JPH0925513A

JPH0925513A - 成形性に優れた窒化用鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0925513A
Application number: JP17573995A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Nishiwaki; 武志西脇; Kazumasa Yamazaki; 一正山崎
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-07-12
Filing date: 1995-07-12
Publication date: 1997-01-28

Abstract

(57)【要約】【課題】耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を兼ね備え
た工具、機械構造用部品、自動車部品を得るための、プ
レス成形性の良い窒化用鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】高成形を必要とするプレス成形を行い、
かつ窒化処理を行い表面硬質層を得る部品に供せられ
る、成形性に優れた窒化用鋼板の製造方法であって、Ｃ
含有量を０．０１０％〜０．０８０％、Ｃｒ含有量を
０．１５％超〜５．００％に限定し、窒化硬化元素群と
して、Ｔｉ；０．０１０％以上かつ４Ｃ［％］未満Ｖ；
０．０１０〜１．００％の１種または２種を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製し熱間圧
延後５００℃以上で巻取を行い、熱延鋼板となすか、あ
るいはその後５０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、そ
の後、再結晶焼鈍を行い冷延鋼板となす製造方法であ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、工具、機械構造用
部品、自動車の部品など、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼
付性を必要とされる部品に用いられる成形性に優れた窒
化用鋼板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】工具、機械構造用部品、自動車の部品な
どは、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とされ
る。そのため窒化と呼ばれる、鋼中に窒素を侵入させ
て、表面硬度、内部硬度の高い部品（薄鋼板の成形品除
く）を製造する処理法が用いられてきた。これらの部品
に使われる鋼（例えば、特開昭５９−３１８５０号公
報，特開昭５９−５０１５８号公報）は、窒化促進元素
を多量に入れるため、高強度、難加工性となり、棒鋼な
どを研削により形を成形し、かかる後、窒化を行い硬度
を高めている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】このような従来技術に
おいては形をつくるための研削に手間やコストがかか
る。快削鋼などの研削しやすい鋼を使用しても、棒鋼か
ら研削によって形をつくる成形法では、手間やコスト
は、非常にかかる。そこでプレス加工、曲げ加工など、
鋼板、特に薄鋼板でよく使用される成形法が使用できれ
ば、部品成形に関わるコストを大幅に削減でき、生産効
率を大幅に上げることができる。このため、プレス加
工、曲げ加工などの安価な成形法で形を成形でき、かつ
窒化性、すなわち、窒化による硬度上昇にすぐれる鋼板
が、強く要望されていた。本発明は、上記問題点を解消
するためのものであって、プレス加工や曲げ加工等の成
形法が使用できる成形性に優れた窒化用鋼板、および製
造方法を提供することを目的としている。

【０００４】

【課題を解決するための手段】本発明の特徴とするとこ
ろは、（１）重量比でＣ：０．０１〜０．０８％未
満、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０
〜３．００％、Ｐ：０．００１〜０．１５０％、Ｎ
：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１５超
〜５．００％、Ａｌ：０．０６０超〜２．００％を含有
し、さらに、窒化硬化元素群として、Ｔｉ：０．０１０
％以上、および４Ｃ［％］未満、Ｖ：０．１０超〜
１．００％、の１種または２種を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延後５０
０℃以上で巻取を行い、熱延鋼板となすか、あるいは、
その後５０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、かかる
後、再結晶焼鈍を行い冷延鋼板となすことを特徴とする
成形性に優れた窒化用鋼板の製造方法である。

【０００５】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
以下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、
鋼の成形性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くな
ると、成形性は劣化する。また含有量が多いと、他の元
素を加えたときの成形性劣化を促進する。従って０．０
８％未満とする。また、０．０１％未満では、機械構造
用としての強度が不足するので０．０１％を下限とす
る。窒化性を高めるための窒化促進元素群としては、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉがある。添加量が少ないと窒化性が
高められないので下限を規定し、添加量が多くなると成
形性の点で実用に耐えなくなるので、鋼の成分によって
上限を規定する。

【０００６】Ｃｒは、窒化硬化に非常に重要な元素であ
り０．１５％以下では窒化による硬度上昇量が小さいの
で必ず０．１５％を超えて含有するものとし、５．００
％を超えると成形性が劣化してくるので、５．００％を
上限とする。ＡｌとＶは、Ｃｒとともに窒化による硬化
元素として非常に重要である。Ａｌは、通常、脱酸成分
として添加し、ブローホール等の欠陥の発生を防止する
ため、０．００５％以上添加する必要がある。Ａｌを、
脱酸成分として用いる場合は、０．００５％を下限とす
る。一般に、Ａｌは、０．０６０％程度まで含まれてい
るので、Ａｌを窒化促進に使用しない場合においても、
０．０６０％までは含有することができる。Ａｌは、窒
素との親和力が強く、窒化物層の表層を非常に硬くする
元素であり、窒化性を高めるために添加する場合は、
０．０６０％以下では窒化による硬度上昇量が小さいの
で０．０６０％を超えて含有する。好ましくは０．０８
０％以上である。また、２．００％を超えると成形性が
劣化してくるので、２．００％を上限とする。

【０００７】ＴｉとＶは、所定のＣｒやＡｌとともに添
加することにより窒化処理による硬度上昇が著しい。Ｔ
ｉはＣｒ、Ａｌに増して強力な窒化物生成元素であり、
窒化処理時間が短くても強力に窒化を促進させる元素で
あり、短時間の処理で表面硬化層を得ることができる。
０．０１０％未満では窒化による硬度上昇量が小さいの
で０．０１０％を下限とする。またＴｉは強力な炭化物
生成元素であり、Ｃ含有量（Ｃ［％］）の４倍以上では
鋼中の全ての炭素が、粗大な析出物となり、結晶粒間の
接着力を弱め、鋳造時や熱間圧延時のスラブ割れが非常
に起こしやすくなる。従って４Ｃ［％］未満を上限とす
る。

【０００８】Ｖは、窒素の拡散を促進させ、鋼の内部に
まで窒素を侵入させるため、鋼の表面に厚い窒化物層を
得ることができる。０．０１０％未満では窒化による硬
度上昇量が小さいので０．０１０％を下限とし、１．０
０％を超えると成形性が劣化してくるので、１．００％
を上限とする。また、Ｖは炭化物生成元素であり、鋼中
の炭素を析出物として、結晶粒間の接着力を弱め、Ｔｉ
ほどではないが、スラブ割れをおこしやすくする。従っ
て、Ｃ含有量の５．６５倍（５．６５Ｃ［％］）以下の
添加が望ましい。

【０００９】以上が本発明に用いる鋼材の窒化処理性向
上のための基本的重要成分であるが、鋼板としての成形
性を確保するために以下の範囲で元素を含有することが
できる。Ｓｉは、０．００５％未満では、製造コストが
飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５％を
下限とし、１．００％を越えると高い成形性が得られな
くなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、０．０
１０％未満では、製造コストが飛躍的に上がり経済的で
なくなるので、０．０１０％を下限とし、３．００％を
越えると高い成形性が得られなくなるので、３．００％
を上限とする。

【００１０】Ｐは、成形性を損なわずに強度を上げられ
る元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．０
０１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経済
的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１５
０％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５０％を上限とする。Ｎは、成形性を確保す
るためには少ない方が良いが、０．０００２％未満では
製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、
０．０００２％を下限とし、０．０１００％を越えると
成形性が劣化してくるので、０．０１００％を上限とす
る。

【００１１】次に製造方法について述べる。前記の化学
組成からなる鋼を溶製し、熱間圧延を行う。この際の加
熱圧延条件は特定されるものではなく、圧延前の加熱を
行わなくても、巻取り条件以降が本発明の範囲ないであ
れば、十分に本発明の効果を受けることができる。熱間
圧延後の巻取り温度は５００℃未満では炭化物、窒化物
又は炭窒化物の析出が十分でなく、最終製品で十分な加
工性が得られないので、５００℃以上とする。厳しい加
工性を要求される場合には、炭化物、窒化物又は炭窒化
物の形態制御を行うことが必要であり、そのためには巻
取り温度を６００℃以上にすることがさらに望ましい。

【００１２】また、更に冷間圧延が施される場合には、
５０％以上の圧下率を施し、次いで再結晶焼鈍を施すこ
とにより、加工性を向上することができるとともに、窒
化処理を施したときには、窒化物又は炭窒化物を形成す
る核となりうる微細な析出物が粒界や粒内に多数存在す
るので窒化処理によって鋼板を十分に硬化することがで
きるので、所望の耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を得
ることができる。冷間圧延率を７０％以上に高めると原
因は定かでないが冷延鋼板における窒化処理硬化層の形
態が短時間で達成され、また、加工性も損なわれること
なく一層良好となるので更に望ましい。

【００１３】冷延鋼板となすには、冷間圧延後、常法の
再結晶焼鈍を施せば良い。その方法は、箱型焼鈍、連続
焼鈍いずれも可能である。焼鈍条件については特に規定
しないが、再結晶温度以上で、かつ粗大粒が生成しない
９００℃以下で行うことが好ましい。巻取り後に酸洗し
熱延鋼板としてもかまわない。また、加工性の向上や加
工後の外観良好化などのために、所望の特性に応じて調
質圧延や、塗油、個体潤滑油の塗布等を行っても、本発
明の効果が失われるものではない。

【００１４】

【実施例】

実施例１以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、表
１に示す巻取温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼
板とした。表１に示す圧下率で冷間圧延を行った後、８
００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板となし
た。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を６０Φの円盤（ブラ
ンク）に切り抜き、さまざまな径のポンチとダイスを組
み合わせ、カップ部品を成形した。ブランク径と成形中
に破断を起こす限界のカップ底の内径の比（限界絞り
比、ＬＤＲ）をもって成形性の評価を行った。また別途
試験片を作製し脱脂した後、ＮＨ₃ガスと吸熱ガスの混
合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷し
た。そしてマイクロビッカース硬度計を用い表面から３
０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価し
た。以上の結果を表１に併記する。表１から明らかなよ
うに、同じ窒化硬度を持つ比較例と本発明例を比較する
と、本発明例の方が、限界絞り比が大きく、成形性に優
れていることが分かる。

【００１５】

【表１】

【００１６】実施例２表２に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理時間による表面硬化層のできやすさ（窒化の迅速
性）の試験を行った。試験片を作製後、ＮＨ₃ガスと吸
熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃で時間を変えなが
ら窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈｖ）を測定した。表面
硬化層の硬度がＨｖ４００を得るのに必要な窒化処理時
間をもとめ、Ｔｉ＝０％の時との処理時間との比でもっ
て窒化の迅速性を評価した。以上の結果を図１にまとめ
る。図１から明らかなように、Ｔｉを０．０１％以上か
つ４Ｃ［％］未満添加した鋼において、おなじ硬度の表
面硬化層を得るのに短時間の処理ですみ窒化の迅速性に
優れていることが分かる。

【００１７】

【表２】

【００１８】実施例３表３に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理による表面硬化層の硬化深さの試験を行った。試
験片を作製後、ＮＨ₃ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃で４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈ
ｖ）を測定し、Ｈｖ４００が得られている表面からの深
さ範囲を求めた。この深さ（μｍ）でもって表面硬化深
さの指標とした。以上の結果を図２にまとめる。図２か
ら明らかなように、Ｖを０．０１％以上添加した鋼にお
いて、より深い表面硬化層が得られており、窒化の硬化
深さ特性に優れていることが分かる。

【００１９】

【表３】

【００２０】実施例４表４に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍｍ厚の
熱延鋼板となした。また別途、同じ成分のスラブを加
熱炉中で１２００℃まで加熱し、９１０℃以上の仕上げ
温度で、熱間圧延を行い、６５０℃で巻取り、ついで、
酸洗を施し、８０％の圧下率で冷間圧延を行った後、８
００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、１．０ｍｍ厚の冷
延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を６０Φ
の円盤（ブランク）に切り抜き、絞り比１．９、２．０
でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ₃ガス
と吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間窒化
処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬度計を
用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもって窒
化性を評価した。以上の結果を表４にまとめる。表４か
ら明らかなように、比較例と本発明例を比較すると、本
発明の深絞り成形体は成形性に優れ、硬い表面窒化物層
が得られ窒化性に優れていることが分かる。

【００２１】

【表４】

【００２２】実施例５表５に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、７
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
一方、同じスラブから鋼片を切り出し、研削によって、
同型のカップ部品を成形し、比較成形体を作製した。こ
れらの成形体をＮＨ₃ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面から３０μｍの位置
の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価した。以上の結果
を表５にまとめる。表５から明らかなように、比較例と
本発明例を比較すると、本発明のプレス成形体のほう
が、硬い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていること
が分かる。

【００２３】

【表５】

【００２４】実施例６表６に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２５０℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、５
３０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、７５％の圧下率
で冷間圧延を行った後、７８０℃×４０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．８ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を８０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
この部品をＮＨ₃ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で
５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そして底の部
分から１０×１０ｍｍの試験片を切り出した。これによ
り、両面に硬質窒化物層が存在する試験片を用意した。
また、窒化処理時において一部のカップ状部品の口を密
閉し、内面をＮＨ₃ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガスに
さらさないで、カップ状部品の外面にのみ硬質窒化物層
を生成させた。これにより、片面のみ硬質窒化物層が存
在している試験片を用意した。これらの試験片に一定荷
重で回転式の研磨板を押しつけ、回転摩耗を加えた。試
験片の板厚が最大０．１ｍｍ減少するまでの研磨板の総
回転数で、耐摩耗性を評価した。以上の結果を表６にま
とめる。表６から明らかなように、比較例と本発明例を
比較すると、本発明の硬質窒化物層を存在させたプレス
成形体の方が耐摩耗性に優れていることが分かる。

【００２５】

【表６】

【００２６】

【発明の効果】本発明によれば、高い窒化性を持ち、か
つ、成形性に優れた鋼板が作製でき、これにより、経済
性、生産性にすぐれ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼
付性、耐食性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動
車の部品等に用いられるプレス成形体が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｔｉ濃度と窒化の迅速性の関係図，

【図２】Ｖ濃度と窒化の硬化深さ特性の関係図である．

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比でＣ：０．０１〜０．０８％未満、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０〜３．００％、Ｐ：０．００１〜０．１５０％、Ｎ：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１５超〜５．００％、Ａｌ：０．０６０超〜２．００％を含有し、さらに、窒
化硬化元素群として、Ｔｉ：０．０１０％以上、および４Ｃ［％］未満、Ｖ：０．１０超〜１．００％、の１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延後５００℃以上で巻
取を行い、熱延鋼板となすか、あるいは、その後５０％
以上の圧下率で冷間圧延を施し、かかる後、再結晶焼鈍
を行い冷延鋼板となすことを特徴とする成形性に優れた
窒化用鋼板の製造方法。