WO1997003214A1 - Nitriding steel excellent in formability and nitriding characteristics and products of press forming - Google Patents

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WO1997003214A1
WO1997003214A1 PCT/JP1996/001932 JP9601932W WO9703214A1 WO 1997003214 A1 WO1997003214 A1 WO 1997003214A1 JP 9601932 W JP9601932 W JP 9601932W WO 9703214 A1 WO9703214 A1 WO 9703214A1
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nitriding
steel
steel sheet
press
less
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PCT/JP1996/001932
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Takeshi Nishiwaki
Kazumasa Yamazaki
Kouichi Mine
Akio Hotta
Kenji Shimoda
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium

Definitions

  • the present invention provides nitriding steel with excellent formability and nitriding properties, and parts that require wear resistance, fatigue resistance, and seizure resistance, such as tools, machine structural parts, and automobile parts made of this steel.
  • the present invention relates to a press-formed body excellent in workability, particularly deep drawability and wear resistance, which is used in a steel sheet. Background technology
  • nitriding in which nitrogen is infiltrated into steel, has been used to produce parts with high surface and internal hardness (excluding thin steel sheet molded parts).
  • the steel used for these parts (for example, JP-A-59-31850 and JP-A-59-50158) contains a large amount of nitriding-promoting elements, so it has high strength and is difficult to work. It is shaped by grinding, and then nitrided to increase its hardness. Therefore, it took time and money to form the shape.
  • a simple and low-cost forming method there is a forming method by press working, and if a steel plate such as a low-carbon steel plate or an ultra-low-carbon steel plate (for example, Japanese Patent Publication No. 44-18066) is applied, a press-formed body can be manufactured. can be done.
  • a steel plate such as a low-carbon steel plate or an ultra-low-carbon steel plate (for example, Japanese Patent Publication No. 44-18066)
  • a press-formed body can be manufactured. can be done.
  • the shape of the part could be molded, it was not possible to obtain high surface hardness, which is important for wear resistance, fatigue strength, and seizure resistance.
  • the conventionally known methods cannot produce a press-formed body that is easy to form and has a desired high surface hardness. rice field.
  • a further object of the present invention is to provide a press-formed body having a surface hardness of Hv 400 or more and a critical drawing ratio of 1.9 or more.
  • the present invention when a steel sheet is subjected to press working such as deep drawing, an appropriate amount of dislocations are added to the steel sheet, and the dislocations promote the diffusion of nitrogen and the formation of nitrides, thereby forming a nitride hardened layer in the steel sheet. It was invented based on the technical knowledge that it can be formed on the surface in a short time and at a desired depth.
  • the content of C is adjusted to 0.01 according to the degree of difficulty of molding based on the shape of the part or the degree of required strength of the part.
  • the high C content steel has a critical drawing ratio (the ratio of the diameter of the disk-shaped material (blank) to the inner diameter of the cup bottom at which breakage occurs during drawing (LDR)) of 1.9 or more.
  • a hardness Hv of 400 or more at a position 30 m from the surface and a low C content steel can simultaneously have a critical drawing ratio LDR of 0.2 or more and a hardness ⁇ of 400 or more.
  • the present invention is a case of high C content steel, C: 0.01 to less than 0.08%, Si: 0.005 to 1.00%, Mn: 0.010 to 3.00%, P: 0.001 to 0.150%, N: 0.0002% by weight.
  • Cr more than 0.15 to 5.00%
  • A1 more than 0.060 to 2.00%
  • Ti 0.010% or more and less than 4C [%]
  • V 0 010 to 1 00%
  • It is a nitriding steel with excellent formability and nitriding properties, containing one or two of the following, the balance being iron and unavoidable impurities. Both are press-formed bodies with a hard nitride layer formed on one side.
  • the steel sheet of the present invention is used for parts that require strength, such as mechanical structural parts, and/or parts that are easy to form.
  • the present invention as a case of low C content steel, contains C: 0.0002 to less than 0.0100%, Si: 0.005 to 1.00%, Mn: 0.010 to 3.00%, P: 0.001 to 0.150%, N: 0.0002% by weight. Cr: more than 0.80 to 5.00%, and as nitride hardening element group, V: more than 0.10 to 1.00%, A1: more than 0.10 to 2.00%, Ti: 0.010 to 1.00%. It contains one or more kinds, and if necessary, further contains Nb: 0.005 to 0.060% or B: 0.0005 to 0.0050%, the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention is used for parts that do not require particular strength and/or have shapes that are difficult to form. Brief description of the drawing
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the V concentration and the depth at which surface hardness Hv 400 is obtained. Best Mode for Carrying Out the Invention
  • each element is contained within the following range.
  • C is an element that affects the formability of steel, and as the content increases, the formability deteriorates. Also, if the content is large, it accelerates the deterioration of formability when other elements are added. Therefore, less than 0.08%. Also, if it is less than 0.01%, the strength for mechanical structure is insufficient, so 0.01% is the lower limit.
  • Si is added to improve moldability, but if it is less than 0.005%, the manufacturing cost rises dramatically and becomes uneconomical. 1.00% is set as the upper limit.
  • Mn is added to improve moldability, but if it is less than 0.010%, the manufacturing cost rises dramatically and becomes uneconomical. 3.00% is the upper limit.
  • P is an element that can increase the strength without impairing the formability, and is added according to the strength level. The lower limit is set at 0.001%, and if it exceeds 0.150, the problem of secondary work embrittlement occurs, so the upper limit is set at 0.150%.
  • N should be as small as possible in order to ensure moldability, but if it is less than 0.0002%, the manufacturing cost will rise dramatically and it will not be economical.
  • the upper limit is set at 0.0100% because it deteriorates.
  • Cr, Al, Ti, and V are group of nitriding promoting elements for enhancing nitriding. If the amount of addition is small, the nitridability cannot be enhanced, so the lower limit is specified, and if the amount of addition is large, the formability becomes unusable for practical use, so the upper limit is specified according to the composition of the steel.
  • nitriding hardening is a very important element for nitriding hardening, and if it is 0.15% or less, the amount of increase in hardness due to nitriding is small, so it must be contained in excess of 0.15%. Up to 5.00% o
  • A1 is usually added as a deoxidizing component, and it is necessary to add 0.005% or more to prevent defects such as blowholes from occurring.
  • A1 has a strong affinity with nitrogen and is an element that makes the surface layer of the nitride layer very hard. Therefore, it contains more than 0.060%. Preferably, it is 0.080% or more. Also, if it exceeds 2.00%, the formability deteriorates, so 2.00% is made the upper limit.
  • Ti is a more powerful nitride-forming element than Cr and A1, and is an element that strongly promotes nitriding even if the nitriding treatment time is short, so that a surface hardened layer can be obtained in a short treatment time. If it is less than 0.010%, the amount of increase in hardness due to nitriding is small, so 0.010% is the lower limit.
  • Ti is a strong carbide-forming element, and when the C content (C [%]) is four times or more, all the carbon in the steel becomes coarse precipitates, weakening the adhesion between grains, Slab cracking is very likely to occur during hot rolling. Therefore, the upper limit is less than 4 C C %). That is, since TiC is formed as a carbide, C > (12/48) Ti.
  • a steel having the composition shown in Table 1 was melted and made into a slab by continuous casting according to a conventional method. Then, it is heated to 1200°C in a heating furnace, hot-rolled at a finishing temperature of 910°C or higher, coiled at 600°C, pickled, and cold-rolled at a rolling reduction of 80%. After rolling, the steel was recrystallized and annealed at 800°C for 60 seconds to form a cold-rolled steel sheet.
  • a press-formed body with a critical drawing ratio of 1.9 was produced, and this was used as a test piece to test the ease of forming a surface hardened layer (promptness of nitriding) depending on the nitriding treatment time.
  • v accelerates the diffusion of nitrogen and makes it penetrate into the interior of the steel, so a thick nitride layer can be obtained on the surface of the steel. If it is less than 0.010%, the amount of hardness increase due to nitriding is small, so 0.010% is the lower limit, and 1.00
  • V is a carbide-forming element that forms carbon in steel as precipitates, weakening the adhesion between crystal grains and making slab cracks more likely, though not as much as Ti. Therefore, it is preferably 5.67 times (5.67C ⁇ %)) or less than the C content, that is, C > (12/51) (3/4) V or less because V 4 C 3 is formed as a carbide.
  • the depth range from the surface where hardness (Hv) 400 of the hardened surface layer can be obtained was determined by the following experiment for the nitrogen penetration effect due to the addition of V.
  • a press-formed body similar to that shown in Table 1 was formed from this cold-rolled steel sheet, and the hardening depth of the surface-hardened layer due to nitriding treatment was tested. After making the test piece
  • the steel sheet In order to secure the formability of the steel sheet, especially the deep drawability, it contains the following components.
  • C is an element that affects the deep drawability of steel, and when the content increases, the deep drawability deteriorates. Also, if the content is large, deterioration of deep drawability is accelerated when other elements are added. Therefore, less than 0.0100%. In addition, if it is less than 0.0002%, the production cost will rise dramatically due to an increase in the high-purification treatment load of the steel, which is not economical, so 0.0002% is made the lower limit.
  • the lower limit is set at 0.010%.
  • P is an element that can increase the strength without impairing the deep drawability, and is added according to the strength level. is the lower limit, and if it exceeds 0.150%, the problem of secondary work embrittlement occurs, so 0.150% is the upper limit.
  • N should be as small as possible.
  • the upper limit is set at 0.0100% because the properties deteriorate.
  • the present invention can contain Nb in the range of 0.005% to 0.060%. Nb is added in order to form fine carbides, nitrides and carbonitrides in the steel and to prevent the deterioration of deep drawability due to the presence of solid solution C and N.
  • B may be contained in an amount of 0.0005% or more and 0.0050% or less as an element for preventing secondary work embrittlement.
  • B is added for the purpose of strengthening the grain boundary strength of steel, which is weakened due to low carbon content, and preventing secondary work embrittlement. If B is less than 0.0005%, the effect of preventing secondary work embrittlement is small, so the lower limit is set at 0.0005%. Since B has a strong affinity with nitrides, even in steels containing nitride-forming elements within the compositional range of the steel materials used in the present invention, B does not interfere with the nitriding processability of the steels. Further improvements are possible.
  • the sample Not in Table 3 corresponds to the sample N ⁇ in Tables 8(1) to 8(6).
  • Cr, Al, V, and Ti are elements that promote nitridation to enhance nitridability.
  • A1 is usually added as a deoxidizing component, and it is necessary to add 0.005% or more to prevent defects such as blowholes from occurring.
  • the lower limit is 0.005%.
  • A1 has a strong affinity with nitrogen and is an element that makes the surface layer of the nitride layer very hard. However, if it exceeds 2.00%, the deep drawability deteriorates, so it is added with 2.00% as the upper limit.
  • V accelerates the diffusion of nitrogen and penetrates into the interior of the steel, making it possible to obtain a thick nitride layer on the surface of the steel. If it is 0.10% or less, the amount of increase in hardness due to nitriding is small, so the lower limit is set to more than 0.10%, and if it exceeds 1.00%, the deep drawability deteriorates, so the upper limit is set to 1.00%.
  • Nitride is an element that strongly promotes nitridation even if the nitriding treatment time is short because it easily causes the nucleation of nitrides, and a hardened surface layer can be obtained in a short treatment time. If it is less than 0.010%, the amount of increase in hardness due to nitriding is small, so 0.010% is the lower limit, and if it exceeds 1.00%, the deep drawability deteriorates, so 1.00% is the upper limit. When Ti is also added to improve deep drawability, it is preferably 0.005% or more.
  • Ti is a strong nitriding element capable of shortening the nitriding time.
  • the steel of the composition shown in Table 4 is melted, and the same manufacturing method as in Table 1 A cold-rolled steel sheet was obtained.
  • a press-formed body with a critical drawing ratio of 1.9 was made from this cold-rolled steel sheet, and this was used as a test piece to test the easiness of formation of a surface hardened layer (promptness of nitriding) depending on the nitriding treatment time.
  • After preparing the test piece it was nitrided at 570°C in a mixed atmosphere gas of NH 3 gas and an endothermic gas while changing the time, and cooled with oil.
  • the hardness (Hv) of the surface hardened layer was measured using a micro Vickers hardness tester.
  • the composition is adjusted as described above, but when deep drawability is strictly required, the content of C is set to 0.0002% or more and less than 0.0100%, and the amount of Ti is increased to precipitate and fix C and N.
  • any conditions such as heating after casting and rolling may be used.
  • hot rolling there are no particular restrictions on hot rolling or before hot rolling, but coiling at 500°C or higher is preferable for improving workability.
  • cold rolling it is desirable to apply cold rolling at a rolling reduction of 50% or more after that. A cold rolling of 50% or more results in high formability, but 70% or more is most desirable.
  • recrystallization annealing is performed, and the method can be either box annealing or continuous annealing.
  • Annealing conditions are not particularly specified, but it is preferable to carry out the annealing at a temperature higher than the recrystallization temperature and at a temperature not higher than 900°C at which no coarse grains are formed. Further, after that, the steel sheet of the present invention may be subjected to temper rolling, oil coating, solid lubricating oil, etc., in order to improve the workability and the appearance after working.
  • the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet formed as described above is subjected to press working such as deep drawing. At this time, an appropriate amount of dislocations is added to the steel sheet. Dislocations added by working such as deep drawing promote the diffusion of nitrogen and the formation of nitrides, making it possible to obtain a nitride hardened layer in a short time, so that a compact having excellent wear resistance can be obtained. can . In addition, this hard layer makes it difficult for surface cracks to occur and improves fatigue strength and seizure resistance.
  • the formability of the present invention can be applied not only to deep drawing but also to bending, ironing, punching, etc., which can give an appropriate amount of dislocations.
  • a hard nitride layer can be formed on the surface of the steel sheet of the compact by subjecting the compact to a nitriding treatment after forming the compact into a predetermined shape.
  • the hard nitride layer of the present invention refers to a surface nitrogen compound layer or a hard nitrogen diffusion layer formed between the nitrogen compound layer and the steel sheet.
  • Nitriding includes gas nitriding, gas nitrocarburizing, salt bath nitrocarburizing, ion nitriding, oxynitriding, and sulphonitriding. It does not matter which processing method is used. Also, the treatment time can be varied appropriately to obtain the desired nitride layer depth.
  • the thickness of the obtained surface nitride layer may be reduced by means such as grinding to adjust the layer thickness or to adjust the surface roughness.
  • the hardness of the hard nitride layer should be about 400 or more in micro Vickers. Although the upper limit of hardness is not limited, it is approximately 1,500 with the current nitriding technology.
  • the thickness of the nitride-concentrated hard layer is effective when it is 10/m or more, but a thickness of 200 m or more is desirable in order to stably exhibit the effect.
  • a steel having the composition of the present invention is melted, and a slab is cast by continuous casting according to a conventional method.
  • This slab is heated in a heating furnace in the range of 1000 to 1300°C, hot rolled at a finishing temperature of 700 to 1000°C, and rolled in the temperature range of room temperature to 850°C. to manufacture coiled hot-rolled steel sheets.
  • the hot-rolled steel sheet After pickling the hot-rolled steel sheet, it is cold-rolled at a reduction rate of 30% or more, and then recrystallization annealing is performed at a temperature range of 600 to 900 ° C for 1 to 300 seconds. to produce cold-rolled steel sheets.
  • the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet is subjected to deep drawing (e.g., a limiting drawing ratio of 1.9 or more), degreased, and then extruded in a mixed atmosphere gas of NH3 gas and endothermic gas at a temperature range of 450 to 650. 0. Nitriding for 1-100 hours and cooling to produce parts with a surface hardness of Hv 400 or higher.
  • a steel with the components shown in Table 5 was melted and made into a slab by continuous casting according to a conventional method. Then, it is heated to 1200 ° C in a heating furnace, hot rolled at a finishing temperature of 910 ° C or higher, coiled at 700 ° C, then pickled, and subjected to a rolling reduction of 80%. After cold rolling, recrystallization annealing was performed at 800°C for 60 seconds to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.2 mm. The resulting cold-rolled steel sheet was cut into discs (blanks) of 60 ⁇ , and press-formed into cup-shaped deep-drawn bodies at a drawing ratio of 2.0.
  • a steel having the composition shown in Table 6 was melted and continuously cast into a slab according to a conventional method. Then, it is heated to 1250°C in a heating furnace, hot rolled at a finishing temperature of 910°C or higher, coiled at 530°C, pickled, and cold rolled at a rolling reduction of 75%. After rolling, the steel sheet was subjected to recrystallization annealing at 780°C for 40 seconds to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.8 mm. The resulting cold-rolled steel sheet was cut into 80 ⁇ discs (blanks), and press-formed into cup-shaped deep-drawn bodies at a drawing ratio of 2.0.
  • This part was nitrided at 570°C for 4 hours in a mixed atmosphere gas of NH 3 gas and endothermic gas, and cooled with oil. A 10 ⁇ 10 mm test piece was then cut from the bottom portion. As a result, a test piece having hard nitride layers on both sides was prepared. In addition, during the nitriding process, the mouth of some cup-shaped parts is sealed, and only the outer surface of the cup-shaped part is exposed to the mixed atmosphere gas of NH 3 gas and endothermic gas without exposing the inner surface. A hard nitride layer was formed. As a result, a test piece having a hard nitride layer on only one side was prepared.
  • Rotational abrasion was applied to these specimens by pressing a rotary abrasive plate with a constant load. Abrasion resistance was evaluated by the total number of revolutions of the abrasive plate until the thickness of the test piece decreased by 0.1 mm at maximum.
  • the deep-drawn press-formed body according to the present invention has high surface hardness and excellent wear resistance.
  • a steel having the composition shown in Table 7 (1) was melted and made into a slab by continuous casting according to a conventional method. Then, it is heated to 1200 ° C in a heating furnace, hot rolled at a finishing temperature of 910 ° C or higher, coiled at the coiling temperature shown in Table 7 (2), then pickled and heated.
  • Rolled steel plate A steel having the composition shown in Table 7 (1) was melted and made into a slab by continuous casting according to a conventional method. Then, it is heated to 1200 ° C in a heating furnace, hot rolled at a finishing temperature of 910 ° C or higher, coiled at the coiling temperature shown in Table 7 (2), then pickled and heated.
  • Rolled steel plate was melted and made into a slab by continuous casting according to a conventional method. Then, it is heated to 1200 ° C in a heating furnace, hot rolled at a finishing temperature of 910 ° C or higher, coiled at the coiling temperature shown in Table 7 (2), then pickled and heated.
  • the hot-rolled steel sheets were cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 7 (2), and then subjected to recrystallization annealing at 800°C for 60 seconds to obtain cold-rolled steel sheets.
  • Disks (blanks) with a diameter of 60 squares were cut out of the obtained hot-rolled and cold-rolled steel sheets, and cup parts were press-formed at drawing ratios of 1.9 and 2.0. Cup parts were molded and the limiting drawing ratio (LDR) of each sample was obtained.
  • Nitridability was evaluated by measuring the hardness (Hv) at 30 m from the surface using a micro Vickers hardness tester.
  • Example 2 Steels having the compositions shown in Tables 8 (1) to 8 (3) were melted and made into slabs by continuous casting according to a conventional method. Then, it is heated to 1200 ° C in a heating furnace, hot rolled at a finishing temperature of 910 ° C or higher, coiled at the coiling temperature shown in Table 8 (4) to Table 8 (6), and then , and pickled to form a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheets were cold-rolled at the rolling reductions shown in Tables 8 (4) to 8 (6), and then subjected to recrystallization annealing at 800°C for 60 seconds to obtain cold-rolled steel sheets.
  • Disks (blanks) with a diameter of 60 mm were cut out of the obtained hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets, and press-formed into cup parts at drawing ratios of 2.0 and 2.1. Cup parts were formed and the limiting drawing ratio (LDR) of each sample was obtained.
  • LDR limiting drawing ratio
  • a test piece was prepared and degreased, then nitrided in a mixed atmosphere gas of NH 3 gas and endothermic gas at 570° C. for 4 hours, and cooled with oil. Nitridability was evaluated by measuring the hardness (Hv) at a position of 30/m from the surface using a micro Vickers hardness tester.
  • a steel sheet having high nitridability and excellent deep drawability can be provided, so that a desired depth of nitriding can be obtained in a short nitriding treatment time. Also, by using the press-formed body of the present invention, it is possible to manufacture tools, machine structural parts, automobile parts, etc., which also have wear resistance, fatigue resistance strength, and seizure resistance. Therefore, the industrial applicability of the present invention is extremely large.

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Description

明 細 書 成形性と窒化特性に優れた窒化用鋼およびそのプレス成形体 技術分野
本発明は、 成形性と窒化特性に優れた窒化用鋼、 及びこの鋼から 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特に深絞り 性と耐摩耗性に優れたプレス成形体に関するものである。 背景技術
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） を適用すればプレス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 ね備えたプレス成形体を作ることができず、 その両立が課題であつ た。
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ゃコ 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。 そこでプレス加工、 曲げ加工など、 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。 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た鋼板が、 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 ェゃ曲げ加工等の成形法が使用できる成形性、 特に深絞り性に優れ るとともに窒化特性にも優れた窒化用鋼を提供することを目的とす 更に、 本発明はこの鋼を用いた経済性、 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を提供することを目的とする。
更に本発明は表面硬度 Hv 400以上および限界絞り比 1 . 9以上を有 するプレス成形体を提供することを目的とする。 発明の開示
本発明は、 鋼板に深絞り加工などのプレス加工を行う と鋼板に適 切な量の転位が加えられ、 この転位によって、 窒素の拡散および窒 化物の形成が促進されて、 窒化物硬化層が鋼板表面に短時間でかつ 所望の深さで形成されるという技術的知見に基づいて発明されたも のである。
そして本発明は、 各種部品の製造に際し、 部品の形状に基づく成 形の難易度或いは部品の必要強度の度合に応じて Cの含有量を 0. 0 1 〜0.08重量％未満の高 C含有鋼と 0.0002〜0.0100重量％未満の低 C 含有鋼に区分し、 この区分に応じた各成分を特定し、 得られた鋼板 にプレス加工を施した後に窒化処理を行う。
か る方法により、 高 C含有鋼は限界絞り比 （円盤形状の材料 （ ブランク） の径と、 絞り成形中に破断を起こす限界のカ ップ底の内 径の比 （LDR)) が 1.9以上、 表面から 30 mの位置の硬度 Hvが 400 以上の特性を同時に有することができ、 また低 C含有鋼は限界絞り 比 LDRが 0.2以上、 硬度 Ηνが 400以上の特性を同時に有することが できる。
すなわち、 本発明は高 C含有鋼の場合として、 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%、 A1 ： 0.060超〜 2.00%を含有し、 さらに、 Ti ： 0.010%以上、 および 4 C 〔％〕 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と窒化特性に優れ た窒化用鋼であり、 また、 か、 る鋼からなる鋼板をプレス成形した 成形体の少く とも片面に硬質窒化物層を形成したプレス成形体であ る。 本発明の鋼板は例えば機械構造用部品のように強度が必要の部 品の場合および/または成形が容易な形状の部品の場合に用いられ る ο
また、 本発明は低 C含有鋼の場合として、 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%、 A1 ： 0. 10超〜 2.00%、 Ti ： 0.010〜1.00%の 1種または 2種以上を含有し 、 必要により更に、 Nb ： 0.005〜0.060 %または B ： 0.0005〜0.00 50%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と窒 化特性に優れた窒化用鋼であり、 またか、 る鋼からなる鋼板をプレ ス成形した成形体の少く とも片面に硬質窒化物層を形成したプレス 成形体である。 本発明の鋼板は特に強度の要求がなく、 および/ま たは成形が困難な形状を有する部品に用いられる。 図面の簡単な説明
第 1 図は Ti濃度と表面硬度 Hv 400を得るために必要な窒化処理時 間比 （Ti = 0 %を 1 とした場合） との関係を示す図である。
第 2図は V濃度と表面硬度 Hv 400が得られている深さとの関係を 示す図である。 発明を実施するための最良の形態
先ず本発明を高 C含有鋼の場合について詳細に説明する。
鋼板の成形性を確保するため以下の範囲で各元素を含有する。 Cは、 鋼の成形性に影響を及ぼす元素であり、 含有量が多くなる と、 成形性は劣化する。 また含有量が多いと、 他の元素を加えたと きの成形性劣化を促進する。 従って 0.08%未満とする。 また、 0.01 未満では、 機械構造用としての強度が不足するので 0.01%を下限 とする。
Siは、 成形性を向上するために添加するが 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%を超えると高い成形性が得られなくなるので、 1.00% を上限とする。
Mnは、 Siと同様、 成形性向上のために添加するが 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、 3.00%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。 Pは、 成形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 卜が飛 躍的に上がり経済的でなく なるので、 0.001%を下限とし、 0.150 を超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、 成形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%を超えると成形性が劣化してく るので、 0. 0100%を上限とする。
以上の諸成分の添加によって、 限界絞り比 LDRが 1.9以上の深絞 り特性を有する鋼を提供することができる。
窒化性を高めるための窒化促進元素群としては、 Cr， Al, Ti, V がある。 添加量が少ないと窒化性が高められないので下限を規定し 、 添加量が多くなると成形性の点で実用に耐えなぐなるので、 鋼の 成分によって上限を規定する。
は、 窒化硬化に非常に重要な元素であり 0.15%以下では窒化に よる硬度上昇量が小さいので必ず 0.15%を超えて含有するものとし 、 5.00%を超えると成形性が劣化してく るので、 5.00%を上限とす o
A1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。 しかし A1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 あるので、 本発明の如く窒化性を高めるためには、 0.060%以下で は窒化による硬度上昇量が小さいので 0.060%を超えて含有する。 好ま しく は 0.080%以上である。 また、 2.00%を超えると成形性が 劣化してく るので、 2.00%を上限とする。
Tiと Vは、 所定の Crや A1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。
Tiは Cr， A1に増して強力な窒化物生成元素であり、 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%を下限とする。 また Tiは強力な炭化物生 成元素であり、 C含有量 （C 〔％〕 ) の 4倍以上では鋼中の全ての 炭素が、 粗大な析出物となり、 結晶粒間の接着力を弱め、 铸造時や 熱間圧延時のスラブ割れが非常に起こ りやすくなる。 従って 4 C C %) 未満を上限とする。 すなわち、 炭化物として TiCを形成するの で C > (12/48) Tiとする。
Ti添加による上記の短時間処理効果を下記実験で明らかにする。 第 1 表に示す成分の鋼を溶製し、 常法に従い連続铸造でスラブと した。 そして、 加熱炉中で 1200°Cまで加熱し、 910°C以上の仕上げ 温度で、 熱間圧延を行い、 600°Cで巻取り、 ついで、 酸洗を施し、 80%の圧下率で冷間圧延を行つた後、 800°C X 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、 限界絞り比 1.9のプレス成形体をつく り 、 これを試験片として、 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°Cで時間を変えながら窒化処理 し、 油冷した。 そしてマイク口 ビッカース硬度計を用い表面硬化層 の硬度 （Ην) を測定した。 表面硬化層の硬度が Ην 400を得るのに必 要な窒化処理時間をもとめ、 Ti= 0 %の時の処理時間との比でもつ て窒化の迅速性を評価した。
以上の結果を第 1 表および第 1 図に示す。 同表および同図から明 らかなように、 Tiを 0.01%以上かつ 4 C { % ) 未満添加した鋼にお 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。
第 1 表
Figure imgf000009_0002
Figure imgf000009_0001
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。 0.010%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
%を超えると成形性が劣化してく るので、 1.00%を上限とする。 ま た、 Vは炭化物生成元素であり、 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、 スラブ割れをおこ しゃす くする。 従って、 C含有量の 5.67倍（5.67C ί%) ) 以下、 すなわち 、 炭化物として V4C3を形成するので、 C > (12/51) · (3/4) · V 以下が好ま しい。
V添加による上記窒素侵入効果を下記実験によって表面硬化層の 硬度（Hv) 400が得られる表面からの深さ範囲を求めた。
第 2表に示す成分の鋼を溶製し、 第 1表の場合と同様の製造方法 で冷延鋼板を得た。
この冷延鋼板より第 1 表と同様のプレス成形体を形成して、 窒化 処理による表面硬化層の硬化深さの試験を行った。 試験片を作製後
、 NH 3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で 570 °Cで 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硬化 層の硬度 （Hv ) を測定し、 Ην 400が得られている表面からの深さ範 囲を求めた。 この深さ （ m ) でもって表面硬化深さの指標とした 以上の結果を第 2表および第 2図に示す。 同表および同図から明 らかなように、 Vを 0. 01 %以上添加した鋼において、 より深い表面 硬化層が得られており、 窒化の硬化深さ特性に優れていることが分 力、る。
第 2 表
Figure imgf000010_0001
(注） *2…表面硬化深さ （〃m) 本発明では T iと Vを選択成分にしているが、 Vの添加量を本発明 の範囲以下にして Hv 400の硬度を有する表面窒化層の表面深さが 2 50 /zm未満の場合でも本発明の規定範囲の Tiを添加することによつ て、 短時間で窒化処理が可能の短い窒化炉を使用でき、 また、 Tiの 添加量を本発明の範囲以下にして窒化速度を遅く しても（ 例えば長 い窒化炉を使用する場合） Vを本発明の規定範囲で添加することに よって、 上記表面窒化層の表面からの深さが 以上の十分深 い鋼板を得ることができる。 すなわち、 所望の窒化速度および窒化 深さを自在に選択することができる。
勿論短時間に十分深い窒化層を形成する場合には Tiと Vを本発明 の範囲内で添加すればよい。 その場合の最も好ま しい上限値は Cの 関係で
C > (12/48) - Ti+ (12/51) - (3/4) - V
で表わされる。
次に本発明を低 C含有鋼の場合について詳細に説明する。
鋼板の成形性、 特に深絞り性を確保するために以下の範囲の各成 分を含有する。
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。
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%を超えると高い深絞り 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、 3.00%を超えると高い深絞り 性が得られなくなるので、 3.00%を上限とする。 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%を超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、 0.00 02%を下限とし、 0.0100%を超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 0.0 60%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。
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して Bを 0.0005%以上 0.0050%以 下を含有してもよい。 Bは低炭素のために弱くなつている鋼の結晶 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、 0.0005%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。
Bについての上記の添加範囲は下記の実験によって得られた。 後述する実施例 2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で力 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。 以上の結果を第 3表にまとめた。
第 3表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。
なお、 第 3表の試料 Notは第 8表 （ 1 ) 〜第 8表 （ 6 ) の試料 Ναに 相当している。
Figure imgf000014_0001
窒化性を高めるための窒化促進元素として、 低 C含有鋼の場合と 同様 Cr， Al, V, Tiの各元素がある。
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、 5.00%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。 A1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。
A1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。 A1を、 脱酸 成分として用いる場合は、 0.005%を下限とする。 しかし、 A1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なので 、 窒化性を高めるためには、 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%を上限として添加される。
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。
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。 また Tiを深絞り性向上のため にも添加する場合は 0.005%以上が好ま しい。
こ 、で Tiが窒化処理時間を短縮しうる強力な窒化元素であること を以下の実験によつて示す。
第 4表に示す成分の鋼を溶製し、 第 1表の場合と同様の製造方法 で冷延鋼板を得た。 この冷延鋼板より限界絞り比 1. 9のプレス成形 体をつく り、 これを試験片とし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、 N H 3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で 570°C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 Ην 400を得 るのに必要な窒化処理時間をもとめ、 T i = 0 %の時との処理時間と の比でもつて窒化の迅速性を評価した。
以上の結果を第 4表にまとめた。 第 4表から明らかなように、 T i 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。
従って、 Tiを 0. 010 %以上添加すると、 Tiを添加しない場合を 1 としたときの 0. 35未満の時間で所望の硬度の表面硬化層を形成する こ とができるので窒化作業時間の短縮化が可能となり、 極めて大き な工業的効果が得られる。
第 4 表
Figure imgf000017_0001
OS) *卜'表隱丫 Wf5腳 v 400を得るのに '避な窒化処理時間比（ =0%を1とした場合）
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) X C {%) + (48 /U) X N 〔％〕 } 以上、 もしく は Nb量を { (93/12) x C {%) + (93/14) X 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) X C ί%) + (48/14) x N C % } より も少ない時は、 Nbを 0.8X (93/12) x C ί%) x { 1 一 (Ti 〔％〕 一 (48/14) x Ν ί%) } 以上添加することが望ま し い。
次に本発明の製造方法について説明する。
前記の組成からなる鋼板の製造方法としては、 铸造後の加熱、 圧 延条件などはいずれでも良い。 熱間圧延を行う場合には、 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、 加工性向上の ために 500°C以上で巻取を行う こ とが好ま しい。 板厚精度、 加工性 を要求される場合には、 さらにその後 50%以上の圧下率で冷間圧延 を施すこ とが望ま しい。 50%以上の冷間圧延は、 高い成形性をもた らすが、 最も望ま しく は 70%以上である。 かかる後、 再結晶焼鈍を 行うが、 その方法は、 箱型焼鈍、 連続焼鈍いずれも可能である。 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°C以下で行う ことが好ま しい。 またその後、 加 ェ性の向上や加工後の外観のために、 本発明の鋼板に調質圧延や、 塗油、 固体潤滑油の塗布等を行う ことは、 何等差し支えない。
上記のようにして形成された熱延鋼板または冷延鋼板に深絞り加 ェなどのプレス加工が行われるが、 この際に鋼板に適切な量の転位 が加えられる。 深絞り等の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。
本発明の成形性は、 成形体の形状によっては深絞り加工以外に、 適切な量の転位を与えることができる曲げ加工、 しごき加工、 打ち 抜き加工等も対象となる。
成形体を所定の形状に成形後窒化処理を施すこ とによって成形体 の鋼板表面に硬質窒化物層を形成することができる。 更に、 本発明 の硬質窒化物層とは、 表層の窒素化合物層又は、 該窒素化合物層と 鋼板の内部に形成される硬質の窒素拡散層をいう。
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 （化合物層） の厚みを減じ、 層厚を調節したり、 表面の粗度を調節しても何等差 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 上あればよい。 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 1 500程度である。
また、 該窒化物の濃化した硬質層 （拡散層） の厚みとしては 1 0 / m以上から効果があるが、 さらに効果を安定的に発揮するには 200 m以上あることが望ま しい。
以上の製造方法の好ま しい具体例を次に示す。
本発明の成分の鋼を溶製し、 常法に従い連続铸造でスラブを铸造 する。 このスラブを加熱炉中で 1 000〜 1300°Cの範囲で加熱し、 700 〜 1000°Cの仕上げ温度で熱間圧延を行い、 室温〜 850 °Cの温度範囲 で巻取り熱延鋼板を製造する。
また、 必要により、 上記熱延鋼板を酸洗した後 30 %以上の範囲の 圧下率で冷間圧延を行い、 しかる後、 600〜900 °Cの温度範囲で 1 〜300 秒間保持する再結晶焼鈍を行い冷延鋼板を製造する。
得られた熱延板または冷延板を深絞り成形 （例えば限界絞り比 1 . 9以上） し、 脱脂した後、 NH 3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中 で 450〜650 での温度範囲で 0. 1〜100 時間窒化処理し、 冷却して Hv 400以上の表面硬度をもつ部品を製造する。
こ 、で本発明の深絞り成形法と比較例として研削成形法でそれぞ れ成形した成形体の表面硬度を比較した実験を次に示す。
第 5表に示す成分の鐧を溶製し、 常法に従い連続铸造でスラブと した。 そして、 加熱炉中で 1200 °Cまで加熱し、 9 1 0°C以上の仕上げ 温度で、 熱間圧延を行い、 700 °Cで巻取り、 ついで、 酸洗を施し、 80 %の圧下率で冷間圧延を行つた後、 800 °C X 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 60 Φ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。
—方、 同じスラブから鋼片を切り出し、 研削によって、 同型の力 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 NH 3ガスと吸熱ガスの混合雰囲気ガス中で 570 て X 30分間窒化処理し、 油冷した。 そしてマイ クロピツカ一ス硬度 計を用い表面から 30 mの位置の硬度 （Hv ) をもって窒化性を評価 した。
以上の結果を第 5表にまとめた。 第 5表から明らかなように、 比 較例と本発明例を比較すると、 本発明のプレス成形体の方が、 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。 第 5 表 化 学 組 成 （重量％ ) 赚り 研 削
Να C Si Mn P N Cr Al V Ti Nb B Hv Hv
1 0.0226 0.017 0.575 0.025 0.0043 0.611 0.083 0.12 0.02 512 230
2 0.0622 0.018 0.578 0.026 0.0036 0.632 0.105 0.32 0.02 503 211
3 0.0026 0.017 0.575 0.025 0.0043 0.811 0.083 0.33 0.02 0.015 561 270
4 0.0078 0.018 0.578 0.026 0.0036 1.882 0.105 0.32 0.02 0.0010 602 323
更に、 本発明の深絞りプレス成形体表面の窒化物層形成の有無に よる耐摩耗性への影響について下記の実験を行った。
第 6表に示す成分の鋼を溶製し、 常法に従い連続铸造でスラブと した。 そして、 加熱炉中で 1250°Cまで加熱し、 910°C以上の仕上げ 温度で、 熱間圧延を行い、 530°C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°C X 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°C X 4時間窒化処理し、 油冷した。 そして底の部分か ら 10X 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、 力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 しっけ、 回転摩耗を加えた。 試験片の扳厚が最大 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。
以上の結果を第 6表にまとめた。 第 6表から明らかなように、 比 較例と本発明例を比較すると、 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。
第 6 表
Figure imgf000023_0001
(注） 総回転数：◎印… 107回以上、 〇印… 103回〜 107回未満、 X印… 103回未満
以上に示すとおり、 本発明による深絞りプレス成形体は表面硬度 は高く、 かつ耐摩耗性が優れている。 実施例
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。
第 7表 （ 1 ) に示す成分の鋼を溶製し、 常法に従い連続铸造でス ラブとした。 そして、 加熱炉中で 1200°Cまで加熱し、 910°C以上の 仕上げ温度で、 熱間圧延を行い、 第 7表 （2 ) 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。
更に第 7表 （2 ) に示す圧下率で上記熱延鋼板に冷間圧延を施し た後、 800°C X 60秒の再結晶焼鈍を行い、 冷延鋼板となした。 得ら れた熱延鋼板および冷延鋼板を直径 60删の円盤 （ブランク） に切り 抜き、 絞り比 1.9および 2.0でカップ部品をプレス成形するととも に、 更に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 を成形して各試料の限界絞り比（LDR) を求めた。
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°C X 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 30^ mの位置の硬度 （Hv) を もって窒化性を評価した。
以上の結果を第 7表 （ 1 ), (2 ) に併記する。 第 7表 （ 1 ), (2 ) から明らかなように、 比較例鋼と本発明鋼を比較すると、 本発明 鋼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。 また、 同じ窒化硬度を持つ比較例鋼 と本発明鋼を比較すると、 本発明鋼の方が、 限界絞り比が大き く、 成形性に優れているこ とが分かる。
実施例 2 第 8表 （ 1 ) 〜第 8表 （ 3 ) に示す成分の鋼を溶製し、 常法に従 い連続鐯造でスラブとした。 そして加熱炉中で 1200°Cまで加熱し、 910°C以上の仕上げ温度で、 熱間圧延を行い、 第 8表 （ 4 ) 〜第 8 表 （ 6 ) 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。 第 8表 （ 4 ) 〜第 8表 （ 6 ) に示す圧下率で上記熱延板に冷 間圧延を施した後、 800°C X 60秒の再結晶焼鈍を行い、 冷延鋼板と なした。 得られた熱延鋼板および冷延鐧板を直径 60匪の円盤 （ブラ ンク） に切り抜き、 絞り比 2.0および 2.1でカップ部品にプレス成 形するとともに、 更に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て各試料の限界絞り比（LDR) を求めた。
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°C x 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 30/ mの位置の硬度 （Hv) を もつて窒化性を評価した。
以上の結果を第 8表 （ 4 ) 〜第 8表 （ 6 ) に併記する。 各表から 明らかなように、 比較例鋼と本発明鋼を比較すると、 本発明鋼の硬 質窒化物層を存在させたプレス成形体の方がプレス成形性と耐摩耗 性の両方に優れていることが分かる。 また、 同じ窒化硬度を持つ比 較例鋼と本発明鋼を比較すると、 本発明鋼の方が、 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。
第 7 表（1)
Figure imgf000026_0001
(注） *印…本発明の麵外の成分 第 7 表（2)
Figure imgf000027_0001
(注） Ο^Ρ··«¾ X印…録柯 第 8 表（1)
Figure imgf000028_0001
第 8 表（2)
Figure imgf000029_0001
第 8 表（3)
Figure imgf000030_0001
(注） *印…本発明の麵外の
第 8 表（4)
Figure imgf000031_0001
(注） OT…應可 X印…継
第 8 表（5)
Figure imgf000032_0001
8 表（6 )
熱 延 鋼 板 冷 延 鋼 板 熱延鋼板 冷延鋼板
，取 2. 0絞り 2. 1絞り 2.0絞り 2. 1絞り 備 料 中 fix, «X, LDR Hv LDR Hv
NO. 广。 Γし Ην Hv Hv Hv
.Λ) 形 形 形 形
61 536 57.0 〇 452 〇 465 〇 459 〇 466 2.21 465 2.23 466
酲
62 514 57.7 〇 751 〇 762 〇 760 〇 765 2. 15 762 2. 16 765
63 545 64.8 〇 790 〇 810 〇 803 〇 811 2. 14 810 2. 16 811 本
64 582 61.3 〇 900 〇 904 〇 902 〇 908 2. 12 904 2. 13 908
65 530 65.2 〇 526 〇 533 〇 529 〇 536 2. 16 533 2. 19 536
66 621 56.5 〇 886 〇 891 〇 891 〇 898 2. 13 891 2. 14 898
発
67 586 71.2 〇 854 〇 862 〇 868 〇 876 2. 12 862 2. 1 876
68 614 71 β 〇 925 〇 933 〇 935 〇 945 1 1 933 2 13 945
69 732 〇 542 〇 542 〇 554 〇 586 9 I K 1 Q 5fiR
70 821 〇 888 〇 868 〇 892 〇 901 ク 12 fiQft qni 明
71 786 uo. 〇 863 〇 871 〇 862 〇 875 9 19 «71 9 14
72 535 70 3 〇 936 〇 945 〇 948 〇 956 2. 11 945 2. 13 956
73 688 81. 9 〇 454 〇 465 〇 456 〇 478 2. 18 456 2.21 478
鋼
74 531 60.2 〇 891 〇 901 〇 900 〇 906 2. 11 901 2. 13 906
75 726 89.3 〇 462 〇 468 〇 478 〇 490 2.20 458 2.22 490
76 756 56.3 〇 903 〇 910 〇 905 〇 912 2. 11 910 2. 13 912
77 563 63.2 X 760 X 770 X 763 X 772 1.82 770 1.84 772
78 635 52.0 X 762 X 771 X 763 X 771 1. 87 771 1. 89 771 比
79 563 58. 6 X 650 X 655 X 648 X 649 1. 91 655 1.93 649
較
80 623 50. 1 X 821 X 827 X 811 X 815 1. 84 827 1.87 815
81 750 85.2 〇 343 〇 355 〇 353 〇 360 2. 15 355 2. 17 360 鋼
82 680 79.3 X 336 X 364 X 362 X 368 1.93 364 1. 99 368 産業上の利用可能性
本発明によれば高い窒化性と優れた深絞り性を有する鋼板を提供 できるので、 短い窒化処理時間で所望の窒化深さを得ることのでき る効率の良い短い窒化炉で生産できて生産性に優れており、 また、 本発明のプレス成形体を用いるこ とにより、 耐摩耗性、 耐疲労強度 、 耐焼付性を兼ねた工具、 機械構造用部品、 自動車の部品等を製造 することができるので、 本発明の産業上における利用可能性は極め て大きい。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 成形性および窒化性に優れた窒化用鋼であって、 次の成分か らなる ：
重量比で
C 0.01〜0.08%未満、
Si 0.005〜1.00%、
n 0.010〜3.00%、
P 0.00卜 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、 および 4 C ί%) 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 る窒化用鋼。
2. 成形性および窒化性に優れた窒化用鋼であって、 次の成分か らなる ：
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 らなる窒化用鋼。
3. 重量比で
Nb： 0.005〜0.060 %および B ： 0.0005〜0.0050%の 1 種または 2種を更に含有するク レーム 2の窒化用鋼。
4. 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つ て、 次の構成からなる ：
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%、
A1 ： 0.060超〜 2.00%を含有し、
さらに、 Ti ： 0.010%以上、 および 4 C { % 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 り、 かつプレス成形された鋼板の表面に硬質窒化物層が形成されて いること。
5. 前記鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であるク レーム 4のプレ ス成形体。
6. 少く とも片面に硬質窒化物層を有するプレス成形体であって 、 次の構成からなる ：
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 96、
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%、
A1 ： 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 らなり、 かつプレス成形された鋼板の表面に硬質窒化物層が形成さ れているこ と。
7. 前記鋼板が更に、 重量比で Nb： 0.005〜0.060 および B ： 0.0005〜0.0050%の 1 種または 2種を含有するク レーム 6 のプレス 成形体。
8. 前記鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であるク レーム 6 または 7のプレス成形体。
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