JPH0248607B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野 本発明は、高破断トルクと共に、すぐれた熱か
しめ性と冷間かしめ性とを有する主として非調質
型の点火プラグ主体金具用フエライト・パーライ
ト冷間引抜き棒鋼の製造方法に関する。 従来の技術 内燃機関のシリンダーヘツドに螺着する点火プ
ラグ主体金具のための鋼材料としては、従来、
S10C乃至S20C鋼のような機械構造用低炭素鋼が
主として用いられている。しかし、近年、自動車
エンジンにおいては、低燃費、軽量化、高出力化
等の要請に伴つて、点火プラグの取付空間容積が
狭小化し、点火プラグの取付ねじ径の小さいM10
以下の小型点火プラグの使用が試みられるに至つ
ている。 かかる小型点火プラグにおいては、第１図に示
すように、その主体金具１０の大径胴部１１と取
付ねじ部１２との間のねじ首１３の肉厚が必然的
に薄肉となり、例えば、M10点火プラグの場合に
は1.14mm程度、M8点火プラグの場合には0.86mm
程度にすぎない。従つて、前記したS10CやS20C
鋼のような低炭素鋼を用いたときは、点火プラグ
のシリンダーヘツドへの締付けによる取付けに際
して、上記ねじ首１３の部分で破断が生じやす
い。他方、主体金具１０の腔内に嵌装される絶縁
体２０及び中心電極３０の直径をそれぞれ小さく
することは、絶縁体の構造的強度及び耐電圧性能
を低下させ、また、中心電極の軸方向の熱伝導性
の低下による耐消耗性及び耐熱性を劣化させるの
で、絶縁体及び中心電極を小径化することによつ
て、ねじ首１３の肉厚を厚くし、ねじ首部分での
上記破断を防止することも実用上、困難である。 更に、主体金具のねじ部破断強度を向上させる
ことを目的として、S30CやS35C鋼等のような高
Ｃ量の鋼材料を用いても、別な問題が生じるのを
避けることができない。即ち、第１図に示すよう
に、点火プラグにおいては、中心電極３０を保持
した絶縁体２０を主体金具１０の内腔内に挿入し
て、絶縁体２０の大径部２１に連なる段部２２を
パツキン４０を介して、主体金具１０の有する内
方に隆起する段部１４に係止し、他方、絶縁体２
０の上部小径部２３と前記主体金具１０の内腔と
の間にシール材５０及びパツキン６０を嵌装した
うえで、前記主体金具の胴部１１とボルトヘツド
状の六角環等の締結部１５との間の薄肉の加熱部
１６に電流を通電し、或いは高周波誘導加熱によ
つて加熱すると共に、主体金具の上端周縁１７を
かしめる所謂熱かしめにて絶縁体２０が固定され
ている。 このように、絶縁体２０は、通常、主体金具１
０の熱かしめによつて固定されるので、上記した
Ｃ量の多いS30CやS35C鋼を用いるときは、この
熱かしめに際して、前記加熱部１６が急冷される
結果、マルテンサイト組織となり、加熱部に亀裂
や割れ等が生じることとなり、製品としての価値
を失う。 他方、かしめ方法には、上記した熱かしめ以外
に、熱を加えない冷間かしめも知られており、熱
かしめ代えて、冷間かしめによつて、主体金具を
絶縁体に固定することもできる。前記したS10C
やS20C鋼は、何ら問題なしに冷間かしめするこ
とができるが、前述したように、ねじ首部分で破
断が生じやすい。S30CやS35C鋼のような高炭素
鋼を用いるときは、これらが靭性が十分でないと
共に、ねじ首部が薄肉であるところから、冷間か
しめ時に亀裂や割れが生じる。 別の方法として、主体金具の成形後にねじ首部
及びかしめ部に熱処理を施すことは、各部が狭小
であるために困難を伴うほか、製造費用を高める
こととなる。 以上のように、特に、小型点火プラグ用主体金
具の製造においては、用いる鋼材が主体金具の製
造後の後熱処理なしにて高破断トルクとすぐれた
熱かしめ性と冷間かしめ性とを有することが必要
不可欠であるが、従来、かかる新規な性質を具備
した点火プラグ主体金具のための鋼材は知られて
いない。 発明が解決しようとする問題点 本発明は、特に、取付ねじ径の小さいM10以下
の小型点火プラグの製造における上記した問題を
解決するためになされたものであつて、高破断ト
ルクと共に、すぐれた熱かしめ性と冷間かしめ性
とを有する主として非調質型の点火プラグ主体金
具用フエライト・パーライト冷間引抜き棒鋼の製
造方法を提供することを目的とする。 問題点を解決するための手段 本発明による点火プラグ主体金具用冷間引抜き
棒鋼の製造方法は、重量％で (a) Ｃ 0.03〜0.20％、 Si 0.35％以下、 Mn 0.1〜2.0％、 Ｐ 0.025％以下、 Ｓ 0.025％以下、及び Al 0.005〜0.080％を含有し、更に、 (b) Zr 0.005〜0.25％、 Nb 0.005〜0.10％、 Ｖ 0.03〜0.25％、 Ti 0.005〜0.25％、 Cr 0.05〜0.50％、及び Ni 0.05〜0.50％ よりなる群から選ばれた少なくとも１種を含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を950〜
1150℃に加熱した後、熱間圧延し、800〜950℃の
範囲の温度から平均冷却速度0.1〜10℃／秒にて
500℃乃至常温の範囲の温度まで冷却し、フエラ
イト・パーライト組織を有する鋼とし、次いで、
これを冷間引抜き加工によつて引張強さ70Kgｆ／
mm²以上の棒鋼に形成することを特徴とする。 先ず、本発明の方法において用いる鋼における
化学成分の限定理由について説明する。 Ｃは、固溶強化によつて鋼に所要の強度を与え
るために、少なくとも0.03％を添加する必要があ
る。Ｃ量が0.03％よりも少ないときは、鋼強度が
不足するのみならず、リン酸亜鉛潤滑剤が十分に
鋼材に付着しないことが往々にしてあり、このよ
うな場合は、冷間鍛造加工による点火プラグ主体
金具への成形の際に、工具と鋼材との間に焼付き
を生じて、工具寿命を著しく短命化する。 しかし、0.2％を越えて過多に添加するときは、
かかる鋼材から点火プラグ主体金具を製造し、こ
れを前述したように絶縁体に熱かしめしたとき、
その部分がビツカース硬さ（Hv）450以上のマル
テンサイト組織を形成して、熱かしめ部に亀裂が
生じることとなる。 また、0.2％を越えて過多に添加するときは、
鋼材自体の靭性の低下を招くので、かかる鋼材か
ら点火プラグ主体金具を製造し、前述したよう
に、絶縁体に冷間かしめしたときに、このかしめ
部に亀裂が生じることとなる。好ましくは、Ｃ量
は0.05〜0.20％の範囲である。 Siは、一般には、鋼中に固溶して強度を高める
が、本発明鋼においては、0.35％を越えるとき
は、熱かしめ部の靭性を劣化させ、或いは鋼材自
体の靭性を低下させて、冷間かしめ性を劣化させ
るので、上限を0.35％とする。 Mnは、熱間圧延及び冷間鍛造の際の割れ発生
の主原因たる不純物元素ＳをMnSとして固定し、
無害化する効果を有すると共に、本発明における
ように、比較的低炭素鋼において、所定の強度と
すぐれた靭性とを共に鋼に具備させるために有効
な元素である。かかる効果を有効に得るために
は、0.1％以上を添加することが必要であるが、
しかし、過多に添加するときは、点火プラグ主体
金具の成形時の加工性を劣化させ、また、主体金
具の靭性を劣化させる。更に、鋼の焼入れ性を増
大せしめて、熱かしめ性及び冷間かしめ性のいず
れをも劣化させるので、添加量の上限を2.0％と
する。好ましくは、添加量は0.5〜2.0％の範囲で
ある。 Ｐは、加工硬化を助長して冷間かしめ性を劣化
させると共に、熱かしめ部の靭性を劣化させるの
で、含有量は低い程好ましいが、余りに低くする
ことは、鋼製造の経済性を損なうこととなるの
で、本発明においては0.025％以下とすれば十分
である。 Ｓは、硫化物系介在物を形成して、熱かしめ時
の割れの起点となり、また、主体金具の製造に際
して、冷間鍛造時の変形能を劣化させるので、そ
の含有量は、0.025％以下とすれば十分である。
しかし、所要の熱かしめ加工度や冷間かしめ加工
度、冷間加工度、被削性等の要求特性に応じて、
一層低く設定することもでき、好ましくは、上限
を0.015％とする。 Alは、鋼溶製時の脱酸剤としての効果のほか
に、熱かしめ時に結晶粒の微細化効果を有し、こ
れによつて熱かしめ部の靭性を向上させる効果を
有する。更に、Alは、Ｎと結合して、AlNとし
て析出することによつて、固溶Ｎを固定し、ひず
み時効及び青熱脆性を抑制する効果をも有する。
これらの効果を有効に得るためには、少なくとも
0.005％以上を添加する必要がある。しかし、過
多に添加するときは、Ｂ系介在物の増加と、これ
に伴う主体金具の成形時の冷間鍛造割れや、熱か
しめ割れ又は冷間かしめ割れを発生しやすくさせ
るので、添加量は0.080％以下とする。 更に、本発明の方法において用いる鋼は、上記
した元素に加えて、Zr、Nb、Ｖ、Ti、Cr及びNi
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有す
る。これらの元素は、鋼の強度及び靭性を向上さ
せるために有効である。Zr、Nb、Ｖ及びTiは、
圧延中乃至は圧延後の鋼の冷却過程において、微
細な炭窒化物の析出による結晶粒の微細化及び析
出効果によつて強度を向上させる。また、結晶粒
の微細化は、冷間鍛造時の加工性を向上させ、更
に、熱かしめを行なうときは、熱かしめ時にその
部分の靭性を向上させ、冷間かしめを行なうとき
は、すぐれた冷間かしめ性を得ることができる。 これらの効果を有効に得るためには、上記した
元素は、それぞれ次の範囲で添加される。即ち、
Zr0.005〜0.25％、Nb0.005〜0.10％、V0.03〜0.25
％、及びTi0.005〜0.25％の範囲である。それぞ
れの元素について、上記上限値を越えて過多に添
加しても、効果が飽和し、鋼製造の経済性の点か
らも好ましくない。 Crは、焼入れ性を向上させて、強度を高める。
この効果を有効に得るためには、0.05％以上を添
加することが必要である。しかし、過多に添加す
るときは、焼入れ性を過度に大きくして、熱かし
め性を劣化させ、また、鋼材自体の靭性の低下に
伴つて、冷間かしめ性を劣化させるので、0.50％
以下の範囲で添加される。 Niは、強度、冷間加工性を向上させると共に、
熱かしめ部の靭性を向上させ、また、冷間かしめ
性を向上させるために、0.05％以上を添加するこ
とが必要であるが、過多に添加しても、効果が飽
和すると共に、鋼製造の経済性を損なうので、添
加量の上限を0.50％とする。 本発明による点火プラグ主体金具用フエライ
ト・パーライト冷間引抜き棒鋼は、上記した化学
成分を有する鋼を950〜1150℃に加熱した後、熱
間圧延し、800〜950℃の範囲の温度から平均冷却
速度0.1〜10℃／秒にて500℃乃至常温の範囲の温
度まで冷却し、フエライト・パーライト組織を有
する鋼とし、次いで、これを冷間引抜き加工によ
つて引張強さ70Kgｆ／mm²以上の棒鋼に形成するこ
とによつて製造される。かかる棒鋼を所定形状に
切削加工し、ねじ切加工することによつて、後熱
処理なしにて、点火プラグ主体金具として用いる
ことができる。 本発明の方法において、鋼加熱温度は、析出物
を母相に固溶させた後、微細な炭窒化物を析出さ
せて、結晶粒の微細化、析出硬化を図り、或いは
初期の結晶粒の微細化を図るためには、1150℃以
下で十分であるが、950℃よりも低いときは、熱
間圧延に際して変形抵抗が高くなつて、生産性の
低下を招く。従つて、本発明の方法においては、
鋼加熱温度は950〜1150℃の範囲とする。 次いで、熱間圧延後、水冷を行なつて、冷却開
始温度を800〜950℃の範囲とし、この範囲の温度
から0.1〜10℃／秒の平均冷却速度、好ましくは、
0.1℃／秒以上であつて、５℃／秒未満の平均冷
却速度にて500℃乃至常温の範囲の温度まで冷却
する。冷却開始温度が950℃を越える場合は、結
晶粒が粗大化し、靭性及び延性を劣化させ、冷間
鍛造時の加工性や、ねじ転造性、冷間かしめ性等
の加工性を劣化させる。一方、冷却開始温度が
800℃よりも低いときは、得られる製品の品質の
ばらつきが大きく、品質を一定に保つことが困難
となる。 本発明の方法によれば、次いで、上記冷却開始
温度から所定の温度範囲まで所定の冷却速度にて
冷却することによつて、緻密なフエライト・パー
ライト組織とし、所要の強度と靭延性を得ると共
に、冷間鍛造時のひずみ時効を防止し、工具寿命
の短命化を抑制する。このためには、0.1℃／秒
以上の平均冷却速度を必要とするが、通常は、放
冷でよい。しかし、平均冷却速度が10℃／秒を越
えるときは、ベイナイト組織が混在することとな
り、その結果、強度が過度に高くなり、或いは強
度のばらつきが大きくなり、更には、靭延性が低
下して、ねじ転造時にねじ山に折れ込みが発生し
やすく、また、冷間かしめ性を低下させる。更
に、工具寿命をも劣化させる。 本発明によれば、このようにして得られるフエ
ライト・パーライト鋼を例えば減面率20〜30％に
て冷間引抜き加工することによつて、引張強さ70
Kgｆ／mm²以上、通常、80〜100Kgｆ／mm²の六角棒
鋼、丸棒鋼等の棒鋼や線材を得ることができる。 本発明において用いる鋼は、例えば、LD転炉
にて溶製されるが、しかし、溶製方法は何ら限定
されるものではない。 本発明による上記鋼材を用いて点火プラグ主体
金具を製造するには、例えば、上記冷間引抜きに
よる鋼線を切削加工し、又は冷間鍛造し、又はこ
れらの組み合わせとしての加工を施し、所要形状
に成形した後、切削、転造等によつてねじ切加工
を施せばよい。 発明の効果 以上のように、本発明の方法によつて得られる
フエライト・パーライト棒鋼又は線材は、所定の
化学成分を有し、すぐれた加工性を有するのみな
らず、引張強さ70Kgｆ／mm²以上であつて、高破断
トルクを有すると共に、すぐれた熱かしめ性とす
ぐれた冷間かしめ性とを有するために、かかる鋼
材より製造される点火プラグ主体金具は、後熱処
理を要せずして、従来材よりも引張強さが高く、
従つて、主体金具の絶縁体への熱かしめに際して
は、熱かしめ部の割れの発生もなく、また、冷間
かしめによるときは、薄肉部分に割れが生じるこ
ともなく、且つ、ねじ性状も良好である。更に、
点火プラグのシリンダーヘツドへのねじ込み取付
けに際して、主体金具のねじ首部の破断がないの
で、特に、小型点火プラグ用主体金具の製造に好
適に用いることができる。 実施例 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本
発明はこれら実施例により何ら限定されるもので
はない。 第１表に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉
にて溶製し、第１表に示す圧延条件にて熱間圧延
し、その後、減面率20〜30％の冷間引抜き加工を
施して鋼線を製造した。次いで、この鋼線から切
削加工にて取付けねじ径がM10である点火プラグ
主体金具を成形し、ねじ首部の破断トルクを測定
した。圧延材の組織、上記引抜き加工鋼線の機械
的性質、主体金具のねじ部引張強さと共に、結果
を第１表に示す。 尚、第１表において、鋼番号１〜３は、それぞ
れ市販されている機械構造用低炭素鋼の一例であ
る。また、主体金具ねじ首部の破断トルクの測定
において、破断トルクは、治工具及び主体金具の
表面状態、即ち、摩擦の程度によつて著しく影響
を受けるので、主体金具及び治工具共に潤滑油を
塗布し、摩擦係数を一定（0.15）とした状態にて
測定し、従来材S17C材を100とする相対的な比較
評価を行なつた。 第１表に示す結果から明らかなように、本発明
の方法によつて得られた鋼材から切削加工にて成

【表】

【表】 形して製造した点火プラグ主体金具は、いずれも
十分な強度を有し、ねじ部の引張強さはいずれも
70Kgｆ／mm²以上であつた。また、ねじ首部の破断
トルクは、S17C材からの主体金具に比較して、
約50％も高い値を示す。従つて、本発明による鋼
材は、特に、小型点火プラグ主体金具の製造のた
めに好適に用いることができる。 次に、主体金具の薄肉の加熱部を通電加熱後、
熱かしめを施し、その後、その部分の割れの発生
の有無を調べた結果、第１表に示すように、本発
明による鋼材から成形製造した点火プラグ主体金
具によれば、割れは全く認められなかつた。ま
た、ねじ山の折れ込みもなく、ねじ性状は良好で
あつた。 上記熱かしめに代えて、熱を加えない冷間かし
めによつて、絶縁体を主体金具に固定した。この
冷間かしめによる場合も、結果を第１表に示すよ
うに、主体金具の薄肉部分（第１図において、加
熱部１６に相当する。）に割れは全く生じなかつ
た。

【図面の簡単な説明】

第１図は点火プラグを示す部分断面図である。 １０……点火プラグ主体金具、１１……大径胴
部、１２……取付けねじ部、１３……主体金具ね
じ首、１４……段部、１５……締結部、１６……
加熱部、１７……主体金具上端周縁、２０……絶
縁体、２１……絶縁体大径部、２２……段部、３
０……中心電極、４０……パツキン、５０……シ
ール材、６０……パツキン。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で (a) Ｃ 0.03〜0.20％、 Si 0.35％以下、 Mn 0.1〜2.0％、 Ｐ 0.025％以下、 Ｓ 0.025％以下、及び Al 0.005〜0.080％を含有し、更に、 (b) Zr 0.005〜0.25％、 Nb 0.005〜0.10％、 Ｖ 0.03〜0.25％、 Ti 0.005〜0.25％、 Cr 0.05〜0.50％、及び Ni 0.05〜0.50％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有
   し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を950〜
   1150℃に加熱した後、熱間圧延し、800〜950℃の
   範囲の温度より、0.1℃／秒以上であつて、５
   ℃／秒未満の平均冷却速度にて、500℃乃至常温
   の範囲の温度まで冷却して、フエライト・パーラ
   イト変態を完了させ、次いで、これを冷間引抜き
   加工によつて引張強さ70Kgｆ／mm²以上の棒鋼に形
   成することを特徴とする点火プラグ主体金具用冷
   間引抜き棒鋼の製造方法。