JPH0925517A - 深絞り性の良い窒化用鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の良い窒化用鋼板の製造方法Info
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- JPH0925517A JPH0925517A JP17574095A JP17574095A JPH0925517A JP H0925517 A JPH0925517 A JP H0925517A JP 17574095 A JP17574095 A JP 17574095A JP 17574095 A JP17574095 A JP 17574095A JP H0925517 A JPH0925517 A JP H0925517A
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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深絞
り性に優れた窒化用鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 深絞り加工を行い、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、深絞り性に優れた
窒化用鋼板の製造方法であって、Ｃ含有量を０．０００
２〜０．０１０％、Ｃｒ含有量を０．８０超〜５．００
％に限定し、窒化硬化元素群として、Ｖ、Ａｌ、Ｔｉの
１種又は２種以上を含有し、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。
た工具、機械構造用部品、自動車部品を得るための深絞
り性に優れた窒化用鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 深絞り加工を行い、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、深絞り性に優れた
窒化用鋼板の製造方法であって、Ｃ含有量を０．０００
２〜０．０１０％、Ｃｒ含有量を０．８０超〜５．００
％に限定し、窒化硬化元素群として、Ｖ、Ａｌ、Ｔｉの
１種又は２種以上を含有し、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
【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深絞り性及び窒化
処理性に優れた鋼板の製造方法に関するものである。
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深絞り性及び窒化
処理性に優れた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（薄鋼板の成形品を
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。
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（薄鋼板の成形品を
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。そこで深絞り成形や張り出し成形な
どのプレス加工法や曲げ加工法など、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。ところが従来のプレス加工に適した深絞
り用鋼板では窒化処理によって十分な表面硬度、内部硬
度を得ることができなかった。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優れる鋼板が、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
使用できる深絞り性に優れた窒化用鋼板の製造方法を提
供することを目的としている。
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。そこで深絞り成形や張り出し成形な
どのプレス加工法や曲げ加工法など、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。ところが従来のプレス加工に適した深絞
り用鋼板では窒化処理によって十分な表面硬度、内部硬
度を得ることができなかった。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優れる鋼板が、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
使用できる深絞り性に優れた窒化用鋼板の製造方法を提
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 ：０．０００２〜０．０１
００％、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０
１０〜３．００％、Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、
Ｎ ：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．８０
超〜５．００％を含有し、さらに窒化硬化元素群とし
て、Ｖ ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ：０．１０超
〜２．００％、Ｔｉ：０．０１０〜１．００％の１種ま
たは２種以上を含有し、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深絞り性に優れた窒
化用鋼板の製造方法。
ろは、（１）重量比で、Ｃ ：０．０００２〜０．０１
００％、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０
１０〜３．００％、Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、
Ｎ ：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．８０
超〜５．００％を含有し、さらに窒化硬化元素群とし
て、Ｖ ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ：０．１０超
〜２．００％、Ｔｉ：０．０１０〜１．００％の１種ま
たは２種以上を含有し、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深絞り性に優れた窒
化用鋼板の製造方法。
【０００５】（２）（１）に記載の鋼に、さらに深絞り
性向上元素として、重量比で、Ｎｂ：０．００５〜０．
０６０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる深絞り性に優れた窒化用鋼板。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
とする深絞り性に優れた窒化用鋼板の製造方法。
性向上元素として、重量比で、Ｎｂ：０．００５〜０．
０６０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる深絞り性に優れた窒化用鋼板。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
とする深絞り性に優れた窒化用鋼板の製造方法。
【０００６】（３）（１）又は（２）に記載の鋼に、さ
らに二次加工脆性防止元素として、重量比で、Ｂ：０．
０００５〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる深絞り性に優れた窒化用鋼板。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深絞り性に優れた窒化用鋼板の
製造方法である。
らに二次加工脆性防止元素として、重量比で、Ｂ：０．
０００５〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる深絞り性に優れた窒化用鋼板。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深絞り性に優れた窒化用鋼板の
製造方法である。
【０００７】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
の深絞り性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くな
ると、深絞り性は劣化する。また含有量が多いと、他の
元素を加えたときの深絞り性劣化を促進する。従って
０．０１００％未満とする。また、０．０００２％未満
では鋼の高純化処理負荷の増大により、製造コストが飛
躍的に上がり経済的でないので、０．０００２％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、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉがある。添加量が少ないと窒
化により硬化がおきないので下限を規定し、添加量が多
くなると深絞り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。
下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、鋼
の深絞り性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くな
ると、深絞り性は劣化する。また含有量が多いと、他の
元素を加えたときの深絞り性劣化を促進する。従って
０．０１００％未満とする。また、０．０００２％未満
では鋼の高純化処理負荷の増大により、製造コストが飛
躍的に上がり経済的でないので、０．０００２％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、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉがある。添加量が少ないと窒
化により硬化がおきないので下限を規定し、添加量が多
くなると深絞り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。
【０００８】Ｃｒは、窒化硬化に非常に重要な元素であ
り、０．８０％以下では窒化による硬度上昇量が小さい
ので必ず０．８０％を超えて含有するものとし、５．０
０％を超えると深絞り性が劣化してくるので、５．００
％を上限とする。Ａｌ、ＶおよびＴｉはＣｒとともに窒
化により硬化する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、０．１００％
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、０．１００％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、０．１００％以下では窒化による硬度
上昇量が小さいので０．１００％超を下限とし、２．０
０％を超えると深絞り性が劣化してくるので、２．００
％を上限とする。
り、０．８０％以下では窒化による硬度上昇量が小さい
ので必ず０．８０％を超えて含有するものとし、５．０
０％を超えると深絞り性が劣化してくるので、５．００
％を上限とする。Ａｌ、ＶおよびＴｉはＣｒとともに窒
化により硬化する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、０．１００％
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、０．１００％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、０．１００％以下では窒化による硬度
上昇量が小さいので０．１００％超を下限とし、２．０
０％を超えると深絞り性が劣化してくるので、２．００
％を上限とする。
【０００９】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。０．１００％以下では窒化による硬
度上昇量が小さいので０．１００％超を下限とし、１．
００％を超えると深絞り性が劣化してくるので、１．０
０％を上限とする。Ｔｉは、窒化物の核生成の潜伏期間
が本発明の成分系では短いので、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
し、１．００％を超えると深絞り性が劣化してくるの
で、１．００％を上限とする。またＴｉを深絞り性向上
のために添加する場合は０．００５％以上が好ましい。
以上が本発明の窒化処理性向上のための基本的重要成分
であるが、鋼板としての深絞り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。
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。０．１００％以下では窒化による硬
度上昇量が小さいので０．１００％超を下限とし、１．
００％を超えると深絞り性が劣化してくるので、１．０
０％を上限とする。Ｔｉは、窒化物の核生成の潜伏期間
が本発明の成分系では短いので、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
し、１．００％を超えると深絞り性が劣化してくるの
で、１．００％を上限とする。またＴｉを深絞り性向上
のために添加する場合は０．００５％以上が好ましい。
以上が本発明の窒化処理性向上のための基本的重要成分
であるが、鋼板としての深絞り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。
【００１０】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％を越えると高い深絞り性が得
られなくなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、
０．０１０％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、３．０
０％を越えると高い深絞り性が得られなくなるので、
３．００％を上限とする。
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％を越えると高い深絞り性が得
られなくなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、
０．０１０％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、３．０
０％を越えると高い深絞り性が得られなくなるので、
３．００％を上限とする。
【００１１】Ｐは、深絞り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．
００１％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、０．１
５０％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、深絞り性を確保
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
深絞り性が劣化してくるので、０．０１００％を上限と
する。
れる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．
００１％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、０．１
５０％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、深絞り性を確保
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
深絞り性が劣化してくるので、０．０１００％を上限と
する。
【００１２】また、深絞り性向上元素として、本発明は
Ｎｂを０．００５％以上０．０６０％の範囲で含有する
ことができる。Ｎｂは鋼中で微細な炭化物、窒化物及び
炭窒化物を生成し固溶Ｃ、Ｎの存在による深絞り性の劣
化を防ぐために、添加するものである。Ｎｂは、０．０
０５％未満ではＣ，Ｎを析出固定する効果が少ないた
め、０．００５％を下限とし、０．０６０％を超えると
深絞り性が劣化してくるので０．０６０％を上限とす
る。
Ｎｂを０．００５％以上０．０６０％の範囲で含有する
ことができる。Ｎｂは鋼中で微細な炭化物、窒化物及び
炭窒化物を生成し固溶Ｃ、Ｎの存在による深絞り性の劣
化を防ぐために、添加するものである。Ｎｂは、０．０
０５％未満ではＣ，Ｎを析出固定する効果が少ないた
め、０．００５％を下限とし、０．０６０％を超えると
深絞り性が劣化してくるので０．０６０％を上限とす
る。
【００１３】また、二次加工脆性を防ぐ元素としてＢを
０．０００５％以上０．００５０％以下を含有してもか
まわない。Ｂは低炭素のために弱くなっている鋼の結晶
粒界の強度を強め、二次加工脆性を防ぐ目的で添加する
ものである。Ｂは、０．０００５％未満では二次加工脆
性を防ぐ効果が少ないため、０．０００５％を下限と
し、０．００５０％を超えると深絞り性が劣化してくる
ので０．００５０％を上限とする。なお、Ｂは窒化物と
の親和性が強いので窒化物形成元素を本発明に用いる鋼
材の成分範囲で含有する鋼においてもその鋼の窒化処理
性を妨げることはなく、さらに改善することも可能であ
る。
０．０００５％以上０．００５０％以下を含有してもか
まわない。Ｂは低炭素のために弱くなっている鋼の結晶
粒界の強度を強め、二次加工脆性を防ぐ目的で添加する
ものである。Ｂは、０．０００５％未満では二次加工脆
性を防ぐ効果が少ないため、０．０００５％を下限と
し、０．００５０％を超えると深絞り性が劣化してくる
ので０．００５０％を上限とする。なお、Ｂは窒化物と
の親和性が強いので窒化物形成元素を本発明に用いる鋼
材の成分範囲で含有する鋼においてもその鋼の窒化処理
性を妨げることはなく、さらに改善することも可能であ
る。
【００１４】以上のように成分を調整するが、深絞り性
が厳しく要求される場合は、Ｃの含有量を０．０００２
％以上０．０１００％未満にするとともに、ＣとＮを析
出固定するために、Ｔｉ量を｛（４８／１２）×Ｃ
［％］＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上、もしくはＮ
ｂ量を｛（９３／１２）×Ｃ［％］＋（９３／１４）×
Ｎ［％］｝の０．８倍以上、もしくはＴｉとＮｂを複合
添加する場合で、Ｔｉ量が｛（４８／１２）×Ｃ［％］
＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝よりも少ない時は、Ｎｂ
を０．８×（９３／１２）×Ｃ［％］×｛１−（Ｔｉ
［％］−（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上添加すること
が望ましい。
が厳しく要求される場合は、Ｃの含有量を０．０００２
％以上０．０１００％未満にするとともに、ＣとＮを析
出固定するために、Ｔｉ量を｛（４８／１２）×Ｃ
［％］＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上、もしくはＮ
ｂ量を｛（９３／１２）×Ｃ［％］＋（９３／１４）×
Ｎ［％］｝の０．８倍以上、もしくはＴｉとＮｂを複合
添加する場合で、Ｔｉ量が｛（４８／１２）×Ｃ［％］
＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝よりも少ない時は、Ｎｂ
を０．８×（９３／１２）×Ｃ［％］×｛１−（Ｔｉ
［％］−（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上添加すること
が望ましい。
【００１５】次に前記組成からなる鋼の製造方法につい
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
本発明の範囲内であれば、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
では析出物の形態が良くなく、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。極めて厳しい
深絞り性が要求される場合には、固溶ＣとＮを事前に、
炭化物、窒化物又は炭窒化物として固定しておくことが
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。
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
本発明の範囲内であれば、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
では析出物の形態が良くなく、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。極めて厳しい
深絞り性が要求される場合には、固溶ＣとＮを事前に、
炭化物、窒化物又は炭窒化物として固定しておくことが
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。
【００１６】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、深絞り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、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
因は定かではないが冷延鋼板における窒化処理硬化層の
形成が短時間で達成され、また、深絞り性も損なわれる
こと無く一層良好となるので更に望ましい。
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、深絞り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、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
因は定かではないが冷延鋼板における窒化処理硬化層の
形成が短時間で達成され、また、深絞り性も損なわれる
こと無く一層良好となるので更に望ましい。
【００１７】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、固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。
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、固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。
【００１８】
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〜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、表１に示す温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延
鋼板とした。表１〜表３に示す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。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）をもって深絞り性の評価を行った。ま
た別途試験片を作成し脱脂した後、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１〜表３に併記する。表１〜表
３から明らかなように、同じ窒化硬度を持つ比較例鋼と
本発明鋼を比較すると、本発明鋼の方が、限界絞り比が
大きく、深絞り性に優れていることが分かる。
表１〜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、表１に示す温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延
鋼板とした。表１〜表３に示す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。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）をもって深絞り性の評価を行った。ま
た別途試験片を作成し脱脂した後、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１〜表３に併記する。表１〜表
３から明らかなように、同じ窒化硬度を持つ比較例鋼と
本発明鋼を比較すると、本発明鋼の方が、限界絞り比が
大きく、深絞り性に優れていることが分かる。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】実施例２ 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
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。以上の結果を表４にまとめ
る。表４から明らかなように、Ｔｉを０．０１％以上添
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。
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。以上の結果を表４にまとめ
る。表４から明らかなように、Ｔｉを０．０１％以上添
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。
【００２３】
【表４】
【００２４】実施例３ 実施例１で得られた冷延鋼板の一部を用いて、二次加工
脆性の試験を行った。二次加工脆性の試験は、まず絞り
比１．９でカップ部品を成形し（一次加工）、次に、円
錐型ポンチを押し込んで、カップの周辺を押し広げる加
工を加えた（二次加工）。二次加工を加えると脆化傾向
の大きい材料は、縦に割れ目が入り、この割れの発生率
をもって、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、二次加工脆化による縦割れは、
Ｂを添加した鋼において、発生率が低くなり、高い耐二
次加工割れ性を有していることが分かる。
脆性の試験を行った。二次加工脆性の試験は、まず絞り
比１．９でカップ部品を成形し（一次加工）、次に、円
錐型ポンチを押し込んで、カップの周辺を押し広げる加
工を加えた（二次加工）。二次加工を加えると脆化傾向
の大きい材料は、縦に割れ目が入り、この割れの発生率
をもって、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、二次加工脆化による縦割れは、
Ｂを添加した鋼において、発生率が低くなり、高い耐二
次加工割れ性を有していることが分かる。
【００２５】
【表５】
【００２６】実施例４ 表６〜表８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、６５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍ
ｍ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、８００℃×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２．０、
２．１でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ
3 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６〜表８にまと
める。表６〜表８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。
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、６５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍ
ｍ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、８００℃×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２．０、
２．１でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ
3 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６〜表８にまと
める。表６〜表８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。
【００２７】
【表６】
【００２８】
【表７】
【００２９】
【表８】
【００３０】実施例５ 表９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９にまとめる。表９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。
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９にまとめる。表９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。
【００３１】
【表９】
【００３２】実施例６ 表１０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１０に
まとめる。表１０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。
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１０に
まとめる。表１０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。
【００３３】
【表１０】
【００３４】
【発明の効果】本発明によれば、高い窒化性を持ち、か
つ深絞り性に優れた窒化用鋼板が得られ、更に、経済
性、生産性に優れ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付
性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動車の部品等
に用いられるプレス成形体が得られる。
つ深絞り性に優れた窒化用鋼板が得られ、更に、経済
性、生産性に優れ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付
性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動車の部品等
に用いられるプレス成形体が得られる。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ ：０．０００２〜０．０１００％、 Ｓｉ：０．００５〜１．００％、 Ｍｎ：０．０１０〜３．００％、 Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、 Ｎ ：０．０００２〜０．０１００％、 Ｃｒ：０．８０超〜５．００％を含有し、 さらに窒化硬化元素群として、 Ｖ ：０．１０超〜１．００％、 Ａｌ：０．１０超〜２．００％、 Ｔｉ：０．０１０〜１．００％ の１種または２種以上を含有し、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５
０％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深絞り性に
優れた窒化用鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼に、更に深絞り性向上
元素として、重量比で、 Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる深絞
り性に優れた窒化用鋼板。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
深絞り性に優れた窒化用鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の鋼に、更に二次加
工脆性防止元素として、重量比で、 Ｂ：０．０００５〜０．００５０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる深絞
り性に優れた窒化用鋼板。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
深絞り性に優れた窒化用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17574095A JPH0925517A (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 深絞り性の良い窒化用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17574095A JPH0925517A (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 深絞り性の良い窒化用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0925517A true JPH0925517A (ja) | 1997-01-28 |
Family
ID=16001428
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17574095A Withdrawn JPH0925517A (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 深絞り性の良い窒化用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0925517A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007321631A (ja) * | 2006-05-31 | 2007-12-13 | Sumitomo Heavy Ind Ltd | クライオパネルおよびその製造方法、並びにクライオポンプおよびその製造方法 |
-
1995
- 1995-07-12 JP JP17574095A patent/JPH0925517A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007321631A (ja) * | 2006-05-31 | 2007-12-13 | Sumitomo Heavy Ind Ltd | クライオパネルおよびその製造方法、並びにクライオポンプおよびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20021001 |