TWI548755B - 氮化處理用鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

氮化處理用鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種為了提高耐久性而實施氮化處理後使用的、較佳作為機械零件的原材料的氮化處理用鋼板(steel sheet for nitriding)，尤其是有關於一種氮化處理前的成形性(formabitity)與衝壓性(punchabitity)優異的氮化處理用鋼板及其製造方法。
就汽車的變速機等中所使用的機械零件而言，為了提高疲勞強度(fatigue strength)或耐摩耗性(abrasion resistance)，大多是在將原材料的鋼材成形加工為所需的零件形狀後，實施表面硬化處理(surface-hardening treatment)而使用。作為此種表面硬化處理的代表者，有滲碳處理(carburizing treatment)與氮化處理(nitriding treatment)。
滲碳處理是最普通的表面硬化處理。然而，滲碳處理中，通常是在鋼的A3變態點(transformation point)以上使碳向鋼的表層部擴散及滲透(滲碳)，然後實施淬火(quenching)，因 而在伴隨高溫下的淬火而產生的變形(distortion)的影響下，無法避免零件的形狀精度(shape accuracy)的下降。而且，在滲碳後保持著淬火的狀態下，鋼的韌性(toughness)顯著下降。因此，淬火後，需要進行用以恢復韌性的回火(tempering)及零件形狀的矯正(correction)。由此，在採用滲碳處理的情況下，存在零件的製造所需的步驟增加、製造成本增高的難點。
與此相對，氮化處理通常是如下處理，即，將鋼加熱至比A1變態點低的500℃~600℃左右的溫度，使氮向鋼的表層部擴散及滲透(氮化)，無需如滲碳處理般進行淬火，便實現鋼的表面硬化。亦即，氮化處理中處理溫度相對較低，冷卻時不會伴有鋼的相變態(phase transformation)，因而具有如下優點：不會產生由變態應變(transformation strain)引起的零件形狀的精度下降。而且，亦具有如下優點：氮化引起的鋼材表層部的體積變化(volume variation)亦小，容易將零件的形狀精度保持為良好。
在為利用氨氣(ammonia gas)進行的氮化的情況下，先前，因氮化所需的時間非常長，故不適合於以大量生產為前提的汽車零件(automotive parts)等。然而，近年來，藉由利用滲碳性環境，而使氮化反應(nitriding reaction)迅速進行的被稱作軟氮化(滲碳氮化(nitrocarburizing))的氮化處理得到普及，先前的氮化處理中成為課題的處理時間非常長的問題亦得到解決。
該軟氮化處理中，被處理物在550℃~600℃的處理環境中保持數小時，以碳化鐵(iron carbide)的生成反應(generating reaction)為媒介，氮從鋼材表面向鋼中擴散導入。而且，根據軟氮化處理，處理後獲得的表面硬度雖比先前的氮化處理低，但氮化所需的時間可大幅縮短。基於以上的理由，近年來，採用軟氮化處理作為以滲碳處理為代表的表面硬化處理的情況增多。
另一方面，汽車的變速機等中所使用的機械零件，先前，一般而言對藉由鑄造(casting)或鍛造(forging)獲得的中間品實施機械加工(machining)而製造。然而，近年來，積極地使用薄鋼板來作為機械零件的原材料，對薄鋼板實施壓製加工(press working)等而成形為所需的形狀而製造。這是因為先前，由鋼板的金屬板加工品(sheet-metal working products)來代替對鑄造或鍛造中獲得的中間品進行機械加工而製造的零件，藉此實現製造步驟的縮短與製造成本的降低。基於上述背景，作為上述機械零件的原材料鋼材，成形性優異的氮化處理用鋼板的必要性提高。
關於成形性優異的氮化處理用鋼板，先前，提出有各種技術。
例如，專利文獻1及專利文獻2中提出有如下技術：將如下組成的鋼進行熱軋後以500℃以上進行捲繞，或之後以50%以上的軋縮率實施冷軋，並進行再結晶退火(recrystallization annealing)，藉此製造氮化用鋼板，上述鋼的組成為以重量比計含有C：0.01%~小於0.08%、Si：0.005%~1.00%、Mn：0.010%~3.00%、P：0.001%~0.150%、N：0.0002%~0.0100%、Cr：超過 0.15%~5.00%、Al：超過0.060%~2.00%，且進而含有Ti、V中的1種或2種。根據上述技術，藉由形成低碳鋼板而獲得成形性及氮化性優異的氮化用鋼板，上述低碳鋼板將對成形性(formability)造成不良影響的C含量抑制為小於0.08%，並且同時含有作為氮化促進元素(nitriding accelerating elements)的Al、Cr、Ti及/或V。
而且，專利文獻3中提出有如下技術：關於軟氮化用鋼板，使鋼板組成為如下組成，即，含有C：0.01mass%~0.10mass%、Si：0.1mass%以下、Mn：0.1mass%~1.0mass%、P：0.05mass%以下、S：0.01mass%以下、Al：0.01mass%~0.06mass%、Cr：0.05mass%~0.50mass%、V：0.01mass%~0.30mass%、N：0.01mass%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。根據專利文獻3中提出的技術，獲得如下的軟氮化用鋼板，即，藉由降低合金元素而成本低且成形性優異，並且藉由同時添加作為氮化促進元素的Cr與V而由軟氮化處理實現的表面硬化特性(surface hardening property)亦優異。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平9-25513號公報
專利文獻2：日本專利特開平9-25543號公報
專利文獻3：日本專利特開2005-171331號公報
在對作為原材料的薄鋼板實施成形加工(forming)而製造汽車的變速機等中使用的機械零件的情況下，大多是在成形加工之前將薄鋼板原材料截斷(blanking)為規定的尺寸，並且，在成形加工後亦穿孔(piercing)為各種形狀的孔。因此，對該些零件的原材料鋼板要求成形性(fomability)優異，且衝壓性(punchability)亦優異。若鋼板的衝壓性劣化，則衝壓加工時，衝壓端面(punched surface)產生的弛垂(sags)或毛邊(burrs)等明顯，從而破壞機械零件的尺寸精度。有時會在衝壓端面容易產生微裂痕(microcrack)，亦對機械零件的強度特性(strength property)造成不良響。
然而，上述現有技術中，均未對鋼板的衝壓性進行任何研究。進而，亦分別留有以下所示的問題。
專利文獻1及專利文獻2中提出的技術中，含有大量的作為氮化促進元素的Al。因此，擔心產生由Al系中介物(Al-containing inclusion)引起的內部缺陷(inner defect)及表面缺陷(surface defect)，且Al系爐渣(Al-containing slag)大量產生從而精煉時的熔製成本增高。
專利文獻3中提出的技術中，即便減少用於促進氮化的合金元素亦可對軟氮化用鋼板賦予充分的硬化特性(hardening property)，但所獲得的鋼板的強度不足，難以適用於重負載零件(heavily-loaded parts)。
本發明解決上述現有技術的諸問題，目的在於提供一種氮化處理用鋼板及其製造方法，該氮化處理用鋼板可廣泛用作汽車的變速機等的零件用原材料，氮化處理前的成形性優異，並且衝壓性亦優異。
本發明者等人為了解決上述課題，除鋼板的由氮化處理實現的表面硬化特性外，亦對影響鋼板的成形性及衝壓性的各種因素反覆進行了積極研究。結果發現，藉由將鋼板的化學組成與微組織(microstructure)調整為規定的範圍，除可賦予由氮化處理實現的良好的硬化特性外，亦可對氮化處理前的鋼板賦予充分的成形性與衝壓性。
本發明是基於上述發現並加入進一步研究而完成，本發明的主旨為以下所示。
[1]一種氮化處理用鋼板，具有如下的組成，即，以質量%計含有：C：0.02%以上、0.08%以下，Si：0.1%以下，Mn：0.2%以上、1.8%以下，P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.01%以上、0.06%以下，Cr：0.5%以上、1.5%以下，以及 N：0.01%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有如下的組織，即，將肥粒鐵(ferrite)作為主相，將波來鐵(pearlite)及/或變韌鐵(bainite)作為第二相，上述肥粒鐵的佔據整個組織的百分率為70%以上，上述肥粒鐵的平均結晶粒徑為5μm以上、25μm以下，存在於上述第二相中的雪明碳鐵(cementite)的鋼板軋延方向剖面上的平均長徑為3.0μm以下。
[2]如上述[1]的氮化處理用鋼板，除上述組成外，進而以質量%計含有選自V：0.005%以上、0.075%以下，Nb：0.005%以上、0.025%以下，Ti：0.005%以上、0.025%以下中的1種或2種以上。
[3]一種氮化處理用鋼板的製造方法，將鋼原材料加熱至1050℃以上、1250℃以下，且以鐵氧體變態溫度(Ar3變態點)以上、(Ar3變態點+100℃)以下的最終加工溫度實施熱軋，在上述最終加工溫度至750℃為止的溫度範圍內以40℃/s以上、80℃/s以下的冷卻速度冷卻，然後在750℃至500℃以上、650℃以下的冷卻停止溫度為止的溫度範圍內以15℃/s以上、35℃/s以下的冷卻速度冷卻，並以500℃以上、650℃以下的捲繞溫度捲繞，上述鋼原材料具有如下的組成，即，以質量%計含有：C：0.02%以上、0.08%以下，Si：0.1%以下， Mn：0.2%以上、1.8%以下，P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.01%以上、0.06%以下，Cr：0.5%以上、1.5%以下，以及N：0.01%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
[4]如上述[3]的氮化處理用鋼板的製造方法，除上述組成外，進而以質量%計含有選自V：0.005%以上、0.075%以下，Nb：0.005%以上、0.025%以下，Ti：0.005%以上、0.025%以下中的1種或2種以上。
根據本發明，獲得成形性與衝壓性優異、且具備由氮化處理實現的良好的硬化特性的鋼板。本發明的鋼板實際適合作為如汽車的變速機零件等般實施氮化處理的成形零件的原材料，從而實現產業上明顯的效果。而且，本發明的鋼板不限定於氣體軟氮化處理(gas nitrocarburizing treatment)或鹽浴軟氮化處理(salt bath nitrocarburizing treatment)用，亦可較佳用作電漿氮化(plasma nitriding)、氣體氮化(gas nitriding)、滲碳氮化(carbonitriding)、滲硫氮化(nitrosulphurizing)等各種氮化處理用鋼板。
首先，對本發明氮化處理用鋼板的組織進行說明。
本發明鋼板具有如下組織，該組織包含作為主相的肥粒鐵(ferrite)(有時亦稱作「多邊形肥粒鐵(polygonal ferrite)」)、及第二相。上述第二相為波來鐵及/或變韌鐵。進而，上述肥粒鐵的佔據整個組織的百分率為70%以上，上述肥粒鐵的平均結晶粒徑為5μm以上、25μm以下，存在於上述第二相中的雪明碳鐵的鋼板軋延方向剖面上的平均長徑為3.0μm以下。
主相：肥粒鐵
本發明鋼板藉由將軟質的肥粒鐵作為主相而確保鋼板的成形性。在將肥粒鐵以外作為主相的情況下，無法對鋼板賦予良好的成形性。然而，肥粒鐵單相組織的鋼板中，無法確保作為可廣泛適用於汽車的變速機零件等的原材料鋼板的充分的強度。因此，本發明鋼板設為包含作為主相的肥粒鐵、及以下的第二相的組織。
第二相：波來鐵及/或變韌鐵
作為肥粒鐵以外的剩餘部分的第二相，為選自波來鐵及變韌鐵中的1種或2種。鋼板組織中的第二相發揮增強以軟質的肥粒鐵作為主相的鋼板的強度的作用。此處，在利用將第二相設為麻田散鐵的組織強化的情況下，因氮化處理時的升溫而麻田散鐵軟化，鋼板的強度變動增大。因此，為了維持即便經過了保持為500℃~600℃左右的氮化處理亦穩定的鋼板強度，需要將鋼板組織中的第二相設為波來鐵及/或變韌鐵。
肥粒鐵的佔據整個組織的面積百分率：70%以上
為了對鋼板賦予良好的成形性，需要將作為主相的肥粒鐵的面積百分率設為70%以上。在肥粒鐵的面積百分率小於70%的情況下，容易成為鋼板的成形性不充分的水準。而且，在進行鋼板衝壓時因衝壓端面的剪切面比率下降等鋼板的衝壓性亦下降。另一方面，在肥粒鐵的面積百分率過高的情況下，有時鋼板的強度未達到所需水準，因此肥粒鐵的面積百分率較佳設為97%以下，更佳設為95%以下。
肥粒鐵的平均結晶粒徑：5μm以上、25μm以下
在肥粒鐵的平均結晶粒徑超過25μm的情況下，成形加工時鋼板的表面性狀劣化，衝壓斷口面的平滑性下降，亦導致鋼板的衝壓性劣化。而且，若肥粒鐵的結晶粒徑粗大化，則結晶粒界減少，因此亦擔心氮化處理時的N的粒界擴散被抑制，而氮化處理所需的時間延長。另一方面，在肥粒鐵的平均結晶粒徑小於5μm的情況下，鋼板硬質化而成形性容易下降。因此，肥粒鐵的平均結晶粒徑設為5μm以上、25μm以下。較佳為5μm以上、15μm以下。
存在於第二相中的雪明碳鐵的鋼板軋延方向剖面上的平均長徑：3.0μm以下
若存在於第二相中的雪明碳鐵的鋼板的軋延方向剖面上的平均長徑超過3.0μm，則在鋼板衝壓時，因雪明碳鐵與肥粒鐵的界面的應力集中度(stress concentration ratio)增高，容易產生微細 的裂痕而衝壓端面的斷裂面比率(fracture surface ratio)增加等，從而鋼板的衝壓性下降。因此，上述平均長徑設為3.0μm以下。然而，若上述雪明碳鐵變得過小，則容易產生鋼板的衝壓端面的微小裂紋。因此，上述平均長徑較佳為1.0μm以上。
接下來，對本發明的氮化處理用鋼板的化學組成的限定理由進行說明。以下，作為成分元素含量的單位的%只要不作特別說明，則表示質量%。
C：0.02%以上、0.08%以下
C為具有固溶強化(solid solution strengthening)及經由形成第二相而將鋼高強度化的作用的元素。若C含量小於0.02%，則無法確保作為零件原材料的充分的鋼板強度。另一方面，若C含量超過0.08%，則鋼板的強度變得過高，成形性下降。而且，隨著第二相的百分率增高，亦難以獲得所需形態的雪明碳鐵。因此，C的含量設為0.02%以上、0.08%以下。較佳為0.04%以上、0.06%以下。
Si：0.1%以下
Si為對於鋼的脫氧有效的元素，亦具有藉由固溶強化而將鋼強化的作用。為了獲得上述效果，較佳為將Si含量設為0.01%以上。然而，若Si含量超過0.1%，則熱軋時生成難剝離性鏽皮，鋼板的表面形狀的劣化變得顯著。因此，Si含量設為0.1%以下。較佳為0.05%以下。
Mn：0.2%以上、1.8%以下
Mn為藉由固溶強化將鋼強化的元素。而且，亦具有將鋼中作為雜質而存在的S作為析出物加以固定，從而降低由S引起的不良影響的作用。若Mn含量小於0.2%，則無法充分獲得上述作用，從而無法確保所需的鋼板強度。另一方面，若Mn含量超過1.8%，則鋼板的強度過於上升，且容易形成由微偏析(micro segregation)引起的帶狀的組織，從而導致鋼板的成形性或衝壓性的下降。因此，Mn含量設為0.2%以上、1.8%以下。較佳為0.2%以上、1.2%以下。
P：0.05%以下
P為在鋼中作為雜質而存在的元素，若大量含有則鋼板的成形性或韌性會下降。因此，P含量設為0.05%以下。較佳為0.03%以下。
S：0.02%以下
S亦為在鋼中作為雜質而存在的元素，若大量含有則鋼板的成形性或韌性會下降。因此，S含量設為0.02%以下。較佳為0.01%以下。
Al：0.01%以上、0.06%以下
Al是為了鋼的脫氧而添加的元素。若鋼中的Al含量小於0.01%，則無法獲得充分的脫氧效果。另一方面，若鋼中的Al含量超過0.06%，則脫氧效果飽和，且因鋼中中介物的增加而內部缺陷及表面缺陷增加的可能性增高。因此，Al含量設為0.01%以上、0.06%以下。較佳為0.02%以上、0.05%以下。
Cr：0.5%以上、1.5%以下
Cr具有藉由氮化處理而在鋼中形成氮化物從而提高鋼板表層部的硬度的效果，在本發明中為重要的合金元素。而且，亦具有使鋼中的雪明碳鐵微細化的作用。為了充分體現上述效果，需要將Cr含量設為0.5%以上。然而，若Cr含量超過1.5%，則因氮化處理而導致最表層硬化部的顯著脆化，另一方面，硬化深度反而下降。因此，Cr含量設為0.5%以上、1.5%以下。較佳為0.5%以上、1.0%以下。
N：0.01%以下
N為在鋼中作為雜質而存在的元素。大量的N使鋼板的成形性下降，並且在氮化處理前與Cr等氮化促進元素化合，而有可能降低由氮化實現的硬化特性。因此，N含量設為0.01%以下。較佳為0.005%以下。
本發明鋼板除上述成分組成外，進而亦可含有選自V：0.005%以上、0.075%以下，Nb：0.005%以上、0.025%以下，Ti：0.005%以上、0.025%以下中的1種或2種以上。
V：0.005%以上、0.075%以下
V為具有如下效果的元素，即，藉由氮化處理而在鋼中形成氮化物並提高鋼板表層部的硬度。而且，V為碳氮化物形成元素(carbide/nitride forming elements)，因此亦具有藉由粒子分散強化(particle dispersion strengthening)(析出強化(precipitation strengthening))，而將鋼高強度化的作用。因此，本發明鋼板中， 為了對由氮化處理實現的硬化特性進行控制，或調整鋼板的強度水準，而可含有V。為了充分體現上述效果，較佳為將V含量設為0.005%以上。另一方面，若V含量過剩，則因鋼板的過剩的高強度化而引起成形性下降或因氮化處理而引起硬化部脆化(embrittlement)，除此以外，經濟上亦不利。因此，V含量較佳設為0.005%以上、0.075%以下。更佳為0.025%以上、0.075%以下。
Nb：0.005%以上、0.025%以下
Nb為碳氮化物形成元素，具有藉由粒子分散強化(析出強化)而將鋼高強度化的作用。若Nb含量小於0.005%，則無法充分獲得上述效果。另一方面，若Nb含量超過0.025%，則有鋼板的強度變得過高而成形性下降之虞。因此，Nb含量較佳設為0.005%以上、0.025%以下。更佳為0.005%以上、0.015%以下。
Ti：0.005%以上、0.025%以下
Ti亦為碳氮化物形成元素，具有藉由粒子分散強化(析出強化)而將鋼高強度化的作用。若Ti含量小於0.005%，則無法充分獲得上述效果。另一方面，若Ti含量超過0.025%，則有鋼板的強度變得過高而成形性下降之虞。因此，Ti含量較佳為0.005%以上、0.025%以下。更佳為0.005%以上、0.015%以下。
上述成分以外的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。另外，作為不可避免的雜質，可容許Cu：0.03%以下、Ni：0.03%以下、Mo：0.03%以下、Sn：0.003%以下、Sb：0.003%以下、O：0.005%以下等。
接下來，對本發明的氮化處理用鋼板的製造方法進行說明。
本發明的鋼板藉由如下而獲得，即，將具有上述化學組成的鋼原材料加熱並熱軋後，進行冷卻而捲繞。
本發明中使用的鋼的熔製可藉由轉爐法或電爐法等公知的熔製方法中的任一個來進行。經熔製的鋼藉由連續鑄造或造塊、分塊軋延(ingot casting and bloom rolling)等而形成鋼原材料(鋼胚(slab))。另外，亦可視需要，而實施各種預備處理(preliminary treatments)或二次精煉(secondary smelting)、鋼原材料的表面修整(surface trimming)等。
鋼原材料的加熱溫度：1050℃以上、1250℃以下
若鋼原材料的加熱溫度小於1050℃時，則熱軋時難以確保所需的最終加工溫度。另一方面，若鋼原材料的加熱溫度超過1250℃，則加熱所需的能量增大，此外容易產生鋼板的表面性狀的不良。因此，熱軋前的鋼原材料的加熱溫度設為1050℃以上、1250℃以下。較佳為1100℃以上、1200℃以下。
另外，在鋼原材料的加熱中，可對已冷卻至常溫為止的鋼原材料進行再加熱，還可在鑄造後對冷卻中途的鋼原材料進行追加加熱(additional heating)或者保熱。
本發明中，在將鋼原材料加熱至上述溫度範圍後，實施粗軋及精軋(熱軋)，關於粗軋條件依據普通方面即可，無需特別限定。
最終加工溫度：Ar3變態點以上、(Ar3變態點+100℃) 以下
若熱軋步驟中的最終加工溫度低於Ar3變態點，則會形成沿軋延方向延長的未再結晶肥粒鐵組織(un-recrystallized ferrite microstructure)或薄片狀(pancake-shaped)的粗大肥粒鐵組織，從而無法獲得所需粒徑的肥粒鐵，此外，鋼板的成形性或衝壓性下降。而且，鋼板的機械特性的面內異向性(in-plane anisotropy)亦增強。另一方面，若最終加工溫度超過(Ar3變態點+100℃)，則容易導致鋼板的表面性狀的劣化，且肥粒鐵組織容易粗大化，難以獲得所需粒徑的肥粒鐵。因此，最終加工溫度設為Ar3變態點以上、(Ar3變態點+100℃)以下。較佳為(Ar3變態點+20℃)以上、(Ar3變態點+100℃)以下。另外，為了確保所需的最終加工溫度，亦可利用板片加熱器(sheet bar heater)或者邊緣加熱器(edge heater)等加熱裝置，對軋延中的鋼板進行追加加熱。
最終加工溫度至750℃為止的冷卻速度為40℃/s以上、80℃/s以下
熱軋後的鋼板在最終加工溫度至750℃為止的溫度範圍內以40℃/s以上、80℃/s以下的冷卻速度進行冷卻(強制冷卻(forced cooling))。較佳為45℃/s以上、75℃/s以下。當該溫度範圍內的冷卻速度小於40℃/s時，熱軋鋼板的組織容易粗大化，無法獲得所需形狀的肥粒鐵或雪明碳鐵。另一方面，當該溫度範圍內的冷卻速度超過80℃/s時，容易在熱軋鋼板生成麻田散鐵或者過多的變韌鐵或波來鐵，從而難以獲得所需百分率的肥粒鐵或所需的第 二相。
750℃至冷卻停止溫度為止的冷卻速度：15℃/s以上、35℃/s以下
冷卻停止溫度：500℃以上、650℃以下
於750℃至冷卻停止溫度為止的溫度範圍以15℃/s以上、35℃/s以下的冷卻速度進行冷卻(強制冷卻)。較佳為15℃/s以上、25℃/s以下。當該溫度範圍內的冷卻速度小於15℃/s時，熱軋鋼板的組織容易粗大化，難以獲得所需形狀的肥粒鐵或雪明碳鐵。另一方面，當該溫度範圍內的冷卻速度超過35℃/s時，肥粒鐵變態(ferrite transformation)的進行被抑制，從而無法獲得所需的百分率的肥粒鐵。
當冷卻停止溫度小於500℃時，因生成麻田散鐵或過多的變韌鐵而鋼板硬質化，鋼板的成形性下降，或氮化處理後的鋼板強度變得不穩定。另一方面，當冷卻停止溫度超過650℃時，波來鐵粗大化，無法獲得所需形狀的雪明碳鐵。因此，冷卻停止溫度設為500℃以上、650℃以下。較佳為500℃以上、600℃以下。
另外，冷卻至冷卻停止溫度為止的鋼板可立即進行捲繞，亦可於利用捲繞機(捲取機(coiler))進行捲繞之前進行短時間放冷。此處的放冷是指大氣中的空冷而非利用注水進行的強制冷卻。然而，因可對鋼板上殘存的冷卻水進行防水而可允許在非常短的時間內對放冷中的鋼板噴射高壓水(high-pressure water)或壓縮空氣(compressed air)，原因在於其所引起的鋼板的溫度下 降少。
捲繞溫度：500℃以上、650℃以下
當捲繞溫度小於500℃時，因生成麻田散鐵或過多的變韌鐵而鋼板硬質化，鋼板的成形性下降，或氮化處理後的鋼板強度變得不穩定。另一方面，當捲繞溫度超過650℃時，波來鐵粗大化，無法獲得所需形狀的雪明碳鐵。因此，捲繞溫度設為500℃以上、650℃以下。較佳為500℃以上、600℃以下。
捲繞後的鋼板藉由酸洗(pickling)或者珠擊(shot peening)而去除氧化鏽皮後加以使用。而且，亦可為了形狀矯正(shape straitening)或表面粗糙度(surface roughness)的調整而實施調質軋延(temper rolling)。不會因實施上述氧化鏽皮去除(descaling)或調質軋延，而破壞本發明的效果。
實施例
對鋼原材料，在表2所示的條件下實施熱軋，從而形成板厚為2.3mm的熱軋鋼板，上述鋼原材料是將含有表1所示的成分元素且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的鋼A~鋼L進行熔製而獲得。然後，對所獲得的熱軋鋼板進行酸洗並進行除鏽(descaling)後，實施伸長率(elongation)為0.5%的調質軋延。從調質軋延後的各熱軋鋼板中採取試樣，進行微組織觀察(microstructure observation)、拉伸試驗及衝壓試驗。進而，對調質軋延後的熱軋鋼板實施氮化處理，並對氮化處理後的熱軋鋼板進行硬度試驗。
(1)微組織觀察
鋼板的微組織使用如下圖像來確認，即，從氮化處理前的鋼板中採取板寬1/4位置的且與軋延方向平行的板厚剖面的試樣，進行鏡面研磨(mirror polishing)並利用硝酸浸蝕液(nital)腐蝕後，藉由光學顯微鏡(optical microscope)或掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope)，對板厚1/4位置以500倍~5000倍的適當倍率進行攝影，從而獲得上述圖像。
關於微組織中的肥粒鐵的百分率，是使用上述畫像，並藉由圖像解析(image analysis)求出肥粒鐵所佔的面積率，並將上述面積率設為肥粒鐵的百分率。
使用上述畫像，依據日本工業規格(Japanese Industrial Standards，JIS)G 0551-2005規定的方法而求出結晶粒徑(grain diameter)，並根據粒度編號(grain size number)算出肥粒鐵的平均結晶粒徑。
使用上述畫像求出觀察範圍內的各個雪明碳鐵的長徑，並進行算數平均(arithmetic average)而算出存在於第二相(波來鐵及/或變韌鐵)中的雪明碳鐵的平均長徑。將該些結果一併表示於表2中。
(2)拉伸試驗(成形性的評估)
藉由拉伸試驗的延性來評估鋼板的成形性。使用JIS Z 2241-2011規定的5號試驗片，並依據JIS Z 2241-2011的規定來進行拉伸試驗，對拉伸強度(TS)與斷裂伸長率(elongation after fracture)(EL)進行測定，並算出強度伸長率平衡(strength-elongation balance)(TS×EL)，所述試驗片是從氮化處理前的鋼板中，在鋼板的板寬1/4位置處以試驗方向為軋延方向的方式所採取。此處，判定強度伸長率平衡的值為16GPa．%以上的鋼板具有良好的成形性。
(3)衝壓試驗(衝壓性的評估)
從氮化處理前的鋼板中衝壓出直徑為50mm的圓板狀的試驗片(間隙(clearance)：鋼板板厚的5%)，測定試驗片的衝壓端面的剪切面比率(sheared surface ratio)，並且確認斷裂面區域有無微小龜裂。將剪切面比率為60%以上且斷裂面區域未發現龜裂的情況判定為衝壓性良好的鋼板。
(4)硬度試驗(由氮化處理實現的表面硬化特性評估)
對調質軋延後的熱軋鋼板實施氣體軟氮化處理，並測定氣體軟氮化處理後的鋼板的剖面硬度(氮化層剖面硬度)。就氮化氣體而言，使用將氨氣(NH3)與吸熱型轉化氣體(endothermic converted gas)以等量比(equal volume ratio)混合所得的氣體。氣體軟氮化處理的溫度設為570℃，氣體軟氮化處理的溫度下的保持時間設為150分鐘，保持後進行油冷(oil cooling)。就鋼板的剖面硬度而言，採取氣體軟氮化處理後的鋼板的與軋延方向平行的板厚剖面的試樣，依據JIS Z 2244-2009的規定，測定自鋼板的表面算起深度為0.2mm位置處的維氏硬度(Vickers hardness)(HV0.1)。將此處測定的維氏硬度的值為250以上的情況判定為鋼板的由氮 化處理實現的表面硬化特性良好。
將該些結果表示於表3。
適合於本發明的各鋼板(發明例)成為如下的鋼板，即，具有良好的成形性，且鋼板的衝壓性亦優異，由氮化處理實現的表面硬化特性(surface hardening property)亦優異。另一方面，鋼的化學組成或微組織超出本發明的範圍的其他各鋼板(比較例)中，成形性、衝壓性及由氮化處理實現的表面硬化特性中的任一 特性、或者全部特性均成為不充分的水準。
本申請基於2013年4月2日在日本提出申請的日本專利特願2013-076824號而主張其優先權，其全部內容引用於此。

Claims (4)

  1. 一種氮化處理用鋼板，其特徵在於：具有如下的組成，即，以質量%計含有：C：0.02%以上、0.08%以下，Si：0.1%以下，Mn：0.2%以上、1.8%以下，P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.01%以上、0.06%以下，Cr：0.5%以上、1.5%以下，以及N：0.01%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有如下的組織，即，將肥粒鐵作為主相，將波來鐵及/或變韌鐵作為第二相，所述肥粒鐵的佔據整個組織的百分率為70%以上，所述肥粒鐵的平均結晶粒徑為5μm以上、25μm以下，存在於所述第二相中的雪明碳鐵的鋼板軋延方向剖面上的平均長徑為3.0μm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的氮化處理用鋼板，其中除所述組成外，進而以質量%計含有選自V：0.005%以上、0.075%以下、Nb：0.005%以上、0.025%以下、Ti：0.005%以上、0.025%以下中的1種或2種以上。
  3. 一種氮化處理用鋼板的製造方法，其特徵在於： 將鋼原材料加熱至1050℃以上、1250℃以下，且以鐵氧體變態溫度(Ar3變態點)以上、(Ar3變態點+100℃)以下的最終加工溫度實施熱軋，在所述最終加工溫度至750℃為止的溫度範圍內以40℃/s以上、80℃/s以下的冷卻速度冷卻，然後在750℃至500℃以上、650℃以下的冷卻停止溫度為止的溫度範圍內以15℃/s以上、35℃/s以下的冷卻速度冷卻，並以500℃以上、650℃以下的捲繞溫度捲繞，所述鋼原材料具有如下的組成，即，以質量%計含有：C：0.02%以上、0.08%以下，Si：0.1%以下，Mn：0.2%以上、1.8%以下，P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.01%以上、0.06%以下，Cr：0.5%以上、1.5%以下，以及N：0.01%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
  4. 如申請專利範圍第3項所述的氮化處理用鋼板的製造方法，其中除所述組成外，進而以質量%計含有選自V：0.005%以上、0.075%以下，Nb：0.005%以上、0.025%以下，Ti：0.005%以上、0.025%以下中的1種或2種以上。
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