JP3991884B2 - 窒化後の磁気特性に優れた窒化用鋼材およびその成形体 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化後の磁気特性に優れた窒化用鋼材およびその成形体に関し、詳しくは、成形性にも優れる前記窒化用鋼材、およびこの鋼材からなる成形体、すなわち、例えば電磁力により駆動する機械部品、工具など、耐摩耗性、耐疲労強度が必要とされる部品に用いられる、加工性および磁気特性に優れかつ耐摩耗性に優れた成形体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化用鋼材およびその成形体に関する従来技術として、プレス加工や曲げ加工等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、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の提供を目的とした、（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 ％以上でかつ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、ならびに(2) (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層を有するプレス成形体が知られている（特許文献１参照）。
【０００３】
【特許文献１】
特開平９−２５５４３号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
特許文献１記載の技術では、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が対象となっている。
【０００５】
一方、例えば電磁ブレーキなど、磁力を介して駆動する機械部品および工具では、部品間の接触による摩耗およびチッピングによる疲労強度低下を防止する目的で表面硬化処理が行われる。この場合、機械加工後の寸法精度を維持するために、例えば550 〜600 ℃程度の低温処理を基調とする窒化処理が施される。このような機械部品では、磁力を介して駆動する部位と接触駆動する部位とを別々に作製し、組み立てる工程が採用されており、したがって、耐摩耗性、硬度といった機械的性質と磁気特性との両方に優れたものが要望されている。
【０００６】
しかしながら、特許文献１記載の技術のように、Ti添加を基調とするものは、粒子径が50nmを超えるTi炭窒化物が多数析出しやすく、これら析出物は磁壁移動を抑制するため、磁気特性が悪化しやすい問題がある。また、Ti以外の炭窒化物形成元素としてCr、Ｖ、Nbなどを用いた場合でも、同様の問題が発生する場合があって、磁気特性と機械的性質とを安定して両立させることは困難であった。
【０００７】
このように従来技術では困難であった磁気特性と機械的性質の両立が課題であり、特に合金鋼で問題になった高強度、難加工性による研削加工などの機械加工費の上昇に対し、安易かつ低コストな塑性加工により形成することも課題である。すなわち、本発明の目的は、塑性加工などの安価な成形法を適用でき、かつ窒化後の硬度上昇、硬化深さが十分であり、さらに窒化後の磁気特性が良好な、窒化後の磁気特性に優れた窒化用鋼材およびその成形体を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記目的を達成した本発明の特徴とするところは以下のとおりである。
（１）質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0. 010％未満、Nb：0.010 ％未満、Ｖ：0.01〜0.10％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
【０００９】
（２）質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0.010 ％未満、Nb：0.010 ％未満、Al：0.05〜2.00％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
（３）質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1. 0％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0. 010％未満、Nb：0.010 ％未満、Ｖ：0.01〜0.10％、Al：0.005 〜2.00％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
【００１０】
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載された鋼材を用いた成形体であって、該成形体の少なくとも一部に、サイズ40nm以下の析出物が均一に分散した表面硬化層を有する成形体。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に、鋼の化学成分組成を限定した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、0.10％超では、加工性が低下し、また、他の元素を加えたときの成形性の悪化が助長されるため、0.10％以下とした。一方、0.01％未満では機械構造用としての強度が不足しあるいは結晶粒界強度が低下する懸念があるため、0.01％以上とした。窒化処理前の成形における加工性を確保する観点および窒化処理後の化合物層（表面硬化層）直下の硬度を適性化する観点から、好ましくは0.03〜0.08％である。
【００１２】
Crは、窒化硬化に非常に重要な元素であり、特に表層の硬度を確保するのに適した元素であり、かつ磁化過程で重要な役割を果たす磁壁移動の妨げにならない微細な析出粒子を形成するのに有利な元素である。添加されたCrの含有量が0.15％未満では十分な硬度上昇が得られないため、0.15％以上を含有するものとし、一方、3.00％を超えると微細析出粒子が凝集し磁壁移動の抵抗が増加するため、3.00％以下とした。析出形態の適正化および必要硬度を達成する観点から、0.50〜2.50％が好ましい。
【００１３】
Alは、脱酸成分として必要に応じて添加される。脱酸成分として添加する場合は、ブローホール等の欠陥の発生を防止するため、0. 005％以上含有させる。一般に、アルミキルド鋼では、0.030 〜0.050 ％含有するように添加されている。また、Alは、窒素との親和力が強く、かつ形成される窒化アルミの硬度が高いことから、表層を非常に硬くする元素であるため、本発明では表面硬度を高める目的でAlを添加することができる。この目的で添加する場合は、0.050 ％以上含有させることが必要となる。好ましくは0.080 ％以上である。一方、2.00％を超えると成形性が劣化するので、2.00％を上限とする。
【００１４】
Ｖは、適量のCrあるいはさらにAlとの複合添加により表面硬度を高める働きがあるので、本発明ではAlに代えて、またはAlと共に添加される。しかし、CrおよびAlに比較して窒化物形成の自由エネルギー変化が小さいため、窒素の内方拡散が進行しやすく、硬化深さが著しく深くなる。したがって、所望の硬化分布に合わせてＶ添加量を調整する必要がある。0.01％未満の含有では窒化による硬度上昇が小さいので0.01％を下限とする。一方、Ｖを過剰に添加すると、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、スラブ割れを起こしやすくする危険性があり、とくに、0.10％を超えて含有すると延性が低下し、かつ透磁率も低下するので、0.10％を上限とする。好ましくは0.03〜0.08％である。
【００１５】
以上が本発明に係る鋼材の窒化処理性向上のための重要成分元素であるが、本発明では、さらに、鋼板としての成形性を確保するために、以下の範囲の元素を含有成分とする。
Siは、0.005 ％未満では製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので、0.005 ％以上としたが、コスト的に成り立つのであればこれ未満であってもよい。一方、1.00％を超えると熱延時に低融点スケールが生成しやすいので外観不良を招き、また延性も低下してくるので、1.00％以下とした。窒化処理時に表面酸化層形成によるバラツキをなくす意味で、好ましくは0.07％以下である。
【００１６】
Mnは、0.010 ％未満では製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので、0. 010％を下限とし、一方、3.00％を超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。強度、成形性の面から0.10〜2.50％が好ましい範囲である。
Ｐは、成形性を損なわずに強度を上昇させうる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、0.001 ％未満にするには製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので0.001 ％を下限とし、一方、0.150 ％を超えると結晶粒界への偏析が顕在化し脆化する問題が発生するため0.150 ％を上限とする。窒化処理時の結晶粒界およびその近傍での析出粒子の析出量を適正化する観点から、Ｐは0.08％以上の含有が好ましい。
【００１７】
Ｎは、0.0002％未満では製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので0.0002％を下限とし、一方、0.0100％を超えると加工性が劣化するので0.0100％を上限とする。好ましくは0.0050％以下である。
TiおよびNbは、窒化処理においてＮ拡散を抑制する働きがあるため、本発明では含有させないのがベストである。しかしながら過度の低減化は製鋼コストの上昇をまねくので0.010 ％未満を許容範囲とした。また、いずれも0.010 ％以上含有すると、熱間圧延過程および冷延‐焼鈍過程において、磁壁移動のピンニングとなる炭化物、窒化物および炭窒化物を形成させるため、この意味でも0.010 ％未満とする。
【００１８】
本発明に係る鋼材を製造する方法は、製鋼段階で上記の化学組成になるように鋼成分調整すること以外は、特に限定されない。例えば鋼材に鋼板を充てる場合、鋳造後の加熱、圧延条件などは通常採用される各種条件のうちのいずれを用いてもよい。熱間圧延を行う場合、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、熱延鋼板から成形体を製造する場合は、加工性向上のために 500℃以上で巻取りを行うことが好ましい。
【００１９】
該熱延鋼板を冷間圧延し、引続き焼鈍することにより鋼板の板厚精度および加工性が向上する。この場合、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。
冷間圧延では50〜80％の圧下率で圧延するのが好ましい。50％以上の冷間圧延により高い成形性がもたらされる。最も望ましくは60％以上である。一方、80％を超える冷間圧延を行うと、再結晶焼鈍の集合組織が加工性を損なうため、80％以下が好適である。冷間圧延に引き続く再結晶焼鈍は、箱型焼鈍、連続焼鈍のいずれであってもよい。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、 加工性の向上や外観のために、本発明に係る鋼板に調質圧延や、塗油、固体潤滑剤の塗布等を施すことは、何ら差支えない。
【００２０】
上記化学成分組成になる鋼板を用いて、塑性加工により成形体を得た後に、窒化処理を施すことで、微細なCr窒化物が均一に析出することにより、表面硬度および成形体内部の硬度を上昇させることができる。この微細なCr窒化物は40nm以下の析出物サイズを有し、磁壁移動の抵抗にならないため、窒化処理を施しても磁気特性が悪化せず、優れた透磁率を得ることができる。ここで、析出物サイズは、透過型電子顕微鏡により析出物を観察し、画像処理により円相当径を求めて評価した。なお、平均円相当径が30nm以下となることが好ましい。ここでの表面硬度とは、表面より深さ50μm の位置での断面硬度を指す。好ましい表面硬度はHv 500以上である。塑性加工による転位密度の大きさに関らず、微細なCr窒化物析出による硬化が起こるので、成形体の各部位での塑性加工歪量の変化に起因した硬度差は発生しにくい。
【００２１】
また、最表層には主成分として鉄窒化物が形成されるが、好ましくは炭素を含有する鉄窒化物が形成するように、窒化処理ガス中に炭素源（例えばＲＸガスまたはCO2 ガス等）を供給することが好ましい。これにより、耐摩耗性に優れた表面窒化層が形成される。表面窒化層は、表面亀裂の発生を抑制し、耐疲労強度、耐焼付性を向上させる。
【００２２】
本発明でいう加工性に係る加工とは、成形体の形状によって選択されるあらゆる成形加工を包含し、例えば、絞り加工、曲げ加工、しごき加工、打ち抜き加工等々のいずれであっても何ら差支えない。
成形体を所定の形状に成形後、引き続き窒化処理を施すことにより成形体表面に表面硬化層（窒素化合物層）と拡散層とからなる表面窒化層を形成する。ここにいう拡散層とは、表面硬化層から鋼材内部に向かう微細なCr窒化物主体の窒素化合物析出層を指す。また、窒化処理したままでの前記表面硬化層（窒素化合物層）およびその下層の拡散層の合計厚みを窒化深さと称する。
【００２３】
窒化処理としては、ガス窒化処理、ガス軟窒化処理、塩浴窒化処理、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り、表面硬化層を形成する処理方法ならいずれでも構わないが、磁壁移動を妨げる40nmを超える析出物が形成されないことが必要である。好ましくは、表面硬化層の緻密性および靭性を高めるため、浸炭性ガスを含有する雰囲気で窒化処理を行うことである。また、必要な拡散層を得るために適宜に処理時間や処理温度を代えることができる。また、表面硬化層が過大であれ、研削等の手段により、表面硬化層の厚みを窒化処理ままでのそれより減じて、厚みを調節したり、表面の粗度を調整しても何ら差支えない。また、表面硬化層は厚みが１μm 以上あればよいが、十分な耐摩耗性を得るには10μm 以上の厚みであることが好ましい。一方、数百μm の厚みにするのは、表面硬化層の耐摩耗性向上効果が飽和することに加え、脆くなるのでむしろ好ましくない。
【００２４】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
〔実施例１〕
表１に示す化学成分組成になる鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造によりスラブとした。こ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し、その後600 ℃で巻取り、さらに酸洗を行って、得られた熱延鋼板から試験片を採取し脱脂した後、ＮＨ3 ガスとＲＸガスの混合雰囲気ガス中で570 ℃×３時間の条件で窒化処理し、油冷した。この試験片について、マイクロビッカース硬度計を用い表面から深さ50μm の位置で測定した硬度（Hv）をもって窒化性を評価した。直流磁化特性は25cmエプスタイン測定によりμmax で評価した。窒化処理後の成形体の電磁駆動性能を評価するため、エプスタイン試験片（板厚×30mm幅×280mm 長さ）を圧延方向と圧延方向から90度方向の二方向から、合わせて500gを超える最少枚数を用意し、上記と同様に窒化処理を施し、その後、直流磁化測定を行い最大透磁率μmax を求めた。高い電磁駆動性能を得るためには、μmax が600emu以上であることが望ましい。析出物サイズ（円相当径）は透過型電子顕微鏡写真の画像処理から求めた。これらの結果を表１に併記する。
【００２５】
【表１】
【００２６】
表１より、本発明例は、表面硬度およびμmax ともに良好な値を示すことがわかる。比較例８，10，11，12，13では所望の表面硬度は得られているが、磁壁移動の妨げとなるサイズ40nm超の析出物（炭化物、窒化物および炭窒化物）が窒化処理前から存在し、あるいは窒化処理により形成されて存在するため、窒化処理後の磁気特性が悪い。
【００２７】
〔実施例２〕
表２に示す化学成分組成になる鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造によりスラブとした。こ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し、その後 600℃で巻取り、ついで酸洗し、70％の圧下率で冷間圧延した後、 800℃×60秒の条件で再結晶焼鈍を行い、得られた冷延鋼板に、処理時間および処理温度を種々変えた窒化処理を施して該鋼板の表面硬度を変化させ、析出物サイズ（円相当径）と直流磁化特性のμmax および硬度(Hv)との対応関係を調べた結果を表２に示す。なお、窒化処理では、ＮＨ3 ガスとＲＸガスの混合雰囲気ガス中で処理し、処理後は油冷により冷却した。また、直流磁化特性のμmax ，硬度(Hv)，析出物サイズ（円相当径）は、上述の〔実施例１〕と同一の方法で測定した。
【００２８】
【表２】
【００２９】
本発明例１〜７はいずれも、Hv500 以上の表面硬度と600emu以上の最大透磁率を示し、かつ析出物サイズは40nm以下である。なお、析出物サイズ（円相当径）と、直流磁化特性のμmax および硬度(Hv)との対応関係を整理したグラフを図１に示す。
【００３０】
【発明の効果】
本発明によれば、高い窒化性をもち、かつ窒化後の磁気特性に優れた成形体を製造でき、これにより経済性および生産性にすぐれた耐摩耗性、耐疲労強度、高透磁率を兼ね備えた工具、機械構造用部品などに用いられる成形体が得られるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】析出物サイズと表面硬度Hvおよび最大透磁率μmax との対応関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化後の磁気特性に優れた窒化用鋼材およびその成形体に関し、詳しくは、成形性にも優れる前記窒化用鋼材、およびこの鋼材からなる成形体、すなわち、例えば電磁力により駆動する機械部品、工具など、耐摩耗性、耐疲労強度が必要とされる部品に用いられる、加工性および磁気特性に優れかつ耐摩耗性に優れた成形体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化用鋼材およびその成形体に関する従来技術として、プレス加工や曲げ加工等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、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の提供を目的とした、（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 ％以上でかつ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、ならびに(2) (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層を有するプレス成形体が知られている（特許文献１参照）。
【０００３】
【特許文献１】
特開平９−２５５４３号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
特許文献１記載の技術では、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が対象となっている。
【０００５】
一方、例えば電磁ブレーキなど、磁力を介して駆動する機械部品および工具では、部品間の接触による摩耗およびチッピングによる疲労強度低下を防止する目的で表面硬化処理が行われる。この場合、機械加工後の寸法精度を維持するために、例えば550 〜600 ℃程度の低温処理を基調とする窒化処理が施される。このような機械部品では、磁力を介して駆動する部位と接触駆動する部位とを別々に作製し、組み立てる工程が採用されており、したがって、耐摩耗性、硬度といった機械的性質と磁気特性との両方に優れたものが要望されている。
【０００６】
しかしながら、特許文献１記載の技術のように、Ti添加を基調とするものは、粒子径が50nmを超えるTi炭窒化物が多数析出しやすく、これら析出物は磁壁移動を抑制するため、磁気特性が悪化しやすい問題がある。また、Ti以外の炭窒化物形成元素としてCr、Ｖ、Nbなどを用いた場合でも、同様の問題が発生する場合があって、磁気特性と機械的性質とを安定して両立させることは困難であった。
【０００７】
このように従来技術では困難であった磁気特性と機械的性質の両立が課題であり、特に合金鋼で問題になった高強度、難加工性による研削加工などの機械加工費の上昇に対し、安易かつ低コストな塑性加工により形成することも課題である。すなわち、本発明の目的は、塑性加工などの安価な成形法を適用でき、かつ窒化後の硬度上昇、硬化深さが十分であり、さらに窒化後の磁気特性が良好な、窒化後の磁気特性に優れた窒化用鋼材およびその成形体を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記目的を達成した本発明の特徴とするところは以下のとおりである。
（１）質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0. 010％未満、Nb：0.010 ％未満、Ｖ：0.01〜0.10％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
【０００９】
（２）質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0.010 ％未満、Nb：0.010 ％未満、Al：0.05〜2.00％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
（３）質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1. 0％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0. 010％未満、Nb：0.010 ％未満、Ｖ：0.01〜0.10％、Al：0.005 〜2.00％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
【００１０】
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載された鋼材を用いた成形体であって、該成形体の少なくとも一部に、サイズ40nm以下の析出物が均一に分散した表面硬化層を有する成形体。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に、鋼の化学成分組成を限定した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、0.10％超では、加工性が低下し、また、他の元素を加えたときの成形性の悪化が助長されるため、0.10％以下とした。一方、0.01％未満では機械構造用としての強度が不足しあるいは結晶粒界強度が低下する懸念があるため、0.01％以上とした。窒化処理前の成形における加工性を確保する観点および窒化処理後の化合物層（表面硬化層）直下の硬度を適性化する観点から、好ましくは0.03〜0.08％である。
【００１２】
Crは、窒化硬化に非常に重要な元素であり、特に表層の硬度を確保するのに適した元素であり、かつ磁化過程で重要な役割を果たす磁壁移動の妨げにならない微細な析出粒子を形成するのに有利な元素である。添加されたCrの含有量が0.15％未満では十分な硬度上昇が得られないため、0.15％以上を含有するものとし、一方、3.00％を超えると微細析出粒子が凝集し磁壁移動の抵抗が増加するため、3.00％以下とした。析出形態の適正化および必要硬度を達成する観点から、0.50〜2.50％が好ましい。
【００１３】
Alは、脱酸成分として必要に応じて添加される。脱酸成分として添加する場合は、ブローホール等の欠陥の発生を防止するため、0. 005％以上含有させる。一般に、アルミキルド鋼では、0.030 〜0.050 ％含有するように添加されている。また、Alは、窒素との親和力が強く、かつ形成される窒化アルミの硬度が高いことから、表層を非常に硬くする元素であるため、本発明では表面硬度を高める目的でAlを添加することができる。この目的で添加する場合は、0.050 ％以上含有させることが必要となる。好ましくは0.080 ％以上である。一方、2.00％を超えると成形性が劣化するので、2.00％を上限とする。
【００１４】
Ｖは、適量のCrあるいはさらにAlとの複合添加により表面硬度を高める働きがあるので、本発明ではAlに代えて、またはAlと共に添加される。しかし、CrおよびAlに比較して窒化物形成の自由エネルギー変化が小さいため、窒素の内方拡散が進行しやすく、硬化深さが著しく深くなる。したがって、所望の硬化分布に合わせてＶ添加量を調整する必要がある。0.01％未満の含有では窒化による硬度上昇が小さいので0.01％を下限とする。一方、Ｖを過剰に添加すると、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、スラブ割れを起こしやすくする危険性があり、とくに、0.10％を超えて含有すると延性が低下し、かつ透磁率も低下するので、0.10％を上限とする。好ましくは0.03〜0.08％である。
【００１５】
以上が本発明に係る鋼材の窒化処理性向上のための重要成分元素であるが、本発明では、さらに、鋼板としての成形性を確保するために、以下の範囲の元素を含有成分とする。
Siは、0.005 ％未満では製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので、0.005 ％以上としたが、コスト的に成り立つのであればこれ未満であってもよい。一方、1.00％を超えると熱延時に低融点スケールが生成しやすいので外観不良を招き、また延性も低下してくるので、1.00％以下とした。窒化処理時に表面酸化層形成によるバラツキをなくす意味で、好ましくは0.07％以下である。
【００１６】
Mnは、0.010 ％未満では製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので、0. 010％を下限とし、一方、3.00％を超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。強度、成形性の面から0.10〜2.50％が好ましい範囲である。
Ｐは、成形性を損なわずに強度を上昇させうる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、0.001 ％未満にするには製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので0.001 ％を下限とし、一方、0.150 ％を超えると結晶粒界への偏析が顕在化し脆化する問題が発生するため0.150 ％を上限とする。窒化処理時の結晶粒界およびその近傍での析出粒子の析出量を適正化する観点から、Ｐは0.08％以上の含有が好ましい。
【００１７】
Ｎは、0.0002％未満では製鋼コストが大幅に高くなり経済的ではないので0.0002％を下限とし、一方、0.0100％を超えると加工性が劣化するので0.0100％を上限とする。好ましくは0.0050％以下である。
TiおよびNbは、窒化処理においてＮ拡散を抑制する働きがあるため、本発明では含有させないのがベストである。しかしながら過度の低減化は製鋼コストの上昇をまねくので0.010 ％未満を許容範囲とした。また、いずれも0.010 ％以上含有すると、熱間圧延過程および冷延‐焼鈍過程において、磁壁移動のピンニングとなる炭化物、窒化物および炭窒化物を形成させるため、この意味でも0.010 ％未満とする。
【００１８】
本発明に係る鋼材を製造する方法は、製鋼段階で上記の化学組成になるように鋼成分調整すること以外は、特に限定されない。例えば鋼材に鋼板を充てる場合、鋳造後の加熱、圧延条件などは通常採用される各種条件のうちのいずれを用いてもよい。熱間圧延を行う場合、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、熱延鋼板から成形体を製造する場合は、加工性向上のために 500℃以上で巻取りを行うことが好ましい。
【００１９】
該熱延鋼板を冷間圧延し、引続き焼鈍することにより鋼板の板厚精度および加工性が向上する。この場合、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。
冷間圧延では50〜80％の圧下率で圧延するのが好ましい。50％以上の冷間圧延により高い成形性がもたらされる。最も望ましくは60％以上である。一方、80％を超える冷間圧延を行うと、再結晶焼鈍の集合組織が加工性を損なうため、80％以下が好適である。冷間圧延に引き続く再結晶焼鈍は、箱型焼鈍、連続焼鈍のいずれであってもよい。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、 加工性の向上や外観のために、本発明に係る鋼板に調質圧延や、塗油、固体潤滑剤の塗布等を施すことは、何ら差支えない。
【００２０】
上記化学成分組成になる鋼板を用いて、塑性加工により成形体を得た後に、窒化処理を施すことで、微細なCr窒化物が均一に析出することにより、表面硬度および成形体内部の硬度を上昇させることができる。この微細なCr窒化物は40nm以下の析出物サイズを有し、磁壁移動の抵抗にならないため、窒化処理を施しても磁気特性が悪化せず、優れた透磁率を得ることができる。ここで、析出物サイズは、透過型電子顕微鏡により析出物を観察し、画像処理により円相当径を求めて評価した。なお、平均円相当径が30nm以下となることが好ましい。ここでの表面硬度とは、表面より深さ50μm の位置での断面硬度を指す。好ましい表面硬度はHv 500以上である。塑性加工による転位密度の大きさに関らず、微細なCr窒化物析出による硬化が起こるので、成形体の各部位での塑性加工歪量の変化に起因した硬度差は発生しにくい。
【００２１】
また、最表層には主成分として鉄窒化物が形成されるが、好ましくは炭素を含有する鉄窒化物が形成するように、窒化処理ガス中に炭素源（例えばＲＸガスまたはCO2 ガス等）を供給することが好ましい。これにより、耐摩耗性に優れた表面窒化層が形成される。表面窒化層は、表面亀裂の発生を抑制し、耐疲労強度、耐焼付性を向上させる。
【００２２】
本発明でいう加工性に係る加工とは、成形体の形状によって選択されるあらゆる成形加工を包含し、例えば、絞り加工、曲げ加工、しごき加工、打ち抜き加工等々のいずれであっても何ら差支えない。
成形体を所定の形状に成形後、引き続き窒化処理を施すことにより成形体表面に表面硬化層（窒素化合物層）と拡散層とからなる表面窒化層を形成する。ここにいう拡散層とは、表面硬化層から鋼材内部に向かう微細なCr窒化物主体の窒素化合物析出層を指す。また、窒化処理したままでの前記表面硬化層（窒素化合物層）およびその下層の拡散層の合計厚みを窒化深さと称する。
【００２３】
窒化処理としては、ガス窒化処理、ガス軟窒化処理、塩浴窒化処理、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り、表面硬化層を形成する処理方法ならいずれでも構わないが、磁壁移動を妨げる40nmを超える析出物が形成されないことが必要である。好ましくは、表面硬化層の緻密性および靭性を高めるため、浸炭性ガスを含有する雰囲気で窒化処理を行うことである。また、必要な拡散層を得るために適宜に処理時間や処理温度を代えることができる。また、表面硬化層が過大であれ、研削等の手段により、表面硬化層の厚みを窒化処理ままでのそれより減じて、厚みを調節したり、表面の粗度を調整しても何ら差支えない。また、表面硬化層は厚みが１μm 以上あればよいが、十分な耐摩耗性を得るには10μm 以上の厚みであることが好ましい。一方、数百μm の厚みにするのは、表面硬化層の耐摩耗性向上効果が飽和することに加え、脆くなるのでむしろ好ましくない。
【００２４】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
〔実施例１〕
表１に示す化学成分組成になる鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造によりスラブとした。こ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し、その後600 ℃で巻取り、さらに酸洗を行って、得られた熱延鋼板から試験片を採取し脱脂した後、ＮＨ3 ガスとＲＸガスの混合雰囲気ガス中で570 ℃×３時間の条件で窒化処理し、油冷した。この試験片について、マイクロビッカース硬度計を用い表面から深さ50μm の位置で測定した硬度（Hv）をもって窒化性を評価した。直流磁化特性は25cmエプスタイン測定によりμmax で評価した。窒化処理後の成形体の電磁駆動性能を評価するため、エプスタイン試験片（板厚×30mm幅×280mm 長さ）を圧延方向と圧延方向から90度方向の二方向から、合わせて500gを超える最少枚数を用意し、上記と同様に窒化処理を施し、その後、直流磁化測定を行い最大透磁率μmax を求めた。高い電磁駆動性能を得るためには、μmax が600emu以上であることが望ましい。析出物サイズ（円相当径）は透過型電子顕微鏡写真の画像処理から求めた。これらの結果を表１に併記する。
【００２５】
【表１】
表１より、本発明例は、表面硬度およびμmax ともに良好な値を示すことがわかる。比較例８，10，11，12，13では所望の表面硬度は得られているが、磁壁移動の妨げとなるサイズ40nm超の析出物（炭化物、窒化物および炭窒化物）が窒化処理前から存在し、あるいは窒化処理により形成されて存在するため、窒化処理後の磁気特性が悪い。
【００２７】
〔実施例２〕
表２に示す化学成分組成になる鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造によりスラブとした。こ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し、その後 600℃で巻取り、ついで酸洗し、70％の圧下率で冷間圧延した後、 800℃×60秒の条件で再結晶焼鈍を行い、得られた冷延鋼板に、処理時間および処理温度を種々変えた窒化処理を施して該鋼板の表面硬度を変化させ、析出物サイズ（円相当径）と直流磁化特性のμmax および硬度(Hv)との対応関係を調べた結果を表２に示す。なお、窒化処理では、ＮＨ3 ガスとＲＸガスの混合雰囲気ガス中で処理し、処理後は油冷により冷却した。また、直流磁化特性のμmax ，硬度(Hv)，析出物サイズ（円相当径）は、上述の〔実施例１〕と同一の方法で測定した。
【００２８】
【表２】
本発明例１〜７はいずれも、Hv500 以上の表面硬度と600emu以上の最大透磁率を示し、かつ析出物サイズは40nm以下である。なお、析出物サイズ（円相当径）と、直流磁化特性のμmax および硬度(Hv)との対応関係を整理したグラフを図１に示す。
【００３０】
【発明の効果】
本発明によれば、高い窒化性をもち、かつ窒化後の磁気特性に優れた成形体を製造でき、これにより経済性および生産性にすぐれた耐摩耗性、耐疲労強度、高透磁率を兼ね備えた工具、機械構造用部品などに用いられる成形体が得られるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】析出物サイズと表面硬度Hvおよび最大透磁率μmax との対応関係を示す図である。
Claims (4)
- 質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0.010 ％未満、Nb：0.010 ％未満、Ｖ：0.01〜0.10％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
- 質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0.010 ％未満、Nb：0.010 ％未満、Al：0.05〜2.00％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
- 質量比で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.005 〜1. 0％、Mn：0.010 〜3.00％、Ｐ：0.001 〜0.150 ％、Ｎ：0.0002〜0.0100％、Cr：0.15〜3.00％、Ti：0.010 ％未満、Nb：0.010 ％未満、Ｖ：0.01〜0.10％、Al：0.005 〜2.00％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる窒化後の磁気特性に優れる窒化用鋼材。
- 請求項１〜３のいずれかに記載された鋼材を用いた成形体であって、該成形体の少なくとも一部に、サイズ40nm以下の析出物が均一に分散した表面窒化層を有する成形体。
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