JP4646858B2 - 窒化処理用鋼板 - Google Patents
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C:0.05〜0.20%(質量%を表す、以下同じ)、
Mn:0.5〜3.0%、
Si:0.02%超0.5%以下、
Sol.Al:0.005〜0.050%、
N:0.001〜0.01%、
を含有する他、Ti,V,Zrから選ばれる少なくとも1種を、合計含量が0.05%以下で、且つ下記式(1)を満足する量で含み、
([Ti%]/48.88+[V%]/50.94+
[Zr%]/91.22)×14.01−[N%]<0……(1)
更に、Crおよび/またはMoの合計含量が0.10%未満(0%を含まない)で、且つ鋼中のC,Si,Cr,Mn,Moの含有量が下記式(2)の関係を満たし、残部がFeおよび不可避不純物からなり、窒化処理後の板厚方向硬さ分布が均一で且つスポット溶接性に優れた窒化処理用鋼板である。
−950×[C%]+78×[Si%]+208×[Mn%]+
50×([Cr%]+[Mo%])<200……(2)
窒化処理前の鋼板強度を決定する重要な元素の1つであるが、窒化処理後の材料強度にも重要な影響を及ぼし、含有量が0.05%未満では、窒化後の鋼板強度として車体部品に最低限必要な硬さである「Hv:200レベル」を確保できなくなる。しかしC含量が0.20%を超えると、浸窒量を適正に制御したとしても満足のいくスポット溶接性が得られなくなる。C含量のより好ましい範囲は、0.09%以上、0.19%以下、更に好ましくは0.10%以上、0.18%以下である。
Mnも、窒化処理前の材料強度を決定する重要な元素であり、窒化処理後の強度にも重大な影響を及ぼす。Mn含量が0.5%未満では、やはり、窒化後の鋼板強度として車体部品に最低限必要な硬さである「Hv:200レベル」を確保できなくなる。しかしMn含量が3.0%を超えると、窒化処理後の鋼板の靭性が悪くなるので、それ以下に抑えねばならない。Mn含量のより好ましい範囲は、0.6%以上、2.7%以下、更に好ましくは0.7%以上、2.5%以下である。
Siは、特に窒化処理後の鋼板硬さを確保する上で欠くことのできない元素であり、0.02%以下では窒化処理後の硬さが不十分となる。一方Si含量が0.5%を超えると、板厚方向への窒化が十分に進み難くなり、窒化後の板厚方向硬さが不均一になる。Si含量のより好ましい範囲は、0.08%以上、0.45%以下、更に好ましくは0.10%以上、0.40%以下である。
Alは、鋼を溶製する際の脱酸性元素として有用な元素で、且つ窒化による強度向上にも寄与する元素であり、酸素量を低減して十分なレベルの清浄度を確保しつつ窒化による強化効果を有効に発揮させるには、Sol.Alとして0.005%以上含有させることが必要である。しかし多過ぎると、非金属系介在物源となって靭性に顕著な悪影響を及ぼすばかりか、表面硬化も著しくなって板厚方向の硬さバラツキが大きくなるので、0.050%以下に抑えるべきである。Sol.Al含量のより好ましい範囲は、0.010%以上、0.045%以下、更に好ましくは0.015%以上、0.040%以下である。
N(窒素)は、溶製工程で雰囲気から不可避的に混入してくる元素であり、製造面から考えると窒化に対する過度の負担を避けるには、0.001%程度は許容せざるを得ない。しかしN含量が多過ぎると、窒化処理前の鋼板の延性が劣悪となり、機械部品として必要な形状に加工することが困難になるので、多くとも0.01%以下に抑えるべきである。N含量のより好ましい範囲は、0.0015%以上、0.009%以下、更に好ましくは0.0020%以上、0.008%以下である。
これらは窒化処理後の硬さ上昇に寄与する元素であるが、板厚方向(深さ方向)の硬さ上昇以上に表面硬さを著しく高め、結果的に板厚方向の硬さの均一性を害するため、本発明では極力少なく抑えるのがよく、実質的にゼロ%であることが望ましい。但し、溶製原料などに由来して不可避的に混入してくる場合は、窒化処理に先立って鋼中のNと結合させ窒化物として固定しておくことで、上記障害を解消できる。従って、Ti,V,Zrの含有量は、下記記式(I)で示す如く、各元素のモル数をN(窒素)のモル数で割った値の合計量が、鋼中のN含量を超えない様に制御することが不可欠の要件となる。
([Ti%]/48.88+[V%]/50.94+
[Zr%]/91.22)×14.01−[N%]<0……(1)
但し、仮にこれらの元素の全てを窒化物として固定したとしても、これらの合計含量が0.10%を超えると窒化処理前の鋼板の延性が低下し、機械部品として必要な形状に成形加工することが困難になるので、多くとも0.10%以下、より好ましくは0.05%以下に抑えるのがよい。
CrとMoは、窒化処理後の硬さの上昇に寄与する元素であるが、両者の合計含量が0.10%を超えると、窒化処理後の表面硬化が顕著となり、板厚方向硬さの均一性が低下する。これは、CrやMoが鋼板表面における浸炭窒化層の形成を促進し、表面からの窒素(N)の浸入バリアとなって板厚方向硬さの均一性を阻害するためと考えられる。但し本発明者らが確認したところによると、鋼の表面硬化と板厚方向の窒素浸入に及ぼす影響は、これらCr,Moよりも、先に挙げたC,Si,Mnの方が顕著であり、種々検討の結果、下記式(2)から求められる値(α)が200以下となる様に各元素の含有量を調整してやれば、鋼板の板厚方向の硬さバラツキが可及的に抑えられ、均一な硬さ分布が得られることをつきとめた。
α=-950×[C]+78×[Si]+208×[Mn]+50×([Cr]+[Mo])<200……(2)
表1,2に示す成分組成の鋼材を真空溶解法により溶製してから鋳造し、得られた鋳塊を1200℃に加熱し熱間圧延を行って厚さ30mmのスラブを得た。得られた各スラブを1250℃に再加熱してから、板厚3mmまで熱間圧延した。熱間圧延の仕上温度は880℃とし、圧延終了後、直ちに50℃/秒の速度で550℃まで冷却し、その後、同温度に保った電気炉内で30分間保持してから電気炉の電源をオフにし、炉温が200℃となるまで炉冷してから炉より取り出す。
日本電子工業社製のイオン窒化装置(商品名「JIN−3S」)を使用し、プラズマ印加条件:ガス組成(体積比)H2/N2=1/1、電圧450V、温度570℃、時間10時間、で窒化した後、同処理容器内で室温まで冷却した。
上記で得た各窒化処理鋼板について、上記と同様に脱脂処理した後、明石製作所製のビッカース硬度計(商品名「MVK−G1」)を用いて、板厚方向の硬さ分布を測定荷重9.8Nで測定し、平均硬さ(平均Hv)および、最大硬さと最低硬さの差(ΔHv)を求めた。なお窒化後の硬さ(Hv)は、平均で少なくとも200Hv程度は必要であり、これ以下は硬さ不足とする。また最大・最小硬さの差(ΔHv)は、100Hvレベルまでは許容範囲で、これを超えるものは不良とする。
試験片サイズ:(窒化処理した鋼板)30mm×30mm、2枚重ね
溶接機:松下電器社製の単相交流式スポット溶接機(50kV定置式、ダイレクト通電方式)、商品名「YR−500STA5」
制御装置:名古屋電気社製の「UWC−II」タイプ
電極:先端直径が6mmのドームラジアスタイプ(外径:16mm、材質:Cr-Cu)
加圧力:4kN
初期加圧時間:60サイクル
通電時間:10サイクル(電源周波数:60Hz)
溶接電流範囲:溶接電流を、4kAから0.5kAのピッチでスパッタが発生するまで高めていき、溶接部の断面観察によって、溶接部ナゲットの直径で4×√t(tは試験片の板厚;mm)が得られる溶接電流を求めると共に、目視観察によってスパッタが発生したときの電流値を求め、両者の差を溶接電流範囲とする。
Claims (2)
- C:0.05〜0.20%(質量%を表す、以下同じ)、
Mn:0.5〜3.0%、
Si:0.02%超0.5%以下、
Sol.Al:0.005〜0.050%、
N:0.001〜0.01%、
を含有する他、Ti,V,Zrから選ばれる少なくとも1種を、合計含量が0.05%以下で、且つ下記式(1)を満足する量で含み、
([Ti%]/48.88+[V%]/50.94+
[Zr%]/91.22)×14.01−[N%]<0……(1)
更に、Crおよび/またはMoの合計含量が0.10%未満(0%を含まない)で、且つ鋼中のC,Si,Cr,Mn,Moの含有量が下記式(2)の関係を満たし、残部Feおよび不可避不純物からなることを特徴とする、窒化処理後の板厚方向硬さ分布が均一で且つスポット溶接性に優れた窒化処理用鋼板。
−950×[C%]+78×[Si%]+208×[Mn%]+
50×([Cr%]+[Mo%])<200……(2) - 前記鋼が、他の成分として、Nb:0.005〜0.05%を含むものである請求項1に記載の窒化処理用鋼板。
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