特許 7546349 エンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2024-08-29

(45)【発行日】2024-09-06

(54)【発明の名称】エンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240830BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20240830BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20240830BHJP

   C21D 8/06 20060101ALI20240830BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20240830BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302Z

C22C38/58

C22C38/60

C21D8/06 B

C21D9/00 A

【請求項の数】 6

(21)【出願番号】P 2019211225

(22)【出願日】2019-11-22

(65)【公開番号】P2021080544

(43)【公開日】2021-05-27

【審査請求日】2022-10-28

(73)【特許権者】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100149548

【弁理士】

【氏名又は名称】松沼 泰史

(74)【代理人】

【識別番号】100140774

【弁理士】

【氏名又は名称】大浪 一徳

(74)【代理人】

【識別番号】100134359

【弁理士】

【氏名又は名称】勝俣 智夫

(74)【代理人】

【識別番号】100188592

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 洋

(74)【代理人】

【識別番号】100217249

【弁理士】

【氏名又は名称】堀田 耕一郎

(74)【代理人】

【識別番号】100221279

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 健吾

(74)【代理人】

【識別番号】100207686

【弁理士】

【氏名又は名称】飯田 恭宏

(74)【代理人】

【識別番号】100224812

【弁理士】

【氏名又は名称】井口 翔太

(74)【代理人】

【識別番号】100106909

【弁理士】

【氏名又は名称】棚井 澄雄

(74)【代理人】

【識別番号】100175802

【弁理士】

【氏名又は名称】寺本 光生

(72)【発明者】

【氏名】東城 雅之

(72)【発明者】

【氏名】高野 光司

(72)【発明者】

【氏名】天藤 雅之

(72)【発明者】

【氏名】札軒 富美夫

(72)【発明者】

【氏名】前田 智之

【審査官】河口 展明

(56)【参考文献】

【文献】特開昭５３－０３１５１６（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開平１１－３３５７９１（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開平１０－１２１２０９（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００９－２７０１７２（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０

Ｃ２１Ｄ １／０６－１／１０

Ｃ２１Ｄ ９／００－９／７０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、
Ｃ：０．１５～０．７５％、
Ｓｉ：０．０５～１．８４％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．８２％、
Ｃｒ：１０．５９～１５．００％、
Ｍｏ：０．５０～２．７６％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｎ：０．０１０～０．１５０％を含有し、
０．２０≦Ｃ＋Ｎ≦０．８０を満たし、
残部がＦｅおよび不純物であり、
表面の一部または全部に、表面から深さ方向０．５ｍｍまでの範囲に表面硬化層を有し、
前記表面硬化層における炭窒化物サイズが１．０μｍ以下であり、前記表面硬化層におけるＣｒの炭窒化物量が０．５０ｍａｓｓ％以下であり、前記表面硬化層のＨＶ硬さが５００ＨＶ以上であり、バルクのＨＶ硬さが３５０ＨＶ以下であることを特徴とするエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。

【請求項2】

質量％で、更に、
Ｃ：０．１５～０．４５％、
Ｃｒ：１２．００～１５．００％、
Ｍｏ：１．００～３．００％、
０．２０≦Ｃ＋Ｎ≦０．５０であることを特徴とする請求項１に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。

【請求項3】

さらに質量％で、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％
を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。

【請求項4】

さらに質量％で、
Ｎｂ：０．０５～０．３０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２１％、
Ｖ：０．０５～０．２３％、
Ｗ：０．０５～０．２４％、
Ｂ：０．０００５～０．００２０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％からなる群のうち、少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１～請求項３の何れか一項に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。

【請求項5】

さらに質量％で、
Ｃｏ：０．０１～０．０８０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００２５％、
Ｇａ：０．０００５～０．００２８％、
Ｓｎ：０．００１～０．０１５％、
Ｓｂ：０．００１０～０．０３０％、
Ｔａ：０．０１～０．０４０％、
Ｚｒ：０．０１～０．０８％、
ＲＥＭ：０．００１～０．００８％からなる群のうち、
少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１～請求項４の何れか一項に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。

【請求項6】

請求項１～請求項５の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼を熱間圧延した後、
制御焼鈍と、圧縮率が６０％以上の鍛造と、表面硬化処理と、を行うことにより、
表面の一部または全部に、表面から深さ方向０．５ｍｍまでの範囲に表面硬化層を有し、
前記表面硬化層における炭窒化物サイズが１．０μｍ以下であり、前記表面硬化層におけるＣｒの炭窒化物量が０．５０ｍａｓｓ％以下であり、前記表面硬化層のＨＶ硬さが５００ＨＶ以上であり、バルクのＨＶ硬さが３５０ＨＶ以下であるエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼を製造する、請求項１～５の何れか一項に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、エンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼及びその製造方法に関するものである。

【背景技術】

【0002】

燃料噴射装置は、燃料をプランジャの摺動によって加圧して、内燃機関に噴射する役割を担う。燃料噴射装置は、燃料を加圧する際に高圧となり、圧力変動に伴う応力負荷による疲労が懸念されるため、強度が求められる。また、プランジャの摺動による摩耗が懸念されるため、耐摩耗性も求められる。そのため、従来の燃料噴射装置部品には、高強度かつ耐摩耗性に優れたＳＵＳ４２０Ｊ２やＳＵＳ４４０Ｃ等のマルテンサイト系ステンレス鋼が使用されてきた。

【0003】

一方、燃料噴射装置には燃料が供給されるため、燃料に対する耐食性も求められる。そこで、燃料噴射装置に適用されるマルテンサイト系ステンレス鋼の耐食性を向上させるため、様々な技術が検討されてきた。例えば、燃料噴射弁のたたき摩耗により露出した新生面からの耐ガソリン－アルコール混合燃料腐食や耐ＥＧＲ排ガス腐食に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼である燃料噴射装置の部品が提案されたり、Ｃｕ、Ｍｏの添加により耐食性を向上させ、粗悪燃料に含まれる蟻酸、酢酸等の有機酸による腐食摩耗を低減したマルテンサイト系ステンレス鋼が提案されている。（特許文献１、特許文献２）

【0004】

また、材料表面の結晶粒度、Ｎ量、炭窒化物析出量を制御し、高硬度、高靭性かつ耐食性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼も提案されている。（特許文献３）

【先行技術文献】

【特許文献】

【0005】

【文献】特許第３１２５１６２号公報

【文献】特開２０１５－４０３０７号公報

【文献】特許第３４７１５７６号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

燃料噴射装置は前記記載の背景があるなかで、さらに近年の世界的な環境規制及び自動車の燃費改善ニーズの高まりから、エンジン燃料の直噴化が進み、使用環境もより高圧になることが予想されている。それに伴い、燃料噴射装置を構成する部品の耐久性、及び溶接部の特性低下が懸念され、正確な燃料噴射制御を阻害することが想定される。そのため、高圧環境においても、正確な燃料噴射制御特性を実現可能なエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼の提供が必要とされる。

【0007】

しかし、特許文献１および特許文献２に記載されたマルテンサイト系ステンレス鋼は、高硬度であり、加工性が不十分であるため、圧縮率の高い加工を行うことが容易ではなかった。そのため、燃料噴射装置を製造する際に、細かな部品を部位毎に加工し、それらを溶接して燃料噴射装置を製造する必要があった。このようにして製造した燃料噴射装置では、溶接部が多く、溶接部の耐食性の低下及び疲労により、正確な燃料噴射制御ができなくなる虞があった。また、特許文献３に記載されたマルテンサイト系ステンレス鋼は、建築、建材等の構造用材料向けであり、粗悪燃料や排ガス等に対する耐食性は不十分であった。

【0008】

本発明は、上述した事情に鑑み、超精密加工性に優れ、さらに耐腐食性及び耐摩耗性に優れたエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼及びその製造方法を提供することを課題とする。

【課題を解決するための手段】

【0009】

本発明者らは、上記課題を解決するために種々の検討を行った結果、制御焼鈍による相変態を活用することにより、ステンレス鋼の鍛造時の超精密加工性を向上させることを知見した。また、鍛造後の摺動摩耗懸念部に表面硬化処理を施すことにより表面層を高硬度化し、さらにＭｏ等の成分設計や表層部の炭窒化物制御により、例えば粗悪燃料に対する耐食性及び耐摩耗性に優れるエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼を得ることを見出した。

【0010】

本発明は下記の構成を有する。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．１５～０．７５％、
Ｓｉ：０．０５～１．８４％、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．８２％、
Ｃｒ：１０．５９～１５．００％、
Ｍｏ：０．５０～２．７６％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｎ：０．０１０～０．１５０％を含有し、
０．２０≦Ｃ＋Ｎ≦０．８０を満たし、
残部がＦｅおよび不純物であり、
表面の一部または全部に、表面から深さ方向０．５ｍｍまでの範囲に表面硬化層を有し、
前記表面硬化層における炭窒化物サイズが１．０μｍ以下であり、前記表面硬化層におけるＣｒの炭窒化物量が０．５０ｍａｓｓ％以下であり、前記表面硬化層のＨＶ硬さが５００ＨＶ以上であり、バルクのＨＶ硬さが３５０ＨＶ以下であることを特徴とするエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（２） 質量％で、更に、
Ｃ：０．１５～０．４５％、
Ｃｒ：１２．００～１５．００％、
Ｍｏ：１．００～３．００％、
０．２０≦Ｃ＋Ｎ≦０．５０であることを特徴とする（１）に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（３） さらに質量％で、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（４） さらに質量％で、
Ｎｂ：０．０５～０．３０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２１％、
Ｖ：０．０５～０．２３％、
Ｗ：０．０５～０．２４％、
Ｂ：０．０００５～０．００２０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％からなる群のうち、少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１～請求項３の何れか一項に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（５） さらに質量％で、
Ｃｏ：０．０１～０．０８０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００２５％、
Ｇａ：０．０００５～０．００２８％、
Ｓｎ：０．００１～０．０１５％、
Ｓｂ：０．００１０～０．０３０％、
Ｔａ：０．０１～０．０４０％、
Ｚｒ：０．０１～０．０８％、
ＲＥＭ：０．００１～０．００８％からなる群のうち、
少なくとも１種以上を含有することを特徴とする（１）～（４）の何れか一項に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（６） （１）～（５）の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼を熱間圧延した後、
制御焼鈍と、圧縮率が６０％以上の鍛造と、表面硬化処理と、を行う（１）～（５）の何れか一項に記載のエンジン向け燃料系部品用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。

【発明の効果】

【0011】

本願発明によれば、超精密加工性に優れ、さらに耐食性及び耐摩耗性に優れたエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼及びその製造方法を提供することができる。

【発明を実施するための形態】

【0012】

以下に、本実施形態のエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼の限定理由について説明する。まず、本発明に係るエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼（以下、単にステンレス鋼と記載する場合がある）について説明する。
なお、本発明において特に注記が無い場合は、元素含有量は質量％を意味する。

【0013】

Ｃはマトリックスに固溶し、表面硬化処理後の硬度を高めるために必要な主要成分であり、表面硬化処理後の硬度を確保するために０．１５％以上含有する。しかしながら、０．７５％を超えて含有すると鍛造性が劣化し、さらに粒界に粗大な炭窒化物が析出し、耐食性が劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．７５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４５％以下である。

【0014】

Ｓｉは脱酸のために０．０５％以上含有する。しかしながら２．００％を超えて含有すると制御焼鈍後の硬度が高くなり、鍛造性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。

【0015】

Ｍｎは脱酸のため、また、焼入れ性向上のため、０．０１％以上含有する。しかしながら２．００％を超えて含有すると、制御抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％以下とする。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２０％以上であり、好ましい上限は１．００％以下である。

【0016】

Ｎｉは靭性を高め、耐遅れ破壊性を高めるために０．０１％以上含有する。しかしながら２．００％を超えて含有すると、制御抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量の上限を２．００％以下とする。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上であり、好ましい上限は１．５０％以下である。

【0017】

Ｃｒは母材の耐食性を得るために１０．００％以上含有する。しかしながら１５．００％を超えて含有するとδフェライトが存在するようになる。δフェライトが存在すると結晶粒界にＣｒ炭窒化物が析出しやすくなり、析出するとその周辺部でＣｒ濃度が低下し、逆に耐食性を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量の上限を１５．００％以下とする。好ましいＣｒ含有量の好ましい下限は１２．００％以上であり、好ましい上限は１５．００％以下である。

【0018】

Ｍｏは母材の耐食性を向上させるために０．５０％以上含有する。しかしながら、３．００％を超えて含有するとδフェライトが生成し、却って耐食性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量の上限を３．００％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．００％以上であり、好ましい上限は３．００％以下である。

【0019】

Ｃｕは耐食性を向上させるために０．０１％以上含有する。しかしながら、２．００％を超えて含有すると靭性及び熱間加工性が劣化する。そのため、Ｃｕ含有量の上限を２．００％以下とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％以上であり、好ましい上限は１．００％以下である。

【0020】

Ｎはマトリックスの硬度を向上させるため、また、耐食性を向上させるために０．０１０％以上含有する。しかしながら０．１５０％を超えて含有すると、鋳造時に気泡が発生し、製造性が著しく劣化する。そのため、Ｎ含有量の上限を０．１５０％以下に制限する。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、好ましい上限は０．１２０％以下である。

【0021】

表面硬化処理後の強度を確保するため、Ｃ量とＮ量の合計量であるＣ＋Ｎは少なくとも０．２０％以上とする。しかしながらＣ＋Ｎが０．８０％を超えると、鍛造前に制御焼鈍を行っても硬度が低下せず、さらに冷却中に粒界に炭窒化物が多量に生成することによって、鍛造性が低下する。そのためＣ＋Ｎの上限を０．８０％以下とする。Ｃ＋Ｎの好ましい下限は０．２０％以上であり、好ましい上限は０．５０％以下である。

【0022】

本発明に係るステンレス鋼は、上述した元素以外は、Ｆｅ及び不純物からなる。代表的な不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｏなどが挙げられ、これらの含有量は特に限定しないが、それぞれ以下の含有量に制限することが好ましい。

【0023】

Ｐは不可避的不純物元素であり、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると靭性や耐食性が劣化するため、Ｐ含有量を０．０３０％以下に制限することが好ましい。なお、Ｐ含有量は少ない方が好ましく、より好ましいＰ含有量は０．０２７％以下である。

【0024】

Ｓは不可避的不純物元素であり、Ｓ含有量が０．００２０％を超えると熱間加工性や耐食性が劣化するため、Ｓ含有量を０．００２０％以下に制限することが好ましい。なお、Ｓ含有量は少ない方が好ましく、より好ましいＳ含有量は０．００１２％以下である。

【0025】

Ｏは不可避的不純物元素であり、Ｏ含有量が０．０１０％を超えると鍛造性が劣化するため、Ｏ含有量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。なお、Ｏ含有量は少ない方が好ましく、より好ましいＯ含有量は０．００６％以下である。

【0026】

また、上述した元素のうち、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｃｒ：１２．００～１５．００％、Ｍｏ：１．００～３．００％、０．２０≦Ｃ＋Ｎ≦０．５０を満たすことにより、本発明に係るステンレス鋼の耐食性をより向上させることができる。

【0027】

さらに、本発明に係るステンレス鋼は、以下に示すＡｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｚｒ、ＲＥＭは、選択的に含有してもよく、含有しなくてもよい。なお、含有しない場合のそれぞれの元素の下限は、０％以上である。以下、それぞれの元素について説明する。

【0028】

Ａｌは脱酸剤として有効な元素であり、必要に応じて０．００５％以上含有してもよい。しかしながら０．０８０％を超えて含有すると酸化物量が増加し、鍛造性が低下する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、好ましい上限は０．０５０％以下である。

【0029】

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗは微細な炭窒化物を形成し、粒界に生成するＣｒ炭窒化物を抑制し、耐食性及び靭性を向上させる。そのため、必要に応じていずれか１種以上を、０．０５％以上含有してもよい。しかしながら、いずれか１種でも０．５０％を超えて含有すると、その効果は飽和するばかりか、かえって靭性が劣化する。そのため、それぞれの元素の含有量の上限を０．５０％以下とする。それぞれの元素の含有量の好ましい下限は０．１０％以上であり、それぞれの好ましい上限は０．３０％以下である。

【0030】

Ｂは粒界のＰ偏析を抑制し、靭性を更に向上させるため、必要に応じて０．０００５％以上含有してもよい。しかしながら０．００５０％を超えると粗大なホウ化物を形成し、靭性が劣化する。そのため、Ｂ含有量の上限を０．００５０％以下とする。好ましいＢ含有量の下限は０．００１０％以上であり、好ましい上限は０．００４０％以下である。

【0031】

Ｃａは熱間加工性を向上させる有用な元素であり、必要に応じて０．０００５％以上含有してもよい。しかしながら０．００５０％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％以下とする。

【0032】

Ｃｏは焼入れ性向上、また耐摩耗性向上のために必要に応じて０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、０．５０％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｃｏ含有量の上限を０．５０％以下とする。

【0033】

Ｍｇは脱酸を強化するのに有用な元素であり、必要に応じて０．０００５％以上含有する。しかしながら、０．００５０％を越えると熱間加工性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０％以下とする。

【0034】

Ｇａは冷間加工性向上のために必要に応じて０．０００５％以上含有してもよい。しかしながら、０．００５０％を超えると鍛造性が劣化する。そのため、Ｇａ含有量の上限を０．００５０％以下とする。

【0035】

Ｓｎは耐食性向上のために必要に応じて０．００１％以上含有してもよい。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５００％を超えると、耐食性向上効果が飽和するばかりか、熱間加工性及び鍛造性が劣化する。そのため、Ｓｎ含有量の上限を０．５００％以下とする。

【0036】

Ｓｂは耐食性向上のために必要に応じて０．００１０％以上含有してもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．５０００％を超えると、Ｓｂの偏析によって耐食性が劣化する。そのため、Ｓｂ含有量の上限を０．５０００％以下とする。

【0037】

Ｔａは耐摩耗性及び耐食性を向上させるために必要に応じて０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、０．５０％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｔａ含有量の上限を０．５０％以下とする。

【0038】

ＺｒはＣｒ炭窒化物の生成を抑制するため、必要に応じて０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、０．５０％を超えると、粗大な炭窒化物に起因して耐食性が劣化する。そのため、Ｚｒ含有量の上限を０．５０％以下とする。

【0039】

ＲＥＭは脱酸に有効であり、また熱間加工性を改善するため必要に応じて０．００１％以上含有してもよい。しかしながら、０．１００％を超えると、かえって熱間加工性が悪くなる。そのため、ＲＥＭ含有量の上限を０．１００％以下とする。
なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類金属であり、原子番号５７～７１までの元素である。「ＲＥＭの含有量」とは、これらの全ＲＥＭ元素の含有量の合計値を意味する。全含有量が上記範囲内であれば、ＲＥＭ元素の種類が１種類であっても２種類以上であっても、同様な効果が得られる。

【0040】

本発明に係るステンレス鋼のバルクのＨＶ硬さは、３５０ＨＶ以下とする。好ましくは、３００ＨＶ以下である。バルクのＨＶ硬さとは、表面硬化層以外のステンレス鋼の硬さである。バルクのＨＶ硬さが３５０ＨＶ超であると、本発明に係るステンレス鋼に対して、例えば圧縮率が６０％以上の強鍛造を行って高圧ポンプ等のエンジン向け燃料系部品に精密加工する際に割れが発生したり、金型寿命が低下する。そのため、本発明に係るステンレス鋼のバルクのＨＶ硬さは３５０ＨＶ以下であることが好ましい。この場合は、圧縮率が６０％以上の鍛造が可能となる。バルクのＨＶ硬さは好ましくは３００ＨＶ以下である。この場合は、圧縮率が７０％以上の鍛造が可能となる。

【0041】

なお、ここでいう圧縮率とは、据え込み加工時の高さ減少率のことを指し、ｅ：圧縮率（％）、ｈ_０：鍛造前の試料高さ、ｈ：鍛造後の試料高さとしたとき、下記式（１）で表される。

【0042】

ｅ＝（１－ｈ／ｈ_０）×１００ ・・・ （１）

【0043】

本発明に係るステンレス鋼のバルクの組織は、フェライトが主体の組織になる。フェライト組織中には、炭窒化物が含まれていてもよい。

【0044】

また、本発明に係るステンレス鋼において、一部または全部の領域に形成された表面硬化層のＨＶ硬さは、５００ＨＶ以上とする。なお、本明細書において表面硬化層とは、表面硬化処理が施された領域の、表面から深さ方向０．５ｍｍまでの範囲のことを意味する。燃料噴射装置には例えば、プランジャや、プランジャと接する部品等のように、繰り返しの摺動により摩耗が懸念される部位がある。当該部位のＨＶ硬さが５００ＨＶ未満であると、摩耗により寸法が変化し、正確な燃料噴射制御が行えなくなる。そのため、本発明に係るステンレス鋼の表面硬化層のＨＶ硬さは５００ＨＶ以上とする。好ましくは５５０ＨＶ以上とする。

【0045】

本発明に係るステンレス鋼において、表面硬化層の炭窒化物サイズは１．０μｍ以下とする。より好ましくは０．５μｍ以下である。なお、ここでいう炭窒化物サイズとは、炭窒化物の円相当直径を意味する。
表面硬化層の炭窒化物サイズが１．０μｍを超えると、仕上げ切削により目標形状へと加工を施す際に、表面粗さが劣化し、仕上げ切削時に目標の寸法精度が満足できなくなる。これにより、正確な燃料噴射制御が行えなくなる。

【0046】

また、表面硬化層の炭窒化物量の上限は０．５０ｍａｓｓ％以下とする。表面硬化層中の炭窒化物量が０．５０ｍａｓｓ％超であると、表層部に未固溶炭窒化物が多く存在し、耐食性が不十分となる。表面硬化層の炭化物以外の組織は、マルテンサイト組織であることが好ましい。

【0047】

また、本発明に係るステンレス鋼は、蟻酸等の有機酸を含む粗悪燃料中での使用を想定しており、該環境下でも寸法精度を維持できる耐食性が必要である。そのため、本発明に係るステンレス鋼は、粗悪燃料中での使用を模擬した下記条件での質量の減少量（腐食減量）が、１．７８×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈ以下であることが好ましい。粗悪燃料中での使用を模擬した条件は、２５℃、３％蟻酸溶液中に試料を１０時間浸漬する条件である。このときの腐食減量が１．７８×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈを超えると、粗悪燃料中での耐食性が不十分となり、正確な燃料噴射制御が行えなくなる。なお、腐食減量は、０．８９×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈ以下であることがより好ましい。

【0048】

次に、本発明に係るステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明に係るステンレス鋼は、例えば、鋳造した丸鋳片に対して熱間の棒鋼圧延を行い、制御焼鈍を行った後、強鍛造及び表面硬化処理することによって製造する。

【0049】

制御焼鈍後のステンレス鋼は、フェライトと炭窒化物の組織を有するものとなる。その後、表面硬化処理を行うことによって表面を焼入れしてマルテンサイト変態させる。従って、表面硬化層は、マルテンサイトと炭窒化物の組織を有するものとなる。
以下、本実施形態のステンレス鋼の製造方法について詳細に説明する。

【0050】

まず、真空溶解にて溶製したφ１８０ｍｍの丸鋳片をφ５０ｍｍになるまで熱間の棒鋼圧延を行い、例えば１０００℃で熱間圧延を終了して棒鋼を得る。その後、この棒鋼に対して制御焼鈍を行う。熱間圧延ままの棒鋼の金属組織は硬質なマルテンサイト組織であり、ＨＶ硬さが５００ＨＶ以上であるため、強鍛造を行うことが困難である。そのため、熱間圧延終了後に、棒鋼の軟質化を目的とした制御焼鈍を行う。この制御焼鈍によって、硬質なマルテンサイト組織をフェライト組織に相変態させて、鋼材の硬度を低下させる。

【0051】

制御焼鈍は、まず、棒鋼中のマルテンサイト組織をオーステナイト組織に相変態させるために、棒鋼をＡｃ１点以上の７５０～１０５０℃の温度範囲で０．５～５０時間保定する。次に、オーステナイト組織をフェライト組織に相変態させるために、Ａｃ１点直下の６５０～７４０℃まで炉冷し、当該温度域で０．５～５０時間保定した後、５００～６００℃まで炉冷して、その後空冷を行うことによって実施する。なお、Ａｃ１点は、フェライト組織とオーステナイト組織の変態温度であり、変態点測定（フォーマスター）試験で熱処理時の変態による膨張、収縮を検出することで実験的に求めることができる。

【0052】

次に、制御焼鈍後の棒鋼に対して、圧縮率が６０％以上の鍛造（強鍛造）を行って目的の形状に加工する。目的の形状に加工する方法の一例として、プレス鍛造を複数回行うことが挙げられる。この場合は、単工程の金型を複数個並べ、送り装置によって連続的にプレス鍛造を行い、目的形状に成形していくとよい。棒鋼の制御焼鈍時の焼鈍ムラによっては、強鍛造時に割れが発生する場合があるため、連続的に行っているプレス鍛造の途中で、６００～８００℃の温度範囲で１～２０分程度の焼鈍を行い、その後、再びプレス鍛造を行うとよい。また、圧縮率が６０％以上の、一回の鍛造によって目的の形状としてもよい。

【0053】

強鍛造後のステンレス鋼の、摺動摩耗懸念部の強度確保のため、表面から深さ方向０．５ｍｍにかけて表面硬化処理を施す。表面硬化処理は高周波誘導加熱、直接通電加熱等様々あるが、部品形状に合わせて必要部分に加熱コイルを配置できる高周波誘導加熱を行うことが好ましい。高周波誘導加熱を行う場合は、摺動摩耗懸念部に対応する部分に加熱コイルを配置し、８５０～１１００℃の温度範囲まで１００℃／ｓ以上で昇温し、０～５秒保持した後、１００℃／ｓ以上で冷却する。なお、０秒保持とは、目的温度に達した瞬間に急冷を行うことをいう。これらの温度範囲、昇温速度及び冷却速度は、ステンレス鋼の表面における温度範囲、昇温速度及び冷却速度である。

【0054】

以上説明した本発明によれば、圧縮率６０％以上の強鍛造においても割れの発生のない超精密加工性を有し、更に腐食減量が少なく耐食性に優れ、かつ耐摩耗性にも優れたエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明に係るエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼は、エンジン向け燃料系部品を製造する際に部品点数を削減することができ、コストダウンにも寄与する。
また、本発明に係るエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼は、超精密加工性を有しているため、エンジン向け燃料系部品を製造する際に溶接部の少ないエンジン向け燃料系部品を製造することができる。
また、本発明に係るエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼は、耐食性及び耐摩耗性に優れるため、プランジャ、プランジャと接する部品や高圧ポンプ等のエンジン向け燃料系部品に好適に用いられる。

【実施例】

【0055】

次に本発明の実施例について説明する。
まず、表１Ａ～表２Ｂに示す成分の鋼を１００ｋｇの真空溶解炉にて溶解し、φ１８０ｍｍの丸鋳片に鋳造した。この丸鋳片をφ５０ｍｍになるまで熱間の棒鋼圧延を行い、１０００℃で熱間圧延を終了した。その後、後工程でプレスによる強鍛造を行うため、制御焼鈍を行った。なお、表１Ａ～表１Ｄは本発明鋼の化学組成であり、表２Ａ及び表２Ｂは比較鋼の化学組成である。

【0056】

【表1A】

【0057】

【表1B】

【0058】

【表1C】

【0059】

【表1D】

【0060】

【表2A】

【0061】

【表2B】

【0062】

制御焼鈍はＡｃ１点以上の７５０～１０５０℃の温度範囲で０．５～５０時間保定した後、Ａｃ１点直下の６８０℃まで炉冷し、６８０℃で０．５～５０時間保定した後さらに、６００℃まで炉冷して、その後空冷を行った。

【0063】

上記制御焼鈍を行った後、鍛造時の割れの原因となる棒鋼表面の疵をピーリング加工により取り除き、該棒鋼より目的形状へのプレス鍛造を行った。プレス鍛造は単工程の金型を複数個並べ、送り装置によって連続的に行い、目的形状に成形した。このとき、連続的に行っているプレス鍛造の途中で、６００～８００℃の温度範囲で１～２０分程度の焼鈍を行い、その後、再び鍛造を行い、目的形状へ近づけていった。この時、下記式（１）で表される圧縮率が７０％のプレス鍛造を行っても割れが発生しなかったものを◎、７０％未満６０％以上のプレス鍛造を行っても割れが発生しなかったものを○、プレス鍛造時に割れが発生したものを×とし、超精密加工性（鍛造性）を評価した。
なお、下記式（１）中のｅ、ｈ_０、ｈはそれぞれ、ｅ：圧縮率、ｈ_０：鍛造前の試料高さ、ｈ：鍛造後の試料高さ、である。

【0064】

ｅ＝（１－ｈ／ｈ_０）×１００ ・・・ （１）

【0065】

鍛造後のステンレス鋼について表面硬化処理を行った。本実施例では、表面硬化処理として高周波誘導加熱を行った。摺動摩耗懸念部に対応する部分に加熱コイルを配置し、８５０～１１００℃の温度範囲まで１００℃／ｓ以上で昇温し、０～５秒保持した後、１００℃／ｓ以上で冷却した。

【0066】

表面硬化処理後の各試料について表面硬化処理を行った領域の、表層部の炭窒化物サイズ、炭窒化物量、表層部のＨＶ硬さ及びバルクのＨＶ硬さを測定した。

【0067】

炭窒化物サイズは電子顕微鏡を用いて、倍率５０００倍、視野数１０で観察された炭窒化物の直径を測定した。炭窒化物の平均直径が０．５μｍ以下のものを◎、０．５μｍを超え１．０μｍ以下のものを○、１．０μｍを越えるものを×とした。

【0068】

表層部における炭窒化物量は、非金属介在物の電解抽出残渣分析によるＣｒ残渣量より評価した。Ｃｒ残渣量が、０．５０ｍａｓｓ％以下のものを○、０．５０ｍａｓｓ％を超えるものを×とした。

【0069】

表層部のＨＶ硬さは、荷重１ｋｇｆの条件で表面から深さ方向０．３ｍｍ部のＨＶ硬さを測定した。ＨＶ硬さが５５０ＨＶ以上のものを◎、５００ＨＶ以上、５５０ＨＶ未満のものを〇、５００ＨＶ未満のものを×とした。
また、バルクのＨＶ硬さは、表面から深さ方向０．８ｍｍにおけるＨＶ硬さを測定した。

【0070】

表面硬化処理後の寸法精度（変動）は腐食減量によって評価した。２５℃、３％蟻酸溶液中に試料を１０時間浸漬した後の、試料の質量を測定して減少量（腐食減量）を算出した。腐食減量が．０．８９×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈ以下のものを◎、０．８９×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈを超え、１．７８×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈ以下のものを○、１．７８×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈを超えるものを×と評価した。

【0071】

以上の方法により測定したステンレス鋼における、表層部の炭窒化物サイズ、表層部の炭窒化物量、表層部のＨＶ硬さ及び腐食減量を表３Ａ、表３Ｂ及び４に示す。なお、表３Ａ、表３Ｂは本発明鋼の評価結果であり、表４は比較鋼の評価結果である。

【0072】

【表3A】

【0073】

【表3B】

【0074】

【表4】

【0075】

表３Ａ及び表３Ｂを見ると、本発明鋼Ｎｏ．１～４８はいずれも鍛造性が良好であり、表層部の炭窒化物量が０．５０ｍａｓｓ％以下、炭窒化物サイズが１．０μｍ以下であり、さらに表層部のＨＶ硬さが５００ＨＶ以上であった。また、寸法精度（変動）においても、腐食減量が１．７８×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈ以下と良好であった。なお、バルク（表面から深さ０．８ｍｍ位置）のＨＶ硬さは、試験Ｎｏ．１～４８のいずれも３５０ＨＶ以下であり、超精密加工性（鍛造性）が◎と評価されたものは、バルクのＨＶ硬さが３００ＨＶ以下であった。

【0076】

また、表１Ａ～表１Ｄにおいて、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｃｒ：１２．００～１５．００％、Ｍｏ：１．００～３．００％、０．２０≦Ｃ＋Ｎ≦０．５０を満足する試料Ｎｏ．１～４、６、７、９～１１、１３～１７、１９、２０、２３、２４、２６、２７、２９～３４、３６、３８～４１、４３～４５、４７は、表３Ａ及び表３Ｂにおいて、腐食減量が０．８９×１０^－２ｇ／ｍ^２ｈ以下となっている。

【0077】

表２Ａ及び表２Ｂの比較鋼Ｎｏ．４９～７５はいずれかの元素が規定範囲外であったため、鍛造性、表層部の炭窒化物量、炭窒化物サイズ、腐食減量、ＨＶ硬さのいずれかが規定する条件を満足しなかった。なお、鍛造性の評価においてに割れが発生した比較鋼においては、バルクのＨＶ硬さが、いずれも３５０ＨＶ超であった。

【0078】

表４の試験Ｎｏ．４９はＣｒ含有量が少なく、Ｎｏ．５３はＭｏ含有量が少なく、Ｎｏ．５４はＭｏ含有量が多く、Ｎｏ．６９はＳｂ含有量が多かったため、いずれにおいても、腐食減量が多くなった例である。

【0079】

Ｎｏ．５０は、Ｃｒ含有量が多かったため、炭窒化物サイズが大きくなり、また、Ｃｒ残渣量が多くなり、腐食減量が多くなった例である。

【0080】

Ｎｏ．５１はＭｎ含有量が多く、Ｎｏ．５２はＳｉ含有量が多く、Ｎｏ．５５はＮｉ含有量が多く、Ｎｏ．５６はＣｕ含有量が多く、Ｎｏ．５９はＮ含有量が多く、Ｎｏ．６２～６８はそれぞれＡｌ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ含有量が多く、Ｎｏ．７０～７４はそれぞれＭｇ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｔａ含有量が多かったため、いずれにおいても強鍛造時に割れが発生した例である。

【0081】

Ｎｏ．５７はＣ含有量が少なく、また、Ｃ＋Ｎが低く、Ｎｏ．６１はＣ＋Ｎが低かったため、いずれにおいても表層部の硬さが低くなった例である。

【0082】

Ｎｏ．５８はＣ含有量が多く、また、Ｃ＋Ｎが高く、Ｎｏ．６０はＣ＋Ｎが高かったため、いずれにおいても、炭窒化物サイズが大きくなり、Ｃｒ残渣量が多くなり、強鍛造時に割れが発生し、腐食減量が多くなった例である。

【0083】

Ｎｏ．７５はＧａ及びＺｒ含有量が多かったため、炭窒化物サイズが大きくなり、強鍛造時に割れが発生した例である。

【0084】

次に、制御焼鈍の条件を変更した例について説明する。
本発明鋼（試料Ｎｏ．２、３、４，６，７，１３、１４，１９、２０）に対して、制御焼鈍として、Ａｃ１点以上の７５０～１０５０℃の温度範囲で０．５～５０時間保定した後、Ａｃ１点直下の６８０℃まで炉冷し、６８０℃で保定なしとし、さらに、６００℃まで炉冷して、その後空冷を行った。

【0085】

更に、表３Ａ、表３Ｂ及び表４の場合と同様にして、鍛造時の割れの原因となる棒鋼表面の疵をピーリング加工により取り除き、該棒鋼より目的形状へのプレス鍛造を行った。

【0086】

更に、プレス鍛造後のステンレス鋼について表面硬化処理を行った。表面硬化処理として高周波誘導加熱を行った。摺動摩耗懸念部に対応する部分に加熱コイルを配置し、８５０～１１００℃の温度範囲まで１００℃／ｓ以上で昇温し、０～５秒保持した後、１００℃／ｓ以上で冷却した。

【0087】

以上の方法により製造したステンレス鋼における、表層部の炭窒化物サイズ、表層部の炭窒化物量、表層部のＨＶ硬さ及び腐食減量を表５に示す。

【0088】

表５に示すように、試験Ｎｏ．７６～８４のいずれの鋼もバルクのＨＶ硬さが３５０ＨＶを超えており、鍛造性が不良であった。これは、制御焼鈍において、Ａｃ１点直下の６８０℃まで炉冷した後に、６８０℃で保定なしのまま、６００℃まで炉冷してから空冷を行ったためと推測される。

【0089】

次に、表面硬化処理を行わなかった例について説明する。
本発明鋼（試料Ｎｏ．２、３、２０）に対して、制御焼鈍として、Ａｃ１点以上の７５０～９００℃の温度範囲で０．５～５０時間保定した後、Ａｃ１点直下の６８０℃まで炉冷し、６８０℃で０．５～５０時間保定し、さらに、６００℃まで炉冷して、その後空冷を行った。

【0090】

更に、表３Ａ、表３Ｂ及び表４の場合と同様にして、鍛造時の割れの原因となる棒鋼表面の疵をピーリング加工により取り除き、該棒鋼より目的形状へのプレス鍛造を行った。表面硬化処理は実施しなかった。

【0091】

表５の試験Ｎｏ，８５～８７に示すように、表面硬化処理を行わなかった例では、鍛造性は良好であったが、表面のＨＶ硬さが十分ではなく、腐食減量も大きかった。

【0092】

【表5】

【産業上の利用可能性】

【0093】

以上の実施例より、本発明は、強鍛造においても超精密加工性を有し、その後の表層部の焼入れ処理により表面硬化層を形成し、使用時の腐食摩耗を抑制したエンジン向け燃料系部品用ステンレス鋼を提供することが可能であるため、産業極めて有用である。