(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.0015〜0.0100質量％、
Si：0.5 質量％以下、
Mn：0.5 質量％以下、
Al：0.005 〜0.200 質量％、
Ｎ：0.010 質量％以下、
Ｐ：0.1 質量％以下および
Ｓ：0.02質量％以下
を含み、さらにTiおよび0.013 質量％以上のＶを、下記の（１）式および（２−１）式を満足する範囲の下に含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする窒化用鋼板。
【数１】
0003888187.tif 000006
但し、Ti、Ｃ、Ｎ、ＳおよびＶ：各元素の含有量（質量％）
Ｔ：窒化処理温度（℃）
【請求項２】
請求項１において、さらに
Ｂ：0.0002〜0.0010質量％
を含有する成分組成になることを特徴とする窒化用鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、さらに
Nb：0.010 〜0.050 質量％
を含有する成分組成になることを特徴とする窒化用鋼板。
【請求項４】
Ｃ：0.0015〜0.0100質量％、
Si：0.5 質量％以下、
Mn：0.5 質量％以下、
Al：0.005 〜0.2 質量％、
Ｎ：0.010 質量％以下、
Ｐ：0.1 質量％以下および
Ｓ：0.02質量％以下
を含み、さらにTiおよびＶを、下記の（１）式および（２−２）式を満足する範囲の下に含有する成分組成になる鋼板に、成形加工を施した後、下記（３）式を満足する温度Ｔ（℃）にて窒化処理を行うことを特徴とする窒化鋼品の製造方法。
【数２】
0003888187.tif 000007
但し、Ti、Ｃ、Ｎ、ＳおよびＶ：各元素の含有量（質量％）
Ｔ：窒化処理温度（℃）
【請求項５】
請求項４において、鋼板は、さらに
Ｂ：0.002 〜0.0010質量％および
Nb：0.010 〜0.050 質量％
のうちの１種または２種を含有する成分組成に成ることを特徴とする窒化鋼品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、工具、機械構造用部品および自動車の部品など、耐磨耗性、耐疲労強度並びに耐焼付性が必要とされる部品、特に、これら諸特性を得るために窒化処理を施される部品に供する、窒化処理前の成形性及び窒化処理後の表面性状に優れた窒化用鋼板と、該鋼板を用いた窒化鋼品の製造方法とに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
工具、機械構造用部品および自動車の部品などは、耐磨耗性、耐疲労強度並びに耐焼付性が必要とされるため、表面硬化処理を施すことが通例である。この表面硬化処理の典型例として窒化処理があり、これは鋼中に窒素を侵入させる処理であり、表面硬さ、そして板厚内部方向の硬さの高い部品を製造できるために多用されてきた。
【０００３】
これら窒化処理が施される部品に供される鋼は、例えば特開昭59−31850 号および同59−50158 号各公報に記載されるように、窒化促進元素を多量に添加するため、窒化処理前の鋼板は高強度である反面、加工性に乏しいものであった。従って、複雑な部品形状の製品を製造する場合は、バルクから研削加工により所定形状に形成し、その後窒化処理を施すことが一般的であった。
【０００４】
しかし、研削加工により複雑な部品形状に作製するには、研削に要するコストが嵩むことから、深絞り成形や張り出し成形などのプレス成形によって部品を作製することが検討されている。すなわち、プレス成形性に優れた鋼板を用いて成形加工を行えば、複雑な部品形状でも成形が可能であり、部品形成に要する時間およびコストを大幅に削減できる。
【０００５】
ところが、従来のプレス加工に適した深絞り鋼板や、TiおよびNbの単独または複合添加によりＣおよびＮを固定した、いわゆるＩＦ（Interstitial Free)鋼を用いることが、例えば特開平９−25517 号公報などにて、提案されている。深絞り鋼板やＩＦ鋼の採用にて、十分な深絞り性および窒化処理後の硬さを達成できるが、イオン窒化処理などの高速な窒化処理を行った場合に、表面欠陥の発生が顕在化し問題になっていた。このイオン窒化処理は、ガス窒化法およびガス軟窒化法に比べて、窒化速度が高速であるという利点を有しており、また、ガス窒化法やガス軟窒化法では、窒化時にマスキング処理を行う場合は予めめっき処理を施しておき、窒化処理後にめっきを除去する必要があるが、イオン窒化処理では、めっきを予め施さなくても簡単にマスキングを行うことができるという、利点もある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このイオン窒化法で窒化処理を行う場合、従来の深絞り用鋼板やＩＦ鋼では、窒化処理後にブリスター状のふくれが発生したり、結晶粒界割れなどの欠陥が発生し易く、イオン窒化処理後の表面性状に問題があった。
【０００７】
そこで、この発明は、上記の問題を解決するためのものであって、その目的とするところは、深絞り性および張り出し成形などの成形性に優れるために、プレス加工や曲げ加工などの成形法が適用できる、窒化処理に供する窒化用鋼板を提供することにある。また、この発明は、かような窒化用鋼板を用いた、窒化鋼品の有利な製造方法について提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
この発明の要旨構成は、次のとおりである。
（ｉ）Ｃ：0.0015〜0.0100質量％、Si：0.5 質量％以下、Mn：0.5 質量％以下、Al：0.005 〜0.2 質量％、Ｎ：0.010 質量％以下、Ｐ：0.1 質量％以下およびＳ：0.02質量％以下を含み、さらにTiおよび0.013 質量％以上のＶを、下記の（１）式および（２−１）式を満足する範囲の下に含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする窒化用鋼板。
【数３】
0003888187.tif 000002
但し、Ti、Ｃ、Ｎ、ＳおよびＶ：各元素の含有量（質量％）
Ｔ：窒化処理温度（℃）
【０００９】
（ii）上記（ｉ）において、さらにＢ：0.0002〜0.0010質量％を含有する成分組成になることを特徴とする窒化用鋼板。
【００１０】
（iii)上記（ｉ）または（ii）において、さらにNb：0.010 〜0.050 質量％を含有する成分組成になることを特徴とする窒化用鋼板。
【００１１】
（iv）Ｃ：0.0015〜0.0100質量％、Si：0.5 質量％以下、Mn：0.5 質量％以下、Al：0.005 〜0.2 質量％、Ｎ：0.010 質量％以下、Ｐ：0.1 質量％以下およびＳ：0.02質量％以下を含み、さらにTiおよびＶを、下記の（１）式および（２−２）式を満足する範囲の下に含有する成分組成になる鋼板に、成形加工を施した後、下記（３）式を満足する温度Ｔ（℃）にて窒化処理を行うことを特徴とする窒化鋼品の製造方法。
【数４】
0003888187.tif 000003
但し、Ti、Ｃ、Ｎ、ＳおよびＶ：各元素の含有量（質量％）
Ｔ：窒化処理温度（℃）
【００１２】
（ｖ）上記（iv）において、鋼板は、さらにＢ：0.002 〜0.0010質量％およびNb：0.010 〜0.050 質量％のうちの１種または２種を含有する成分組成に成ることを特徴とする窒化鋼品の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下に、この発明を詳細に説明する。
まず、この発明の窒化用鋼板における鋼の成分組成について、各成分の限定理由を述べる。
Ｃ：0.0015〜0.0100質量％
Ｃは、延性、特に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が低下するため、Ｃ濃度の上限値を0.0100質量％とする。一方、窒化処理中には、ＶＣ化合物の分解により固溶Ｃを増加させることが必要である。なぜなら、窒化処理時のスパッタリング現象による結晶粒界のＣの減少にともなう、粒界強度の低下を、ＶＣ炭化物の分解により生じた固溶Ｃが結晶粒界に供給されることで抑制できるからである。そして、Ｃ濃度が0.0015質量％未満では、窒化処理中にＶＣ化合物の分解により十分な固溶Ｃを得ることが難しくなる。従って、Ｃ濃度は0.0015〜0.0100質量％とする。
【００１４】
Si：0.5 質量％以下
Siは、後述のMnと同様に強度を高める効果があるが、過度の添加は加工性を低下させるため、その上限値を0.5 質量％とする。また、Si濃度を0.005 質量％未満とするには製鋼コストの増大を招くため、下限値を0.005 質量％とすることが好ましい。なお、製鋼コストの問題がなければ、0.005 質量％未満でも良い。
【００１５】
Mn：0.5 質量％以下
Mnは、強度を高める効果があるが、過度の添加は加工性を低下させるため、その上限値を0.5 質量％とする。また、Mn含有量を0.010 質量％未満にするには製鋼コストの上昇を伴うため、下限値を0.010 質量％とすることが好ましい。なお、製鋼コストの問題がなければ、0.010 質量％未満でも良い。
【００１６】
Al：0.005 〜0.200 質量％以下
Alは、溶鋼での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 質量％以上は添加する必要がある。一方、0.200 質量％を超える過度の添加は、加工性を低下させるため、上限値を0.200 質量％とした。なお、Alは窒素との親和力が強く、化合物層の表層硬さを高める働きがあり、その効果を有効に発揮させるためには0.010 質量％以上の添加が好ましい。
【００１７】
Ｎ：0.010 質量％以下
Ｎは、深絞り性を確保するためには少ない方が良く、とりわけ0.010 質量％を超えると深絞り性が大きく低下するため、0.010 質量％を上限とした。なお、0.0002質量％未満で製造コストが飛躍的に上昇して不経済になるため、0.0002質量％を下限とすることが好ましい。
【００１８】
Ｐ：0.1 質量％以下
Ｐは、深絞り性を低下させずに強度を上げられる元素であるが、0.1 質量％を超える添加は成形性および２次加工脆性などの低下をまねくことから、0.1 質量％以下に抑制する。また、Ｐ含有量を0.002 質量％未満とするには、製鋼コストを飛躍的に増大し不経済であるため、下限値を0.002 質量％とすることが好ましい。なお、製鋼コストの問題がなければ、0.002 質量％未満でも良い。
【００１９】
Ｓ：0.02質量％以下
Ｓは、0.02質量％を超えると、表面疵の発生および延性の低下を招くことから、0.02質量％以下に抑制する。
【００２０】
次に、炭窒化物形成元素であるTi、ＶおよびNbは、この発明において重要な添加元素であり、成分範囲を以下のように制御する必要がある。始めに、TiおよびＶを添加する場合から説明する。
すなわち、TiおよびＶの添加により、冷間圧延前に鋼中のＣおよびＮを析出物の形で固定し、冷間圧延時には、固溶ＣおよびＮをほとんど存在させないことが肝要である。このことにより、冷間圧延時の結晶回転が容易に進行し、せん断帯の形成を抑制する結果、深絞り成形に有利な（１１１）＜１１２＞、（５５４）＜２２５＞などの再結晶集合組織の集積度が高い鋼板が得られ、深絞り成形を有利に行うことができる。
【００２１】
次いで、鋼板をプレス成形し部品を成形した後に施される窒化処理では、該窒化処理温度にて、マトリックスのＶＣ炭化物を分解して、一旦固定したＣを再固溶して固溶Ｃを増加させ、粒界に固溶するＣ濃度を高める。
窒化処理により部品の表面層には化合物層が形成され、一般に化合物層が厚いほど、耐摩耗性および表面硬度が増加する。耐摩耗性向上の観点から、化合物層が厚くなる条件で窒化処理を施す方が良いが、化合物層が厚くなるような条件では、結晶粒内と結晶粒界との強度が大きくなるため結晶粒界が破壊しやすくなり、これがブリスター状の表面割れまたは微細な粒界割れに起因した表面性状の劣化につながる。所定濃度のＶ、Ｃを含有する鋼では、窒化処理中にＶＣ炭化物が分解されて固溶Ｃが高まり、結晶粒界の強度が高まるので表面割れを防止できる。
【００２２】
以上の作用効果を得るためには、TiおよびＶの添加量を次のように規制する。まず、Tiは、ＣおよびＮとの相互作用がＶよりも大きい。従ってフェライト域温度となる窒化処理温度では分解が進行しない。窒化処理中に固溶Ｃを得るには、Ti量の上限を次式に従って規制することが必要である。これにより、窒化処理温度にて固溶Ｃを確保するためのＣ源が確保される。
Ti＜48／12Ｃ＋48／14Ｎ＋48／32Ｓ
【００２３】
一方、窒化処理に先立つ成形加工、つまり冷間圧延時においては、固溶Ｃを極力低減させ、深絞り性に有利な集合組織を再結晶焼鈍にて発達させる必要があり、TiおよびＶ添加により固溶Ｃを低減させることが有利である。かような観点から、Tiの下限値を0.005 質量％、好ましくは0.01質量％とする。
【００２４】
同様の理由から、特にTi、その他成分にて固定されない固溶Ｃを固定するために、Ｖ濃度の下限値を、
51／12｛Ｃ−12／48（Ti−48／14Ｎ−48／32Ｓ）｝
とする。すなわち、Ｖ濃度が、
51／12｛Ｃ−12／48（Ti−48／14Ｎ−48／32Ｓ）｝
よりも低い場合は、冷間圧延時の固溶Ｃ濃度が高くなって、深絞り性に有利な集合組織の発達が不十分となる結果、良好なプレス成形性が得られない。
【００２５】
一方、Ｖの上限値は、冷間圧延、プレス成形を経た後に行われる窒化処理の際の処理温度にもとづいて決定される。すなわち、窒化処理温度にて、先にＣ固定にて生成したＶＣ炭化物が分解され得る最大のＶ濃度までは許容されることから、
（10-6000/(T+273)+3 ）／Ｃ
とする。ここで、Ｔは窒化熱処理温度（℃）であり、上式は、フェライト相に対するＶＣ炭化物の固溶度を示している。
【００２６】
すなわち、Ｖ濃度が上限値：10(-6000/(T+273)+3) ／Ｃを超えると、Ｖ過多によってＶＣ炭化物の分解が不十分となり、窒化処理中の固溶Ｃ濃度が不足し、窒化処理後の表面性状が悪化する。
なお、Ｖ濃度が10(-6000/(T+273)+3) ／Ｃ以下であっても、Ｖ：0.1 質量％超ではプレス成形性が劣化する傾向があるので、Ｖは0.1 質量％以下とすることが好ましい。
【００２７】
次に、Nbは鋼中で微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を生成し、冷間圧延時の固溶Ｃ、Ｎの存在による深絞り性の低下を抑制する、上記のTiやＶと同様の働きがある。すなわち、Nbは0.010 質量％未満ではＣ、Ｎを析出固定する効果が少ないため、下限値を0.010 質量％とする。一方、0.050 質量％を越えると加工性を低下させるので0.050 質量％を上限とした。より望ましくは、
Ti／48＋Nb／93＜Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／32
を満足するように、Nb濃度を制御することにより、安定して窒化処理時の固溶Ｃを確保できる。
【００２８】
Ｂ：0.0002〜0.0010質量％
Ｂは不可避的不純物としても0.0001質量％程度は含有されることがあるが、さらに0.0010質量％を上限として含有させてもよい。
Ｂの添加は、結晶粒界強度を強くする働きがあり、２次加工性の向上および窒化処理時のブリスター状のふくれ及び結晶粒界の微細な割れの発生を防止する効果がある。この効果を得るには、少なくとも0.0002質量％以上添加することが好ましい。過度な添加は加工性の低下を招くため、上限値を0.0010質量％とした。
【００２９】
ちなみに、Cu、Ni、CrおよびMoの強度上昇能を有する合金元素は、深絞り性を害さない範囲で添加してもよい。
【００３０】
次に、上記の成分組成を有する窒化用鋼板の製造方法について述べる。
まず、上記成分組成からなる鋼を溶製し、熱間圧延を行う。この熱間圧延における加熱条件および圧延条件は特に限定されるものではなく、熱間圧延前にスラブ加熱を実施しなくともよい。また、仕上圧延温度も特に限定されない。しかしながら、冷間圧延前にTi、ＶおよびNbにより固溶Ｃ、Ｎを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として固定し、固溶Ｃ、Ｎ量を低減させるためには、巻取り温度を少なくとも450 ℃以上、より好ましくは600 ℃以上にすることが推奨される。これにより、固溶Ｃ、Ｎ量が低減し、深絞り性に有利な冷延再結晶集合組織が発達し易い。
【００３１】
その後、冷間圧延は、その圧下率を50％以上として圧延し、次いで再結晶焼鈍を施す。冷延鋼板を得る方法としては、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、連続焼鈍いずれでも良く、焼鈍条件に付いては特に規定しないが、再結晶温度以上でかつ異常粒が発生しない900 ℃以下の温度が好ましい。
【００３２】
得られた冷間圧延を用いて、所望の形状に成形加工する。成形加工は、絞り加工、張出し成形、曲げ加工等、公知の手法を用いることができる。
以上説明した製造法により製造された、この発明の窒化用鋼板は、プレス成形により部品形状に形成された後、処理温度Ｔ（℃）での窒化処理に供されるのである。
この発明の窒化用鋼によれば、冷間圧延時には固溶Ｃを存在させず窒化処理時に固溶Ｃが確保できるように、窒化処理温度ＴにもとづいてＶ含有量が定められているため、プレス成形時には深絞り成形性が良好であり、窒化処理時にはＶＣ炭化物の溶解により固溶Ｃが確保される結果、ブリスター等の表面性状劣化を防止できるのである。
次に、この発明の窒化鋼品の製造方法について説明する。
この発明の窒化鋼品の製造方法は、上述したように、冷延鋼板に対して成形加工を施した後、窒化処理を施すものであるが、鋼板として上記（１）式を満たす範囲でTiを含有し、さらに、Ｖを
51／12｛Ｃ−12／48（Ti−48／14Ｎ−48／32Ｓ）｝
以上含有する鋼板とし、窒化処理温度をＶ含有量にもとづき次の（３）式を満たす温度範囲の窒化処理温度Ｔ（℃）にて窒化処理を行うことが重要である。
Ｔ≧−6000／｛log （Ｖ×Ｃ）−3 ｝−273         ---(３)
この（３）式は、窒化処理中にＶＣ炭化物が溶解して固溶Ｃを確保するために必要な条件である。窒化処理温度Ｔ（℃）が（３）式を満たさないと、ＶＣ炭化物が窒化処理中に溶解せずブリスターの発生を防止できない。
なお、窒化処理温度Ｔ（℃）は（３）式を満たすとともにAc1 変態点以下であることが好ましい。これはAc1 変態点を超えると窒化処理中にオーステナイト相が生成するため、これを冷却するとマルチンサイトに変態し、部品の形状が乱れ易くなるためである。また、イオン窒化処理においては、通常窒化処理温度Ｔは500 〜600 ℃の範囲であり、この温度範囲であることが、特に好ましい。
また、Tiの含有量を上記（１）式を満たす範囲とした理由は、前述したように冷間圧延時に固溶Ｃを低減させ、窒化処理時には固溶Ｃを確保するためである。一方、Ｖの下限値を
51／12｛Ｃ−12／48（Ti−48／14Ｎ−48／32Ｓ）｝
とした理由は、冷間圧延時に固溶Ｃを低減するためである。なお、鋼中のＶ含有量は、加工性の確保の観点から、0.1 質量％以下とすることが好ましい。
さらに、この発明の窒化鋼品の製造方法における、Ｖ、Ti以外の元素については、この発明の窒化用鋼板に関する前述の理由から、Ｃ：0.0015〜0.0100質量％、Si：0.5 質量％以下、Mn：0.5 質量％以下、Al：0.005〜0.200 質量％、Ｎ：0.010 質量％以下、Ｐ：0.1 質量％以下およびＳ：0.02質量％以下を含有するものとし、さらに、Ｂ：0.0002〜0.0010質量％および／またはNb：0.010 〜0.050 質量％を含有してもよい。
【００３３】
【実施例】
表１に示す成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブを作製した。このスラブを1200℃に加熱してから、900 ℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、巻取り温度：600 ℃にて巻取った。次いで、酸洗後に、圧下率80％の冷間圧延を施し、820 ℃×45ｓの再結晶焼鈍を行い、板厚1.6mm の冷延鋼板とした。かくして得られた冷延鋼板に引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）およびランクフォード値（ｒ値）を調査した。なお、引張試験はＪＩＳ５号試験サイズを用い、ＪＩＳ  Ｚ2241に記載の金属材料引張試験方法に準拠して行った。
【００３４】
その後、Ｎ2 およびＨ2 混合ガス雰囲気にて、530 〜580 ℃×３時間のイオン窒化処理を行った。この窒化処理後に、化合物層厚み、表面硬さおよび表面欠陥の有無を調査した。化合物層厚みは、窒化後の鋼板から切り出した試片の厚み方向断面を、電子顕微鏡にて観察し、その断面における化合物層の厚みを測定した。表面硬さはビッカース硬度 (50g)により評価した。
これらの調査結果を表２に示す。
【００３５】
【表１】
0003888187.tif 000004
【００３６】
【表２】
0003888187.tif 000005
【００３７】
表１に示すように、窒化処理温度に応じてＶ濃度を変化させた鋼種No．１〜８においては、化合物層の厚み、表面硬さによらず、表面欠陥のない良好な品質が得られていることがわかる。これに対し、Ti添加量が上記の（１）式を満たさない鋼種No．９、Ｖ濃度が上記（２−１）式を満たさない鋼種No．10、TiおよびＶ濃度が上記（１）式および（２−１）式を満たさない鋼種No．11では、表面欠陥が発生していることがわかる。
ここで、ブリスターは、耐磨耗性、耐疲労強度の観点から、好ましくない欠陥であり、製品品質を著しく低下させるものである。
【００３８】
【発明の効果】
この発明によれば、窒化処理温度に応じた鋼成分に調整することにより、深絞り特性に優れ、かつ窒化後の表面性状に優れる特性が得られるから、特に難成形部品の表面硬化処理に対応した窒化用鋼板を供給できる。これにより、寸法精度、強度、耐久性に優れた高強度一般構造用部品を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。