JP2769422B2 - 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 - Google Patents
内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、内燃機関の燃料噴射ノ
ズルまたはニードル、その鍛造による製造に使用する材
料および該材料を用いた当該ノズルの製造方法に関す
る。
ズルまたはニードル、その鍛造による製造に使用する材
料および該材料を用いた当該ノズルの製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】内燃機関用燃料噴射ノズルは、各作動サ
イクル毎にニードルとの摺動、衝突を繰り返されるた
め、両者は高い耐摩耗性が要求され、さらに錆の発生を
嫌うので高い耐食性が要求される。このため、従来主と
してＳＵＳ４４０Ｃや稀にはＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ
４４０Ｂ等のマルテンサイト系ステンレス鋼を用い、切
削加工、熱処理、仕上加工(研削等)を経て製造されてい
た。しかし、切削加工による歩留や生産性の低さ、製造
工程の単純化の推進から、冷間または温間鍛造によって
成形しようとする要望が強い。
イクル毎にニードルとの摺動、衝突を繰り返されるた
め、両者は高い耐摩耗性が要求され、さらに錆の発生を
嫌うので高い耐食性が要求される。このため、従来主と
してＳＵＳ４４０Ｃや稀にはＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ
４４０Ｂ等のマルテンサイト系ステンレス鋼を用い、切
削加工、熱処理、仕上加工(研削等)を経て製造されてい
た。しかし、切削加工による歩留や生産性の低さ、製造
工程の単純化の推進から、冷間または温間鍛造によって
成形しようとする要望が強い。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記の耐摩耗性の要求
の程度は、これらの系の材料については、経験的に熱処
理後の硬さ HRC57以上に相当する程度とされ、また、耐
食性については、ＳＵＳ４４０Ｃ程度とされている。内
燃機関の燃料噴射ノズルを冷間または温間鍛造で製造す
る場合に要求される被鍛造性と上記耐摩耗性の両特性を
満足することは、現状使用の上記ＳＵＳ４２０Ｊ２、Ｓ
ＵＳ４４０Ｂ、ＳＵＳ４４０Ｃでは不十分である。すな
わち、ＳＵＳ４２０Ｊ２のように被鍛造性が比較的良好
なものは、焼入焼もどしによる熱処理硬さが不足するた
め耐摩耗性が十分ではなく、一方ＳＵＳ４４０ＢやＳＵ
Ｓ４４０Ｃのように熱処理硬さを満足するものでは、被
鍛造性が不十分である。
の程度は、これらの系の材料については、経験的に熱処
理後の硬さ HRC57以上に相当する程度とされ、また、耐
食性については、ＳＵＳ４４０Ｃ程度とされている。内
燃機関の燃料噴射ノズルを冷間または温間鍛造で製造す
る場合に要求される被鍛造性と上記耐摩耗性の両特性を
満足することは、現状使用の上記ＳＵＳ４２０Ｊ２、Ｓ
ＵＳ４４０Ｂ、ＳＵＳ４４０Ｃでは不十分である。すな
わち、ＳＵＳ４２０Ｊ２のように被鍛造性が比較的良好
なものは、焼入焼もどしによる熱処理硬さが不足するた
め耐摩耗性が十分ではなく、一方ＳＵＳ４４０ＢやＳＵ
Ｓ４４０Ｃのように熱処理硬さを満足するものでは、被
鍛造性が不十分である。
【０００４】本発明は、ＳＵＳ４４０Ｃ並みの耐錆性を
有し、かつ熱処理硬さとしてHRC57以上が得られ、さら
に鍛造による内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル
の製造に適合する被鍛造性を有する材料、これによる当
該ノズルおよびその製造方法を提供せんとするものであ
る。この噴射ノズル製造に適合する被鍛造性の程度とし
ては、機械構造用鋼と同等程度であり、限界据込率〔金
属材料の冷間据込試験方法(暫定基準)「塑性と加工(Vol
22 No241 P139〜P144」)〕が75%以上であることが必要で
あることがテストの結果判明した。因みにこの限界据込
率 75%は、通常、他の部品に対して冷間鍛造が行なわれ
ているＳＣｒ４２０、ＳＣｒ４４０等の低合金鋼の焼な
まし状態の限界据込率に匹敵する値であり、ＳＵＳ４１
０ではやや困難な値であり、高強度マルテンサイト系ス
テンレス鋼としては、現状では不可能な値であった。
有し、かつ熱処理硬さとしてHRC57以上が得られ、さら
に鍛造による内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル
の製造に適合する被鍛造性を有する材料、これによる当
該ノズルおよびその製造方法を提供せんとするものであ
る。この噴射ノズル製造に適合する被鍛造性の程度とし
ては、機械構造用鋼と同等程度であり、限界据込率〔金
属材料の冷間据込試験方法(暫定基準)「塑性と加工(Vol
22 No241 P139〜P144」)〕が75%以上であることが必要で
あることがテストの結果判明した。因みにこの限界据込
率 75%は、通常、他の部品に対して冷間鍛造が行なわれ
ているＳＣｒ４２０、ＳＣｒ４４０等の低合金鋼の焼な
まし状態の限界据込率に匹敵する値であり、ＳＵＳ４１
０ではやや困難な値であり、高強度マルテンサイト系ス
テンレス鋼としては、現状では不可能な値であった。
【０００５】なお、上記限界据込率のテストは、外周お
よび両端面を機械加工した単純円筒状の１号Ａ試験片
（外径ｄ0，長さｈ0＝1.5ｄ0)の両端面をプレスにより
圧縮し、割れ(長さ 0.5mm)が生じる据込率をεhc＝(ｈ0
−ｈc)×100/ｈ0(但し、ｈ0；試験前の長さ、ｈc；割れ
が発生した時の高さ）により求めるものであり、通常ｎ
＝5ヶ以上をテストし、ｎヶ／２が割れる時（割れ率 50
%)の据込率を限界据込率と称するものである。
よび両端面を機械加工した単純円筒状の１号Ａ試験片
（外径ｄ0，長さｈ0＝1.5ｄ0)の両端面をプレスにより
圧縮し、割れ(長さ 0.5mm)が生じる据込率をεhc＝(ｈ0
−ｈc)×100/ｈ0(但し、ｈ0；試験前の長さ、ｈc；割れ
が発生した時の高さ）により求めるものであり、通常ｎ
＝5ヶ以上をテストし、ｎヶ／２が割れる時（割れ率 50
%)の据込率を限界据込率と称するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】内燃機関用燃料噴射ノズ
ルの鍛造による製造においては、特に噴射ノズルの深孔
を鍛造で形成することが大きな特徴であり、これにより
歩留、加工工数の大幅な低減や工程の短縮が可能とな
る。図１は、噴射ノズルの先端部の完成製品の形状を示
す図Ａと、これを鍛造にて成形する場合の鍛造完了時の
断面図Ｂを示したものであり、Ａには自動盤による切削
仕上を想定した素材サイズを二点鎖線で示した。鍛造に
よるものＢは、切削加工によるものＡに比べ歩留の向
上、加工費の低下が著しいことが想像されよう。
ルの鍛造による製造においては、特に噴射ノズルの深孔
を鍛造で形成することが大きな特徴であり、これにより
歩留、加工工数の大幅な低減や工程の短縮が可能とな
る。図１は、噴射ノズルの先端部の完成製品の形状を示
す図Ａと、これを鍛造にて成形する場合の鍛造完了時の
断面図Ｂを示したものであり、Ａには自動盤による切削
仕上を想定した素材サイズを二点鎖線で示した。鍛造に
よるものＢは、切削加工によるものＡに比べ歩留の向
上、加工費の低下が著しいことが想像されよう。
【０００７】本発明は、高強度マルテンサイト系ステン
レス鋼において、冷間鍛造性を向上させるため、焼なま
し後の炭化物の形態に注目し、各種焼なまし方法での限
界据込率とその時の炭化物形態の検討結果から、微細な
炭化物の量が少なくなれば、限界据込率が向上すること
を見出し、炭化物の大きさと粒度分布を、焼なまし法に
よってコントロールすることにより、従来得られていた
ものより、さらに焼なまし硬さを低下すること、および
これに伴い、限界据込率の向上が可能であることを見出
し、さらにこれら炭化物の大きさと分布状態を比較的容
易に実現できる範囲に規制することで、従来、実現でき
なかった硬さ範囲や限界据込率範囲の材料を入手するこ
とができること、またこの材料を用いて後方押出法によ
り、内燃機関の燃料噴射ノズルの冷間鍛造が可能となる
ことを確認したことによるものである。
レス鋼において、冷間鍛造性を向上させるため、焼なま
し後の炭化物の形態に注目し、各種焼なまし方法での限
界据込率とその時の炭化物形態の検討結果から、微細な
炭化物の量が少なくなれば、限界据込率が向上すること
を見出し、炭化物の大きさと粒度分布を、焼なまし法に
よってコントロールすることにより、従来得られていた
ものより、さらに焼なまし硬さを低下すること、および
これに伴い、限界据込率の向上が可能であることを見出
し、さらにこれら炭化物の大きさと分布状態を比較的容
易に実現できる範囲に規制することで、従来、実現でき
なかった硬さ範囲や限界据込率範囲の材料を入手するこ
とができること、またこの材料を用いて後方押出法によ
り、内燃機関の燃料噴射ノズルの冷間鍛造が可能となる
ことを確認したことによるものである。
【０００８】すなわち、本発明の第１発明は、焼入れ、
焼もどしの熱処理後、HRC57以上の硬さが得られる焼な
まし状態のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、直
径 0.2μm以下の炭化物数が全炭化物数の50%以下であ
り、かつ限界据込率が75%以上または硬さがHB 157以下
であることを特徴とする内燃機関の燃料噴射ノズルまた
はニードル用高強度ステンレス鋼である。また、本発明
の第２発明は、特定の化学成分を有するステンレス鋼で
あって、直径 0.2μm以下の炭化物数が全炭化物数の50%
以下であることを特徴とする内燃機関の燃料噴射ノズル
またはニードル用高強度ステンレス鋼である。
焼もどしの熱処理後、HRC57以上の硬さが得られる焼な
まし状態のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、直
径 0.2μm以下の炭化物数が全炭化物数の50%以下であ
り、かつ限界据込率が75%以上または硬さがHB 157以下
であることを特徴とする内燃機関の燃料噴射ノズルまた
はニードル用高強度ステンレス鋼である。また、本発明
の第２発明は、特定の化学成分を有するステンレス鋼で
あって、直径 0.2μm以下の炭化物数が全炭化物数の50%
以下であることを特徴とする内燃機関の燃料噴射ノズル
またはニードル用高強度ステンレス鋼である。
【０００９】さらに、本発明の第３発明は、上記第１ま
たは第２発明の材料を素材として、後方押出し法により
深孔を成形する鍛造をした後、焼入れ焼もどしにより、
HRC57以上とする工程を包含することを特徴とする内燃
機関用燃料噴射ノズルの製造方法である。本発明の第２
発明で特定された化学成分は、重量％で、Ｃ 0.4〜0.6
%、Ｓi 0.5%以下、Ｍn 0.5%以下、Ｃr 8.0〜13.0%、Ｗ
とＭoの１種もしくは２種を1/2Ｗ＋Ｍoで0.1〜2.0%、ま
たはさらに、ＮbとＶの１種もしくは２種を1/2Ｎb＋Ｖ
で0.05〜1.0%およびＣo 0.2〜2.0%の１種または２種を
含み、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなるものであ
る。
たは第２発明の材料を素材として、後方押出し法により
深孔を成形する鍛造をした後、焼入れ焼もどしにより、
HRC57以上とする工程を包含することを特徴とする内燃
機関用燃料噴射ノズルの製造方法である。本発明の第２
発明で特定された化学成分は、重量％で、Ｃ 0.4〜0.6
%、Ｓi 0.5%以下、Ｍn 0.5%以下、Ｃr 8.0〜13.0%、Ｗ
とＭoの１種もしくは２種を1/2Ｗ＋Ｍoで0.1〜2.0%、ま
たはさらに、ＮbとＶの１種もしくは２種を1/2Ｎb＋Ｖ
で0.05〜1.0%およびＣo 0.2〜2.0%の１種または２種を
含み、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなるものであ
る。
【００１０】
【作用】本発明では、被鍛造性の評価方法として、図２
Ａに示したサンプルを後方押出して深孔加工を行なう方
法および先に示した限界据込率を併用した。本発明に際
しては、後述のように主に限界据込率でのテストを行な
うとともに、数点について後方押出の鍛造テストで確認
を行なった。鍛造により、内燃機関の燃料噴射ノズルを
製造するための材料として、前記のように、直径 0.2μ
m以下の炭化物数を全炭化物数の50%以下にすることが有
効である。しかし、高強度マルテンサイト系ステンレス
鋼に通常行なわれている軟化焼なまし処理を施して直径
0.2μm以下の炭化物数の50%以下にするのは困難であ
る。このため、焼なまし方法について、種々検討した結
果、例えば、以下に示すＡ処理またはＢ処理の焼なまし
方法で達成できることがわかった。
Ａに示したサンプルを後方押出して深孔加工を行なう方
法および先に示した限界据込率を併用した。本発明に際
しては、後述のように主に限界据込率でのテストを行な
うとともに、数点について後方押出の鍛造テストで確認
を行なった。鍛造により、内燃機関の燃料噴射ノズルを
製造するための材料として、前記のように、直径 0.2μ
m以下の炭化物数を全炭化物数の50%以下にすることが有
効である。しかし、高強度マルテンサイト系ステンレス
鋼に通常行なわれている軟化焼なまし処理を施して直径
0.2μm以下の炭化物数の50%以下にするのは困難であ
る。このため、焼なまし方法について、種々検討した結
果、例えば、以下に示すＡ処理またはＢ処理の焼なまし
方法で達成できることがわかった。
【００１１】Ａ処理・・・ＡＣ1点以上からの焼なましの冷
却を極めてゆっくり冷却する処理。 Ｂ処理・・・熱間加工後に固溶した微細炭化物を析出成長
させる処理。 なお、直径 0.2μm以下の炭化物数を全炭化物数をの50%
以下とする熱処理方法は、上記Ａ処理、Ｂ処理の他にも
考えられるので、これらＡ，Ｂの処理は本発明において
必須ではない。図３Ａ，Ｂ，Ｃは、下記の成分の鋼にそ
れぞれ、通常の焼なまし処理、および上記のＡ処理、Ｂ
処理を施した後の材料の電子顕微鏡によるミクロ組織例
（倍率4000倍)である。
却を極めてゆっくり冷却する処理。 Ｂ処理・・・熱間加工後に固溶した微細炭化物を析出成長
させる処理。 なお、直径 0.2μm以下の炭化物数を全炭化物数をの50%
以下とする熱処理方法は、上記Ａ処理、Ｂ処理の他にも
考えられるので、これらＡ，Ｂの処理は本発明において
必須ではない。図３Ａ，Ｂ，Ｃは、下記の成分の鋼にそ
れぞれ、通常の焼なまし処理、および上記のＡ処理、Ｂ
処理を施した後の材料の電子顕微鏡によるミクロ組織例
（倍率4000倍)である。
【００１２】すなわち、各図は0.55Ｃ-0.1Ｓi-0.2Ｍn-1
2Ｃr-0.3Ｍo-0.1Ｖ鋼の各焼なまし処理後の組織を示
し、図３Ａは通常の焼なまし方法である860℃より15℃/
時間にて徐冷した時の組織写真である。これによると、
0.2μm以下の炭化物数は全炭化物数の約80%であり、こ
の材料の限界据込率は70%であった。Ｂは、同一成分の
材料にＡ処理を施した場合のものであり、0.2μm以下の
炭化物数は、全炭化物数の約30%となっている。この処
理材の限界据込率は79%であり、大幅な限界据込率の向
上が見られた。さらに、Ｃは同一成分の材料を熱間加工
後、Ｂ処理を行なった場合のもので、0.2μm以下の炭化
物数は全炭化物数の約40%で限界据込率は78%であり、上
記Ｂ材、Ｃ材は、いずれも通常の焼なまし処理材Ａより
限界据込率が大幅に向上している。
2Ｃr-0.3Ｍo-0.1Ｖ鋼の各焼なまし処理後の組織を示
し、図３Ａは通常の焼なまし方法である860℃より15℃/
時間にて徐冷した時の組織写真である。これによると、
0.2μm以下の炭化物数は全炭化物数の約80%であり、こ
の材料の限界据込率は70%であった。Ｂは、同一成分の
材料にＡ処理を施した場合のものであり、0.2μm以下の
炭化物数は、全炭化物数の約30%となっている。この処
理材の限界据込率は79%であり、大幅な限界据込率の向
上が見られた。さらに、Ｃは同一成分の材料を熱間加工
後、Ｂ処理を行なった場合のもので、0.2μm以下の炭化
物数は全炭化物数の約40%で限界据込率は78%であり、上
記Ｂ材、Ｃ材は、いずれも通常の焼なまし処理材Ａより
限界据込率が大幅に向上している。
【００１３】本発明者らによれば、鋼中の炭化物は、鋼
の塑性加工、つまり滑り変形を阻害することで変形抵抗
を高めて硬さを上昇する一方で、割れ発生の可能性を増
加すると考えられる。結晶粒内の滑りや転移の動きを考
えた場合、これ等は炭化物の表面積に依るものと考えら
れ、微小炭化物が多い程、同一炭化物量（体積％）でも
表面積は多くなり変形抵抗は高くなる。本発明の第１お
よび第２発明では、直径 0.2μm以下の炭化物の数を全
炭化物数の50%以下としたが、これ等の数値は、高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼において、数種の熱処理
で制御可能な大きさ、数量比を当該ノズルの冷間鍛造の
実験結果から求めたものであり、炭化物の大、小の規準
としては直径 0.2μmを選定した。
の塑性加工、つまり滑り変形を阻害することで変形抵抗
を高めて硬さを上昇する一方で、割れ発生の可能性を増
加すると考えられる。結晶粒内の滑りや転移の動きを考
えた場合、これ等は炭化物の表面積に依るものと考えら
れ、微小炭化物が多い程、同一炭化物量（体積％）でも
表面積は多くなり変形抵抗は高くなる。本発明の第１お
よび第２発明では、直径 0.2μm以下の炭化物の数を全
炭化物数の50%以下としたが、これ等の数値は、高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼において、数種の熱処理
で制御可能な大きさ、数量比を当該ノズルの冷間鍛造の
実験結果から求めたものであり、炭化物の大、小の規準
としては直径 0.2μmを選定した。
【００１４】また、その炭化物数の全炭化物数に対する
比 50%以下の限定は、内燃機関の燃料噴射ノズルを割れ
の発生なく冷間鍛造するために必要である。上記のよう
に、微小炭化物を減少させることにより、限界据込率の
向上や硬さの低下が達成され、これにより前記ノズルの
冷間鍛造による製造が可能となり、かつ、この製造の限
界として限界据込率が75%以上および焼なまし硬さがHB1
57以下であることが判明し、したがって、本発明ではこ
れらをそれぞれ限界として定めた。そして、これらの範
囲は、従来、熱処理後の硬さをHRC57以上を満足するマ
ルテンサイト系ステンレス鋼に適用されている焼なまし
処理方法では実現し得なかった範囲である。限界据込率
75%は、前述のように冷間鍛造加工用素材として他の用
途に現用されているＳＣｒ４２０，ＳＣｒ４４０等の低
合金鋼とほぼ同等である。
比 50%以下の限定は、内燃機関の燃料噴射ノズルを割れ
の発生なく冷間鍛造するために必要である。上記のよう
に、微小炭化物を減少させることにより、限界据込率の
向上や硬さの低下が達成され、これにより前記ノズルの
冷間鍛造による製造が可能となり、かつ、この製造の限
界として限界据込率が75%以上および焼なまし硬さがHB1
57以下であることが判明し、したがって、本発明ではこ
れらをそれぞれ限界として定めた。そして、これらの範
囲は、従来、熱処理後の硬さをHRC57以上を満足するマ
ルテンサイト系ステンレス鋼に適用されている焼なまし
処理方法では実現し得なかった範囲である。限界据込率
75%は、前述のように冷間鍛造加工用素材として他の用
途に現用されているＳＣｒ４２０，ＳＣｒ４４０等の低
合金鋼とほぼ同等である。
【００１５】内燃機関の燃料噴射ノズル用材料として、
組成的条件から、冷間鍛造性を高めるには、鋼中の合金
元素量、不純物量を極力低減することが肝要である。し
かし、ＳＵＳ４４０Ｃ並みの耐錆性と熱処理後 HRC57以
上の硬さを得ることから、最低限の合金添加(Ｃ,Ｃr,Ｍ
o等)が必要である。また、熱処理条件としては、焼入れ
に真空炉の使用を考えた場合、焼入れ性は半冷 10分(焼
入温度から焼入温度/2までの間を10分間とするような冷
却速度)で十分な焼入れができる焼入性が必要であり、
このためにも合金元素として、Ｍn,Ｍo,Ｗ,Ｖ等の添加
が必要である。また、内燃機関の燃料噴射ノズルやニー
ドルは、使用温度が比較的低い品物であるところから、
焼もどし温度は150〜200℃で行なわれる。以上の諸条件
から、本発明の第１および第３発明では、第２発明で規
定した成分範囲とすることが望ましい。
組成的条件から、冷間鍛造性を高めるには、鋼中の合金
元素量、不純物量を極力低減することが肝要である。し
かし、ＳＵＳ４４０Ｃ並みの耐錆性と熱処理後 HRC57以
上の硬さを得ることから、最低限の合金添加(Ｃ,Ｃr,Ｍ
o等)が必要である。また、熱処理条件としては、焼入れ
に真空炉の使用を考えた場合、焼入れ性は半冷 10分(焼
入温度から焼入温度/2までの間を10分間とするような冷
却速度)で十分な焼入れができる焼入性が必要であり、
このためにも合金元素として、Ｍn,Ｍo,Ｗ,Ｖ等の添加
が必要である。また、内燃機関の燃料噴射ノズルやニー
ドルは、使用温度が比較的低い品物であるところから、
焼もどし温度は150〜200℃で行なわれる。以上の諸条件
から、本発明の第１および第３発明では、第２発明で規
定した成分範囲とすることが望ましい。
【００１６】次に、本願の第２発明で規定した内燃機関
の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼
の成分組成（重量％）について限定理由を説明する。Ｃ
は鋼の強度を得るのに必須の元素である。すなわち、Ｃ
は、焼入れ時、母相の大部分をマルテンサイト組織と
し、これに固溶して強度を高める作用を持つ。本発明が
目的とする熱処理状態でHRC57以上を得るには、Ｃ量は
0.4%以上を必要とし、また、0.6%を越えると炭化物が増
量し、限界据込率75%を確保することが困難となるた
め、Ｃは0.4〜0.6%とする。Ｓiは、鋼の脱酸元素として
製鋼上必要な元素であるが、過度の添加はマトリックス
に固溶し冷間加工性を害するため、極力添加を少なめる
必要があることから、Ｓiは0.5%以下とする。
の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼
の成分組成（重量％）について限定理由を説明する。Ｃ
は鋼の強度を得るのに必須の元素である。すなわち、Ｃ
は、焼入れ時、母相の大部分をマルテンサイト組織と
し、これに固溶して強度を高める作用を持つ。本発明が
目的とする熱処理状態でHRC57以上を得るには、Ｃ量は
0.4%以上を必要とし、また、0.6%を越えると炭化物が増
量し、限界据込率75%を確保することが困難となるた
め、Ｃは0.4〜0.6%とする。Ｓiは、鋼の脱酸元素として
製鋼上必要な元素であるが、過度の添加はマトリックス
に固溶し冷間加工性を害するため、極力添加を少なめる
必要があることから、Ｓiは0.5%以下とする。
【００１７】ＭnもＳi同様鋼の脱酸元素として溶製時添
加される。また、焼入れ性を高める効果もあるが、冷間
加工性を害する影響も大きく、少ないのが望ましい。そ
のため、溶製時の製造性から0.5%以下とする。Ｃrは、
材料表面に酸化被膜を生成し、耐食性、耐錆性を向上さ
せる上で、重要な元素である。特に本発明においては、
従来使用されているＳＵＳ４４０Ｃと同等の耐錆性が必
要とされることから、Ｃ量との関係において、マトリッ
クス中のＣr%がＳＵＳ４４０Ｃ並み以上になる8.0%以上
とし、また、Ｃr量が多い場合は、焼なまし硬さが低下
しにくく、冷間加工性を悪くするため13%以下とする。
加される。また、焼入れ性を高める効果もあるが、冷間
加工性を害する影響も大きく、少ないのが望ましい。そ
のため、溶製時の製造性から0.5%以下とする。Ｃrは、
材料表面に酸化被膜を生成し、耐食性、耐錆性を向上さ
せる上で、重要な元素である。特に本発明においては、
従来使用されているＳＵＳ４４０Ｃと同等の耐錆性が必
要とされることから、Ｃ量との関係において、マトリッ
クス中のＣr%がＳＵＳ４４０Ｃ並み以上になる8.0%以上
とし、また、Ｃr量が多い場合は、焼なまし硬さが低下
しにくく、冷間加工性を悪くするため13%以下とする。
【００１８】Ｗ，Ｍoはいずれも焼入れ性を高める元素
である。また、熱処理されたものに対しては基地に固溶
して耐食性を高める。本発明鋼が真空炉熱処理される場
合、焼入れ性を高めるため、特に必要となる。高すぎる
と冷間加工性に悪影響を与えるため、いずれか１種また
は２種を1/2Ｗ＋Ｍoで0.1〜2%とする。Ｖ，Ｎbは、いず
れも焼入れ加熱時の結晶粒粗大化を防ぎ、良好な機械的
特性を与える元素であるが、多すぎると硬質炭化物を生
成して冷間加工に悪影響を及ぼすため、ＶとＮbは１種
または２種を1/2Ｎb＋Ｖで0.05〜1.0%の範囲として必要
に応じて添加する。Ｃoは、本発明鋼の耐食性を向上さ
せ、シート部で相手材であるニードルとの摩擦係数を減
じる効果を持つ。しかし、冷間加工性に対しては、焼な
まし硬さを低下しにくくするため、0.2〜2.0%として必
要に応じて添加する。また本発明鋼では、Ｐ，Ｓ等の不
純物も極力少なくすることが望ましい。
である。また、熱処理されたものに対しては基地に固溶
して耐食性を高める。本発明鋼が真空炉熱処理される場
合、焼入れ性を高めるため、特に必要となる。高すぎる
と冷間加工性に悪影響を与えるため、いずれか１種また
は２種を1/2Ｗ＋Ｍoで0.1〜2%とする。Ｖ，Ｎbは、いず
れも焼入れ加熱時の結晶粒粗大化を防ぎ、良好な機械的
特性を与える元素であるが、多すぎると硬質炭化物を生
成して冷間加工に悪影響を及ぼすため、ＶとＮbは１種
または２種を1/2Ｎb＋Ｖで0.05〜1.0%の範囲として必要
に応じて添加する。Ｃoは、本発明鋼の耐食性を向上さ
せ、シート部で相手材であるニードルとの摩擦係数を減
じる効果を持つ。しかし、冷間加工性に対しては、焼な
まし硬さを低下しにくくするため、0.2〜2.0%として必
要に応じて添加する。また本発明鋼では、Ｐ，Ｓ等の不
純物も極力少なくすることが望ましい。
【００１９】後方押出し法で深孔の穿孔鍛造に用いるパ
ンチは、一般に高い座屈応力を受けて折損し易く、ま
た、先端外周部は、被加工材の活性な新生面との高い摩
擦にさらされ、摩耗し易い。特に内燃機関の燃料噴射ノ
ズルの深孔の鍛造による形成においては、用いられる素
材は限界据込率が75%以上とされて割れの発生が抑制さ
れているとは言え、変形抵抗は前述のＳＣr４２０、Ｓ
Ｃr４４０等より大幅に高く、このため、先端外周部の
摩耗が激しいことがわかった。本発明者らは、パンチ材
料として種々の材料をテストし、耐摩耗性の面から超硬
合金が適していることを見出した。
ンチは、一般に高い座屈応力を受けて折損し易く、ま
た、先端外周部は、被加工材の活性な新生面との高い摩
擦にさらされ、摩耗し易い。特に内燃機関の燃料噴射ノ
ズルの深孔の鍛造による形成においては、用いられる素
材は限界据込率が75%以上とされて割れの発生が抑制さ
れているとは言え、変形抵抗は前述のＳＣr４２０、Ｓ
Ｃr４４０等より大幅に高く、このため、先端外周部の
摩耗が激しいことがわかった。本発明者らは、パンチ材
料として種々の材料をテストし、耐摩耗性の面から超硬
合金が適していることを見出した。
【００２０】
【実施例】以下に本発明を実施例により説明する。表１
にテストに使用したマルテンサイト系ステンレス鋼等の
化学成分を示す。表１で、Ａ〜Ｊは本願の第２発明に該
当するものであり、ここで本発明成分鋼と呼称する。ま
たＰ〜Ｗは上記第２発明には該当しないもので比較成分
鋼と呼称する。このうち、比較成分鋼ＰはＳＵＳ４２０
Ｊ２相当鋼、ＲはＳＵＳ４４０Ａ鋼、ＳはＳＵＳ４４０
Ｂ鋼、ＴはＳＵＳ４４０Ｃ鋼、ＷはＳＣｒ４４０相当材
である。
にテストに使用したマルテンサイト系ステンレス鋼等の
化学成分を示す。表１で、Ａ〜Ｊは本願の第２発明に該
当するものであり、ここで本発明成分鋼と呼称する。ま
たＰ〜Ｗは上記第２発明には該当しないもので比較成分
鋼と呼称する。このうち、比較成分鋼ＰはＳＵＳ４２０
Ｊ２相当鋼、ＲはＳＵＳ４４０Ａ鋼、ＳはＳＵＳ４４０
Ｂ鋼、ＴはＳＵＳ４４０Ｃ鋼、ＷはＳＣｒ４４０相当材
である。
【００２１】各鋼は14mmφまで熱間加工を行ない、それ
ぞれについて、通常の処理である860℃徐冷(15℃/時間
で600℃まで)の焼なまし処理およびＢ処理を行なった。
また、ＪについてはＢ処理のほかＡ処理を行ない、これ
は後述の表２でＢ処理のＪ１と区別するためＪ２とし
た。各テストピースについて、ブリネル硬さ測定(HB)、
限界据込率および特定のテストピースについて、0.2μm
以下の炭化物数の全炭化物数に対する割合の測定を行な
った。また、Ｂ処理またはＡ処理を行なった材料のう
ち、Ａ〜Ｊ２およびＰ〜Ｖについては、1050℃×45分間
加熱後、3Barの窒素ガス吹付け冷却の焼入れ処理(半冷
10分焼入れ相当)を行ない、引続き−78℃×2時間のサブ
ゼロ処理ののち180℃で2時間の焼もどしを行なった。ま
たＷについては、Ｂ処理後850℃×30分油冷,560℃で2時
間の焼もどしの熱処理を行なった。前記の各熱処理後、
それぞれ硬さ(HRC)を測定した。
ぞれについて、通常の処理である860℃徐冷(15℃/時間
で600℃まで)の焼なまし処理およびＢ処理を行なった。
また、ＪについてはＢ処理のほかＡ処理を行ない、これ
は後述の表２でＢ処理のＪ１と区別するためＪ２とし
た。各テストピースについて、ブリネル硬さ測定(HB)、
限界据込率および特定のテストピースについて、0.2μm
以下の炭化物数の全炭化物数に対する割合の測定を行な
った。また、Ｂ処理またはＡ処理を行なった材料のう
ち、Ａ〜Ｊ２およびＰ〜Ｖについては、1050℃×45分間
加熱後、3Barの窒素ガス吹付け冷却の焼入れ処理(半冷
10分焼入れ相当)を行ない、引続き−78℃×2時間のサブ
ゼロ処理ののち180℃で2時間の焼もどしを行なった。ま
たＷについては、Ｂ処理後850℃×30分油冷,560℃で2時
間の焼もどしの熱処理を行なった。前記の各熱処理後、
それぞれ硬さ(HRC)を測定した。
【００２２】限界据込率のテストは、6mmφ×9mmLの試
験片を50トンアムスラー試験機で据込率を2%増加する毎
に除荷重し、割れを目視チェックしながらテストした
(先行テストにより、クラック発生歪率を予測し、その
予測値の15%以前から2%毎にチェック)。なお、据込の上
下面を拘束するため上下型には年輪状の凹凸を設けた。
0.2μm以下の炭化物の全炭化物に対する個数割合は、10
000倍の電子顕微鏡写真から画像解析し、その数値の比
を求めた。
験片を50トンアムスラー試験機で据込率を2%増加する毎
に除荷重し、割れを目視チェックしながらテストした
(先行テストにより、クラック発生歪率を予測し、その
予測値の15%以前から2%毎にチェック)。なお、据込の上
下面を拘束するため上下型には年輪状の凹凸を設けた。
0.2μm以下の炭化物の全炭化物に対する個数割合は、10
000倍の電子顕微鏡写真から画像解析し、その数値の比
を求めた。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】表２に前記テストの結果を示す。なお、表
２で（ ）内数字は従来法に比し、Ａ処理またはＢ処理
を行なうことにより、低下したブリネル硬さ値、または
改善された限界据込率（％）の値を示す。本表から次の
ことがわかる。本発明成分鋼Ａ，Ｄ，Ｆ，Ｉおよび比較
成分鋼Ｐ，Ｓ，Ｕ，Ｗについて、0.2μm以下の炭化物数
の全炭化物数に占める割合は、従来の焼なまし方法で
は、比較鋼Ｗ以外いずれも50%を越えているが、焼なま
しをＢ処理とすることにより、本発明成分鋼、比較成分
鋼とも50%以下となり、これにより本発明成分鋼のすべ
て、および比較成分鋼のＰ，Ｗは限界据込率75%以上を
達成している。しかし、比較成分鋼Ｓは高Ｃ、高Ｃrで
あるため、また比較成分鋼ＵはＭoが高いため、いずれ
も硬さHB157以下および限界据込率75%を達成していな
い。また、本発明成分鋼、および比較成分鋼は、Ｂ処理
材またはＡ処理材を行なうことにより従来法によるもの
より、それぞれブリネル硬さで5〜13および-4〜10、平
均で8.8および5.0だけ軟化し、本発明成分鋼ではブリネ
ル硬さ HB157以下となって、いずれも限界据込率75%以
上を達成している。
２で（ ）内数字は従来法に比し、Ａ処理またはＢ処理
を行なうことにより、低下したブリネル硬さ値、または
改善された限界据込率（％）の値を示す。本表から次の
ことがわかる。本発明成分鋼Ａ，Ｄ，Ｆ，Ｉおよび比較
成分鋼Ｐ，Ｓ，Ｕ，Ｗについて、0.2μm以下の炭化物数
の全炭化物数に占める割合は、従来の焼なまし方法で
は、比較鋼Ｗ以外いずれも50%を越えているが、焼なま
しをＢ処理とすることにより、本発明成分鋼、比較成分
鋼とも50%以下となり、これにより本発明成分鋼のすべ
て、および比較成分鋼のＰ，Ｗは限界据込率75%以上を
達成している。しかし、比較成分鋼Ｓは高Ｃ、高Ｃrで
あるため、また比較成分鋼ＵはＭoが高いため、いずれ
も硬さHB157以下および限界据込率75%を達成していな
い。また、本発明成分鋼、および比較成分鋼は、Ｂ処理
材またはＡ処理材を行なうことにより従来法によるもの
より、それぞれブリネル硬さで5〜13および-4〜10、平
均で8.8および5.0だけ軟化し、本発明成分鋼ではブリネ
ル硬さ HB157以下となって、いずれも限界据込率75%以
上を達成している。
【００２６】本現象は、ＡまたはＢ処理により0.2μm以
下の析出炭化物が少なくなることにより、平均フェライ
ト間距離が大きくなり、塑性加工性が増大するためと推
定できる。一方、比較成分鋼ではＷ以外は、Ｂ処理によ
り限界据込率は改善されてはいるが、75%以上を達成す
るものはＰおよびＷのみである。また、本発明成分鋼で
は熱処理硬さはいずれもHRC57以上が得られるものであ
ることがわかる。しかし、Ｐ鋼はＢ処理により硬さがHB
157以下となり、これにより限界据込率 75%以上を示す
ようになるが、Ｗ鋼と同様に熱処理後の硬さが低く、本
発明には該当しない。Ｐ鋼、Ｗ鋼の他の比較成分鋼で
は、前述のようにいずれもＢ処理によっても硬さがHB15
7以下とはならず限界据込率が75%より低い。限界据込率
が低い理由は、化学成分によるものである。
下の析出炭化物が少なくなることにより、平均フェライ
ト間距離が大きくなり、塑性加工性が増大するためと推
定できる。一方、比較成分鋼ではＷ以外は、Ｂ処理によ
り限界据込率は改善されてはいるが、75%以上を達成す
るものはＰおよびＷのみである。また、本発明成分鋼で
は熱処理硬さはいずれもHRC57以上が得られるものであ
ることがわかる。しかし、Ｐ鋼はＢ処理により硬さがHB
157以下となり、これにより限界据込率 75%以上を示す
ようになるが、Ｗ鋼と同様に熱処理後の硬さが低く、本
発明には該当しない。Ｐ鋼、Ｗ鋼の他の比較成分鋼で
は、前述のようにいずれもＢ処理によっても硬さがHB15
7以下とはならず限界据込率が75%より低い。限界据込率
が低い理由は、化学成分によるものである。
【００２７】なお、比較成分鋼Ｗは、前記のように機械
構造用合金鋼 ＳＣｒ４４０相当の材料であり、該材料
は通常の焼なまし状態で限界据込率が76%と良好であ
る。しかし、さらにＢ処理を行なっても限界据込率は上
昇しない。実施例鋼の耐錆性を塩水噴霧試験によって評
価した結果も表２に示す。耐錆性の評価は、比較成分鋼
Ｔ（ＳＵＳ４４０Ｃ材）と同等な耐食性を示すものを
Ｂ、それより耐錆性に優れたものをＡ，劣るものをＣさ
らに劣るものをＤとした。テストの結果、本発明成分鋼
はいずれもＢ評価であり、ＳＵＳ４４０Ｃ並みの耐食性
を有していることがわかる。
構造用合金鋼 ＳＣｒ４４０相当の材料であり、該材料
は通常の焼なまし状態で限界据込率が76%と良好であ
る。しかし、さらにＢ処理を行なっても限界据込率は上
昇しない。実施例鋼の耐錆性を塩水噴霧試験によって評
価した結果も表２に示す。耐錆性の評価は、比較成分鋼
Ｔ（ＳＵＳ４４０Ｃ材）と同等な耐食性を示すものを
Ｂ、それより耐錆性に優れたものをＡ，劣るものをＣさ
らに劣るものをＤとした。テストの結果、本発明成分鋼
はいずれもＢ評価であり、ＳＵＳ４４０Ｃ並みの耐食性
を有していることがわかる。
【００２８】さらに上記評価をもとに、噴射ノズル材の
冷間鍛造実験を行なった結果を表３に示す。冷間鍛造
は、試料数５ヶについて、図２Ｂに示す噴射ノズル材の
深孔部を超硬合金パンチを使用し、１回の冷間鍛造によ
り成形し、この成形後、被処理材の割れと、パンチ力に
よる先端面の面圧計算値（以下パンチ面圧と記す)から
評価を行なった。評価に供した材料は、表１に示す本発
明成分鋼Ｅ鋼のＡ処理材、Ｂ処理材と通常の860℃徐冷
の焼なまし材と比較成分材Ｖ鋼のＢ処理材を使用した。
冷間鍛造実験を行なった結果を表３に示す。冷間鍛造
は、試料数５ヶについて、図２Ｂに示す噴射ノズル材の
深孔部を超硬合金パンチを使用し、１回の冷間鍛造によ
り成形し、この成形後、被処理材の割れと、パンチ力に
よる先端面の面圧計算値（以下パンチ面圧と記す)から
評価を行なった。評価に供した材料は、表１に示す本発
明成分鋼Ｅ鋼のＡ処理材、Ｂ処理材と通常の860℃徐冷
の焼なまし材と比較成分材Ｖ鋼のＢ処理材を使用した。
【００２９】冷間鍛造テスト結果は、表３に示すよう
に、本発明成分鋼Ｅ鋼の深孔鍛造（後方押出）では、Ａ
およびＢ処理では割れは生じていないが、従来焼なまし
方法やＶ鋼のＢ処理材では微細割れが発見され、また、
パンチ面圧も高い。予想ではパンチ面圧は300kgf/mm2以
下にすることが必要があり、Ａ処理、Ｂ処理でのパンチ
面圧の低下が効果的である。また、高速度工具鋼製パン
チを用いて、本発明成分鋼Ｅについて同様の深孔穿孔鍛
造テストの結果、先端外周部に摩耗が見られたが、量産
に使用可能であることが判明した。図４は、上記冷間鍛
造材（本発明成分鋼Ｅ）の深穴の内面と底面とがなすコ
ーナー部におけるファイバーフローを示す金属顕微鏡ミ
クロ組織写真である（倍率100倍）ファイバーは、面内
と底面にそれぞれ沿うように流れていることが判る。
に、本発明成分鋼Ｅ鋼の深孔鍛造（後方押出）では、Ａ
およびＢ処理では割れは生じていないが、従来焼なまし
方法やＶ鋼のＢ処理材では微細割れが発見され、また、
パンチ面圧も高い。予想ではパンチ面圧は300kgf/mm2以
下にすることが必要があり、Ａ処理、Ｂ処理でのパンチ
面圧の低下が効果的である。また、高速度工具鋼製パン
チを用いて、本発明成分鋼Ｅについて同様の深孔穿孔鍛
造テストの結果、先端外周部に摩耗が見られたが、量産
に使用可能であることが判明した。図４は、上記冷間鍛
造材（本発明成分鋼Ｅ）の深穴の内面と底面とがなすコ
ーナー部におけるファイバーフローを示す金属顕微鏡ミ
クロ組織写真である（倍率100倍）ファイバーは、面内
と底面にそれぞれ沿うように流れていることが判る。
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は内燃機関の
燃料噴射ノズルを冷間鍛造で製造するための素材への要
求特性を把握する一方で、高強度ステンレス鋼の炭化物
の分布状態を改善することにより、従来実現されていな
かった範囲の低硬度高限界据込率の素材が得られ、前記
ノズルの製造が可能となった。本発明は、今後益々普及
すると思われる燃料噴射機関の製造コスト低減に資する
ものである。なお、以上内燃機関用の燃料噴射ノズルを
中心に述べたが、本発明の材料はこのノズルと組み合わ
せて用いられるニードルの冷間鍛造用にも十分使用可能
である。
燃料噴射ノズルを冷間鍛造で製造するための素材への要
求特性を把握する一方で、高強度ステンレス鋼の炭化物
の分布状態を改善することにより、従来実現されていな
かった範囲の低硬度高限界据込率の素材が得られ、前記
ノズルの製造が可能となった。本発明は、今後益々普及
すると思われる燃料噴射機関の製造コスト低減に資する
ものである。なお、以上内燃機関用の燃料噴射ノズルを
中心に述べたが、本発明の材料はこのノズルと組み合わ
せて用いられるニードルの冷間鍛造用にも十分使用可能
である。
【図面の簡単な説明】
【図１】噴射ノズルを切削加工で成形した場合（Ａ）の
削り部分と、鍛造で成形した場合（Ｂ）の形状比較を示
す図である。
削り部分と、鍛造で成形した場合（Ｂ）の形状比較を示
す図である。
【図２】冷間鍛造実験による鍛造前（Ａ）と鍛造後
（Ｂ）の形状を示す図である。
（Ｂ）の形状を示す図である。
【図３】本発明成分鋼の0.55Ｃ−0.1Ｓi−0.2Ｍn−12Ｃ
r−0.3Ｍo−0.1Ｖ鋼を、Ａ：通常の焼なまし方法である
860℃から15℃/時間で600℃まで徐冷した時、Ｂ：Ａ処
理（ＡＣ1点以上からの焼なましの冷却を極めてゆっく
り冷却する処理）、Ｃ：Ｂ処理（熱間加工後に固溶した
微細炭化物を析出成長させる処理）の各処理を行なった
時の電子顕微鏡金属ミクロ組織写真(×4000)で、Ａ：0.
2μm以下の炭化物は全炭化物の約80%、Ｂ：0.2μm以下
の炭化物数は全炭化物数の約30%、Ｃ：0.2μm以下の炭
化物数は全炭化物数の約40%である。
r−0.3Ｍo−0.1Ｖ鋼を、Ａ：通常の焼なまし方法である
860℃から15℃/時間で600℃まで徐冷した時、Ｂ：Ａ処
理（ＡＣ1点以上からの焼なましの冷却を極めてゆっく
り冷却する処理）、Ｃ：Ｂ処理（熱間加工後に固溶した
微細炭化物を析出成長させる処理）の各処理を行なった
時の電子顕微鏡金属ミクロ組織写真(×4000)で、Ａ：0.
2μm以下の炭化物は全炭化物の約80%、Ｂ：0.2μm以下
の炭化物数は全炭化物数の約30%、Ｃ：0.2μm以下の炭
化物数は全炭化物数の約40%である。
【図４】本発明の深孔の内面と底面とがなすコーナー部
のファイバーフローを示す金属顕微鏡ミクロ組織写真で
ある。
のファイバーフローを示す金属顕微鏡ミクロ組織写真で
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｆ０２Ｍ 61/16 Ｆ０２Ｍ 61/16 Ｐ (72)発明者 伊藤 正和 愛知県名古屋市中村区名駅四丁目６番18 号 日立金属株式会社中部支店内 (72)発明者 竹内 桂三 愛知県刈谷市昭和町１丁目１番地 日本 電装株式会社内 (72)発明者 寺田 利昭 愛知県刈谷市昭和町１丁目１番地 日本 電装株式会社内 (56)参考文献 特開 平４−141560（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−59430（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) F02M 61/18 360 F02M 61/16 C22C 38/00 302 C22C 38/30
Claims (3)
- 【請求項１】 焼入れ、焼もどしの熱処理後、HRC57以
上の硬さが得られる焼なまし状態のマルテンサイト系ス
テンレス鋼であって、直径 0.2μm以下の炭化物数が全
炭化物数の50%以下であり、かつ限界据込率が75%以上ま
たは硬さがHB157以下であることを特徴とする内燃機関
の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス
鋼。 - 【請求項２】 化学成分が重量％で、Ｃ 0.4〜0.6%、Ｓ
i 0.5%以下、Ｍn 0.5%以下、Ｃr 8.0〜13.0%、ＷとＭo
の１種もしくは２種を1/2Ｗ＋Ｍoで0.1〜2.0%、または
さらにＮbとＶの１種もしくは２種を1/2Ｎb＋Ｖで0.05
〜1.0%、およびＣo 0.2〜2.0%の１種または２種を含
み、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなり、直径 0.2
μm以下の炭化物数が全炭化物数の50%以下であることを
特徴とする内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用
高強度ステンレス鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２のマルテンサイト系ス
テンレス鋼を素材とし、後方押出し法により深孔を鍛造
により形成した後、焼入れ焼もどしにより、HRC57以上
の硬さとする各工程をそれぞれ包含することを特徴とす
る内燃機関用燃料噴射ノズルの製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5115383A JP2769422B2 (ja) | 1993-04-19 | 1993-04-19 | 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 |
| US08/229,005 US5492573A (en) | 1993-04-19 | 1994-04-18 | High-strength stainless steel for use as material of fuel injection nozzle or needle for internal combustion engine, fuel injection nozzle made of the stainless steel |
| KR1019940008170A KR0128258B1 (ko) | 1993-04-19 | 1994-04-19 | 내연기관용 연료분사노즐 또는 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도스테인레스강, 스테인레스강으로 제조된 연료분사노즐 및 연료분사노즐 생산방법 |
| DE4413564A DE4413564C2 (de) | 1993-04-19 | 1994-04-19 | Verfahren zur Herstellung von Einspritzdüsen-Rohlingen |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5115383A JP2769422B2 (ja) | 1993-04-19 | 1993-04-19 | 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06299933A JPH06299933A (ja) | 1994-10-25 |
| JP2769422B2 true JP2769422B2 (ja) | 1998-06-25 |
Family
ID=14661182
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5115383A Expired - Fee Related JP2769422B2 (ja) | 1993-04-19 | 1993-04-19 | 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5492573A (ja) |
| JP (1) | JP2769422B2 (ja) |
| KR (1) | KR0128258B1 (ja) |
| DE (1) | DE4413564C2 (ja) |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE29713628U1 (de) * | 1997-07-31 | 1998-11-26 | Robert Bosch Gmbh, 70469 Stuttgart | Kraftstoffeinspritzdüse |
| US20050006499A1 (en) * | 1997-11-20 | 2005-01-13 | Thermos Michael J. | Nozzle |
| US6802457B1 (en) * | 1998-09-21 | 2004-10-12 | Caterpillar Inc | Coatings for use in fuel system components |
| AU768347B2 (en) | 1999-07-12 | 2003-12-11 | Mmfx Steel Corporation Of America | Low-carbon steels of superior mechanical and corrosion properties and process of making thereof |
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