JPH0925544A - 深絞り性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 - Google Patents
深絞り性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体Info
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- JPH0925544A JPH0925544A JP17608395A JP17608395A JPH0925544A JP H0925544 A JPH0925544 A JP H0925544A JP 17608395 A JP17608395 A JP 17608395A JP 17608395 A JP17608395 A JP 17608395A JP H0925544 A JPH0925544 A JP H0925544A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を兼ね備え
た工具、機械構造用部品、自動車部品に用いられる深絞
り性に優れた窒化用鋼板及び加工性と耐摩耗性に優れた
プレス成形体を提供する。 【解決手段】 深絞り加工を行い、かつ窒化処理を行い
表面硬質層を得る部品に供せられる、深絞り性に優れた
窒化用鋼板であって、Ｃ；＜０．０１００％、Ｓｉ；≦
１．００％、Ｍｎ；≦３．００％、Ｐ；≦０．１５０
％、Ｃｒ；０．８０％超〜５．００％に限定し、更に、
Ｖ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ；０．１０％超〜
２．００％、Ｔｉ；０．０１０〜１．００％の１種また
は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなるものである。更に、該鋼板からなるプレス成形体
において、成形体の少なくとも片面に硬質窒化物層を有
するプレス成形体。
た工具、機械構造用部品、自動車部品に用いられる深絞
り性に優れた窒化用鋼板及び加工性と耐摩耗性に優れた
プレス成形体を提供する。 【解決手段】 深絞り加工を行い、かつ窒化処理を行い
表面硬質層を得る部品に供せられる、深絞り性に優れた
窒化用鋼板であって、Ｃ；＜０．０１００％、Ｓｉ；≦
１．００％、Ｍｎ；≦３．００％、Ｐ；≦０．１５０
％、Ｃｒ；０．８０％超〜５．００％に限定し、更に、
Ｖ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ；０．１０％超〜
２．００％、Ｔｉ；０．０１０〜１．００％の１種また
は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなるものである。更に、該鋼板からなるプレス成形体
において、成形体の少なくとも片面に硬質窒化物層を有
するプレス成形体。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、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窒化用鋼板特に深
絞り性に優れた該鋼板およびその鋼板を用いたプレス成
形体に関するものである。
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窒化用鋼板特に深
絞り性に優れた該鋼板およびその鋼板を用いたプレス成
形体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】工具、機械構造用部品、自動車の部品な
どは、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とされ
る。そのため窒化と呼ばれる、鋼中に窒素を侵入させ
て、表面硬度、内部硬度の高い部品（薄鋼板の成形品を
除く）を製造する処理法が用いられてきた。これらの部
品に使われる鋼（例えば、特開昭５９−３１８５０号公
報，特開昭５９−５０１５８号公報）は、窒化促進元素
を多量に入れるため、高強度、難加工性となり、棒鋼な
どを研削により形を成形し、かかる後、窒化を行い硬度
を高めている。そのため形を成形するのに、手間やコス
トがかかっていた。一方、安易で低コストな成形法とし
てプレス加工による成形法があり、低炭素鋼板、極低炭
素鋼板などの鋼板（例えば特公昭４４−１８０６６号公
報）を適用すれば深絞り成形体を製造することができ
る。しかし部品としての形は成形できるものの耐摩耗
性、耐疲労強度、耐焼付性に重要な表面の高硬度を得る
ことができなかった。このように従来から知られている
方法では成形しやすく、かつ所望の表面高硬度を兼ね備
えた深絞り成形体を作ることができず、その両立が課題
であった。
どは、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とされ
る。そのため窒化と呼ばれる、鋼中に窒素を侵入させ
て、表面硬度、内部硬度の高い部品（薄鋼板の成形品を
除く）を製造する処理法が用いられてきた。これらの部
品に使われる鋼（例えば、特開昭５９−３１８５０号公
報，特開昭５９−５０１５８号公報）は、窒化促進元素
を多量に入れるため、高強度、難加工性となり、棒鋼な
どを研削により形を成形し、かかる後、窒化を行い硬度
を高めている。そのため形を成形するのに、手間やコス
トがかかっていた。一方、安易で低コストな成形法とし
てプレス加工による成形法があり、低炭素鋼板、極低炭
素鋼板などの鋼板（例えば特公昭４４−１８０６６号公
報）を適用すれば深絞り成形体を製造することができ
る。しかし部品としての形は成形できるものの耐摩耗
性、耐疲労強度、耐焼付性に重要な表面の高硬度を得る
ことができなかった。このように従来から知られている
方法では成形しやすく、かつ所望の表面高硬度を兼ね備
えた深絞り成形体を作ることができず、その両立が課題
であった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような従来技術に
おいては形をつくるための研削に手間やコストがかか
る。快削鋼などの研削しやすい鋼を使用しても、棒鋼か
ら研削によって形をつくる成形法では、手間やコスト
は、非常にかかる。そこで深絞り成形や張出し成形など
のプレス加工法や曲げ加工法など、鋼板、特に薄鋼板で
よく使用される成形法が使用できれば、部品成形に関わ
るコストを大幅に削減でき、生産効率を大幅に上げるこ
とができる。ところが従来のプレス加工に適した深絞り
用鋼板では窒化処理によって十分な表面硬度、内部硬度
を得ることができなかった。このため、プレス加工、曲
げ加工など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優れる鋼板が、強
く要望されていた。本発明は、上記問題点を解消するた
めのものであって、プレス加工や曲げ加工等の成形法が
使用できる深絞り性に優れた窒化用鋼板を提供すること
を目的としている。更にプレス成形体として、複雑な形
状を有し、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性に優れた成
形耐が望まれている。
おいては形をつくるための研削に手間やコストがかか
る。快削鋼などの研削しやすい鋼を使用しても、棒鋼か
ら研削によって形をつくる成形法では、手間やコスト
は、非常にかかる。そこで深絞り成形や張出し成形など
のプレス加工法や曲げ加工法など、鋼板、特に薄鋼板で
よく使用される成形法が使用できれば、部品成形に関わ
るコストを大幅に削減でき、生産効率を大幅に上げるこ
とができる。ところが従来のプレス加工に適した深絞り
用鋼板では窒化処理によって十分な表面硬度、内部硬度
を得ることができなかった。このため、プレス加工、曲
げ加工など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優れる鋼板が、強
く要望されていた。本発明は、上記問題点を解消するた
めのものであって、プレス加工や曲げ加工等の成形法が
使用できる深絞り性に優れた窒化用鋼板を提供すること
を目的としている。更にプレス成形体として、複雑な形
状を有し、耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性に優れた成
形耐が望まれている。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴とするとこ
ろは、 （１）重量比でＣ ：０．０００２〜０．０１００％未
満、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０
〜３．００％、Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、Ｎ
：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．８０超
〜５．００％を含有し、さらに窒化硬化元素群として、
Ｖ ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ：０．１０超〜
２．００％、Ｔｉ：０．０１０〜１．００％の１種また
は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる深絞り性に優れた窒化用鋼板。
ろは、 （１）重量比でＣ ：０．０００２〜０．０１００％未
満、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．０１０
〜３．００％、Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、Ｎ
：０．０００２〜０．０１００％、Ｃｒ：０．８０超
〜５．００％を含有し、さらに窒化硬化元素群として、
Ｖ ：０．１０超〜１．００％、Ａｌ：０．１０超〜
２．００％、Ｔｉ：０．０１０〜１．００％の１種また
は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる深絞り性に優れた窒化用鋼板。
【０００５】（２）（１）に記載の鋼板に、重量比で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる深絞り性に優れた窒化用鋼
板。 （３）（１）又は（２）に記載の鋼板に、さらに重量比
で、Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる深絞り性に優れた
窒化用鋼板。 （４）（１）ないし（３）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
物層を有するプレス成形体である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる深絞り性に優れた窒化用鋼
板。 （３）（１）又は（２）に記載の鋼板に、さらに重量比
で、Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる深絞り性に優れた
窒化用鋼板。 （４）（１）ないし（３）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
物層を有するプレス成形体である。
【０００６】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
以下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、
鋼の深絞り性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多く
なると、深絞り性は劣化する。また含有量が多いと、他
の元素を加えたときの深絞り性劣化を促進する。従って
０．０１００％未満とする。また、０．０００２％未満
では鋼の高純化処理負荷の増大により、製造コストが飛
躍的に上がり経済的でないので、０．０００２％を下限
とする。
以下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、
鋼の深絞り性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多く
なると、深絞り性は劣化する。また含有量が多いと、他
の元素を加えたときの深絞り性劣化を促進する。従って
０．０１００％未満とする。また、０．０００２％未満
では鋼の高純化処理負荷の増大により、製造コストが飛
躍的に上がり経済的でないので、０．０００２％を下限
とする。
【０００７】Ｃｒは、窒化硬化に非常に重要な元素であ
り、０．８０％以下では窒化による硬度上昇量が小さい
ので必ず０．８０％を超えて含有するものとし、５．０
０％を超えると深絞り性が劣化してくるので、５．００
％を上限とする。ＡｌとＶとＴｉは所定のＣｒとともに
添加することにより窒化処理による硬度上昇が著しい。
Ａｌは、通常、脱酸成分として添加し、ブローホール等
の欠陥の発生を防止するため、０．００５％以上添加す
る必要がある。Ａｌを、脱酸成分として用いる場合は、
０．００５％を下限とする。一般に、Ａｌは、０．１０
％程度まで含まれているので、Ａｌを窒化促進に使用し
ない場合においても、０．１０％までは含有することが
できる。Ａｌは、窒素との親和力が強く、窒化物層の表
層を非常に硬くする元素であり、窒化性を高めるために
添加する場合は、０．１０％以下では窒化による硬度上
昇量が小さいので０．１０％超を下限とし、２．００％
を超えると深絞り性が劣化してくるので、２．００％を
上限とする。
り、０．８０％以下では窒化による硬度上昇量が小さい
ので必ず０．８０％を超えて含有するものとし、５．０
０％を超えると深絞り性が劣化してくるので、５．００
％を上限とする。ＡｌとＶとＴｉは所定のＣｒとともに
添加することにより窒化処理による硬度上昇が著しい。
Ａｌは、通常、脱酸成分として添加し、ブローホール等
の欠陥の発生を防止するため、０．００５％以上添加す
る必要がある。Ａｌを、脱酸成分として用いる場合は、
０．００５％を下限とする。一般に、Ａｌは、０．１０
％程度まで含まれているので、Ａｌを窒化促進に使用し
ない場合においても、０．１０％までは含有することが
できる。Ａｌは、窒素との親和力が強く、窒化物層の表
層を非常に硬くする元素であり、窒化性を高めるために
添加する場合は、０．１０％以下では窒化による硬度上
昇量が小さいので０．１０％超を下限とし、２．００％
を超えると深絞り性が劣化してくるので、２．００％を
上限とする。
【０００８】Ｖは、窒素の拡散を促進させ、鋼の内部に
まで窒素を侵入させるため、鋼の表面に厚い窒化物層を
得ることができる。０．１０％以下では窒化による硬度
上昇量が小さいので０．１０％超を下限とし、１．００
％を超えると深絞り性が劣化してくるので、１．００％
を上限とする。Ｔｉは、窒化物の核生成が起こりやすい
ので、窒化処理時間が短くても強力に窒化を促進させる
元素であり、短時間の処理で表面硬化層を得ることがで
きる。０．０１０％未満では窒化による硬度上昇量が小
さいので０．０１０％を下限とし、１．００％を越える
と深絞り性が劣化してくるので、１．００％を上限とす
る。またＴｉを深絞り性向上のために添加する場合は
０．００５％以上が好ましい。以上が本発明の窒化処理
性向上のための基本的重要成分であるが、鋼板としての
深絞り性を確保するために以下の範囲で元素を含有する
ことができる。
まで窒素を侵入させるため、鋼の表面に厚い窒化物層を
得ることができる。０．１０％以下では窒化による硬度
上昇量が小さいので０．１０％超を下限とし、１．００
％を超えると深絞り性が劣化してくるので、１．００％
を上限とする。Ｔｉは、窒化物の核生成が起こりやすい
ので、窒化処理時間が短くても強力に窒化を促進させる
元素であり、短時間の処理で表面硬化層を得ることがで
きる。０．０１０％未満では窒化による硬度上昇量が小
さいので０．０１０％を下限とし、１．００％を越える
と深絞り性が劣化してくるので、１．００％を上限とす
る。またＴｉを深絞り性向上のために添加する場合は
０．００５％以上が好ましい。以上が本発明の窒化処理
性向上のための基本的重要成分であるが、鋼板としての
深絞り性を確保するために以下の範囲で元素を含有する
ことができる。
【０００９】Ｓｉは、０．００５％未満では、製造コス
トが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５
％を下限とし、１．００％を越えると高い深絞り性が得
られなくなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、
０．０１０％未満では、製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．０１０％を下限とし、３．０
０％を越えると高い深絞り性が得られなくなるので、
３．００％を上限とする。
トが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、０．００５
％を下限とし、１．００％を越えると高い深絞り性が得
られなくなるので、１．００％を上限とする。Ｍｎは、
０．０１０％未満では、製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．０１０％を下限とし、３．０
０％を越えると高い深絞り性が得られなくなるので、
３．００％を上限とする。
【００１０】Ｐは、深絞り性を損なわずに強度を上げら
れる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．
００１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１
５０％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５０％を上限とする。Ｎは、深絞り性を確保
するためには少ない方が良いが、０．０００２％未満で
は製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、
０．０００２％を下限とし、０．０１００％を越えると
深絞り性が劣化してくるので、０．０１００％を上限と
する。また、深絞り性向上元素として、本発明はＮｂを
０．００５％以上０．０６０％の範囲で含有することが
できる。Ｎｂは鋼中で微細な炭化物、窒化物及び炭窒化
物を生成し固溶Ｃ，Ｎの存在による深絞り性の劣化を防
ぐために、添加するものである。
れる元素であり、強度レベルに応じて添加するが、０．
００１％未満にするには製造コストが飛躍的に上がり経
済的でなくなるので、０．００１％を下限とし、０．１
５０％を越えると二次加工脆性の問題が発生してくるの
で、０．１５０％を上限とする。Ｎは、深絞り性を確保
するためには少ない方が良いが、０．０００２％未満で
は製造コストが飛躍的に上がり経済的でなくなるので、
０．０００２％を下限とし、０．０１００％を越えると
深絞り性が劣化してくるので、０．０１００％を上限と
する。また、深絞り性向上元素として、本発明はＮｂを
０．００５％以上０．０６０％の範囲で含有することが
できる。Ｎｂは鋼中で微細な炭化物、窒化物及び炭窒化
物を生成し固溶Ｃ，Ｎの存在による深絞り性の劣化を防
ぐために、添加するものである。
【００１１】Ｎｂは、０．００５％未満ではＣ，Ｎを析
出固定する効果が少ないため、０．００５％を下限と
し、０．０６０％を超えると深絞り性が劣化してくるの
で０．０６０％を上限とする。また、二次加工脆性を防
ぐ元素としてＢを０．０００５％以上０．００５０％以
下を含有してもかまわない。Ｂは低炭素のために弱くな
っている鋼の結晶粒界の強度を強め、二次加工脆性を防
ぐ目的で添加するものである。Ｂは、０．０００５％未
満では二次加工脆性を防ぐ効果が少ないため、０．００
０５％を下限とし、０．００５０％を超えると深絞り性
が劣化してくるので０．００５０％を上限とする。な
お、Ｂは窒化物との親和性が強いので窒化物形成元素を
本発明に用いる鋼材の成分範囲で含有する鋼において
も、その鋼の窒化処理性を妨げることはなく、さらに改
善することも可能である。
出固定する効果が少ないため、０．００５％を下限と
し、０．０６０％を超えると深絞り性が劣化してくるの
で０．０６０％を上限とする。また、二次加工脆性を防
ぐ元素としてＢを０．０００５％以上０．００５０％以
下を含有してもかまわない。Ｂは低炭素のために弱くな
っている鋼の結晶粒界の強度を強め、二次加工脆性を防
ぐ目的で添加するものである。Ｂは、０．０００５％未
満では二次加工脆性を防ぐ効果が少ないため、０．００
０５％を下限とし、０．００５０％を超えると深絞り性
が劣化してくるので０．００５０％を上限とする。な
お、Ｂは窒化物との親和性が強いので窒化物形成元素を
本発明に用いる鋼材の成分範囲で含有する鋼において
も、その鋼の窒化処理性を妨げることはなく、さらに改
善することも可能である。
【００１２】以上のように成分を調整するが、深絞り性
が厳しく要求される場合は、Ｃの含有量を０．０００２
％以上０．０１００％未満にするとともに、ＣとＮを析
出固定するために、Ｔｉ量を｛（４８／１２）×Ｃ
［％］＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上、もしくはＮ
ｂ量を｛（９３／１２）×Ｃ［％］＋（９３／１４）×
Ｎ［％］｝の０．８倍以上、もしくはＴｉとＮｂを複合
添加する場合で、Ｔｉ量が｛（４８／１２）×Ｃ［％］
＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝よりも少ない時は、Ｎｂ
を０．８×（９３／１２）×Ｃ［％］×｛１−（Ｔｉ
［％］−（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上添加すること
が望ましい。
が厳しく要求される場合は、Ｃの含有量を０．０００２
％以上０．０１００％未満にするとともに、ＣとＮを析
出固定するために、Ｔｉ量を｛（４８／１２）×Ｃ
［％］＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上、もしくはＮ
ｂ量を｛（９３／１２）×Ｃ［％］＋（９３／１４）×
Ｎ［％］｝の０．８倍以上、もしくはＴｉとＮｂを複合
添加する場合で、Ｔｉ量が｛（４８／１２）×Ｃ［％］
＋（４８／１４）×Ｎ［％］｝よりも少ない時は、Ｎｂ
を０．８×（９３／１２）×Ｃ［％］×｛１−（Ｔｉ
［％］−（４８／１４）×Ｎ［％］｝以上添加すること
が望ましい。
【００１３】以上の成分からなる鋼の製造方法は、特に
限定されるものではなく、薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼
板）の通常の製造方法であればいずれでもかまわない。
また、加工性の向上や、加工後の外観のために調質圧延
を施した鋼板（ダル仕上げ鋼板、ブライト仕上げ鋼板、
表面に特定形状のパターンを転写された鋼板等）表面に
防錆油、潤滑油などの油膜層を有する鋼板など、通常の
薄鋼板であれば本発明の効果を十分に享受することがで
きる。
限定されるものではなく、薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼
板）の通常の製造方法であればいずれでもかまわない。
また、加工性の向上や、加工後の外観のために調質圧延
を施した鋼板（ダル仕上げ鋼板、ブライト仕上げ鋼板、
表面に特定形状のパターンを転写された鋼板等）表面に
防錆油、潤滑油などの油膜層を有する鋼板など、通常の
薄鋼板であれば本発明の効果を十分に享受することがで
きる。
【００１４】上記化学成分の鋼材及び上記製造方法で造
られた鋼材を用いて深絞り加工などのプレス加工を行
う。プレス加工を施すことで鋼材に適当な量の転位が加
えられる。深絞り等の塑性加工によって加えられた転位
により、窒素の拡散および窒化物の形成が促進され窒化
物硬化層を短時間で得ることができるので、耐摩耗性の
優れた成形体を得ることができる。また、この硬質層の
ために表面亀裂が入りにくくなり耐疲労強度、耐焼付性
も向上する。本発明の加工性とは、成形体の形状によっ
ては深絞り加工だけではなく、曲げ加工、しごき加工、
打ち抜き加工等を加えても何等差し支えないものを言
う。成形体を所定の形状に成形後窒化処理によって成形
体の鋼材表面に硬質窒化物層を形成する。硬質窒化物層
とは、表層の窒素化合物層および鋼材の内部に形成され
る硬質の窒素拡散層をいう。
られた鋼材を用いて深絞り加工などのプレス加工を行
う。プレス加工を施すことで鋼材に適当な量の転位が加
えられる。深絞り等の塑性加工によって加えられた転位
により、窒素の拡散および窒化物の形成が促進され窒化
物硬化層を短時間で得ることができるので、耐摩耗性の
優れた成形体を得ることができる。また、この硬質層の
ために表面亀裂が入りにくくなり耐疲労強度、耐焼付性
も向上する。本発明の加工性とは、成形体の形状によっ
ては深絞り加工だけではなく、曲げ加工、しごき加工、
打ち抜き加工等を加えても何等差し支えないものを言
う。成形体を所定の形状に成形後窒化処理によって成形
体の鋼材表面に硬質窒化物層を形成する。硬質窒化物層
とは、表層の窒素化合物層および鋼材の内部に形成され
る硬質の窒素拡散層をいう。
【００１５】窒化処理としてはガス窒化処理、ガス軟窒
化処理、塩浴軟窒化処理、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るが、表層に
硬質窒化物層を形成する処理方法ならいずれでも構わな
い。また必要な窒化物層深さを得るために適宜に処理時
間を変えることができる。また研削などの手段により、
得られた表層窒化物層の厚みを減じ、層厚を調節した
り、表面の粗度を調整しても何等差し支えない。硬質窒
化物層の硬さとしては、マイクロビッカースで４００程
度以上あれば望ましい。上限硬さは限定されるものでは
ないが、現在の窒化処理技術では、おおむね１５００程
度である。また、該窒化物の濃化した硬質層の厚みとし
ては存在すれば良いので、１μｍ程度あれば十分である
が、さらに効果を安定的に発揮するには２０μｍ以上あ
ることが望ましく、数百μｍあれば窒化層の効果は飽和
する。
化処理、塩浴軟窒化処理、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るが、表層に
硬質窒化物層を形成する処理方法ならいずれでも構わな
い。また必要な窒化物層深さを得るために適宜に処理時
間を変えることができる。また研削などの手段により、
得られた表層窒化物層の厚みを減じ、層厚を調節した
り、表面の粗度を調整しても何等差し支えない。硬質窒
化物層の硬さとしては、マイクロビッカースで４００程
度以上あれば望ましい。上限硬さは限定されるものでは
ないが、現在の窒化処理技術では、おおむね１５００程
度である。また、該窒化物の濃化した硬質層の厚みとし
ては存在すれば良いので、１μｍ程度あれば十分である
が、さらに効果を安定的に発揮するには２０μｍ以上あ
ることが望ましく、数百μｍあれば窒化層の効果は飽和
する。
【００１６】
実施例１ 以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
表１〜表３に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳
造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで
加熱し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行
い、表１〜表３に示す巻取温度で巻取り、ついで、酸洗
を施し熱延鋼板とした。表１〜表３に示す圧下率で冷間
圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行
い、冷延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を
６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、さまざまな径の
ポンチとダイスを組み合わせ、カップ部品を成形した。
ブランク径と成形中に破断を起こす限界のカップ底の内
径の比（限界絞り比、ＬＤＲ）をもって深絞り性の評価
を行った。また別途試験片を作製し脱脂した後、ＮＨ3
ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間
窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬度
計を用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもっ
て窒化性を評価した。以上の結果を表１〜表３に併記す
る。表１〜表３から明らかなように、同じ窒化硬度を持
つ比較例と本発明を比較すると、本発明の方が、限界絞
り比が大きく、深絞り性に優れていることが分かる。
表１〜表３に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳
造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで
加熱し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行
い、表１〜表３に示す巻取温度で巻取り、ついで、酸洗
を施し熱延鋼板とした。表１〜表３に示す圧下率で冷間
圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行
い、冷延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を
６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、さまざまな径の
ポンチとダイスを組み合わせ、カップ部品を成形した。
ブランク径と成形中に破断を起こす限界のカップ底の内
径の比（限界絞り比、ＬＤＲ）をもって深絞り性の評価
を行った。また別途試験片を作製し脱脂した後、ＮＨ3
ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時間
窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬度
計を用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をもっ
て窒化性を評価した。以上の結果を表１〜表３に併記す
る。表１〜表３から明らかなように、同じ窒化硬度を持
つ比較例と本発明を比較すると、本発明の方が、限界絞
り比が大きく、深絞り性に優れていることが分かる。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】実施例２ 表４に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理時間による表面硬化層のできやすさ（窒化の迅速
性）の試験を行った。試験片を作製後、ＮＨ3ガスと吸
熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃で時間を変えなが
ら窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈｖ）を測定した。表面
硬化層の硬度がＨｖ４００を得るのに必要な窒化処理時
間をもとめ、Ｔｉ＝０％の時との処理時間との比でもっ
て窒化の迅速性を評価した。以上の結果を表４にまとめ
る。表４から明らかなように、Ｔｉを０．０１％添加し
た鋼において、おなじ硬度の表面硬化層を得るのに短時
間の処理ですみ窒化の迅速性に優れていることが分か
る。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、冷延鋼板となした。この冷延鋼板を用いて、窒
化処理時間による表面硬化層のできやすさ（窒化の迅速
性）の試験を行った。試験片を作製後、ＮＨ3ガスと吸
熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃で時間を変えなが
ら窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面硬化層の硬度（Ｈｖ）を測定した。表面
硬化層の硬度がＨｖ４００を得るのに必要な窒化処理時
間をもとめ、Ｔｉ＝０％の時との処理時間との比でもっ
て窒化の迅速性を評価した。以上の結果を表４にまとめ
る。表４から明らかなように、Ｔｉを０．０１％添加し
た鋼において、おなじ硬度の表面硬化層を得るのに短時
間の処理ですみ窒化の迅速性に優れていることが分か
る。
【００２１】
【表４】
【００２２】実施例３ 実施例１で得られた冷延鋼板の一部を用いて、二次加工
脆性の試験を行った。二次加工脆性の試験は、まず絞り
比１．９でカップ部品を成形し（一次加工）、次に、円
錐型ポンチを押し込んで、カップの周辺を押し広げる加
工を加えた（二次加工）。二次加工を加えると脆化傾向
の大きい材料は、縦に割れ目が入り、この割れの発生率
をもって評価した。以上の結果を表５にまとめる。表５
から明らかなように、二次加工脆化による縦割れは、Ｂ
を添加した鋼において、発生率が低くなり、高い耐二次
加工割れ性を有していることが判る。
脆性の試験を行った。二次加工脆性の試験は、まず絞り
比１．９でカップ部品を成形し（一次加工）、次に、円
錐型ポンチを押し込んで、カップの周辺を押し広げる加
工を加えた（二次加工）。二次加工を加えると脆化傾向
の大きい材料は、縦に割れ目が入り、この割れの発生率
をもって評価した。以上の結果を表５にまとめる。表５
から明らかなように、二次加工脆化による縦割れは、Ｂ
を添加した鋼において、発生率が低くなり、高い耐二次
加工割れ性を有していることが判る。
【００２３】
【表５】
【００２４】実施例４ 表６〜表８に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳
造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで
加熱し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行
い、６５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍ
ｍ厚の熱延鋼板となした。 また別途、同じ成分のスラ
ブを加熱炉中で１２００℃まで加熱し、９１０℃以上の
仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６５０℃で巻取り、つ
いで、酸洗を施し、８０％の圧下率で冷間圧延を行った
後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、１．０ｍｍ
厚の冷延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を
６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り比２．０、
２．１でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ
3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時
間窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をも
って窒化性を評価した。以上の結果を表６〜表８にまと
める。表６〜表８から明らかなように、比較例と本発明
を比較すると、本発明の深絞り成形体は成形性に優れ、
硬い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていることが分
かる。
造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで
加熱し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行
い、６５０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、１．６ｍ
ｍ厚の熱延鋼板となした。 また別途、同じ成分のスラ
ブを加熱炉中で１２００℃まで加熱し、９１０℃以上の
仕上げ温度で、熱間圧延を行い、６５０℃で巻取り、つ
いで、酸洗を施し、８０％の圧下率で冷間圧延を行った
後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍を行い、１．０ｍｍ
厚の冷延鋼板となした。得られた熱延鋼板、冷延鋼板を
６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り比２．０、
２．１でカップ部品をプレス成形した。この部品をＮＨ
3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で５７０℃×４時
間窒化処理し、油冷した。そしてマイクロビッカース硬
度計を用い表面から３０μｍの位置の硬度（Ｈｖ）をも
って窒化性を評価した。以上の結果を表６〜表８にまと
める。表６〜表８から明らかなように、比較例と本発明
を比較すると、本発明の深絞り成形体は成形性に優れ、
硬い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていることが分
かる。
【００２５】
【表６】
【００２６】
【表７】
【００２７】
【表８】
【００２８】実施例５ 表９に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でス
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、７
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
一方、同じスラブから鋼片を切り出し、研削によって、
同型のカップ部品を成形し、比較成形体を作製した。こ
れらの成形体をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面から３０μｍの位置
の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価した。以上の結果
を表９にまとめる。表９から明らかなように、比較例と
本発明を比較すると、本発明の深絞り成形体の方が、硬
い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていることが分か
る。
ラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、７
００℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、８０％の圧下率
で冷間圧延を行った後、８００℃×６０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を６０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
一方、同じスラブから鋼片を切り出し、研削によって、
同型のカップ部品を成形し、比較成形体を作製した。こ
れらの成形体をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス
中で５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そしてマ
イクロビッカース硬度計を用い表面から３０μｍの位置
の硬度（Ｈｖ）をもって窒化性を評価した。以上の結果
を表９にまとめる。表９から明らかなように、比較例と
本発明を比較すると、本発明の深絞り成形体の方が、硬
い表面窒化物層が得られ窒化性に優れていることが分か
る。
【００２９】
【表９】
【００３０】実施例６ 表１０に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造で
スラブとした。そして、加熱炉中で１２５０℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、５
３０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、７５％の圧下率
で冷間圧延を行った後、７８０℃×４０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．８ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を８０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
この部品をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で
５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そして底の部
分から１０×１０ｍｍの試験片を切り出した。これによ
り、両面に硬質窒化物層が存在する試験片を用意した。
また、窒化処理時において一部のカップ状部品の口を密
閉し、内面をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガスに
さらさないで、カップ状部品の外面にのみ硬質窒化物層
を生成させた。これにより、片面のみ硬質窒化物層が存
在している試験片を用意した。これらの試験片に一定荷
重で回転式の研磨板を押しつけ、回転摩耗を加えた。試
験片の板厚が最大０．１ｍｍ減少するまでの研磨板の総
回転数で、耐摩耗性を評価した。以上の結果を表１０に
まとめる。表１０から明らかなように、比較例と本発明
を比較すると、本発明の硬質窒化物層を存在させたプレ
ス成形体の方が耐摩耗性に優れていることが分かる。
スラブとした。そして、加熱炉中で１２５０℃まで加熱
し、９１０℃以上の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、５
３０℃で巻取り、ついで、酸洗を施し、７５％の圧下率
で冷間圧延を行った後、７８０℃×４０秒の再結晶焼鈍
を行い、板厚１．８ｍｍの冷延鋼板となした。得られた
冷延鋼板を８０Φの円盤（ブランク）に切り抜き、絞り
比２．０でカップ状の深絞り成形体をプレス成形した。
この部品をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で
５７０℃×４時間窒化処理し、油冷した。そして底の部
分から１０×１０ｍｍの試験片を切り出した。これによ
り、両面に硬質窒化物層が存在する試験片を用意した。
また、窒化処理時において一部のカップ状部品の口を密
閉し、内面をＮＨ3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガスに
さらさないで、カップ状部品の外面にのみ硬質窒化物層
を生成させた。これにより、片面のみ硬質窒化物層が存
在している試験片を用意した。これらの試験片に一定荷
重で回転式の研磨板を押しつけ、回転摩耗を加えた。試
験片の板厚が最大０．１ｍｍ減少するまでの研磨板の総
回転数で、耐摩耗性を評価した。以上の結果を表１０に
まとめる。表１０から明らかなように、比較例と本発明
を比較すると、本発明の硬質窒化物層を存在させたプレ
ス成形体の方が耐摩耗性に優れていることが分かる。
【００３１】
【表１０】
【００３２】
【発明の効果】本発明によれば、高い窒化性を持ち、か
つ、深絞り性に優れた窒化用鋼板が得られ、更に経済
性、生産性にすぐれ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼
付性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動車の部品
等に用いられるプレス成形体が得られる。
つ、深絞り性に優れた窒化用鋼板が得られ、更に経済
性、生産性にすぐれ、かつ耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼
付性を兼ね備えた工具、機械構造用部品、自動車の部品
等に用いられるプレス成形体が得られる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 峯 功一 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 堀田 昭雄 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 下田 健二 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 (4)
- 【請求項１】 重量比でＣ ：０．０００２〜０．０１
００％未満、 Ｓｉ：０．００５〜１．００％、 Ｍｎ：０．０１０〜３．００％、 Ｐ ：０．００１〜０．１５０％、 Ｎ ：０．０００２〜０．０１００％、 Ｃｒ：０．８０超〜５．００％を含有し、 さらに窒化硬化元素群として、 Ｖ ：０．１０超〜１．００％、 Ａｌ：０．１０超〜２．００％、 Ｔｉ：０．０１０〜１．００％の１種または２種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる深絞り
性に優れた窒化用鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の鋼板に、重量比で、 Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる深絞り性に優れた窒化用鋼
板。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の鋼板に、さらに
重量比で、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなる深絞り性に優れた窒化
用鋼板。 - 【請求項４】 請求項１ないし３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
質窒化物層を有するプレス成形体。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17608395A JP3153108B2 (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 深絞り性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 |
| US08/809,012 US5810948A (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | Nitriding steel excellent in formability and susceptibility to nitriding and press formed article thereof |
| EP96923063A EP0778357A4 (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | NITRURING STEEL HAVING EXCELLENT FORMATABILITY, NITRURATION CHARACTERISTICS AND PRODUCTS OBTAINED BY PRESS FORMING |
| KR1019970701601A KR100222239B1 (ko) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | 성형성과 질화성이 우수한 질화용 강판 및 그의 프레스 성형체 |
| CN96190898A CN1166185A (zh) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | 成型性与渗氮特性优良的渗氮钢及其冲压成型制品 |
| PCT/JP1996/001932 WO1997003214A1 (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | Nitriding steel excellent in formability and nitriding characteristics and products of press forming |
| CA002199032A CA2199032A1 (en) | 1995-07-12 | 1996-07-11 | Nitriding steel excellent in formability and susceptibility to nitriding and press formed article thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17608395A JP3153108B2 (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 深絞り性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0925544A true JPH0925544A (ja) | 1997-01-28 |
| JP3153108B2 JP3153108B2 (ja) | 2001-04-03 |
Family
ID=16007429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17608395A Expired - Fee Related JP3153108B2 (ja) | 1995-07-12 | 1995-07-12 | 深絞り性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3153108B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009068057A (ja) * | 2007-09-12 | 2009-04-02 | Jfe Steel Kk | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| WO2013077298A1 (ja) * | 2011-11-21 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品 |
| KR20170015991A (ko) | 2014-06-13 | 2017-02-10 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연질화 처리용 강판 및 그 제조 방법과 연질화 처리 강 |
-
1995
- 1995-07-12 JP JP17608395A patent/JP3153108B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009068057A (ja) * | 2007-09-12 | 2009-04-02 | Jfe Steel Kk | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法 |
| WO2013077298A1 (ja) * | 2011-11-21 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品 |
| JP5664797B2 (ja) * | 2011-11-21 | 2015-02-04 | 新日鐵住金株式会社 | 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品 |
| US9777353B2 (en) | 2011-11-21 | 2017-10-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet for nitriding, cold-rolled steel sheet for nitriding excellent in fatigue strength, manufacturing method thereof, and automobile part excellent in fatigue strength using the same |
| KR20170015991A (ko) | 2014-06-13 | 2017-02-10 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연질화 처리용 강판 및 그 제조 방법과 연질화 처리 강 |
| US10344371B2 (en) | 2014-06-13 | 2019-07-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet for soft-nitriding treatment, method of manufacturing same, and soft-nitrided steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3153108B2 (ja) | 2001-04-03 |
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