JP2002030394A - 耐スカッフィング性、耐クラッキング性及び耐疲労性に優れたピストンリング及びその製造方法、並びにピストンリングとシリンダーブロックの組合わせ - Google Patents
耐スカッフィング性、耐クラッキング性及び耐疲労性に優れたピストンリング及びその製造方法、並びにピストンリングとシリンダーブロックの組合わせInfo
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ピストンリングに使用される高クロムマルテ
ンサイト系ステンレス鋼の耐スカッフィング性、耐クラ
ッキング性及び耐疲労性を改良する。 【解決手段】 C: 0.3-1.0%, Cr: 14.0-21.0%, N:
0.05-0.50%, Mo, V, W, Nbの少なくとも1種以上の合計:
0.03-3.0%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.1-1.0%, P:0.05%
以下, S: 0.05%以下, 残部がFe及び不可避的不純物よ
りなり、摺動窒化層表面の主として窒化物からなる硬質
粒子が平均直径で0.2-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以
下、面積率で5-30%の範囲である。
ンサイト系ステンレス鋼の耐スカッフィング性、耐クラ
ッキング性及び耐疲労性を改良する。 【解決手段】 C: 0.3-1.0%, Cr: 14.0-21.0%, N:
0.05-0.50%, Mo, V, W, Nbの少なくとも1種以上の合計:
0.03-3.0%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.1-1.0%, P:0.05%
以下, S: 0.05%以下, 残部がFe及び不可避的不純物よ
りなり、摺動窒化層表面の主として窒化物からなる硬質
粒子が平均直径で0.2-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以
下、面積率で5-30%の範囲である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、内燃機関に使用さ
れるピストンリングに関し、特に、耐スカッフィング性
（耐焼付性）、耐クラッキング性（耐欠損性）及び耐疲
労性に優れた高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼製
窒化ピストンリング及びその製造方法に関する。
れるピストンリングに関し、特に、耐スカッフィング性
（耐焼付性）、耐クラッキング性（耐欠損性）及び耐疲
労性に優れた高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼製
窒化ピストンリング及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
内燃機関の低燃費化、軽量化、高性能化が求められ、よ
ってピストンリングにおいても、軽量化及び高回転化に
伴うピストンリングの薄肉化のため、耐摩耗性、耐スカ
ッフィング性、耐疲労性等の特性向上が要求され、特に
耐疲労性や耐熱性の観点から、従来の鋳鉄製ピストンリ
ングが鋼製ピストンリングに置換されてきた。鋼製ピス
トンリングは、鋳鉄製ピストンリングに比べ耐スカッフ
ィング性に劣るため、通常、摺動面に何らかの表面処理
が施されている。ピストンリング用鋼材は、組み合わさ
れる表面処理の種類によって、炭素鋼、シリコンクロム
鋼及びマルテンサイト系ステンレス鋼に大別され、主と
して、炭素鋼とシリコンクロム鋼ではクロムめっきが、
マルテンサイト系ステンレス鋼ではガス窒化が行われて
いる。従来の鋼製ピストンリングでは、クロムめっきを
施すものがほとんどであったが、高負荷でのめっき層の
スカッフィングの問題や廃液処理の環境問題等から、近
年では窒化ピストンリングが主流となりつつある。
内燃機関の低燃費化、軽量化、高性能化が求められ、よ
ってピストンリングにおいても、軽量化及び高回転化に
伴うピストンリングの薄肉化のため、耐摩耗性、耐スカ
ッフィング性、耐疲労性等の特性向上が要求され、特に
耐疲労性や耐熱性の観点から、従来の鋳鉄製ピストンリ
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トンリングは、鋳鉄製ピストンリングに比べ耐スカッフ
ィング性に劣るため、通常、摺動面に何らかの表面処理
が施されている。ピストンリング用鋼材は、組み合わさ
れる表面処理の種類によって、炭素鋼、シリコンクロム
鋼及びマルテンサイト系ステンレス鋼に大別され、主と
して、炭素鋼とシリコンクロム鋼ではクロムめっきが、
マルテンサイト系ステンレス鋼ではガス窒化が行われて
いる。従来の鋼製ピストンリングでは、クロムめっきを
施すものがほとんどであったが、高負荷でのめっき層の
スカッフィングの問題や廃液処理の環境問題等から、近
年では窒化ピストンリングが主流となりつつある。
【０００３】高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼で
は、C: 0.80-0.95%, Cr: 17.0-18.0%, Si: 0.25-0.5
0%, Mn: 0.25-0.40%, Mo: 0.70-1.25%, V: 0.07-0.1
5%,Fe: 残部 なる組成をもつJIS SUS440B相当材が窒化
ピストンリングに用いられる主要鋼種である。この組成
の鋼に窒化処理を行うと、窒素原子が表面から鋼中に侵
入、拡散して窒化層を形成する。窒化層中の窒化物は、
主にCr, V, Moとの化合物又はFeを固溶したそれらの化
合物である。特に鋼中に多く含まれているCrは、マトリ
ックス中に固溶する他、Cr炭化物として存在するが、炭
素よりも窒素との親和力が大きいため、窒化処理により
表面から拡散してくる窒素とCr炭化物が反応してCr窒化
物が生成する。SUS440B相当材はCrが17.0-18.0%と多い
ので、上述の理由により硬いCrの窒化物が適当な面積率
で分散した比較的高い硬さの窒化層が得られ、優れた耐
摩耗性、耐スカッフィング性を示す。
は、C: 0.80-0.95%, Cr: 17.0-18.0%, Si: 0.25-0.5
0%, Mn: 0.25-0.40%, Mo: 0.70-1.25%, V: 0.07-0.1
5%,Fe: 残部 なる組成をもつJIS SUS440B相当材が窒化
ピストンリングに用いられる主要鋼種である。この組成
の鋼に窒化処理を行うと、窒素原子が表面から鋼中に侵
入、拡散して窒化層を形成する。窒化層中の窒化物は、
主にCr, V, Moとの化合物又はFeを固溶したそれらの化
合物である。特に鋼中に多く含まれているCrは、マトリ
ックス中に固溶する他、Cr炭化物として存在するが、炭
素よりも窒素との親和力が大きいため、窒化処理により
表面から拡散してくる窒素とCr炭化物が反応してCr窒化
物が生成する。SUS440B相当材はCrが17.0-18.0%と多い
ので、上述の理由により硬いCrの窒化物が適当な面積率
で分散した比較的高い硬さの窒化層が得られ、優れた耐
摩耗性、耐スカッフィング性を示す。
【０００４】最近では、ピストンリング用マルテンサイ
ト系ステンレス窒化鋼として、特開平11-80907号に、Cr
が5.0以上12.0%未満と若干低くとも、Si: 0.25%以下,
Mn:0.30%以下, Mo, W, V, Nbの一種又は二種以上: 0.3
-2.5%、あるいはCu: 4.0%以下, Ni: 2.0%以下, Al:
1.5%以下を含有することによって優れた耐スカッフィン
グ性が得られることが、特開平11-106874号には、組織
中に存在するM7C3型炭化物の含有量を面積%で4.0%以下
とすることによって耐スカッフィング性に加えて優れた
加工性を備え持ったピストンリング材料の得られること
が開示されている。
ト系ステンレス窒化鋼として、特開平11-80907号に、Cr
が5.0以上12.0%未満と若干低くとも、Si: 0.25%以下,
Mn:0.30%以下, Mo, W, V, Nbの一種又は二種以上: 0.3
-2.5%、あるいはCu: 4.0%以下, Ni: 2.0%以下, Al:
1.5%以下を含有することによって優れた耐スカッフィン
グ性が得られることが、特開平11-106874号には、組織
中に存在するM7C3型炭化物の含有量を面積%で4.0%以下
とすることによって耐スカッフィング性に加えて優れた
加工性を備え持ったピストンリング材料の得られること
が開示されている。
【０００５】しかし、このように優れた耐摩耗性、耐ス
カッフィング性を示す窒化ピストンリングも、高回転、
高出力の負荷の高い内燃機関に用いられるとスカッフィ
ングを起こすという問題が発生してくる。特に、近年の
ディーゼルエンジンにおいては、軽量化とコスト低減の
観点から従来のライナをシリンダブロックに圧入する方
式からボア間隔の狭い鋳鉄モノブロック方式に変更する
方向に、又排ガス浄化や高出力化の観点から燃焼圧力を
増加する方向にある。鋳鉄モノブロックではピストンリ
ングとの摺動面の顕微鏡組織は、冷却速度の不均一性か
ら黒鉛の分散状態のばらつきが大きく、かつスカッフィ
ングの原因となる軟らかいフェライト相が偏在したもの
となる。このような顕微鏡組織をもったシリンダー面と
マルテンサイト系ステンレス鋼製窒化ピストンリングと
を組み合わせた場合、運転初期にスカッフィングを起こ
しやすくなる。その原因は次のとおりである。即ち、シ
リンダー面をホーニング加工すると、偏在するフェライ
トによって砥石の目詰まりが起きやすくホーニング後の
シリンダー面粗さが粗くなりがちなこと、黒鉛が塑性流
動したフェライトに覆われ、結果的に黒鉛の面積率を下
げ黒鉛による潤滑作用及び油溜め機能が低下すること、
さらに燃焼圧力の高い場合にはピストンリングにかかる
背圧も増加することである。このスカッフィングは、ピ
ストンリング外周面の摺動方向に垂直なクラックの発生
によるものが多く、そのクラックはピストンリング摺動
面の窒化層の結晶粒界に形成される表面にほぼ平行で比
較的粗大な層状粒界化合物（当業者ではカモメ相とも呼
ぶ。）に沿って観察されている。
カッフィング性を示す窒化ピストンリングも、高回転、
高出力の負荷の高い内燃機関に用いられるとスカッフィ
ングを起こすという問題が発生してくる。特に、近年の
ディーゼルエンジンにおいては、軽量化とコスト低減の
観点から従来のライナをシリンダブロックに圧入する方
式からボア間隔の狭い鋳鉄モノブロック方式に変更する
方向に、又排ガス浄化や高出力化の観点から燃焼圧力を
増加する方向にある。鋳鉄モノブロックではピストンリ
ングとの摺動面の顕微鏡組織は、冷却速度の不均一性か
ら黒鉛の分散状態のばらつきが大きく、かつスカッフィ
ングの原因となる軟らかいフェライト相が偏在したもの
となる。このような顕微鏡組織をもったシリンダー面と
マルテンサイト系ステンレス鋼製窒化ピストンリングと
を組み合わせた場合、運転初期にスカッフィングを起こ
しやすくなる。その原因は次のとおりである。即ち、シ
リンダー面をホーニング加工すると、偏在するフェライ
トによって砥石の目詰まりが起きやすくホーニング後の
シリンダー面粗さが粗くなりがちなこと、黒鉛が塑性流
動したフェライトに覆われ、結果的に黒鉛の面積率を下
げ黒鉛による潤滑作用及び油溜め機能が低下すること、
さらに燃焼圧力の高い場合にはピストンリングにかかる
背圧も増加することである。このスカッフィングは、ピ
ストンリング外周面の摺動方向に垂直なクラックの発生
によるものが多く、そのクラックはピストンリング摺動
面の窒化層の結晶粒界に形成される表面にほぼ平行で比
較的粗大な層状粒界化合物（当業者ではカモメ相とも呼
ぶ。）に沿って観察されている。
【０００６】これらの問題に対しては、さらに耐摩耗
性、耐スカッフィング性に優れたイオンプレーティング
によるTiN, CrN等の表面処理で対応されているが、窒化
処理に比べ製造コストが高いため、コストパフォーマン
スの観点ではユーザーに満足されていないのが実状であ
る。
性、耐スカッフィング性に優れたイオンプレーティング
によるTiN, CrN等の表面処理で対応されているが、窒化
処理に比べ製造コストが高いため、コストパフォーマン
スの観点ではユーザーに満足されていないのが実状であ
る。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、高回転、高燃焼圧化で負荷の高い内燃機関、特に今
後増加すると見込まれる軽量な鋳鉄モノブロックを採用
したディーゼルエンジンに用いられても摩耗、スカッフ
ィング、クラッキング、疲労折損の問題を起こさず、又
コストパフォーマンスにも優れた高クロムマルテンサイ
ト系ステンレス鋼製窒化ピストンリング及びその製造方
法を提供することにある。
は、高回転、高燃焼圧化で負荷の高い内燃機関、特に今
後増加すると見込まれる軽量な鋳鉄モノブロックを採用
したディーゼルエンジンに用いられても摩耗、スカッフ
ィング、クラッキング、疲労折損の問題を起こさず、又
コストパフォーマンスにも優れた高クロムマルテンサイ
ト系ステンレス鋼製窒化ピストンリング及びその製造方
法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】「自動車用ピストンリン
グ」自動車用ピストンリング編集委員会、山海堂、188
頁、1997年、によれば、ピストンリングのスカッフィン
グは、摺動面のミクロ的な凹凸の突起部（特に軟質相の
突起部）に集中負荷が加わり、摩擦熱により温度が上昇
し、異常な軟化溶融が起こるためと説明されている。
グ」自動車用ピストンリング編集委員会、山海堂、188
頁、1997年、によれば、ピストンリングのスカッフィン
グは、摺動面のミクロ的な凹凸の突起部（特に軟質相の
突起部）に集中負荷が加わり、摩擦熱により温度が上昇
し、異常な軟化溶融が起こるためと説明されている。
【０００９】高クロムマルテンサイト系ステンレス窒化
鋼における窒化層の組織は、一般に焼戻しマルテンサイ
トのマトリックス中に主として硬質の窒化物が分散した
形態となる。スカッフィングは、そのメカニズムから、
摺動面のミクロ的な凹凸、つまり相対的に軟らかいマト
リックス中に分散する硬質粒子の大きさと分散状態に強
く関係する。このような組織を持つ表面層は、その断面
を観察すると、凸状の硬質粒子が相手の摺動面と接触し
比較的軟らかいマトリックスが相対的に凹状となってい
る。よって、窒化鋼が相手材と直接接触する確率は減少
し、且つ凹部に潤滑油膜が形成され、摺動時にはその油
膜に圧力が発生することで接触圧力を軽減するとともに
凸状接触部分への潤滑を行い、スカッフィングの発生を
防ぐことができる。このようなメカニズムで凸状硬質粒
子としての作用効果を果たすにはサブミクロンから数ミ
クロンサイズの粒径が必要であり、かつその分散量が面
積率で５％以上であることが望ましい。硬質粒子が極度
に小さい場合や分散量が少ない場合には、前記の凸状硬
質粒子の作用効果によるメカニズムは期待できない。
鋼における窒化層の組織は、一般に焼戻しマルテンサイ
トのマトリックス中に主として硬質の窒化物が分散した
形態となる。スカッフィングは、そのメカニズムから、
摺動面のミクロ的な凹凸、つまり相対的に軟らかいマト
リックス中に分散する硬質粒子の大きさと分散状態に強
く関係する。このような組織を持つ表面層は、その断面
を観察すると、凸状の硬質粒子が相手の摺動面と接触し
比較的軟らかいマトリックスが相対的に凹状となってい
る。よって、窒化鋼が相手材と直接接触する確率は減少
し、且つ凹部に潤滑油膜が形成され、摺動時にはその油
膜に圧力が発生することで接触圧力を軽減するとともに
凸状接触部分への潤滑を行い、スカッフィングの発生を
防ぐことができる。このようなメカニズムで凸状硬質粒
子としての作用効果を果たすにはサブミクロンから数ミ
クロンサイズの粒径が必要であり、かつその分散量が面
積率で５％以上であることが望ましい。硬質粒子が極度
に小さい場合や分散量が少ない場合には、前記の凸状硬
質粒子の作用効果によるメカニズムは期待できない。
【００１０】しかし、このようなスカッフィング防止メ
カニズムは相手材の摺動面の状況によっても左右され
る。前述したような不均質組織を持つ鋳鉄モノブロック
では、砥石加工によりシリンダー面の面粗さが粗くなり
やすいことや、フェライト相の塑性流動により黒鉛が塞
がれている場合が多い。このような鋳鉄も、適当な摺動
（当業者間では「なじみ」ともいう。）により、次の現
象が起こる。即ち、シリンダー内周面の粗い表面が平滑
化してゆき、フェライト相で塞がれていた黒鉛が開口す
る。なじみが完了するまでの期間は、摺動面の油膜が切
れやすく、そのため大きな摩擦力がピストンリングの外
周面に繰り返し負荷される。このため、ピストンリング
の外周面の窒化層には摩擦力による繰り返し応力によっ
て、摺動方向に直角な方向にクラックが発生し拡大す
る。シリンダー内周面のなじみの進行とともに負荷され
る応力は軽減されていくが、クラックは時間の経過と共
に進展し局部的な表面剥離や欠け、さらにはシリンダー
内周面を傷つけ、これらが原因となってスカッフィング
を引き起こしやすい。窒化層中に存在する粒界化合物は
非常に脆性であるためクラックの発生や進展を助長す
る。従って、このような初期スカッフィングを防止する
ためには、窒化層の主としてＣｒの窒化物からなる硬質
粒子を適正な大きさで均一、かつ数多く分散させること
でマトリックスとシリンダの接触確率を低減するととも
に、特に窒化処理で生成する粒界化合物を微細にするこ
とで、粒界化合物に関係するクラックの発生を抑制し、
またクラックが発生してもその伝播を細かく分断して拡
大を防ぐことが必要不可欠であることを本発明者らは発
見した。
カニズムは相手材の摺動面の状況によっても左右され
る。前述したような不均質組織を持つ鋳鉄モノブロック
では、砥石加工によりシリンダー面の面粗さが粗くなり
やすいことや、フェライト相の塑性流動により黒鉛が塞
がれている場合が多い。このような鋳鉄も、適当な摺動
（当業者間では「なじみ」ともいう。）により、次の現
象が起こる。即ち、シリンダー内周面の粗い表面が平滑
化してゆき、フェライト相で塞がれていた黒鉛が開口す
る。なじみが完了するまでの期間は、摺動面の油膜が切
れやすく、そのため大きな摩擦力がピストンリングの外
周面に繰り返し負荷される。このため、ピストンリング
の外周面の窒化層には摩擦力による繰り返し応力によっ
て、摺動方向に直角な方向にクラックが発生し拡大す
る。シリンダー内周面のなじみの進行とともに負荷され
る応力は軽減されていくが、クラックは時間の経過と共
に進展し局部的な表面剥離や欠け、さらにはシリンダー
内周面を傷つけ、これらが原因となってスカッフィング
を引き起こしやすい。窒化層中に存在する粒界化合物は
非常に脆性であるためクラックの発生や進展を助長す
る。従って、このような初期スカッフィングを防止する
ためには、窒化層の主としてＣｒの窒化物からなる硬質
粒子を適正な大きさで均一、かつ数多く分散させること
でマトリックスとシリンダの接触確率を低減するととも
に、特に窒化処理で生成する粒界化合物を微細にするこ
とで、粒界化合物に関係するクラックの発生を抑制し、
またクラックが発生してもその伝播を細かく分断して拡
大を防ぐことが必要不可欠であることを本発明者らは発
見した。
【００１１】また、高クロムマルテンサイト系ステンレ
ス鋼においては、溶鋼が凝固するとき、共晶Cr炭化物
（η相：(Cr, Fe)7C3）が初晶オーステナイト（γ相）
粒界に晶出する。熱間圧延や球状化熱処理、最終の焼入
れ焼戻し熱処理後においても最大径が20μmを超えるCr
炭化物が観察される。この粗大一次共晶炭化物の微細化
に関しては、鉄と鋼, Vol. 82, No. 4, p.309-314 (199
6) に窒素（N）を0.25%以上添加することによって微細
なCr炭化物組織の得られることが報告されている。その
報告によると、初晶γ粒界の共晶Cr炭化物が消失し、代
わりにラメラー状のM23C6及びM2N(M: Cr, Fe)が初晶γ
粒界の周囲に析出し、これらのラメラー状に析出したM
23C6及びM2Nは、熱間圧延で微細に分断され、その後の
球状化焼鈍において微細なM23C6がM2Nと異なるサイトに
新たに析出するため、全体として微細なCr炭化物組織に
なると説明されている。熱処理, 36巻, 4号, p.234-238
(1996)にも、0.25%Nを添加した16.5%Cr-0.65%Cマルテ
ンサイト系ステンレス鋼の機械的性質について、Nの添
加量の増加に伴い最高焼入れ硬さを示す温度が低温側に
シフトすること、延性が増加することが報告されてお
り、その理由として、焼入れ温度が高いほどオーステナ
イト相中に固溶するN量が増加し、オーステナイト相が
安定化するためと説明されている。特開平9-289053号や
特開平9-287058号には、これらのN添加によるCr炭化物
の微細化技術を利用した転がり軸受けについて開示され
ている。
ス鋼においては、溶鋼が凝固するとき、共晶Cr炭化物
（η相：(Cr, Fe)7C3）が初晶オーステナイト（γ相）
粒界に晶出する。熱間圧延や球状化熱処理、最終の焼入
れ焼戻し熱処理後においても最大径が20μmを超えるCr
炭化物が観察される。この粗大一次共晶炭化物の微細化
に関しては、鉄と鋼, Vol. 82, No. 4, p.309-314 (199
6) に窒素（N）を0.25%以上添加することによって微細
なCr炭化物組織の得られることが報告されている。その
報告によると、初晶γ粒界の共晶Cr炭化物が消失し、代
わりにラメラー状のM23C6及びM2N(M: Cr, Fe)が初晶γ
粒界の周囲に析出し、これらのラメラー状に析出したM
23C6及びM2Nは、熱間圧延で微細に分断され、その後の
球状化焼鈍において微細なM23C6がM2Nと異なるサイトに
新たに析出するため、全体として微細なCr炭化物組織に
なると説明されている。熱処理, 36巻, 4号, p.234-238
(1996)にも、0.25%Nを添加した16.5%Cr-0.65%Cマルテ
ンサイト系ステンレス鋼の機械的性質について、Nの添
加量の増加に伴い最高焼入れ硬さを示す温度が低温側に
シフトすること、延性が増加することが報告されてお
り、その理由として、焼入れ温度が高いほどオーステナ
イト相中に固溶するN量が増加し、オーステナイト相が
安定化するためと説明されている。特開平9-289053号や
特開平9-287058号には、これらのN添加によるCr炭化物
の微細化技術を利用した転がり軸受けについて開示され
ている。
【００１２】本発明者達は、上述したスカッフィングの
メカニズムについて考察し、且つクラックが観察されて
いるピストンリング摺動面の窒化層の結晶粒界に形成さ
れる表面にほぼ平行で比較的粗大な層状粒界化合物につ
いて、N添加によるCr炭化物の微細化技術を背景に鋭意
研究した結果、窒化層中の窒化物が微細で数多く存在
し、特に窒化層中の層状粒界化合物が微細となるような
顕微鏡組織とすることによって、高回転、高出力で高燃
焼圧の負荷の高い内燃機関、特に最近の軽量鋳鉄モノブ
ロックディーゼルエンジン等に用いられても、耐摩耗
性、耐スカッフィング性、耐クラッキング性、耐疲労性
に優れた高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼製窒化
ピストンリングを得ることができることを発見した。
メカニズムについて考察し、且つクラックが観察されて
いるピストンリング摺動面の窒化層の結晶粒界に形成さ
れる表面にほぼ平行で比較的粗大な層状粒界化合物につ
いて、N添加によるCr炭化物の微細化技術を背景に鋭意
研究した結果、窒化層中の窒化物が微細で数多く存在
し、特に窒化層中の層状粒界化合物が微細となるような
顕微鏡組織とすることによって、高回転、高出力で高燃
焼圧の負荷の高い内燃機関、特に最近の軽量鋳鉄モノブ
ロックディーゼルエンジン等に用いられても、耐摩耗
性、耐スカッフィング性、耐クラッキング性、耐疲労性
に優れた高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼製窒化
ピストンリングを得ることができることを発見した。
【００１３】即ち、本発明の高クロムマルテンサイト系
ステンレス鋼製窒化ピストンリングは、高クロムマルテ
ンサイト系ステンレス鋼が、重量%でC: 0.3-1.0%, Cr:
14.0-21.0%, N: 0.05-0.50%, Mo, V, W, Nbの少なく
とも1種以上の合計を0.03-3.0%, Si: 0.1-1.0%, Mn:
0.1-1.0%, P: 0.05%以下, S: 0.05%以下, 残部がFe及
び不可避的不純物よりなり、その摺動窒化層表面の主と
して窒化物からなる窒化物、炭化物、炭窒化物の硬質粒
子が平均直径で0.5-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以
下、面積率で5-30%の範囲であることを特徴とする。ま
た、ピストンリングの長手方向の窒化層断面で観察され
る粒界化合物の大きさ（長さ）が最大20μｍ以下である
ことを特徴とする。さらに上記の組織的特徴を持つ摺動
面窒化層の硬度は、ビッカース硬度が900-1400の範囲と
する特性をもち、その窒化層深さは窒化処理を施した表
面から十分な厚さをもつことを特徴とする。
ステンレス鋼製窒化ピストンリングは、高クロムマルテ
ンサイト系ステンレス鋼が、重量%でC: 0.3-1.0%, Cr:
14.0-21.0%, N: 0.05-0.50%, Mo, V, W, Nbの少なく
とも1種以上の合計を0.03-3.0%, Si: 0.1-1.0%, Mn:
0.1-1.0%, P: 0.05%以下, S: 0.05%以下, 残部がFe及
び不可避的不純物よりなり、その摺動窒化層表面の主と
して窒化物からなる窒化物、炭化物、炭窒化物の硬質粒
子が平均直径で0.5-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以
下、面積率で5-30%の範囲であることを特徴とする。ま
た、ピストンリングの長手方向の窒化層断面で観察され
る粒界化合物の大きさ（長さ）が最大20μｍ以下である
ことを特徴とする。さらに上記の組織的特徴を持つ摺動
面窒化層の硬度は、ビッカース硬度が900-1400の範囲と
する特性をもち、その窒化層深さは窒化処理を施した表
面から十分な厚さをもつことを特徴とする。
【００１４】本発明の高クロムマルテンサイト系ステン
レス鋼製窒化ピストンリングの製造方法は、まず、所定
の組成の鋼を溶解し、窒素添加を行い、インゴットに鋳
造後、熱間圧延、焼鈍、冷間線引き、冷間圧延して所定
のピストンリング断面形状に近づけ、焼入れ、焼戻しを
行って線材とする。その線材をリング形状に曲げ加工
し、歪取り熱処理、側面粗研削、窒化、表面化合物層の
除去、合口隙間の研削、側面仕上研削、外周ラッピング
等の工程を経てピストンリングが製造されるが、その中
のピストンリングへの曲げ加工前の焼入れ工程におい
て、850-1000℃という高クロムマルテンサイト系ステン
レス鋼としては比較的低い温度から焼入れることによっ
て、微細で、できるだけ多くの炭化物の分散した材料組
織を得る。又、窒化はガス窒化、イオン窒化、ラジカル
窒化が利用でき、いずれも450-600℃の範囲で1-20時間
の処理を行う。
レス鋼製窒化ピストンリングの製造方法は、まず、所定
の組成の鋼を溶解し、窒素添加を行い、インゴットに鋳
造後、熱間圧延、焼鈍、冷間線引き、冷間圧延して所定
のピストンリング断面形状に近づけ、焼入れ、焼戻しを
行って線材とする。その線材をリング形状に曲げ加工
し、歪取り熱処理、側面粗研削、窒化、表面化合物層の
除去、合口隙間の研削、側面仕上研削、外周ラッピング
等の工程を経てピストンリングが製造されるが、その中
のピストンリングへの曲げ加工前の焼入れ工程におい
て、850-1000℃という高クロムマルテンサイト系ステン
レス鋼としては比較的低い温度から焼入れることによっ
て、微細で、できるだけ多くの炭化物の分散した材料組
織を得る。又、窒化はガス窒化、イオン窒化、ラジカル
窒化が利用でき、いずれも450-600℃の範囲で1-20時間
の処理を行う。
【００１５】以下、本発明を詳しく説明する。本発明の
高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼の成分について
説明すると、まず、CはFeに侵入型に固溶してマトリッ
クスの硬度を上げると同時に、Cr, Mo, V, W, Nbと容易
に化合して炭化物を生成しやすい。窒化処理によって窒
化層中の炭化物は主として窒化物に変わり、ピストンリ
ングの摺動面において耐摩耗性や耐スカッフィング性を
向上させる。Cが0.3%未満では硬度の上昇や炭化物の生
成が少なく、1.0%を超えると溶鋼の凝固時に粗大で多量
の共晶Cr炭化物（η相：M7C3）が晶出し、後の線材製造
において加工性が極度に低下するので、Cは0.3-1.0%の
範囲とする。好ましくは0.4-0.9%の範囲とする。
高クロムマルテンサイト系ステンレス鋼の成分について
説明すると、まず、CはFeに侵入型に固溶してマトリッ
クスの硬度を上げると同時に、Cr, Mo, V, W, Nbと容易
に化合して炭化物を生成しやすい。窒化処理によって窒
化層中の炭化物は主として窒化物に変わり、ピストンリ
ングの摺動面において耐摩耗性や耐スカッフィング性を
向上させる。Cが0.3%未満では硬度の上昇や炭化物の生
成が少なく、1.0%を超えると溶鋼の凝固時に粗大で多量
の共晶Cr炭化物（η相：M7C3）が晶出し、後の線材製造
において加工性が極度に低下するので、Cは0.3-1.0%の
範囲とする。好ましくは0.4-0.9%の範囲とする。
【００１６】CrはFeに置換型に固溶するため、耐食性の
向上の他に、固溶強化によって耐熱へたり性を向上させ
る。ここで、熱へたりとは、ピストンリングの高温での
使用中に、クリープ現象に基づく張力低下によってシー
ル特性が劣化する現象をいう。又、鋼中のCと反応してC
r炭化物を形成する。このＣｒ炭化物は窒化処理により
表面から侵入するNと容易に反応して、窒化層内ではCrN
となり硬質粒子として分散する。窒化層中のこの硬質粒
子はピストンリング摺動面の耐摩耗性や耐スカッフィン
グ性を著しく向上させる。Cr量が14%未満ではCr化合物
の形成が少なく、21%を超えるとδフェライトの生成に
よる靭性の低下やマトリックス中のCr濃度が高くなりす
ぎてMs（マルテンサイト変態開始温度）を下げ十分な焼
入れ硬さが得られなくなることがあるので、Crの量は14
-21%の範囲とする。好ましくは16-19%の範囲とする。
向上の他に、固溶強化によって耐熱へたり性を向上させ
る。ここで、熱へたりとは、ピストンリングの高温での
使用中に、クリープ現象に基づく張力低下によってシー
ル特性が劣化する現象をいう。又、鋼中のCと反応してC
r炭化物を形成する。このＣｒ炭化物は窒化処理により
表面から侵入するNと容易に反応して、窒化層内ではCrN
となり硬質粒子として分散する。窒化層中のこの硬質粒
子はピストンリング摺動面の耐摩耗性や耐スカッフィン
グ性を著しく向上させる。Cr量が14%未満ではCr化合物
の形成が少なく、21%を超えるとδフェライトの生成に
よる靭性の低下やマトリックス中のCr濃度が高くなりす
ぎてMs（マルテンサイト変態開始温度）を下げ十分な焼
入れ硬さが得られなくなることがあるので、Crの量は14
-21%の範囲とする。好ましくは16-19%の範囲とする。
【００１７】NはCと同様にFeに侵入型に固溶する。Nの
添加によって、例えば、Fe-Cr-C系状態図の17%Cr等濃度
断面における共晶線の左端のC濃度が、凝固過程で初晶
粒界に存在する濃化溶鋼のC濃度よりも高濃度側へシフ
トするため、共晶反応が抑制され、よってη相の晶出が
抑制される。その後の冷却過程で過飽和のC, Nがラメラ
ー状のM23C6及びM2N析出物として初晶γ粒界の周囲に析
出する。Nが0.05%未満ではη相が晶出し、又0.50%を超
えると棒状のM2Nの析出量が増加し、靭性が低下するの
で、Nは0.05-0.50%の範囲とする。好ましくは0.10-0.30
%の範囲とする。また、マトリックス中へのＮの固溶
は、マトリックス中のCの拡散を阻害し、粒界化合物
（最終的にはFe3Nに変化するFe3Cの形成において）の微
細化にも貢献する。Nの添加は0.2%以下であれば常圧で
添加することができ、0.2%を超えると加圧N2雰囲気中で
の溶製を必要とする。よって、N添加の観点では0.05-0.
20%の範囲が好ましい。
添加によって、例えば、Fe-Cr-C系状態図の17%Cr等濃度
断面における共晶線の左端のC濃度が、凝固過程で初晶
粒界に存在する濃化溶鋼のC濃度よりも高濃度側へシフ
トするため、共晶反応が抑制され、よってη相の晶出が
抑制される。その後の冷却過程で過飽和のC, Nがラメラ
ー状のM23C6及びM2N析出物として初晶γ粒界の周囲に析
出する。Nが0.05%未満ではη相が晶出し、又0.50%を超
えると棒状のM2Nの析出量が増加し、靭性が低下するの
で、Nは0.05-0.50%の範囲とする。好ましくは0.10-0.30
%の範囲とする。また、マトリックス中へのＮの固溶
は、マトリックス中のCの拡散を阻害し、粒界化合物
（最終的にはFe3Nに変化するFe3Cの形成において）の微
細化にも貢献する。Nの添加は0.2%以下であれば常圧で
添加することができ、0.2%を超えると加圧N2雰囲気中で
の溶製を必要とする。よって、N添加の観点では0.05-0.
20%の範囲が好ましい。
【００１８】Mo, V, W, Nbはいずれも炭化物生成元素と
して耐摩耗性や耐スカッフィング性を向上させる。又、
Moは焼戻しや窒化処理における軟化を防止する作用があ
り、ピストンリングの寸法安定性に重要な役割を果た
す。Vは窒化促進元素として、窒化層の硬さを上げる効
果がある。よって、いずれの元素もピストンリングに要
求される諸性能を向上させるので有用であるが、Mo, V,
W, Nbの少なくとも1種以上の合計が0.03%未満であると
その効果がほとんどなく、3%を超えると加工性を著しく
害し、又靭性を低下させてしまうので、Mo, V, W, Nbの
少なくとも1種以上の合計は0.03-3.0%の範囲とする。
して耐摩耗性や耐スカッフィング性を向上させる。又、
Moは焼戻しや窒化処理における軟化を防止する作用があ
り、ピストンリングの寸法安定性に重要な役割を果た
す。Vは窒化促進元素として、窒化層の硬さを上げる効
果がある。よって、いずれの元素もピストンリングに要
求される諸性能を向上させるので有用であるが、Mo, V,
W, Nbの少なくとも1種以上の合計が0.03%未満であると
その効果がほとんどなく、3%を超えると加工性を著しく
害し、又靭性を低下させてしまうので、Mo, V, W, Nbの
少なくとも1種以上の合計は0.03-3.0%の範囲とする。
【００１９】Siは脱酸剤として添加され、又Fe中に固溶
して焼戻し軟化抵抗性を高め所謂耐熱へたり性を改善す
る。0.1%未満ではその効果が少なく1.0%を超えると靭性
を低下させるので、Siは0.1-1.0%の範囲とする。
して焼戻し軟化抵抗性を高め所謂耐熱へたり性を改善す
る。0.1%未満ではその効果が少なく1.0%を超えると靭性
を低下させるので、Siは0.1-1.0%の範囲とする。
【００２０】MnもSiと同様に脱酸剤として添加される。
0.1%未満ではその効果が少なく1.0%を超えると加工性が
低下するので、Mnは0.1-1.0%の範囲とする。
0.1%未満ではその効果が少なく1.0%を超えると加工性が
低下するので、Mnは0.1-1.0%の範囲とする。
【００２１】PはMn等と介在物を形成して疲労強度を低
下させ、さらには耐食性を低下させるので、鋼中不純物
としてはなるべく少ないほうが良い。したがって、実用
的な観点から0.05%以下とする。好ましくは0.03%以下と
する。
下させ、さらには耐食性を低下させるので、鋼中不純物
としてはなるべく少ないほうが良い。したがって、実用
的な観点から0.05%以下とする。好ましくは0.03%以下と
する。
【００２２】SはPと同様に疲労強度を低下させ、さらに
は耐食性を低下させるので、鋼中不純物としてはなるべ
く少ないほうが良い。したがって、実用的な観点から0.
05%以下とする。好ましくは0.03%以下とする。
は耐食性を低下させるので、鋼中不純物としてはなるべ
く少ないほうが良い。したがって、実用的な観点から0.
05%以下とする。好ましくは0.03%以下とする。
【００２３】上記範囲の組成からなる鋼を、耐スカッフ
ィング性に優れた組織とするためには、窒化層中の窒化
物が微細で数多く存在することが必要である。すなわ
ち、摺動する窒化層表面の主としてＣｒの窒化物からな
る窒化物、炭化物、炭窒化物の硬質粒子が平均直径で0.
2-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以下、面積率で5-30%
の範囲とする。平均粒径が0.2μｍ以下ではスカッフィ
ング防止の凸状硬質粒子としての作用効果が期待でき
ず、2μｍを超えると負荷の高い場合にスカッフィング
の問題が残る。又最大直径が7μｍを超えると、組織の
均一性に劣り、やはり負荷の高い場合にはスカッフィン
グの問題を残す。面積率が5%未満では耐スカッフィング
に問題を残し、30%を超えると溶製後の線材加工や線材
をリング形状に曲げ加工することが困難となる。好まし
くは10-25%とする。又、本発明において耐クラッキング
性に優れた組織とするためには、マトリックスと硬質粒
子から実質的になるピストンリング長手方向の窒化層断
面で観察される粒界化合物の大きさ（長さ）が最大20μ
ｍ以下とする。最大長さが20μｍを超えると、負荷の高
い場合にクラックッキングに関連する問題が生じる。
ィング性に優れた組織とするためには、窒化層中の窒化
物が微細で数多く存在することが必要である。すなわ
ち、摺動する窒化層表面の主としてＣｒの窒化物からな
る窒化物、炭化物、炭窒化物の硬質粒子が平均直径で0.
2-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以下、面積率で5-30%
の範囲とする。平均粒径が0.2μｍ以下ではスカッフィ
ング防止の凸状硬質粒子としての作用効果が期待でき
ず、2μｍを超えると負荷の高い場合にスカッフィング
の問題が残る。又最大直径が7μｍを超えると、組織の
均一性に劣り、やはり負荷の高い場合にはスカッフィン
グの問題を残す。面積率が5%未満では耐スカッフィング
に問題を残し、30%を超えると溶製後の線材加工や線材
をリング形状に曲げ加工することが困難となる。好まし
くは10-25%とする。又、本発明において耐クラッキング
性に優れた組織とするためには、マトリックスと硬質粒
子から実質的になるピストンリング長手方向の窒化層断
面で観察される粒界化合物の大きさ（長さ）が最大20μ
ｍ以下とする。最大長さが20μｍを超えると、負荷の高
い場合にクラックッキングに関連する問題が生じる。
【００２４】上記のような本発明の窒化層組織はステン
レス鋼の微細組織に起因する。この組織においては、第
1に、熱間圧延、球状化熱処理、冷間線引き等の加工を
経て、焼入れ焼戻しした後、粗大な共晶Cr炭化物のη相
（(Cr, Fe)7C3）が存在しない。これは窒素の添加によ
って実現できる。又、第2に、窒化処理前の焼入れ温度
に保持した時に析出する二次炭化物（ε相：(Fe, Cr)23
C6）が微細で数多く存在する。この点をFe-Cr-C系状態
図に基づいて考察すると、その（γ＋ε）領域では、温
度の低いほど平衡論的に多くの炭化物が析出するので、
（γ＋ε）領域のできるだけ低温度域を焼入れ温度とす
ることによって、微細で、できるだけ多くのε炭化物を
析出させることができる。又、低温度域からの焼入れは
γ結晶粒の成長を抑えるためγ結晶粒を微細にし、よっ
て後の窒化処理において形成される粒界化合物相も微細
にすることが可能となる。この様な面から、好ましい焼
入れ温度は850-1000℃の範囲である。850℃未満では、
焼きの入らないことやα相の析出により所定の硬度が得
られない。1000℃を超えた焼入れ温度では、焼入れ温度
に保持した段階で炭化物の凝集やγ結晶粒の粗大化が起
こり、その結果、後の窒化処理において形成される窒化
物や粒界化合物相も粗大化する。窒化層において比較的
短時間で十分な深さまで900-1400という高硬度が得られ
るのも、低い焼入れ温度によって比較的微細なγ結晶粒
が得られ、窒化処理におけるNの主要拡散経路としての
役割を果たす結晶粒界が増加したことに起因している。
本発明において、450-600℃の範囲で窒化処理を行うの
は、α-Fe格子中へのNの溶解度が約590℃で最大となる
ためと考えられてきたが、結晶粒界がNの主要拡散経路
ということであれば、この温度に限定される必要はな
い。ピストンリングの形状安定性という観点では、でき
るだけ低い温度での処理が好ましいが、実用的な観点か
ら450-600℃の範囲で1-20時間とした。
レス鋼の微細組織に起因する。この組織においては、第
1に、熱間圧延、球状化熱処理、冷間線引き等の加工を
経て、焼入れ焼戻しした後、粗大な共晶Cr炭化物のη相
（(Cr, Fe)7C3）が存在しない。これは窒素の添加によ
って実現できる。又、第2に、窒化処理前の焼入れ温度
に保持した時に析出する二次炭化物（ε相：(Fe, Cr)23
C6）が微細で数多く存在する。この点をFe-Cr-C系状態
図に基づいて考察すると、その（γ＋ε）領域では、温
度の低いほど平衡論的に多くの炭化物が析出するので、
（γ＋ε）領域のできるだけ低温度域を焼入れ温度とす
ることによって、微細で、できるだけ多くのε炭化物を
析出させることができる。又、低温度域からの焼入れは
γ結晶粒の成長を抑えるためγ結晶粒を微細にし、よっ
て後の窒化処理において形成される粒界化合物相も微細
にすることが可能となる。この様な面から、好ましい焼
入れ温度は850-1000℃の範囲である。850℃未満では、
焼きの入らないことやα相の析出により所定の硬度が得
られない。1000℃を超えた焼入れ温度では、焼入れ温度
に保持した段階で炭化物の凝集やγ結晶粒の粗大化が起
こり、その結果、後の窒化処理において形成される窒化
物や粒界化合物相も粗大化する。窒化層において比較的
短時間で十分な深さまで900-1400という高硬度が得られ
るのも、低い焼入れ温度によって比較的微細なγ結晶粒
が得られ、窒化処理におけるNの主要拡散経路としての
役割を果たす結晶粒界が増加したことに起因している。
本発明において、450-600℃の範囲で窒化処理を行うの
は、α-Fe格子中へのNの溶解度が約590℃で最大となる
ためと考えられてきたが、結晶粒界がNの主要拡散経路
ということであれば、この温度に限定される必要はな
い。ピストンリングの形状安定性という観点では、でき
るだけ低い温度での処理が好ましいが、実用的な観点か
ら450-600℃の範囲で1-20時間とした。
【００２５】
【実施例】以下の具体的実施例により、本発明をさらに
詳細に説明する。 実施例1-11（J1-J11）、比較例1-8（H1-H8） 表1に示す化学組成を有する高クロムマルテンサイト系
ステンレス鋼を10kg真空誘導溶解炉を用いて溶製した。
但し、0.2%N未満の鋼は常圧で窒素添加し、0.2%N以上の
鋼は加圧N2雰囲気中で溶製した。次に熱間加工を経て直
径12ｍｍの線状素材にし、酸洗後、750℃で10時間の球
状化焼鈍を施し、所定の工程を経て、3.5ｍｍ× 5.0ｍ
ｍの矩形断面を持つ線材に加工した。ここで、焼入れ、
焼戻しは、焼入れ炉（Ar雰囲気）を930℃で約10分間、
空冷焼入れ後、焼戻し炉（Ar雰囲気）を620℃で約25分
間、通過する連続式で行い、又、窒化は、線材を50ｍｍ
長さに切断した試験片とし、570℃で4時間のガス窒化を
行った。但し、比較例1（H1）の焼入れ温度について
は、従来から通常行われていた1100℃で行った。その他
の条件は他の実施例、比較例と同様である。
詳細に説明する。 実施例1-11（J1-J11）、比較例1-8（H1-H8） 表1に示す化学組成を有する高クロムマルテンサイト系
ステンレス鋼を10kg真空誘導溶解炉を用いて溶製した。
但し、0.2%N未満の鋼は常圧で窒素添加し、0.2%N以上の
鋼は加圧N2雰囲気中で溶製した。次に熱間加工を経て直
径12ｍｍの線状素材にし、酸洗後、750℃で10時間の球
状化焼鈍を施し、所定の工程を経て、3.5ｍｍ× 5.0ｍ
ｍの矩形断面を持つ線材に加工した。ここで、焼入れ、
焼戻しは、焼入れ炉（Ar雰囲気）を930℃で約10分間、
空冷焼入れ後、焼戻し炉（Ar雰囲気）を620℃で約25分
間、通過する連続式で行い、又、窒化は、線材を50ｍｍ
長さに切断した試験片とし、570℃で4時間のガス窒化を
行った。但し、比較例1（H1）の焼入れ温度について
は、従来から通常行われていた1100℃で行った。その他
の条件は他の実施例、比較例と同様である。
【００２６】
【表１】
【００２７】上記各線材試験片からさらに顕微鏡組織観
察用に10ｍｍ長さに切断、樹脂に埋め込み鏡面まで研磨
して組織観察と組織の定量化を画像解析装置を用いて行
った。図1及図2に、実施例1（J1）及び比較例1（H1）の
摺動窒化層表面の走査電子顕微鏡の反射電子像写真（図
1(a), (b)）と窒化層断面の光学顕微鏡写真（図2(a),
(b)）とを示す。硬質粒子は、反射電子像写真では黒
色、光学顕微鏡写真では白色の相である。本発明におい
ては、硬質粒子サイズが小さく、又窒化層断面の粒界化
合物のサイズも極めて小さくなっていることが分かる。
実施例1-11（J1-J11）及び比較例1-8（H1-H8）の組織の
定量結果として、表2に摺動面窒化層表面の硬質粒子の
平均粒径、最大粒径、面積率、及び窒化層断面の粒界化
合物の最大長さ、さらに摺動面窒化層表面の硬度につい
て示す。
察用に10ｍｍ長さに切断、樹脂に埋め込み鏡面まで研磨
して組織観察と組織の定量化を画像解析装置を用いて行
った。図1及図2に、実施例1（J1）及び比較例1（H1）の
摺動窒化層表面の走査電子顕微鏡の反射電子像写真（図
1(a), (b)）と窒化層断面の光学顕微鏡写真（図2(a),
(b)）とを示す。硬質粒子は、反射電子像写真では黒
色、光学顕微鏡写真では白色の相である。本発明におい
ては、硬質粒子サイズが小さく、又窒化層断面の粒界化
合物のサイズも極めて小さくなっていることが分かる。
実施例1-11（J1-J11）及び比較例1-8（H1-H8）の組織の
定量結果として、表2に摺動面窒化層表面の硬質粒子の
平均粒径、最大粒径、面積率、及び窒化層断面の粒界化
合物の最大長さ、さらに摺動面窒化層表面の硬度につい
て示す。
【００２８】
【表２】 * 比較例2, 4, 8（H2, H4, H8）は難加工性のため線材
化できなかった。 ** 比較例7（H7）は窒化後の寸法が不安定で歩留が低下
した。
化できなかった。 ** 比較例7（H7）は窒化後の寸法が不安定で歩留が低下
した。
【００２９】スカッフィング試験は、線材試験片から作
製した図3に示す全長45ｍｍのコの字形状の2ピン一体型
試験片で、FC250材φ60×12ｍｍの円板を相手材とし
て、摩擦摩耗試験機（リケン製：商品名「トライボリッ
クI」）を用いて行った。ピン（図４、参照符号１）の
先端の摺動面は、半径20ｍｍの凸形状で、ガス窒化で表
面に生成した厚さ5-20μｍの化合物層（白層）を研削除
去し、研磨により鏡面に仕上げてある。一方、FC250の
円板（図４、参照符号２）は摺動面の表面粗さ（Rz）を
1-2μｍに調整したものを使用した。摩擦摩耗試験機の
動作機構を図4に、フカッフィング試験条件を以下に示
す。 摺動速度（円板）：8 m/sec 押付加重：初期1.0MPaから0.2MPa毎増加、スカッフィン
グ発生まで昇圧 潤滑油：モーターオイル（商品名、日石モーターオイル
P#20） 潤滑油温度：80℃（出口付近） オイルバス：100℃ 潤滑油供給量：40cc/min スカッフィング面圧はスカッフィングが発生したときの
押付加重と摺動面の摩耗面積から計算した。表3に実施
例1-11（J1-J11）及び比較例1-8（H1-H8）のスカッフィ
ング面圧を示す。
製した図3に示す全長45ｍｍのコの字形状の2ピン一体型
試験片で、FC250材φ60×12ｍｍの円板を相手材とし
て、摩擦摩耗試験機（リケン製：商品名「トライボリッ
クI」）を用いて行った。ピン（図４、参照符号１）の
先端の摺動面は、半径20ｍｍの凸形状で、ガス窒化で表
面に生成した厚さ5-20μｍの化合物層（白層）を研削除
去し、研磨により鏡面に仕上げてある。一方、FC250の
円板（図４、参照符号２）は摺動面の表面粗さ（Rz）を
1-2μｍに調整したものを使用した。摩擦摩耗試験機の
動作機構を図4に、フカッフィング試験条件を以下に示
す。 摺動速度（円板）：8 m/sec 押付加重：初期1.0MPaから0.2MPa毎増加、スカッフィン
グ発生まで昇圧 潤滑油：モーターオイル（商品名、日石モーターオイル
P#20） 潤滑油温度：80℃（出口付近） オイルバス：100℃ 潤滑油供給量：40cc/min スカッフィング面圧はスカッフィングが発生したときの
押付加重と摺動面の摩耗面積から計算した。表3に実施
例1-11（J1-J11）及び比較例1-8（H1-H8）のスカッフィ
ング面圧を示す。
【００３０】
【表３】 本発明による実施例1-11（J1-J11）は、比較例1, 3, 5-
7（H1, H3, H5-H7）に比べ耐スカッフィング性の向上し
たことが分かる。
7（H1, H3, H5-H7）に比べ耐スカッフィング性の向上し
たことが分かる。
【００３１】実施例12-14（J12-14）及び比較例9-11（H
9-H11） 実施例1の化学組成の材料において、線材加工後の焼入
れ工程で表7に示す焼入れ温度から空冷焼入れをし、実
施例1と同様な所定の工程を経てガス窒化を行った窒化
層組織について定量化した。その結果を表4示す。
9-H11） 実施例1の化学組成の材料において、線材加工後の焼入
れ工程で表7に示す焼入れ温度から空冷焼入れをし、実
施例1と同様な所定の工程を経てガス窒化を行った窒化
層組織について定量化した。その結果を表4示す。
【００３２】
【表４】 * 比較例9（H9）では、窒化層の硬度が860と低い値であ
った。
った。
【００３３】実施例12-14（J12-14）及び比較例9-11（H
9-H11） 実施例1の化学組成の材料において、線材加工後の焼入
れ工程で表7に示す焼入れ温度から空冷焼入れをし、実
施例1と同様な所定の工程を経てガス窒化を行った窒化
層組織について定量化した。その結果を表５示す。
9-H11） 実施例1の化学組成の材料において、線材加工後の焼入
れ工程で表7に示す焼入れ温度から空冷焼入れをし、実
施例1と同様な所定の工程を経てガス窒化を行った窒化
層組織について定量化した。その結果を表５示す。
【００３４】
【表５】 * 比較例9（H9）では、窒化層の硬度が860と低い値であ
った。
った。
【００３５】実施例15及び比較例12 実施例1及び比較例1の鋼材から所定の工程を経て、呼び
径（d1）95.0ｍｍ、厚さ（a1）3.35ｍｍ、幅（h1）2.3
ｍｍの矩形断面の圧力リング（実施例15, 比較例12）に
加工した。ここで、焼入れ、焼戻しは、焼入れ炉を930
℃で約10分間、空冷焼入れ後、焼戻し炉を620℃で約25
分間、通過する連続式で行い、又、窒化は、570℃で4時
間のガス窒化を行った。但し、比較例12の焼入れ温度に
ついては、従来から通常行われていた1100℃で行った。
その他の条件は実施例15と同様である。作製した圧力リ
ングを用いて、図5に示す動作機構を持つピストンリン
グ疲労試験機で疲労試験を行った。すなわち、合口両端
を切断して自由合口寸法を広げた製品３を、リング呼び
径迄閉じた状態で試験機にセットし、この状態からさら
に閉じる方向に偏芯カム４によって負荷応力分のストロ
ークを40サイクル/秒の周期で繰り返し与えることによ
ってリングを折損させ、折損時の応力負荷回数を求め
た。この試験を、同一仕様のサンプルに対して負荷応力
を変化させながら繰り返し、いわゆるS-N線図を作成
し、最終的に疲労限度線図を求めた。図6に疲労限度線
図を示すが、比較例12に比べ、本発明の実施例15におい
ては大きく改善されていることがわかる。
径（d1）95.0ｍｍ、厚さ（a1）3.35ｍｍ、幅（h1）2.3
ｍｍの矩形断面の圧力リング（実施例15, 比較例12）に
加工した。ここで、焼入れ、焼戻しは、焼入れ炉を930
℃で約10分間、空冷焼入れ後、焼戻し炉を620℃で約25
分間、通過する連続式で行い、又、窒化は、570℃で4時
間のガス窒化を行った。但し、比較例12の焼入れ温度に
ついては、従来から通常行われていた1100℃で行った。
その他の条件は実施例15と同様である。作製した圧力リ
ングを用いて、図5に示す動作機構を持つピストンリン
グ疲労試験機で疲労試験を行った。すなわち、合口両端
を切断して自由合口寸法を広げた製品３を、リング呼び
径迄閉じた状態で試験機にセットし、この状態からさら
に閉じる方向に偏芯カム４によって負荷応力分のストロ
ークを40サイクル/秒の周期で繰り返し与えることによ
ってリングを折損させ、折損時の応力負荷回数を求め
た。この試験を、同一仕様のサンプルに対して負荷応力
を変化させながら繰り返し、いわゆるS-N線図を作成
し、最終的に疲労限度線図を求めた。図6に疲労限度線
図を示すが、比較例12に比べ、本発明の実施例15におい
ては大きく改善されていることがわかる。
【００３６】実施例16-19及び比較例13-14 実施例1（実施例16, 17）, 実施例7（実施例18, 19）及
び比較例1（比較例13,14）の鋼材から所定の工程を経
て、呼び径（d1）99.2ｍｍ、厚さ（a1）3.8ｍｍ、幅（h
1）2.5ｍｍの矩形断面の圧力リング（実施例16, 18, 比
較例13）、及び呼び径（d1）99.2ｍｍ、厚さ（a1）2.5
ｍｍ、幅（h1）3.0ｍｍの鞍形断面の2ピースオイルリン
グの本体（実施例17, 19, 比較例14）に加工した。焼入
れ焼戻しの熱処理、ガス窒化についても実施例16-19は
実施例15と、比較例13-14は比較例12と同様な方法で行
った。作製した圧力リング及びオイルリングを４気筒32
00ccの鋳鉄モノブロックディーゼルエンジンを用いて、
以下の条件で100時間の耐久試験を行った。 回転数：3600rpm 出力：75kW 負荷：全負荷 水温：110℃ 油温：130℃ 比較例13は試験開始後2時間10分で、比較例14は試験開
始後7時間55分でスカッフィングを起こしたのに対し、
実施例16-19では何ら問題なく試験を終了した。比較例1
3の摺動面に生じたクラックの写真を図7に示す。
び比較例1（比較例13,14）の鋼材から所定の工程を経
て、呼び径（d1）99.2ｍｍ、厚さ（a1）3.8ｍｍ、幅（h
1）2.5ｍｍの矩形断面の圧力リング（実施例16, 18, 比
較例13）、及び呼び径（d1）99.2ｍｍ、厚さ（a1）2.5
ｍｍ、幅（h1）3.0ｍｍの鞍形断面の2ピースオイルリン
グの本体（実施例17, 19, 比較例14）に加工した。焼入
れ焼戻しの熱処理、ガス窒化についても実施例16-19は
実施例15と、比較例13-14は比較例12と同様な方法で行
った。作製した圧力リング及びオイルリングを４気筒32
00ccの鋳鉄モノブロックディーゼルエンジンを用いて、
以下の条件で100時間の耐久試験を行った。 回転数：3600rpm 出力：75kW 負荷：全負荷 水温：110℃ 油温：130℃ 比較例13は試験開始後2時間10分で、比較例14は試験開
始後7時間55分でスカッフィングを起こしたのに対し、
実施例16-19では何ら問題なく試験を終了した。比較例1
3の摺動面に生じたクラックの写真を図7に示す。
【００３７】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明による高ク
ロムマルテンサイト系ステンレス鋼製窒化ピストンリン
グは、窒素添加によるCr炭化物の微細化技術と比較的低
い温度からの焼入れによって、窒化層中の窒化物が微細
で数多く存在し、特に窒化層中の層状粒界化合物が微細
な顕微鏡組織となり、耐摩耗性、耐スカッフィング性、
耐クラッキング性、耐疲労性に優れるため、高回転、高
出力の負荷の高い内燃機関、特に最近の軽量鋳鉄モノブ
ロックディーゼルエンジン等に用いることが可能とな
る。また、小型トラックにおける排気ブレーキ使用時の
ピストンリングの疲労に対しても効果的に使用できる。
適用ピストンリングとしては、圧力リングの他、2ピー
スオイルリングの本体や3ピースオイルリングのレール
において都合良く利用できる。
ロムマルテンサイト系ステンレス鋼製窒化ピストンリン
グは、窒素添加によるCr炭化物の微細化技術と比較的低
い温度からの焼入れによって、窒化層中の窒化物が微細
で数多く存在し、特に窒化層中の層状粒界化合物が微細
な顕微鏡組織となり、耐摩耗性、耐スカッフィング性、
耐クラッキング性、耐疲労性に優れるため、高回転、高
出力の負荷の高い内燃機関、特に最近の軽量鋳鉄モノブ
ロックディーゼルエンジン等に用いることが可能とな
る。また、小型トラックにおける排気ブレーキ使用時の
ピストンリングの疲労に対しても効果的に使用できる。
適用ピストンリングとしては、圧力リングの他、2ピー
スオイルリングの本体や3ピースオイルリングのレール
において都合良く利用できる。
【図１】摺動窒化層表面の走査電子顕微鏡の反射電子像
写真である（（ａ）実施例1, （ｂ）比較例1）。
写真である（（ａ）実施例1, （ｂ）比較例1）。
【図２】窒化層断面の光学顕微鏡写真である（（ａ）実
施例1, （ｂ）比較例1）。
施例1, （ｂ）比較例1）。
【図３】スカッフィング試験の試験片を示す図である。
【図４】摩擦摩耗試験機の動作機構を示す図である。
【図５】ピストンリング疲労試験機の動作機構を示す図
である。
である。
【図６】疲労限度線図のグラフである。
【図７】比較例13の摺動面に生じたクラックの写真であ
る。
る。
１ リング材 ２ シリンダ材 ３ リング ４ 偏芯カム
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ１６Ｊ 9/26 Ｆ１６Ｊ 9/26 Ｃ (72)発明者 小貫 亨 新潟県柏崎市北斗町１−37 株式会社リケ ン柏崎事業所内 (72)発明者 井上 茂夫 新潟県柏崎市北斗町１−37 株式会社リケ ン柏崎事業所内 (72)発明者 笹倉 充隆 兵庫県小野市育ヶ丘町1480−729 Ｆターム(参考） 3J044 AA01 AA02 AA18 AA20 BA03 BB06 BB28 BB31 BC06 DA09 EA04 4K043 AA02 AB04 AB05 AB12 AB15 AB18 AB19 AB20 AB21 AB25 AB26 AB27 AB30 AB31 BB04 BB05 BB06 BB08 DA01 EA02 FA07 FA09 FA12 FA13 HA07
Claims (6)
- 【請求項１】 表面窒化層を形成した高クロムマルテン
サイト系鋼よりなるピストンリングにおいて、前記高ク
ロムマルテンサイト系ステンレス鋼が、重量％で、C:
0.3-1.0%, Cr: 14.0-21.0%, N: 0.05-0.50%, Mo, V,
W, Nbの少なくとも1種以上の合計: 0.03-3.0%, Si:
0.1-1.0%, Mn: 0.1-1.0%, P: 0.05%以下, S: 0.05%
以下, 残部がFe及び不可避的不純物よりなり、その摺動
窒化層表面の主として窒化物からなる硬質粒子が平均直
径で0.2-2μｍの範囲、最大直径で7μｍ以下、面積率で
5-30%の範囲であることを特徴とする耐スカッフィング
性、耐クラッキング性及び耐疲労性に優れたピストンリ
ング。 - 【請求項２】 ピストンリングの長手方向の窒化層断面
において、観察される粒界化合物の大きさ（長さ）が最
大20μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載のピ
ストンリング。 - 【請求項３】 前記高クロムマルテンサイト系鋼の窒素
含有量が、重量%でN: 0.05-0.20%の範囲であることを
特徴とする請求項１又は２記載のピストンリング。 - 【請求項４】 前記摺動面窒化層のビッカース硬度が90
0-1400の範囲にあることを特徴とする請求項１から３ま
でのいずれか１項記載のピストンリング。 - 【請求項５】 高クロムマルテンサイト系鋼の表面を窒
化するピストンリングを製造する方法において、重量％
で、C: 0.3-1.0%, Cr: 14.0-21.0%, N: 0.05-0.50%,
Mo, V, W, Nbの少なくとも1種以上の合計: 0.03-3.0
%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.1-1.0%, P: 0.05%以下, S:
0.05%以下, 残部がFe及び不可避的不純物よりなる高
クロムマルテンサイト系ステンレス鋼を、ピストンリン
グ形状へ曲げ加工する前の焼入れ工程において850-1000
℃の範囲の温度から焼入れること特徴とする耐スカッフ
ィング性、耐クラッキング性及び耐疲労性に優れたピス
トンリングの製造方法。 - 【請求項６】 請求項１記載のピストンリングと鋳鉄モ
ノブロックシリンダとの組合わせ。
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