(57)【要約】【課題】加工性と耐磨耗性を兼備した軟窒化処理用鋼板と、その製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．６〜１．２ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％未満およびＮ：０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、加熱温度：１１４０〜１２６０℃、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃、巻取温度：５３０〜６５０℃とする熱間圧延して軟窒化処理用鋼板を製造する。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：０．６〜１．２ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％未満および
Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる軟窒化処理用鋼板。
【請求項２】
Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：０．６〜１．２ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％未満および
Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、１１４０〜１２６０℃に加熱し、仕上圧延終了温度をＡｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃、巻取温度を５３０〜６５０℃とする熱間圧延する軟窒化処理用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工後、軟窒化処理を施されて、工具や機械構造用部品、自動車部品等の耐摩耗性や耐疲労特性が要求される部品に用いられる鋼板に関し、特に、加工性に優れるとともに、軟窒化処理を施すことにより優れた耐摩耗性を付与することができる軟窒化処理用鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
表面硬化処理は、鋼の表面を硬化させるのと同時に、鋼の表面に残留応力を生じさせ、耐摩耗性や耐疲労特性を向上させる処理である。現在実用化されている代表的な表面硬化処理の方法としては、浸炭処理と窒化処理を挙げることができる。
【０００３】
このうち、窒化処理は、活性窒素の拡散により、鋼表面に高硬度の拡散層を得る処理であり、その窒化機構は、
＜２ＮＨ３  →  ２Ｎ＋３Ｈ２＞
の反応でＮＨ３ガスの分解によって生じた活性窒素Ｎを鋼表面に拡散させて、高硬度の拡散層（窒化層）を得る技術である。この窒化処理では、Ａ１点以下で窒素を拡散・浸透させるため、処理温度が５００〜５５０℃と低いのが特徴である。そのため、加熱による相変態が起こらないので、浸炭処理のように鋼に歪みが生じることはない。しかし、処理時間が５０〜１００時間と長く、処理後も表面に生成した脆い化合物層を除去する必要があるなどの問題点がある。
【０００４】
そこで、ガス軟窒化処理と呼ばれる方法が開発されている。このガス軟窒化処理は、主として浸炭性ガス（具体的には、急熱型変性ガスあるいは有機溶剤の熱分解ガスなどの浸炭性ガス）または窒素ガス雰囲気中にＮＨ３ガスを３０〜５０ｖｏｌ％添加し、５５０〜６００℃の温度で１〜５時間加熱保存することにより、窒素と炭素を同時に侵入拡散させ、表面に炭窒化物を形成させる方法である。また、浸炭性ガスの他に、Ｎ２・ＮＨ３・ＣＯ２ガスの混合雰囲気を使用した方法も開発されている。これらの処理によって、表面近傍（表層）には、Ｆｅを主成分とするε（Ｆｅ２−３Ｎ）相およびＦｅ３Ｃの混合相を含む化合物層が、また、その内部には拡散層としてν´（Ｆｅ４Ｎ）相が形成されて、表面の硬度を高める作用を発現する。なお、以降、上記ガス軟窒化処理を、「軟窒化処理」ともいう。
【０００５】
このような軟窒化処理を施して用いられる鋼としては、例えば、特許文献１には、冷間鍛造性および疲労特性に優れた軟窒化処理用鋼の製造方法が、特許文献２には、熱処理歪みの少ない軟窒化処理用鋼の製造方法が開示されている。
【０００６】
ところで、軟窒化処理は、予め鋼板を所定の形状に成形加工した後に施されことが多いため、斯かる用途に用いられる鋼板には、加工性、特にプレス成形性に優れることが求められる。この点、特許文献１や２の鋼板は、Ｃ含有量が０．１０％以上と高く、他の添加元素の量も多いため、伸びなどの加工特性に劣るものである。
【０００７】
一方、特許文献３や特許文献４には、良好なプレス加工性を有する軟窒化処理用鋼板が開示されている。しかし、これらの軟窒化処理用鋼板は、鋼の炭素含有量を０．０１％以下と極めて少なくした上で、さらにＶ等の高価な添加元素の多量添加を必要とするため、製造コストが増大する。そこで、安価でプレス加工性に優れる軟窒化処理用鋼板が提案されている。例えば、特許文献５には、ＴｉやＶを含有しない安価でプレス成形性のよい軟窒化処理用鋼が提案されている。
【０００８】
また、耐摩耗性および耐疲労強度などが強く要求される用途では、従来から知られている低炭素鋼や極低炭素鋼などの鋼板を適用した場合には、十分な表面硬さが得られないという問題がある。この問題に対しては、例えば、特許文献６には、低炭素系の鋼に、０．０１〜１．０％のＶ，Ｔｉ，Ｎｂの１種または２種以上を含有させた軟窒化処理用鋼板が提案されている。そして、これら元素の添加により、ガス軟窒化処理後における鋼板の表面硬度を高めることができるので、寸法精度、強度、耐久性に優れた一般構造用部品や自動車部品を低コストで製造できるとしている。
【特許文献１】特許第２９０６９９６号公報
【特許文献２】特許第２９０７０１１号公報
【特許文献３】特許第３１５３１０８号公報
【特許文献４】特開平０９−０２５５４３号公報
【特許文献５】特開２００３−１０５４８９号公報
【特許文献６】特開２００３−２７７８８７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献５に記載された技術は、軟窒化処理後の表面硬さ、硬化深さ、密着曲げ性について検討しているものの、実部品における耐磨耗性については何ら考慮していない。また、特許文献６に記載の技術は、耐久性の向上を意図したものであるが、表面硬さ、硬化深さのみの評価をしており、耐磨耗性については十分に考慮していない。さらに、特許文献６のように、軟窒化処理後の硬度上昇に寄与する成分を多く含む鋼板では、プレス成形性の劣化が懸念されるだけでなく、ガス軟窒化後に表面硬度が上昇したとしても、軟窒化熱処理後の表層（化合物表層）には、ポーラスな層が形成されるため、所期した耐摩耗性が得られないという問題もある。したがって、上記特許文献５や６に記載された鋼板は、加工性と耐摩耗性を十分に両立できていないというのが実情である。
【００１０】
そこで、本発明の目的は、上記の従来技術では十分に考慮されていない耐摩耗性の改善を意図し、加工性と耐磨耗性を兼備した軟窒化処理用鋼板と、その製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた。その結果、Ｖを極微量添加してやることにより、母材強度をいたずらに上げることなく、しかも、軟窒化処理によって、高い硬さを有しかつポーラス層の形成が少ない化合物層を形成することができる、したがって、加工性に優れるとともに、耐摩耗性にも優れる軟窒化処理用鋼板を得ることができることを見出し、本発明を完成させた。
【００１２】
すなわち、本願発明は、Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．６〜１．２ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％未満およびＮ：０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる軟窒化処理用鋼板である。
【００１３】
また、本願発明は、Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．６〜１．２ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％未満およびＮ：０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、加熱温度：１１４０〜１２６０℃、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃、巻取温度：５３０〜６５０℃とする熱間圧延する軟窒化処理用鋼板の製造方法を提案する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、プレス成形性等の加工性に優れ、かつガス軟窒化処理後の耐磨耗性にも優れる軟窒化処理用鋼板を安価に得ることができる。したがって、本発明の軟窒化処理用鋼板は、加工後、ガス軟窒化処理が施され、工具や自動車部品等の一般構造用部品に用いられる軟窒化処理用鋼板として好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
発明者らは、ガス軟窒化処理を施されて用いられる軟窒化処理用鋼板について、素材の状態における加工性と、成形加工後、軟窒化処理を施されたのちの耐摩耗性とを両立させる観点から、当該鋼板が具備すべき特性について鋭意検討を重ねた。その結果、成形性を確保するためには、素材強度を高くし過ぎないことが重要であり、一方、軟窒化処理後の耐摩耗性を確保するためには、軟窒化処理後の表面硬さを高めることが必要であり、したがって、成形性と耐磨耗性とを両立させるためには、軟窒化処理後の鋼板表面の硬さと鋼板自体（板厚中央部）の硬さの比を適正範囲に制御することが重要であることを知見した。
【００１６】
そこで、斯かる観点から、上記硬さ比を適正化するために鋼に添加する成分として、Ｖ，Ｔｉ,Ｎｂについて検討した結果、Ｖを微量添加してやることが最も有効であること、すなわち、Ｖの微量添加は、素材強度をほとんど増加させることなく、窒化層表面の硬さのみを高めることができ、従って、加工性と耐摩耗性の両立に好ましい硬さ比が得られることを見出した。一方、Ｎｂを添加した場合には、微細な炭窒化物が析出して素材自体の強化が上昇するため、加工性が劣化するだけでなく、軟窒化処理後の表面硬さと素材自体の硬さとの比を所望の範囲に制御することが難しくなる。さらに、ＴｉやＮｂは、微量の添加でも、鋼板表層の化合物層（窒化層）中にポーラスな層を形成しやすく、耐摩耗性が劣化しやすいのに対して、Ｖは、添加によりポーラス層の形成が少なく、耐摩耗性の低下が小さいという、従来、全く注目されていなかった新規知見を見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１７】
本発明を開発する契機となった実験について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１〜０．００３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２〜０．００４ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．８〜０．９ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成をベースとし、これに、ＶおよびＴｉを０〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲で変化させて添加した各種鋼を溶製して鋼片とした。次いで、この鋼片を、１２００℃に加熱後、仕上圧延終了温度を８８０℃、巻取温度を５８０℃とする熱間圧延を施して、板厚が２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００１８】
このようにして得た各種熱延鋼板に、（ＲＸ：５０％＋ＮＨ３：５０％）混合ガス中で、５８０℃×２ｈｒの軟窒化処理を施して表面硬化させ、次いで、その軟窒化処理後の鋼板について、下記の試験に供した。
＜硬さ測定＞
軟窒化処理後の鋼板から試験片を採取し、鋼板表面と厚さ方向断面の板厚中央部のビッカース硬さ（Ｈｖ）をそれぞれ１０点ずつ測定し、それらの平均値から、鋼板表面と板厚中央部の硬さ比（表面硬さ／中央部硬さ）を求めた。なお、ビッカース硬さの測定荷重は、表面は５０ｇ、板厚中央部は１００ｇとした。
＜ポーラス層比率の測定＞
上記、硬さ測定に用いた試験片について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１５００倍で、試験片断面表層部の窒化層（化合物層）をそれぞれ１０箇所ずつ観察し、各位置の窒化層中に占めるポーラス層の厚さ比率（％）を測定し、平均値を求めた。
【００１９】
上記測定の結果を、図１および図２に示した。図１は、Ｖ，Ｔｉの含有量と、鋼板表面と板厚中央部の硬さ比（表面硬さ／中央部硬さ）との関係を示したものであり、この図から、Ｖの微量添加により硬さ比は大きく向上し、０．００２ｍａｓｓ％以上の微量添加でも硬さ比７．０以上が得られること、一方、０．０２ｍａｓｓ％以上の過剰添加は却って、硬さ比を低減することがわかる。また、Ｔｉの添加は、母材の強度にはそれほど影響を及ぼさないが、表面および表面から０．５ｍｍ深さまでの硬さプロファイルに著しく悪影響を与え、特に、硬さの絶対値が大きく変動するため、製造安定性に極めて劣る傾向がある。
【００２０】
また、図２は、Ｖ，Ｔｉの含有量と、板厚表層部（化合物層）中に占めるポーラス層の厚さ比率（ポーラス層の厚さ／化合物層の厚さ×１００（％））との関係を示したものである。この図から、Ｖの微量添加によりポーラス層の比率が上昇し、Ｖの添加量が０．０１ｍａｓｓ％以上ではポーラス層の比率が１０％超になること、一方、Ｔｉの添加は、ポーラス層の形成をさらに助長し、０．００２ｍａｓｓ％の添加で既に１０％を超えるポーラス層比率となっていることがわかる。
【００２１】
以上の結果から、軟窒化処理後の鋼板の耐摩耗性を向上する観点からは、鋼板表面と板厚中央部の硬さ比（表面硬さ／中央部硬さ）は高いほど好ましく、７．０以上が望ましいこと、一方、軟窒化処理後の鋼板表層の化合物層中におけるポーラス層の比率の存在は、耐摩耗性を劣化させるため好ましくなく、ポーラス層の比率は１０％以下に抑えることが望ましい。そこで、本発明では、上記図１および図２の結果から、軟窒化処理用鋼板に対して、Ｖを０．００２ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満の範囲で微量添加することとした。
【００２２】
次に、本発明に係る軟窒化処理用鋼板が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼板の強度および加工性に大きな影響を及ぼす成分である。Ｃの含有量が０．０４ｍａｓｓ％未満の場合には、工具や機械構造用部品、自動車部品等に要求される所望の強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．０８ｍａｓｓ％を超えると、加工性が劣化し、所望の加工性を確保できなくなる。よって、本発明では、Ｃの含有量は０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０４５〜０．０７５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２３】
Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼板の強度を高めるために添加される成分である。しかし、Ｓｉの含有量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、表面性状が悪化して、窒化層の形成が不均一となり、結果として、耐摩耗性に劣る部品しか得られなくなる。よって、Ｓｉ含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
【００２４】
Ｍｎ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強度を高めるとともに、不純物として含まれるＳによる熱間脆性を防止する効果を有する成分である。しかし、Ｍｎ含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満の場合には、上記効果を得られず、また、所望の強度が得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．６ｍａｓｓ％を超えると、強度が過度に上昇し、加工性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５〜０．６ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２５】
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｐは、不純物として含まれる成分であり、また、加工性を劣化させることなく強度を高める効果を有する成分でもある。しかし、Ｐは粒界に偏析し易い元素であるため、特に、Ｐの含有量が０．０３ｍａｓｓ％を超えると、粒界偏析に起因して２次加工脆性を引き起こし易くなる。よって、本発明では、Ｐの含有量は０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２６】
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｓは、不純物として含まれる成分であり、熱間脆性により表面性状を劣化させたり、加工性を低下させたりする成分である。特に、Ｓ含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えると、粗大な硫化物を生成し、熱間での延性が劣るようになる。よって、Ｓ含有量は０．０１ｍａｓｓ％以下とする。
【００２７】
Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、Ａｌは、安定な窒化物を生成しやすい元素であり、含有量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、介在物の増加が著しくなり、表面外観の劣化が懸念される。よって、Ａｌの含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．０３〜０．０７ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、軟窒化熱処理前に０．０１ｍａｓｓ％を超えて含まれると、窒化処理の前にＡｌやＶと窒化物を形成して、素材強度を高めて加工性を低下させるため、好ましくない。よって、本発明では、Ｎ含有量は０．０１ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００６０ｍａｓｓ％以下である。
【００２９】
Ｃｒ：０．６〜１．２ｍａｓｓ％
Ｃｒは、軟窒化処理により窒化物を形成して表面硬度を高める効果を有する成分であり、本発明の鋼板においては、極めて重要な成分の１つである。Ｃｒの含有量が０．６ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分ではなく、軟窒化処理後に所望の硬度プロファイルが得られない。一方、Ｃｒの含有量が１．２ｍａｓｓ％を超えると、やはり軟窒化処理後に所望の硬度プロファイルが得られない。よって、Ｃｒの含有量は０．６〜１．２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．７５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３０】
Ｖ：０．００２ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満
Ｖは、本発明において極めて重要な成分あり、上述したように、軟窒化処理による母材強度の上昇を抑制しつつ、軟窒化処理後の表層の硬さを高くし、表層と母材の硬さ比を適正化することができるので、素材の加工性を確保した上で、軟窒化後に、所望の耐摩耗性を得ることが可能となる。このようなＶの効果は、０．００２ｍａｓｓ％未満の添加では、十分に発現しない。一方、Ｖの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以上となると、軟窒化処理後の鋼板表層（化合物層）中のポーラス層の比率が高くなりすぎ、耐摩耗性が劣化するようになる。よって、本発明では、Ｖは０．００２ｍａｓｓ％以上０．０１ｍａｓｓ％未満の範囲で添加する。好ましくは、０．００２ｍａｓｓ％超０．０１ｍａｓｓ％未満、より好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％超０．０１ｍａｓｓ％未満の範囲である。
【００３１】
次に、本発明に係る軟窒化処理用鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、鋼の製造は、通常公知の方法で行なうことができ、例えば、転炉、電気炉等で鋼を溶製後、必要に応じて、真空脱ガス処理等の２次精錬を施して上記成分組成を有する溶鋼とし、その後、造塊−分塊圧延法あるいは連続鋳造法で鋼スラブ（鋼片）とするのが好ましい。
【００３２】
加熱温度：１１４０〜１２６０℃
上記のようにして得た鋼スラブは、次いで、熱間圧延に供するが、この際の加熱炉におけるスラブ加熱温度は、１１４０〜１２６０℃の範囲とする必要がある。加熱温度が１１４０℃未満では、スラブ製造後の冷却段階で生成したＶ炭窒化物を完全に再溶解することが難しく、一方、加熱温度が１２６０℃を超えると、結晶粒が粗大化したり、表面性状を損ねたりするため、耐磨耗性を確保する上で好ましくないからである。好ましくは、加熱温度は１１６０〜１２４０℃の範囲である。
【００３３】
仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃
スラブ加熱後の熱間圧延は、仕上圧延終了温度を、Ａｒ３変態点〜（Ａｒ３変態点＋１００℃）とする必要がある。仕上圧延終了温度が、Ａｒ３変態点未満、即ち、（α＋γ）域での圧延となると、加工性が低下するため好ましくない。一方、仕上圧延終了温度が（Ａｒ３変態点＋１００℃）を超えると、結晶粒の粗大化やパーライトの粗大化により所望の強度が得られなくなる。よって、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３変態点〜（Ａｒ３変態点＋１００℃）の範囲とする。好ましくは、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３変態点〜（Ａｒ３変態点＋８０℃）の範囲である。
【００３４】
巻取温度：５３０〜６５０℃
熱間圧延後の巻取温度は、５３０〜６５０℃の範囲とする。巻取温度が５３０℃未満では、熱間圧延組織が残留し、所望の加工性が得られない。一方、巻取温度が６５０℃を超えると、フェライト、パーライトがともに粗大化して所望の強度が得られなくなるからである。好ましい巻取温度は５５０〜６３０℃の範囲である。
【００３５】
上記のようにして得られた本発明の熱延鋼板は、熱間圧延まま、あるいは、必要に応じて調質圧延を施してから酸洗等で脱スケールしたのち、軟窒化処理用鋼板として用いることができる。さらに、本発明の鋼板は、上記熱延鋼板を、酸洗後、通常公知の条件で冷間圧延し、再結晶焼鈍し、あるいはさらに必要に応じて調質圧延することにより冷延鋼板とし、軟窒化処理用鋼板とすることもできる。
【００３６】
なお、上述したように、本発明の軟窒化処理用鋼板は、成形加工と軟窒化処理を施されたのち、工具や機械構造部品として用いられることが多い。したがって、本発明の鋼板には、加工性や軟窒化特性（特に、耐摩耗性）に優れること以外に、素材自体も高強度であること、好ましくは引張強さが、３２０〜４５０ＭＰａ、より好ましくは３６０〜４１０ＭＰａの範囲にあることが望ましい。引張強さが３２０ＭＰａ未満では、部品等に求められる強度が得られず、一方、４５０ＭＰａを超えると加工性が低下するようになるからである。
【実施例１】
【００３７】
表１に示す鋼記号Ａ〜Ｈの成分組成を有する鋼を溶製し、スラブとした後、該スラブを１１７０〜１２３０℃に加熱し、熱間粗圧延し、圧延終了温度を８６０〜９００℃とする仕上圧延し、冷却し、巻取温度５８０〜６２０℃でコイルに巻取り、板厚２ｍｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板から、圧延方向を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）と破断伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００３８】
次いで、上記熱延鋼板から軟窒化試験用サンプルを採取し、このサンプルをＮＨ３：ＲＸ＝５０：５０の雰囲気ガス中で、５８０℃×２ｈｒのガス軟窒化処理を施し、該軟窒化処理材の板厚表面および板厚中央部のビッカース硬さを、それぞれ１０箇所ずつ測定し（測定荷重：表面は５０ｇ、板厚中央部は１００ｇ）、それらの平均値を求めた。また、硬さ測定後のサンプル断面の表層（化合物層）を、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１５００倍で観察し、各材料につき１０視野ずつ写真撮影して、化合物層中のポーラス層の割合を測定し、平均値を求めた。なお、本実施例においては、引張試験における伸びＥｌが４０％以上を加工性良、また、軟窒化処理後鋼板の表層と板厚中央の硬さ比が７．０以上かつ表層部のポーラス層比率が１０％以下を耐摩耗性良と評価した。なお、本発明の鋼板は、用途によっては部品自体の強度も要求されるため、素材の引張強さは、３６０ＭＰａ以上を目標とした。
【００３９】
上記測定の結果を、表２に示した。表２から、本発明の成分組成を有する鋼を用いて、本発明の条件を満たして製造した鋼板（記号：Ｅ，Ｆ）はいずれも、微量のＶ添加によって、素材鋼板の加工性に優れ、かつ、軟窒化処理後の耐摩耗性にも優れる特性を有していることがわかる。これに対して、本発明の成分組成を外れて製造された鋼板は、加工性、耐摩耗性のいずれかまたは両方が劣っていることがわかる。例えば、Ｖを含有しない鋼Ａ，Ｂから得られた鋼板、およびＶの含有量が少ない鋼Ｈから得られた鋼板は、加工性が良好であり、ポーラス層比率も１０％以下と良好であるが、硬さ比が７．０未満であり、耐摩耗性に劣る。また、鋼Ｃ，Ｄから得られた鋼板は、Ｖを過剰に含有しているため、ポーラス層の比率が著しく高く、硬さ比も低く、耐摩耗性が低下している。特に、鋼Ｃから得られた鋼板は、Ｖ，Ｔｉの複合添加により、母材も強化されているため、加工性、硬さ比の低下が著しい。また、Ｖのみを過剰に含む鋼Ｇから得られた鋼板は、硬さ比は良好な値を示すものの、化合物層中のポーラス層比率が高いため、本発明が所望する十分な耐摩耗性を有していない。
【００４０】
【表１】
2008280598.tif 000003
【００４１】
【表２】
2008280598.tif 000004
【実施例２】
【００４２】
表１に示した本発明に適合する記号Ｅの成分組成を有する鋼スラブを、表３に示したように、熱間圧延条件を種々に変化させて圧延し、板厚が２ｍｍの熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板について、実施例１と同様の条件で、引張特性を測定した。また、上記熱延鋼板からサンプルを採取し、実施例１と同様の条件で軟窒化処理を施し、鋼板表面および板厚中央部のビッカース硬さを測定するとともに、鋼板表層の化合物層中のポーラス層比率を測定した。
【００４３】
それらの結果を熱間圧延条件と併記して表３に示した。なお、加工性および耐摩耗性の評価は、実施例１と同様、引張試験における伸びＥｌが４０％以上を加工性良、また、軟窒化処理後鋼板の表層と板厚中央の硬さ比が７．０以上かつ表層部のポーラス層比率が１０％以下を耐摩耗性良と評価した。なお、素材の引張強さは、実施例１と同様の理由から、３６０ＭＰａ以上を目標とした。
【００４４】
【表３】
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【００４５】
表３から、本発明の成分組成を有する鋼を用いて、本発明の条件を満たして製造した鋼板（Ｎｏ．１）は、伸びが大きく、表層と板厚中央の硬さ比も大きく、ポーラス層比率も少なく、加工性と耐摩耗性を両立した優れた特性を有していることがわかる。これに対して、本発明の製造条件を外れる鋼板は、加工性、耐摩耗性のいずれかまたは両方が劣っていることがわかる。例えば、加熱温度が本発明の上限値を外れたＮｏ．２の鋼板は、表面性状の劣化やスケール性の表面欠陥を引き起こすのに加えて、フェライト粒が粗大化するため素材強度が低下している。一方、加熱温度が本発明の下限値を外れたＮｏ．３の鋼板は、Ｖ炭化物が再固溶しないため、所望の硬さ比が得られないことに加えて、加工性も低下している。また、仕上圧延終了温度が上限値を外れたＮｏ．４の鋼板は、粗大なフェライトとパーライトの組織となるため、やはり、素材強度が低下している。一方、仕上圧延終了温度が下限値を外れたＮｏ．５の鋼板は、ポリゴナルフェライトが得られないため、加工性が低下している。また、巻取温度が上限値を外れたＮｏ．６の鋼板は、粗大なフェライト＋パーライト組織となるため、所望の強度が得られない。一方、巻取温度が下限値を外れたＮｏ．７の鋼板は、熱延組織が針状のフェライトとなって伸びが低下し、所望の加工性が得られていない。
【産業上の利用可能性】
【００４６】
本発明の技術は、ガス軟窒化処理用鋼板に限定させるものではなく、例えば、窒化処理用鋼板としても好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】Ｖ，Ｔｉの含有量と、板厚の表層部と中央部の硬さ比（表層部硬さ／中央部硬さ）との関係を示すグラフである。
【図２】Ｖ，Ｔｉの含有量と、板厚表層部（化合物層）中に占めるポーラス層の厚さ比率との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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