(57)【要約】【課題】  高い表面硬さを有すると共に高靭性を発揮し、締め付け使用時に「頭飛び」が発生しないようなマイクロねじ、およびこうしたマイクロねじを製造するための有用な方法を提供する。【解決手段】  最表面のビッカース硬さＨＶが７００超であると共に、ねじ中心部におけるビッカース硬さＨＶが３２０未満であり、且つ引張強さが８００〜１２００ＭＰａのものであり、必要によって用いる鋼材の化学成分組成を、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００８〜０．００３％およびＮ：０．０１％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面に浸炭窒化層を有する呼び径３ｍｍ以下のマイクロねじであって、最表面のビッカース硬さＨＶが７００超であると共に、ねじ中心部におけるビッカース硬さＨＶが３２０未満であり、且つ引張強さが８００〜１２００ＭＰａのものであることを特徴とする強度および靭性に優れたマイクロねじ。
【請求項２】
Ｃ：０．０３〜０．０８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００８〜０．００３％およびＮ：０．０１％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼材からなるものである請求項１に記載のマイクロねじ。
【請求項３】
更に、Ｃｒ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項２に記載のマイクロねじ。
【請求項４】
更に、Ｖ：０．００５〜０．２％および／またはＮｂ：０．００５〜０．０３％を含有するものである請求項２または３に記載のマイクロねじ。
【請求項５】
オーステナイトの結晶粒度番号（ＪＩＳ  Ｇ０５５１）が１０以上のものである請求項１〜４のいずれかに記載のマイクロねじ。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載のマイクロねじを製造するに当たり、冷間圧造によって素材をマイクロねじの形状に成形した後、ＲＸガス中に０．５〜１．４％のＮＨ3ガスを混合した雰囲気中にて浸炭窒化処理を施し、その後焼入れ・焼戻しをすることを特徴とする強度および靭性に優れたマイクロねじの製造方法。
【請求項７】
請求項５に記載のマイクロねじを製造するに当たり、冷間伸線時に最終減面率１５〜３０％の強加工を加える請求項６に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、呼び径が５ｍｍ以下（Ｍ３以下）のマイクロねじに関する技術であり、殊に高い表面硬さを有すると共に高靭性を有し、締め付け使用時に「頭飛び」が発生しないようなマイクロねじ、およびこうしたマイクロねじを製造するための有用な方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
携帯電話などの小型電子機器においては、呼び径が３ｍｍ以下となる各種マイクロねじが、部品の固定のために使用されている。こうしたマイクロねじの素材としては、従来から冷間圧造用炭素鋼線（ＪＩＳ  Ｇ３５０７）のＳＷＲＣＨ１６ＡやＳＷＲＣＨ１８Ａ等を用い、伸線、軟化焼鈍および仕上げ伸線等の工程を経て製造した前焼鈍鋼線に、マイクロねじ加工、浸炭（浸炭窒化）焼入れ、焼戻し、めっきおよびベーキングの各処理を施すことによって製造されるのが一般的である。
【０００３】
上記のねじに要求される特性としては、焼入れ後における靭性が良好であることが必要である。こうした靭性を確保するという観点から、従来では粒度が細かくなるアルミキルド鋼である上記ＳＷＲＣＨ１６ＡやＳＷＲＣＨ１８Ａ等が用いられている。またこれらの線材では、軟化焼鈍を行うことによって冷間加工性に優れており、成分的にもＣやＭｎの含有量が多く、高い浸炭硬化性を備えていることもこれまで使用されてきた理由である。
【０００４】
ところで、ねじ類においては上記靭性と共に、硬さや強さも高い特性を備えている必要があり、上記のような素材では不十分である。こうしたことから、靭性と硬度・強度を兼ね備えたものとして、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば特許文献１には、Ｍｎ含有量を比較的高く（０．５〜１．６％程度）すると共にＣ含有量を比較的低くした鋼材を用いて浸炭焼入れ・焼戻しを行い、表面硬さＨＶで５６０〜６００、芯部硬さＨＶで３２０〜３６０となる耐遅れ性に優れたタッピングねじについて提案されている。また特許文献２には、低炭素高Ｍｎ鋼を用いて浸炭若しくは浸炭窒化処理を施すことによって、表面の硬さＨＶ５５０以上で、芯部の硬さＨＶ３２０〜４００のねじについて提案されている。またこの技術では、締め付け後に所定期間が経過したときにねじの頭部が破壊する「頭飛び」現象も防止できるという利点も示されている。
【０００５】
しかしながら、上記各技術では、表面の硬度を高くするに伴って芯部の硬さも必要以上に高くなってしまい、靭性・強度バランスが不十分であるばかりか、「頭飛び」現象を効果的に回避するには不十分である。
【０００６】
こうした不都合を解消するという観点から、例えば特許文献３には、所定の化学成分を有する鋼材に対して表面硬化処理を施し、表面硬さＨＶで５５０〜７００、芯部硬さＨＶで２００〜３２０、硬化層深さ０．０５〜０．７ｍｍ、引張強さが８００〜１２００ＭＰａを有する高強度ねじについて提案されている。この技術の開発によって、通常のねじにおける高強度・高靭性が達成された。
【特許文献１】特開平９−６７６２５号公報、特許請求の範囲等
【特許文献２】特開平１０−１９６６２７号公報、特許請求の範囲、実施例等
【特許文献３】特開２０００−１１９８０８号公報、特許請求の範囲等
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ＩＴ産業の発達と共にマイクロねじの需要も増加する傾向を示しているが、部品形状の更なる小型化が進む中でマイクロねじにおいても、サイズ径が一ランク小さなサイズ（例えば、ねじの呼び径３ｍｍ以下）が要求されると共に、高強度・高トルクの要求が高まりつつある。また靭性に関しても、これまで以上に高い靭性が求められ、特に頭部形状の薄いマイクロねじにあっては、頭飛びの危険性がこれまで以上に懸念される状況下である。
【０００８】
こうした状況下で、これまで提案されてきた技術ではマイクロねじに必要とされる特性としては、依然として不十分であり、更に高特性を発揮することのできるマイクロねじの実現が望まれているのが実状である。
【０００９】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、高い表面硬さを有すると共に高靭性を発揮し、締め付け使用時に「頭飛び」が発生しないようなマイクロねじ、およびこうしたマイクロねじを製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的を達成し得た本発明のマイクロねじとは、最表面のビッカース硬さＨＶが７００超であると共に、ねじ中心部におけるビッカース硬さＨＶが３２０未満のものであり、且つ引張強さが８００〜１２００ＭＰａのものである点に要旨を有するものである。
【００１１】
本発明のマイクロねじで用いる鋼材の種類については、上記のような硬度分布が達成できるものであればよく、特に限定するものではないが、Ｃ：０．０３〜０．０８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００８〜０．００３％およびＮ：０．０１％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものであることが好ましい。また、必要によって、更に（ａ）Ｃｒ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｖ：０．００５〜０．２％および／またはＮｂ：０．００５〜０．０３％、等を含有することも有効であり、これら含有される元素の種類に応じてマイクロねじの特性が更に改善させる。
【００１２】
上記のようなマイクロねじを製造するに当たっては、冷間圧造によって素材をマイクロねじの形状に成形した後、ＲＸガス中に０．５〜１．４％のＮＨ3ガスを混合した雰囲気中にて浸炭窒化処理を施し、その後焼入れ・焼き戻しする様にすれば良い。
【００１３】
本発明のマイクロねじにおいては、靭性の確保という観点から、オーステナイトの結晶粒度番号が１０以上のものであることが好ましいが、こうした結晶粒度を実現するためには、上記の方法において、冷間伸線時に最終減面率１５〜３０％の強加工を加えることが好ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明は以上の様に構成されており、高い表面硬さを有すると共に高靭性を発揮し、締め付け使用時に「頭飛び」が発生しないようなマイクロねじが実現でき、こうしたマイクロねじは、携帯電話などの電子機器で用いるものとして極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
良好な靭性と強度を確保するためには、表面層（硬化層）における硬度をできるだけ高くすると共に、内部（若しくは芯部）における硬度ができるだけ低くなるような硬度分布を実現する必要がある。上記特許文献３の技術においてもこうした観点から、所定の化学成分組成を有する鋼材に対して浸炭処理を施すことによって、こうした硬度分布を実現しようとするものである。しかしながら、こうした技術においても、浸炭処理条件等による制約があることから、必ずしも希望する硬度分布とはいえないものである。
【００１６】
本発明者らは、様々な化学成分の鋼材について、希望する硬度分布を実現するための条件について、特に浸炭窒化条件について最適な雰囲気について検討した。その結果、冷間鍛造によって素材をマイクロねじの形状に成形した後、ＲＸガス（ＣＯ：２０％、Ｈ2：４０％、Ｎ2：４０％の浸炭ガス）中に混合するＮＨ3ガスの比率を低減して浸炭窒化ガス雰囲気で浸炭窒化を行えば、希望する硬度分布を有するマイクロねじが実現できることが分かった。即ち、従来一般的に用いられている浸炭窒化ガスでは、ＲＸガス中に１．５〜２．０％のＮＨ3ガスを混合したものが用いられているが、こうした浸炭窒化ガス雰囲気で処理したものでは、最表面に明確な窒化層が形成され、表面硬さを７００超とした場合には、内部（例えば、中心部）の硬さもそれに伴って高くなってしまい（ＨＶ４００〜７００程度）、希望する硬度分布を実現することができず靭性が極端に低下してしまい、短時間で「頭飛び」が発生してしまうことになる。
【００１７】
これに対して、ＲＸガス中に混合するＮＨ3ガスの比率を０．５〜１．４％程度にしたものでは、好ましい硬度分布が得られたのである。こうした硬度分布が得られる理由についてはその全てが解明できたわけではないが、おそらく素材Ｃ量を低くしたことと相俟って、必要最小限度の硬化層が得られ、表面層（硬化層）以外では硬度がそれほど高くならず、良好な靭性が達成されることになったものと考えられる。また、ＮＨ3含有量を低減することによって、コストダウンが図れるという利点もある。ＮＨ3ガスの比率が０．５％よりも低くなると、表面硬さが低下するという不都合が生じることになる。また、ＲＸガスだけで浸炭処理したものでは、表面硬さの低下という理由によって、表面層と内部の硬度差が大きくならない。尚、本発明におけるマイクロねじにおける内部とは、ねじ中心部を意味する。
【００１８】
本発明では、上記のような適切な処理を施すことによってマイクロねじにおける硬度分布を上記のように適切制御することに特徴があり、用いる鋼材の化学成分組成については特に限定するものではないが、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００８〜０．００３％およびＮ：０．０１％以下（０％を含む）を夫々含有するものが好ましい。これら好ましい範囲を規定した理由は、次の通りである。
【００１９】
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、浸炭窒化熱処理後の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、必要な強度を確保することができないばかりか、オーステナイト化温度が上がるために浸炭窒化深さの低下の影響がでることになる。一方、０．８％を超えると、ねじ内部の硬度が高くなって（ＨＶで３２０以上）靭性が低下し、「頭飛び」の発生を防止しにくくなる。尚、Ｃ含有量のより好ましい下限は０．０４％であり、より好ましい上限は０．０７％である。
【００２０】
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗性および焼入れ性を向上させ、強度を高くする元素であるが、過剰に含有されるとフェライト地を軟化させ冷間圧造時の変形抵抗を増大させる結果、工具寿命の低下を招く。また、浸炭窒化時に粒界が脆化することにより遅れ破壊の強さの劣化をもたらすことになる。こうした観点から、Ｓｉ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１％である。
【００２１】
Ｍｎ：０．８〜１．８％
Ｍｎは鋼材の焼入れ性を向上させ、靭性を保ちながら強度を上昇させるのに有効な元素である。また、本発明ではＣ含有量はできるだけ少ない方が好ましいのであるが、ＭｎはＣ含有量を低下させた分の焼入れ性を補うという観点からの重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには０．８％以上含有させることが好ましいが、その含有量が過剰になると、粒界酸化物の生成とＰの偏析を助長することにより遅れ破壊強さを低下させることになるばかりか、冷間圧造時の変形抵抗を増大させる結果、工具寿命の低下を招くことになる。こうした観点から、Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８％程度であり、より好ましくは１．６％程度とするのが良い。
【００２２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０７％
ＴｉはＮと反応してＴｉＮを形成することによって、固溶Ｂによる焼入れ性を確保するのに有効な成分である。またＴｉの一部は、ＴｉＣを形成することによって結晶粒の微細化に効果を発揮する。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましいが、過剰に含有されるとＴｉＣによる析出強化が発生して冷間圧造性を悪化させるので、０．０７％以下とするのが好ましい。尚、Ｔｉ含有量のより好ましい範囲は０．０１５〜０．０６％程度である、更に好ましくは０．０２〜０．０５５％程度とするのが良い。
【００２３】
Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）
Ｐは、粒界偏析を起こして遅れ破壊特性を劣化させるので、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１２％以下に抑制するのが良い。
【００２４】
Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成することにより、応力が負荷されたときの応力集中箇所となる。従って、冷間圧造性の改善にはＳの含有量はできるだけ減少させることが必要であり、こうした観点から０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１２％以下とするのが良い。
【００２５】
Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは鋼中のＮを捕捉してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を発揮する。こうした効果を有効に発揮させる為には、少なくとも０．０１％含有させることが好ましいが、過剰になると窒化物の粗大化によって却って結晶粒の粗大化を招き、靭性に悪影響を及ぼすことになるので、その含有量は０．０６％以下とするのが良い。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０５％である。
【００２６】
Ｂ：０．０００８〜０．００３％
Ｂは、焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．０００８％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有されると粒界にボロン化合物が偏析して靭性を劣化させるので０．００３％以下とすることが好ましい。尚、Ｂ含有量のより好ましい下限は０．００１２％であり、より好ましい上限は０．００２５％である。
【００２７】
Ｎ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｎは、不可避的に含有してくる元素であるが、過剰に含有されるとＢＮを形成してＢによる焼入れ性を阻害すると共に、鋼材の靭性劣化を招くので０．０１％以下とすることが好ましい。尚、Ｎ含有量のより好ましい上限は０．００５％である。
【００２８】
本発明のマイクロねじで用いる鋼材における好ましい化学成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｃｒ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｖ：０．０５〜０．２％および／またはＮｂ：０．００５〜０．０３％、等を含有させることも有効であり、これによってマイクロねじの特性を更に向上させることができる。これらの元素の範囲限定理由は、下記の通りである。尚これらの成分以外にも、本発明のマイクロねじには、その特性を阻害しない範囲の微量成分（例えば、Ｃｕ等）も含み得るものであり、こうした鋼材を用いることも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２９】
Ｃｒ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、焼入れ性を高めて高強度を確保するために添加するが、その含有量が過剰になると、素材を硬化させて冷間圧造性に悪影響を与えるので、Ｃｒで０．６％以下、Ｍｏで０．２％以下、Ｎｉで０．１％以下とすることが好ましい。
【００３０】
Ｖ：０．００５〜０．２％および／またはＮｂ：０．００５〜０．０３％
ＶおよびＮｂは、Ｖ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成して結晶粒の微細化に有効な元素である。またＶは遅れ破壊性にも寄与する。これらの効果を発揮させるためには、いずれも０．００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させると析出強化して冷間圧造性に悪影響を及ぼすので、Ｖで０．２％以下、Ｎｂで０．０３％以下とすることが好ましい。尚、これらの元素のより好ましい含有量範囲は、Ｖで０．０８〜０．１７％程度であり、Ｎｂで０．０１〜０．０２％程度である。
【００３１】
本発明のマイクロねじを製造するに当たっては、上記のように浸炭窒化処理時における雰囲気ガスを適切に調整する必要があるが、それ以外の工程については通常の工程に従えばよい。即ち、本発明の製造方法において、浸炭窒化処理時の温度は８５０〜９００℃程度で行えばよく、その後の焼入れは、水若しくは油で焼入れすればよく、更に焼入れ後の焼戻し温度は２００〜２８０℃程度で行えばよい。
【００３２】
また、本発明のマイクロねじにおいては、靭性の確保の観点から、そのオーステナイトの結晶粒度を１０以上（ＪＩＳ  Ｇ０５５１）の微細とすることが好ましいが、こうした結晶粒度とするためには、浸炭窒化処理に先立って行う冷間圧造鋼線加工において、その最終伸線減面率を１５〜３０％とできるだけ高くして結晶粒の微細化を図ればよい。尚、このときの減面率は、［（加工前の面積−加工後の面積）／（加工前の面積）］を意味する。
【００３３】
本発明のマイクロねじにおいては、浸炭窒化処理後焼入れ焼戻しした状態で使用することもできるが、耐食性を向上させるという観点からその表面に黒色クロメート処理や亜鉛クロメート処理等の表面処理を施すことも有用である。
【００３４】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００３５】
下記表１に示す化学成分組成の各鋼材を用い、下記表２に示す条件にて図１に示す形状および寸法のマイクロねじを作製した。このとき、表２のＮｏ．１，４のものはＲＸガス雰囲気中で加熱して表面を浸炭処理したものであり、Ｎｏ．２，３のものは、ＲＸガス中にＮＨ3を０．５〜１．４％含有させた浸炭窒化雰囲気中で表面を浸炭窒化したものである。また、冷間伸線時の加工率を変えることによって、オーステナイト（γ）の結晶粒度を変化させた。
【００３６】
【表１】
2005139522.tif 000002
【００３７】
【表２】
2005139522.tif 000003
【００３８】
得られた各マイクロねじについて、下記の条件でねじ込み試験を行い、締め付け破壊トルクを測定した。また、下記の条件による引張試験によって引張強度を測定した。
【００３９】
（ねじ込み試験条件）
ＪＩＳ  Ｂ１０５８に準拠した方法で締め付け破壊トルクを測定した。このとき、測定は各５００回行い、その平均値を計算した。
【００４０】
（引張試験）
ＪＩＳ  Ｂ１０５１に準拠した方法にて、引張強さおよびねじ部標点距離８ｍｍにおける破断伸びを測定した。
【００４１】
その結果を、加工率（減面率）および結晶粒度（ＪＩＳ  Ｇ０５５１）と共に下記表３に併記するが、Ｎｏ．２、３のものでは、高いトルク値が得られていることが分かる。また、結晶粒度を微細化することによって、伸びの向上が図られていることが分かる。
【００４２】
【表３】
2005139522.tif 000004
【００４３】
次に、上記各マイクロねじについて、下記の方法によって硬度分布について測定した。その結果を、下記表４に示すが、Ｎｏ．２，３のものでは、希望する硬度分布が達成されていることがわかる。これに対して、Ｎｏ．１，４のものでは、最表面と内部（最表面から深さ０．５ｍｍの位置）での硬度差があまりないので、靭性が低下していることが分かる。
【００４４】
（硬度分布測定法）
（Ａ）まず、ねじを横向きにしてフェノール樹脂に埋め込んだ。このとき、ねじを平行に埋め込むために２個のナットを適当な間隔を開けてねじ部に取り付けた。次いで、ペーパ研磨機にて、♯８０、１８０、３２０、６００、１０００の順にねじの中心部まで研磨した。このときの試験片の状態を図２に示す。
（Ｂ）引き続き、１μｍダイヤモンド砥粒を分散した水溶液と、潤滑剤ルブリカントを用い、バブ研磨機にて鏡面仕上げを行った。
（Ｃ）マイクロビッパース試験機にて、下記の各箇所における硬度を測定した。
【００４５】
最表面：ねじ底から中心に０．０１ｍｍの位置（荷重：０．０４９０３Ｎ）
ねじ中心部：ねじ中心部の位置（荷重：０．９８０７Ｎ）
【００４６】
【表４】
2005139522.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】実施例で作成したマイクロねじの形状および寸法を示す説明図である。
【図２】硬度分布を測定するときの試験片の状態を示す説明図である。
【図１】
2005139522.tif 000006
【図２】
2005139522.tif 000007