TWI665310B - 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法 - Google Patents
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Abstract
課題：提供一種成形性及滲碳後之韌性較為優異的滲碳用鋼板及其製造方法。
解決手段：一種鋼板，以質量%計含有C：0.02%以上且小於0.30%、Si：0.005%以上且0.5%以下、Mn：0.01%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、sol.Al：0.0002%以上且3.0%以下、N：0.0001以上且0.035%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；肥粒鐵的平均結晶粒徑小於10μm；碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下；相對於總碳化物，縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上；相對於總碳化物，存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率為60%以上；從鋼板最外表面起算在深度方向上至50μm為止的區域中，平均氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。
解決手段：一種鋼板，以質量%計含有C：0.02%以上且小於0.30%、Si：0.005%以上且0.5%以下、Mn：0.01%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、sol.Al：0.0002%以上且3.0%以下、N：0.0001以上且0.035%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；肥粒鐵的平均結晶粒徑小於10μm；碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下；相對於總碳化物，縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上；相對於總碳化物，存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率為60%以上；從鋼板最外表面起算在深度方向上至50μm為止的區域中，平均氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。
Description
發明領域
本發明是有關於一種滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法。
本發明是有關於一種滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法。
發明背景
近年來，對於汽車齒輪、離合器板、阻尼器等的機械構造零件，除了耐久性高之外，還要求要能廉價製造。一般而言，作為此等零件的製造方法，是施行了使用熱鍛造材的切削及滲碳處理。然而，受到降低成本要求的日漸高漲，下述技術的開發正逐漸進展：以熱輥軋鋼板、冷輥軋鋼板作為素材，並在進行冷加工而成形為構件形狀後，進行滲碳處理。在冷加工中，會對素材進行衝孔，接著經過彎曲加工、引伸加工、擴孔加工等來成形出構件。此時，就加工所使用的滲碳用鋼板而言，會要求最基本的變形模式即彎曲性要為良好。更甚者，就扭矩轉換器(torque converter)之阻尼器等這類汽車零件而言，則會要求韌性等的優異耐衝撃特性。由這種觀點出發，近年來已提出了各種技術。
近年來，對於汽車齒輪、離合器板、阻尼器等的機械構造零件，除了耐久性高之外，還要求要能廉價製造。一般而言，作為此等零件的製造方法，是施行了使用熱鍛造材的切削及滲碳處理。然而，受到降低成本要求的日漸高漲，下述技術的開發正逐漸進展：以熱輥軋鋼板、冷輥軋鋼板作為素材，並在進行冷加工而成形為構件形狀後，進行滲碳處理。在冷加工中，會對素材進行衝孔，接著經過彎曲加工、引伸加工、擴孔加工等來成形出構件。此時，就加工所使用的滲碳用鋼板而言，會要求最基本的變形模式即彎曲性要為良好。更甚者，就扭矩轉換器(torque converter)之阻尼器等這類汽車零件而言，則會要求韌性等的優異耐衝撃特性。由這種觀點出發，近年來已提出了各種技術。
例如，在以下的專利文獻1中提出了一種技術，是由肥粒鐵與波來鐵來構成熱輥軋鋼板的組織，之後，施行球狀化退火來將碳化物球狀化。
另外，在以下的專利文獻2中則提出了下述技術：除了控制碳化物粒徑之外，還控制肥粒鐵晶界碳化物個數相對於肥粒鐵晶粒內碳化物個數的比率，並進一步控制母相即肥粒鐵其結晶粒徑，藉此提升構件滲碳後的衝撃特性。
又，在以下的專利文獻3中提出下述技術：控制碳化物之粒徑及縱橫比和控制母相即肥粒鐵其結晶粒徑之外，還進一步控制肥粒鐵的縱橫比，藉此提升冷加工性。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特許第3094856號公報
專利文獻2：國際公開第2016/190370號
專利文獻3：國際公開第2016/148037號
專利文獻
專利文獻1：日本特許第3094856號公報
專利文獻2：國際公開第2016/190370號
專利文獻3：國際公開第2016/148037號
發明概要
就上述那種機械構造零件來說，為了提高強度而對淬火性有所要求。也就是說，就機械構造零件所使用的素材而言，會要求在維持淬火性的同時也要確保成形性。更甚者，對於滲碳後的機械構造零件而言，會要求耐衝撃特性(特別是滲碳後之韌性)。
然而，在上述專利文獻1以控制碳化物的顯微組織為主體的製造方法中，雖能改善耐衝撃特性，且該耐衝撃特性是以冷加工所導入之龜裂為起點，但是，卻無法期待關於提升滲碳後之韌性的效果。再者，上述專利文獻2提出以控制碳化物及肥粒鐵之顯微組織為主體的製造方法中，成形性雖獲改善，但在適用到汽車扭矩轉換器之阻尼器等這類耐衝撃性被要求到高等級的特定汽車零件時，要獲得更為優異的韌性，仍有改善餘地。更甚者，使用上述專利文獻3所提出的技術雖能改善成形性，但在適用到汽車扭矩轉換器之阻尼器等這類耐衝撃性被要求到高等級的特定汽車零件時，要獲得更為優異的韌性，仍有改善餘地。如此一來，在習知所提案的技術中，要想擔保滲碳用鋼板的成形性、淬火性同時還獲得滲碳後充分的韌性，仍是有改善餘地，因此，尤其對於扭矩轉換器之阻尼器零件等這類耐衝撃性被要求到高等級的特定汽車零件而言，期許一種能更適合使用的滲碳用鋼板。
於是，本發明即是鑑於上述問題所完成者，本發明之目的在於，提供一種成形性及滲碳後之韌性較為優異的滲碳用鋼板及其製造方法。
本案發明人等就解決上述課題之方法，進行了精心探討。結果獲得下述構想：如以下所詳述，透過適切控制碳化物朝肥粒鐵結晶粒中生成的位置、與適切控制鋼板表層部中的氮濃度，藉此可在維持淬火性的同時，提升冷加工時之成形性與滲碳後之韌性，終至完成本發明。
基於這種構想所完成的本發明，其要旨如下所述。
[1]一種滲碳用鋼板，以質量%計含有C：0.02%以上且小於0.30%、Si：0.005%以上且0.5%以下、Mn：0.01%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、sol.Al：0.0002%以上且3.0%以下、N：0.0001%以上且0.035%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；肥粒鐵的平均結晶粒徑小於10μm；碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下；相對於總碳化物，縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上；相對於總碳化物，存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率為60%以上；從鋼板最外表面起算在深度方向上至50μm為止的區域中，平均氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。
[2]如[1]所記載之滲碳用鋼板，其以質量%計更含有下述之1種或2種以上來取代剩餘部分之Fe的一部分：Cr：0.005%以上且3.0%以下、Mo：0.005%以上且1.0%以下、Ni：0.010%以上且3.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.001%以上且2.0%以下、Nb：0.010%以上且0.150%以下、Ti：0.010%以上且0.150%以下、V：0.0005%以上且1.0%以下、B：0.0005%以上且0.01%以下。
[3]如[1]或[2]所記載之滲碳用鋼板，其以質量%計更含有下述之至少一者來取代剩餘部分之Fe的一部分：W：1.0%以下、Ca：0.01%以下。
[4]一種滲碳用鋼板的製造方法，是製造如[1]~[3]中任1項所記載之滲碳用鋼板的方法，包含：熱輥軋步驟，是將具有如[1]~[3]中任1項所記載之化學組成的鋼材進行加熱，在800℃以上且小於920℃之溫度區域結束熱精輥軋，並在700℃以下之溫度進行捲取；退火步驟，是將經前述熱輥軋步驟而得的鋼板、或將前述熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，透過已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，加熱至下述式(1)所定義的Ac
1點以下之溫度區域為止，並施行在該Ac
1點以下之溫度區域保持10h以上且100h以下的退火處理後，施行下述冷卻，該冷卻是自退火結束時之溫度起至550℃為止之溫度區域的平均冷卻速度設為5℃/h以上且100℃/h以下；在前述熱輥軋步驟中，是自前述熱精輥軋結束時起算1秒以內，開始進行平均冷卻速度大於50℃/s的冷卻；將前述退火處理後的肥粒鐵平均粒徑控制在小於10μm。
[5]如[4]所記載之滲碳用鋼板的製造方法，其在用以獲得供給至前述熱輥軋步驟之前述鋼材的連續鑄造步驟中，施行鋼材健全化處理；該鋼材健全化處理是生成預定夾雜物、或降低預定元素中心偏析的處理之至少一者。
[5]如[4]所記載之滲碳用鋼板的製造方法，其在用以獲得供給至前述熱輥軋步驟之前述鋼材的連續鑄造步驟中，施行鋼材健全化處理；該鋼材健全化處理是生成預定夾雜物、或降低預定元素中心偏析的處理之至少一者。
[數學式1]
此處，在上述式(1)中，[X]之標記是表示元素X的含量(單位：質量%)，不含該元素時則代入零。
如同以上說明，依照本發明，就能提供一種成形性及滲碳後之韌性較為優異的滲碳用鋼板。
以實施發明之形態
以下，詳細說明本發明適宜的實施形態。
以下，詳細說明本發明適宜的實施形態。
(關於本案發明人等進行檢討的內容及所獲得的構想)
在說明本發明之滲碳用鋼板及其製造方法之前，先就本案發明人等為了解決上述課題進行檢討之內容，詳細說明如下。
在進行上述檢討時，本案發明人等首先針對用以提升滲碳前的成形性(尤其是彎曲性)的方法進行檢討。
在說明本發明之滲碳用鋼板及其製造方法之前，先就本案發明人等為了解決上述課題進行檢討之內容，詳細說明如下。
在進行上述檢討時，本案發明人等首先針對用以提升滲碳前的成形性(尤其是彎曲性)的方法進行檢討。
為了提升滲碳前的成形性(尤其是彎曲性)，下述事項很重要：抑制彎曲變形時產生龜裂，此外，於產生龜裂時，抑制所產生龜裂的伸展。為了抑制龜裂產生，控制鋼板中所生成之碳化物的縱橫比(長軸/短軸)一事很有效，且藉由球狀化退火來降低碳化物的縱橫比一事很重要。又，為了龜裂的伸展，抑制粗大碳化物生成的同時控制碳化物析出位置一事很有效。也就是說，當肥粒鐵的晶界生成碳化物時，以晶界作為傳遞路徑的龜裂其伸展便會獲得助長。因此，使碳化物在肥粒鐵結晶粒內生成一事很重要。吾人認為，透過使碳化物在肥粒鐵結晶粒內生成，便可抑制龜裂在晶界傳遞。
本案發明人等實施了如上所述的組織控制之外，更著眼於一種能提升滲碳後耐衝撃特性的方法，透過滲碳用鋼板表層的氮變濃來提升韌性，並針對鋼板表層中氮變濃所帶來的作用效果進行了詳細調査及研究。結果發現，透過控制鋼板表層之氮濃度，則滲碳後之韌性(尤其是在室溫下的衝撃值)便會有飛躍性的提升。具體而言，將熱輥軋鋼板或冷輥軋鋼板進行退火時，將氣體環境中氮濃度控制到預定臨界值以上，藉此能使氮在滲碳用鋼板之鋼板表層變濃，結果發現，就從滲碳用鋼板所成形的滲碳構件而言，其在室溫下的衝撃值便會有飛躍性的提升。
滲碳後韌性會提升之理由，其機制(mechanism)認為如下。將鋼板在含氮率高的氣體環境中進行退火，氣體環境中所含氮會入侵鋼板，而在鋼板表層會形成氮化物。所生成的氮化物因為是微細AlN為主體，故在滲碳熱處理中會展現出抑制舊沃斯田鐵的粒成長之效果。舊沃斯田鐵粒徑與變態後麻田散鐵的粒徑之間，會成立一比例關係。因此，若能透過微細AlN來抑制舊沃斯田鐵的粒成長，則滲碳構件之組織中麻田散鐵的粒徑也會微細化，結果認為，衝撃值便會有飛躍性的增加。本案發明人等精心探討的結果下述變得明朗：在滲碳用鋼板之鋼板表層形成有微細AlN，而滲碳構件之衝撃值會提升。
另外，一旦鋼板的強度提高，則上述彎曲性及滲碳後之韌性就會處於劣勢。另一方面，就確保滲碳用鋼板所要求的淬火性之觀點來看，宜使鋼板高強度化。為了兼具此等相反之特性，透過上述概略說明之組織控制來維持淬火性，同時提升彎曲性及滲碳後之韌性一事很重要。因此，透過上述概略說明之組織控制，就能獲得一種兼具淬火性、彎曲性及滲碳後之韌性的滲碳用鋼板。
本案發明人等透過以上的鋼板組織控制，而成功維持淬火性同時提升冷加工中的彎曲性與滲碳後之韌性。藉此，就能獲得一種兼具淬火性、成形性及滲碳後之韌性的滲碳用鋼板。
以下詳述之本發明實施形態的滲碳用鋼板及其製造方法，便是基於如上所述見解所完成者。基於這種見解所完成之本實施形態的滲碳用鋼板及其製造方法，詳細說明如下。
(關於滲碳用鋼板)
首先，詳細說明本發明實施形態的滲碳用鋼板。
本實施形態的滲碳用鋼板，具有如以下所詳述之預定化學成分。除此之外，本實施形態的滲碳用鋼板具有下述特定顯微組織：碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下；相對於總碳化物，縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上；相對於總碳化物，存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率為60%以上；並且，從鋼板最外表面起算在深度方向上至50μm為止的區域中的氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。藉此，本實施形態的滲碳用鋼板就會在維持淬火性的同時，顯示出更為優異的成形性及滲碳後之韌性。
首先，詳細說明本發明實施形態的滲碳用鋼板。
本實施形態的滲碳用鋼板，具有如以下所詳述之預定化學成分。除此之外，本實施形態的滲碳用鋼板具有下述特定顯微組織：碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下；相對於總碳化物，縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上；相對於總碳化物，存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率為60%以上；並且，從鋼板最外表面起算在深度方向上至50μm為止的區域中的氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。藉此，本實施形態的滲碳用鋼板就會在維持淬火性的同時，顯示出更為優異的成形性及滲碳後之韌性。
＜關於滲碳用鋼板的化學成分＞
首先，就本實施形態的滲碳用鋼板之板厚中央部中的化學成分，進行詳細說明。又，在以下的說明中，有關化學成分的「%」，只要無特別聲明便是意指「質量%」。
首先，就本實施形態的滲碳用鋼板之板厚中央部中的化學成分，進行詳細說明。又，在以下的說明中，有關化學成分的「%」，只要無特別聲明便是意指「質量%」。
[C：0.02%以上且小於0.30%]
C(碳)是一種為了確保最終獲得之滲碳構件的板厚中央部強度所必須的元素。又，在滲碳用鋼板中，C是一種會固溶於肥粒鐵晶界而提高晶界強度，並有助於提升彎曲性的元素。
C(碳)是一種為了確保最終獲得之滲碳構件的板厚中央部強度所必須的元素。又，在滲碳用鋼板中，C是一種會固溶於肥粒鐵晶界而提高晶界強度，並有助於提升彎曲性的元素。
當C含量小於0.02%時，便無法獲得如上所述的提升彎曲性效果。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，C含量是設為0.02%以上。C含量宜為0.05%以上。另一方面，當C含量達0.30%以上時，碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm，而彎曲性會劣化。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，C含量是設為小於0.30%。C含量宜為0.20%以下。又，考量到彎曲性及淬火性的均衡，C含量更宜為0.10%以下。
[Si：0.005%以上且0.5%以下]
Si(矽)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。當Si含量小於0.005%時，並無法對熔融鋼進行充分脫氧。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Si含量是設為0.005%以上。Si含量宜為0.01%以上。另一方面，當Si含量大於0.5%時，固溶於碳化物的Si會讓碳化物安定化，且碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm而損害彎曲性。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Si含量是設為0.5%以下。Si含量宜為0.3%以下。
Si(矽)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。當Si含量小於0.005%時，並無法對熔融鋼進行充分脫氧。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Si含量是設為0.005%以上。Si含量宜為0.01%以上。另一方面，當Si含量大於0.5%時，固溶於碳化物的Si會讓碳化物安定化，且碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm而損害彎曲性。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Si含量是設為0.5%以下。Si含量宜為0.3%以下。
[Mn：0.01%以上且3.0%以下]
Mn(錳)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。當Mn含量小於0.01%時，並無法對熔融鋼進行充分脫氧。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Mn含量是設為0.01%以上。Mn含量宜為0.1%以上。另一方面，當Mn含量大於3.0%時，固溶於碳化物的Mn會讓碳化物安定化，且碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm而導致彎曲性劣化。因此，Mn含量是設為3.0以下。Mn含量宜為2.0%以下，較宜為1.0%以下。
Mn(錳)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。當Mn含量小於0.01%時，並無法對熔融鋼進行充分脫氧。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Mn含量是設為0.01%以上。Mn含量宜為0.1%以上。另一方面，當Mn含量大於3.0%時，固溶於碳化物的Mn會讓碳化物安定化，且碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm而導致彎曲性劣化。因此，Mn含量是設為3.0以下。Mn含量宜為2.0%以下，較宜為1.0%以下。
[P：0.1%以下]
P(磷)是一種會在肥粒鐵的晶界偏析而使彎曲性劣化的元素。當P含量大於0.1%時，晶界強度會明顯下降，而彎曲性會劣化。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，P含量是設為0.1%以下。P含量宜為0.050%以下，較宜為0.020%以下。另外，P含量的下限並不特別限定。但是，一旦將P含量減低至小於0.0001%，則脫P成本會大幅提高，在經濟上並不利。因此，實際使用的鋼板上，P含量則是0.0001%為實質下限。
P(磷)是一種會在肥粒鐵的晶界偏析而使彎曲性劣化的元素。當P含量大於0.1%時，晶界強度會明顯下降，而彎曲性會劣化。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，P含量是設為0.1%以下。P含量宜為0.050%以下，較宜為0.020%以下。另外，P含量的下限並不特別限定。但是，一旦將P含量減低至小於0.0001%，則脫P成本會大幅提高，在經濟上並不利。因此，實際使用的鋼板上，P含量則是0.0001%為實質下限。
[S：0.1%以下]
S(硫)是一種會形成夾雜物而使彎曲性劣化的元素。當S含量大於0.1%時，粗大夾雜物會生成而彎曲性會下降。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，S含量是設為0.1%以下。S含量宜為0.010%以下，較宜為0.008%以下。另外，S含量的下限並不特別限定。但是，一旦將S含量減低至小於0.0005%，則脫S成本會大幅提高，在經濟上並不利。因此，實際使用的鋼板上，S含量則是0.0005%為實質下限。
S(硫)是一種會形成夾雜物而使彎曲性劣化的元素。當S含量大於0.1%時，粗大夾雜物會生成而彎曲性會下降。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，S含量是設為0.1%以下。S含量宜為0.010%以下，較宜為0.008%以下。另外，S含量的下限並不特別限定。但是，一旦將S含量減低至小於0.0005%，則脫S成本會大幅提高，在經濟上並不利。因此，實際使用的鋼板上，S含量則是0.0005%為實質下限。
[sol.Al：0.0002%以上且3.0%以下]
Al(鋁)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。當Al含量小於0.0002%時，並無法對熔融鋼進行充分脫氧。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Al含量(較詳細來說是sol.Al含量)設為0.0002%以上。Al含量宜為0.0010%以上，較宜為0.0050%以上，更宜為0.010%以上。另一方面，當Al含量大於3.0%時，會生成粗大氧化物而損害彎曲性。因此，Al含量是設為3.0%以下。Al含量宜為2.5%以下，較宜為1.0%以下，更宜為0.2%以下，更加適宜為0.05%以下。
Al(鋁)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼健全化之作用的元素。當Al含量小於0.0002%時，並無法對熔融鋼進行充分脫氧。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，Al含量(較詳細來說是sol.Al含量)設為0.0002%以上。Al含量宜為0.0010%以上，較宜為0.0050%以上，更宜為0.010%以上。另一方面，當Al含量大於3.0%時，會生成粗大氧化物而損害彎曲性。因此，Al含量是設為3.0%以下。Al含量宜為2.5%以下，較宜為1.0%以下，更宜為0.2%以下，更加適宜為0.05%以下。
[N：0.0001%以上且0.035%以下]
本實施形態的滲碳用鋼板中，N(氮)含量必須為0.035%以下。又，在此所定義的N含量，是橫跨鋼板板厚方向整體所存在之N的平均值(N含量之板厚方向平均值)。當N含量大於0.035%時，氮化物會橫跨滲碳用鋼板板厚方向整體大量析出，而難以獲得所欲的彎曲性。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，N含量是設為0.035%以下。N含量宜為0.030%以下，較宜為0.020%以下，更宜為0.010%以下。N含量下限，並不特別限定。但是，一旦將N含量降低至小於0.0001%，則脫N成本會大幅提高，在經濟上並不利。因此，實際使用的鋼板上，N含量是0.0001%為實質下限。又，若考量到要使鋼板表層充分含有氮，則N含量亦可設為0.0020%以上。
本實施形態的滲碳用鋼板中，N(氮)含量必須為0.035%以下。又，在此所定義的N含量，是橫跨鋼板板厚方向整體所存在之N的平均值(N含量之板厚方向平均值)。當N含量大於0.035%時，氮化物會橫跨滲碳用鋼板板厚方向整體大量析出，而難以獲得所欲的彎曲性。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，N含量是設為0.035%以下。N含量宜為0.030%以下，較宜為0.020%以下，更宜為0.010%以下。N含量下限，並不特別限定。但是，一旦將N含量降低至小於0.0001%，則脫N成本會大幅提高，在經濟上並不利。因此，實際使用的鋼板上，N含量是0.0001%為實質下限。又，若考量到要使鋼板表層充分含有氮，則N含量亦可設為0.0020%以上。
[Cr：0.005%以上且3.0%以下]
Cr(鉻)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Cr。在含有Cr之情況下，為了獲得更為提升滲碳後之韌性的效果，宜將Cr含量設為0.005%以上。Cr含量較宜為0.010%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Cr含量宜設為3.0%以下。Cr含量較宜為2.0%以下，更宜為1.6%以下。
Cr(鉻)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Cr。在含有Cr之情況下，為了獲得更為提升滲碳後之韌性的效果，宜將Cr含量設為0.005%以上。Cr含量較宜為0.010%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Cr含量宜設為3.0%以下。Cr含量較宜為2.0%以下，更宜為1.6%以下。
[Mo：0.005%以上且1.0%以下]
Mo(鉬)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Mo。在含有Mo之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Mo含量設為0.005%以上。Mo含量較宜為0.010%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Mo含量宜設為1.0%以下。Mo含量較宜為0.8%以下。
Mo(鉬)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Mo。在含有Mo之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Mo含量設為0.005%以上。Mo含量較宜為0.010%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Mo含量宜設為1.0%以下。Mo含量較宜為0.8%以下。
[Ni：0.010%以上且3.0%以下]
Ni(鎳)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Ni。在含有Ni之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Ni含量設為0.010%以上。Ni含量較宜為0.050%以上。又，考量到Ni在肥粒鐵晶界偏析的影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Ni含量宜設為3.0%以下。Ni含量較宜為2.0%以下，更宜為1.0%以下，更加適宜為0.5%以下。
Ni(鎳)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Ni。在含有Ni之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Ni含量設為0.010%以上。Ni含量較宜為0.050%以上。又，考量到Ni在肥粒鐵晶界偏析的影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Ni含量宜設為3.0%以下。Ni含量較宜為2.0%以下，更宜為1.0%以下，更加適宜為0.5%以下。
[Cu：0.001%以上且2.0%以下]
Cu(銅)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Cu。在含有Cu之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Cu含量設為0.001%以上。Cu含量較宜為0.010%以上。又，考量到Cu在肥粒鐵晶界偏析的影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Cu含量宜設為2.0%以下。Cu含量較宜為0.80%以下。
Cu(銅)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Cu。在含有Cu之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Cu含量設為0.001%以上。Cu含量較宜為0.010%以上。又，考量到Cu在肥粒鐵晶界偏析的影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Cu含量宜設為2.0%以下。Cu含量較宜為0.80%以下。
[Co：0.001%以上且2.0%以下]
Co(鈷)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Co。在含有Co之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Co含量設為0.001%以上。Co含量較宜為0.010%以上。又，考量到Co在肥粒鐵晶界偏析的影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Co含量宜設為2.0%以下。Co含量較宜為0.80%以下。
Co(鈷)是一種在最終獲得之滲碳構件中具有提高淬火性效果之元素，同時也是一種在滲碳用鋼板中會使結晶粒微細化而有助於更為提升滲碳後之韌性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Co。在含有Co之情況下，為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，宜將Co含量設為0.001%以上。Co含量較宜為0.010%以上。又，考量到Co在肥粒鐵晶界偏析的影響，並為了獲得更加提升滲碳後之韌性的效果，Co含量宜設為2.0%以下。Co含量較宜為0.80%以下。
[Nb：0.010%以上且0.150%以下]
Nb(鈮)是一種會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Nb。在含有Nb之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將Nb含量設為0.010%以上。Nb含量較宜為0.035%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更為提升彎曲性之效果，Nb含量宜設為0.150%以下。Nb含量較宜為0.120%以下，更宜為0.100%以下，更加適宜為0.050%以下。
Nb(鈮)是一種會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Nb。在含有Nb之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將Nb含量設為0.010%以上。Nb含量較宜為0.035%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更為提升彎曲性之效果，Nb含量宜設為0.150%以下。Nb含量較宜為0.120%以下，更宜為0.100%以下，更加適宜為0.050%以下。
[Ti：0.010%以上且0.150%以下]
Ti(鈦)是一種會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Ti。在含有Ti之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將Ti含量設為0.010%以上。Ti含量較宜為0.035%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更為提升彎曲性之效果，Ti含量宜設為0.150%以下。Ti含量較宜為0.120%以下，更宜為0.050%以下，更加適宜為0.020%以下。
Ti(鈦)是一種會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有Ti。在含有Ti之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將Ti含量設為0.010%以上。Ti含量較宜為0.035%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更為提升彎曲性之效果，Ti含量宜設為0.150%以下。Ti含量較宜為0.120%以下，更宜為0.050%以下，更加適宜為0.020%以下。
[V：0.0005%以上且1.0%以下]
V(釩)是一種會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有V。在含有V之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將V含量設為0.0005%以上。V含量較宜為0.0010%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更為提升彎曲性之效果，V含量宜設為1.0%以下。V含量較宜為0.80%以下。
V(釩)是一種會使肥粒鐵結晶粒微細化而有助於更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有V。在含有V之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將V含量設為0.0005%以上。V含量較宜為0.0010%以上。又，考量到生成碳化物、氮化物之影響，並為了獲得更為提升彎曲性之效果，V含量宜設為1.0%以下。V含量較宜為0.80%以下。
[B：0.0005%以上且0.01%以下]
B(硼)是一種會在肥粒鐵的晶界偏析來提升晶界強度，並更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有B。在含有B之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將B含量設為0.0005%以上。B含量較宜為0.0010%以上。又，就算將B添加至大於0.01%，如上所述的更為提升彎曲性效果仍達飽和，故B含量宜設為0.01%以下。B含量較宜為0.0075%以下，更宜為0.0050%以下，更加適宜為0.0020%以下。
B(硼)是一種會在肥粒鐵的晶界偏析來提升晶界強度，並更為提升彎曲性的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而含有B。在含有B之情況下，為了獲得更為提升彎曲性之效果，宜將B含量設為0.0005%以上。B含量較宜為0.0010%以上。又，就算將B添加至大於0.01%，如上所述的更為提升彎曲性效果仍達飽和，故B含量宜設為0.01%以下。B含量較宜為0.0075%以下，更宜為0.0050%以下，更加適宜為0.0020%以下。
[W：1.0%以下]
W(鎢)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼更為健全化之作用的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而以1.0%為上限來含有W。W含量較宜為0.5%以下。
W(鎢)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼更為健全化之作用的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而以1.0%為上限來含有W。W含量較宜為0.5%以下。
[Ca：0.01%以下]
Ca(鈣)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼更為健全化之作用的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而以0.01%為上限來含有Ca。Ca含量較宜為0.005%以下。
Ca(鈣)是一種會發揮出對熔融鋼脫氧而使鋼更為健全化之作用的元素。因此，本實施形態的滲碳用鋼板中，亦可視需求而以0.01%為上限來含有Ca。Ca含量較宜為0.005%以下。
[剩餘部分：Fe及不純物]
板厚中央部之成分組成的剩餘部分為Fe及不純物。不純物可舉例如：從鋼原料、廢料，及/或，製鋼過程中混入，且在不阻礙本實施形態的滲碳用鋼板特性之範圍下所允許的元素。
板厚中央部之成分組成的剩餘部分為Fe及不純物。不純物可舉例如：從鋼原料、廢料，及/或，製鋼過程中混入，且在不阻礙本實施形態的滲碳用鋼板特性之範圍下所允許的元素。
以上，詳細說明完本實施形態的滲碳用鋼板所具有的化學成分。
＜關於滲碳用鋼板的顯微組織＞
接著，針對構成本實施形態滲碳用鋼板的顯微組織，進行詳細說明。
本實施形態的滲碳用鋼板之顯微組織，實質上是以肥粒鐵與碳化物所構成。更詳細來說，本實施形態的滲碳用鋼板之顯微組織是構成如下：肥粒鐵的平均結晶粒徑小於10μm，肥粒鐵面積率為例如80~95%之範圍內，碳化物面積率為例如5~20%之範圍內，並且，肥粒鐵與碳化物合計面積率不大於100%。
接著，針對構成本實施形態滲碳用鋼板的顯微組織，進行詳細說明。
本實施形態的滲碳用鋼板之顯微組織，實質上是以肥粒鐵與碳化物所構成。更詳細來說，本實施形態的滲碳用鋼板之顯微組織是構成如下：肥粒鐵的平均結晶粒徑小於10μm，肥粒鐵面積率為例如80~95%之範圍內，碳化物面積率為例如5~20%之範圍內，並且，肥粒鐵與碳化物合計面積率不大於100%。
如上所述的肥粒鐵及碳化物的面積率，是以垂直於滲碳用鋼板寬度方向之剖面作為觀察面所採取的樣本來進行測定。樣本的長度雖是視測定裝置而定，不過10mm~25mm左右即可。樣本在研磨觀察面後，以硝太蝕劑進行蝕刻。以熱場發射型掃描式顯微鏡(例如，JEOL製JSM-7001F)，觀察經硝太蝕劑蝕刻後觀察面的下述位置：板厚1/4位置(意指：從滲碳用鋼板表面起算在鋼板厚度方向上鋼板厚度1/4的位置)、板厚3/8位置及板厚1/2位置的範圍。
對於各個樣本的觀察對象範圍以2500μm
2之範圍觀察10個視野，於各個視野，測定視野面積中肥粒鐵及碳化物所占面積的比率。然後，將總視野中肥粒鐵所占面積比率的平均值、及總視野中碳化物所占面積比率的平均值，分別作為肥粒鐵的面積率及碳化物的面積率。
在本案中，本實施形態之顯微組織中的碳化物主要為：鐵與碳的化合物即雪明碳鐵(Fe
3C)、及ε系碳化物(Fe
2~3C)等的鐵系碳化物。又，除了上述鐵系碳化物之外，顯微組織中的碳化物有時也含有：雪明碳鐵中的Fe原子經Mn、Cr等置換後的化合物、或合金碳化物(M
23C
6、M
6C、MC等；M是Fe及其他金屬元素)。本實施形態之顯微組織中的碳化物，其大致上是由鐵系碳化物所構成。因此，就如上所述的碳化物而言，若著眼於如以下所詳述之個數時，其個數可為如上所述之各種碳化物的合計個數，亦可僅為鐵系碳化物的個數。也就是說，如以下所詳述之關於碳化物的各種個數比率，可為含有鐵系碳化物的各種碳化物作為母集團者，也可為僅以鐵系碳化物作為母集團者。鐵系碳化物能以例如對樣品使用繞射分析或EDS(Energy dispersive X-ray spectrometry)來進行測定。
在彎曲變形中，變形應力會集中於軟質組織與硬質組織之界面。因此，必須極力縮小軟質組織與硬質組織之間的硬度差，或者，為了緩和應力集中而控制硬質組織的形狀。其中，透過球狀化退火來降低碳化物的縱橫比，藉此能抑制龜裂產生。一旦彎曲變形更為進行，則所產生的龜裂便會伸展。由於龜裂會在容易產生破壞之區域傳遞下去，故肥粒鐵之晶界、及肥粒鐵與碳化物之界面就會成為傳遞路徑。此時，一旦在肥粒鐵的晶界生成碳化物，則以晶界作為傳遞路徑的龜裂其伸展便會獲得助長，因此使碳化物在肥粒鐵結晶粒內生成一事很重要。吾人認為，透過使碳化物在肥粒鐵結晶粒內生成，便可抑制龜裂在晶界傳遞。
滲碳構件是透過滲碳而在表層導入碳，故構件表層的強度會變高，另一方面，成為滲碳構件素材的鋼材，若其強度提高就會變脆。因此，成為素材的滲碳用鋼板而言，表層之韌性很重要。關於此點，將鋼板表層之結晶粒微細化，藉此韌性會提升。如以下所詳述，以含氮率高的氣體環境對鋼板進行退火，藉此氣體環境中所含氮會入侵鋼板，而在鋼板表層形成氮化物。所生成的氮化物由於是微細AlN為主體，故在滲碳熱處理中會展現出抑制舊沃斯田鐵之粒成長的效果。舊沃斯田鐵粒徑與變態後麻田散鐵的粒徑之間，會成立一比例關係，因此，若能透過微細AlN來抑制舊沃斯田鐵的粒成長，則滲碳構件之組織中麻田散鐵的粒徑也會微細化，此事遂為明朗。
以下，針對構成本實施形態滲碳用鋼板之顯微組織其限定理由，進行詳細說明。
以下，針對構成本實施形態滲碳用鋼板之顯微組織其限定理由，進行詳細說明。
[肥粒鐵的平均結晶粒徑：小於10μm]
本實施形態的滲碳用鋼板的顯微組織中，肥粒鐵的平均結晶粒徑如上所述為小於10μm。藉由將肥粒鐵的平均結晶粒徑設為小於10μm，便能展現出如上所述結晶粒微細化所帶來的效果，且能提升滲碳後的衝撃值。一旦肥粒鐵的平均結晶粒徑為10μm以上，便無法展現出如上所述的結晶粒微細化所帶來的效果，且無法提升滲碳後的衝撃值。肥粒鐵的平均結晶粒徑宜小於8μm。肥粒鐵的平均結晶粒徑之下限值，並未特別規定。但是，實際機械作業上，要將肥粒鐵的平均結晶粒徑控制在小於0.1μm是有困難的，故0.1μm為實質下限。
本實施形態的滲碳用鋼板的顯微組織中，肥粒鐵的平均結晶粒徑如上所述為小於10μm。藉由將肥粒鐵的平均結晶粒徑設為小於10μm，便能展現出如上所述結晶粒微細化所帶來的效果，且能提升滲碳後的衝撃值。一旦肥粒鐵的平均結晶粒徑為10μm以上，便無法展現出如上所述的結晶粒微細化所帶來的效果，且無法提升滲碳後的衝撃值。肥粒鐵的平均結晶粒徑宜小於8μm。肥粒鐵的平均結晶粒徑之下限值，並未特別規定。但是，實際機械作業上，要將肥粒鐵的平均結晶粒徑控制在小於0.1μm是有困難的，故0.1μm為實質下限。
[總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率：80%以上]
如前所提及，本實施形態中的碳化物是主要由雪明碳鐵(Fe 3C)及ε系碳化物(Fe 2~3C)等的鐵系碳化物所構成。本案發明人等檢討的結果下述變得明朗：若總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上，就能獲得良好的彎曲性。當總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率小於80%時，便會助長龜裂於彎曲變形時產生而無法獲得良好的彎曲性。因此，在本實施形態的滲碳用鋼板中，是將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率下限設為80%。以更加提升彎曲性為目的，總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率宜為85%以上。另外，總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率上限並未特別規定。但是，實際機械作業中要設為98%以上是有困難的，故98%為實質上限。
如前所提及，本實施形態中的碳化物是主要由雪明碳鐵(Fe 3C)及ε系碳化物(Fe 2~3C)等的鐵系碳化物所構成。本案發明人等檢討的結果下述變得明朗：若總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上，就能獲得良好的彎曲性。當總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率小於80%時，便會助長龜裂於彎曲變形時產生而無法獲得良好的彎曲性。因此，在本實施形態的滲碳用鋼板中，是將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率下限設為80%。以更加提升彎曲性為目的，總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率宜為85%以上。另外，總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率上限並未特別規定。但是，實際機械作業中要設為98%以上是有困難的，故98%為實質上限。
[總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率：60%以上]
本案發明人等檢討的結果下述變得明朗：總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內的碳化物之個數比率若為60%以上，就能獲得良好的彎曲性。當總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率小於60%時，會助長龜裂於彎曲變形時伸展而無法獲得良好的彎曲性。因此，在本實施形態的滲碳用鋼板中，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率下限設為60%。以更加提升彎曲性為目的，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率宜為65%以上。另外，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率上限並未特別規定。但是，實際機械作業中要設為98%以上是有困難的，故98%為實質上限。
本案發明人等檢討的結果下述變得明朗：總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內的碳化物之個數比率若為60%以上，就能獲得良好的彎曲性。當總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率小於60%時，會助長龜裂於彎曲變形時伸展而無法獲得良好的彎曲性。因此，在本實施形態的滲碳用鋼板中，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率下限設為60%。以更加提升彎曲性為目的，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率宜為65%以上。另外，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率上限並未特別規定。但是，實際機械作業中要設為98%以上是有困難的，故98%為實質上限。
[碳化物的平均等效圓直徑：5.0μm以下]
在本實施形態的滲碳用鋼板之顯微組織中，碳化物的平均等效圓直徑必須為5.0μm以下。當碳化物的平均等效圓直徑大於5.0μm時，於彎曲變形時會產生裂紋而無法獲得良好的彎曲性。碳化物的平均等效圓直徑越小，則彎曲性就越良好；碳化物的平均等效圓直徑宜為1.0μm以下，較宜為0.8μm以下，更宜為0.6μm以下。碳化物的平均等效圓直徑下限，並未特別規定。但是，實際機械作業中，要將碳化物的平均等效圓直徑設為0.01μm以下是有困難的，故0.01μm為實質下限。
在本實施形態的滲碳用鋼板之顯微組織中，碳化物的平均等效圓直徑必須為5.0μm以下。當碳化物的平均等效圓直徑大於5.0μm時，於彎曲變形時會產生裂紋而無法獲得良好的彎曲性。碳化物的平均等效圓直徑越小，則彎曲性就越良好；碳化物的平均等效圓直徑宜為1.0μm以下，較宜為0.8μm以下，更宜為0.6μm以下。碳化物的平均等效圓直徑下限，並未特別規定。但是，實際機械作業中，要將碳化物的平均等效圓直徑設為0.01μm以下是有困難的，故0.01μm為實質下限。
接著，就顯微組織中的肥粒鐵平均粒徑、以及碳化物的各種個數比率及碳化物的平均等效圓直徑之測定方法，進行詳細說明。另外，在以下測定中，雖有規定樣本的觀察位置，不過，在樣本中，所測定之肥粒鐵及碳化物狀態、與本實施形態之鋼板表層部分(氮呈現變濃之部分)中的肥粒鐵及碳化物狀態，兩者之間並不存在有明顯差異。
首先，從滲碳用鋼板，以垂直於其表面的剖面(板厚剖面)可供觀察之方式，切出樣本。樣本的長度雖是視測定裝置而定，但10mm左右即可。將剖面進行研磨及腐蝕，並供給至下述測定：碳化物的析出位置、縱橫比與平均等效圓直徑。就研磨而言，例如，使用粒度600到粒度1500的碳化矽紙(Silicon carbide paper)對測定面進行研磨後，使用下述液體修飾成鏡面即可；該液體是已將粒徑為1μm至6μm的鑽石粉末分散至醇等稀釋液或純水中。就腐蝕而言，只要是能觀察到碳化物的形狀與析出位置的方法，便無特別限制，例如，將碳化物與基鐵之晶界進行腐蝕的手段，可使用飽和苦味酸-醇溶液進行蝕刻，亦可採用下述方法：藉由非水溶劑系電解液進行定電位電解蝕刻法(黑澤文夫等，日本金屬學會誌，43，1068，(1979))等，將基鐵除去數微米左右並僅使碳化物殘留下來。
肥粒鐵的平均結晶粒徑，是使用熱場發射型掃描式顯微鏡(例如，JEOL製JSM-7001F)，對樣本的板厚1/4位置以2500μm
2之範圍進行攝影，對於所得到的圖像應用線段法來算出。
碳化物之縱橫比的算出，則是使用熱場發射型掃描式顯微鏡(例如，JEOL製JSM-7001F)，對樣本的板厚1/4位置觀察10000μm
2之範圍來進行。就觀察到的視野所含全部碳化物，測定長軸與短軸再算出縱橫比(長軸/短軸)，並求出其平均值。在5個視野實施上述觀察，並將5個視野的平均值作為樣本的碳化物縱橫比。參考所得到的碳化物之縱橫比，從縱橫比2.0以下的碳化物總個數與存在於上述5個視野中的碳化物合計數，算出總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物的個數比率。
碳化物析出位置的確認，是使用熱場發射型掃描式顯微鏡(例如，JEOL製JSM-7001F)，對樣本的板厚1/4位置觀察10000μm
2之範圍來進行。就觀察到的視野所含全部碳化物，觀察析出位置，並算出總碳化物中析出於肥粒鐵晶粒內之碳化物比率。在5個視野實施上述觀察，並將5個視野的平均值作為碳化物中形成在肥粒鐵結晶粒內的碳化物比率(即，總碳化物中存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率)。
碳化物的平均等效圓直徑，則是使用熱場發射型掃描式顯微鏡(例如，JEOL製JSM-7001F)，對樣本的板厚1/4位置就600μm
2之範圍攝影4個視野來進行。對各個視野，使用圖像解析軟體(例如，Media Cybernetics製IMage-Pro Plus)，分別測定所拍到碳化物之長軸與短軸。就視野中各個碳化物，以所得到的長軸與短軸之平均值作為該碳化物的直徑；就視野中所拍到的全部碳化物，算出所得到的直徑之平均值。如此所獲得在4個視野中碳化物直徑平均值再以視野數量作平均，來作為碳化物的平均等效圓直徑。
以上，已詳細說明完本實施形態滲碳用鋼板所具有的顯微組織。
[鋼板表層的平均氮濃度：0.040質量%以上且0.20質量%以下]
接著，針對滲碳用鋼板表層的平均氮濃度進行說明。經本案發明人等檢討的結果，下述變得明朗：若滲碳用鋼板表層的平均氮濃度為0.040質量%以上，則從滲碳用鋼板所製造出的滲碳構件中，就能獲得良好的韌性。以下，詳細說明此一見解。
接著，針對滲碳用鋼板表層的平均氮濃度進行說明。經本案發明人等檢討的結果，下述變得明朗：若滲碳用鋼板表層的平均氮濃度為0.040質量%以上，則從滲碳用鋼板所製造出的滲碳構件中，就能獲得良好的韌性。以下，詳細說明此一見解。
本案發明人等從已獲得良好韌性之滲碳構件其表層附近，使用聚焦離子束加工觀察裝置，採取長40μm×深25μm的薄膜樣本，並使用穿透式電子顯微鏡來調查顯微組織。結果確認到，在薄膜樣本中生成有平均直徑50nm以下之微細AlN。
本案發明人等更為了調查AlN生成位置與母相組織之對應，實施了以下的分析。也就是說，使用聚焦離子束加工觀察裝置採取長100μm×深100μm的薄膜樣本，將該薄膜樣本固定於銅製網座(mesh holder)上之外，還供給到搭載有熱場發射型掃描式顯微鏡(JEOL製JSM-6500F)之穿透式電子背向散射繞射裝置來實施分析。從電子背向散射繞射法所得到的測定結果，再次構築出舊沃斯田鐵之結晶方位分布圖，並與穿透式電子顯微鏡圖像進行比較。於是，結果下述變得明朗：微細AlN是存在於舊沃斯田鐵晶界附近，還有，有析出微細AlN的舊沃斯田鐵晶界，其是存在於從鋼板最外表面起算至深度50μm左右為止之位置。也就是說，吾人認為，生成在鋼板表層(從鋼板最外表面起算至50μm為止的區域)的微細AlN，抑制了舊沃斯田鐵在滲碳熱處理時的粒成長後，結果在滲碳構件之組織中麻田散鐵的粒徑會微細化，而衝撃值會有飛躍性的增加。另外，在此所謂鋼板最外表面，乃意指鋼板母材之表面，而不包含鏽垢層等這類可能存在於鋼板母材表面的各種層體。
本案發明人等還使用已獲得良好韌性之滲碳構件，並使用搭載有波長分散型X射線光譜儀與場發射型電子槍的電子探針微量分析器，測定了自鋼板表面起至鋼板中心部為止的氮濃度分布剖面(profile)。結果確認到，鋼板表層(即，從鋼板最外表面起算至50μm為止的區域)之平均氮濃度達0.040質量%以上。
本案發明人等反覆精心探討之結果確認到，若將板厚中央部之平均氮濃度(更詳細來說，是從板厚中央部起算朝向表面側至100μm之位置為止的平均氮濃度)控制在0.2質量%以下後，以此鋼板作為素材，並在已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境中，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，將作為素材的鋼板加熱至Ac
1點以下之溫度區域為止，並在該Ac
1點以下之溫度區域保持10h以上且100h以下之後，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均冷卻速度進行冷卻，若為如此，則鋼板表層的平均氮濃度就會在0.040質量%以上且0.200質量%以下。也就是說，在氮濃度已控制於體積分率計25%以上之氣體環境下，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，將鋼板加熱至Ac
1點以下之溫度區域為止，並在此Ac
1點以下之溫度區域保持10h以上且100h以下之後，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均冷卻速度進行冷卻，藉此，在鋼板表層中會生成50nm以下之微細AlN。結果認為，鋼板表層的平均氮濃度就會在0.040質量%以上且0.200質量%以下。又，透過如上所述的退火所生成之微細AlN組織，其大致不因冷加工而產生變化，而有助於抑制舊沃斯田鐵在滲碳熱處理時的粒成長。
如以上所述，本案發明人等精心探討之結果，下述變得明朗：若滲碳用鋼板之鋼板表層(從鋼板最外表面起算至50μm為止的區域)中的平均氮濃度為0.040質量%以上，則在鋼板表層中會有微細AlN生成，而滲碳構件的衝撃值會提升。鋼板表層中的平均氮濃度宜為0.045質量%以上。另一方面，當鋼板表層中的平均氮濃度大於0.200質量%時，會生成粗大氮化物而韌性會劣化。因此，鋼板表層中的平均氮濃度是以0.200質量%為上限。鋼板表層中的平均氮濃度宜為0.150質量%以下。
接著，說明鋼板表面中的平均氮濃度之測定方法。
如先前所提及，透過退火所生成的微細AlN組織，其大致不因冷加工而產生變化，而在滲碳熱處理時會有助於抑制舊沃斯田鐵的粒成長。因此，將熱輥軋鋼板或冷輥軋鋼板供給至退火後的滲碳用鋼板用來調查氮分布剖面即可。
如先前所提及，透過退火所生成的微細AlN組織，其大致不因冷加工而產生變化，而在滲碳熱處理時會有助於抑制舊沃斯田鐵的粒成長。因此，將熱輥軋鋼板或冷輥軋鋼板供給至退火後的滲碳用鋼板用來調查氮分布剖面即可。
具體而言，首先，從滲碳用鋼板，以垂直其表面的剖面(板厚剖面)可供觀察之方式，切出樣本。樣本的長度雖是視測定裝置而定，但10mm~25mm左右即可。使用日本電子製的截面拋光儀(Cross section polisher)與日本電子製的樣品旋轉台，透過氬離子束，將測定面調整至使測定面不會產生條紋狀凹凸。之後，使用搭載有波長分散型X射線光譜儀及場發射型電子槍的電子探針微量分析器，以50nm之間隔而測定出從鋼板最外表面起至板厚中央部(板厚1/2位置)為止的氮濃度分布剖面。之後，算出從鋼板最表層起至深度50μm之位置為止的氮濃度(單位：質量%)的平均值，並作為如先所提及之鋼板表層中的平均氮濃度。還有，從板厚中央部起朝向表面側至100μm為止的氮濃度(單位：質量%)平均值，則作為板厚中央部的平均氮濃度。另外，由於氮在退火步驟中的入侵量在捲材的正反面並無明顯差異，故上述測定只要在鋼板正反面的一者或另一者進行實施即可。
＜關於滲碳用鋼板之板厚＞
以本實施形態滲碳用鋼板之板厚來說，並未特別限定，不過宜設為例如2mm以上。藉由將滲碳用鋼板之板厚設為2mm以上，就能使捲材寬度方向之板厚差變得較小。滲碳用鋼板之板厚較宜為2.3mm以上。又，滲碳用鋼板之板厚並未特別限定，不過宜設為6mm以下。藉由將滲碳用鋼板之板厚設為6mm以下，可降低壓製成形時的荷重，而能使零件的成形變得較容易進行。滲碳用鋼板之板厚較宜為5.8mm以下。
以本實施形態滲碳用鋼板之板厚來說，並未特別限定，不過宜設為例如2mm以上。藉由將滲碳用鋼板之板厚設為2mm以上，就能使捲材寬度方向之板厚差變得較小。滲碳用鋼板之板厚較宜為2.3mm以上。又，滲碳用鋼板之板厚並未特別限定，不過宜設為6mm以下。藉由將滲碳用鋼板之板厚設為6mm以下，可降低壓製成形時的荷重，而能使零件的成形變得較容易進行。滲碳用鋼板之板厚較宜為5.8mm以下。
以上，已詳細說明完本實施形態的滲碳用鋼板。
(關於滲碳用鋼板的製造方法)
接著，針對用以製造如以上說明之本實施形態滲碳用鋼板的方法，進行詳細說明。
接著，針對用以製造如以上說明之本實施形態滲碳用鋼板的方法，進行詳細說明。
用以製造如以上說明之本實施形態滲碳用鋼板的製造方法，包含：(A)熱輥軋步驟，是使用具有如先前說明之化學組成的鋼材，依據預定條件來製造熱輥軋鋼板；及(B)退火步驟，是對於所得到的熱輥軋鋼板、或對於在熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，依據預定熱處理條件來施行退火處理。
以下，針對上述熱輥軋步驟及退火步驟，進行詳細說明。
以下，針對上述熱輥軋步驟及退火步驟，進行詳細說明。
＜關於熱輥軋步驟＞
以下詳述的熱輥軋步驟，是使用具有預定化學組成的鋼材，依據預定條件來製造熱輥軋鋼板的步驟。
以下詳述的熱輥軋步驟，是使用具有預定化學組成的鋼材，依據預定條件來製造熱輥軋鋼板的步驟。
在此，供給至熱輥軋的鋼片(鋼材)為一般作法所製造之鋼片即可，例如可使用連續鑄造鋼胚、薄鋼胚鑄造機等一般方法所製造之鋼片。
又，從提升韌性之觀點來看，就供給至熱輥軋的鋼材而言，MnS等的夾雜物、Mn的中心偏析宜越少越好。因此，例如，在用以獲得供給至熱輥軋之鋼片的連續鑄造步驟中，宜施行鋼材健全化處理，該鋼材健全化處理是如控制每單位時間的熔融鋼鑄造量來生成預定夾雜物，或者，在鑄片完全凝固前實施降低中心偏析的處理。
更詳細來說，是使用具有如前說明之化學組成的鋼材，將該鋼材加熱並供給至熱輥軋，在800℃以上且小於920℃之溫度區域結束熱精輥軋，並在700℃以下之溫度進行捲取來作成熱輥軋鋼板。此時，將熱精輥軋後的冷卻開始時間設為熱精輥軋結束時起算1秒以內，並且，將熱精輥軋後的平均冷卻速度設為大於50℃/s。
[熱精輥軋之輥軋溫度：800℃以上且小於920℃]
在本實施形態的熱輥軋步驟中，必須在800℃以上的輥軋溫度來施行熱精輥軋的輥軋。當熱精輥軋時之輥軋溫度(即，精輥軋溫度)小於800℃而低溫化時，由於肥粒鐵變態開始溫度也會降低，故會導致析出的碳化物產生粗大化。如此一來，在後段退火步驟中此等粗大碳化物的粒成長會受到助長，結果會導致彎曲性劣化。據此，在本實施形態的熱輥軋步驟中，是將精輥軋溫度設為800℃以上。精輥軋溫度宜為830℃以上。另一方面，當精輥軋溫度達920℃以上時，則沃斯田鐵粒就會顯著粗大化，而肥粒鐵的成核位置會減少，結果肥粒鐵的變態開始溫度會下降，而析出的碳化物會變得容易粗大化。在此情況下，在後段退火步驟中此等粗大碳化物的粒成長會受到助長，結果會導致彎曲性劣化。據此，在本實施形態的熱輥軋步驟中，是將精輥軋溫度設為小於920℃。精輥軋溫度宜小於900℃。
在本實施形態的熱輥軋步驟中，必須在800℃以上的輥軋溫度來施行熱精輥軋的輥軋。當熱精輥軋時之輥軋溫度(即，精輥軋溫度)小於800℃而低溫化時，由於肥粒鐵變態開始溫度也會降低，故會導致析出的碳化物產生粗大化。如此一來，在後段退火步驟中此等粗大碳化物的粒成長會受到助長，結果會導致彎曲性劣化。據此，在本實施形態的熱輥軋步驟中，是將精輥軋溫度設為800℃以上。精輥軋溫度宜為830℃以上。另一方面，當精輥軋溫度達920℃以上時，則沃斯田鐵粒就會顯著粗大化，而肥粒鐵的成核位置會減少，結果肥粒鐵的變態開始溫度會下降，而析出的碳化物會變得容易粗大化。在此情況下，在後段退火步驟中此等粗大碳化物的粒成長會受到助長，結果會導致彎曲性劣化。據此，在本實施形態的熱輥軋步驟中，是將精輥軋溫度設為小於920℃。精輥軋溫度宜小於900℃。
[捲取溫度：700℃以下]
如先前所提及，滲碳用鋼板的顯微組織必須如下：總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上，總碳化物中形成於肥粒鐵結晶粒內的碳化物個數比率為60%以上，碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下，鋼板表層的平均氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。為此，供給到後段退火步驟(更詳細來說，是球狀化退火)之前的鋼板組織(熱輥軋鋼板組織)宜為：主要含有面積率合計為100%以下的肥粒鐵與波來鐵，該肥粒鐵以面積率計為10%以上且80%以下，該波來鐵以面積率計為10%以上且60%以下；剩餘部分則由變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、及殘留沃斯田鐵之至少任一者所構成。
如先前所提及，滲碳用鋼板的顯微組織必須如下：總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上，總碳化物中形成於肥粒鐵結晶粒內的碳化物個數比率為60%以上，碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下，鋼板表層的平均氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。為此，供給到後段退火步驟(更詳細來說，是球狀化退火)之前的鋼板組織(熱輥軋鋼板組織)宜為：主要含有面積率合計為100%以下的肥粒鐵與波來鐵，該肥粒鐵以面積率計為10%以上且80%以下，該波來鐵以面積率計為10%以上且60%以下；剩餘部分則由變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、及殘留沃斯田鐵之至少任一者所構成。
在本實施形態的熱輥軋步驟中，當捲取溫度大於700℃時，會過度促進肥粒鐵變態，結果會導致波來鐵的生成受到抑制，而在退火後的滲碳用鋼板中，便會難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。因此，在本實施形態的熱輥軋步驟中，是將捲取溫度上限設為700℃。就本實施形態的熱輥軋步驟之捲取溫度而言，下限並未特別限制。但是，由於實際機械作業上要在室溫以下進行捲取是有困難的，故室溫為實質下限。另外，為了使後段退火步驟後碳化物縱橫比變得更小，從此觀點出發，本實施形態的熱輥軋步驟之捲取溫度宜為400℃以上。
[熱精輥軋後的冷卻開始時間：熱精輥軋結束時起算1秒以內]
[熱精輥軋後的平均冷卻速度：大於50℃/s]
在本實施形態的熱輥軋步驟中，是在熱精輥軋結束時起算1秒以內，開始進行平均冷卻速度大於50℃/s的冷卻。藉此，就能使熱精輥軋後的沃斯田鐵粒微細化。藉由令熱精輥軋後的沃斯田鐵粒微細化，就能將後段退火步驟(更詳細來說，是球狀化退火)後的肥粒鐵平均粒徑控制在小於10μm。
[熱精輥軋後的平均冷卻速度：大於50℃/s]
在本實施形態的熱輥軋步驟中，是在熱精輥軋結束時起算1秒以內，開始進行平均冷卻速度大於50℃/s的冷卻。藉此，就能使熱精輥軋後的沃斯田鐵粒微細化。藉由令熱精輥軋後的沃斯田鐵粒微細化，就能將後段退火步驟(更詳細來說，是球狀化退火)後的肥粒鐵平均粒徑控制在小於10μm。
當熱精輥軋後的冷卻開始時間是從結束時起算大於1秒時，則會導致沃斯田鐵粒粗大化，且球狀化退火後的肥粒鐵的平均結晶粒徑會大於10μm，而無法顯現出使結晶粒微細化所帶來的效果。熱精輥軋後的冷卻開始時間從結束時起算宜在0.8秒以內。冷卻開始時間之下限值並未特別限制。但是，由於實際機械作業上要將冷卻開始時間從結束時起算設為小於0.01秒是有困難的，故0.01秒為實質下限。
又，當熱精輥軋後的平均冷卻速度為50℃/s以下時，會導致沃斯田鐵粒粗大化，且後段球狀化退火後的肥粒鐵平均結晶粒徑會大於10μm。熱精輥軋後的平均冷卻速度宜為55℃/s以上。平均冷卻速度之上限值並未特別規定。但是，由於實際機械作業上要將平均冷卻速度設為300℃/s以上是有困難的，故300℃/s為實質上限。
另外，以如上所述熱輥軋步驟進行捲取後的鋼板(熱輥軋鋼板)，亦可回捲並酸洗，再施行冷輥軋。以酸洗來除去鋼板表面氧化物，藉此期待能更為提升擴孔性等。另外，酸洗可進行一次，也可分成數次來進行。冷輥軋可以是以一般軋縮率(例如，30~90%)來進行的冷輥軋。就熱輥軋鋼板及冷輥軋鋼板來說，除了經熱輥軋及冷輥軋後保持原樣者以外，也還包含以一般條件施行過調質輥軋的鋼板。
在本實施形態的熱輥軋步驟中，透過以上方式而可製造出熱輥軋鋼板。對於所製造出的熱輥軋鋼板、或者對於熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，進一步可藉由如以下所詳述之退火步驟來施行特定退火處理，藉此獲得本實施形態的滲碳用鋼板。
＜關於退火步驟＞
以下詳述的退火步驟，是對於上述熱輥軋步驟所得熱輥軋鋼板、或對於熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，依據預定熱處理條件施行退火處理(球狀化退火處理)的步驟。透過這種退火處理，使熱輥軋步驟中生成的波來鐵球狀，並將球狀化退火後肥粒鐵的平均結晶粒徑控制在小於10μm。
以下詳述的退火步驟，是對於上述熱輥軋步驟所得熱輥軋鋼板、或對於熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，依據預定熱處理條件施行退火處理(球狀化退火處理)的步驟。透過這種退火處理，使熱輥軋步驟中生成的波來鐵球狀，並將球狀化退火後肥粒鐵的平均結晶粒徑控制在小於10μm。
更詳言之，將以上述方式所得熱輥軋鋼板、或將熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，透過已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，加熱至下述式(101)所定義的Ac
1點以下之溫度區域為止，並施行在Ac
1點以下之溫度區域保持10h以上且100h以下的退火處理後，施行下述冷卻，該冷卻是自退火結束時之溫度起至550℃為止之溫度區域的平均冷卻速度設為5℃/h以上且100℃/h以下。
此處，下述式(101)中，[X]之標記是表示元素X的含量(單位：質量%)，不含該元素時則代入零。
此處，下述式(101)中，[X]之標記是表示元素X的含量(單位：質量%)，不含該元素時則代入零。
[數學式2]
[退火氣體環境：已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境]
在如上所述的退火步驟中，退火氣體環境是作成：已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境。當氮濃度以體積分率計小於25%時，便無法將鋼板表層的平均氮濃度控制在0.040質量%以上且0.200質量%以下。因此，在本實施形態的退火步驟中，是將退火氣體環境中的氮濃度設為以體積分率計25%以上。退火氣體環境中的氮濃度宜為以體積分率計75%以上，較宜為體積分率計80%以上。又，該氮濃度雖是越高越好，但由於要將氮濃度控制到以體積分率計99%以上，則在成本上並不利，故體積分率99%為實質上限。
在如上所述的退火步驟中，退火氣體環境是作成：已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境。當氮濃度以體積分率計小於25%時，便無法將鋼板表層的平均氮濃度控制在0.040質量%以上且0.200質量%以下。因此，在本實施形態的退火步驟中，是將退火氣體環境中的氮濃度設為以體積分率計25%以上。退火氣體環境中的氮濃度宜為以體積分率計75%以上，較宜為體積分率計80%以上。又，該氮濃度雖是越高越好，但由於要將氮濃度控制到以體積分率計99%以上，則在成本上並不利，故體積分率99%為實質上限。
在本實施形態的退火步驟中，是將含氮原子之分子所構成的氣體作為氣體環境氣體來導入，並一邊控制退火氣體環境一邊進行熱處理。例如，使用設置於退火爐內的氣體濃度計，調整要導入退火步驟所用加熱爐中的氣體環境氣體的流量等，藉此來控制退火氣體環境即可。
另外，氣體環境氣體的剩餘部分宜以氮之外的惰性氣體為主體，例如適宜使用氫、氬等的還元性氣體即可。更具體而言，就退火氣體環境來說，可將氮濃度以體積分率計設為75%以上，並以剩餘部分為氫。又，若量少，則就算氣體環境氣體中含有氧等氣體也不會有問題。
[加熱條件：以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，至Ac
1點以下之溫度區域為止]
本實施形態的退火步驟中，必須將如上所述的熱輥軋鋼板、或將熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，加熱至以上述式(101)所界定的Ac 1點以下之溫度區域為止。當平均加熱速度小於5℃/h時，則碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm，而彎曲性會劣化。另一方面，當平均加熱速度大於100℃/h時，便不會充分促進碳化物球狀化，而變得難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。又，當加熱溫度大於上述式(101)所界定的Ac 1點時，會導致總碳化物中形成在肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率小於60%，而無法獲得良好的彎曲性。另外，加熱溫度之溫度區域的下限，並未特別規定，不過一旦加熱溫度之溫度區域小於600℃，則退火處理中的保持時間會變長，而製造成本會變得不利。因此，加熱溫度之溫度區域宜設為600℃以上。為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的平均加熱速度宜設為20℃/h以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的平均加熱溫度宜設為50℃/h以下。為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的加熱溫度之溫度區域較宜設為630℃以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的加熱溫度之溫度區域較宜設為670℃以下。
本實施形態的退火步驟中，必須將如上所述的熱輥軋鋼板、或將熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，加熱至以上述式(101)所界定的Ac 1點以下之溫度區域為止。當平均加熱速度小於5℃/h時，則碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm，而彎曲性會劣化。另一方面，當平均加熱速度大於100℃/h時，便不會充分促進碳化物球狀化，而變得難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。又，當加熱溫度大於上述式(101)所界定的Ac 1點時，會導致總碳化物中形成在肥粒鐵結晶粒內之碳化物的個數比率小於60%，而無法獲得良好的彎曲性。另外，加熱溫度之溫度區域的下限，並未特別規定，不過一旦加熱溫度之溫度區域小於600℃，則退火處理中的保持時間會變長，而製造成本會變得不利。因此，加熱溫度之溫度區域宜設為600℃以上。為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的平均加熱速度宜設為20℃/h以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的平均加熱溫度宜設為50℃/h以下。為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的加熱溫度之溫度區域較宜設為630℃以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的加熱溫度之溫度區域較宜設為670℃以下。
[保持時間：在Ac
1點以下之溫度區域，10h以上且100h以下]
本實施形態的退火步驟中，必須在如上所述的Ac 1點以下(宜為600℃以上且Ac 1點以下)之溫度區域，保持10h以上且100h以下。當保持時間小於10h時，便不會充分促進碳化物球狀化，而難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。另一方面，當保持時間大於100h時，碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm，而彎曲性會劣化。為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的保持時間宜設為20h以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的保持時間宜設為80h以下。
本實施形態的退火步驟中，必須在如上所述的Ac 1點以下(宜為600℃以上且Ac 1點以下)之溫度區域，保持10h以上且100h以下。當保持時間小於10h時，便不會充分促進碳化物球狀化，而難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。另一方面，當保持時間大於100h時，碳化物的平均等效圓直徑會大於5.0μm，而彎曲性會劣化。為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的保持時間宜設為20h以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態退火步驟中的保持時間宜設為80h以下。
[冷卻條件：以5℃/h以上且100℃/h以下之平均冷卻速度來冷卻]
本實施形態的退火步驟中，如上所述的加熱保持後，將鋼板以5℃/h以上且100℃/h以下之平均冷卻速度進行冷卻。在此，所謂平均冷卻速度，是自加熱保持溫度(換言之，退火結束時之溫度)起至550℃為止的平均冷卻速度。當平均冷卻速度小於5℃/h時，碳化物會過度粗大化，而彎曲性會劣化。另一方面，當平均冷卻速度大於100℃/h時，便不會充分促進碳化物球狀化，而變得難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。為了更適切控制碳化物的狀態，自加熱保持溫度起至550℃為止之平均冷卻速度宜設為20℃/h以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態的退火步驟中，自加熱保持溫度起至550℃為止之平均冷卻速度宜設為50℃/h以下。
本實施形態的退火步驟中，如上所述的加熱保持後，將鋼板以5℃/h以上且100℃/h以下之平均冷卻速度進行冷卻。在此，所謂平均冷卻速度，是自加熱保持溫度(換言之，退火結束時之溫度)起至550℃為止的平均冷卻速度。當平均冷卻速度小於5℃/h時，碳化物會過度粗大化，而彎曲性會劣化。另一方面，當平均冷卻速度大於100℃/h時，便不會充分促進碳化物球狀化，而變得難以將總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率控制在80%以上。為了更適切控制碳化物的狀態，自加熱保持溫度起至550℃為止之平均冷卻速度宜設為20℃/h以上。又，為了更適切控制碳化物的狀態，本實施形態的退火步驟中，自加熱保持溫度起至550℃為止之平均冷卻速度宜設為50℃/h以下。
又，就本實施形態的退火步驟而言，在小於550℃之溫度區域中的平均冷卻速度，並無特別規定，只要是以任意平均冷卻速度冷卻至預定溫度區域即可。另外，冷卻停止溫度的下限，並未特別規定。但是，要想冷卻至室溫以下，實際機械作業上是有困難的，故室溫為實質下限。
以上，已詳細說明完本實施形態的退火步驟。
透過實施如以上說明之熱輥軋步驟及退火步驟，就能製造出如先前說明之本實施形態的滲碳用鋼板。
透過實施如以上說明之熱輥軋步驟及退火步驟，就能製造出如先前說明之本實施形態的滲碳用鋼板。
另外，在實施如以上說明的退火步驟之前，亦可將熱輥軋後的鋼板在大氣中以40℃以上且70℃以下之溫度區域，保持72h以上且350h以下。透過施行如此之保持，能讓肥粒鐵結晶粒內固溶的碳凝集體形成。這種碳凝集體，是數個原子碳在肥粒鐵結晶粒內凝集而成者。讓這種碳凝集體形成，藉此更為促進後段退火步驟中的碳化物形成。結果，能更為提升退火後鋼板中差排的移動容易度，而更為提升退火後鋼板的成形性。
又，對於以上方式所得到的滲碳用鋼板，可例如施行冷加工作為後續步驟。又，對於經冷加工過的上述滲碳用鋼板，可例如在碳勢為0.4~1.0質量%之範圍下施行滲碳熱處理。滲碳熱處理條件並未特別限定，可適宜調整成能獲得所欲特性之方式。例如，可將滲碳用鋼板加熱至沃斯田鐵單相區域溫度為止，並在滲碳處理後，直接冷卻至室溫，亦可先暫時冷卻至室溫後再次加熱並急速冷卻。此外，以調整強度為目的，亦可對構件的整體或部分，施行回火處理。又，以獲得防鏽效果為目的，可在鋼板表面施予鍍敷；以提升疲勞特性為目的，則亦可在鋼板表面施予珠擊。
[實施例]
[實施例]
接著，針對本發明的實施例進行說明。另外，實施例中的條件，是用來確認本發明的可實施性及效果所採用的一條件例，本發明並不受此一條件例所限定。只要不脫離本發明的要旨，並達成本發明之目的，本發明能採用各種條件。
(試驗例)
將具有以下表1所示化學組成的鋼材，依以下表2所示條件進行熱輥軋(及冷輥軋)後，施行退火而獲得滲碳用鋼板。依以下表2所示條件進行熱輥軋後，於大氣中55℃下保持105小時之外，還依以下表2所示條件進行退火。在此，就以下表2所示條件之一例而言，在用以獲得供給至熱輥軋之鋼材的連續鑄造步驟，透過控制每單位時間的熔融鋼鑄造量來施行鋼材健全化處理。另外，以下表1及表2中，底線表示本發明之範圍外。
將具有以下表1所示化學組成的鋼材，依以下表2所示條件進行熱輥軋(及冷輥軋)後，施行退火而獲得滲碳用鋼板。依以下表2所示條件進行熱輥軋後，於大氣中55℃下保持105小時之外，還依以下表2所示條件進行退火。在此，就以下表2所示條件之一例而言，在用以獲得供給至熱輥軋之鋼材的連續鑄造步驟，透過控制每單位時間的熔融鋼鑄造量來施行鋼材健全化處理。另外，以下表1及表2中，底線表示本發明之範圍外。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
就所得之各個滲碳用鋼板，透過先前說明的方法而測定：(1)總碳化物中縱橫比2.0以下之碳化物個數比率、(2)總碳化物中形成於肥粒鐵結晶粒內的碳化物個數比率、(3)碳化物的平均等效圓直徑、(4)鋼板表層的平均氮濃度、及(5)球狀化退火後的肥粒鐵平均結晶粒徑。另外，球狀化退火後的肥粒鐵平均結晶粒徑，是所獲得之滲碳用鋼板中肥粒鐵的平均結晶粒徑。
又，為了評價所得之各個滲碳用鋼板的彎曲性，從滲碳用鋼板之任意位置採取試驗片，並根據德國汽車工業會所規定之VDA基準(VDA238-100)，以下述條件實施了彎曲性的測定。在本試驗例中，彎曲試驗所得到最大荷重時之位移以VDA基準而轉換成角度，並求出最大彎曲角度(單位：度)。
試驗片尺寸：30mm(輥軋方向)×60mm(與輥軋垂直之方向)
彎曲稜線：與輥軋平行之方向
試驗方法：輥支撐、衝頭施壓
輥徑：φ30mm
衝頭形狀：前端R＝0.4mm
輥間距：2.0×板厚(mm)+0.5mm
施壓速度：20mm/min
試驗機：SHIMADZU AUTOGRAPH(註冊商標) 20kN
彎曲稜線：與輥軋平行之方向
試驗方法：輥支撐、衝頭施壓
輥徑：φ30mm
衝頭形狀：前端R＝0.4mm
輥間距：2.0×板厚(mm)+0.5mm
施壓速度：20mm/min
試驗機：SHIMADZU AUTOGRAPH(註冊商標) 20kN
又，為了對於所得之各個滲碳用鋼板評價滲碳後之韌性，是分別對於所得之各個滲碳用鋼板，施行了以下的滲碳處理。也就是說，將各個滲碳用鋼板在碳勢為0.8質量%之氣體環境下，於900℃保持了2.5hr後，進一步於850℃保持0.5hr來施予滲碳處理，並以100℃進行了油淬火。之後，於160℃保持2.0hr來施予回火處理，並空冷至室溫。從滲碳熱處理後的鋼板任意位置，採取2mm-V凹口夏比試驗片，並依照JIS Z2242所規定之試驗方法，在室溫下實施夏比試驗而測定了衝撃值(J/cm
2)。
另外，作為參考而算出顯示滲碳後淬火性之指標，即理想臨界直徑。理想臨界直徑D
i是一種從鋼板成分所算出的指標，並可使用Grossmann/Hollomon, Jaffe的方法依照以下式(201)來算出。理想臨界直徑D
i之數值越大，則顯示淬火性越優異。
[數學式3]
本試驗例中，滲碳用鋼板之最大彎曲角為100°以上且滲碳後的衝撃值為60J/cm
2以上者，視為冷加工的彎曲性及滲碳後之韌性優異，並作為「實施例」。
所得之各個滲碳用鋼板的顯微組織及特性，統整列示於以下表3。
[表3-1]
[表3-2]
[表3-3]
由上述表3清楚可知，顯然，就符合本發明實施例的滲碳用鋼板而言，滲碳用鋼板之最大彎曲角達100°以上，並且，滲碳後的衝撃值達60J/cm
2以上，具有優異的成形性及滲碳後之韌性。又，作為參考所記載之理想臨界直徑也達5以上，可知符合本發明實施例的滲碳用鋼板也兼具優異的淬火性。
另一方面，由上述表3清楚可知，顯然，吻合本發明比較例的滲碳用鋼板，其最大彎曲角或滲碳後的衝撃值之至少一者是小於基準值，而無法兼具成形性及滲碳後之韌性。
以上，就本發明適宜的實施形態進行了詳細說明，不過本發明並不受限於上述例子。應當瞭解的是，只要是本發明所屬技術領域中具有通常知識者，在申請專利範圍所記載之技術思想範疇內，自然是能想到各種變更例或修正例，此等也當然是屬於本發明的技術範圍內。
Claims (5)
- 一種滲碳用鋼板，其以質量%計含有：C：0.02%以上且小於0.30%、Si：0.005%以上且0.5%以下、Mn：0.01%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.1%以下、sol.Al：0.0002%以上且3.0%以下、N：0.0001%以上且0.035%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；肥粒鐵的平均結晶粒徑小於10μm；碳化物的平均等效圓直徑為5.0μm以下；相對於總碳化物，縱橫比2.0以下之碳化物個數比率為80%以上；相對於總碳化物，存在於肥粒鐵結晶粒內之碳化物個數比率為60%以上；從鋼板最外表面起算在深度方向上至50μm為止的區域中，平均氮濃度為0.040質量%以上且0.200質量%以下。
- 如請求項1之滲碳用鋼板，其以質量%計更含有下述之1種或2種以上來取代剩餘部分之Fe的一部分：Cr：0.005%以上且3.0%以下、Mo：0.005%以上且1.0%以下、Ni：0.010%以上且3.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.001%以上且2.0%以下、Nb：0.010%以上且0.150%以下、Ti：0.010%以上且0.150%以下、V：0.0005%以上且1.0%以下、B：0.0005%以上且0.01%以下。
- 如請求項1或2之滲碳用鋼板，其以質量%計更含有下述之至少一者來取代剩餘部分之Fe的一部分：W：1.0%以下、Ca：0.01%以下。
- 一種滲碳用鋼板的製造方法，是製造如請求項1至3中任1項之滲碳用鋼板的方法，包含：熱輥軋步驟，是將具有如請求項1至3中任1項之化學組成的鋼材進行加熱，在800℃以上且小於920℃之溫度區域結束熱精輥軋，並在700℃以下之溫度進行捲取；及退火步驟，是將經前述熱輥軋步驟而得的鋼板、或將前述熱輥軋步驟後施行過冷輥軋的鋼板，透過已將氮濃度控制在體積分率計25%以上之氣體環境，以5℃/h以上且100℃/h以下之平均加熱速度，加熱至下述式(1)所定義的Ac1點以下之溫度區域為止，並施行在該Ac1點以下之溫度區域保持10h以上且100h以下的退火處理後，施行下述冷卻，該冷卻是自退火結束時之溫度起至550℃為止之溫度區域的平均冷卻速度設為5℃/h以上且100℃/h以下；在前述熱輥軋步驟中，是自前述熱精輥軋結束時起算1秒以內，開始進行平均冷卻速度大於50℃/s的冷卻；將前述退火處理後的肥粒鐵平均粒徑控制在小於10μm；此處，下述式(1)中，[X]之標記是表示元素X的含量(單位：質量%)，不含該元素時則代入零；[數學式1]Ac1=750.8-26.6[C]+17.6[Si]-11.6[Mn]-22.9[Cu]-23[Ni]+24.1[Cr]+22.5[Mo]-39.7[V]-5.7[Ti]+232.4[Nb]-169.4[Al]-894.7[B]‧‧‧式(1)。
- 如請求項4之滲碳用鋼板的製造方法，其在用以獲得供給至前述熱輥軋步驟之前述鋼材的連續鑄造步驟中，施行鋼材健全化處理；該鋼材健全化處理是生成預定夾雜物、或降低預定元素中心偏析的處理之至少一者。
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