素ポテンシャルが０．４〜１．０質量％の範囲で、浸炭熱処理が施され得る。浸炭熱処理の条件は、特に限定されるものではなく、所望の特性が得られるように適宜調整することが可能である。例えば、浸炭用鋼板をオーステナイト単相域温度まで加熱し、浸炭処理した後、そのまま室温まで冷却してもよいし、一旦室温まで冷却した後に、再加熱し、急速冷却してもよい。更に、強度の調整を目的として、部材の全て又は一部に対して、焼き戻し処理を施してもよい。また、防錆効果を得ることを目的として、鋼板表面にめっきを施してもよいし、疲労特性の向上を目的として、鋼板表面にショットピーニングを施してもよい。

次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（試験例）
以下の表１に示す化学組成を有する鋼材を、以下の表２に示す条件で熱間圧延（及び冷間圧延）した後、焼鈍を施して、浸炭用鋼板を得た。以下の表２に示す条件で熱間圧延を行った後、大気中、５５℃で１０５時間保持した上で、以下の表２に示す条件で焼鈍を行った。ここで、以下の表２に示す条件の一例においては、熱間圧延に供する鋼材を得るための連続鋳造工程において、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を制御することで、鋼材健全化処理を施した。なお、以下の表１及び表２において、下線は、本発明の範囲外であることを示す。

得られた浸炭用鋼板のそれぞれについて、（１）全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合、（２）全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の個数割合、（３）炭化物の平均円相当直径、（４）鋼板表層の平均窒素濃度、及び、（５）球状化焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径については、先だって説明した方法により測定した。なお、球状化焼鈍後のフェライトの平均結晶粒径が、得られた浸炭用鋼板におけるフェライトの平均結晶粒径となる。

また、得られたそれぞれの浸炭用鋼板の曲げ性を評価するために、浸炭用鋼板の任意の位置から試験片を採取し、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８−１００）に基づいて、以下の条件で、曲げ性の測定を実施した。本試験例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度（単位：度）を求めた。

試験片寸法：３０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延と垂直方向）
曲げ稜線：圧延と平行な方向
試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ（登録商標） ２０ｋＮ

また、得られたそれぞれの浸炭用鋼板について、浸炭後の靭性を評価するために、得られたそれぞれの浸炭用鋼板に対して、以下のような浸炭処理を実施した。すなわち、それぞれの浸炭用鋼板を、炭素ポテンシャルが０．８質量％のガス雰囲気下にて、９００℃で２．５ｈｒ保持した後、更に８５０℃で０．５ｈｒ保持して浸炭処理を施し、１００℃で油焼入れをした。その後、１６０℃で２．０ｈｒ保持して焼き戻し処理を施し、室温まで空冷した。浸炭熱処理後の鋼板の任意の位置から、２ｍｍ−Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されている試験方法に則して、室温でシャルピー試験を実施して、衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を測定した。

また、参考として、浸炭後の焼入れ性を表す指標である理想臨界直径を算出した。理想臨界直径Ｄ_ｉは、鋼板の成分から算出される指標であり、Ｇｒｏｓｓｍａｎｎ／Ｈｏｌｌｏｍｏｎ，Ｊａｆｆｅの方法を用いて以下の式（２０１）に従って算出することができる。理想臨界直径Ｄ_ｉの値が大きいほど、焼入れ性に優れることを示す。

本試験例では、浸炭用鋼板の最大曲げ角が１００°以上であり、かつ、浸炭後の衝撃値が６０Ｊ／ｃｍ^２以上である場合を、冷間加工における曲げ性及び浸炭後の靭性に優れるとして、「実施例」とした。

以下の表３に、得られたそれぞれの浸炭用鋼板のミクロ組織及び特性を、まとめて示した。

上記表３から明らかなように、本発明の実施例に該当する浸炭用鋼板は、浸炭用鋼板の最大曲げ角が１００°以上となり、かつ、浸炭後の衝撃値が６０Ｊ／ｃｍ^２以上となって、優れた成形性及び浸炭後の靭性を有していることが明らかとなった。また、参考として記載した理想臨界直径も５以上となり、本発明の実施例に該当する浸炭用鋼板は、優れた焼き入れ性も兼ね備えていることがわかる。

一方、上記表３から明らかなように、本発明の比較例に該当する浸炭用鋼板は、最大曲げ角、又は、浸炭後の衝撃値の少なくとも何れかが基準値未満となり、成形性及び浸炭後の靭性を兼ね備えることが出来ないことが明らかとなった。

以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満
   Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下
   Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下
   Ｐ：０．１％以下
   Ｓ：０．１％以下
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下
   Ｎ：０．０００１以上０．０３５％以下
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ未満であり、
   炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、
   フェライトの面積率が８０％以上であり、炭化物の面積率が５％以上であり、かつ、フェライトと炭化物の合計面積率が１００％以下であり、
   アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、
   フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上であり、
   鋼板の最表面から深さ方向に５０μｍまでの領域における平均窒素濃度が、０．０４０質量％以上０．２００質量％以下である、浸炭用鋼板。
2. 残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
   Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下
   Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下
   Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下
   Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下
   Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下
   Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下
   Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下
   Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下
   Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下
   の１種又は２種以上を更に含有する、請求項１に記載の浸炭用鋼板。
3. 残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
   Ｗ：１．０％以下
   Ｃａ：０．０１％以下
   の少なくとも何れかを更に含有する、請求項１又は２に記載の浸炭用鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の浸炭用鋼板を製造する方法であって、
   請求項１〜３の何れか１項に記載の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間仕上圧延を８００℃以上９２０℃未満の温度域で終了し、７００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程により得られた鋼板、又は、前記熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％以上に制御した雰囲気にて、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ_１点以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ_１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持する焼鈍処理を施した後、焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す焼鈍工程と、
   を含み、
   前記熱間圧延工程では、前記熱間仕上圧延の終了時から１秒以内に、平均冷却速度が５０℃／ｓ超である冷却を開始し、
   前記焼鈍処理後のフェライトの平均粒径を、１０μｍ未満に制御する、浸炭用鋼板の製造方法。
   ここで、下記式（１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合はゼロを代入するものとする。
   

   
5. 前記熱間圧延工程に供される前記鋼材を得るための連続鋳造工程において、所定の介在物の生成又は所定元素の中心偏析低減処理の少なくとも何れかの鋼材健全化処理が施される、請求項４に記載の浸炭用鋼板の製造方法。