JP3491548B2 - 機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体 - Google Patents
機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば自動車にお
いては外板などの耐デント性の要求される部品、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、その他あらゆる高強度機械構造用部品に適用できる
機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体に関す
る。
いては外板などの耐デント性の要求される部品、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、その他あらゆる高強度機械構造用部品に適用できる
機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体に関す
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、高剛性化さらに高衝撃吸収能に
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、高剛性化さらに高衝撃吸収能に
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（降伏点）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。ボディパネルについても耐デント性確
保の観点から製品の降伏強度を上げたいが、素材の強度
を上げるとプレス後の寸法精度が劣化すると共に、成形
性が劣化するため、デザイン上の制約をもたらす。
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（降伏点）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。ボディパネルについても耐デント性確
保の観点から製品の降伏強度を上げたいが、素材の強度
を上げるとプレス後の寸法精度が劣化すると共に、成形
性が劣化するため、デザイン上の制約をもたらす。
【０００４】この問題を解決する手段のひとつとして最
近、軟質鋼板を成形加工後熱処理を行い強化する技術が
ある。この方法では鋼板は焼き入れ前は高成形性であ
り、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。
近、軟質鋼板を成形加工後熱処理を行い強化する技術が
ある。この方法では鋼板は焼き入れ前は高成形性であ
り、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】一方、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）。これらの技術は明細書
中でも述べられているように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おり、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。従来の窒化鋼は表面硬度の
上昇は大きいものの、表層に著しい硬化層が生成するこ
とに起因して靭性が劣化する問題があった。また、この
硬化層の厚さは従来は高々４００μｍ程度であるので、
中心の窒化されない層が残留し、プレス成形部材全体の
強度に対しては十分な効果が得られない。
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）。これらの技術は明細書
中でも述べられているように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おり、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。従来の窒化鋼は表面硬度の
上昇は大きいものの、表層に著しい硬化層が生成するこ
とに起因して靭性が劣化する問題があった。また、この
硬化層の厚さは従来は高々４００μｍ程度であるので、
中心の窒化されない層が残留し、プレス成形部材全体の
強度に対しては十分な効果が得られない。
【０００６】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５５−７６０４
６号公報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３
５０１３号公報、特開平８−１６７１０６号公報、及び
特開平９−２５５１７号公報には種々の技術が開示され
ている。
特開昭５４−２１９１６号公報、特開昭５５−７６０４
６号公報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３
５０１３号公報、特開平８−１６７１０６号公報、及び
特開平９−２５５１７号公報には種々の技術が開示され
ている。
【０００７】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。
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。
【０００８】
【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、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８−１６７１０６号公報、及び特開平
９−２５５１７号公報に開示の種々の技術は表面硬化特
性に関する知見であり、本発明が目的とするところの窒
化後の強度及び靭性に優れた、窒化層の深さ方向の硬度
分布が一様な窒化用鋼板は得られない。
５４−２１９１６号公報、特開昭５５−７６０４６号公
報、特開平１−９６３３０号公報、特開平８−３５０１
３号公報、特開平８−１６７１０６号公報、及び特開平
９−２５５１７号公報に開示の種々の技術は表面硬化特
性に関する知見であり、本発明が目的とするところの窒
化後の強度及び靭性に優れた、窒化層の深さ方向の硬度
分布が一様な窒化用鋼板は得られない。
【０００９】また、特開平６−１３６４３８号公報のＣ
ｕ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。
ｕ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。
【００１０】このように従来技術では、機械構造部品を
窒化によって製作するのに最適な窒化後の強度と靭性に
優れた機械構造部品用鋼板の製造は不可能であった。
窒化によって製作するのに最適な窒化後の強度と靭性に
優れた機械構造部品用鋼板の製造は不可能であった。
【００１１】本発明の目的は、窒化後の強度と靭性に優
れ、さらにプレス成形性と表面性状に優れた、窒化層の
深さ方向の硬度分布が一様な機械構造部品用鋼板を提供
することにある。
れ、さらにプレス成形性と表面性状に優れた、窒化層の
深さ方向の硬度分布が一様な機械構造部品用鋼板を提供
することにある。
【００１２】
【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。
【００１３】 （１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：
０．００３％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：０．０３〜０．０６％と、Ｎ：
０．００３％以下と、Ｔｉを下記（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り、窒化処理前のプレ
ス成形性と表面性状に優れ、かつプレス成形後の窒化処
理により、窒化処理後の強度と靭性に優れることを特徴
とする機械構造部品用鋼板である。 Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％…（１）
０．００３％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：０．０３〜０．０６％と、Ｎ：
０．００３％以下と、Ｔｉを下記（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り、窒化処理前のプレ
ス成形性と表面性状に優れ、かつプレス成形後の窒化処
理により、窒化処理後の強度と靭性に優れることを特徴
とする機械構造部品用鋼板である。 Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％…（１）
【００１４】 （２）本発明の鋼板は、鋼成分として、
重量％でさらにＮｂ：０．００５〜０．０３％を含有す
ることを特徴とする、上記（１）に記載の窒化後の強度
と靭性に優れた機械構造部品用鋼板である。 （３）上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼
板からなるプレス成形体において、プレス成形後の窒化
処理により該成形体の板厚全体にわたって窒化層を有
し、その断面硬度Ｈｖが１５０〜３００であり、強度と
靭性に優れることを特徴とする高強度プレス成形体であ
る。
重量％でさらにＮｂ：０．００５〜０．０３％を含有す
ることを特徴とする、上記（１）に記載の窒化後の強度
と靭性に優れた機械構造部品用鋼板である。 （３）上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼
板からなるプレス成形体において、プレス成形後の窒化
処理により該成形体の板厚全体にわたって窒化層を有
し、その断面硬度Ｈｖが１５０〜３００であり、強度と
靭性に優れることを特徴とする高強度プレス成形体であ
る。
【００１５】
【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、これをある限られた範囲に制御することによって窒
化後の強度と靭性に優れた窒化用鋼板が製造可能なこと
を見出した。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。
すべく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、これをある限られた範囲に制御することによって窒
化後の強度と靭性に優れた窒化用鋼板が製造可能なこと
を見出した。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。
【００１６】Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４
８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％ さらに化学成分を本発明の請求項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
させることができる。
８／１２×Ｃ％−４８／３２×Ｓ％ さらに化学成分を本発明の請求項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
させることができる。
【００１７】以上の知見に基づき、本発明者らは、Ｃ：
０．００３％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*）を一定範囲内に
制御するようにして、窒化後に高い強度と靭性を有する
とともに、さらにプレス成形性と表面性状にも優れた機
械構造部品用鋼板を見出し本発明を完成させた。
０．００３％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*）を一定範囲内に
制御するようにして、窒化後に高い強度と靭性を有する
とともに、さらにプレス成形性と表面性状にも優れた機
械構造部品用鋼板を見出し本発明を完成させた。
【００１８】すなわち、本発明は、鋼組成を特定するこ
とにより、窒化後の強度と靭性に優れ、さらにプレス成
形性と表面性状に優れた機械構造部品用鋼板およびそれ
を用いた高強度プレス成形体を提供することができる。
とにより、窒化後の強度と靭性に優れ、さらにプレス成
形性と表面性状に優れた機械構造部品用鋼板およびそれ
を用いた高強度プレス成形体を提供することができる。
【００１９】以下に、本発明の成分添加理由、及び成分
限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｔｉ* ：−０．０１〜０．０８％、但し、Ｔｉ* ％＝Ｔ
ｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３
２×Ｓ％。
限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｔｉ* ：−０．０１〜０．０８％、但し、Ｔｉ* ％＝Ｔ
ｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ％−４８／３
２×Ｓ％。
【００２０】Ｔｉは本発明の最も重要な化学成分で、Ｔ
ｉ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。固溶Ｔｉは式
Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％で定義され、これを−０．０１〜
０．０８％の範囲に制御することが必要である。これが
−０．０１％未満では窒化による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
窒化後に特に表層の硬度がＨｖ３００以上の脆性領域に
入るので、高い靭性が得られない。 Ｃ：０．００３％以下 Ｃは０．００３％以下に規定されるが、Ｃ濃度が０．０
０３％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０．００
３％以下にしなければならない。 Ｓｉ：０．０５％以下 Ｓｉは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。 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。 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。 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。 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．０６％ Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸材として添加される。０．０３％未
満ではその効果が十分でない。また０．０６％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０．０
６％以下である。 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。
ｉ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。固溶Ｔｉは式
Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％で定義され、これを−０．０１〜
０．０８％の範囲に制御することが必要である。これが
−０．０１％未満では窒化による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
窒化後に特に表層の硬度がＨｖ３００以上の脆性領域に
入るので、高い靭性が得られない。 Ｃ：０．００３％以下 Ｃは０．００３％以下に規定されるが、Ｃ濃度が０．０
０３％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０．００
３％以下にしなければならない。 Ｓｉ：０．０５％以下 Ｓｉは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。 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。 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。 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。 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．０６％ Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸材として添加される。０．０３％未
満ではその効果が十分でない。また０．０６％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０．０
６％以下である。 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。
【００２１】本発明では、上記した元素の他に、必要に
応じて、Ｂ、Ｎｂを下記の範囲でさらに含有してもよ
い。 Ｂ：０．０００２〜０．００１％ Ｂは０．０００２％以上添加することにより、成形加工
時の２次加工脆性が抑制される。またＢは粒界を強化す
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。０．０００２％未満ではその効果が十分
でなく、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、耐２次加工脆
性および窒化部品の耐久性が求められる用途に対しては
０．０００２〜０．００１％添加する必要がある。
応じて、Ｂ、Ｎｂを下記の範囲でさらに含有してもよ
い。 Ｂ：０．０００２〜０．００１％ Ｂは０．０００２％以上添加することにより、成形加工
時の２次加工脆性が抑制される。またＢは粒界を強化す
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。０．０００２％未満ではその効果が十分
でなく、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、耐２次加工脆
性および窒化部品の耐久性が求められる用途に対しては
０．０００２〜０．００１％添加する必要がある。
【００２２】Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
Ｎｂは０．００５〜０．０３％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。０．００
５％未満ではその効果がなく、０．０３％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０．００５〜０．０３％添
加する必要がある。
材のｒ値および伸びを向上させる効果がある。０．００
５％未満ではその効果がなく、０．０３％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０．００５〜０．０３％添
加する必要がある。
【００２３】また、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％以下にすること
が望ましい。
面性状を著しく劣化させるので０．１％以下にすること
が望ましい。
【００２４】上記の成分組成を有する鋼板を所定形状に
成形後、窒化または軟窒化処理を行うことにより、窒化
後の強度と靭性に優れた機械構造部品が製造できる。こ
こでいう窒化、軟窒化処理はガス窒化でもプラズマ（イ
オン）窒化でも効果は同様である。窒化処理条件は表面
硬化を目的とする従来の場合と同様で問題なく、窒化温
度は５００〜６００℃、窒化時間は１〜１０時間程度が
適当である。また、窒化後の板厚方向の断面硬度Ｈｖの
好適範囲は１５０〜３００である。
成形後、窒化または軟窒化処理を行うことにより、窒化
後の強度と靭性に優れた機械構造部品が製造できる。こ
こでいう窒化、軟窒化処理はガス窒化でもプラズマ（イ
オン）窒化でも効果は同様である。窒化処理条件は表面
硬化を目的とする従来の場合と同様で問題なく、窒化温
度は５００〜６００℃、窒化時間は１〜１０時間程度が
適当である。また、窒化後の板厚方向の断面硬度Ｈｖの
好適範囲は１５０〜３００である。
【００２５】以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効
果を立証する。
果を立証する。
【００２６】
【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〜Ｆ：本発明鋼、
Ｇ〜Ｌ：比較鋼）を用い、素材引張特性を測定した。窒
化処理はガス軟窒化法を用い、ＮＨ3 、Ｎ2 、Ｈ2 、Ｃ
Ｏ混合ガス中で５７０℃×２時間で行った。
有する板厚１．２ｍｍの冷延鋼板（Ａ〜Ｆ：本発明鋼、
Ｇ〜Ｌ：比較鋼）を用い、素材引張特性を測定した。窒
化処理はガス軟窒化法を用い、ＮＨ3 、Ｎ2 、Ｈ2 、Ｃ
Ｏ混合ガス中で５７０℃×２時間で行った。
【００２７】表２に窒化前後の引張特性（ＹＰ，ＴＳ，
Ｅｌ）及び素材の表面性状評価結果を示す。本発明鋼Ａ
〜Ｆは、窒化前においては軟質高延性で素材成形性が良
好である。また、表面性状が良好である。
Ｅｌ）及び素材の表面性状評価結果を示す。本発明鋼Ａ
〜Ｆは、窒化前においては軟質高延性で素材成形性が良
好である。また、表面性状が良好である。
【００２８】図１に、表１，２に示した各供試鋼のうち
Ｔｉ* （重量％）を段階的に変量した本発明鋼Ａ，Ｂ，
Ｃ，Ｄ，Ｅ、比較鋼Ｇ，Ｈ，Ｉの窒化による引張強度変
化（△ＴＳ）および窒化後の伸びをＴｉ* に対して示
す。図１よりＴｉ* が−０．０１％未満では窒化による
強度上昇が十分でなく、０．０８％を超えると窒化後の
伸びが著しく劣化することがわかる。図２に、窒化によ
る強度上昇、脆化について詳細に調査するため窒化後の
板厚方向の断面硬度分布を測定した結果を示す。窒化前
硬度（Ｈｖ）は材料によらず１００前後で、板厚方向に
は一定であった。窒化後の硬度については、Ｔｉ* が−
０．０１％未満の比較鋼Ｇでは窒化による硬度上昇の効
果が小さい。Ｔｉ* が−０．０１〜０．０８％の本発明
鋼Ａ〜Ｄでは硬度が２００以上と大きい上に、板厚方向
の硬度分布が小さく、板厚方向で平均的に強度が上昇し
ていることがわかる。Ｔｉ* が０．０８％を超える比較
鋼Ｈ，Ｉは表面層の硬度が脆化危険領域であるＨｖ＞３
００に入っており、そのため図１に示したように窒化後
引張における延性が著しく劣化する。Ｔｉ* が高い比較
鋼Ｈ，Ｉで表層が著しく硬度上昇し、内部で強度が得ら
れない原因としては、マトリックス中に固溶Ｔｉ量（Ｔ
ｉ * ）が多いため表層では過剰な強度上昇を示し、さら
にＮが表層で消費されるため内部まで十分に窒素が侵入
せず、内部では強度上昇が得られないためと考えられ
る。
Ｔｉ* （重量％）を段階的に変量した本発明鋼Ａ，Ｂ，
Ｃ，Ｄ，Ｅ、比較鋼Ｇ，Ｈ，Ｉの窒化による引張強度変
化（△ＴＳ）および窒化後の伸びをＴｉ* に対して示
す。図１よりＴｉ* が−０．０１％未満では窒化による
強度上昇が十分でなく、０．０８％を超えると窒化後の
伸びが著しく劣化することがわかる。図２に、窒化によ
る強度上昇、脆化について詳細に調査するため窒化後の
板厚方向の断面硬度分布を測定した結果を示す。窒化前
硬度（Ｈｖ）は材料によらず１００前後で、板厚方向に
は一定であった。窒化後の硬度については、Ｔｉ* が−
０．０１％未満の比較鋼Ｇでは窒化による硬度上昇の効
果が小さい。Ｔｉ* が−０．０１〜０．０８％の本発明
鋼Ａ〜Ｄでは硬度が２００以上と大きい上に、板厚方向
の硬度分布が小さく、板厚方向で平均的に強度が上昇し
ていることがわかる。Ｔｉ* が０．０８％を超える比較
鋼Ｈ，Ｉは表面層の硬度が脆化危険領域であるＨｖ＞３
００に入っており、そのため図１に示したように窒化後
引張における延性が著しく劣化する。Ｔｉ* が高い比較
鋼Ｈ，Ｉで表層が著しく硬度上昇し、内部で強度が得ら
れない原因としては、マトリックス中に固溶Ｔｉ量（Ｔ
ｉ * ）が多いため表層では過剰な強度上昇を示し、さら
にＮが表層で消費されるため内部まで十分に窒素が侵入
せず、内部では強度上昇が得られないためと考えられ
る。
【００２９】以上のことからもＴｉ* を−０．０１〜
０．０８％に制御することが重要であることがわかる。
０．０８％に制御することが重要であることがわかる。
【００３０】表１の比較鋼ＪはＣ濃度が高く、Ｔｉはす
べてＴｉＣなどの析出物となるため、固溶Ｔｉが存在し
ない。従って窒化による強度上昇が十分でなく、また素
材においてもＴｉＣが微細に析出するので、表２に示す
ように初期強度が高く、成形性がよくない。またＣｒを
含有する比較鋼ＫはＣｒＮを多量に析出するため、比較
鋼Ｈ，Ｉと同様に表層に著しい硬化層を生じ、窒化後の
延性が著しく劣化することがわかる。
べてＴｉＣなどの析出物となるため、固溶Ｔｉが存在し
ない。従って窒化による強度上昇が十分でなく、また素
材においてもＴｉＣが微細に析出するので、表２に示す
ように初期強度が高く、成形性がよくない。またＣｒを
含有する比較鋼ＫはＣｒＮを多量に析出するため、比較
鋼Ｈ，Ｉと同様に表層に著しい硬化層を生じ、窒化後の
延性が著しく劣化することがわかる。
【００３１】また、比較鋼ＬはＣｕを高濃度で含有する
ため熱延時に表面欠陥が発生し、性状がよくない。また
窒化後の板厚方向の強度は一様でなく、延性にも乏し
い。
ため熱延時に表面欠陥が発生し、性状がよくない。また
窒化後の板厚方向の強度は一様でなく、延性にも乏し
い。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【発明の効果】以上、説明したように本発明によれば、
鋼組成を特定することにより、プレス成形性と表面性状
に優れ、窒化処理後は高い強度と靭性を有する機械構造
部品用鋼板を製造でき、さらにそれを用いて強度と靭性
に優れた高強度プレス成形体を製造できる。
鋼組成を特定することにより、プレス成形性と表面性状
に優れ、窒化処理後は高い強度と靭性を有する機械構造
部品用鋼板を製造でき、さらにそれを用いて強度と靭性
に優れた高強度プレス成形体を製造できる。
【００３５】このような鋼板を成形後窒化して用いるこ
とにより、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。
とにより、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。
【図１】本発明の実施例に係る鋼板のＴｉ* （重量％）
と窒化による引張強度変化（ΔＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）
の関係を示す図。
と窒化による引張強度変化（ΔＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）
の関係を示す図。
【図２】本発明の実施例に係る鋼板の窒化後の板厚方向
の断面硬度分布を示す図。
の断面硬度分布を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００３％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：０．０３〜０．０６％と、Ｎ：０．００３％以下
と、Ｔｉを下記（１）式で定義されるＴｉ*：−０．０
１〜０．０８％の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなり、窒化処理前のプレス成形性と表面性
状に優れ、かつプレス成形後の窒化処理により、窒化処
理後の強度と靭性に優れることを特徴とする機械構造部
品用鋼板。 Ｔｉ* ％＝Ｔｉ％−４８／１４×Ｎ％−４８／１２×Ｃ
％−４８／３２×Ｓ％…（１） - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらにＮｂ：
０．００５〜０．０３％を含有することを特徴とする請
求項１に記載の機械構造部品用鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の組成を有する
鋼板からなるプレス成形体において、プレス成形後の窒
化処理により該成形体の板厚全体にわたって窒化層を有
し、その断面硬度Ｈｖが１５０〜３００であり、強度と
靭性に優れることを特徴とする高強度プレス成形体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01857099A JP3491548B2 (ja) | 1998-01-29 | 1999-01-27 | 機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1695098 | 1998-01-29 | ||
| JP10-16950 | 1998-01-29 | ||
| JP01857099A JP3491548B2 (ja) | 1998-01-29 | 1999-01-27 | 機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279686A JPH11279686A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3491548B2 true JP3491548B2 (ja) | 2004-01-26 |
Family
ID=26353400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01857099A Expired - Fee Related JP3491548B2 (ja) | 1998-01-29 | 1999-01-27 | 機械構造部品用鋼板および高強度プレス成形体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3491548B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102605250A (zh) * | 2012-03-27 | 2012-07-25 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002161378A (ja) * | 2000-11-17 | 2002-06-04 | Kobe Steel Ltd | 鉄系高剛性部材 |
-
1999
- 1999-01-27 JP JP01857099A patent/JP3491548B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102605250A (zh) * | 2012-03-27 | 2012-07-25 | 首钢总公司 | 一种汽车用钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11279686A (ja) | 1999-10-12 |
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