(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１０％以下と、Ｓｉ：０．０５％以下と、Ｍｎ：０．１〜１％と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．０２％以下と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％と、Ｃｕ：０．１％以下と、Ｎ：０．００３％以下と、Ｔｉを０．０１〜０．１％かつ下記（１）式で定義されるＴｉ＊：−０．０１〜０．０８％の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼板を成形後窒化処理し、窒化後のＮ％×１０２が４．５以下でかつＴｉ％×Ｎ％×１０３が１．２〜３．２であることを特徴とする、強度、スポット溶接性に優れた窒化部材。
Ｔｉ＊％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％  …（１）
【請求項２】
重量％で、さらに、Ｂ:０．００１％以下及び／又はＮｂ：０．１０％以下を含有していることを特徴とする請求項１に記載の強度、スポット溶接性に優れた窒化部材。
【請求項３】
請求項１または２に記載の組成を有する鋼板を所定の形状に成形後、ＮＨ３ガスまたはＮＨ３を体積率で３０％以上含有する混合ガス雰囲気中で、５００〜６００℃の温度範囲で、下記（２）式で定義されるｘが２．５以下でかつ下記（３）式で定義されるｙが６〜１７となる窒化条件で窒化処理することを特徴とする、強度、スポット溶接性に優れた窒化部材の製造方法。
ｘ＝１０２×（ｔｅｘｐ（−９５００／（Ｔ＋２７３）））０．５  …（２）
但し、ｔ：窒化時間（分）、Ｔ：窒化温度（℃）
ｙ＝１０４×Ｔｉ％×（ｔｅｘｐ（−９５００／（Ｔ＋２７３）））０．５  …（３）
但し、Ｔｉ％：Ｔｉ濃度（重量％）、ｔ：窒化時間（分）、Ｔ：窒化温度（℃）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車においてはメンバー、レインフォースメントなどの強度を要求される部品、外板などの耐デント性の要求される部品、その他あらゆる高強度機械構造用部品に適用できる窒化部材に係り、高強度でかつ靭性に優れ、しかも低製造コストで寸法精度にも優れ、さらに窒化処理の後の組み立て工程において必須となるスポット溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上の要求から車体重量の軽量化が指向されている。また衝突安全性の観点からはボディの高強度、高剛性化さらに衝撃吸収能に対するニーズが高まっている。これらのニーズを満たすために、強度が必要とされるメンバーなどの構造用部材やレインフォースメントなどの補強部材は従来の軟質鋼板からＴＳ（引張強さ）が３４０ＭＰａ以上の高張力鋼板への転換が図られている。
【０００３】
しかしながら、高張力鋼板は軟質鋼板と比較すると伸び、ｒ値で劣るため、当然のことながら成形性が低く、複雑形状のプレス成形が困難なのが現状である。さらにＹＰ（降伏強さ）が高くなることに起因してスプリングバックが大きくなり、良好な寸法精度を得ることが困難である。
【０００４】
一方最近、高強度部材の製造方法として軟質鋼板をプレス後熱処理を行い硬化させる技術がある。この方法では鋼板は焼き入れ前は高成形性であり、その後の熱処理により高強度化するため、複雑形状のプレスが可能でかつ高強度が得られるという利点がある。しかしながら、焼き入れ時に大入熱を伴うため熱歪みにより変形し、部材の高い寸法精度が得られないという問題がある。
【０００５】
鋼を熱処理によって硬化させる技術としては、浸炭や窒化が主に歯車等の耐磨耗性が要求される部品で広く使われている。これらの技術は元来、鋳鍛造品の表面硬化技術である。最近は鋼板をプレス成形して工具、機械構造用部品、自動車部品など、耐磨耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とされる部品に用いる技術が開示されている（特開平９−２５５４３号公報、特開平９−２５５４４号公報）。
【０００６】
これらの技術は明細書中でも述べられているようにＣｒを必須に添加して表面硬度を上昇させることにより、自動車駆動伝達部品などにおいて、主として耐磨耗性の向上を目的としている。従って部材の強度自体を上昇させようとする例えばプレス後焼き入れの技術などとは根本的に技術思想が異なる。このような耐磨耗性に優れた材料は極めて高い表面硬度を有する反面窒化後の低温靭性に乏しい。
【０００７】
さらに一般に、窒化により十分な強度を得ようとすると窒化後は鋼板中の窒素濃度が極めて高くなるため溶接部が過度に硬化し、溶接部の靭性が良くない。そのため従来窒化用鋼板と窒化方法の組み合わせにおいては窒化後部材の強度と溶接性を両立させることは不可能であった。
【０００８】
窒化用の鋼板に対する従来技術については、窒化または軟窒化性に優れる鋼板として、特開昭５４−２１９１６号公報、特開昭５５−７６０４６号公報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３５０１３号公報、特開平９−２５５１７号公報には種々の技術が開示されている。また、特開平６−１３６４３８号公報にはε−Ｃｕの析出強化を窒化と併用して板内部も硬化する技術が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら特開昭５４−２１９１６号公報は耐磨耗性、耐疲労特性を意図したもので、本発明が目的とする機械構造用部品用途にはＴｉ濃度が高すぎ、またＣｒを含有しているという理由で靭性において劣る。特開昭５５−７６０４６号公報、特開平９−２５５１７号公報はＣｒ添加が必須であるが、Ｃｒは表面硬化層の硬さを高める効果があるが、脆化をもたらすので靭性の必要な機械構造用部品用窒化鋼板には添加してはならない。また添加元素が高価であるので工業的に好ましくない。
【００１０】
特開平１−９６３３０号公報は板製造段階で窒化するもので、本発明とは技術思想が異なる。また本先行文献には本発明請求項に示したごく限られたＣ，Ｔｉの範囲において特に窒化後の強度と靭性が優れることは示されていない。特開平８−３５０１３号公報開示の技術は本発明と比較すると窒化による強度上昇に寄与する固溶Ｔｉ量が十分でないため、窒化後の強度に優れない。
【００１１】
さらに、特開平６−１３６４３８号公報に開示のＣｕ添加鋼は、熱延時にＣｕの共晶融解に起因する表面欠陥の発生が顕著で、良好な表面性状が要求される部品に対しては適用できない。
【００１２】
一方、窒化方法は従来５００℃×４時間（特開昭５４−２１９１６号公報）、６００℃，６３０℃×４時間（特開昭５５−７６０４６号公報）、６００℃×２時間（特開平１−９６３３０号公報）、５７０℃×４時間（特開平９−２５５１７号公報）、５８０℃×６０分（特開平８−３５０１３号公報）で行われている。しかし、上記窒化方法では鋼板中の窒素濃度が高すぎて溶接性に優れないばかりか、時間が長すぎるため生産性も優れない。
【００１３】
以上に示したように既存の窒化用鋼板を用いて窒化後の強度、靭性さらに溶接性に優れた部材を製造することは不可能であった。
【００１４】
すなわち、従来技術では、強度、靭性、溶接性に優れた部材を高寸法精度、低コストでの製造は不可能であった。さらに鋼板をプレス後窒化して部材を製造する手法を用いても、既存の窒化用鋼板において窒化後の強度、靭性さらに溶接性を満たすことは不可能であった。
【００１５】
本発明の目的は、上記特性を満足する高強度、高靭性でかつ溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
【００１７】
１．本発明の窒化部材は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以下と、Ｓｉ：０．０５％以下と、Ｍｎ：０．１〜１％と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．０２％以下と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％と、Ｃｕ：０．１％以下と、Ｎ：０．００３％以下と、Ｔｉを０．０１〜０．１％かつ下記（１）式で定義されるＴｉ＊：−０．０１〜０．０８％の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼板を成形後窒化処理し、窒化後のＮ％×１０２が４．５以下でかつＴｉ％×Ｎ％×１０３が１．２〜３．２であることを特徴とする、強度、スポット溶接性に優れた窒化部材である。
Ｔｉ＊％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％  …（１）
２．本発明の窒化部材は、重量％で、さらに、Ｂ：０．００１％以下及び／又はＮｂ：０．１０％以下を含有していることを特徴とする上記１．に記載の強度、スポット溶接性に優れた窒化部材である。
３．本発明の製造方法は、上記１．又は２．に記載の組成を有する鋼板を所定の形状に成形後、ＮＨ３ガスまたはＮＨ３を体積率で３０％以上含有する混合ガス雰囲気中で、５００〜６００℃の温度範囲で、下記（２）式で定義されるｘが２．５以下でかつ下記（３）式で定義されるｙが６〜１７となる窒化条件で窒化処理することを特徴とする、強度、スポット溶接性に優れた窒化部材の製造方法である。
ｘ＝１０２×（ｔｅｘｐ（−９５００／（Ｔ＋２７３）））０．５  …（２）
但し、ｔ：窒化時間（分）、Ｔ：窒化温度（℃）
ｙ＝１０４×Ｔｉ％×（ｔｅｘｐ（−９５００／（Ｔ＋２７３）））０．５  …（３）
但し、Ｔｉ％：Ｔｉ濃度（重量％）、ｔ：窒化時間（分）、Ｔ：窒化温度（℃）
【００１８】
さらに窒化による強度上昇のメカニズムについて鋭意研究した結果、窒化により強度上昇に寄与するのは鋼板中で他の元素と化学的に結合していない、固溶Ｔｉであり、これを−０．０１〜０．０８に制御することによって低温短時間での窒化後の強度上昇が可能で、かつ溶接性に優れた窒化用鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１９】
固溶Ｔｉ濃度はＴｉ全添加量から窒化物、炭化物、硫化物およびその複合体を除いた量で次式で定義される。
Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％さらに窒化後の強度、靭性を得るためにはＴｉ濃度と窒化によって侵窒された窒素の積：Ｔｉ％×Ｎ％×１０3 が１．２〜３．２（ここでＴｉ％，Ｎ％はそれぞれＴｉ，Ｎの重量％）の関係を満たすことが必須であることを見出した。
また化学成分を請求項１に示すような成分範囲に限定することによりプレス成形性、表面性状などの本鋼板を工業的に適用するために必要な、諸特性を満足させた。
【００２０】
また窒化部材の製造方法としては、上記化学成分を含有する鋼板を成形加工後の窒化処理条件をＮＨ3 ガスまたはＮＨ3 を体積率で３０％以上含有する混合ガス雰囲気中で、窒化処理温度、時間を適切に制御することにより、強度と溶接性を両立させた。
【００２１】
以上の知見に基づき、本発明者らは、Ｃ：０．０１０％以下の極低炭素鋼において、Ｔｉ全添加量から窒化物、炭化物、硫化物およびその複合体を除いた量で定義される固溶Ｔｉ濃度（Ｔｉ* ）と、鋼板成形後の窒化処理条件を一定範囲内に制御し、窒化部材中のＮ濃度を規定するようにして、高強度、溶接性、靭性を有する窒化部材を見出し、本発明を完成させた。
【００２２】
すなわち、本発明は、鋼組成、窒化後のＮ濃度および製造条件を下記範囲に限定することにより、高強度、高靭性でかつ溶接性に優れた窒化部材を高寸法精度かつ低コストで提供することができる。
【００２３】
以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、窒化後のＮ濃度の限定理由、および製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成範囲および窒化後のＮ濃度
Ｔｉ：０．０１〜０．１％かつＴｉ* ：―０．０１〜０．０８％，但し、Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％
Ｔｉは本発明の最も重要な化学成分で、Ｔｉの全添加量のうち窒化物、炭化物、硫化物およびその複合体を形成しているものを除いた固溶Ｔｉの制御が窒化後の強度と靭性の両立に不可欠である。
【００２４】
固溶Ｔｉは式Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％で定義される。これをー０．０１〜０．０８％の範囲（かつＴｉ：０．０１〜０．１％）に制御することが必要である。本式は平衡論的に存在する固溶Ｔｉ濃度を与えるので、実質的にはＴｉ＊が負の領域においても−０．０１％以上であれば、Ｔｉが非平衡的に固溶して存在するため、窒化による強度上昇能に優れる。これがー０．０１％未満（即ちＴｉ＜０．０１％）では低温短時間窒化により強度上昇が十分でなく、高い強度が得られない。一方０．０８％を超えると  （即ちＴｉ＞０．１％）脆化し、靭性が得られない。
【００２５】
Ｃ：０．０１０％以下
Ｃ濃度が０．０１０％を超えるとＴｉ添加鋼ではＴｉＣを形成し、強度が上昇し著しく成形性を低下する。従ってＣは０．０１０％以下にしなければならない。
【００２６】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉが０．０５％を超えると固溶強化のために強度が上昇し、成形性の低下を招く。従ってその含有量の上限は０．０５％である。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜１％
Ｍｎは固溶ＳとともにＭｎＳとして析出してＳに起因する表面疵を抑制する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、１％を超えると固溶強化により強度が上昇し成形性が低下する。従って、その含有量は０．１〜１％である。
【００２８】
Ｐ：０．１％以下
ＰはＭｎやＳｉと同様に固溶強化元素であり、０．１％を超えると成形性が著しく劣化するため、その含有量の上限は０．１％である。また窒化処理時に粒界に偏析して脆化を引き起こすので０．０２％以下とすることが望ましい。
【００２９】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは前述したように表面疵の原因となるので０．０２％以下に制御する必要がある。
【００３０】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸材として添加される。０．０１％未満ではその効果が十分でない。また０．１０％を超えて添加してもその効果は飽和し、不経済であるので０．１０％以下である。
【００３１】
Ｎ：０．００３％以下
Ｎは固溶Ｎとして焼鈍時にｒ値向上に適当な集合組織の生成を妨げたり、歪み時効により成形時にストレッチャーストレインマークを発生させ、さらに窒化時に強化に寄与する固溶ＴｉをＴｉＮとして固定するため、窒化の効果を減じるため、出来るだけ低減することが望ましい。０．００３％を超えるとその悪影響が顕著となるので０．００３％以下にする必要がある。
【００３２】
Ｃｕ：０．１％以下
Ｃｕは熱間圧延時に共晶融解し、表面性状を著しく劣化させるので０．１％以下にしなければならない。
【００３３】
Ｂ：０．００１％以下
Ｂは添加すると成形加工時の２次加工脆性を抑制したり、粒界を強化することにより窒化後の材料の延性−脆性遷移温度を下げる効果がある。しかし、０．００１％を超えて含有すると板製造段階でＢＮを形成し成形性を劣化させるので、上記特性が求められる用途に対しては０．００１％以下添加する必要がある。
【００３４】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは添加することにより、素材のｒ値および伸びを向上させる効果がある。しかし、０．１０％を超えるとその効果が飽和し、コスト高となるので、特に高い素材成形性が必要な用途においては０．１０％以下添加する必要がある。
【００３５】
窒化後のＮ％×１０2 ≦４．５かつＴｉ％×Ｎ％×１０3 ：１．２〜３．２
窒化処理によって部材に侵窒されたＮ原子は固溶Ｔｉ原子と結合して強度上昇に寄与するが、濃度が高くなるとスポット溶接時に溶接部が過度に硬化して脆化する。そのため窒化後のＮ濃度は４．５×１０-2％以下でなければならない。  また、窒化後の強度と靭性の観点からＴｉ％×Ｎ％×１０3 が１．２〜３．２（ここでＴｉ％，Ｎ％はそれぞれＴｉ，Ｎの重量％）でなければならない。
【００３６】
Ｔｉ％×Ｎ％×１０3 が１．２未満では窒化後の部材に十分な強度が得られず、一方Ｔｉ％×Ｎ％×１０3 が３．２を超えると部材が脆化する。
【００３７】
上記の成分組成範囲及び窒化後のＮ濃度に調整することにより、高強度、高靭性でかつ溶接性に優れた窒化部材を得ることが可能となる。
【００３８】
このような特性の窒化部材は、以下の製造方法により製造することができる。
【００３９】
（２）窒化部材の製造工程
（製造方法）
上記の成分組成範囲を有する素材鋼板を用い、成形加工後ＮＨ3 ガスまたはＮＨ3 を体積率で３０％以上含有する混合ガス雰囲気中で、５００〜６００℃の温度範囲で、下記（２）式で定義されるｘが２．５以下でかつ下記（３）式で定義されるｙが６〜１７となる窒化条件で窒化処理する。
【００４０】
ｘ＝１０2 ×（ｔｅｘｐ（−９５００／（Ｔ＋２７３）））0.5   …（２）
但し、ｔ：窒化時間（分）、Ｔ：窒化温度（℃）
ｙ＝１０4 ×Ｔｉ％×（ｔｅｘｐ（−９５００／（Ｔ＋２７３）））0.5   …（３）
但し、Ｔｉ％：Ｔｉ濃度（重量％）、ｔ：窒化時間（分）、Ｔ：窒化温度（℃）  ａ．窒化処理条件
窒化雰囲気ガス中のＮＨ3 濃度が３０％未満では窒化処理の効率が劣化する。窒化温度が５００℃未満では窒化効率が劣化する。６００℃超えではγ相を生成するため窒化後の組織が粗大となり脆性が劣化する。
【００４１】
上記（２）式のｘは窒素濃度を表すパラメータでこれが２．５を超えると溶接部靭性が著しく劣化する。また上記（３）式のｙは窒化の効果を表すパラメータでこれが６未満では窒化部材の十分な強度が得られず、１７を超えると靭性が劣化する。
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００４２】
【実施例】
表１に示すような種々の化学成分、濃度を含有する板厚１．２ｍｍの冷延鋼板（Ａ〜Ｃ：本発明鋼、Ｄ：比較鋼）を用い、素材引張特性を測定した。焼鈍温度は８００℃で結晶粒径は１５〜２３μｍであった。窒化処理はＮＨ3 ガス５０％、吸熱型変成ガス５０％の混合ガス雰囲気で行った。
【００４３】
靭性の評価は、シャルピー衝撃試験（ＪＩＳＺ２２４２）により吸収エネルギーを測定し、吸収エネルギーが延性域と脆性域の中央値になる温度として定義される延性−脆性遷移温度を測定した。この値が低いほど靭性が良好であることを示す。試験片（ＪＩＳＺ２２０２）は２枚の板を窒化後にスポット溶接で張り付け、機械加工により４号試験片のサブサイズとした。
【００４４】
スポット溶接性は、ＤＲ形−６ｍｍの電極を用い、加圧力３５０ｋｇｆ、通電時間０．２秒の溶接条件でちり発生直下の溶接電流でスポット溶接後、十字引張試験を行い破断応力で評価した。
【００４５】
表２に窒化前後の引張特性、靭性、スポット溶接性の評価結果を示す（Ｎｏ．９，１０，１３〜１６：本発明例、Ｎｏ．１〜８，１１，１２，１７〜２４：比較例）。
図１に窒化部材中のＮ濃度と十字引張試験の破断荷重の関係を示すが、本発明例（本発明範囲）のＮ％（［Ｎ］）≦４．５×１０-2含有の窒化部材において破断荷重が極めて高いことが分かる。
【００４６】
また図２に窒化条件を示すパラメータｘと十字引張試験の破断荷重の関係を示すが、本発明例（本発明範囲）であるｘ≦２．５の窒化方法において破断荷重が極めて高いことが分かる。
【００４７】
表２に示すように、その他の特性に対しても本発明の試験材（本発明例）Ｎｏ．９，１０，１３〜１６は、窒化後に５００ＭＰａ以上の強度（ＴＳ）、シャルピー延性−脆性遷移温度が−５０℃以下の良好な靭性、スポット溶接性に優れ、強度部材として最適な特性を示す。
【００４８】
これに対して、パラメータｘが２．５を超え、かつ窒化後Ｎ濃度が４．５×１０-2を超える試験材（比較例）Ｎｏ．５，６，１１，１２，１７，１８，２３，２４は十字引張試験を行うと面状破断し、破断荷重が極めて低い。
【００４９】
パラメータｙが１７を超え、かつＴｉ％×Ｎ％×１０3 が３．２を超える試験材（比較例）Ｎｏ．１７〜２４はシャルピーの延性−脆性遷移温度が高く、靭性が十分でない。Ｔｉ％×Ｎ％×１０3 が１．２未満の試験材（比較例）Ｎｏ．１〜４，７，８は窒化後のＴＳ（引張強さ）が５００ＭＰａ未満で窒化による強度上昇が十分でない。
以上より、本発明の鋼材成分、窒化条件でのみ際立って、窒化後の強度、靭性、スポット溶接性が優れることが明らかである。
【００５０】
【表１】
0003912928.tif 000002
【００５１】
【表２】
0003912928.tif 000003
【００５２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば鋼組成、窒化後のＮ濃度、及び製造条件を特定することにより、高強度、溶接性、靭性を有する窒化部材を高寸法精度かつ低コストで製造することが可能となり、産業上極めて有益である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る窒化部材中のＮ％（［Ｎ］）と十字引張破断荷重の関係を示す図。
【図２】本発明の実施例に係る鋼材のｘ（窒化条件を示すパラメータ）と十字引張破断荷重の関係を示す図。
【図１】
0003912928.tif 000004
【図２】
0003912928.tif 000005