JP2006118027A - 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 本発明は、エンジンのバルブリフター（タペット）やディーゼル燃料噴射装置のポンプリフターやプランジャーなどの、高耐摩耗性を要求される内燃機関用の摺動部品に適した冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．７〜１．０％、Ｃｒ：７．５〜９．０％、ＭｏおよびＷのいずれか１種または２種を、Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．５〜３．０％、ＶおよびＮｂのいずれか１種または２種を、Ｖ＋１／２Ｎｂ：０．２〜２．０％含有し、残部をＦｅと不可避的不純物からなり、ミクロ組織中の圧延方向における炭化物凝集部（炭化物間距離ｂ／ａ≦０．５の部分）の凝集サイズが５０μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。ただし、ａ：個々の炭化物の重心間距離、ｂ：最短炭化物間距離
【選択図】 図１

Description

本発明は、エンジンのバルブリフター（タペット）やディーゼル燃料噴射装置のポンプリフターやプランジャーなどの、高耐摩耗性を要求される内燃機関用の摺動部品に適した冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関するものである。

従来、エンジン用の摺動部品においては、汎用性と耐摩耗性に優れるＪＩＳ ＳＫＤ１１が使用されて来た。しかし、近年の塑性加工技術の進歩とコスト低減要求に伴い、部品の製造方法も切削加工から冷間鍛造へと移行しつつある。しかも、ＳＫＤ１１はミクロ組織中の一次炭化物が多いため、冷間鍛造性が悪く、鍛造時の割れ発生が問題となっている。これらを改善する方法として、例えば特開平８−１９３２４６号公報（特許文献１）に開示されているように、ＣとＣｒの含有量の範囲制限により一次炭化物を起点とする割れは回避され、二次炭化物の性状を制御することが冷間鍛造性を向上させるとしている。

また、特開平１０−１６９４１５号公報（特許文献２）に開示されているように、摺動面のみＣｒを含むＦｅ合金鋼の円盤状部材を窒化して嵌込んだタペットにより耐焼付き性を向上させている。さらに、特開２０００−６３９４４号公報（特許文献３）に開示されているように、冷間、温間塑性加工を行なった後に、最適な熱処理により炭化物の割れを修復し、機械的特性を改善するものが提案されている。

特開平８−１９３２４６号公報 特開平１０−１６９４１５号公報 特開２０００−６３９４４号公報

しかしながら、上述した特許文献１は、ＣとＣｒの含有量が最適範囲でないため一次炭化物が粗大であり、かつ冷間鍛造時の主な割れ起点となる一次炭化物凝集部の凝集サイズと割れ発生率の相関について検証されておらず、割れ対策が不十分である。さらに、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素は必須ではなく、摺動部品としての焼付き対策が不十分である。また、特許文献２は、製造コストが掛かるだけでなく、Ｃｒ含有量５〜２５％では粗大な一次炭化物により、使用中の早期割れが懸念される。さらに、特許文献３は、追加の熱処理工程が必須となり、コスト、設備面で不利である。また、冷間塑性加工時の炭化物での割れ対策については取り込まれていないという問題がある。

一方、近年の内燃機関に対する要求として高出力化と製造コスト低減が掲げられ、前者については、高回転を目的とした動弁系部品の軽量化および耐摩耗性の向上など、後者については、従来の切削加工から冷間鍛造への移行などが検討されている。現在、耐摩耗性を要求される摺動部品には前述したようにＪＩＳ ＳＫＤ１１等の材料を用いて、一体製部品にすることで軽量化を図っているが、冷間鍛造性が悪いために、複数の加工プロセスを必要として高コストとなるだけでなく冷間鍛造後の一次炭化物の凝集部での割れ残存により、摺動部品としての性能のバラツキが懸念されているのが現状である。

さらに、近年の環境問題への高まりを受け、燃料向上が必達の課題とされる中で、内燃機関におけるフリクションロスの低減への取組が盛んになってきている。現在、摺動部品への表面処理適用による摩擦抵抗低減などが取組まれているが、高コストであるだけでなく表面処理膜の剥離など信頼性が不十分なため、量産部品への適用に向けて、さらなる検討が進めれているのが実状である。

上述したような問題を解消するために、本発明は、内燃機関用の摺動部品として要求される、冷間鍛造性、耐摩耗性、耐焼付き性について、鋭意、実験検討を重ねた結果、鍛造時の割れ起点となっている一次炭化物凝集部のサイズと割れ発生率に相関があること、さらに特定合金元素の析出炭化物により耐摩耗性や耐焼付き性が改善されることを見出したことによるものである。その本発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．７〜１．０％、Ｃｒ：７．５〜９．０％、ＭｏおよびＷのいずれか１種または２種を、Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．５〜３．０％、ＶおよびＮｂのいずれか１種または２種を、Ｖ＋１／２Ｎｂ：０．２〜２．０％含有し、残部をＦｅと不可避的不純物からなり、ミクロ組織中の圧延方向における炭化物凝集部（炭化物間距離ｂ／ａ≦０．５の部分）の凝集サイズが５０μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。ただし、ａ：個々の炭化物の重心間距離、ｂ：最短炭化物間距離

（２）前記（１）に記載の鋼に加えて、Ｓ：０．０３〜０．０６％を添加して、ミクロ組織中の圧延方向における硫化物サイズが１００μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼を８８０〜９６０℃に加熱、保持後、１５℃／ｈ以下で、５５０〜６４０℃まで徐冷する高温焼なまし処理を施し、硬さを２２０ＨＶ以下とすることを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法にある。

以上述べたように、本発明によりエンジン部品など生産材への開発鋼の拡販を優位に進めることが出来る極めて優れた効果を奏するものである。

以下、本発明について詳細に説明する。
先ず、冷間鍛造後の鋼のミクロ組織を観察すると、鍛造割れは粗大な一次炭化物やその凝集部を起点として発生していることがわかった。この対策として、本発明ではＣとＣｒの含有量を最適範囲とすることで、一次炭化物を微細化し、かつ鍛錬比で２００以上の熱間加工を加えて、一次炭化物の凝集部の凝集サイズを小さくすることで、鍛造われを抑制する。また、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂを適量添加して、高温焼戻しにより二次硬化させてマトリックス中に微細な析出炭化物を多量に分散させることで、耐摩耗性が向上するだけでなく、高温、高面圧下での摺動摩擦時の耐焼付き性が改善される。

さらに、冷間鍛造性を阻害しない適量のＳ添加を行なうことで、摺動摩擦時に潤滑効果を発揮し、摩擦抵抗が低減される。これらの鋼に、８８０〜９６０℃に加熱保持後、徐冷する高温焼なましを施し、硬さを２２０ＨＶ以下とすることで、限界据え込み率が向上し、さらに複雑な冷間塑性加工に対応可能となる。

以下、本発明に係る成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．７〜１．０％
Ｃは、焼入焼戻し後の硬度を確保するために必要なため、０．７％以上必要である。しかし、１．０％を超える添加は一次炭化物の粗大化し、一次炭化物の凝集部のサイズが大きくなり、冷間鍛造性が著しく悪化する。従って、その範囲を０．７〜１．０％とした。

Ｃｒ：７．５〜９．０％
Ｃｒは、焼入性と耐摩耗性を確保するために、７．５％以上必要である。しかし、９．０％を超える添加は一次炭化物の粗大化し、一次炭化物の凝集部のサイズが大きくなり、冷間鍛造性が著しく悪化する。従って、その範囲を７．５〜９．０％とした。

Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．５〜３．０％
ＭｏおよびＷは、焼入性の確保と高温焼戻の析出炭化物による耐摩耗性と耐焼付き性を改善するために、１．５％以上必要である。しかし、３．０％を超える添加をすると析出炭化物の凝集が顕著になり、耐焼付き性や靱性が低下する。従って、その範囲を１．５〜３．０％とした。

Ｖ＋１／２Ｎｂ：０．２〜２．０％
ＶおよびＮｂは、高温焼戻しによる二次硬化時に、鋼中に微細炭化物を分散析出させることで、耐摩耗性と耐焼付き性を改善する。この効果を得るため、０．２％以上必要である。しかし、２．０％を超える添加をすると析出炭化物の凝集が顕著になり、耐焼付き性や靱性が低下する。従って、その範囲を０．２〜２．０％とした。

Ｓ：０．０３〜０．０６％
Ｓは、摺動摩耗において潤滑効果を発揮するために、０．０３％以上必要である。しかし、０．０６％を超えると冷間鍛造性が悪化するだけでなく靱性も低下する。従って、その範囲を０．０３〜０．０６％とした。

ミクロ組織中の圧延方向における炭化物凝集部（炭化物間距離ｂ／ａ≦０．５の部分）の凝集サイズが５０μｍ以下としたのは、炭化物凝集部の凝集サイズが５０μｍを超えると、冷間鍛造時に凝集している炭化物間で空隙が発生し大きくなり、割れの起点となる。従って、凝集サイズを５０μｍ以下とした。ここで、冷間鍛造時の割れ起点となる炭化物凝集部の炭化物の距離関係を図１に示す。すなわち、図１は、炭化物凝集部の炭化物の距離関係を示す図である。この図に示すように個々の炭化物の重心間距離をａ、最短炭化物間距離をｂとした時にｂ／ａ≦０．５となる。これは炭化物同士が近接または隣接した部分であることを条件としたものである。

ミクロ組織中の圧延方向における硫化物サイズ１００μｍ以下としたのは、硫化物サイズが１００μｍを超えると、靱性と耐摩耗性の低下が顕著になる。従って、硫化物サイズは１００μｍ以下とした。また、鋼を８８０〜９６０℃に加熱、保持後、１５℃／ｈ以下で、５５０〜６４０℃まで徐冷する高温焼なまし処理について、８８０〜９６０℃に加熱するのは、晶出した一次炭化物を融合粗大化させると共に、析出した二次炭化物の基地組織への溶け込みを促進し、軟化の効果を最大限に高めるためである。

また、１５℃／ｈ以下で徐冷するのは、基地組織に溶け込んだ２次炭化物が冷却過程で再析出することでの硬化、およびパーライト変態域を短時間で通過した場合のベイナイト・マルテン変態による硬化を回避するためである。さらに、５５０〜６４０℃まで徐冷するのは、６４０℃を超える温度ではパーライト変態が未完了部が残存し、ベイナイト変態やマルテンサイト変態を起こし硬化してしまうのを回避して、５５０〜６４０℃とすることで、徐冷の際の析出炭化物を抑えるためである。

以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す本発明鋼Ａ〜Ｄと比較鋼Ｅ、Ｆ、Ｇ（ＳＫＤ１１）を、それぞれ１ｔ真空溶解炉にて出鋼し、造塊、ビレット鍛伸後、φ２５に圧延して、通常焼なまし（８００〜８８０℃保持）を行ない、φ２５の棒鋼を得た。その棒材のミクロ組織を観察して、一次炭化物凝集部の大きさを測定するとともに、これらに高温焼なましを追加した棒鋼と併せて焼なまし硬さ測定を行った結果を表２に示す。また、これら棒鋼から据込み試験片（φ２２×２０Ｌ）を５０個ずつ切断、加工して、５５％据込み試験を行ない、その時の割れ発生率：｛（割れ確認試験片個数）／５０｝×１００（％）を表２に示す。

また、上記棒鋼から大越式摩耗試験片（１５×２０×５）とボールオンディスク試験片（φ２２×７Ｌ）を切断、加工して、１０３０℃焼入後、５２０℃高温焼戻しにより約６０ＨＲＣとした。大越式摩耗試験は摩擦距離２００ｍ、最終荷重６１．７Ｎ、摩擦速度２．４４ｍ／ｓで摩耗量を測定し、ボールオンディスク試験は試験片転動面の上にＳＵＪ２鋼球を摩擦速度２８ｍｍ／ｓ、一定加重２００Ｎで押し付け、摩擦係数が跳ね上がる走行距離を焼付き発生距離として耐焼付き性を評価した。その結果を表３に示す。

表２に示すように、Ｎｏ．１〜８は本発明鋼であり、Ｎｏ．９〜１４は比較鋼である。比較鋼Ｎｏ．９および１０は、Ｃｒ含有量が低く、Ｍｏ＋１／２Ｗ量が高いために、炭化物凝集部サイズが大きく、焼ならし硬さが高く、かつ据込み割れ発生率が高い。比較鋼Ｎｏ．１１および１２は、Ｃ含有量が高く、Ｖ＋１／２Ｎｂ量が高いために、炭化物凝集部サイズが大きく、比較鋼Ｎｏ．９および１０と同様に、焼ならし硬さが高く、かつ据込み割れ発生率が高い。比較鋼Ｎｏ．１３および１４は、ＣおよびＣｒ含有量が高く、Ｍｏ＋１／２Ｗ量が低いために、炭化物凝集部サイズが大きく、据込み割れ発生率が高く、かつ比摩耗量が大きい。これに対し、本発明鋼であるＮｏ．１〜８は、いずれの特性についても優れていることが分かる。

上述したように、Ｃ、Ｃｒ量バランスの最適化を図ることにより冷鍛時の割れ発生起点となる一次炭化物の凝集部を縮小し、さらに、８８０〜９６０℃からの徐冷による焼なまし処理で、硬さ２２０ＨＶ以下に軟化させることで冷間鍛造性を大幅に向上させることを可能とした。さらには、熱処理時に高温焼戻すことで、ＭｏやＶ添加により硬質かつ微細な析出炭化物を多くマトリックスに分散させて、凝着を抑制し優れた摺動摩耗特性を実現することも可能とした。さらに加えて、Ｓ添加による潤滑効果で、摺動面での摩擦係数を低減させる等、これら種々の効果を奏し、その結果、特にエンジン部品など生産材への開発鋼の拡販を優位に進めることが出来た。

炭化物凝集部の炭化物の距離関係を示す図である。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．７〜１．０％、
   Ｃｒ：７．５〜９．０％、
   ＭｏおよびＷのいずれか１種または２種を、Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．５〜３．０％、ＶおよびＮｂのいずれか１種または２種を、Ｖ＋１／２Ｎｂ：０．２〜２．０％含有し、残部をＦｅと不可避的不純物からなり、ミクロ組織中の圧延方向における炭化物凝集部（炭化物間距離ｂ／ａ≦０．５の部分）の凝集サイズが５０μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
   ただし、ａ：個々の炭化物の重心間距離、ｂ：最短炭化物間距離
2. 請求項１に記載の鋼に加えて、Ｓ：０．０３〜０．０６％を添加して、ミクロ組織中の圧延方向における硫化物サイズが１００μｍ以下であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
3. 請求項１または２に記載の鋼を８８０〜９６０℃に加熱、保持後、１５℃／ｈ以下で、５５０〜６４０℃まで徐冷する高温焼なまし処理を施し、硬さを２２０ＨＶ以下とすることを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。
   

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