JP7071222B2 - 燃料噴射部品の製造方法 - Google Patents

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Description

この発明は、内圧疲労強度に優れた燃料噴射部品の製造方法に関する。
従来において、強度，靭性を必要とする自動車用部品，機械構造部品等には、熱間鍛造等の熱間加工後に焼入れ焼戻し処理（調質処理）されて使用される調質鋼が用いられてきた。
ところが調質鋼は強度，靭性に優れているものの、部品製造に際して熱間加工後の焼入れ焼戻し処理（調質処理）のための熱処理コストが高いといった問題の他、マルテンサイト変態に伴う熱処理歪みが大で、熱処理後の形状修正，寸法修正のための機械加工量が多くなって歩留りの悪化を招き、しかもその加工を硬いマルテンサイト状態の下で行うことから被削性（加工性）が悪く、部品製造のための所要時間が長く、また高コストとなる問題があった。
このため、熱間加工ままで所要硬さを発現し、熱間加工後の焼入れ焼戻し処理を省略しても目的とする強度を得ることのできる非調質鋼は、コスト低減に応え得るものとして調質鋼代替材料として機械構造部品等に広く適用されている。
例えば、高圧化された燃料を各気筒の燃料室に直接噴射する燃料噴射システムにて用いられ、高い内圧が繰り返し負荷されるコモンレール等の燃料噴射部品においても、下記特許文献１に示すようなフェライト・パーライト型の非調質鋼が用いられていた。
しかしながら、このようなフェライト・パーライト型の非調質鋼を用いたコモンレールは、２５０ＭＰａまでの燃料圧（コモンレール圧）には対応可能とされていたが、今後主流になる２７０～３００ＭＰａ級の燃料圧に対応する高い強度（引張強さ及び降伏強さ）を発現させるのが難しい問題があった。また、作動最高圧もしくは異常高圧が加わったときに破壊する脆性破壊のおそれもある。
一方、非調質鋼として、熱間加工ままでベイナイト組織を呈するベイナイト非調質鋼がある。ベイナイト非調質鋼は、フェライト・パーライト非調質鋼に比べ高強度化が可能であるものの、いまだ靭性が不十分であり、２５０ＭＰａ超の燃料圧が負荷される燃料噴射部品への適用には内圧疲労特性の向上が必要であった。
なお、下記特許文献２には「高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品」についての発明が示され、そこにおいて熱間鍛造終了温度から３００℃までの冷却の速度を制御することによりベイナイト組織の面積率を９５％以上、ベイナイトラスの幅を５μｍ以下、とした点が開示されている。しかしながらこの特許文献２に記載のものは、冷却速度を制御する温度域および冷却速度範囲が本発明とは異なっている。また合金組成においてもＮｉ非添加とされており、靭性および疲労強度を高めるための具体的手段が本発明とは異なっている。
特許第５７７８０５５号公報 特開２０１２－２４６５２７号公報
村上敬宜：金属疲労 微小欠陥と介在物の影響（１９９３）、［養賢堂］
本発明は以上のような事情を背景とし、従来に増して高い内圧疲労強度を備えた燃料噴射部品の製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
而して請求項１のものは、被加工材を、熱間鍛造および機械加工を経て所定の形状に加工する燃料噴射部品の製造方法であって、
前記被加工材は、質量％で、Ｃ：０．０８～０．１６％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｓ：０．００５～０．０３０％、Ｃｕ：０．０１～０．３０％、Ｎｉ：０．４０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ｍｏ：０．３０～０．７０％、Ｖ：０．１０～０．４０％、ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する鋼からなり、
前記被加工材を９５０℃以上、１３５０℃以下に加熱した後、前記熱間鍛造を施し、その後、８００℃から５００℃までの温度域を平均冷却速度０．１０℃／秒以上で冷却し、
続く５００℃から３００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２０℃／秒以上、１０℃／秒以下で、且つ前記８００℃から５００℃までの温度域の平均冷却速度よりも遅い平均冷却速度で冷却し、熱間鍛造後における、ベイナイト組織の面積率を８５％以上としたことを特徴とする。
尚、上記加熱温度は被加工材の表面での温度であり、また平均冷却速度は被加工材の表面での平均冷却速度である。
請求項２のものは、請求項１において、前記８００℃から５００℃までの温度域を平均冷却速度１．８℃／秒以上で冷却し、続く前記５００℃から３００℃までの温度域を平均冷却速度１．０℃／秒以下で冷却することを特徴とする。
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼が、質量％で、Ｔｉ：≦０．１００％、Ｎｂ：≦０．１００％の何れか１種若しくは２種を更に含有していることを特徴とする。
請求項４のものは、請求項１～３の何れかにおいて、前記熱間鍛造後の前記被加工材における、極値統計法により推定される非金属介在物の最大径√areamaxが３００μｍ以下であることを特徴とする。
ここで非金属介在物とは、鋼中に存在するＭｎＳを主成分とした硫化物、Ａｌ2Ｏ3を主成分とした酸化物、ＴｉＮを主成分とする窒化物を指す。
請求項５のものは、請求項１～４の何れかにおいて、前記熱間鍛造後に、５５０℃～７００℃の温度範囲にて時効処理を行うことを特徴とする。
請求項６のものは、請求項１～５の何れかにおいて、燃料流路が内部に形成された前記被加工材に対しオートフレッテージ処理を施すことを特徴とする。
以上のように本発明は、高Ｎｉ化および低Ｃ化した鋼材（被加工材）を用いるとともに熱間鍛造後の平均冷却速度を制御することにより、ベイナイト組織中に析出するセメンタイトの極小化を図ることで靭性を高め、以って製造される燃料噴射部品の内圧疲労強度を高めたことを特徴としたものである。
ベイナイト非調質鋼において、Ｎｉ添加は、亀裂のある状態で、外部から力を加えたときに亀裂が伝播進行する際の抵抗力、即ち破壊靭性値を高めるのに特に有効である。このため本発明ではＮｉを０．４０％以上の高含有量としている。
加えて本発明では、低Ｃ化とともに熱間鍛造後の平均冷却速度、具体的には５００℃から３００℃までの温度域での平均冷却速度が０．０２℃／秒以上、１０℃／秒以下となるよう制御することで、熱間鍛造後の冷却過程で生成される、亀裂発生の起点となり得るセメンタイトの極小化を図ることで靭性を高めている。
本発明では、熱間鍛造後の組織を実質的にベイナイト単相組織とする。詳しくはベイナイト組織の面積率を８５％以上とする。組織中にフェライト組織が混在していると、時効硬化特性が低下するばかりでなく、耐力比，耐久比も低下し、疲労強度の低下が懸念されるからである。このため本発明では、８００℃から５００℃までの温度域での平均冷却速度が０．１℃／秒以上となるよう制御する。
なお本発明では、必要に応じてＴｉ，Ｎｂの１種又は２種を所定含有量で含有させることができる。
また本発明では、熱間鍛造後の被加工材における、極値統計法により推定される非金属介在物の最大径√areamaxを３００μｍ以下とすることが好ましい。亀裂発生の起点となり得る粗大な非金属介在物の生成を抑制することで、燃料噴射部品の内圧疲労強度を更に向上させることができる。
また本発明では、熱間鍛造ままの組織を実質的にベイナイト単相組織とした上で、その後の時効処理により硬度を高めて高強度化を図ることができる。この際、鋼中に析出するＭｏ炭化物、Ｖ炭化物等の微細化を図るため、５５０℃～７００℃の温度範囲で時効処理を行うことが好ましい。
なお、コモンレール等の燃料噴射部品の内圧疲労強度を高める手段として、燃料噴射部品内部の燃料流路に内圧をかけて残留応力を付与するオートフレッテージ処理が知られている。本発明の製造方法においても、高圧燃料を流通もしくは貯留させる燃料流路が内部に形成された被加工材に対しオートフレッテージ処理を施すことで更に内圧疲労強度を高めることが可能である。
次に本発明における各化学成分および製造条件の限定理由につき、以下に詳述する。
Ｃ：０．０８～０．１６％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であるとともに、時効硬化処理によりＭｏ，Ｖの炭化物を析出させて鋼を高強度化する。その働きのために０．０８％以上が必要であり、０．０８％未満では所要の硬さ，強度が確保できない。一方、０．１６％を超えて過剰に含有させると、セメンタイト量が増加し靭性が悪化するため、０．１６％を上限とする。
Ｓｉ：０．１０～０．３０％
Ｓｉは、鋼の溶製時の脱酸材として及び強度向上のために加えられる。その働きのためには０．１０％以上含有させる必要がある。一方、０．３０％を超えて過剰に含有させると疲労強度低下の要因となるため、０．３０％を上限とする。
Ｍｎ：１．００～２．００％
焼入性確保（ベイナイト組織の確保），強度向上，被削性向上（ＭｎＳ晶出）のために１．００％以上含有させる必要がある。但し、２．００％を超えて過剰に含有させるとマルテンサイト生成を招くので、２．００％を上限とする。
Ｓ：０．００５～０．０３０％
Ｓは、被削性確保のために０．００５％以上含有させる必要がある。但し、０．０３０％を超えて過剰に含有させると製造性悪化の要因となるため、０．０３０％を上限とする。
Ｃｕ：０．０１～０．３０％
Ｃｕは、焼入性確保（ベイナイト組織確保）及び強度向上のために含有させる。その働きのために０．０１％以上含有させる必要がある。但し、０．３０％を超えて過剰に含有させるとコストの増大をもたらし、また製造性を悪化させるため、０．３０％を上限とする。
Ｎｉ：０．４０～１．５０％
Ｎｉは、靭性（破壊靭性）確保のために本発明において不可欠な成分であり、その働きのために０．４０％以上含有させる。但し、１．５０％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、１．５０％を上限とする。
Ｃｒ：０．５０～１．５０％
Ｃｒは、焼入性確保（ベイナイト組織確保）及び強度向上のために含有させる。その働きのためには０．５０％以上含有させる必要がある。但し、１．５０％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、１．５０％を上限とする。
Ｍｏ：０．３０～０．７０％
Ｍｏは、時効硬化処理によりＭｏ炭化物を析出させ、高強度化が得られるため含有させる。その働きのために０．３０％以上含有させる。但し、０．７０％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、０．７０％を上限とする。
Ｖ：０．１０～０．４０％
Ｖは、Ｍｏと同様、時効硬化処理によりＶ炭化物を析出させ鋼を高強度化させる。その働きのため０．１０％以上含有させる必要がある。但し、０．４０％を超えて過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、０．４０％を上限とする。
ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％
ｓ－Ａｌは、溶解中の脱酸に使用し、少なくとも０．００１％以上含有させる。また、ＡｌＮの析出による結晶粒微細化効果によって靭性の向上をもたらす。但しＡｌＮの過剰析出は被削性の劣化に繋がるため、０．１００％を上限とする。
ｓ－Ａｌは、酸可溶性アルミニウムを表し、ＪＩＳ Ｇ １２５７（１９９４）の付属書１５に記載された方法により定量される。尚、ＪＩＳ Ｇ １２５７（１９９４）の内容はここに参照として取り込まれる。
鍛造加熱温度：９５０～１３５０℃
ベイナイトの単相組織を得るためには、熱間鍛造に際して被加工材を９５０℃以上に加熱する必要がある。９５０℃未満の場合には鍛造後の組織においてフェライトが発生し易くなるからである。ただし、過度な加熱は熱処理炉の損傷やエネルギーコストの増加を招く点を考慮し、鍛造加熱温度は１３５０℃以下とする。
８００℃から５００℃までの平均冷却速度：０．１℃／秒以上
熱間鍛造後の冷却中にフェライト・パーライト変態が生じないようにするため、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．１℃／秒以上とする。より好ましくは０．２℃／秒以上である。
一方、平均冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、設備能力や引き続き行われる５００℃以下の冷却との連続性を考慮すると、１０℃／秒以下で冷却することが好ましい。
５００℃から３００℃までの平均冷却速度：０．０２～１０℃／秒
５００℃から３００℃までの平均冷却速度が、過度に遅いと、ベイナイト組織中に粗大なセメンタイトが析出して靭性が低下する。このため、５００℃から３００℃までの平均冷却速度は０．０２℃／秒以上とする。一方、５００℃から３００℃までの平均冷却速度が、過度に速い場合にはマルテンサイト変態が生じ鍛造ままの硬度が高くなり過ぎてしまうため、１０℃／秒以下とする必要がある。より好ましい範囲は０．４～５℃／秒である。
ベイナイト組織の面積率：８５％以上
ベイナイト以外の組織が１５％以上混在すると、時効硬化特性が低下するばかりでなく耐力比，耐久比も低下し、そのことが疲労強度の低下に繋がる問題が懸念される。このためベイナイト組織の面積率は８５％以上とする。より好ましくは９０％以上である。
Ｔｉ：≦０．１００％
Ｎｂ：≦０．１００％
Ｔｉは、時効硬化処理によりＴｉ炭化物を析出させ、更なる高強度化に寄与する。またＴｉＮ析出によるＭｎＳ微細化により加工性向上に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。但し、０．１００％を超えて過剰に含有させると靭性を低下させるため、上限を０．１００％とする。尚、Ｔｉを含有させる場合、好ましくは０．００５％以上含有させる。
Ｎｂは、時効硬化処理によりＮｂ炭化物を析出させ、更なる高強度化に寄与する。但し、０．１００％を超えて過剰に含有させると靭性を低下させるため、０．１００％を上限とする。尚、Ｎｂを含有させる場合、好ましくは０．００５％以上含有させる。
尚Ｔｉ，Ｎｂは何れか一方だけを含有させることもできるし、或いはその両方を含有させることもできる。
非金属介在物の最大径√areamax：３００μｍ以下
鋼中に存在する非金属介在物は、熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長を抑制するのに有効であるが、過度の大きな介在物は疲労破壊の起点となり疲労強度を低下させるため、非金属介在物の最大径√areamaxの上限を３００μｍとする。なお、最大径√areamaxは、非特許文献１に記載された極値統計法に基づいて求めることができる。
時効処理温度：５５０℃～７００℃
本発明では、熱間鍛造後、時効処理を施すことにより鋼中に微細な炭化物を析出させ、強度を高めることができる。但し、時効処理温度が過度に低い場合、炭化物の析出量が少なく十分な効果が得られないため、時効処理温度は５５０℃以上とすることが好ましい。
一方、時効処理温度が高いほど析出炭化物は粗大化する。また時効硬化処理の際にベイナイトが逆変態してオーステナイトとなり、そしてその後の冷却時にオーステナイトの一部がマルテンサイト化して、残留オーステナイトの周りにマルテンサイト相が島状に生成して靭性が著しく低下する場合があるため、時効処理温度は７００℃以下とすることが好ましい。
本実施の製造方法が適用されるコモンレールを示した図で、（Ａ）は縦断面図、（Ｂ）は横断面図である。 本実施の製造方法における熱間鍛造の説明図である。
次に本発明の一実施形態の製造方法を説明する。図１において、１０は燃料噴射部品としてのコモンレールである。コモンレール１０は、ディーゼルエンジン等の内燃機関の筒内に燃料を噴射するインジェクタに供給する高圧燃料を蓄圧する部品である。同図に示すように、コモンレール１０は、一方向に直線状に延びた胴体部１２と、その胴体部１２の側面から突出する形で設けられた複数の接続筒部１４とを有している。胴体部１２の内部には燃料の蓄圧室として用いられる主孔１６が、胴体部１２の長手方向に形成されている。一方、接続筒部１４の内部には、一端が主孔１６と連通するように小孔２０が形成されている。これら主孔１６及び小孔２０によって、高圧燃料を流通もしくは貯留させる燃料流路が形成されている。
なお、胴体部１２の両端にはそれぞれ雌ねじ部１７，１７が形成され、また各接続筒部１４の先端外周面には雄ねじ部２２が形成され、それぞれ相手部材と締結固定可能とされている。
このようなコモンレール１０は、例えば、所定の化学組成を有する被加工材を用い、熱間鍛造→機械加工→時効処理→オートフレッテージ処理の工程を経て製造することができる。熱間鍛造に供する被加工材としては、インゴットを分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット、あるいはこれらビレットを熱間圧延または熱間鍛造して得た棒鋼などを用いることができる。
熱間鍛造では、図２に示すように、先ず被加工材を所定の鍛造加熱温度（９５０～１３５０℃）まで昇温する。そして加熱された被加工材に対して金型を用いて、コモンレール１０の如き外形形状となるよう、９５０～１２５０℃の被加工材温度で熱間鍛造を実施する。
熱間鍛造が終了した後は、被加工材を略室温まで冷却する。ここで本例では、８００℃から５００℃までの温度域を平均冷却速度０．１℃／秒以上、続く５００℃から３００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２℃／秒以上、１０℃／秒以下となるように冷却し、熱間鍛造後の鋼組織をベイナイト単相組織とする。ここで平均冷却速度は、被加工材の表面での平均冷却速度である。
冷却は大気中での放冷もしくはファンを用いての衝風冷却により行なう。上記平均冷却速度の規定を満足させるための冷却条件は、雰囲気温度，被加工物（被加工材）の形状・大きさ等によっても変化するため、予め実験的に求めておくことが望ましい。
熱間鍛造により略コモンレールの外形形状とされた被加工材は、次に切削等の機械加工により、内部の燃料流路１６，２０のほか、雌ねじ部１７、雄ねじ部２２等が形成される。機械加工を良好に行うためには、熱間鍛造後の被加工材硬さを３３ＨＲＣ以下とすることが望ましい。
次に、被加工材の中心温度５５０℃～６８０℃にて０．５～１０時間かけて時効処理を施すことにより、目的とする硬さを得ることができる。
次に、高圧燃料を流通もしくは貯留させる燃料流路１６，２０が形成された被加工材に対しオートフレッテージ処理を施す。具体的には、燃料流路１６，２０を密閉状態にするために、各接続筒部１４及び胴体部１２の一端部を封止し、胴体部１２の他端部側から主孔１６内に圧力印加媒体（作動油）を導入して、導入した圧力印加媒体を加圧する。このとき、圧力印加媒体の圧力は、胴体部１２の内部においては塑性変形させ、胴体部１２の外側においては弾性変形させる圧力（例えば５００ＭＰａ～１０００ＭＰａ程度）に設定する。これによって、胴体部１２の内部に残留圧縮応力を付与でき、胴体部１２の耐圧疲労強度を増強できる。
以上の各工程を経ることでコモンレール１０を製造することができる。なお、場合によっては熱間加工ままの硬さを高めて時効処理を省略するなど、時効処理やオートフレッテージ処理については適宜省略することも可能である。また、機械加工の工程をオートフレッテージ処理の前後に分けて実施したり、最後にメッキ等の外装処理を追加することも可能である。
下記表１に示す化学組成の鋼種Ａ～Ｍ（１３種）の鋼１５０ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製し、１２５０℃でφ６０ｍｍの丸棒に鍛伸した。その後φ６０ｍｍ丸棒材を、表２に示す製造条件に従って９５０以上、１３５０℃以下に加熱した後、丸棒材をコモンレールに相当する形状に熱間鍛造する熱間鍛造工程を施し、その後、鍛造終了時の温度から室温程度にまで冷却処理し、熱間鍛造素材を得た。そしてこの熱間鍛造素材を用いて介在物評価、ミクロ組織観察、硬さ試験、を行った。更に機械加工を施しコモンレールを作製し内圧疲労強度、バースト破壊強度を評価した。
Figure 0007071222000001
Figure 0007071222000002
なお、上記冷却処理の際には、被加工材の表面温度を放射温度計にて測定し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を第１平均冷却速度、５００℃から３００℃までの平均冷却速度を第２平均冷却速度として求め、その結果を表２に示した。
＜介在物評価＞
熱間鍛造素材の長手方向に平行な断面を光学顕微鏡により観察することにより、極値統計法により推定される３０００ｍｍ2中の非金属介在物の最大径√areamaxを求めた。
非金属介在物の最大径√areamaxは、非特許文献１に記載の測定方法に基づいて、以下のようにして求めることができる。
〈１〉熱間鍛造素材の長手方向に平行な断面を研磨した後、その研磨面を被検面積として、検査基準面積Ｓ0（ｍｍ2）を決める。
〈２〉上記Ｓ0中で最大の面積を占める非金属介在物を選び、その非金属介在物の面積の平方根√areamax（μｍ）を測定する。
〈３〉この測定を、検査部分が重複しないようにｎ回繰り返して行う。
〈４〉測定した√areamaxを小さい順に並べ直し、それぞれ√areamax,j（ｊ＝１～ｎ）とする。
〈５〉それぞれのｊについて下記の基準化変数ｙjを計算する。
ｙj＝－ｌｎ［－ｌｎ｛ｊ／（ｎ＋１）｝］。
〈６〉極値統計用紙の座標横軸に√areamax、縦軸に基準化変数ｙをとって、ｊ＝１～ｎについてプロットし、最小二乗法により近似直線を求める。
〈７〉評価したい面積をＳ（ｍｍ2）、再帰期間をＴ＝（Ｓ＋Ｓ0）／Ｓ0、として、下記の式（１）からｙの値を求め、上記の近似曲線を用いて、前記ｙの値における√areamaxを求めれば、これが評価したい面積Ｓにおける非金属介在物の最大径√areamaxである。
ｙ＝－ｌｎ［－ｌｎ｛（Ｔ－１）／Ｔ｝］。 ・・・式（１）
ここで本例では、検査基準面積Ｓ0＝１００ｍｍ2、検査回数ｎ＝３０回の検査を行なって、３０００ｍｍ2中の非金属介在物の最大径√areamaxを求め、その結果を表２に示した。
＜硬さ試験＞
硬さ試験はＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠し、ロックウェル硬度計にて荷重１５０ｋｇｆダイヤモンド円錐圧子で実施した。測定は、熱間鍛造素材の半径１／２の個所で測定を行った。
＜ミクロ組織観察＞
ミクロ組織観察については、熱間鍛造素材の縦断面を、ナイタール腐食後、光学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察し、ベイナイト率を測定した。ベイナイト率については、ベイナイト組織の面積率が８５％以上であった場合を○、ベイナイト組織とフェライト組織の混合（フェライト組織の面積率１５％以上）であった場合を×Ｆ、として評価を行ない、その結果を表２に示した。
尚、表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定されたベイナイトの面積率も併せて示してある。
＜内圧疲労強度＞
次に、熱間鍛造素材に対し、切削により主孔１２及び小孔２０ａ～２０ｅを設け（図１参照）、内圧疲労試験用の試験片を作製し、表２に示す温度で１時間加熱して時効処理を行った後、内圧疲労試験を行なった。試験片の小孔２０ａに圧力発生源を接続し、その途中に圧力センサを設けた。そしてそれ以外の小孔２０ｂ～２０ｅの端部及び主孔１２の両端をシールした後、圧力発生源に接続した小孔２０ａから周期的に応力を変化させるように油を流入させ、内圧繰り返し数による疲労強度を比較評価し、その結果を表２に示した。
尚、表２中では、同様の試験を行なったフェライト・パーライト型の非調質鋼の試験片を基準として、これより高い疲労強度であった場合を「○」、一方、フェライト・パーライト型の非調質鋼の試験片より低い疲労強度であった場合を「×」とした。
＜バースト破壊強度＞
熱間鍛造素材に対し、切削により主孔１２及び小孔２０ａ～２０ｅを設け（図１参照）、バースト破壊強度試験用の試験片を作製し、表２に示す温度で１時間加熱して時効処理を行った後、バースト破壊強度試験を行なった。試験片の小孔２０ａに圧力発生源を接続し、その途中に圧力センサを設けた。そしてそれ以外の小孔２０ｂ～２０ｅの端部及び主孔１２の両端をシールした後、圧力発生源に接続した小孔２０ａから暫増的に応力を変化させるように油を流入させ、静的内圧によるバースト破壊強度を比較評価し、その結果を表２に示した。
尚、試験圧力は３００ＭＰａ以上の圧力とし、表２中では、同様の試験を行なったフェライト・パーライト型の非調質鋼の試験片を基準として、これより高いバースト破壊強度であった場合を「○」、一方、フェライト・パーライト型の非調質鋼の試験片より低いバースト破壊強度であった場合を「×」とした。
表２の結果において、比較例１は、鍛造加熱温度が本発明の下限値である９５０℃よりも低く、鋼組織がフェライトとの混合組織となっている。その結果、時効処理後の硬さが実施例に比べて低く、内圧疲労強度およびバースト破壊強度の結果がともに×であった。
比較例２は、８００℃から５００℃の平均冷却速度（第１平均冷却速度）が、本発明の下限値である０．１℃／秒よりも遅く、鋼組織がフェライトとの混合組織となっている。この比較例２においても、時効処理後の硬さが実施例に比べて低く、内圧疲労強度およびバースト破壊強度の結果がともに×であった。
比較例３は、５００℃から３００℃の平均冷却速度（第２平均冷却速度）が、本発明の下限値である０．０２℃／秒よりも遅かった例である。この比較例３は、鋼組織がベイナイト単相組織で、且つ実施例と同程度の、時効処理後の硬さも得られていたが、内圧疲労強度およびバースト破壊強度の結果がともに×であった。これは第２平均冷却速度が遅かったことにより、ベイナイト組織中に析出したセメンタイトが粗大化したためと推測される。
これに対して本発明の条件を満たす実施例１～２１は、内圧疲労強度およびバースト破壊強度の評価がともに○で、良好な結果が得られた。つまり、高い内圧が繰り返し負荷される燃料噴射部品を、本発明の成分組成からなる鋼材を用いて上記のような製造条件で製造することで、より高い耐圧強度が確保でき、作動最高圧もしくは異常高圧が加わったときに瞬時に破裂する脆性破壊を防ぐことができる。特に低温時の靭性を向上し得る。
尚、実施例２０は、熱間鍛造ままの硬さを高めて時効処理を省略した例である。実施例２１は、機械加工の後にオートフレッテージ処理（ＡＦ処理）を実施した例である。これら実施例２０，２１についても他の実施例と同様に良好な結果が得られている。
以上、本発明の実施形態および実施例を詳述したがこれらはあくまで一例示である。上記実施形態および実施例ではコモンレールを例示したが、他の燃料噴射部品に適用することも可能である等、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。

Claims (6)

  1. 被加工材を、熱間鍛造および機械加工を経て所定の形状に加工する燃料噴射部品の製造方法であって、
    前記被加工材は、質量％で
    Ｃ：０．０８～０．１６％
    Ｓｉ：０．１０～０．３０％
    Ｍｎ：１．００～２．００％
    Ｓ：０．００５～０．０３０％
    Ｃｕ：０．０１～０．３０％
    Ｎｉ：０．４０～１．５０％
    Ｃｒ：０．５０～１．５０％
    Ｍｏ：０．３０～０．７０％
    Ｖ：０．１０～０．４０％
    ｓ－Ａｌ：０．００１～０．１００％
    残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する鋼からなり、
    前記被加工材を９５０℃以上、１３５０℃以下に加熱した後、前記熱間鍛造を施し、その後、８００℃から５００℃までの温度域を平均冷却速度０．１０℃／秒以上で冷却し、
    続く５００℃から３００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２０℃／秒以上、１０℃／秒以下で、且つ前記８００℃から５００℃までの温度域の平均冷却速度よりも遅い平均冷却速度で冷却し、熱間鍛造後における、ベイナイト組織の面積率を８５％以上としたことを特徴とする燃料噴射部品の製造方法。
  2. 前記８００℃から５００℃までの温度域を平均冷却速度１．８℃／秒以上で冷却し、続く前記５００℃から３００℃までの温度域を平均冷却速度１．０℃／秒以下で冷却することを特徴とする請求項１に記載の燃料噴射部品の製造方法。
  3. 前記鋼が、質量％で
    Ｔｉ：≦０．１００％
    Ｎｂ：≦０．１００％
    の何れか１種若しくは２種を更に含有していることを特徴とする請求項１，２の何れかに記載の燃料噴射部品の製造方法。
  4. 前記熱間鍛造後の前記被加工材における、極値統計法により推定される非金属介在物の最大径√areamaxが３００μｍ以下であることを特徴とする請求項１～３の何れかに記載の燃料噴射部品の製造方法。
  5. 前記熱間鍛造の後、５５０℃～７００℃の温度範囲にて時効処理を行うことを特徴とする請求項１～４の何れかに記載の燃料噴射部品の製造方法。
  6. 燃料流路が内部に形成された前記被加工材に対しオートフレッテージ処理を施すことを特徴とする請求項１～５の何れかに記載の燃料噴射部品の製造方法。
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