(57)【要約】【課題】  大幅にコストの低減した低合金系の鋼材で、冷間加工性、溶接性、引張強度、曲げ疲労強度に優れた窒化用鋼材及びこの鋼材からなる窒化された鋼部品を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：１．０〜５．０％、Ｃｒ：０．２〜４．５％、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＳ：０．０３％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、Ｎ：１００ｐｐｍ以下を含有し、上記の成分元素において３２≦ｆｎ１≦５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶接性、強度特性に優れた冷間加工用の窒化鋼からなる鋼材。  ただし、ｆｎ１＝１５３．５Ｃ＋８Ｍｎ＋５．１Ｎｉ＋５．２Ｃｒであり、各成分元素は質量％で示す数値とする。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：１．０〜５．０％、Ｃｒ：０．２〜４．５％、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＳ：０．０３％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、Ｎ：１００ｐｐｍ以下を含有し、上記の成分元素において３２≦ｆｎ１≦５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接性、強度特性に優れた冷間加工用の窒化鋼からなる鋼材。
ただし、ｆｎ１＝１５３．５Ｃ＋８Ｍｎ＋５．１Ｎｉ＋５．２Ｃｒであり、各成分元素は質量％で示す数値とする。
【請求項２】
質量％で、上記の鋼材の成分に、さらにＭｏ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％から選択した１種または２種以上を含有し、上記の成分元素において３２≦ｆｎ１≦５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接性、強度特性に優れた冷間加工用の窒化鋼からなる鋼材。
ただし、ｆｎ１＝１５３．５Ｃ＋８Ｍｎ＋５．１Ｎｉ＋５．２Ｃｒであり、各成分元素は質量％で示す数値とする。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の冷間加工用の窒化鋼からなる鋼部品を窒化処理したのちに芯部硬度が３５０ＨＶ以上であることを特徴とする溶接性、強度特性に優れた窒化された鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用の部品など動力伝達に用いられる部材に使用される疲労特性に優れた鋼材に関し、特に冷間加工により成型し、窒化処理で強化が図られ、組み付けのために溶接による接合を行うなど、部品の製造に使用する鋼材に関し、さらに、この鋼材からなる窒化された鋼部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
窒化鋼は窒化処理により高い表層硬度を得るために窒化物形成元素のＡｌやＣｒやＶなどを適量添加した特殊鋼である。この窒化鋼を窒化することにより、疲れ強さ、耐熱性、耐摩耗性及び耐食性などに優れた性能が得られる。
【０００３】
ステンレス鋼にも耐摩耗性を必要とする用途に対して窒化処理が検討されているが、ステンレス鋼の場合、表面の不動態被膜の存在によって窒素の浸入が阻害されるため、窒化が困難であった。今日では、この不動態被膜を除去する前処理をすることでステンレス鋼の窒化処理が行えるようになっている。
【０００４】
このようなステンレス鋼の窒化処理を行うものとして、析出硬化系ステンレス鋼が知られているが、この場合は、冷間加工性、溶接性、強度に優れるが高価な元素が多量に添加されており、このためコストアップの問題があった。また、窒化時に表面に硬質の化合物層を形成しやすく、この化合物層が負荷時に剥離して疲労特性を劣化させる問題がある。
【０００５】
一方、被削性と冷間加工性に優れた鋼を素材とし、冷間加工後に軟窒化処理するだけで優れた疲労特性、耐摩耗性、耐ピッチング性や耐スポーリング性を呈する軟窒化鋼材が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。しかし、芯部の応力集中の少ない曲げ負荷では良好な疲労強度を有するが、外周部と芯部に同様の応力が作用する引張負荷では芯部強度が低いために強度が不十分である問題があった。
【０００６】
【特許文献１】特開平１１−３０２７７９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明が解決しようとする課題は、析出硬化系ステンレス鋼材に比して大幅にコストが低減された低合金系の鋼材の開発であって、冷間加工性、溶接性、引張強度、曲げ疲労強度に優れた窒化用鋼材、及び、この鋼材からなる窒化された鋼部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の課題を解決するための本願発明の手段は、低合金系の構造用鋼成分のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＦｅの主要成分にＮｉ、Ｃｕ、Ａｌを添加し、鋼の析出硬化を利用した窒化鋼からなる鋼材である。さらに、この窒化鋼から窒化処理され、芯部硬さが３５０ＨＶ以上で、引張強さが１１００ＭＰａ以上を有する鋼部品である。
【０００９】
すなわち、本願発明の手段は、請求項1の発明では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：１．０〜５．０％、Ｃｒ：０．２〜４．５％、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＳ：０．０３％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、Ｎ：１００ｐｐｍ以下を含有し、上記の成分元素において３２≦ｆｎ１≦５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接性、強度特性に優れた冷間加工用の窒化鋼からなる鋼材である。
【００１０】
ただし、ｆｎ１＝１５３．５Ｃ＋８Ｍｎ＋５．１Ｎｉ＋５．２Ｃｒであり、各成分元素は質量％で示す数値とする。
【００１１】
請求項２の発明では、質量％で、上記の請求項１の手段の鋼材の成分に、さらにＭｏ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％から選択した１種または２種以上を含有し、上記の成分元素において３２≦ｆｎ１≦５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接性、強度特性に優れた冷間加工用の窒化鋼からなる鋼材である。
【００１２】
ただし、ｆｎ１＝１５３．５Ｃ＋８Ｍｎ＋５．１Ｎｉ＋５．２Ｃｒであり、各成分元素は質量％で示す数値とする。
【００１３】
請求項３の発明では、請求項１または請求項２の手段の冷間加工用の窒化鋼からなる鋼材を窒化処理して芯部硬度を３５０ＨＶ以上で、引張強さが１１００ＭＰａ以上からなるものとしたことを特徴とする溶接性、強度特性に優れた冷間加工用の窒化された鋼部品である。
【００１４】
上記の本発明の手段における窒化鋼の鋼成分の範囲の限定理由を説明する。なお、鋼成分は質量％で示すものとする。
【００１５】
Ｃ：０．０３〜０．２％、望ましくは０．０３〜０．１５％
Ｃは芯部硬さの確保、引張強度及び曲げ疲労強度の確保に必要な元素で、このためには０．０３％以上必要である。しかし、０．２％より多すぎると溶接性及び冷間加工性を阻害する。そこで、Ｃは０．０３〜０．２％、望ましくは０．０３〜０．１５％とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、望ましくは０．１〜０．５％
Ｓｉは脱酸材と必要な元素で、さらに引張強度の向上に必要な元素で、このためには０．０１％以上、必要である。しかし、１．０％より多すぎると、靭性を劣化し、冷間加工性を阻害する。そこで、Ｓｉは０．０１〜１．０％、望ましくは０．１〜０．５％とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．３〜２．０％、望ましくは０．８〜２．０％
Ｍｎは芯部硬さの確保、引張強度及び曲げ疲労強度の確保に必要な元素で、このためには０．３％以上必要である。しかし、２．０％より多すぎると溶接性及び冷間加工性を阻害する。そこで、Ｍｎは０．３〜２．０％、望ましくは０．８〜２．０％とする。
【００１８】
Ｐ：０．０３％以下、望ましくは０．０１〜０．０３％
Ｐは電気炉精錬による溶製で不純物として含有される元素である。通常電気炉精錬ではでは、その下限値として０．０１％含有され、上限値として０．０３％含有される。そこで、Ｐは０．０３％以下、望ましくは０．０１〜０．０３％とする。
【００１９】
Ｓ：０〜０．０３％、望ましくは０〜０．０２％
Ｓは０．０３％より多く含有されると曲げ疲労強度を低下する元素である。そこで、Ｓは０〜０．０３％、望ましくは０〜０．０２％とする。
【００２０】
Ｎｉ：１．０〜５．０％、望ましくは１．５〜３．５％
Ｎｉは芯部硬さの確保、引張強度及び曲げ疲労強度の確保に必要な元素であり、時効処理時にＮｉ−Ａｌ金属間化合物による強化をもたらす元素である。このためには１．０％以上必要である。しかし、５．０％より多すぎると溶接性及び冷間加工性を阻害する。そこで、Ｎｉは１．０〜５．０％、望ましくは１．５〜３．５％とする。
【００２１】
Ｃｒ：０．２〜４．５％、望ましくは０．８〜２．５％
Ｃｒは芯部硬さの確保、引張強度及び曲げ疲労強度の確保に必要な元素であり、窒化時の表面硬度上昇に寄与し、耐摩耗性の向上をもたらす元素である。このためには０．２％以上必要である。しかし、４．５％より多すぎると、溶接性及び冷間加工性を阻害し、さらに窒化時に有害な化合物層を生成する。そこで、Ｃｒは０．２〜４．５％、望ましくは０．８〜２．５％とする。
【００２２】
Ｃｕ：０．５〜１．５％、望ましくは０．７〜１．５％
Ｃｕは時効処理時の硬度上昇に寄与し、かつ窒化時の軟化防止に寄与する元素であり、そのためには０．５％以上必要である。しかし、１．５％より多すぎると熱間圧延時の表面疵の発生を助長して靭性を低下する。そこで、Ｃｕは０．５〜１．５％、望ましくは０．７〜１．５％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．５〜１．５％、望ましくは０．７〜１．５％
Ａｌは時効処理時にＮi−Ａｌ金属間化合物を形成して硬度上昇に寄与する。また窒化時には窒化層内にＡｌＮ化合物を多数形成して表面硬度をさらに上昇させて耐摩耗性を向上する元素であり、そのためには０．５％以上必要である。しかし、１．５％より多すぎると、窒化時の表面硬度が高くなり過ぎ、曲げ疲労強度が低下する。そこで、Ａｌは０．５〜１．５％、望ましくは０．７〜１．５％とする。
【００２４】
Ｏ：≦３０ｐｐｍ、望ましくは≦２０ｐｐｍ
Ｏは３０ｐｐｍより多く含有されると、酸化物を多数生成して曲げ疲労強度を低下する。そこで、Ｏは≦３０ｐｐｍ、望ましくは≦２０ｐｐｍとする。
【００２５】
Ｎ：≦１００ｐｐｍ、望ましくは≦８０ｐｐｍ
Ｎは１００ｐｐｍより多く含有されると、鋼の凝固時に粗大な窒化物を多数生成し、これが疲労破壊の起点となることにより曲げ疲労強度を低下させる。そこで、Ｎは≦１００ｐｐｍ、望ましくは≦８０ｐｐｍに制限する必要がある。
【００２６】
Ｍｏ：０．１〜２．０％、望ましくは０．３〜２．０％
Ｍｏは強度及び靱性を向上させる元素で、そのためには０．１％以上を必要とする。しかし、多いとコストアップとなるので上限を２．０％とする。そこで、Ｍｏは０．１〜２．０％、望ましくは０．３〜２．０％とする。
【００２７】
Ｖ：０．０５〜０．５％、望ましくは０．１〜０．３５％
Ｖは炭化物の析出硬化による強度向上と結晶粒の微細化に必要で、また、窒化時には窒化物を形成して強度向上に寄与する元素であり、そのためにはＶは０．０５％以上とする。しかし、Ｖを過剰に添加すると窒化時に表面に硬質の化合物層を形成して疲労特性を低下させるため、その添加量を０．５％以下とする。そこで、Ｖは０．０５〜０．５％、望ましくは０．１〜０．３５％とする。
【００２８】
Ｔｉ：０．００５〜０．５％望ましくは０．１５〜０．３５％
Ｔｉは炭化物の析出硬化による強度向上と結晶粒の微細化に必要な元素で、そのためにはＴｉは０．００５％以上とする。しかし、Ｔｉが０．５％より多いと、窒化物を多数生成し、曲げ疲労強度を低下する。そこで、Ｔｉは０．００５〜０．５％望ましくは０．１５〜０．３５％とする。
【００２９】
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、望ましくは０．０３〜０．３５％
Ｎｂは炭化物の析出硬化による強度向上及び結晶粒微細化に必要な元素で、そのためには、Ｎｂは０．００５％以上とする。しかし、多いとコストアップとなるので上限を０．５％とする。そこで、Ｎｂは０．００５〜０．５％、望ましくは０．０３〜０．３５％とする。
【００３０】
さらに、３２≦ｆｎ１≦５０とする理由について説明する。
ｆｎ１：３２≦ｆｎ１≦５０、望ましくは３６≦ｆｎ１≦５０
ｆｎ１は１５３．５Ｃ＋８Ｍｎ＋５．１Ｎｉ＋５．２Ｃｒからなり、各成分元素は質量％で示す数値とするとき、ｆｎ１の値は鋼材の溶接性、冷間加工性、芯部硬さ及び強度の確保に必要な値であり、そのためには３２以上が必要である。しかし、ｆｎ１の値が５０を越えると溶接性及び冷間加工性を阻害する。そこで、３２≦ｆｎ１≦５０、望ましくは３６≦ｆｎ１≦５０とする
【００３１】
さらに、窒化した鋼部品の芯部硬度：３５０ＨＶ以上とする理由について説明する。
窒化した鋼部品の引張強度を１１００ＭＰａ以上に確保するためには、鋼部品の芯部強度を３５０ＨＶ以上とする必要がある。そこで、窒化した鋼部品の芯部硬度を３５０ＨＶ以上とする。
【発明の効果】
【００３２】
本発明は、上記の手段とすることで、低合金系の鋼材でありながら冷間加工性、溶接性に優れ、引張強度及び曲げ疲労強度に優れた窒化鋼鋼材及び該鋼材からなる部品を提供することができるなど、優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３３】
本発明の最良の実施の形態を表を参照して説明する。
１００ｋｇＶＩＭ炉で表１に示す成分を含有する発明鋼及び比較鋼を溶解し、これをインゴットに鋳造した。
【００３４】
【表１】
2008075136.tif 000002
【００３５】
次いで、上記のインゴットを１２５０℃に加熱して、φ２０ｍｍの素材に鍛伸した。さらに鍛伸した素材を８７０℃で１時間の溶体化処理をし、径１４ｍｍ×長さ２１ｍｍの冷間据込試験片を作製した。この冷間据込試験片を万能試験機を用いて６０％冷間据えこみを施した後、冷間加工性を割れの有無で確認し、表２にその結果を示した。
【００３６】
さらに、上記の鍛伸した素材を冷間圧延により０．５ｍｍ厚の板材に作製した後、脱炭及び酸化を抑制した雰囲気炉あるいは真空炉にて８７０℃で１時間の溶体化処理をし、次いで、脱脂及び脱スケールをして０．５ｍｍ厚×２０ｍｍ幅の板材２枚を得て、この２枚の板材を突き合わせたのちＴＩＧ溶接（条件：電極径２ｍｍ、電流１００Ａ、Ａｒガス流量１０リットル／ｍｉｎ、走査速度１５０ｍｍ／ｍｉｎ、予熱無し）し、接合部の表面および断面の溶接割れの有無を確認し、表２に示した。
【００３７】
上記と同様に、上記の鍛伸した素材を冷間圧延により０．５ｍｍ厚の板材に作製した後、０．５ｍｍ厚×１０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの引張試験片を作製し、この試験片を脱炭及び酸化を抑制した雰囲気炉あるいは真空炉にて８７０℃で１時間の溶体化処理をし、次いで、５００℃で５時間の時効処理をし、さらに４５０℃で１時間のガス窒化処理をした。この窒化後の芯部硬さを表２に示した。
【００３８】
さらに、上記の板状の引張試験片を用い、強度の指標として、引張試験を行って引張強度を測定し、これを表２に示した。
【００３９】
さらに、上記の板状の引張試験片を用い、強度の指標として、両端固定状態で曲げ疲労試験を行って曲げ疲労強度を測定し、これを表２に示した。
【００４０】
【表２】
2008075136.tif 000003
【００４１】
表２に見られるように本発明の窒化鋼は、冷間加工性、溶接性ともに割れの発生は無く優れており、窒化後の芯部硬さは３５０ＨＶ以上で、疲労強度も１１００ＭＰａ以上であり、さらに曲げ疲労強度も５２０ＭＰａ以上であった。これに対し、比較鋼のうちで本発明の成分範囲を外れるか、ｆｎ１の値が本発明の範囲から外れるものは、表２に網掛けで示すように本発明に比していずれかの特性で劣っていた。