JP4141405B2 - 快削鋼及びそれを用いた燃料噴射システム部品 - Google Patents
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Description
本発明は、快削鋼及びそれを用いた燃料噴射システム部品に関する。
従来、高快削性を要求される分野においては、Ｐｂ快削鋼が広く使用されてきた。しかしながら、これらＰｂ等の毒性の強い快削元素は、近年の環境問題から、規制される動きが強くなっており、代替鋼を探る動きが活発になってきている。かかるＰｂの代替可能な被削性改善元素としては、Ｂｉが有望であることは以前から知られている。また、他の代替材料としては、例えば、Ｓを被削性向上元素の主体として用いた材料が挙げられる。これは、主にＭｎＳ系の介在物を生成させ、介在物に対する切屑形成時の応力集中効果や、工具と切屑間の潤滑作用により被削性や研削性を高めるようにしている。
一方、近年、機械構造物や自動車部品などの各種部品の軽量化、小型化及び高性能化を図るため、高疲労強度鋼が求められている。疲労環境下で疲労荷重が作用した場合、組織中の介在物等の欠陥が疲労応力の集中を生じ、そのような欠陥が起点となり、内部破壊型の疲労破壊を引き起こす。そのため、高疲労強度鋼では、特許文献１に示されるように、組織中の介在物のサイズや量を制御することが必要となる。
しかしながら、被削性付与のために介在物を積極的に利用する快削鋼と、高疲労強度付与のために介在物が敬遠される高疲労強度鋼とでは、介在物に関する思想の点で互いに相反するものであるため、一つの鋼において被削性と高疲労強度とを両立させる、すなわち高疲労強度の快削鋼を実現することは大変困難であった。
具体的な適用分野としては、例えば、燃料噴射システム部品を挙げることができる。燃料噴射システムでは、年々強化される排ガス規制に対応するため、燃料噴射圧力をより上昇させる必要がある。したがって、該システムに用いられる部品には、より高い応力が繰り返し付加されることになるため、それに耐え得る高疲労強度が求められ、それと同時に、加工コストの低減を実現する良好な被削性が求められている。
本発明は、粗大な介在物の生成を抑制し、高疲労強度を備えつつも被削性の良好な快削鋼及びそれを用いた燃料噴射システム部品を提供することを課題とする。
上記課題を解決するため、本発明の快削鋼では、
質量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０１％及びＢｉ：０．０１５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、下記（１）式を満たすことを特徴とする。
−４．８≦ｌｏｇ（（［Ｎ］−０．００１５）×［Ｔｉ］０．９８）≦−４．３・・・（１）式
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−４．８≦ｌｏｇ（（［Ｎ］−０．００１５）×［Ｔｉ］０．９８）≦−４．３・・・（１）式
高疲労強度鋼（硬さが例えばＨｖ３００以上）では、鋼組織中に存在する介在物のうち極大の介在物が疲労破壊の起点となりやすく、疲労強度が高くなるほど小さな介在物でも破壊の起点となりやすくなるため、そのような高疲労強度実現の障害となる極大介在物のサイズを小さくする必要がある。このように、介在物（介在物生成元素）の量ではなく、極大介在物のサイズがより重要となるので、鋼に高疲労強度及び被削性を両立させるには、粗大な介在物の生成を抑制し、微細な介在物を可能な限り形成させる必要がある。
本発明の快削鋼では、Ｂｉ及びＳを介在物生成元素として添加している。なお鋼組織中では、Ｂｉは凝集してＢｉ金属介在物に、Ｓは主にＭｎと結合して硫化物系介在物となる。Ｂｉのみを介在物生成元素として添加した場合、鋼組織中には凝集した粗大なＢｉ金属介在物が生成し、疲労強度を低下させる。一方、Ｂｉと合わせてＳを介在物生成元素として添加した場合、硫化物系介在物の周囲にＢｉが凝集することが知られているが、本発明者等は、Ｂｉ量に対して適度な量の硫化物系介在物を分散させると、硫化物系介在物の周囲に凝集するＢｉが粗大化せず、また、単独の粗大なＢｉ金属介在物の生成も抑制できることを見出した。つまり、本発明者等は、硫化物系介在物の分散制御によって、Ｂｉの凝集を抑制し、Ｂｉ金属介在物を極小化できるとの知見を得たのである。
図５に（ａ）本発明の快削鋼と、（ｂ）Ｂｉのみを介在物生成元素として添加した鋼の断面ＳＥＭ像を示す。これによると、図５（ｂ）では凝集した粗大なＢｉ金属介在物が生成しているのに対し、図５（ａ）の本発明の快削鋼では、硫化物系介在物とＢｉ金属介在物とが複合した複合介在物（詳しくは硫化物系介在物及びその界面に凝集したＢｉにて構成された複合介在物）、単独の硫化物系介在物及び単独のＢｉ金属介在物がいずれも微細に生成している。
また、硫化物系介在物にはＢｉの凝集を制御する効果があることは上述の通りであるが、その硫化物系介在物自身も通常、粗大に生成してしまう傾向があるため、本発明では、硫化物系介在物を微細化させるため、Ｓの添加量を制限するとともに微量のＴｉを添加している。本発明者等は、硫化物系介在物の生成機構について着眼し、そのサイズを小さく制御するために、溶鋼の凝固過程で先ず微細なＴｉＮ等からなる核を生成させ、その核の周りにＭｎＳを析出させることを考えた。これにより、粗大な硫化物系介在物が生じにくくなり、ひいては組織中に微細な硫化物系介在物を多量に形成することができるようになる。そして、この微細な硫化物系介在物によりＢｉ金属介在物も微細となるので、鋼組織中のいずれの介在物も微細にすることが可能となる。
以下、本発明における組成限定理由について説明する。
Ｃ（炭素）：０．１〜０．５％
Ｃは、鋼の強度向上を目的として添加される。Ｃ含有量が０．１％未満では鋼の強度が不足することにつながる。他方、Ｃ含有量が０．５％を超えると鋼の硬度が増加しすぎ、被削性の低下を招くことにつながる。Ｃ含有量は、より望ましくは０．１〜０．４％とするのがよい。また、より強度を重視する場合は、Ｃ含有量は、０．３２〜０．３９％であることが好ましい。一方、より引張強さを重視する場合は、Ｃ含有量は、０．１２〜０．１８％であることが好ましい。
Ｃ（炭素）：０．１〜０．５％
Ｃは、鋼の強度向上を目的として添加される。Ｃ含有量が０．１％未満では鋼の強度が不足することにつながる。他方、Ｃ含有量が０．５％を超えると鋼の硬度が増加しすぎ、被削性の低下を招くことにつながる。Ｃ含有量は、より望ましくは０．１〜０．４％とするのがよい。また、より強度を重視する場合は、Ｃ含有量は、０．３２〜０．３９％であることが好ましい。一方、より引張強さを重視する場合は、Ｃ含有量は、０．１２〜０．１８％であることが好ましい。
Ｓｉ（ケイ素）：０．０５〜２．５％
Ｓｉは、脱酸剤として含有させることができる。また、固溶強化元素として鋼の強度を向上させるのに有効な元素でもある。この効果を得るには０．０５％以上の含有が必要であるが、含有量が過大となると鋼の硬さが高くなり、被削性を低下させることにつながる。Ｓｉ添加量は、より好ましくは、０．１５％以上とする。なお、本発明においては、脱酸制御を主にＡｌに担わせるので、被削性向上の観点から、Ｓｉ含有量は２．５％以下とするのがよい。Ｓｉ添加量は、より好ましくは、１．０％以下とする。さらに好ましくは、０．３５％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として含有させることができる。また、固溶強化元素として鋼の強度を向上させるのに有効な元素でもある。この効果を得るには０．０５％以上の含有が必要であるが、含有量が過大となると鋼の硬さが高くなり、被削性を低下させることにつながる。Ｓｉ添加量は、より好ましくは、０．１５％以上とする。なお、本発明においては、脱酸制御を主にＡｌに担わせるので、被削性向上の観点から、Ｓｉ含有量は２．５％以下とするのがよい。Ｓｉ添加量は、より好ましくは、１．０％以下とする。さらに好ましくは、０．３５％以下とする。
Ｍｎ（マンガン）：０．１〜３．５％
ＭｎはＳと結合し、硫化物系介在物を形成して被削性向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、ＦｅＳを生じて熱間加工性が悪化することにつながる。Ｍｎ添加量は、より好ましくは、０．５５％以上とする。また、３．５％を超えると鋼の硬さが上昇し、被削性が低下することにつながる。Ｍｎ添加量は、より好ましくは、２．０％以下とする。さらに好ましくは、０．９０％以下とする。
ＭｎはＳと結合し、硫化物系介在物を形成して被削性向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、ＦｅＳを生じて熱間加工性が悪化することにつながる。Ｍｎ添加量は、より好ましくは、０．５５％以上とする。また、３．５％を超えると鋼の硬さが上昇し、被削性が低下することにつながる。Ｍｎ添加量は、より好ましくは、２．０％以下とする。さらに好ましくは、０．９０％以下とする。
Ｓ（硫黄）：０．０００５〜０．００４％
ＳはＭｎと結合し、硫化物系介在物を形成して被削性向上に寄与する。硫化物系介在物は、上述の通り、Ｂｉの凝集・粗大化を防止する効果を有する。この効果を得るためには、Ｂｉ金属介在物と硫化物系介在物との生成量バランスが重要であり、本発明の場合、Ｓ含有量が０．０００５％以上必要である。一方、鋼組織中に生成する硫化物系介在物を微細にするには、Ｓ含有量を０．００４％以下とする必要がある。Ｓ添加量は、より好ましくは、０．００３％以下とする。介在物の具体的なサイズについては後述する。
ＳはＭｎと結合し、硫化物系介在物を形成して被削性向上に寄与する。硫化物系介在物は、上述の通り、Ｂｉの凝集・粗大化を防止する効果を有する。この効果を得るためには、Ｂｉ金属介在物と硫化物系介在物との生成量バランスが重要であり、本発明の場合、Ｓ含有量が０．０００５％以上必要である。一方、鋼組織中に生成する硫化物系介在物を微細にするには、Ｓ含有量を０．００４％以下とする必要がある。Ｓ添加量は、より好ましくは、０．００３％以下とする。介在物の具体的なサイズについては後述する。
Ａｌ（アルミニウム）：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸剤として含有させることができる。酸化物系介在物をＡｌ２Ｏ３として系外へ除去するためには、０．０１％以上の添加が必要である。なお、含有量が過大となると、２次脱酸生成物を増加させることになるため、上限を０．０６％とするのがよい。
Ａｌは、脱酸剤として含有させることができる。酸化物系介在物をＡｌ２Ｏ３として系外へ除去するためには、０．０１％以上の添加が必要である。なお、含有量が過大となると、２次脱酸生成物を増加させることになるため、上限を０．０６％とするのがよい。
Ｔｉ（チタン）：０．００３〜０．０１％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成する。ＴｉＮは硫化物系介在物の不均一核生成サイトとなるため、ＴｉＮを微細分散させることで硫化物系介在物微細に分散させることができ、ひいてはＢｉの凝集・粗大化を防止することが可能となる。この効果を得るには、Ｔｉ含有量を０．００３％以上とする必要がある。Ｔｉ添加量は、より好ましくは、０．００５％以上とする。なお、含有量が過大となると、ＴｉＮの粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため、上限を０．０１％とするのがよい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５〜０．００８％とするのがよい。
Ｔｉは、ＴｉＮを生成する。ＴｉＮは硫化物系介在物の不均一核生成サイトとなるため、ＴｉＮを微細分散させることで硫化物系介在物微細に分散させることができ、ひいてはＢｉの凝集・粗大化を防止することが可能となる。この効果を得るには、Ｔｉ含有量を０．００３％以上とする必要がある。Ｔｉ添加量は、より好ましくは、０．００５％以上とする。なお、含有量が過大となると、ＴｉＮの粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため、上限を０．０１％とするのがよい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５〜０．００８％とするのがよい。
Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏは、溶鋼中に含まれる元素で、不可避的に鋼中に含まれる。含有量が過大となると、酸化物系介在物の量が増大するため、上限を０．００１５％とする。
Ｏは、溶鋼中に含まれる元素で、不可避的に鋼中に含まれる。含有量が過大となると、酸化物系介在物の量が増大するため、上限を０．００１５％とする。
Ｎ（窒素）：０．００３〜０．０１％
Ｎは、ＴｉＮ及びＡｌＮを生成する。ＴｉＮは上述のように硫化物系介在物を微細化させるために必要であり、ＡｌＮは浸炭時の結晶粒粗大化防止のため必要である。これらの効果を得るには、Ｎは０．００３％以上必要である。なお、含有量が過大となると、ＴｉＮ及びＡｌＮの粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため、上限を０．０１％とするのがよい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００４〜０．００８％とするのがよい。
Ｎは、ＴｉＮ及びＡｌＮを生成する。ＴｉＮは上述のように硫化物系介在物を微細化させるために必要であり、ＡｌＮは浸炭時の結晶粒粗大化防止のため必要である。これらの効果を得るには、Ｎは０．００３％以上必要である。なお、含有量が過大となると、ＴｉＮ及びＡｌＮの粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため、上限を０．０１％とするのがよい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００４〜０．００８％とするのがよい。
Ｂｉ（ビスマス）：０．０１５〜０．０２５％
Ｂｉは被削性を向上させるために添加する。ドリル穴あけ性を向上させるには０．０１５％以上の添加が必要である。なお、含有量が過大となると、Ｂｉ金属介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため、上限を０．０２５％とするのがよい。
Ｂｉは被削性を向上させるために添加する。ドリル穴あけ性を向上させるには０．０１５％以上の添加が必要である。なお、含有量が過大となると、Ｂｉ金属介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため、上限を０．０２５％とするのがよい。
−４．８≦ｌｏｇ（（［Ｎ］−０．００１５）×［Ｔｉ］０．９８）≦−４．３・・・（１）式 ※図１参照
本発明では、硫化物系介在物を微細に生成させるため、その核としてＴｉＮを利用している。（１）式は、硫化物系介在物の核となる微細ＴｉＮを生成させるための［Ｔｉ］，［Ｎ］を規定する。なお、［ ］はその元素の含有量（質量％）を表す。また［Ｔｉ］，［Ｎ］には、ＴｉＮの生成に関する経験則に基づき、それぞれ補正を加えて（［Ｎ］−０．００１５），［Ｔｉ］０．９８としている。
本発明では、硫化物系介在物を微細に生成させるため、その核としてＴｉＮを利用している。（１）式は、硫化物系介在物の核となる微細ＴｉＮを生成させるための［Ｔｉ］，［Ｎ］を規定する。なお、［ ］はその元素の含有量（質量％）を表す。また［Ｔｉ］，［Ｎ］には、ＴｉＮの生成に関する経験則に基づき、それぞれ補正を加えて（［Ｎ］−０．００１５），［Ｔｉ］０．９８としている。
硫化物系介在物の核となるのに必要な量の微細ＴｉＮを生成させるためには、ｌｏｇ（（［Ｎ］−０．００１５）×［Ｔｉ］０．９８）が−４．８以上である必要がある。−４．８未満であると、Ｔｉ及びＮが溶存状態で安定してしまうので、ＴｉＮが生成しない。一方、ｌｏｇ（（［Ｎ］−０．００１５）×［Ｔｉ］０．９８）が大きくなり過ぎると生成するＴｉＮが粗大化してしまうため、疲労強度が低下してしまう惧れがある。そこで、上限を−４．３とする。これにより、粗大なＴｉＮの生成を抑制することが可能となる。
以上のような（１）式を満たす領域は、図１に示すよう、バンド状に形成される。したがって、このようなバンド状の領域（濃度環境）では、適度なサイズでＴｉＮが生成する。そして、それを核とした硫化物系介在物は微細化され、ひいてはＢｉ金属介在物も微細化する。
次に、本発明の快削鋼では、鋼組織中に存在する介在物のうち、
硫化物系介在物とＢｉ金属介在物とが複合した複合介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（MnS+Bi）としたとき、当該√AREAmax（MnS+Bi）が２５μｍ以下であり、
且つ、単独の硫化物系介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（MnS）としたとき、当該√AREAmax（MnS）が２０μｍ以下であり、
且つ、単独のＢｉ金属介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（Bi）としたとき、当該√AREAmax（Bi）が２０μｍ以下であることが望ましい。
硫化物系介在物とＢｉ金属介在物とが複合した複合介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（MnS+Bi）としたとき、当該√AREAmax（MnS+Bi）が２５μｍ以下であり、
且つ、単独の硫化物系介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（MnS）としたとき、当該√AREAmax（MnS）が２０μｍ以下であり、
且つ、単独のＢｉ金属介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（Bi）としたとき、当該√AREAmax（Bi）が２０μｍ以下であることが望ましい。
極値統計法とは、複数の試験片について、ある単位面積内の介在物の中から最も大きなものの大きさを測定し、それを極値確率紙にプロットすることにより、任意の面積中に存在する最大介在物の大きさ√AREAmaxを推定する方法である。本発明の快削鋼において鋼組織中には、主に３種の介在物：単独の硫化物系介在物、単独のＢｉ金属介在物及びこれらの複合介在物が存在し、これらの極大介在物のサイズに疲労強度が依存するということは、上述した通りである。そこで、それぞれの最大介在物の大きさ√AREAmaxに関し、√AREAmax（MnS+Bi）を２５μｍ以下、√AREAmax（MnS）を２０μｍ以下、√AREAmax（Bi）を２０μｍ以下とすることで、良好な疲労強度を実現できる。
次に、本発明の快削鋼では、Ｃｒ：３．５％以下及びＭｏ：２％以下のうち１種または２種を含有させることができる。これらの元素は、鋼のマトリックスを適度に脆くし、切削時に発生する切り屑を断続化して、鳥の巣状の連続切り屑となることを抑制する効果を有する。各々上限値を超えて添加されるとマトリックスが過度に硬化し、被削性が却って低下することがあるので好ましくない。Ｃｒ添加量は、より好ましくは、２．０％以下とする。さらに好ましくは、１．２５％とする。Ｍｏ添加量は、より好ましくは、１．０％以下とする。さらに好ましくは、０．３５％以下とする。他方、積極添加を行う場合、それぞれ、Ｃｒ添加量を０．８５％以上、Ｍｏ添加量を０．１５％以上とするのが好ましい。
以上の快削鋼を製造するために、本発明の快削鋼の製造方法では、溶鋼中のＮ濃度を１００ｐｐｍ以下とした状態で、Ｔｉの添加を行うＴｉ添加工程と、Ｂｉの添加を行うＢｉ添加工程とを、この順に行うことを特徴とする。すなわち、溶鋼中のＮ濃度を１００ｐｐｍ以下と低減させた状態でＴｉ添加工程を行うことで、微細なＴｉＮ等からなる核を生成させ、その核の周りに微細な硫化物系介在物を析出させる。そして、微細な硫化物系介在物が生成した状態でＢｉ添加工程を行うことで、Ｂｉ金属介在物も微細化させる。これにより、上述のごとく、硫化物系介在物及びＢｉ金属介在物のサイズを小さく制御することが可能となる。また、溶鋼中のＮ濃度は、８０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
また、上記Ｂｉ添加工程は、Ｂｉの添加を０．０５ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）以上０．２０ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）以下の添加速度で行うことが好ましい。Ｂｉは、溶鋼中において溶解せずに浮遊してしまうため、精錬工程の最終段階で添加することが好ましい。この場合、添加速度が過度に遅いと、浮遊や蒸発により、Ｂｉの歩留まりが悪化する畏れがあるので、下限を０．０５ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）とするのが好ましい。さらに好ましくは、０．０７ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）とする。他方、添加速度が過度に速いと、耐火物でできた鍋の底で反応したり、溜まったりしてしまい、Ｂｉの歩留まりが悪化する畏れがあるので、上限を０．２０ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）とするのが好ましい。さらに好ましくは、０．１８ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）とする。
以上の本発明の快削鋼は、燃料噴射システム用部品として好適に用いることができる。本発明の快削鋼では、上述の通り、高疲労強度と良好な被削性とを同時に兼ね備えており、繰り返し付加される高い応力に耐え得ることが可能であるとともに、加工コストの低減が可能であるので、燃料噴射用部品に好適に用いることができる。なお、特に高い応力が負荷される燃料噴射用部品としては、ディーゼル・コモンレール・レール蓄圧容器本体、ポンプ・シリンダ、インジェクタ・ロアボデー、インジェクタ・オリフイス、インジェクタ・ノズルボデー、等を挙げることができる（詳細は後述）。
また、本発明の快削鋼は、特に、交差穴を有する燃料噴射システム用部品に好適に用いることができる。燃料噴射用部品は交差穴を有することが多く、高い応力が繰り返し付加されると、そのような交差穴の近傍が特に疲労破壊を起こしやすい。しかし、本発明の快削鋼は高疲労強度を有するため、そのような疲労破壊を起こしやすい交差穴を有する燃料噴射用部品にも好適に用いることができる。
また、本発明の快削鋼では、Ｂｉを快削性付与元素として用いているため、燃料噴射用部品が細長い孔を必要とする場合であっても、良好に切削加工することが可能である。すなわち、通常、切削時には刃先の潤滑性を高めるために切削用の油を用いるが、細長い孔を切削しようとした場合、油が孔の奥にある刃先まで届かず、切削が良好に行われない場合がある。しかし、Ｂｉは融点が比較的低温（２８３℃）であり、切削温度で溶融して刃先で液体となるので、油が届かない孔の奥であっても、溶融したＢｉが潤滑性を高め、良好に切削を行うことが可能となる。
以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて説明する。
本発明の燃料噴射システム用部品、すなわち本発明の快削鋼を用いた燃料噴射システム部品は、例えば、以下に説明する、ディーゼルエンジン用の燃料噴射システムとして周知のコモンレール式燃料噴射システムの各部品として構成することができる。コモンレール式燃料噴射システムでは、図示しない燃料供給ポンプによって加圧圧送された高圧燃料をコモンレール３（図７参照）内に蓄圧するとともに、エンジンの各気筒毎に搭載されたインジェクタ２（例えば電磁式燃料噴射弁：図８参照）に分配供給し、各気筒のインジェクタからエンジンの各気筒内へ高圧燃料を所定の噴射タイミングで噴射供給するよう構成されている。
本発明の燃料噴射システム用部品、すなわち本発明の快削鋼を用いた燃料噴射システム部品は、例えば、以下に説明する、ディーゼルエンジン用の燃料噴射システムとして周知のコモンレール式燃料噴射システムの各部品として構成することができる。コモンレール式燃料噴射システムでは、図示しない燃料供給ポンプによって加圧圧送された高圧燃料をコモンレール３（図７参照）内に蓄圧するとともに、エンジンの各気筒毎に搭載されたインジェクタ２（例えば電磁式燃料噴射弁：図８参照）に分配供給し、各気筒のインジェクタからエンジンの各気筒内へ高圧燃料を所定の噴射タイミングで噴射供給するよう構成されている。
図７に示すコモンレール３は、燃料供給ポンプへと繋がる高圧パイプが接続されるポンプ側パイプ接続部３２と、インジェクタ２（図８参照）へと繋がる高圧パイプが接続されるインジェクタ側パイプ接続部３１と、を有し、それぞれの接続部３１，３２には、細長い通孔３４が形成されている。また、コモンレール３の本体中空部と通孔３４とが交わり、交差穴Ｃが形成されている。
図８に示すインジェクタ２は、コモンレール３（図７参照）からの高圧燃料が流入するオリフィス２１や高圧燃料が噴射されるノズル２３等の通孔を有するとともに、これらの通孔同士は交差穴Ｃを形成している。
このようなコモンレール３やインジェクタ２には、連続的に燃料の噴射圧力に相当する高い圧力が印加されるため、それに耐え得る高疲労強度が求められる。また、それぞれ、交差穴Ｃを多数有するが、このような交差穴Ｃの近傍は疲労破壊を起こしやすく、特に高疲労強度が求められる。
一方、このような細長く複雑な通孔を形成するためには良好な被削性が求められる。
そこで、このような部品の材料として、高疲労強度と良好な被削性とを備える本発明の快削鋼が用いられている。
一方、このような細長く複雑な通孔を形成するためには良好な被削性が求められる。
そこで、このような部品の材料として、高疲労強度と良好な被削性とを備える本発明の快削鋼が用いられている。
本発明の快削鋼は、コモンレール３，インジェクタ２に限らず、上記コモンレール式燃料噴射システムにおける他の部品にも適用可能である。例えば、図示しない燃料供給ポンプでは、燃料を印加するために、シリンダ等の圧力印加手段を有するが、このような部位にも好適に用いることが可能である。なお、シリンダ等の圧力印加手段においても、交差穴が形成されるため、本発明の快削鋼は好適である。
本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
まず、表１に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉で溶製し、これを１１００℃以上１２５０℃以下の適当な温度で加熱して熱間鍛造を行うことにより、外径５５ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。また、表２に示す成分組成（質量％）に配合した各々５ｔ鋼塊を電気炉にて溶製し、これを１１００℃以上１２５０℃以下の適当な温度で加熱して熱間圧延を行うことにより、外径３２ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。
まず、表１に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉で溶製し、これを１１００℃以上１２５０℃以下の適当な温度で加熱して熱間鍛造を行うことにより、外径５５ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。また、表２に示す成分組成（質量％）に配合した各々５ｔ鋼塊を電気炉にて溶製し、これを１１００℃以上１２５０℃以下の適当な温度で加熱して熱間圧延を行うことにより、外径３２ｍｍの丸棒に加工した（鍛造比：約８）。それら丸棒をさらに９５０℃で１時間加熱した後空冷（焼ならし処理）し、各試験に供した。
（組織観察及び極値統計法による最大介在物の大きさ√AREAmaxの推定）
丸棒試験片の軸直交断面を鏡面研磨した後、該研磨断面の半径の１／２の位置にて面積０．１ｍｍ２の視野をランダムに１０個設定して、各々光学顕微鏡により組織観察した（倍率：約４００倍）。そして、各視野の観察画像を解析して、最も大きなものの大きさを測定し、それを極値確率紙にプロットすることにより、予想面積を３００００ｍｍ２としたときの最大介在物の大きさ√AREAmaxを推定した。なお、別途ＥＰＭＡとＸ線回折により分析を行っており、介在物はＭｎＳ系及び／又はＢｉ系の化合物であることを確認している。以上の結果を表１及び表２に示す。
丸棒試験片の軸直交断面を鏡面研磨した後、該研磨断面の半径の１／２の位置にて面積０．１ｍｍ２の視野をランダムに１０個設定して、各々光学顕微鏡により組織観察した（倍率：約４００倍）。そして、各視野の観察画像を解析して、最も大きなものの大きさを測定し、それを極値確率紙にプロットすることにより、予想面積を３００００ｍｍ２としたときの最大介在物の大きさ√AREAmaxを推定した。なお、別途ＥＰＭＡとＸ線回折により分析を行っており、介在物はＭｎＳ系及び／又はＢｉ系の化合物であることを確認している。以上の結果を表１及び表２に示す。
表１及び表２によると、本発明の要件を具備する開発鋼１〜１２では、鋼組織中に存在する介在物が全て微細であった（詳しくは、√AREAmax（MnS+Bi）が２５μｍ以下、√AREAmax（MnS）が２０μｍ以下、√AREAmax（Bi）が２０μｍ以下）。
図１に、Ｔｉ及びＮ含有量に対する硫化物系介在物の微細化の有無を示す。Ｔｉ及びＮは、ＴｉＮを形成し、硫化物系介在物の核となる。図によると、上記（１）式を満たすバンド状の組成領域を有する試験品では、硫化物系介在物が微細化していることがわかった。また、このバンド状の組成領域から左下側に外れる組成領域ではＴｉＮが生成せず、右上側に外れる組成領域では粗大なＴｉＮが生成していることがわかった。
なお、Ｔｉ含有量及びＮ含有量のそれぞれは、上記したように組成限定理由を別途有するので（図１中の四角状の組成領域、内側の四角はさらに好ましい組成領域を示す）、本発明の請求範囲は、四角状組成領域とバンド状組成領域とが重なった部分となる。
次に、図２に、硫化物系介在物の最大径［√AREAmax（MnS）］のＳ含有量依存性を示す。ＴｉＮを生成させることにより硫化物系介在物の微細分散を図った実施例では、Ｓ含有量が０．００８質量％程度以下の範囲で微細分散の効果が得られている。一方、微細分散を図っていない比較例では、Ｓ含有量と√AREAmax（MnS）がほぼ比例の関係にある。なお、実施例において、Ｓ含有量が０．００８質量％付近で√AREAmax（MnS）が急激に上昇し、それ以上の範囲で比較例の直線と重なるのは、Ｓ含有量が多すぎることで、ＴｉＮを核としない粗大な硫化物系介在物が生成し始めるためであると思われる。
実施例と比較例とを比較した場合、例えば、√AREAmax（MnS）の上限を２０μｍとすると、比較例ではＳを０．００２４質量％しか含有させることができないのに対し、実施例では０．００４６質量％と、２倍程度のＳを含有させることができる。このように、ＴｉＮを生成させることにより硫化物系介在物の微細分散を図った実施例では、硫化物系介在物を微細に保った状態でＳ含有量をより高めることが可能であるので、ひいては被削性の向上に繋がる。
次に、図３に、Ｂｉ金属介在物の最大径［√AREAmax（Bi）］のＢｉ含有量依存性を示す。こちらも図２と同様に、実施例と比較例とを比較した場合、例えば、√AREAmax（MnS）の上限を２０μｍとすると、比較例ではＢｉを０．０２０質量％しか含有させられないのに対し、実施例では０．０２５質量％とより多くのＢｉを含有させることができる。これにより、ＴｉＮによる硫化物系介在物の微細分散が、Ｂｉ金属介在物の微細分散にも寄与していることがわかる。このように、ＴｉＮを生成させることにより硫化物系介在物の微細分散を図った実施例では、硫化物系介在物を微細に保った状態でＢｉ含有量をより高めることが可能であるので、ひいては被削性の向上に繋がる。
次に、図４に、Ｂｉ金属介在物の最大径［√AREAmax（Bi）］のＳ含有量依存性を示す。なお、Ｂｉ含有量は０．０２質量％に固定している。これによると、どちらも低Ｓ側で√AREAmax（Bi）が増加している。Ｂｉ金属介在物は、硫化物系介在物の周りに生成しやすく、またそれによって分断されて微細化される。したがって、低Ｓ側で√AREAmax（Bi）が増加するのは、硫化物系介在物が減少することによって、単独の粗大なＢｉ金属介在物が生成し、増加してしまうためであると考えられる。そして、ＴｉＮを生成させることにより硫化物系介在物の微細分散を図った実施例の方が、比較例と比べて、√AREAmax（Bi）が増加を始めるＳ含有量がより低Ｓ側にある。これは、硫化物系介在物の微細化が、Ｂｉ金属介在物の微細化に寄与していることを示すものである。以上により、硫化物系介在物の量及びサイズを制御することによって、Ｂｉ金属介在物の最大径［√AREAmax（Bi）］を制御することが可能であることがわかる。
次に、上記の試験品に対し被削性の評価を行った。
切削工具には高速度工具鋼（ＪＩＳ：ＳＫＨ５１）製ドリルを用い、縦形マシニングセンターにより以下の条件にて切削試験を行う：
・工具形状：呼び径５ｍｍ；
・切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの送り量：０．１ｍｍ；
・穴深さ：１５ｍｍ；
・切削油：水溶性油剤
評価はコーナーの平均磨耗量が１００μｍになるまでの切削距離にて行った。
切削工具には高速度工具鋼（ＪＩＳ：ＳＫＨ５１）製ドリルを用い、縦形マシニングセンターにより以下の条件にて切削試験を行う：
・工具形状：呼び径５ｍｍ；
・切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ；
・一回転当りの送り量：０．１ｍｍ；
・穴深さ：１５ｍｍ；
・切削油：水溶性油剤
評価はコーナーの平均磨耗量が１００μｍになるまでの切削距離にて行った。
図６に、被削性の評価結果を示す。これによると、Ｂｉ含有量が０．０１５質量％未満では十分な被削性が得られていないのに対し、Ｂｉ含有量が０．０１５質量％以上では被削性が大幅に向上している。しかし、被削性向上の効果はすぐに飽和してしまうので、Ｂｉ含有量の上限は、上述した介在物の最大径［√AREAmax］を考慮して定めることができる。例えば、図３の√AREAmax（Bi）のＢｉ含有量依存性の図によると、√AREAmax（Bi）が２０μｍとなるのはＢｉ含有量が０．０２５質量％のときであるから、この値をＢｉ含有量の上限として採用することができる。
次に、Ｂｉ添加速度を変化させた（ａ）〜（ｄ）の４種類の開発鋼を製造した。製造方法は、上記の通りである。製造後、それぞれの開発鋼について、Ｂｉの含有量を調べた。表３に結果を示す。
表３によると、Ｂｉの添加速度が０．０５ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）以上０．２０ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）以下である場合に、それ以外の範囲の場合と比較して、Ｂｉの歩留まりが良好であった。
以上のように、本発明においては、粗大な介在物の生成を抑制し、高疲労強度を備えつつも被削性の良好な快削鋼を得ることが可能となった。
２ インジェクタ
２１ オリフィス
２２ ロアボデー
２３ ノズルボデー
３ コモンレール
Ｃ 交差穴
２１ オリフィス
２２ ロアボデー
２３ ノズルボデー
３ コモンレール
Ｃ 交差穴
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０１％及びＢｉ：０．０１５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、下記（１）式を満たすことを特徴とする快削鋼。
−４．８≦ｌｏｇ（（［Ｎ］−０．００１５）×［Ｔｉ］０．９８）≦−４．３・・・（１）式 - 鋼組織中に存在する介在物のうち、
硫化物系介在物とＢｉ金属介在物とが複合した複合介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（MnS+Bi）としたとき、当該√AREAmax（MnS+Bi）が２５μｍ以下であり、
且つ、単独の硫化物系介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（MnS）としたとき、当該√AREAmax（MnS）が２０μｍ以下であり、
且つ、単独のＢｉ金属介在物の極値統計法により推定される最大径を√AREAmax（Bi）としたとき、当該√AREAmax（Bi）が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の快削鋼。 - Ｃｒ：３．５％以下及びＭｏ：２％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の快削鋼。
- 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の快削鋼の製造方法であって、溶鋼中のＮ濃度を１００ｐｐｍ以下とした状態で、Ｔｉの添加を行うＴｉ添加工程と、Ｂｉの添加を行うＢｉ添加工程とを、この順に行うことを特徴とする快削鋼の製造方法。
- 前記Ｂｉ添加工程は、Ｂｉの添加を０．０５ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）以上０．２０ｋｇ／（ｍｉｎ・溶鋼ｔ）以下の添加速度で行うことを特徴とする請求項４に記載の快削鋼の製造方法。
- 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の快削鋼を用いた燃料噴射システム用部品。
- 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の快削鋼を用いた燃料噴射システム用部品であって、交差穴を有することを特徴とする燃料噴射システム用部品。
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