(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．２０％（質量％を表す、以下同じ）、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｓｉ：０．０２％超０．５％以下、
Sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
を含有する他、Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒから選ばれる少なくとも１種を、合計含量が０．０５％以下で、且つ下記式（１）を満足する量で含み、
（［Ｔｉ％］／４８．８８＋［Ｖ％］／５０．９４＋
［Ｚｒ％］／９１．２２）×１４．０１−［Ｎ％］＜０……（１）
更に、Ｃｒおよび／またはＭｏの合計含量が０．１０％未満（０％を含まない）で、且つ鋼中のＣ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏの含有量が下記式（２）の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする、窒化処理後の板厚方向硬さ分布が均一で且つスポット溶接性に優れた窒化処理用鋼板。
−９５０×［Ｃ％］＋７８×［Ｓｉ％］＋２０８×［Ｍｎ％］＋
５０×（［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］）＜２００……（２）
【請求項２】
前記鋼が、他の成分として、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％を含むものである請求項１に記載の窒化処理用鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は窒化処理用の鋼板に関し、特に、窒化処理後に均一な板厚方向硬さ分布の窒化物を与え、且つ優れたスポット溶接性を有する窒化処理用鋼板に関するものである。この鋼板は、例えばプレス成形などで成形加工した後に窒化処理して自動車用車体部品などとして使用される鋼板であって、高強度化のために窒化処理を行った後でも、窒化処理前の成形加工による寸法精度を高レベルに保ち、しかもスポット溶接性に優れた窒化処理用鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
窒化処理は、一般に金属機械部品の表面硬さを高めるために利用される技術であり、部品の表面から窒素を侵入させるため、窒化後の部品は厚さ方向に表面から内部にかけて硬さ分布を有している。
【０００３】
例えば特許文献１には、プレス成形性に優れた軟窒化処理用鋼板が開示されており、この文献１に記載された鋼板は、例えば自動車駆動系部品（ギヤなど）などの用途に用いられる鋼板であって、窒化により表面硬さと内部硬さの上昇を図っている。また特許文献２には、鋼中のＮ，Ｓ，Ｃなどと結合していない固溶Ｔｉ量を制御することにより、窒化後の板厚方向硬さ分布を均一にする技術が開示されている。更に特許文献３には、鋼中のＮ，Ｓ，Ｃなどと結合していない固溶Ｔｉ量を制御することで、短時間の窒化処理、換言すると少ない浸窒量での強化を可能とし、結果として窒化処理部材のスポット溶接性を高める技術が開示されている。
【０００４】
ところが、これらの従来技術にはそれぞれ次の様な問題が残されている。即ち特許文献１に開示の技術では、板厚方向の硬さを均一にすることが困難であり、また内部硬さを高めようとしても表面硬化層が成長するのみで、窒化後の部品として達成可能な強度に限界がある。また特許文献２に開示された技術では、窒化による部品強化に多量の窒素を吸収させねばならず、窒化後の部品をスポット溶接の如き抵抗発熱による部分溶融によって溶接する際に、溶融部から窒素が気体として大量に逸出する。そのため、溶融金属が飛散してスパッタが多発するという問題があり、溶接作業性が悪くて健全な溶接部を得るために必要な溶接電流範囲が狭いといった問題を内包している。また特許文献３では、スポット溶接性を優先するため窒化を抑える必要があり、窒化処理後の板厚方向硬さを均一にすることは難しい。
【特許文献１】特開２００３−１１９５４８号公報
【特許文献２】特開平１１−２７９６８６号公報
【特許文献３】特開２０００−３４５３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は上記の様な従来技術の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、窒化処理によって得られる硬さが板厚方向で均一であり、且つスポット溶接性に優れた高強度鋼板を与える窒化処理用鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記課題を解決することのできた本発明の鋼板とは、
Ｃ：０．０５〜０．２０％（質量％を表す、以下同じ）、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｓｉ：０．０２％超０．５％以下、
Sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
を含有する他、Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒから選ばれる少なくとも１種を、合計含量が０．０５％以下で、且つ下記式（１）を満足する量で含み、
（［Ｔｉ％］／４８．８８＋［Ｖ％］／５０．９４＋
［Ｚｒ％］／９１．２２）×１４．０１−［Ｎ％］＜０……（１）
更に、Ｃｒおよび／またはＭｏの合計含量が０．１０％未満（０％を含まない）で、且つ鋼中のＣ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏの含有量が下記式（２）の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、窒化処理後の板厚方向硬さ分布が均一で且つスポット溶接性に優れた窒化処理用鋼板である。
−９５０×［Ｃ％］＋７８×［Ｓｉ％］＋２０８×［Ｍｎ％］＋
５０×（［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］）＜２００……（２）
【０００７】
本発明の上記窒化処理用鋼板には、他の成分として、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％を含有させることにより、窒化処理後の鋼板強度を一段と高めることができるので好ましい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、窒化処理によって板厚方向に均一な硬さ分布を有し、且つ窒化部品をスポット溶接する際にも、優れたスポット溶接性を発揮し得る窒化処理用鋼板を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明者らは前述した様な解決課題の下で、特に窒化処理によって板厚方向の硬さ分布を可及的に均一にできると共に、窒化後においても窒素ガスの過度の放出が起こらず、広い溶接電流範囲で優れたスポット溶接性を発揮する窒化処理用鋼板の開発を期して鋭意研究を重ねた結果、上記本発明に想到したものである。
【００１０】
以下、鋼材の化学成分などを定めた理由を追って、本発明の具体的な構成を明らかにしていく。
【００１１】
まず、鋼材の化学成分を定めた理由を明らかにする。
【００１２】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
窒化処理前の鋼板強度を決定する重要な元素の１つであるが、窒化処理後の材料強度にも重要な影響を及ぼし、含有量が０．０５％未満では、窒化後の鋼板強度として車体部品に最低限必要な硬さである「Ｈｖ：２００レベル」を確保できなくなる。しかしＣ含量が０．２０％を超えると、浸窒量を適正に制御したとしても満足のいくスポット溶接性が得られなくなる。Ｃ含量のより好ましい範囲は、０．０９％以上、０．１９％以下、更に好ましくは０．１０％以上、０．１８％以下である。
【００１３】
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｍｎも、窒化処理前の材料強度を決定する重要な元素であり、窒化処理後の強度にも重大な影響を及ぼす。Ｍｎ含量が０．５％未満では、やはり、窒化後の鋼板強度として車体部品に最低限必要な硬さである「Ｈｖ：２００レベル」を確保できなくなる。しかしＭｎ含量が３．０％を超えると、窒化処理後の鋼板の靭性が悪くなるので、それ以下に抑えねばならない。Ｍｎ含量のより好ましい範囲は、０．６％以上、２．７％以下、更に好ましくは０．７％以上、２．５％以下である。
【００１４】
Ｓｉ：０．０２％超０．５％以下
Ｓｉは、特に窒化処理後の鋼板硬さを確保する上で欠くことのできない元素であり、０．０２％以下では窒化処理後の硬さが不十分となる。一方Ｓｉ含量が０．５％を超えると、板厚方向への窒化が十分に進み難くなり、窒化後の板厚方向硬さが不均一になる。Ｓｉ含量のより好ましい範囲は、０．０８％以上、０．４５％以下、更に好ましくは０．１０％以上、０．４０％以下である。
【００１５】
Sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、鋼を溶製する際の脱酸性元素として有用な元素で、且つ窒化による強度向上にも寄与する元素であり、酸素量を低減して十分なレベルの清浄度を確保しつつ窒化による強化効果を有効に発揮させるには、Sol.Ａｌとして０．００５％以上含有させることが必要である。しかし多過ぎると、非金属系介在物源となって靭性に顕著な悪影響を及ぼすばかりか、表面硬化も著しくなって板厚方向の硬さバラツキが大きくなるので、０．０５０％以下に抑えるべきである。Sol.Ａｌ含量のより好ましい範囲は、０．０１０％以上、０．０４５％以下、更に好ましくは０．０１５％以上、０．０４０％以下である。
【００１６】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎ（窒素）は、溶製工程で雰囲気から不可避的に混入してくる元素であり、製造面から考えると窒化に対する過度の負担を避けるには、０．００１％程度は許容せざるを得ない。しかしＮ含量が多過ぎると、窒化処理前の鋼板の延性が劣悪となり、機械部品として必要な形状に加工することが困難になるので、多くとも０．０１％以下に抑えるべきである。Ｎ含量のより好ましい範囲は、０．００１５％以上、０．００９％以下、更に好ましくは０．００２０％以上、０．００８％以下である。
【００１７】
Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒから選ばれる少なくとも１種：合計含量が０．１０％以下で、且つ下記式（１）を満足する量
これらは窒化処理後の硬さ上昇に寄与する元素であるが、板厚方向（深さ方向）の硬さ上昇以上に表面硬さを著しく高め、結果的に板厚方向の硬さの均一性を害するため、本発明では極力少なく抑えるのがよく、実質的にゼロ％であることが望ましい。但し、溶製原料などに由来して不可避的に混入してくる場合は、窒化処理に先立って鋼中のＮと結合させ窒化物として固定しておくことで、上記障害を解消できる。従って、Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒの含有量は、下記記式（Ｉ）で示す如く、各元素のモル数をＮ（窒素）のモル数で割った値の合計量が、鋼中のＮ含量を超えない様に制御することが不可欠の要件となる。
（［Ｔｉ％］／４８．８８＋［Ｖ％］／５０．９４＋
［Ｚｒ％］／９１．２２）×１４．０１−［Ｎ％］＜０……（１）
但し、仮にこれらの元素の全てを窒化物として固定したとしても、これらの合計含量が０．１０％を超えると窒化処理前の鋼板の延性が低下し、機械部品として必要な形状に成形加工することが困難になるので、多くとも０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下に抑えるのがよい。
【００１８】
Ｃｒおよび／またはＭｏ：合計含量が０．１０％未満（０％を含まない）で、且つ鋼中のＣ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏの含有量が下記式（２）の関係を満たす
ＣｒとＭｏは、窒化処理後の硬さの上昇に寄与する元素であるが、両者の合計含量が０．１０％を超えると、窒化処理後の表面硬化が顕著となり、板厚方向硬さの均一性が低下する。これは、ＣｒやＭｏが鋼板表面における浸炭窒化層の形成を促進し、表面からの窒素（Ｎ）の浸入バリアとなって板厚方向硬さの均一性を阻害するためと考えられる。但し本発明者らが確認したところによると、鋼の表面硬化と板厚方向の窒素浸入に及ぼす影響は、これらＣｒ，Ｍｏよりも、先に挙げたＣ，Ｓｉ，Ｍｎの方が顕著であり、種々検討の結果、下記式（２）から求められる値（α）が２００以下となる様に各元素の含有量を調整してやれば、鋼板の板厚方向の硬さバラツキが可及的に抑えられ、均一な硬さ分布が得られることをつきとめた。
α＝-950×[C]＋78×[Si]＋208×[Mn]＋50×([Cr]＋[Mo])＜200……（２）
【００１９】
そして、上記式（２）の関係を考慮しつつ板厚方向の硬さバラツキを低減することで、板厚方向の硬さ分布をほぼ一定にすることができ、ひいては、浸窒強化に必要な窒素量を最小限に抑えることが可能となる。その結果、従来の浸窒強化材に比べると窒化によるスポット溶接性の劣化を可及的に抑えることができる。
【００２０】
ここでスポット溶接性とは、適正なスポット溶接状態を得ることのできる溶接電流範囲を言い、（溶接スパッタが発生する電流値）−（溶接部の最小ナゲット部が得られる電流値）として求めることができ、この差が大きいものほど、スポット溶接性は優れたものと評価される。
【００２１】
本発明に係る窒化処理用鋼板の必須構成元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅと不可避的に混入してくる不純元素である。不純元素としては、Ｐ（りん），Ｓ（硫黄），Ｏ（酸素）などが挙げられるが、これらは非金属系介在物として強度や加工性、スポット溶接性などに悪影響を及ぼすので、Ｐは０．０３％程度以下、Ｓは０．０２％程度以下、Ｏは０．００５％程度以下に夫々抑えるのがよい。
【００２２】
また本発明においては、更に他の元素として適量のＮｂを積極的に含有させ、窒化処理後の強度を調整することも有効な手段として推奨される。即ちＮｂは、窒化処理前の鋼のミクロ組織を「フェライト＋マルテンサイト（またはベイナイト）」の複合組織とすることで成形後の寸法精度の調整を容易にした場合、窒化時の加熱保持でマルテンサイトが軟化した場合でも、Ｎｂ析出物の存在によって強度低下が補われ、高強度を確保し易くなるので好ましい。
【００２３】
本発明の窒化処理用鋼板は、上記の様に成分組成を調整することで、窒化処理によって均一な板厚方向硬さ分布の硬質鋼板を与え、且つこの硬質鋼板は、窒化処理前はもちろんのこと、窒化処理後であっても優れたスポット溶接性を示す。窒化処理の方法は特に制限されず、鋼板を所定の形状に成形加工した後、汎用の窒化処理、例えばガス窒化（ＮＨ３やＮ２ガス、或はこれらのガスとＨ２やＣＯなどを含む混合ガスを用いた窒化）やプラズマ（イオン）窒化などによって行えばよく、それにより鋼板の表面は勿論のこと、内部（板厚方向深部）までも効率よく窒化を進めることができる。
【００２４】
なお鋼板の厚さは特に制限されず、厚さに応じて窒化処理時間を延長したり処理温度を高めたりすることで板厚方向硬さをほぼ均一にできるが、厚肉になり過ぎると中心部が浸窒不足となって硬さ不足になる傾向は否めないので、本発明の特徴をより有効に生かすには、板厚が３ｍｍ程度以下、より好ましくは２．５ｍｍ程度以下のものを使用するのがよい。
【実施例】
【００２５】
以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実験例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００２６】
実験例
表１，２に示す成分組成の鋼材を真空溶解法により溶製してから鋳造し、得られた鋳塊を１２００℃に加熱し熱間圧延を行って厚さ３０ｍｍのスラブを得た。得られた各スラブを１２５０℃に再加熱してから、板厚３ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延の仕上温度は８８０℃とし、圧延終了後、直ちに５０℃／秒の速度で５５０℃まで冷却し、その後、同温度に保った電気炉内で３０分間保持してから電気炉の電源をオフにし、炉温が２００℃となるまで炉冷してから炉より取り出す。
【００２７】
室温まで冷却した各鋼板を酸洗（酸洗液としては塩酸試薬原液を使用）し、表面のスケールを除去してから板厚１ｍｍまで冷間圧延した。次いで、不活性雰囲気中で７８０℃まで２０℃／秒の速度で昇温し、同温度で６０秒間保持して焼鈍を行なった後、不活性雰囲気中で２００℃まで自然放冷し、その後、大気中で室温まで放冷した。得られた鋼板を幅３０ｍｍ×長さ２００ｍｍの短冊状に切断した後、アセトン試薬を用いて脱脂処理して窒化用試験片とした。
【００２８】
得られた各試験片について、下記の条件で窒化処理を行ってから窒化後の板厚方向硬さ分布を測定すると共に、下記の方法でスポット溶接性を評価した。
【００２９】
［窒化処理］
日本電子工業社製のイオン窒化装置（商品名「ＪＩＮ−３Ｓ」）を使用し、プラズマ印加条件：ガス組成（体積比）Ｈ２／Ｎ２＝１／１、電圧４５０Ｖ、温度５７０℃、時間１０時間、で窒化した後、同処理容器内で室温まで冷却した。
【００３０】
［板厚方向硬さ分布の測定］
上記で得た各窒化処理鋼板について、上記と同様に脱脂処理した後、明石製作所製のビッカース硬度計（商品名「ＭＶＫ−Ｇ１」）を用いて、板厚方向の硬さ分布を測定荷重９．８Ｎで測定し、平均硬さ（平均Ｈｖ）および、最大硬さと最低硬さの差（ΔＨｖ）を求めた。なお窒化後の硬さ（Ｈｖ）は、平均で少なくとも２００Ｈｖ程度は必要であり、これ以下は硬さ不足とする。また最大・最小硬さの差（ΔＨｖ）は、１００Ｈｖレベルまでは許容範囲で、これを超えるものは不良とする。
【００３１】
［スポット溶接性の評価］
試験片サイズ：（窒化処理した鋼板）３０ｍｍ×３０ｍｍ、２枚重ね
溶接機：松下電器社製の単相交流式スポット溶接機（５０ｋＶ定置式、ダイレクト通電方式）、商品名「ＹＲ−５００ＳＴＡ５」
制御装置：名古屋電気社製の「ＵＷＣ−ＩＩ」タイプ
電極：先端直径が６ｍｍのドームラジアスタイプ（外径：１６ｍｍ、材質：Ｃｒ-Ｃｕ）
加圧力：４ｋＮ
初期加圧時間：６０サイクル
通電時間：１０サイクル（電源周波数：６０Ｈｚ）
溶接電流範囲：溶接電流を、４ｋＡから０．５ｋＡのピッチでスパッタが発生するまで高めていき、溶接部の断面観察によって、溶接部ナゲットの直径で４×√ｔ（ｔは試験片の板厚；ｍｍ）が得られる溶接電流を求めると共に、目視観察によってスパッタが発生したときの電流値を求め、両者の差を溶接電流範囲とする。
【００３２】
この溶接電流範囲は広いほど良好であり、その基準は、１．５以上で良好、１．０以下は不良とする。
【００３３】
結果を、窒化処理前の各供試鋼板の硬さ（Ｈｖ）と共に、表２に示す。また、上記実験で得た各供試鋼板（Ｎｏ．１〜６）の板厚方向硬さ分布を図１，２に示す。
【００３４】
【表１】
0004646858.tif 000002
【００３５】
【表２】
0004646858.tif 000003
【００３６】
表１，２および図１，２より、次の様に考えることができる。
【００３７】
Ｎｏ．１は、α値や式（１）の値が適正でΔＨｖが小さく溶接電流範囲も十分に広いが、強度向上元素であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎの含有量が何れも不足するため、平均硬さ（Ｈｖ）が低く、窒化強化の目的が果たせない。
【００３８】
Ｎｏ．２，３は、ＣとＳｉ，Ｍｎ含量のバランスが悪く、結果としてα値が２００を超えているため、窒化処理後の表面硬さが高くなり過ぎて最大・最小硬さの差（ΔＨｖ）が大きく、溶接電流範囲も狭い。またＮｏ．６は、（Ｃｒ＋Ｍｏ）量が多過ぎるため、図２に示す如く表面硬化が著しく、硬さの均一性に欠ける他、鋼板表面のＮ含量が多くなるため溶接時に生成するＮガス量が増大し、低溶接電流でもスパッタが発生し易くなる。
【００３９】
これらに対しＮｏ．４，５は、個々の化学成分含量が適正で、式（１）の値やα値も規定要件を満たしているため、ΔＨｖが小さくて平均Ｈｖ値も十分に高く、また、溶接電流範囲が広くて優れたスポット溶接性を有している。
【００４０】
次に、表３，４に示す成分系の鋼材を用いて上記と同様の実験を行い、表４に示す結果を得た。
【００４１】
【表３】
0004646858.tif 000004
【００４２】
【表４】
0004646858.tif 000005
【００４３】
表３，４より、次の様に考えることができる。
【００４４】
Ｎｏ．１５，２０は、個々の成分含量は好適範囲に入っているが、α値が規定値を超えているためΔＨｖが大きく且つスポット溶接電流範囲も狭い。Ｎｏ．１８は、Ｓｉ含量が不足気味でα値がやや高過ぎるため、ΔＨｖが２００を超えると共にスポット溶接電流範囲も狭い。Ｎｏ．２１は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖの総含有量が規定値を超えて式（１）の値が正の値になっているため、ΔＨｖがやや大きめでスポット溶接電流範囲も狭めである。Ｎｏ．２２は、Ｓｉ含量が不足するため窒化処理後の硬さが十分に上がっていない。Ｎｏ．２３はSol.Ａｌ量が規定範囲を超えているため、窒化後の表面硬化が著しく、結果として硬さバラツキが大きくなっている。
【００４５】
これらに対し、Ｎｏ．７〜１４，１６，１７，１９は、個々の化学成分含量が適正で、且つ式（１）の値やα値も規定要件を満たしているため、ΔＨｖが小さくて平均Ｈｖ値も十分に高く、また、溶接電流範囲が広くて優れたスポット溶接性を有している。
【００４６】
また図３，４は、上記表１〜４に示した実験結果から、鋼材のα値が硬さバラツキ（ΔＨｖ）とスポット溶接性（溶接電流範囲）に与える影響を纏めて示したものであり、α値が２００以下となる様に成分調整すれば、硬さバラツキ（ΔＨｖ）が小さく且つスポット溶接性にも優れた鋼板が得られることを確認できる。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】実験例で得た鋼板の板厚方向硬さ分布（板厚方向位置とビッカース硬さ）を示す図である。
【図２】実験例で得た他の鋼板の板厚方向硬さ分布（板厚方向位置とビッカース硬さ）を示す図である。
【図３】実験例で得た鋼板のα値と硬さバラツキ（ΔＨｖ）の関係を示すグラフである。
【図４】実験例で得た鋼板のα値とスポット溶接性（溶接電流範囲）の関係を示すグラフである。
【図３】
0004646858.tif 000006
【図４】
0004646858.tif 000007
【図１】
0004646858.tif 000008
【図２】
0004646858.tif 000009