JP2009068057A - 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C:0.03〜0.10mass%、Si:0.5mass%以下、Mn:0.1〜0.6mass%、P:0.04mass%以下、S:0.04mass%以下、Al:0.005〜0.08mass%、Cr:0.4〜1.2mass%、Nb:0.002mass%以上0.01mass%未満およびN:0.01mass%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、加熱温度:1100〜1250℃、仕上圧延終了温度:Ar3変態点〜980℃、巻取温度:500〜740℃とする熱間圧延することにより軟窒化処理用鋼板を製造する。
【選択図】図2
Description
<2NH3 → 2N+3H2>
の反応でNH3ガスの分解によって生じた活性窒素Nを鋼表面に拡散させて、高硬度の拡散層(窒化層)を得る技術である。この窒化処理では、A1点以下で窒素を拡散・浸透させるため、処理温度が500〜550℃と低いのが特徴である。そのため、加熱による相変態が起こらないので、浸炭処理のように鋼に歪みが生じることはない。しかし、処理時間が50〜100時間と長く、処理後も表面に生成した脆い化合物層を除去する必要があるなどの問題点がある。
C:0.045〜0.065mass%、Si:0.01〜0.03mass%、Mn:0.2〜0.4mass%、P:0.01〜0.03mass%、S:0.001〜0.005mass%、Al:0.04〜0.06mass%、N:0.0020〜0.0040mass%、Cr:0.75〜0.95mass%を含有し、Nbの含有量を0〜0.03mass%の範囲で種々のレベルに変化させた鋼素材を、条件A(加熱温度:1190℃、仕上圧延終了温度:880℃、巻取温度:590℃)および条件B(加熱温度:1220℃、仕上圧延終了温度:920℃、巻取温度:500℃)の2条件で熱間圧延し、板厚が2mmの熱延鋼板とした。
C:0.03〜0.10mass%
Cは、鋼板の強度および加工性に大きな影響を及ぼす成分である。Cの含有量が0.03mass%未満の場合には、工具や機械構造用部品、自動車部品等に要求される所望の強度が得られない。一方、C含有量が0.10mass%を超えると、加工性が劣化し、所望の加工性を確保できなくなる。よって、本発明では、Cの含有量は0.03〜0.10mass%の範囲とする。好ましくは、0.04〜0.08mass%の範囲である。
Siは、脱酸剤として、また、鋼板の強度を高めるために添加される成分である。しかし、Siの含有量が0.5mass%を超えると、熱延鋼板の加工性が低下するだけでなく、表面性状が悪化して、窒化層の形成が不均一となり、結果として、疲労特性に劣る部品しか得られなくなる。よって、Si含有量は0.5mass%以下とする。好ましくは、0.1mass%以下である。
Mnは、鋼の強度を高めるとともに、不純物として含まれるSによる熱間脆性を防止する効果を有する成分である。しかし、Mn含有量が0.1mass%未満の場合には、上記効果を得られず、特に、所望の強度が得られない。一方、Mn含有量が0.6mass%を超えると、強度が過度に上昇し、加工性が低下する。よって、Mn含有量は0.1〜0.6mass%とする。好ましくは0.2〜0.5mass%の範囲である。
Pは、不純物として含まれる成分であり、また、加工性を劣化させることなく強度を高める成分でもある。しかし、Pは粒界に偏析し易い元素であるため、特に、Pの含有量が0.04mass%を超えると、粒界偏析に起因して脆性を引き起こし易くなる。よって、本発明では、Pの含有量は0.04mass%以下とする。好ましくは、0.03mass%以下である。
Sは、不純物として含まれる成分であり、熱間脆性により表面性状を劣化させたり、加工性を低下させたりする成分である。特に、S含有量が0.04mass%を超えると、粗大な硫化物を生成して熱間延性を低下し、表面性状の劣化を招くおそれがある。よって、S含有量は0.04mass%以下とする。好ましくは、0.01mass%以下である。
Alは、脱酸剤として添加される成分であり、十分な脱酸効果を得るためには0.005mass%添加する必要がある。一方、Alは、安定な窒化物を生成しやすい元素であり、含有量が0.08mass%を超えると、軟窒化処理後の表層硬さが過剰に上昇し、応力集中部における疲労強度を低下させる。よって、Alの含有量は0.005〜0.08mass%の範囲とする。好ましくは、0.03〜0.07mass%である。
Nは、軟窒化熱処理前に0.01mass%を超えて含まれると、軟窒化処理する前にAlやNbと窒化物を形成して素材強度を高め、加工性を低下させるため、好ましくない。よって、本発明では、N含有量は0.01mass%以下とする。好ましくは0.0060mass%以下である。
Crは、軟窒化処理により窒化物を形成して表面硬度を高める効果を有する成分であり、本発明の鋼板においては、重要な成分の1つである。Crの含有量が0.4mass%未満では、上記効果が十分ではなく、軟窒化処理後に所望の硬さが得られない。一方、Crの含有量が1.2mass%を超えると、却って疲労特性に劣るようになる。よって、Crの含有量は0.4〜1.2mass%の範囲とする。好ましくは、0.55〜1.0mass%の範囲である。
Nbは、本発明においては、軟窒化処理後の表面硬さと母材強度のバランスを確保する上で極めて重要な成分である。Nbの含有量が、0.002mass%未満の添加では、所望の母材強度が得られず、一方、Nbの含有量が0.01mass%以上となると、表面硬さが高くなりすぎて、母材の強度と表面硬さとのバランスがくずれて、応力集中部における疲労特性が低下する。また、母材の強度も高くなりすぎるため加工性も低下する。よって、本発明では、Nbは0.002mass%以上0.01mass%未満の範囲で添加する。好ましくは、0.003〜0.009mass%の範囲、より好ましくは、0.005〜0.009%の範囲である。
本発明では、鋼の製造は、通常公知の方法で行なうことができ、例えば、転炉、電気炉等で鋼を溶製後、必要に応じて、真空脱ガス処理等の2次精錬を経て上記成分組成を有する溶鋼とし、その後、造塊−分塊圧延法あるいは連続鋳造法で鋼スラブ(鋼片)とするのが好ましい。
上記のようにして得た鋼スラブは、次いで、熱間圧延に供するが、この際の加熱炉におけるスラブ加熱温度は、1100〜1250℃の範囲とする必要がある。加熱温度が1100℃未満では、スラブ製造後の冷却段階で生成したNb炭窒化物を完全に再溶解することが難しく、一方、加熱温度が1250℃を超えると、結晶粒が粗大化したり、表面性状を損ねたりするため、疲労特性を確保する上で好ましくないからである。好ましくは、加熱温度は1140〜1240℃の範囲である。
スラブ加熱後の熱間圧延は、仕上圧延終了温度を、Ar3変態点〜980℃の範囲とする必要がある。仕上圧延終了温度が、Ar3変態点未満、即ち、(α+γ)域での圧延となると、加工性が低下し、好ましくない。一方、仕上圧延終了温度が980℃を超えると、結晶粒の粗大化により所望の強度が得られなくなるばかりか、パーライトが粗大化するため、加工性や疲労特性に悪影響を及ぼすようになる。よって、仕上圧延終了温度は、Ar3変態点〜980℃の範囲とする。好ましくは、840〜920℃の範囲である。
熱間圧延後の巻取温度は、500〜740℃の範囲とする。巻取温度が500℃未満では、熱間圧延組織が残留し、所望の加工性が得られない。一方、巻取温度が740℃を超えると、Nb炭窒化物およびパーライトがともに粗大化して、疲労亀裂が伝播し易くなり、疲労特性が低下するからである。好ましい巻取温度は550〜630℃の範囲である。
これに対して、本発明の成分組成を外れている比較例の鋼板はいずれも、鋼板強度、加工性、疲労特性のいずれか1以上の特性が劣っている。図3は、鋼A〜Eから得られた鋼板における応力振幅と破断発生までのサイクル数との関係を示したものであるが、Nbを微量添加した本発明の鋼板Eのみが、破断までのサイクル数が105サイクルを超えており、疲労特性に優れていることが明らかである。
これに対して、Nbを含有していない鋼板A、Nbを含有せず、CrやAlを過剰に含有する鋼板BおよびCは、鋼板強度および伸びは良好であるが、軟窒化処理後の素材強度と表面硬さとのバランスが良くないため、破断までのサイクル数が105サイクル未満であり、疲労特性が劣っている。また、Nbを過剰に含有する鋼板Dは、鋼板の強度が高過ぎて伸びが低下し、加工性の劣化が大きいことに加えて、軟窒化処理後の鋼板表面の硬さが、著しく高くなるため、疲労強度が低下している。
また、CおよびMn含有量が高い鋼板HおよびJは、鋼板の強度が高くなり過ぎて、伸びの低下が大きく、いずれも加工性が不足している。また、Siを過剰に含有する鋼板Iは、表面性状が劣るため、十分な疲労強度が得られていない。また、P含有量が高い鋼板Kは、鋼板強度が比較的高く、伸びの低下も大きいが、Pの粒界への偏析により、部品成形過程で割れを引き起こすおそれがある。また、Sの含有量が高い鋼板Lは、一見、加工性は良好であるが、多量の硫化物が粒界に析出するため、疲労強度が劣るだけでなく、熱間での延性低下により割れを引き起こすおそれがある。Nの含有量が高い鋼板Mは、ガス軟窒化処理前に、既に、鋼中のNが窒化物となって多量に析出しているため、強度上昇、伸び低下により成形性が劣る。
これに対して、No.2の鋼板は、加熱温度が本発明の上限値を外れた例であり、表面性状の劣化やスケール性の表面欠陥を引き起こすのに加えて、フェライト粒が粗大化するため疲労特性が低下している。一方、No.3の鋼板は、加熱温度が本発明の下限値を外れた例であり、粗大なフェライトとパーライトの組織となるため、やはり、疲労特性が低下している。また、No.4の鋼板は、仕上圧延終了温度が上限値を外れた例であり、鋼板組織が粗大なフェライトとパーライトとなるため、疲労特性が劣る。一方、No.5の鋼板は、仕上圧延終了温度が下限値を外れた例であり、ポリゴナルフェライトが得られないため、加工性が低下している。また、No.6は、巻取温度が上限値を外れた例であり、組織の粗大化に加え、母材中のNb炭窒化物が粗大化してしまい、疲労特性が劣る。一方、No.7は、巻取温度が下限値を外れた例であり、組織が針状のフェライトとなるため、鋼板強度が上昇し、伸びが低下するため、所望の加工性が得られていない。
Claims (2)
- C:0.03〜0.10mass%、
Si:0.5mass%以下、
Mn:0.1〜0.6mass%、
P:0.04mass%以下、
S:0.04mass%以下、
Al:0.005〜0.08mass%、
Cr:0.4〜1.2mass%、
Nb:0.002mass%以上0.01mass%未満および
N:0.01mass%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる軟窒化処理用鋼板。 - C:0.03〜0.10mass%、
Si:0.5mass%以下、
Mn:0.1〜0.6mass%、
P:0.04mass%以下、
S:0.04mass%以下、
Al:0.005〜0.08mass%、
Cr:0.4〜1.2mass%、
Nb:0.002mass%以上0.01mass%未満および
N:0.01mass%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、加熱温度:1100〜1250℃、仕上圧延終了温度:Ar3変態点〜980℃、巻取温度:500〜740℃とする熱間圧延する軟窒化処理用鋼板の製造方法。
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