(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
スチールピストン用鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２８％以下、
Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０８〜０．４０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、
からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
前記スチールピストン用鋼材の軸方向に平行な断面において、
Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有するＭｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下であり、
前記Ｍｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2であり、
酸素を１０．０質量％以上含有する酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下である、
スチールピストン用鋼材。
０．４２≦Ｍｏ＋３Ｖ≦１．５０  （１）
Ｖ／Ｍｏ≧０．５０  （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載のスチールピストン用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、及び、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
スチールピストン用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、スチールピストンに用いられる鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
ディーゼルエンジン等に代表されるエンジンは、ピストンを含む。ピストンは、エンジンのシリンダ内に収納され、シリンダ内を往復移動する。ピストンは、エンジン作動中の燃焼過程において、高温の熱に曝される。【０００３】
従前のピストンの多くは、アルミニウムを鋳造して製造されている。しかしながら近年、エンジンの燃焼効率のさらなる向上が求められている。アルミ鋳造品のピストンでは、使用中のピストンの表面温度が２４０〜３３０℃程度である。【０００４】
最近では、さらに高い燃焼温度域においてピストンを使用して、燃焼効率を高める検討がされている。そのため、使用中のピストンの表面温度が４００℃以上、さらには５００℃以上となっても、耐久可能なピストン用材料が求められている。このような要望に応えるために、鋼材を用いて製造されるスチールピストンが提案され始めている。スチールピストンはたとえば、特許文献１に提案されている。スチールピストンはアルミ鋳造品のピストンと比較して、素材の融点が高い。そのため、スチールピストンはアルミ鋳造品のピストンと比較して、より高い燃焼温度域でも使用することができる。【０００５】
特許文献２では、スチールピストンの寿命を高める技術が提案されている。具体的には、特許文献２では、スチールピストンの寿命について、次の点を指摘している。高い燃焼温域でのスチールピストンの使用中において、スチールピストンのピストンクラウン表面に酸化スケールが生成する。生成した酸化スケールがピストンクラウンから剥離することにより、ピストンクラウンにはスケールきずが形成される。このスケールきず（酸化スケールが剥離した領域）が広がることにより、スチールピストンのピストンクラウンにクラックが発生する。特許文献２では、この問題を解決するために、スチールピストンのピストンクラウン上に、酸化スケールの生成を抑制するための保護層を形成する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００４−１８１５３４号公報
【特許文献２】特開２０１５−０７８６９３号公報
【０００７】
上述の特許文献２では、スチールピストンに保護層を形成することにより、スチールピストンの寿命を高める。しかしながら、スチールピストンに用いられる鋼材については、特に検討されていない。さらに、鋼材そのものの特性を調整することによる、スチールピストンに適した鋼材については、他の文献でも提案されていない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本開示の目的は、表面温度が４００℃以上となるスチールピストン用途に適したスチールピストン用鋼材を提供することである。より具体的には、（１）スチールピストン製造時における被削性に優れ、（２）スチールピストン使用時における高温疲労強度及び靱性に優れ、（３）スチールピストンを接合により製造した場合の、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の高温疲労強度に優れる、スチールピストン用鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本開示によるスチールピストン用鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２８％以下、
Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０８〜０．４０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、
からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
前記スチールピストン用鋼材の軸方向に平行な断面において、
Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有するＭｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下であり、
前記Ｍｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2であり、
酸素を１０．０質量％以上含有する酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下である、
スチールピストン用鋼材。
０．４２≦Ｍｏ＋３Ｖ≦１．５０  （１）
Ｖ／Ｍｏ≧０．５０  （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【発明の効果】
【００１０】
本開示によるスチールピストン用鋼材は、表面温度が４００℃以上となるスチールピストン用途に適する。より具体的には、本開示によるスチールピストン用鋼材は、（１）スチールピストン製造時における被削性に優れ、（２）スチールピストン使用時における高温疲労強度及び靱性に優れ、（３）スチールピストンを接合により製造した場合の、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の高温疲労強度に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、本実施形態の鋼材に関して、ピストン使用時の強度の低下を抑制できることを示す図である。
【図２】図２は、本実施形態における、Ｍｎ硫化物及び酸化物の測定するときのサンプルの採取位置を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者は初めに、スチールピストン用鋼材に求められる機械特性について、検討を行った。
【００１３】
従前の研究では、たとえば、特許文献２に記載されているとおり、スチールピストンの寿命が低下する主な原因として、おおむね次のとおり説明されている。
【００１４】
燃焼効率を高めることを目的としてエンジンにスチールピストンを採用した場合、燃焼温度を高めることができる。具体的には、従来のピストンの表面温度は２４０〜３３０℃程度であった。しかしながら、スチールピストンを採用した場合、ピストンの表面温度を従来よりも１００℃程度高めることができる。具体的には、スチールピストンでは、ピストンの表面温度が４００℃以上又は５００℃以上であっても耐久可能である。
【００１５】
スチールピストンを採用した場合、エンジン動作中において、スチールピストンのピストンクラウンの表面の一部が酸化して、酸化スケールが生成する。酸化スケールのスチールピストンに対する密着性は低い。そのため、スチールピストンの上下動に伴い、酸化スケールがスチールピストンから剥離する。スチールピストンの表面のうち、酸化スケールが剥離した領域が、スチールピストンの使用時間に応じて拡大されていく。そして、酸化スケールが剥離した領域において、クラックが発生する。以上のメカニズムにより、スチールピストンの寿命が決まる。
【００１６】
以上のとおり、スチールピストンに関する従前の研究では、ピストン寿命が低下する主な原因は、エンジン動作中に生成する酸化スケールであると考えられていた。
【００１７】
しかしながら本発明者は、スチールピストンの寿命が低下する主な要因は、酸化スケールではなく、次のメカニズムに起因すると考えた。
【００１８】
上述のとおり、スチールピストンを用いたエンジンでは、燃焼効率を高めるために、燃焼温度が従来よりも高い温度（５００℃以上）になる。そのため、エンジン動作状態においては、スチールピストンは燃焼温度により熱膨張する。その結果、エンジン動作状態のスチールピストンには、圧縮応力が発生する。一方、エンジン動作状態からエンジン停止状態となったとき、エンジンは常温まで冷却される。このとき、スチールピストンは冷却により収縮する。そのため、エンジン停止状態のスチールピストンには引張応力が発生する。
【００１９】
以上のとおり、エンジン内のスチールピストンでは、エンジン動作状態では圧縮応力が掛かり、エンジン停止状態では引張応力が掛かる。エンジンは動作状態と停止状態とを繰り返す。つまり、エンジン動作状態及びエンジン停止状態が繰り返されると、スチールピストンは圧縮応力と引張応力とを交互に繰り返し受ける。したがって、スチールピストンの寿命は、従来考えられていた酸化スケールに起因したクラック発生が主な要因となるのではなく、エンジン動作状態及びエンジン停止状態の繰り返しに伴う熱疲労によるクラック発生が主な要因になると本発明者は考えた。
【００２０】
そこで、本発明者は、スチールピストンの熱疲労による寿命低下を抑制する方法を検討した。熱疲労による寿命低下を抑制するには、スチールピストンの使用環境である５００〜６００℃において、疲労強度を高めることが有効であると考えた。疲労強度を高めるには、高温での鋼材の強度を高めることが有効である。高温での強度を高くできれば、熱疲労によるき裂等の発生は抑制される。その結果、スチールピストンの寿命が向上する。
【００２１】
一般的に鋼材の強度は温度の上昇とともに低下する。したがって、常温での鋼材の強度を高めておけば、温度上昇に伴い強度は下がるものの、鋼材の表面温度が４００〜６００℃程度となる高温域においても強度をある程度維持することができる。
【００２２】
しかしながら、スチールピストンは、鋼材を熱間鍛造により粗形状の中間品を製造した後、切削加工を実施することにより製造される。したがって、スチールピストン用鋼材の常温での強度が高ければ、中間品を製造した後の切削加工が困難となる。したがって、スチールピストン用鋼材には、スチールピストンとして使用される前には被削性が求められ、スチールピストンとして使用中には高温での高い疲労強度が必要となる。スチールピストンとして使用中にはさらに、高い靱性も求められる。温度と靱性との関係を考慮した場合、温度が低い方が靱性が低くなる。したがって、スチールピストンの常温における靱性が十分に高ければ、４００〜６００℃での靱性も当然に高くなる。
【００２３】
そこで、本発明者は、スチールピストン製造時においては被削性に優れ、かつ、スチールピストン使用時においては高温疲労強度に優れ、かつ、靱性にも優れる鋼材について検討を行った。
【００２４】
上述のとおり、エンジン動作中において、スチールピストンの表面温度は４００℃以上の高温域に長時間曝される。そこで、スチールピストンとして使用する前においては、鋼材の強度を低くしておき被削性を維持する。そして、スチールピストンの表面温度が４００〜６００℃となるような高温環境でのスチールピストンの使用中（エンジン動作中）において、時効析出により鋼材の高温強度を高める。この場合、鋼材の被削性を維持しつつ、エンジン動作中の高温域での高温疲労強度を高めることができる。
【００２５】
さらに、スチールピストンは、その製造工程において、スチールピストンの上部材（ピストンヘッドの上部）と、スチールピストンの下部材（ピストンヘッドの下部）とを摩擦接合又はレーザー接合して成形される場合がある。これらの接合方法により接合された場合、接合界面近傍の領域は接合時の熱影響を受けた溶接熱影響部（ＨＡＺ）が形成されている。そのため、スチールピストン使用中において、ＨＡＺの高温疲労強度を確保する必要がある。
【００２６】
以上のとおり、スチールピストン用鋼材では、（１）スチールピストン製造時における優れた被削性、（２）スチールピストン使用時における優れた高温疲労強度及び優れた靱性、（３）スチールピストンを接合により製造した場合の、ＨＡＺの高温疲労強度の確保、が必要となると本発明者は考えた。そこで、本発明者は、（１）〜（３）の特性を満たす鋼材の化学組成及び組織について検討を行った。その結果、次の知見を得た。
【００２７】
［スチールピストン製造時の被削性とスチールピストン使用中の高温疲労強度及び靱性との両立］
本発明者はまず、スチールピストンの製造時において被削性に優れ、スチールピストンの使用時において高温域での疲労強度（高温疲労強度）及び靱性に優れる鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２８％以下、Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．４０％、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たせば、スチールピストンの製造時において被削性に優れ、かつ、スチールピストンの使用時において高温域での強度低下を抑制できることを見出した。
０．４２≦Ｍｏ＋３Ｖ≦１．５０  （１）
Ｖ／Ｍｏ≧０．５０  （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。以下、この点について詳述する。
【００２８】
スチールピストンはたとえば、次の工程で製造される。初めに、スチールピストン用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、中間品（上部材、下部材）を製造する。中間品に対して調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施する。調質処理後の上部材及び下部材を摩擦接合又はレーザー接合により接合して、接合品を製造する。接合品に対して、切削等の機械加工を実施して、最終製品であるスチールピストンを製造する。又は、熱間鍛造により製造された上部材及び下部材を摩擦接合又はレーザー接合して接合品を製造する。接合品に対して調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施する。調質処理後の接合品に対して、切削等の機械加工を実施して、最終製品であるスチールピストンを製造する。要するに、スチールピストンの製造パターンはたとえば、次の２通りがある。
パターン１：熱間鍛造→調質処理→接合→機械加工
パターン２：熱間鍛造→接合→調質処理→機械加工
【００２９】
本実施形態のスチールピストン用鋼材では、被削性を高めるために、Ｃ含有量の上限を０．３０％に抑える。そして、上述の製造工程の調質処理工程中の焼戻しにおいて、エンジン動作中のスチールピストンの表面温度と同程度の温度（４００〜６００℃）で焼戻しを実施する。これにより、焼戻し後の中間品の表面の硬さを下げることができる。そのため、後述の粗大Ｍｎ硫化物の個数条件を満たすことを前提として、高い被削性が得られる。
【００３０】
さらに、本実施形態のスチールピストン用鋼材では、スチールピストン使用時の時効析出元素として、０．０８〜０．４０％のＭｏと、０．１０〜０．４０％のＶとを含有する。これらの時効析出元素を複合して含有することにより、使用中のスチールピストンの温度域（５００〜６００℃）において、スチールピストン内に微細なＭｏ及び／又はＶを含有する炭化物を時効析出させる。ＭｏとＶとの複合含有による時効析出により、エンジン動作中におけるスチールピストンの高温強度を確保する。この場合、熱疲労によりスチールピストンの寿命が低下するのを抑制できる。
【００３１】
この効果を得るために、スチールピストン用鋼材のＭｏ含有量及びＶ含有量は、次の式（１）及び式（２）を満たす。
０．４２≦Ｍｏ＋３Ｖ≦１．５０  （１）
Ｖ／Ｍｏ≧０．５０  （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。以下、この点について詳述する。
【００３２】
Ｆ１＝Ｍｏ＋３Ｖと定義する。Ｆ１はＭｏ及びＶの時効析出による高温強度の強化能を示す指標である。Ｆ１が０．４２未満であれば、Ｍｏ及び／又はＶを含有する炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、及び、Ｍｏ及びＶを含有する複合炭化物）が十分に時効析出できず、鋼材の所望の高温強度が得られない。一方、Ｆ１が１．５０を超えれば、その効果が飽和するとともに、鋼材の靱性が低下する。Ｆ１が式（１）を満たせば、式（２）を満たすことを前提として、Ｍｏ及び／又はＶを含有する炭化物が十分に析出して、鋼材の高温強度が高まる。その結果、高温での疲労強度も高まる。さらに、鋼材の靱性も高まる。
【００３３】
Ｆ２＝Ｖ／Ｍｏと定義する。Ｍｏ及びＶを、式（１）を満たすように複合で含有し、かつ、Ｆ２が式（２）を満たす場合、鋼材がＭｏを含有してＶを含有しない場合や、鋼材がＭｏを含有せずにＶを含有する場合と比較して、４００〜６００℃の温度域で、より多くの微細なＭｏ及び／又はＶ含有炭化物が十分に析出する。その結果、鋼材の高温強度がさらに高まる。その理由は定かではないが、次の理由が考えられる。
【００３４】
Ｍｏが鋼材に単独で含有される場合、Ｍｏは５００℃程度の温度域で炭化物を形成して時効析出する。Ｖが鋼材に単独で含有される場合、ＶはＭｏよりも高い６００℃程度の温度域で炭化物を形成して時効析出する。
【００３５】
一方、鋼材がＭｏ及びＶを複合含有する場合、５００℃程度の温度域でＭｏ炭化物が析出する。さらに、Ｍｏ炭化物が析出するときに、本来６００℃程度で析出するＶ炭化物がＭｏ炭化物の析出に誘起され、６００℃よりも低い温度域で、Ｍｏ及びＶを含有する微細な複合炭化物として析出する。Ｍｏ及びＶを含有する複合炭化物は、析出後に温度が上昇しても成長しにくく、微細なまま維持される。さらに、６００℃程度の温度域では、複合炭化物として析出せずに固溶状態であったＶが、炭化物として微細に析出する。
【００３６】
Ｆ２は、Ｍｏ及びＶの複合炭化物の析出のしやすさを示す指標である。Ｆ２が０．５０未満の場合、Ｍｏ及びＶを含有する複合炭化物が十分に析出しない。そのため、Ｆ１が式（１）を満たしていても、十分な高温強度が得られない。Ｆ１が式（１）を満たし、かつ、Ｆ２が式（２）を満たせば、４００〜６００℃の高温域における強度の低下を抑制でき、優れた高温強度及び高温疲労強度が得られる。
【００３７】
図１は、本実施形態のスチールピストン用鋼材に関して、スチールピストン使用時の強度の低下を抑制できることを示す図である。図１中の「◆」印は、式（１）及び式（２）を満たす上記化学組成の本実施形態のスチールピストン用鋼材の試験結果である。「□」印は、従来のスチールピストン用鋼材の代表例（ＩＳＯ規格の４２ＣｒＭｏ４に相当、以下、比較例鋼材という）である。図１の縦軸は、比較例鋼材の２０℃大気中での降伏強度ＹＰを基準値とした場合の、各加工温度での降伏強度の差分値を示す。なお、本実施形態のスチールピストン用鋼材は、後述の介在物規定も満たしていた。図１は次の試験により得られた。
【００３８】
スチールピストンとしての使用状態を想定して、上述の化学組成を有する本実施形態のスチールピストン用鋼材、及び、比較例鋼材に対して、９２０℃で焼入れを実施した後、６００℃（スチールピストンの想定使用温度）で焼戻しを実施した。焼戻し後の各鋼材に対して、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を、大気中において、２０℃〜６００℃の温度域で実施して、各温度での降伏強度を得た。得られた降伏強度に基づいて、図１を作成した。
【００３９】
図１を参照して、本実施形態のスチールピストン用鋼材（「◆」印）の温度上昇に伴う降伏強度の低下量は、比較例鋼材（「□」印）の温度上昇に伴う降伏強度の低下量よりも小さい。より具体的には、２０℃における本実施形態のスチールピストン用鋼材の降伏強度から２０℃における比較例鋼材の降伏強度を差し引いた差分値ＹＳ２０に対して、５００℃における差分値ＹＳ５００は大きくなり、６００℃における差分値ＹＳ６００はさらに大きくなる。このことは、本実施形態のスチールピストン用鋼材の温度上昇に伴う降伏強度の低下量が、比較例鋼材の温度上昇に伴う降伏強度の低下量よりも小さいことを示している。これは、本実施形態のスチールピストン用鋼材では、スチールピストンとしての使用時において、微細な時効析出物が析出していることにより、温度上昇に伴う降伏強度の低下を抑えることができることを示している。
【００４０】
［介在物の制御による被削性及びＨＡＺ領域を含む鋼材の高温疲労強度］
本発明者はさらに、本実施形態のスチールピストン用鋼材において、鋼中の介在物について、次の規定（Ａ）〜（Ｃ）を全て満たせば、（１）スチールピストン製造時における被削性、（２）スチールピストン使用時における高温疲労強度、（３）スチールピストン使用時におけるＨＡＺ領域の高温疲労強度の確保、が可能であることを見出した。
（Ａ）Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有するＭｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下である。
（Ｂ）Ｍｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2である。
（Ｃ）酸素を１０．０質量％以上含有する酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下である。
以下、この点について詳述する。
【００４１】
本実施形態の化学組成を有する鋼材では、鋼中にＭｎ硫化物及び酸化物が存在する。ここで、本明細書において、Ｍｎ硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
Ｍｎ硫化物：１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳとを含有する介在物
酸化物：質量％で、１０．０質量％以上のＯを含有する介在物
なお、１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳと、１０．０質量％以上のＯ（酸素）を含有する介在物は、本明細書では、「酸化物」とする。つまり、本明細書において、Ｍｎ硫化物は、１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳとを含有し、Ｏ含有量が１０．０％未満である介在物を意味する。
【００４２】
本実施形態では、上記（Ａ）及び（Ｃ）に示すとおり、鋼材中の介在物の大部分を占めるＭｎ硫化物及び酸化物の個数をなるべく少なくする。上述のとおり、スチールピストンは摩擦接合又はレーザー接合により成形される場合がある。この場合、スチールピストン内部にはＨＡＺが存在する。ＨＡＺは他の領域と比較して高温域での疲労強度（高温疲労強度）が低くなる場合がある。ＨＡＺの高温疲労強度を確保するために、介在物であるＭｎ硫化物及び酸化物の個数をなるべく低減する。
【００４３】
一方で、スチールピストン用鋼材では、被削性も必要である。Ｍｎ硫化物は、鋼材の被削性を高める。しかしながら、ある程度のサイズのＭｎ硫化物でなければ、被削性に寄与しない。そこで、本実施形態では、（Ａ）及び（Ｃ）を満たすことを前提として、上記（Ｂ）に示すとおり、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物の個数を１．０〜１０．０個／ｍｍ2とする。この場合、（Ｂ）により、スチールピストン用鋼材の被削性に必要な粗大硫化物の個数を確保しつつ、（Ａ）及び（Ｃ）により鋼中の介在物の総数をなるべく低く抑えて、スチールピストンのＨＡＺの高温疲労強度を確保する。
【００４４】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるスチールピストン用鋼材は、次の構成を有する。
【００４５】
［１］のスチールピストン用鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２８％以下、
Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０８〜０．４０％、
Ｖ：０．１０〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、
からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
前記スチールピストン用鋼材の軸方向に平行な断面において、
Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有するＭｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下であり、
前記Ｍｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2であり、
酸素を１０．０質量％以上含有する酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下である。
０．４２≦Ｍｏ＋３Ｖ≦１．５０  （１）
Ｖ／Ｍｏ≧０．５０  （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００４６】
［２］のスチールピストン用鋼材は、［１］に記載のスチールピストン用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、及び、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する。
【００４７】
以下、本実施形態によるスチールピストン用鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【００４８】
［化学組成］
本実施形態のスチールピストン用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
【００４９】
Ｃ：０．１５〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、スチールピストンの製造時において、鋼材の被削性が低下し、さらに、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．３０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２６％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
【００５０】
Ｓｉ：０．０２〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトの強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、スチールピストンの製造時において、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７８％である。
【００５１】
Ｍｎ：０．２０〜０．８０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高め、かつ、固溶強化により鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．８０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２１％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．７９％であり、さらに好ましくは０．７８％であり、さらに好ましくは０．７７％であり、さらに好ましくは０．７６％であり、さらに好ましくは０．７５％である。
【００５２】
Ｐ：０．０２０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に偏析して鋼材の強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１９％であり、さらに好ましくは、０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１７％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量を過剰に低減するためには製造コストがかかる。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
【００５３】
Ｓ：０．０２８％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ硫化物を形成して、鋼材の被削性を高める。Ｓが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。一方、Ｓ含有量が０．０２８％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＭｎ硫化物が生成したり、過剰にＭｎ硫化物が生成したりする。この場合、高温強度及び高温疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２８％以下である。上記効果をより有効に得るためのＳ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
【００５４】
Ｃｒ：０．８０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の強度を高める。Ｃｒ含有量が０．８０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃｒ炭化物が生成して、高温での疲労強度が低下する。Ｃｒ含有量が１．５０％を超えればさらに、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．８０〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．８２％であり、さらに好ましくは０．８４％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．９５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４２％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３８％であり、さらに好ましくは１．３６％である。
【００５５】
Ｍｏ：０．０８〜０．４０％
モリブデン（Ｍｏ）は、スチールピストンの使用温度域（５００〜６００℃）において、後述のＶとともに時効析出して、析出物を生成する。これにより、エンジン動作状態におけるスチールピストンの高温強度及び高温疲労強度を高く維持することができる。Ｍｏ含有量が０．０８％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高くなり、靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０８〜０．４０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３６％であり、さらに好ましくは０．３４％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
【００５６】
Ｖ：０．１０〜０．４０％
バナジウム（Ｖ）はスチールピストンの使用温度域（５００〜６００℃）において、上述のＭｏとともに時効析出して、析出物を生成する。これにより、エンジン動作状態におけるスチールピストンの高温強度及び疲労強度を高く維持することができる。Ｖ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高くなりすぎ、靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０〜０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％であり、さらに好ましくは０．３６％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
【００５７】
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、酸化物（介在物）が過剰に生成して、ＨＡＺを含むスチールピストンの高温強度及び高温疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１４％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５８％であり、さらに好ましくは０．０５６％であり、さらに好ましくは０．０５２％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４８％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。
【００５８】
Ｎ：０．０１５０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎ含有量が０．０１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％であり、さらに好ましくは０．０１２５％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｎ含有量を過剰に低減するためには製造コストがかかる。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
【００５９】
Ｏ：０．００３０％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏ含有量が０．００３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、酸化物が過剰に生成して、ＨＡＺ領域を含むスチールピストンの高温強度及び疲労強度が低下する。そのため、Ｏ含有量は０．００３０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２６％であり、さらに好ましくは０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量を過剰に低減するためには製造コストがかかる。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
【００６０】
残部：Ｆｅ及び不純物
本実施形態によるスチールピストン用鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、スチールピストン用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を意味する。
【００６１】
不純物としては、上述の不純物以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物は１種だけであってもよいし、２種以上であってもよい。上述した不純物以外の他の不純物は、たとえば、Ｃａ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ等である。これらの元素は、不純物として、たとえば、次の含有量となる場合があり得る。
Ｃａ：０〜０．０００５％、Ｂ：０〜０．０００５％、Ｓｂ：０〜０．０００５％、Ｓｎ：０〜０．０００５％、Ｗ：０〜０．０００５％、Ｃｏ：０〜０．０００５％、Ａｓ：０〜０．０００５％、Ｐｂ：０〜０．０００５％、Ｂｉ：０〜０．０００５％、Ｈ：０〜０．０００５％。
【００６２】
［任意元素について］
上述のスチールピストン用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜１．００％、及び、Ｎｂ：０〜０．１００％からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。
【００６３】
Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕ含有量が０％超であれば、これらの効果がある程度得られる。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、０〜０．５０％である。上記効果をより有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４６％であり、さらに好ましくは０．４４％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【００６４】
Ｎｉ：０〜１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉ含有量が０％超であれば、これらの効果がある程度得られる。一方、Ｎｉ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、その効果が飽和し、さらに、原料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜１．００％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９８％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
【００６５】
Ｎｂ：０〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼材中に炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、炭窒化物等という）を生成して、鋼材の強度を高める。Ｎｂ含有量が０％超であれば、これらの効果がある程度得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎて、スチールピストン製造時の鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
【００６６】
［式（１）及び式（２）について］
本実施形態のスチールピストン用鋼材の化学組成はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
０．４２≦Ｍｏ＋３Ｖ≦１．５０  （１）
Ｖ／Ｍｏ≧０．５０  （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００６７】
［式（１）について］
Ｆ１＝Ｍｏ＋３Ｖと定義する。Ｆ１はＭｏ及びＶの時効析出による高温強度の強化能を示す指標である。
【００６８】
Ｆ１が０．４２未満であれば、Ｍｏ及び／又はＶを含有する炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、及び、Ｍｏ及びＶを含有する複合炭化物）が十分に時効析出しない。そのため、所望の鋼材の高温強度が得られない。一方、Ｆ１が１．５０を超えれば、その効果が飽和するとともに、鋼材の靱性が低下する。Ｆ１が０．４２〜１．５０であれば、つまり、Ｆ１が式（１）を満たせば、式（２）を満たすことを前提として、Ｍｏ及び／又はＶを含有する炭化物が十分に析出して、鋼材の高温強度及び高温疲労強度が高まり、靱性も高まる。Ｆ１の好ましい下限は０．４５であり、さらに好ましくは０．４７であり、さらに好ましくは０．５０であり、さらに好ましくは０．５５であり、さらに好ましくは０．６０であり、さらに好ましくは０．６２である。Ｆ１の好ましい上限は１．４８であり、さらに好ましくは１．４６であり、さらに好ましくは１．４２であり、さらに好ましくは１．４０であり、さらに好ましくは１．３６であり、さらに好ましくは１．３４であり、さらに好ましくは１．３０である。
【００６９】
［式（２）について］
上述のとおり、本実施形態のスチールピストン用鋼材では、５００〜６００℃での温度域において、Ｍｏ及びＶを含有する微細な複合炭化物を多数時効析出させる。これにより、鋼材がＭｏを含有してＶを含有しない場合、又は、鋼材がＶを含有してＭｏを含有しない場合と比較して、本実施形態のスチールピストン用鋼材は、微細な時効析出物をより多く析出させることができる。その結果、鋼材の高温強度及び高温疲労強度が高まる。
【００７０】
Ｆ２＝Ｖ／Ｍｏと定義する。Ｆ２は、Ｍｏ及びＶの複合炭化物の析出のしやすさを示す指標である。Ｆ２が０．５０未満の場合、Ｍｏ及びＶを含有する複合炭化物が十分に析出しない。そのため、Ｆ１が式（１）を満たしていても、十分な高温強度が得られない。Ｆ１が式（１）を満たし、かつ、Ｆ２が式（２）を満たせば、５００〜６００℃の高温域における強度の低下を抑制でき、優れた高温強度及び高温疲労強度が得られる。Ｆ２の好ましい下限は０．５２であり、さらに好ましくは０．５５であり、さらに好ましくは０．５７であり、さらに好ましくは０．６０であり、さらに好ましくは０．６５であり、さらに好ましくは０．７０である。
【００７１】
［スチールピストン用鋼材中の介在物（Ｍｎ硫化物及び酸化物）について］
本実施形態によるスチールピストン用鋼材ではさらに、スチールピストン用鋼材の軸方向（長手方向）に平行な断面において、鋼材中のＭｎ硫化物及び酸化物が次の条件を満たす。
（Ａ）Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有するＭｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下である。
（Ｂ）Ｍｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2である。
（Ｃ）酸素を１０．０質量％以上含有する酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下である。
【００７２】
ここで、本明細書において、Ｍｎ硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
Ｍｎ硫化物：１０．０質量％以上のＳと、１０．０質量％以上のＭｎとを含有する介在物
酸化物：１０．０質量％以上のＯ（酸素）を含有する介在物
なお、１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳと、１０．０質量％以上のＯとを含有する介在物は、本明細書では、「酸化物」とする。つまり、本明細書において、Ｍｎ硫化物は、１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳとを含有し、Ｏ含有量が１０．０％未満である介在物を意味する。
【００７３】
［Ｍｎ硫化物及び酸化物の個数について（上記（Ａ）及び（Ｃ））］
本実施形態では、上記（Ａ）のとおり、Ｍｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下である。さらに、上記（Ｃ）のとおり、酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下である。
【００７４】
本実施形態のスチールピストン用鋼材では、上記（Ａ）及び（Ｃ）に示すとおり、鋼材中の介在物の大部分を占めるＭｎ硫化物及び酸化物の個数をなるべく少なくする。上述のとおり、スチールピストンは摩擦接合又はレーザー接合により成形される場合がある。この場合、スチールピストン内部にはＨＡＺが存在する。ＨＡＺは他の領域と比較して高温疲労強度が低くなる場合がある。ＨＡＺの高温疲労強度を確保するために、介在物であるＭｎ硫化物及び酸化物の個数をなるべく低減する。
【００７５】
［粗大硫化物個数について（上記（Ｂ））］
本実施形態ではさらに、上記（Ｂ）のとおり、Ｍｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2である。
【００７６】
上述のとおり、スチールピストンが摩擦接合又はレーザー接合により成形された場合のＨＡＺの高温疲労強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。しかしながら、スチールピストン用鋼材では、被削性も必要である。Ｍｎ硫化物は、鋼材の被削性を高めるものの、ある程度のサイズのＭｎ硫化物でなければ、被削性に寄与しない。そこで、本実施形態では、（Ａ）及び（Ｃ）を満たすことを前提として、上記（Ｂ）に示すとおり、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物の個数を１．０〜１０．０個／ｍｍ2とする。（Ｂ）に規定する粗大硫化物とは、円相当径が３．０μｍ以上の硫化物を意味する。円相当径とは、スチールピストン用鋼材の軸方向（長手方向）に平行な断面における硫化物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の直径を意味する。この場合、（Ｂ）により、スチールピストン用鋼材の被削性に必要な粗大硫化物の個数を確保しつつ、（Ａ）及び（Ｃ）により鋼中の介在物の総数をなるべく低く抑えて、スチールピストンのＨＡＺの高温疲労強度を確保する。
【００７７】
好ましいＭｎ硫化物の個数は９０．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは８５．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは８２．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは８０．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは７８．０個／ｍｍ2以下である。
【００７８】
粗大Ｍｎ硫化物（円相当径が３．０μｍ以上のＭｎ硫化物）の個数の好ましい下限は１．５個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは２．０個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは２．５個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは３．０個／ｍｍ2である。粗大Ｍｎ硫化物の個数の好ましい上限は９．０個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは８．５個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは８．０個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは７．５個／ｍｍ2である。
【００７９】
好ましい酸化物の個数は１３．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは１０．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは９．０個／ｍｍ2以下であり、さらに好ましくは８．０個／ｍｍ2以下である。
【００８０】
［Ｍｎ硫化物及び酸化物の測定方法］
鋼中のＭｎ硫化物の個数（個／ｍｍ2）、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物の個数（個／ｍｍ2）、及び、酸化物の個数（個／ｍｍ2）は、次の方法で測定できる。
【００８１】
スチールピストン用鋼材から、サンプルを採取する。スチールピストン用鋼材が棒鋼の場合、図２に示すとおり、棒鋼の中心軸線Ｃ１から径方向にＲ／２位置（Ｒは棒鋼の半径）から、サンプルを採取する。サンプルのサイズは特に限定されない。たとえば、サンプルの観察面のサイズはＬ１×Ｌ２であってＬ１を１０ｍｍとし、Ｌ２を５ｍｍとする。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプルの厚さＬ３を５ｍｍとする。観察面の法線Ｎは、中心軸線Ｃ１に垂直とし、Ｒ／２位置は、観察面の中央位置に相当する。
【００８２】
採取されたサンプルの観察面において、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察する。
【００８３】
各視野のうち、介在物を特定する。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いた点分析を実施して、Ｍｎ硫化物及び酸化物を特定する。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Ｍｎ含有量が１０．０質量％以上であり、Ｓ含有量が１０．０％質量以上である場合、その介在物をＭｎ硫化物と定義する。また、特定された介在物の元素分析結果において、Ｏ含有量が１０．０％質量以上である場合、その介在物を酸化物と定義する。なお、１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳと、１０．０質量％以上のＯとを含有する介在物は、酸化物と定義する。
【００８４】
上記特定の対象とする介在物は、円相当径が０．５μｍ以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
【００８５】
円相当径がＥＤＸのビーム径の２倍以上の介在物であれば、元素分析の精度が高まる。本実施形態において、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は０．２μｍとする。この場合、円相当径が０．５μｍ未満の介在物は、ＥＤＸでの元素分析の精度を高めることができない。円相当径が０．５μｍ未満の介在物はさらに、強度への影響が極めて小さい。したがって、本実施形態において、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物及び酸化物を、特定の対象とする。なお、介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、１００μｍである。
【００８６】
２０視野で特定されたＭｎ硫化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求める。また、２０視野で特定されたＭｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物の総個数を求める。そして、粗大Ｍｎ硫化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、粗大Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求める。また、２０視野で特定された酸化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求める。
【００８７】
［製造方法］
本実施形態によるスチールピストン用鋼材の製造方法の一例を説明する。本実施形態では、スチールピストン用鋼材の一例として、棒鋼の製造方法を説明する。しかしながら、本実施形態のスチールピストン用鋼材は、棒鋼に限定されない。本実施形態のスチールピストン用鋼材はたとえば、鋼管であってもよい。
【００８８】
製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工してスチールピストン用鋼材を製造する熱間加工工程とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。
【００８９】
［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。
【００９０】
［精錬工程］
精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整用の合金元素の添加を実施して、上記化学組成を満たす溶鋼を製造する。
【００９１】
具体的には、転炉から出鋼した溶鋼に対してＡｌを添加して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬では、複合精錬を実施する。初めに、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ  Ｆｕｒｎａｃｅ）を用いた二次精錬を実施する。さらに、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施する。その後、溶鋼の最終の成分調整を行う。
【００９２】
ここで、ＬＦにおけるスラグの塩基度（＝スラグ中のＣａＯ／スラグ中のＳｉＯ2（質量比））を次の範囲で調整する。
スラグ塩基度：２．５〜４．５
【００９３】
本実施形態では、上記（Ａ）〜（Ｃ）の介在物規定を満たすために、ＬＦにおけるスラグの塩基度を２．５〜４．５に調整する。スラグ塩基度が２．５〜４．５の場合、スラグ中のＣａが溶鋼に固溶してＭｎ硫化物及び酸化物を形成する。溶鋼に固溶したこのわずかなＣａにより、Ｍｎ硫化物及び酸化物の粗大化が抑制され、かつ、これらの介在物（Ｍｎ硫化物及び酸化物）の個数も抑制される。さらに、粗大Ｍｎ硫化物個数も上記（Ｂ）を満たす。
【００９４】
ＬＦ中のスラグ塩基度が２．５未満である場合、Ｍｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2を超える、又は、酸化物が１５．０個／ｍｍ2を超える、又は、粗大Ｍｎ硫化物の個数が１０．０個／ｍｍ2を超える。
【００９５】
一方、ＬＦ中のスラグ塩基度が４．５を超える場合、粗大なＭｎ硫化物の生成が抑制されるため、粗大Ｍｎ硫化物の個数が１．０個／ｍｍ2未満となる。
【００９６】
ＬＦ中のスラグ塩基度の好ましい下限は２．６であり、さらに好ましくは２．７である。ＬＦ中のスラグ塩基度の好ましい上限は４．４であり、さらに好ましくは４．３である。
【００９７】
なお、ＬＦ中の溶鋼温度はたとえば、１５００〜１６００℃である。上記二次精錬を実施した後、周知の方法により、溶鋼の成分調整を行う。
【００９８】
［鋳造工程］
鋳造工程では、上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。
【００９９】
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、製造された素材を熱間加工して、スチールピストン用鋼材を製造する。熱間加工工程では通常、１又は複数回の熱間加工を実施する。複数回熱間加工を実施する場合、最初の熱間加工（粗加工工程）はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造である。次の熱間加工（仕上げ加工工程）はたとえば、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。
【０１００】
熱間加工工程が、粗加工工程及び仕上げ加工工程を含む場合、粗加工工程時における素材の加熱温度を１０００〜１３００℃とする。また、仕上げ加工工程において連続圧延機を使用する場合、素材を圧下する最終のスタンドの出側での素材の温度を仕上げ圧延温度と定義する。この場合、仕上げ圧延温度を８５０〜１１００℃とする。仕上げ加工工程後の鋼材を、室温になるまで冷却する。冷却方法は特に限定されない。冷却方法はたとえば、放冷である。
【０１０１】
なお、本実施形態のスチールピストン用鋼材のミクロ組織は特に限定されない。本実施形態のスチールピストン用鋼材は、後述のスチールピストンの製造方法において、熱間鍛造前にＡc3変態点以上に加熱される。そのため、本実施形態のスチールピストン用鋼材のミクロ組織は特に限定されない。たとえば、スチールピストン用鋼材の軸方向（長手方向）に垂直な断面のＲ／２位置において、フェライト及びパーライトの総面積率が８０％以上であり、残部はベイナイト又はマルテンサイトである。しかしながら、本実施形態のスチールピストン用鋼材のミクロ組織は上述のミクロ組織に特に限定されない。
【０１０２】
以上の工程により、本実施形態によるスチールピストン用鋼材を製造できる。
【０１０３】
［スチールピストンの製造方法］
上述の本実施形態のスチールピストン用鋼材を用いた、スチールピストンの製造方法の一例について説明する。
【０１０４】
本実施形態のスチールピストンの製造方法はたとえば、次の２通りのパターンがある。
パターン１：熱間鍛造工程→調質処理工程→接合工程→機械加工工程
パターン２：熱間鍛造工程→接合工程→調質処理工程→機械加工工程
【０１０５】
パターン１では、スチールピストンを次のとおり製造する。初めに、スチールピストン用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、中間品である上部材及び下部材を製造する（熱間鍛造工程）。熱間鍛造時のスチールピストン用鋼材の加熱温度は１１００〜１２５０℃である。ここで、加熱温度は加熱炉の炉温を意味する。
【０１０６】
製造された上部材及び下部材に対して、周知の調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施する（調質処理工程）。焼入れ処理は周知の焼入れ温度（Ａ3変態点以上）で実施して、急冷する。急冷はたとえば、水冷又は油冷である。焼戻し処理も周知の焼戻し温度（ＡC1変態点以下）で実施する。調質処理工程後の上部材及び下部材に対して、周知の摩擦接合又はレーザー接合を実施して、上部材と下部材とを接合した接合品を製造する（接合工程）。接合品に対して切削等の機械加工を実施して（機械加工工程）、最終製品であるスチールピストンを製造する。
【０１０７】
パターン２では、スチールピストンを次のとおり製造する。スチールピストン用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、中間品である上部材及び下部材を製造する（熱間鍛造工程）。熱間鍛造工程の条件はパターン１と同じである。上部材及び下部材に対して、周知の摩擦接合又はレーザー接合を実施して、上部材と下部材とを接合した接合品を製造する（接合工程）。接合品に対して周知の調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施する（調質処理工程）。焼入れ処理及び焼戻し処理の条件は、パターン１と同じである。調質処理後の接合品に対して、切削等の機械加工を実施して（機械加工工程）、最終製品であるスチールピストンを製造する。
【実施例】
【０１０８】
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。【０１０９】
【表１】
0006930662.tif 000002
【０１１０】
表１中の「−」は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。また、「Ｆ１」欄にはＦ１値が記載されており、「Ｆ２」欄にはＦ２値が記載されている。各試験番号の化学組成の溶鋼に対して、周知の方法で転炉での一次精錬を実施した。さらに、転炉から出鋼した溶鋼に対してＡｌを添加して周知の脱酸処理を実施した。さらに、脱酸処理後、周知の除滓処理を実施した。除滓処理後、二次精錬を実施した。初めに、ＬＦを用いた二次精錬を実施した。その後、周知のＲＨ真空脱ガス処理を実施した。ＲＨ処理後、溶鋼の最終の成分調整を行った。各試験番号の溶鋼では、ＬＦ中のスラグの塩基度を、表２に示すとおりとした。なお、ＬＦ中の溶鋼温度は１５００〜１６００℃であった。【０１１１】
【表２】
0006930662.tif 000003
【０１１２】
二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片を製造した。製造された鋳片に対して、分塊圧延を実施して、ビレットを製造した。各試験番号の鋳片の、分塊圧延前の加熱温度は、１０００〜１２００℃であった。さらに、分塊圧延後のビレットに対して、連続圧延機を用いた仕上げ圧延を実施した。各試験番号の仕上げ圧延温度は８５０〜１１００℃であった。仕上げ圧延後の鋼材を放冷した。以上の工程により、直径４０ｍｍの棒鋼である、スチールピストン用鋼材を製造した。【０１１３】
［評価試験］
製造された各試験番号のスチールピストン用鋼材（棒鋼）を用いて、次の評価試験を実施した。【０１１４】
［Ｍｎ硫化物及び酸化物の測定試験］
各試験番号の棒鋼中のＭｎ硫化物の個数（個／ｍｍ2）、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物の個数（個／ｍｍ2）、及び、酸化物の個数（個／ｍｍ2）を、次の方法により測定した。【０１１５】
各試験番号のスチールピストン用鋼材（棒鋼）から、サンプルを採取した。図２に示すとおり、棒鋼の中心軸線Ｃ１から径方向にＲ／２位置（Ｒは棒鋼の半径）から、サンプルを採取した。サンプルの観察面のサイズはＬ１×Ｌ２であってＬ１を１０ｍｍとし、Ｌ２を５ｍｍとした。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さＬ３を５ｍｍとした。観察面の法線Ｎは、中心軸線Ｃ１に垂直とし、Ｒ／２位置は、観察面の中央位置に相当した。【０１１６】
採取されたサンプルの観察面において、ＳＥＭを用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察した。各視野において、介在物を特定した。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いた点分析を実施して、Ｍｎ硫化物及び酸化物を特定した。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Ｍｎ含有量が１０．０質量％以上であり、Ｓ含有量が１０．０％質量以上である場合、その介在物をＭｎ硫化物と定義した。また、特定された介在物の元素分析結果において、Ｏ含有量が１０．０％質量以上である場合、その介在物を酸化物と定義した。なお、１０．０質量％以上のＭｎと、１０．０質量％以上のＳと、１０．０質量％以上のＯとを含有する介在物は、酸化物と定義した。【０１１７】
特定の対象とする介在物は、円相当径が０．５μｍ以上の介在物とした。また、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は０．２μｍとした。２０視野で特定されたＭｎ硫化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求めた。２０視野で特定されたＭｎ硫化物のうち、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物の総個数を求めた。そして、粗大Ｍｎ硫化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、粗大Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求めた。また、２０視野で特定された酸化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求めた。得られたＭｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）、粗大Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）、及び、酸化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を表２に示す。【０１１８】
［被削性試験］
各試験番号のスチールピストン用鋼材に対して、次の方法により切削試験を実施して、鋼材の被削性を評価した。【０１１９】
初めに、各試験番号の鋼材に対して模擬スチールピストンの製造工程を実施して、切削試験片を作製した。具体的には、各試験番号の直径４０ｍｍのスチールピストン用鋼材（棒鋼）を１２００℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱後の棒鋼に対して熱間鍛造を実施して、直径３０ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造での仕上げ温度は、いずれの試験番号においても、９５０℃以上であった。【０１２０】
製造された丸棒に対して、調質処理を実施した。具体的には、丸棒を９５０℃の加熱温度で１時間加熱した後、油温８０℃の油槽に浸漬して焼入れ処理を実施した。焼入れ処理後の丸棒に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、焼入れ処理後の丸棒を６００℃の加熱温度で１時間保持した後、大気中で放冷した。【０１２１】
上述の調質処理（焼入れ処理及び焼戻し処理）後の丸棒に対して機械加工を実施して、直径２０ｍｍ、長さ４０ｍｍの切削試験片を作製した。切削試験片の中心軸は、調質処理後の丸棒の中心軸と略一致した。【０１２２】
作製された切削試験片を用いて、次の条件で、切削試験を実施した。チップについては、母材材質が超硬Ｐ２０種グレードであり、コーティングしていないものを使用した。切削条件は次のとおりであった。
周速：２００ｍ／分
送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ、水溶性切削油を使用【０１２３】
切削時間１０分経過後のチップの逃げ面の主切刃の摩耗量として、平均逃げ面摩耗幅ＶＢ（μｍ）を測定した。試験番号２４でのチップの平均逃げ面摩耗幅ＶＢを基準値とした。各試験番号のチップの平均逃げ面摩耗幅ＶＢが、基準値に対して１００％以下であれば、優れた被削性が得られたと判断した。なお、試験番号２４の鋼材の材質は、ＩＳＯ規格の４２ＣｒＭｏ４に相当し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さＨｖ（試験力：９．８Ｎ）は３００であった。【０１２４】
［高温疲労強度試験］
各試験番号のスチールピストン用鋼材に対して、高温小野式回転曲げ疲労試験を実施して、疲労強度を評価した。具体的には、初めに、各試験番号の鋼材に対して模擬スチールピストンの製造工程を実施して、高温小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。【０１２５】
具体的には、各試験番号の直径４０ｍｍの棒鋼を１２００℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱後の棒鋼に対して熱間鍛造を実施して、直径３０ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造での仕上げ温度は、いずれの試験番号においても、９５０℃以上であった。【０１２６】
熱間鍛造後の丸棒に対して、調質処理を実施した。具体的には、丸棒を９５０℃の加熱温度で１時間加熱した後、油温８０℃の油槽に浸漬して焼入れ処理を実施した。焼入れ処理後の丸棒に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、焼入れ処理後の丸棒を６００℃の加熱温度で１時間保持した後、大気中で放冷した。【０１２７】
調質処理後の丸棒の軸方向（長手方向）に対して垂直な断面の中央部から、高温小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。高温小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、調質処理後の丸棒の中心軸と略一致した。また、高温小野式回転曲げ疲労試験片の平行部の直径が８ｍｍであり、平行部の長さが１５．０ｍｍであった。【０１２８】
作製された高温小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、次の条件により、高温小野式回転曲げ疲労試験を実施した。評価温度は５００℃とした。試験片を加熱炉内の試験機に装着した後、２５００ｒｐｍで回転させながら、加熱炉の昇温を開始した。加熱炉の炉温計指示値が５００℃に到達した後、試験片を５００℃で３０分均熱した。均熱後、載荷して疲労試験を開始した。応力比を−１とし、最大繰り返し数を１×１０7回とした。最大繰り返し数（１×１０7回）の耐久応力を疲労強度（ＭＰａ）と定義した。得られた各試験番号の疲労強度（ＭＰａ）を表２に示す。疲労強度が４２０ＭＰａ以上であれば、優れた高温疲労強度が得られたと判断した。【０１２９】
［接合部高温疲労強度試験］
各試験番号において、摩擦接合した丸棒接合部の高温疲労強度を、次の方法により評価した。【０１３０】
初めに、各試験番号の鋼材に対して模擬スチールピストンの製造工程を実施して、接合丸棒試験片を作製した。具体的には、各試験番号の直径４０ｍｍの棒鋼を１２００℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱後の棒鋼に対して熱間鍛造を実施して、直径３０ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造での仕上げ温度は、いずれの試験番号においても、９５０℃以上であった。【０１３１】
熱間鍛造後の丸棒に対して、調質処理を実施した。具体的には、丸棒を９５０℃の加熱温度で１時間加熱した後、油温８０℃の油槽に浸漬して焼入れ処理を実施した。焼入れ処理後の丸棒に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、焼入れ処理後の丸棒を６００℃の加熱温度で１時間保持した後、大気中で放冷した。【０１３２】
調質処理後の丸棒の軸方向（長手方向）に対して、機械加工を実施して、直径２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの丸棒粗試験片を各試験番号ごとに２つ作製した。作製された２つの粗試験片の中心軸は、調質処理後の丸棒の中心軸と略一致した。２つの丸棒粗試験片の端部同士を突き合わせて、摩擦接合を実施して、接合丸棒試験片を作製した。摩擦接合では、摩擦圧力を１００ＭＰａとし、摩擦時間を５秒とした。そして、アップセット圧力（接合部への丸棒両端からの加圧力）を２００ＭＰａとし、アップセット時間を５秒とした。摩擦接合時の回転数を２０００ｒｐｍとし、寄り代を５〜１２ｍｍとした。以上の工程により、接合丸棒試験片を作製した。【０１３３】
接合丸棒試験片の長手方向に垂直な断面の中央部から、機械加工（旋削加工）を実施して、高温小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。高温小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、接合丸棒試験片の中心軸と一致した。また、高温小野式回転曲げ疲労試験片の平行部の直径が８ｍｍであり、平行部の長さが１５．０ｍｍであった。高温小野式回転曲げ疲労試験片の平行部の軸方向における中央位置は、接合位置に相当した。【０１３４】
作製された高温小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、次の条件により、高温小野式回転曲げ疲労試験を実施した。評価温度は５００℃とした。試験片を加熱炉内の試験機に装着した後、２５００ｒｐｍで回転させながら、加熱炉の昇温を開始した。加熱炉の炉温計指示値が５００℃に到達した後、試験片を５００℃で３０分均熱した。均熱後、載荷して疲労試験を開始した。応力比を−１とし、最大繰り返し数を１×１０7回とした。最大繰り返し数（１×１０7回）の耐久応力を疲労強度（ＭＰａ）と定義した。得られた各試験番号の疲労強度（ＭＰａ）を表２に示す。疲労強度が３６０ＭＰａ以上であれば、優れた高温疲労強度が得られたと判断した。【０１３５】
［靱性評価試験］
各試験番号において、調質処理後の鋼材の靱性を、次の方法により評価した。初めに、各試験番号の鋼材に対して模擬スチールピストンの製造工程を実施して、シャルピー試験片を作製した。具体的には、各試験番号の直径４０ｍｍの棒鋼を１２００℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱後の棒鋼に対して熱間鍛造を実施して、直径２０ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造での仕上げ温度は、いずれの試験番号においても、９５０℃以上であった。【０１３６】
熱間鍛造後の丸棒に対して、調質処理を実施した。具体的には、丸棒を９５０℃の加熱温度で１時間加熱した。加熱後の丸棒を油温８０℃の油槽に浸漬して焼入れ処理を実施した。焼入れ処理後の丸棒に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、焼入れ処理後の丸棒を６００℃の加熱温度で１時間保持した後、大気中で放冷した。【０１３７】
調質処理後の丸棒の長手方向に垂直な断面の中央位置から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に準拠した、シャルピー試験片を作製した。シャルピー試験片の長手方向に垂直な断面は、１０ｍｍ×１０ｍｍの正方形であり、長さは５５ｍｍであった。ノッチはＵノッチ形状でノッチ半径は１ｍｍとし、ノッチ深さは２ｍｍとした。シャルピー試験片の中心軸は、調質処理後の丸棒の中心軸に一致した。ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に準拠して、常温（２０±１５℃）にてシャルピー衝撃試験を実施して、衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を測定した。測定結果を表２に示す。衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2以上であれば、優れた靱性が得られたと判断した。【０１３８】
［試験結果］
表２に試験結果を示す。【０１３９】
表２を参照して、試験番号１〜９及び試験番号２５の化学組成は適切であり、Ｆ１は式（１）を満たし、Ｆ２は式（２）を満たした。さらに、二次精錬のＬＦでの塩基度が２．５〜４．５の範囲内であった。そのため、Ｍｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2以下であり、円相当径が３．０μｍ以上の粗大Ｍｎ硫化物が１．０〜１０．０個／ｍｍ2であり、酸化物が１５．０個／ｍｍ2以下であった。そのため、これらの試験番号の平均逃げ面摩耗幅ＶＢは、基準値（試験番号２４の平均逃げ面摩耗幅ＶＢ）に対して１００％以下であり、優れた被削性が得られた。また、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ以上であった。つまり、鋼材において、優れた高温疲労強度が得られた。さらに、接合部高温疲労強度試験において、疲労強度が３６０ＭＰａ以上であった。つまり、ＨＡＺにおいても優れた高温疲労強度が得られた。さらに、靱性評価試験において、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2以上であった。つまり、鋼材において優れた靱性が得られた。【０１４０】
一方、試験番号１０では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であり、接合部高温疲労強度試験において、疲労強度が３６０ＭＰａ未満であった。つまり、鋼材の高温疲労強度が低く、ＨＡＺの高温疲労強度も低かった。【０１４１】
試験番号１１では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、平均逃げ面摩耗幅ＶＢが、基準値に対して１００％を超え、被削性が低かった。さらに、靱性評価試験において、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2未満であり、鋼材の靱性が低かった。【０１４２】
試験番号１２では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であった。【０１４３】
試験番号１３では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、靱性評価試験において、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2未満であり、鋼材の靱性が低かった。【０１４４】
試験番号１４では、Ｖ含有量が低すぎた。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であった。【０１４５】
試験番号１５では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、靱性評価試験において、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2未満であり、鋼材の靱性が低かった。【０１４６】
試験番号１６では、Ｆ１値が式（１）の下限未満であった。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であり、鋼材の高温疲労強度が低かった。Ｆ１値が式（１）の下限未満であったため、炭化物が十分に時効析出しなかったと考えられる。【０１４７】
試験番号１７では、Ｆ１値が式（１）の上限を超えた。そのため、靱性評価試験において、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ2未満であった。【０１４８】
試験番号１８及び１９では、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であり、鋼材の高温疲労強度が低かった。Ｆ２値が式（２）を満たさなかったため、炭化物が十分に時効析出しなかったと考えられる。【０１４９】
試験番号２０では、二次精錬でのＬＦでの塩基度が低すぎた。そのため、Ｍｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2を超え、粗大Ｍｎ硫化物が１０．０個／ｍｍ2を超えた。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であり、接合部高温疲労強度試験において、疲労強度が３６０ＭＰａ未満であった。つまり、鋼材の高温疲労強度が低く、ＨＡＺの高温疲労強度も低かった。【０１５０】
試験番号２１では、二次精錬でのＬＦでの塩基度が低すぎた。そのため、Ｍｎ硫化物が１００．０個／ｍｍ2を超え、酸化物が１５．０個／ｍｍ2を超えた。そのため、高温疲労強度試験において、疲労強度が４２０ＭＰａ未満であり、接合部高温疲労強度試験において、疲労強度が３６０ＭＰａ未満であった。つまり、鋼材の高温疲労強度が低く、ＨＡＺの高温疲労強度も低かった。【０１５１】
試験番号２２及び２３では、二次精錬でのＬＦでの塩基度が高すぎた。そのため、粗大Ｍｎ硫化物が１．０個／ｍｍ2未満であった。そのため、平均逃げ面摩耗幅ＶＢが、基準値に対して１００％を超え、鋼材の被削性が低かった。【０１５２】
以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。
【図１】
0006930662.tif 000004
【図２】
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