JPH0925543A - 成形性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 - Google Patents
成形性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体Info
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- JPH0925543A JPH0925543A JP17608295A JP17608295A JPH0925543A JP H0925543 A JPH0925543 A JP H0925543A JP 17608295 A JP17608295 A JP 17608295A JP 17608295 A JP17608295 A JP 17608295A JP H0925543 A JPH0925543 A JP H0925543A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を兼ね備え
た工具、機械構造用部品、自動車部品に用いられるプレ
ス成形性の良い窒化用鋼板及び加工性、耐摩耗性に優れ
たプレス成形体を提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ；０．０１０％〜０．０８
０％、Ｓｉ；≦１．００％、Ｍｎ；≦３．００％、Ｐ；
≦０．１５０％、Ｃｒ；０．１５０％超〜５．００％、
Ａｌ；０．０６０％超〜２．００％に限定し、更にＴ
ｉ；０．０１０〜４×Ｃ（％）未満、Ｖ；０．０１０〜
１．００％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる成形性に優れた窒化用鋼
板。更に、該鋼板からなるプレス成形体において、成形
体の少なくとも片面に硬質窒化物層を有するプレス成形
体。
た工具、機械構造用部品、自動車部品に用いられるプレ
ス成形性の良い窒化用鋼板及び加工性、耐摩耗性に優れ
たプレス成形体を提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ；０．０１０％〜０．０８
０％、Ｓｉ；≦１．００％、Ｍｎ；≦３．００％、Ｐ；
≦０．１５０％、Ｃｒ；０．１５０％超〜５．００％、
Ａｌ；０．０６０％超〜２．００％に限定し、更にＴ
ｉ；０．０１０〜４×Ｃ（％）未満、Ｖ；０．０１０〜
１．００％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる成形性に優れた窒化用鋼
板。更に、該鋼板からなるプレス成形体において、成形
体の少なくとも片面に硬質窒化物層を有するプレス成形
体。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性に優れた窒
化用鋼板、及び該鋼板からなる工具、機械構造用部品、
自動車の部品など、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を
必要とされる部品に用いられる加工性と耐摩耗性に優れ
たプレス成形体に関するものである。
化用鋼板、及び該鋼板からなる工具、機械構造用部品、
自動車の部品など、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を
必要とされる部品に用いられる加工性と耐摩耗性に優れ
たプレス成形体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】工具、機械構造用部品、自動車の部品な
どは、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とされ
る。そのため窒化と呼ばれる、鋼中に窒素を侵入させ
て、表面硬度、内部硬度の高い部品（薄鋼板の成形品除
く）を製造する処理法が用いられてきた。これらの部品
に使われる鋼（例えば、特開昭５９−３１８５０号公
報，特開昭５９−５０１５８号公報）は、窒化促進元素
を多量に入れるため、高強度、難加工性となり、棒鋼な
どを研削により形を成形し、かかる後、窒化を行い硬度
を高めている。そのため形を成形するのに、手間やコス
トがかかっていた。一方安易で低コストな成形法として
プレス加工による成形法があり、低炭素鋼板、極低炭素
鋼板などの鋼板（例えば特公昭４４−１８０６６号）を
適用すればプレス成形体を製造することができる。しか
し部品としての形は成形できるものの耐摩耗性、耐疲労
強度、耐焼付性に重要な表面の高硬度を得ることができ
なかった。このように従来から知られている方法では成
形しやすくかつ所望の表面高硬度を兼ね備えたプレス成
形体を作ることができず、その両立が課題であった。
どは、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とされ
る。そのため窒化と呼ばれる、鋼中に窒素を侵入させ
て、表面硬度、内部硬度の高い部品（薄鋼板の成形品除
く）を製造する処理法が用いられてきた。これらの部品
に使われる鋼（例えば、特開昭５９−３１８５０号公
報，特開昭５９−５０１５８号公報）は、窒化促進元素
を多量に入れるため、高強度、難加工性となり、棒鋼な
どを研削により形を成形し、かかる後、窒化を行い硬度
を高めている。そのため形を成形するのに、手間やコス
トがかかっていた。一方安易で低コストな成形法として
プレス加工による成形法があり、低炭素鋼板、極低炭素
鋼板などの鋼板（例えば特公昭４４−１８０６６号）を
適用すればプレス成形体を製造することができる。しか
し部品としての形は成形できるものの耐摩耗性、耐疲労
強度、耐焼付性に重要な表面の高硬度を得ることができ
なかった。このように従来から知られている方法では成
形しやすくかつ所望の表面高硬度を兼ね備えたプレス成
形体を作ることができず、その両立が課題であった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような従来技術に
おいては形をつくるための研削に手間やコストがかか
る。快削鋼などの研削しやすい鋼を使用しても、棒鋼か
ら研削によって形をつくる成形法では、手間やコスト
は、非常にかかる。そこでプレス加工、曲げ加工など、
鋼板、特に薄鋼板でよく使用される成形法が使用できれ
ば、部品成形に関わるコストを大幅に削減でき、生産効
率を大幅に上げることができる。このため、プレス加
工、曲げ加工などの安価な成形法で形を成形でき、かつ
窒化性、すなわち、窒化による硬度上昇にすぐれる鋼板
が、強く要望されていた。本発明は、上記問題点を解消
するためのものであって、プレス加工や曲げ加工等の成
形法が使用できる成形性に優れた窒化用鋼板、および該
鋼板を用いた経済性、生産性に優れ、かつ加工性、耐摩
耗性に優れたプレス成形体を提供することを目的として
いる。
おいては形をつくるための研削に手間やコストがかか
る。快削鋼などの研削しやすい鋼を使用しても、棒鋼か
ら研削によって形をつくる成形法では、手間やコスト
は、非常にかかる。そこでプレス加工、曲げ加工など、
鋼板、特に薄鋼板でよく使用される成形法が使用できれ
ば、部品成形に関わるコストを大幅に削減でき、生産効
率を大幅に上げることができる。このため、プレス加
工、曲げ加工などの安価な成形法で形を成形でき、かつ
窒化性、すなわち、窒化による硬度上昇にすぐれる鋼板
が、強く要望されていた。本発明は、上記問題点を解消
するためのものであって、プレス加工や曲げ加工等の成
形法が使用できる成形性に優れた窒化用鋼板、および該
鋼板を用いた経済性、生産性に優れ、かつ加工性、耐摩
耗性に優れたプレス成形体を提供することを目的として
いる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴とするとこ
ろは、 （１）重量比でＣ ：０．０１〜０．０８％未満、Ｓ
ｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０〜３．
００％、Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、Ｎ ：０．
０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１５超〜５．０
０％、Ａｌ：０．０６０超〜２．００％を含有し、さら
に、Ｔｉ：０．０１０％以上、および４Ｃ［％］未満、
Ｖ ：０．０１０〜１．００％、の１種または２種を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成形性に
優れた窒化用鋼板。 （２）（１）の鋼板からなるプレス成形体において、該
成形体の少なくとも片面に硬質窒化物層を有するプレス
成形体である。
ろは、 （１）重量比でＣ ：０．０１〜０．０８％未満、Ｓ
ｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０〜３．
００％、Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、Ｎ ：０．
０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１５超〜５．０
０％、Ａｌ：０．０６０超〜２．００％を含有し、さら
に、Ｔｉ：０．０１０％以上、および４Ｃ［％］未満、
Ｖ ：０．０１０〜１．００％、の１種または２種を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成形性に
優れた窒化用鋼板。 （２）（１）の鋼板からなるプレス成形体において、該
成形体の少なくとも片面に硬質窒化物層を有するプレス
成形体である。
【０００５】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
以下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、
鋼の成形性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くな
ると、成形性は劣化する。また含有量が多いと、他の元
素を加えたときの成形性劣化を促進する。従って０．０
８％未満とする。また、０．０１％未満では、機械構造
用としての強度が不足するので０．０１％を下限とす
る。窒化性を高めるための窒化促進元素群としては、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖがある。添加量が少ないと窒化性が
高められないので下限を規定し、添加量が多くなると成
形性の点で実用に耐えなくなるので、鋼の成分によって
上限を規定する。
以下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、
鋼の成形性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くな
ると、成形性は劣化する。また含有量が多いと、他の元
素を加えたときの成形性劣化を促進する。従って０．０
８％未満とする。また、０．０１％未満では、機械構造
用としての強度が不足するので０．０１％を下限とす
る。窒化性を高めるための窒化促進元素群としては、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖがある。添加量が少ないと窒化性が
高められないので下限を規定し、添加量が多くなると成
形性の点で実用に耐えなくなるので、鋼の成分によって
上限を規定する。
【０００６】Ｃｒは、窒化硬化に非常に重要な元素であ
り０．１５％以下では窒化による硬度上昇量が小さいの
で必ず０．１５％を超えて含有するものとし、５．００
％を超えると成形性が劣化してくるので、５．００％を
上限とする。Ａｌは、通常、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
％以上添加する必要がある。Ａｌを、脱酸成分として用
いる場合は、０．００５％を下限とする。一般に、Ａｌ
は、０．０６０％程度まで含まれているので、Ａｌを窒
化促進に使用しない場合においても、０．０６０％まで
は含有することができる。Ａｌは、窒素との親和力が強
く、窒化物層の表層を非常に硬くする元素であり、窒化
性を高めるために添加する場合は、０．０６０％以下で
は窒化による硬度上昇量が小さいので０．０６０％を超
えて含有する。好ましくは０．０８０％以上である。ま
た、２．００％を超えると成形性が劣化してくるので、
２．００％を上限とする。
り０．１５％以下では窒化による硬度上昇量が小さいの
で必ず０．１５％を超えて含有するものとし、５．００
％を超えると成形性が劣化してくるので、５．００％を
上限とする。Ａｌは、通常、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
％以上添加する必要がある。Ａｌを、脱酸成分として用
いる場合は、０．００５％を下限とする。一般に、Ａｌ
は、０．０６０％程度まで含まれているので、Ａｌを窒
化促進に使用しない場合においても、０．０６０％まで
は含有することができる。Ａｌは、窒素との親和力が強
く、窒化物層の表層を非常に硬くする元素であり、窒化
性を高めるために添加する場合は、０．０６０％以下で
は窒化による硬度上昇量が小さいので０．０６０％を超
えて含有する。好ましくは０．０８０％以上である。ま
た、２．００％を超えると成形性が劣化してくるので、
２．００％を上限とする。
【０００７】ＴｉとＶは、所定のＣｒやＡｌとともに添
加することにより窒化処理による硬度上昇が著しい。Ｔ
ｉはＣｒ、Ａｌに増して強力な窒化物生成元素であり、
窒化処理時間が短くても強力に窒化を促進させる元素で
あり、短時間の処理で表面硬化層を得ることができる。
０．０１０％未満では窒化による硬度上昇量が小さいの
で０．０１０％を下限とする。またＴｉは強力な炭化物
生成元素であり、Ｃ含有量（Ｃ［％］）の４倍以上では
鋼中の全ての炭素が、粗大な析出物となり、結晶粒間の
接着力を弱め、鋳造時や熱間圧延時のスラブ割れが非常
に起こしやすくなる。従って４Ｃ［％］未満を上限とす
る。
加することにより窒化処理による硬度上昇が著しい。Ｔ
ｉはＣｒ、Ａｌに増して強力な窒化物生成元素であり、
窒化処理時間が短くても強力に窒化を促進させる元素で
あり、短時間の処理で表面硬化層を得ることができる。
０．０１０％未満では窒化による硬度上昇量が小さいの
で０．０１０％を下限とする。またＴｉは強力な炭化物
生成元素であり、Ｃ含有量（Ｃ［％］）の４倍以上では
鋼中の全ての炭素が、粗大な析出物となり、結晶粒間の
接着力を弱め、鋳造時や熱間圧延時のスラブ割れが非常
に起こしやすくなる。従って４Ｃ［％］未満を上限とす
る。
【０００８】Ｖは、窒素の拡散を促進させ、鋼の内部に
まで窒素を侵入させるため、鋼の表面に厚い窒化物層を
得ることができる。０．０１０％未満では窒化による硬
度上昇量が小さいので０．０１０％を下限とし、１．０
０％を超えると成形性が劣化してくるので、１．００％
を上限とする。また、Ｖは炭化物生成元素であり、鋼中
の炭素を析出物として、結晶粒間の接着力を弱め、Ｔｉ
ほどではないが、スラブ割れをおこしやすくする。従っ
て、Ｃ含有量の５．６５倍（５．６５Ｃ［％］）以下の
添加が望ましい。以上が本発明に用いる鋼材の窒化処理
性向上のための重要成分であるが、鋼板としての成形性
を確保するために以下の範囲で元素を含有することがで
きる。
まで窒素を侵入させるため、鋼の表面に厚い窒化物層を
得ることができる。０．０１０％未満では窒化による硬
度上昇量が小さいので０．０１０％を下限とし、１．０
０％を超えると成形性が劣化してくるので、１．００％
を上限とする。また、Ｖは炭化物生成元素であり、鋼中
の炭素を析出物として、結晶粒間の接着力を弱め、Ｔｉ
ほどではないが、スラブ割れをおこしやすくする。従っ
て、Ｃ含有量の５．６５倍（５．６５Ｃ［％］）以下の
添加が望ましい。以上が本発明に用いる鋼材の窒化処理
性向上のための重要成分であるが、鋼板としての成形性
を確保するために以下の範囲で元素を含有することがで
きる。
【０００９】Ｓｉは、０．００５％未満では、製造コス
トが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５
％を下限とし、１．００％を越えると高い成形性が得ら
れなくなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、
０．０１０％未満では、製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．０１０％を下限とし、３．０
０％を越えると高い成形性が得られなくなるので、３．
００％を上限とする。
トが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５
％を下限とし、１．００％を越えると高い成形性が得ら
れなくなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、
０．０１０％未満では、製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．０１０％を下限とし、３．０
０％を越えると高い成形性が得られなくなるので、３．
００％を上限とする。
【００１０】Ｐは、成形性を損なわずに強度を上げられ
る元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．０
０１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経済
的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１５
０％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５０％を上限とする。Ｎは、成形性を確保す
るためには少ない方が良いが、０．０００２％未満では
製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、
０．０００２％を下限とし、０．０１００％を越えると
成形性が劣化してくるので、０．０１００％を上限とす
る。
る元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．０
０１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経済
的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１５
０％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５０％を上限とする。Ｎは、成形性を確保す
るためには少ない方が良いが、０．０００２％未満では
製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、
０．０００２％を下限とし、０．０１００％を越えると
成形性が劣化してくるので、０．０１００％を上限とす
る。
【００１１】前記の組成からなる鋼板の製造方法として
は、鋳造後の加熱、圧延条件などはいずれでも良い。熱
間圧延を行う場合には、熱間圧延以前、および熱間圧延
については特に規定しないが、加工性向上のために５０
０℃以上で巻取を行うことが好ましい。板厚精度、加工
性を要求される場合には、さらにその後５０％以上の圧
下率で冷間圧延を施すことが望ましい。５０％以上の冷
間圧延は、高い成形性をもたらすが、最も望ましくは７
０％以上である。かかる後、再結晶焼鈍を行うが、その
方法は、箱型焼鈍、連続焼鈍いずれも可能である。焼鈍
条件については特に規定しないが、再結晶温度以上で、
かつ粗大粒が生成しない９００℃以下で行うことが好ま
しい。またその後、加工性の向上や加工後の外観のため
に、本発明の鋼板に調質圧延や、塗油、個体潤滑油の塗
布等を行うことは、何等差し支えない。
は、鋳造後の加熱、圧延条件などはいずれでも良い。熱
間圧延を行う場合には、熱間圧延以前、および熱間圧延
については特に規定しないが、加工性向上のために５０
０℃以上で巻取を行うことが好ましい。板厚精度、加工
性を要求される場合には、さらにその後５０％以上の圧
下率で冷間圧延を施すことが望ましい。５０％以上の冷
間圧延は、高い成形性をもたらすが、最も望ましくは７
０％以上である。かかる後、再結晶焼鈍を行うが、その
方法は、箱型焼鈍、連続焼鈍いずれも可能である。焼鈍
条件については特に規定しないが、再結晶温度以上で、
かつ粗大粒が生成しない９００℃以下で行うことが好ま
しい。またその後、加工性の向上や加工後の外観のため
に、本発明の鋼板に調質圧延や、塗油、個体潤滑油の塗
布等を行うことは、何等差し支えない。
【００１２】上記化学成分の鋼板を用いて深絞り加工な
どのプレス加工を行う際に鋼板に適切な量の転位が加え
られる。深絞り等の加工によって加えられた転位によ
り、窒素の拡散および窒化物の形成が促進され窒化物硬
化層を短時間で得ることができるので、耐摩耗性の優れ
た成形体を得ることができる。また、この硬質層のため
に表面亀裂が入りにくくなり耐疲労強度、耐焼付性も向
上する。本発明の加工性とは、成形体の形状によっては
深絞り加工だけではなく、曲げ加工、しごき加工、打ち
抜き加工等を加えても何等差し支えない。成形体を所定
の形状に成形後窒化処理を施すことによって成形体の鋼
板表面に硬質窒化物層を形成することができる。更に、
本発明の硬質窒化物層とは、表層の窒素化合物層又は、
該窒素化合物層と鋼板の内部に形成される硬質の窒素拡
散層をいう。
どのプレス加工を行う際に鋼板に適切な量の転位が加え
られる。深絞り等の加工によって加えられた転位によ
り、窒素の拡散および窒化物の形成が促進され窒化物硬
化層を短時間で得ることができるので、耐摩耗性の優れ
た成形体を得ることができる。また、この硬質層のため
に表面亀裂が入りにくくなり耐疲労強度、耐焼付性も向
上する。本発明の加工性とは、成形体の形状によっては
深絞り加工だけではなく、曲げ加工、しごき加工、打ち
抜き加工等を加えても何等差し支えない。成形体を所定
の形状に成形後窒化処理を施すことによって成形体の鋼
板表面に硬質窒化物層を形成することができる。更に、
本発明の硬質窒化物層とは、表層の窒素化合物層又は、
該窒素化合物層と鋼板の内部に形成される硬質の窒素拡
散層をいう。
【００１３】窒化処理としてはガス窒化処理、ガス軟窒
化処理、塩浴軟窒化処理、イオン窒化処理、酸窒化処
理、浸硫窒化処理など各種の処理方法があるが、表層に
硬質窒化物層を形成する処理方法ならいずれでも構わな
い。また必要な窒化物層深さを得るために適宜に処理時
間を変えることができる。また研削などの手段により、
得られた表層窒化物層の厚みを減じ、層厚を調節した
り、表面の粗度を調整しても何等差し支えない。硬質窒
化物層の硬さとしては、マイクロビッカースで４００程
度以上あれば望ましい。上限硬さは限定されるものでは
ないが、現在の窒化処理技術では、おおむね１５００程
度である。また、該窒化物の濃化した硬質層の厚みとし
ては存在すれば良いので、１μｍ程度あれば十分である
が、さらに効果を安定的に発揮するには２０μｍ以上あ
ることが望ましく、数百μｍあれば窒化層の効果は飽和
する。
化処理、塩浴軟窒化処理、イオン窒化処理、酸窒化処
理、浸硫窒化処理など各種の処理方法があるが、表層に
硬質窒化物層を形成する処理方法ならいずれでも構わな
い。また必要な窒化物層深さを得るために適宜に処理時
間を変えることができる。また研削などの手段により、
得られた表層窒化物層の厚みを減じ、層厚を調節した
り、表面の粗度を調整しても何等差し支えない。硬質窒
化物層の硬さとしては、マイクロビッカースで４００程
度以上あれば望ましい。上限硬さは限定されるものでは
ないが、現在の窒化処理技術では、おおむね１５００程
度である。また、該窒化物の濃化した硬質層の厚みとし
ては存在すれば良いので、１μｍ程度あれば十分である
が、さらに効果を安定的に発揮するには２０μｍ以上あ
ることが望ましく、数百μｍあれば窒化層の効果は飽和
する。
【００１４】
実施例１ 以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、表
１に示す巻取温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼
板とした。表１に示す圧下率で冷間圧延を行った後、８
００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板となし
た。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を６０Φの円盤（ブラ
ンク）に切り抜き、さまざまな径のポンチとダイスを組
み合わせ、カップ部品を成形した。ブランク径と成形中
に破断を起こす限界のカップ底の内径の比（限界絞り
比、ＬＤＲ）をもって成形性の評価を行った。また別途
試験片を作製し脱脂した後、ＮＨ3ガスと吸熱ガスの混
合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷し
た。そしてマイクロビッカース硬度計を用い表面から３
０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価し
た。以上の結果を表１に併記する。表１から明らかなよ
うに、同じ窒化硬度を持つ比較例鋼と本発明鋼を比較す
ると、本発明鋼の方が、限界絞り比が大きく、成形性に
優れていることが分かる。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、表
１に示す巻取温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼
板とした。表１に示す圧下率で冷間圧延を行った後、８
００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板となし
た。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を６０Φの円盤（ブラ
ンク）に切り抜き、さまざまな径のポンチとダイスを組
み合わせ、カップ部品を成形した。ブランク径と成形中
に破断を起こす限界のカップ底の内径の比（限界絞り
比、ＬＤＲ）をもって成形性の評価を行った。また別途
試験片を作製し脱脂した後、ＮＨ3ガスと吸熱ガスの混
合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷し
た。そしてマイクロビッカース硬度計を用い表面から３
０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価し
た。以上の結果を表１に併記する。表１から明らかなよ
うに、同じ窒化硬度を持つ比較例鋼と本発明鋼を比較す
ると、本発明鋼の方が、限界絞り比が大きく、成形性に
優れていることが分かる。
【００１５】
【表１】
【００１６】実施例２ 表２に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理時間による表面硬化層のできやすさ（窒化の迅速
性）の試験を行った。試験片を作製後、ＮＨ3ガスと吸
熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃で時間を変えなが
ら窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈｖ）を測定した。表面
硬化層の硬度がＨｖ４００を得るのに必要な窒化処理時
間をもとめ、Ｔｉ＝０％の時との処理時間との比でもっ
て窒化の迅速性を評価した。以上の結果を図１にまとめ
る。図１から明らかなように、Ｔｉを０．０１％以上か
つ４Ｃ［％］未満添加した鋼において、おなじ硬度の表
面硬化層を得るのに短時間の処理ですみ窒化の迅速性に
優れていることが分かる。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理時間による表面硬化層のできやすさ（窒化の迅速
性）の試験を行った。試験片を作製後、ＮＨ3ガスと吸
熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃で時間を変えなが
ら窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈｖ）を測定した。表面
硬化層の硬度がＨｖ４００を得るのに必要な窒化処理時
間をもとめ、Ｔｉ＝０％の時との処理時間との比でもっ
て窒化の迅速性を評価した。以上の結果を図１にまとめ
る。図１から明らかなように、Ｔｉを０．０１％以上か
つ４Ｃ［％］未満添加した鋼において、おなじ硬度の表
面硬化層を得るのに短時間の処理ですみ窒化の迅速性に
優れていることが分かる。
【００１７】
【表２】
【００１８】実施例３ 表３に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理による表面硬化層の硬化深さの試験を行った。試
験片を作製後、ＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃で４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈ
ｖ）を測定し、Ｈｖ４００が得られている表面からの深
さ範囲を求めた。この深さ（μｍ）でもって表面硬化深
さの指標とした。以上の結果を図２にまとめる。図２か
ら明らかなように、Ｖを０．０１％以上添加した鋼にお
いて、より深い表面硬化層が得られており、窒化の硬化
深さ特性に優れていることが分かる。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理による表面硬化層の硬化深さの試験を行った。試
験片を作製後、ＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃で４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈ
ｖ）を測定し、Ｈｖ４００が得られている表面からの深
さ範囲を求めた。この深さ（μｍ）でもって表面硬化深
さの指標とした。以上の結果を図２にまとめる。図２か
ら明らかなように、Ｖを０．０１％以上添加した鋼にお
いて、より深い表面硬化層が得られており、窒化の硬化
深さ特性に優れていることが分かる。
【００１９】
【表３】
【００２０】実施例４ 表４に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍｍ厚の
熱延鋼板となした。 また別途、同じ成分のスラブを加
熱炉中で１２００℃まで加熱し、９１０℃以上の仕上げ
温度で、熱間圧延を行い、６５０℃で巻取り、ついで、
酸洗を施し、８０％の圧下率で冷間圧延を行った後、８
００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、１．０ｍｍ厚の冷
延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を６０Φ
の円盤（ブランク）に切り抜き、絞り比１．９、２．０
でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ3ガス
と吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間窒化
処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬度計を
用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもって窒
化性を評価した。以上の結果を表４にまとめる。表４か
ら明らかなように、比較例と本発明例を比較すると、本
発明の深絞り成形体は成形性に優れ、硬い表面窒化物層
が得られ窒化性に優れていることが分かる。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍｍ厚の
熱延鋼板となした。 また別途、同じ成分のスラブを加
熱炉中で１２００℃まで加熱し、９１０℃以上の仕上げ
温度で、熱間圧延を行い、６５０℃で巻取り、ついで、
酸洗を施し、８０％の圧下率で冷間圧延を行った後、８
００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、１．０ｍｍ厚の冷
延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を６０Φ
の円盤（ブランク）に切り抜き、絞り比１．９、２．０
でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ3ガス
と吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間窒化
処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬度計を
用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもって窒
化性を評価した。以上の結果を表４にまとめる。表４か
ら明らかなように、比較例と本発明例を比較すると、本
発明の深絞り成形体は成形性に優れ、硬い表面窒化物層
が得られ窒化性に優れていることが分かる。
【００２１】
【表４】
【００２２】実施例５ 表５に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、７
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
一方、同じスラブから鋼片を切り出し、研削によって、
同型のカップ部品を成形し、比較成形体を作製した。こ
れらの成形体をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面から３０μｍの位置
の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価した。以上の結果
を表５にまとめる。表５から明らかなように、比較例と
本発明例を比較すると、本発明のプレス成形体の方が、
硬い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていることが分
かる。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、７
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
一方、同じスラブから鋼片を切り出し、研削によって、
同型のカップ部品を成形し、比較成形体を作製した。こ
れらの成形体をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面から３０μｍの位置
の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価した。以上の結果
を表５にまとめる。表５から明らかなように、比較例と
本発明例を比較すると、本発明のプレス成形体の方が、
硬い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていることが分
かる。
【００２３】
【表５】
【００２４】実施例６ 表６に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２５０℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、５
３０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、７５％の圧下率
で冷間圧延を行った後、７８０℃×４０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．８ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を８０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
この部品をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で
５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そして底の部
分から１０×１０ｍｍの試験片を切り出した。これによ
り、両面に硬質窒化物層が存在する試験片を用意した。
また、窒化処理時において一部のカップ状部品の口を密
閉し、内面をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガスに
さらさないで、カップ状部品の外面にのみ硬質窒化物層
を生成させた。これにより、片面のみ硬質窒化物層が存
在している試験片を用意した。これらの試験片に一定荷
重で回転式の研磨板を押しつけ、回転摩耗を加えた。試
験片の板厚が最大０．１ｍｍ減少するまでの研磨板の総
回転数で、耐摩耗性を評価した。以上の結果を表６にま
とめる。表６から明らかなように、比較例と本発明例を
比較すると、本発明の硬質窒化物層を存在させたプレス
成形体の方が耐摩耗性に優れていることが分かる。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２５０℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、５
３０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、７５％の圧下率
で冷間圧延を行った後、７８０℃×４０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．８ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を８０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
この部品をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で
５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そして底の部
分から１０×１０ｍｍの試験片を切り出した。これによ
り、両面に硬質窒化物層が存在する試験片を用意した。
また、窒化処理時において一部のカップ状部品の口を密
閉し、内面をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガスに
さらさないで、カップ状部品の外面にのみ硬質窒化物層
を生成させた。これにより、片面のみ硬質窒化物層が存
在している試験片を用意した。これらの試験片に一定荷
重で回転式の研磨板を押しつけ、回転摩耗を加えた。試
験片の板厚が最大０．１ｍｍ減少するまでの研磨板の総
回転数で、耐摩耗性を評価した。以上の結果を表６にま
とめる。表６から明らかなように、比較例と本発明例を
比較すると、本発明の硬質窒化物層を存在させたプレス
成形体の方が耐摩耗性に優れていることが分かる。
【００２５】
【表６】
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、高い窒化性を持ち、か
つ、成形性に優れた鋼板が作製でき、これにより、経済
性、生産性にすぐれ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼
付性、耐食性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動
車の部品等に用いられるプレス成形体が得られる。
つ、成形性に優れた鋼板が作製でき、これにより、経済
性、生産性にすぐれ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼
付性、耐食性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動
車の部品等に用いられるプレス成形体が得られる。
【図１】Ｔｉ濃度と窒化の迅速性の関係図、
【図２】Ｖ濃度と窒化の硬化深さ特性の関係図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 峯 功一 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 堀田 昭雄 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 下田 健二 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比でＣ ：０．０１〜０．０８％未
満、 Ｓｉ：０．００５〜１．００％、 Ｍｎ：０．０１０〜３．００％、 Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、 Ｎ ：０．０００２〜０．０１００％、 Ｃｒ：０．１５超〜５．００％、 Ａｌ：０．０６０超〜２．００％を含有し、 さらに、Ｔｉ：０．０１０％以上、および４Ｃ［％］未
満、 Ｖ ：０．０１０〜１．００％、の１種または２種を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成形性に
優れた窒化用鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の鋼板からなるプレス成
形体において、該成形体の少なくとも片面に硬質窒化物
層を有するプレス成形体。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17608295A JPH0925543A (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 成形性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 |
| EP96923063A EP0778357A4 (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | METHOD FOR NITRATING STEEL WITH EXCELLENT PRESSABILITY AND PRESS PRODUCTS |
| CN96190898A CN1166185A (zh) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | 成型性与渗氮特性优良的渗氮钢及其冲压成型制品 |
| CA002199032A CA2199032A1 (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | Nitriding steel excellent in formability and susceptibility to nitriding and press formed article thereof |
| PCT/JP1996/001932 WO1997003214A1 (fr) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | Acier de nitruration presentant une excellente aptitude au formage, caracteristiques de nitruration et produits obtenus par formage en presse |
| KR1019970701601A KR100222239B1 (ko) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | 성형성과 질화성이 우수한 질화용 강판 및 그의 프레스 성형체 |
| US08/809,012 US5810948A (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | Nitriding steel excellent in formability and susceptibility to nitriding and press formed article thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17608295A JPH0925543A (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 成形性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0925543A true JPH0925543A (ja) | 1997-01-28 |
Family
ID=16007411
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17608295A Pending JPH0925543A (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 成形性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0925543A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008280598A (ja) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Jfe Steel Kk | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| WO2014002287A1 (ja) | 2012-06-27 | 2014-01-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| WO2014002288A1 (ja) | 2012-06-27 | 2014-01-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| WO2014162677A1 (ja) | 2013-04-02 | 2014-10-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| CN106222570A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-14 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种耐锈蚀性能优良的渗氮钢用基板及生产方法 |
| KR20170015991A (ko) | 2014-06-13 | 2017-02-10 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연질화 처리용 강판 및 그 제조 방법과 연질화 처리 강 |
| US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
-
1995
- 1995-07-12 JP JP17608295A patent/JPH0925543A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008280598A (ja) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Jfe Steel Kk | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
| US10077485B2 (en) | 2012-06-27 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet for soft-nitriding and method for manufacturing the same |
| WO2014002287A1 (ja) | 2012-06-27 | 2014-01-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| WO2014002288A1 (ja) | 2012-06-27 | 2014-01-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| KR20150023745A (ko) | 2012-06-27 | 2015-03-05 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 연질화 처리용 강판 및 그 제조 방법 |
| EP2868762A4 (en) * | 2012-06-27 | 2016-03-09 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE FOR SOFT NITRATION AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF |
| US10077489B2 (en) | 2012-06-27 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet for soft-nitriding and method for manufacturing the same |
| WO2014162677A1 (ja) | 2013-04-02 | 2014-10-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| KR20170015991A (ko) | 2014-06-13 | 2017-02-10 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연질화 처리용 강판 및 그 제조 방법과 연질화 처리 강 |
| US10344371B2 (en) | 2014-06-13 | 2019-07-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet for soft-nitriding treatment, method of manufacturing same, and soft-nitrided steel |
| CN106222570B (zh) * | 2016-08-16 | 2018-03-20 | 武汉钢铁有限公司 | 一种耐锈蚀性能优良的渗氮钢用基板及生产方法 |
| CN106222570A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-14 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种耐锈蚀性能优良的渗氮钢用基板及生产方法 |
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|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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