JP2000034539A - スポット溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法 - Google Patents
スポット溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】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。 【解決手段】重量％で、Ｃ≦０．０１０％，Ｓｉ≦０．
０５％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｐ≦０．１％，Ｓ≦０．
０２％，Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｃｕ≦
０．１％，Ｎ≦０．００３％，Ｂ≦０．００１％，Ｎｂ
≦０．１０％，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。 Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％…（１）
およびその製造方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ≦０．０１０％，Ｓｉ≦０．
０５％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｐ≦０．１％，Ｓ≦０．
０２％，Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｃｕ≦
０．１％，Ｎ≦０．００３％，Ｂ≦０．００１％，Ｎｂ
≦０．１０％，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。 Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％…（１）
Description
【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。
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。
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。
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。
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）。
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。
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。
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５
４−２１９１６号公報、特開昭５５−７６０４６号公
報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３５０１
３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。
は、窒化または軟窒化性に優れる鋼板として、特開昭５
４−２１９１６号公報、特開昭５５−７６０４６号公
報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３５０１
３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５
４−２１９１６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。
４−２１９１６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。
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。
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。
（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。
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。
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。
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。
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、Ｍ
ｎ：０．１〜１％と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．０
２％以下と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％と、
Ｃｕ：０．１％以下と、Ｎ：０．００３％以下と、Ｂ：
０．００１％以下と、Ｎｂ：０．１０％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Ｆ
ｅ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）本発明の製造方法は、上記（１）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Ｎ
Ｈ3 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（℃）
Ｃ：０．０１０％以下と、Ｓｉ：０．０５％以下と、Ｍ
ｎ：０．１〜１％と、Ｐ：０．１％以下と、Ｓ：０．０
２％以下と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％と、
Ｃｕ：０．１％以下と、Ｎ：０．００３％以下と、Ｂ：
０．００１％以下と、Ｎｂ：０．１０％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Ｆ
ｅ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）本発明の製造方法は、上記（１）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Ｎ
Ｈ3 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（℃）
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記の課題を解決
すべく鋭意研究を重ねた結果、窒化部材の組立工程で要
求される窒化材の溶接性に対しては窒化により侵窒され
たＮ濃度が４．５×１０-2以下であることが重要である
ことを見出した。
すべく鋭意研究を重ねた結果、窒化部材の組立工程で要
求される窒化材の溶接性に対しては窒化により侵窒され
たＮ濃度が４．５×１０-2以下であることが重要である
ことを見出した。
【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。
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Ｔ
ｉ，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。
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Ｔ
ｉ，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Ｎ
Ｈ3 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。
学成分を含有する鋼板を成形加工後の窒化処理条件をＮ
Ｈ3 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。
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。
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。
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％−４８／１
４×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Ｔ
ｉ：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。
４×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Ｔ
ｉ：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。
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。
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。
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。
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。
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０．１
０％以下である。
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０．１
０％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。
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。
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。
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。
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。
×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。
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。
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。
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。
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。
（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。
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。
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（ＪＩ
ＳＺ２２４２）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（ＪＩＳＺ２
２０２）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。
ＳＺ２２４２）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（ＪＩＳＺ２
２０２）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。
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．９，１０，１３〜１
６：本発明例、Ｎｏ．１〜８，１１，１２，１７〜２
４：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。
ト溶接性の評価結果を示す（Ｎｏ．９，１０，１３〜１
６：本発明例、Ｎｏ．１〜８，１１，１２，１７〜２
４：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。
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。
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．５，６，１１，１２，１７，１８，２
３，２４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。
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．５，６，１１，１２，１７，１８，２
３，２４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Ｔ
Ｓ（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。
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Ｔ
Ｓ（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】
【００５１】
【表２】
【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。
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。
（［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。
すパラメータ）と十字引張破断荷重の関係を示す図。
フロントページの続き (72)発明者 森田 正哉 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 松田 広志 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 本田 武史 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％で、Ｃ：０．０１０％以下と、Ｓ
ｉ：０．０５％以下と、Ｍｎ：０．１〜１％と、Ｐ：
０．１％以下と、Ｓ：０．０２％以下と、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１〜０．１０％と、Ｃｕ：０．１％以下と、
Ｎ：０．００３％以下と、Ｂ：０．００１％以下と、Ｎ
ｂ：０．１０％以下と、Ｔｉを０．０１〜０．１％かつ
下記（１）式で定義されるＴｉ* ：―０．０１〜０．０
８％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】 請求項１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、５００〜６０
０℃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（℃）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13051399A JP3912928B2 (ja) | 1998-05-12 | 1999-05-11 | スポット溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-128969 | 1998-05-12 | ||
| JP12896998 | 1998-05-12 | ||
| JP13051399A JP3912928B2 (ja) | 1998-05-12 | 1999-05-11 | スポット溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000034539A true JP2000034539A (ja) | 2000-02-02 |
| JP3912928B2 JP3912928B2 (ja) | 2007-05-09 |
Family
ID=26464524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13051399A Expired - Fee Related JP3912928B2 (ja) | 1998-05-12 | 1999-05-11 | スポット溶接性に優れた窒化部材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3912928B2 (ja) |
-
1999
- 1999-05-11 JP JP13051399A patent/JP3912928B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3912928B2 (ja) | 2007-05-09 |
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