KR0128258B1 - 내연기관용 연료분사노즐 또는 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도스테인레스강, 스테인레스강으로 제조된 연료분사노즐 및 연료분사노즐 생산방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고감도 스테인레스강에 관한 것이다. 상기 스테인레스강은 담금질 및 템퍼링 열처리 후에 HRC 58 보다 적지않은 경도를 보이는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강이다. 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 한계 스웨이징 비는 75% 보다 적지 않다. 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 경도는 HB 157 보다 높지 않다. 양호하게는, 0.2㎛ 이하의 크기를 갖는 카바이드의 수는 전체 카바이드의 50% 를 넘지 않는다. 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 한계 스웨이징 비는 75% 보다 적지 않거나 또는 어닐링된 마르텐나이트 스테인레스강의 경도는 HB 157 보다 높지 않다. 양호하게, 스테인레스강은 중량비로 0.4 내지 0.6% 의 C와, 0.5% 를 넘지않는 Si 와, 0.5% 를 넘지않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr과, w/2 + Mo 의 조건을 갖는 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중의 하나 또는 둘 모두와, Nb/2 +V 의 조건을 갖는 0.05 내지 1.0% 의 Nb 와 V 중의 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0% 의 Co 와, 나머지는 Fe와 부수적 불순물의 화학적 조성을 갖는다.

Description

내연기관용 연료분사노즐 또는 니이들이 재료로서 사용하기 위한 고강도스테인레스강, 스테인레스강으로 제조된 연료분사노즐 및 연료분사노즐 생산방법

본 발명은 내연기관용 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들(needle)의 재료에 관한 것이며, 또한 그 재료로부터 제조된 연료 분사 노즐 또는 니들에 관한 것이고, 또한 단조(forging)에 의해 연료 분사 노즐 또는 니이들을 제조하는 방법에 관한 것이다. 경험에 의하면, 연사 분료 노즐 또는 니이들의 재료는 열처리 후에 HRC 57보다 적지 않거나 동등한 경도(hardness)와, JIS SUS 404C 와 동등한 부식 저항(corrosion resistance)을 나타내야 한다. JIS SUS 420 J2, SUS 400B 및 SUS 440C와 같은 현재 사용되고 있는 재료는 연료분사 노즐 또는 니이들이 냉간 또는 열간 단조에 의해 가공될 때 필요한 높은 부시저항(내식성)과 높은 단조특성의 두 가지 요구사항을 동시에 만족시킬 수 없다. 더욱 상세히 말하면, 비교적 높은 단조 특성을 갖는 JIS SUS 420 J2 는 담금질(guenching) 및 템퍼링(tempering) 열처리의 결과 경도가 감소된다는 사실로 인하여 낮은 부식 저항을 나타내는 반면에, 열처리 후에 높은 레벨의 경도를 나타내는 JIS SUS 440B 및 JIS SUS 440C는 필요한 단조 특성을 제공하지 못한다.

(발명의 요약)

본 발명의 목적은 SUS 440C 와 동등한 녹방지(anti-rust) 성질과, HRC57 이상의 경도, 양호하게는 HRC 58 이상의 경도를 나타내며, 단조에 의해 연료 분사 노즐 또는 니이들을 형성하기에 적합한 단조 성질을 갖는 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 니이들의 재료와, 이러한 재료로부터 제조된 연료 분사 노즐 및, 이러한 연료 분사 노즐을 제조하느 방법을 제공하는 것이다. 시험결과, 연료 분사 노즐의 제조에 적합한 단조 성질은 기계 구조용강의 단조 성질과 동등해야 하고, 더욱 구체적으로는 소성과 가공의 볼륨 22 넘버 241 의 139 페이지 내지 144 페이지에 기술된 금속재료 냉간 스웨이징(swaging) 시험 방법(임시적 기준)에서 규정된 한계 스웨이징 비(limit swaging ratio)의 75% 이상이어야 한다. 우연하게, 한계 스웨이징 비의 이러한 값(75%)은 다른 부품들이 냉간 단조에 의해 제조되는 JIS SCr 420, SCr 400 등과 같은 어닐링된 저 합금강의 한계 스웨이징 비에 대응한다. JIS SUS 410 으로 상기 값을 얻는 것은 상당히 어려우며, 열처리 후에 HRC 57 이상의 경도를 나타내는 고강도 마르텐사이트 스테인레스강(stainless steel)으로 상기 값을 달성하기는 더욱 어렵다. HRC 58 이상의 경도를 나타내는 고강도 마르텐사이트강으로 이 값을 얻는 것은 거의 불가능하다. 한계 스웨이징 비를 측정하는 시험방법은 다음과 같다. 외경이 do 이고 길기가 h = 1.5do 인 단순한 원통형을 가지며, 외부 원주면과 양쪽 축방향 단부면에서 기계 가공된 1-A형의 시험편(test piece)은 프레스에 의해 양쪽 축방향 단부면에서 압축되고, 크랙킹(cracking : 0.5mm 길이)이 발생되는 스웨이징 비는 εhc = (ho-hc) x 100/ho 의 값으로 결정되며, 여기에서 ho 는 시험전의 길이 이고, hc 는 크랙킹이 발생될 때 측정된 높이이다. 통상적으로, 이 시험은 n 개의 시험편(n = 5 또는 그 이상)에 대해 수행되고, n/2 개의 시험편이 크랙킹을 나타내는 즉, 크랙킹 비가 50% 인 스웨이징 비는 한계 스웨이징 비로 결정된다. 내연기관의 연료 분사 노즐의 단조에 의한 제조는 분사 노즐의 깊이 보어(deep bore)가 단조에 의해 형성되는 특징을 갖는다. 이것은 보유이 현저한 향상점과, 제조 공정 단계의 현저한 감소 및, 공정 시간의 단축을 가능하게 한다 제1a도는 분사 노즐의 팁 (tip)부의 최종 제품을 도시하며, 제1b도는 단조에 의해 형성된 블랭크(blank)의 단면도이다. 제1a도에서 2점 쇄선은 제1a도에 사선으로 표시된 최종 제품이 자동 선반(lathe)에의해 절단되어 형성되는 블랭크의 외부 형상을 도시하고 있다. 최종 형상을 도시하는 제1b도에 도시된 블랭크가 얻어지는 단조에 의한 제조는 상당한 양의 절단(ctting)을 필요로 하는 제1a도의 경우와 비교하여 보유의 현저한 향상과 가공비의 절감을 제공한다. 고강도 마르텐사이트 스테인레스강의 단조 성질을 향상시키기 위해서, 본 발명자는 어닐링된 상태의 이러한 강철 형상의 카바이드 형태에 유의하였고, 한계 스웨이징 비와 카바이드 형태사이의 관계를 찾기 위해 여러 가지 어닐링 방법을 사용하여 실험을 수행하였다. 그 결과, 본 발명자는 미세 카바이트(탄화물)의 양이 감소될 때 한계 스웨이징 비가 향상된다는 것을 발견하였다. 보다 상세히 설명하면, 본 발명자는 적절한 어닐링 조건을 채택하여 카바이드의 크기(size)와 입도(grain size)분포를 제어하므로써 어닐링된 상태에서의 경도를 더욱 감소시키므로써 한계 스웨이징 비를 향상시키는 것이 가능하다는 것을 발견하였고, 종래의 방법으로는 결코 얻을 수 없었던 경도와 한계 스웨이징 비를 갖는 재료가 카바이드의 크기와 입도 분포를 제어하므로써 어려움없이 얻을 수 있는 범위내에서 이용 가능하다는 것을 발견하였다. 본 발명자는 또한 이 재료를 사용하므로써 내연기관의 연료 분사 노즐이 후방 압출 방법(backward extrusion)을 사용하여 냉간 단조에 의해 제조할 수 있다는 것을 확인하였다. 본 발명의 제 1 특징에 따르면, 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강을 제공하는 것으로서, 이 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2 + Mo)식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와 (Nb/2 + V)식에서 0.05 내지 1.0% 의 Nb 와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0%의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 중량비로 구성된 화학 조성을 가지고, 또한 상기 스테인레스강은 담금질 및 템퍼링 열처리 후에 HRC 58 보다 적지 않은 경도를 나타내는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강이며, 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 한계 스웨이징 비의 종래 기술에 의해서 결코 얻어질 수 없는 75% 보다 적지 않은 것을 제공하는 것이다. 본 발명의 제 2 특징에 따르면, 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강을 제공하는 것으로서, 이 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2 + Mo)식에서 0.1 내지 2.0%의 W와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb/2 + V)식에서 0.05 내지 1.0% 의 Nb 와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0%의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 중량비로 구성된 화학조성을 가지고, 또한 스테인레스강은 담금질 및 템퍼링 열처리 후에 HRC 57 보다 적지 않은 경도를 나타내는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강이며, 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 경도는 종래 기술에 의해서 결코 얻어질 수 없는 HB 157 보다 높지 않은 것을 제공하는 것이다. 본 발명의 제 3 특징을 따르면, 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강을 제공하는 것으로서, 이 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2 + Mo)식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb/2 + V)식에서 0.05 내지 1.0% 의 Nb 와 V 중하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0% 의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물이 중량비로 구성된 화학조성을 가지고, 또한 스테인레스강은 담금질 및 템퍼링 열처리 후에 HRC 57 보다 적지 않은 경도를 나타내는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강, 0.2㎛ 이하의 크기르 갖는 카바이드의 수는 전체 카바이드의 50%를 넘지 않고, 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 한계 스웨이징 비는 75% 보다 적지 않거나 또는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 경도는 HB 157 보다 높지 않은 것을 제공하는 것이다. 본 발명의 제 4 특징에 따르면, 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강을 제공하는 것으로서, 이 스테인레스강은 특정 화학적 조성을 가지며, 0.2㎛ 이하의 크기를 갖는 카바이드 수는 전체 카바이드의 50%를 넘지 않은 것을 제공하는 것이다. 본 발명의 제 5 특징에 따르면, 내연기관의 연료분사 노즐에 있어서, 상기 노즐의 깊은 보어의 내부 측벽면과 내부 하부면 사이의 코너에서의 섬유 흐름이 상기 내부 측벽면과 내부 하부면의 방향에 따르도록 단조에 의해 형성되는 것을 특징으로 하는 내연기관용 연료 분사노즐을 제공하는 것이다. 본 발명의 제 6 특징에 따르면, 내연기관용 연료 분사 노즐을 제조하는 방법에 있어서, 상기 제 1 내지 제 4 특징중 어느 한 특징의 마르텐사이트 스테인레스강을 재료로서 준비하는 단계와, 후방 압출 방법의 단조에 의하여 재료의 블랭크내에 깊은 보어를 형성하는 단계와, HRC 57보다 적지 않는 경도를 얻기 위하여 담금질 및 템퍼링 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 내연기관용 연료 분사 노즐을 제조하는 방법을 제고하는 것이다. 본 발명의 제 1, 제 2, 제 3, 제 5 및 제 6 특징에서, 마르텐사이트 스테인레스강은 중량비로 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5%보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않은 Mn 과, 8.0 내지 13.0%의 Cr 과, (W/2 + Mo) 식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb + V) 식에서 0.05 내지 1.0%의 Nb 와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0%의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 화학조성을 갖는다. 이 화학 조성은 본 발명의 제 4 특징에 사용되는 특정 화학 조성으로서 사용될 수도 있다.

(호한 실시예의 상세한 설명)

본 발명에 따르면, 제2a도에 도시된 시험편을 후방 압출하므로써 깊은 보어가 형성되는 방법은 상술된 한계 스웨이징 비의 측정과 함께 단조 성질의 평가 방법으로서 사용되었다. 하기에 상세히 설명되듯이, 많은 시험이 한계 스웨이징 비에서 주로 수행되었고, 단조 성질을 확인하기 위해 여러 시헙편에 대해 후방 압출 단조가 수행되었다. 상술한 바와 같이, 전체 카바이드의 50% 보다 많지 않게 점유하는 2.0㎛ 이하의 미세 카바이드(탄화물)를 갖는 재료가 내연기관의 연료 분사 노즐을 제조하기위한 재료로서 효과적으로 사용되어 왔다. 그러나, 실제로, 0.2㎛ 이하의 미세 카바이드의 비율을 통상적으로 연화 어닐링 열처리를 통해 고강도 마르텐사이트강에서 전체 카바이드중 50% 이하의 값으로 감소시키는 것은 지극히 어렵다. 본 발명자는 연구와 실험을 통해서 미세 카바이드 비율의 이러한 값을 하기 어닐링 열처리법 A 또는 B 에 의해 얻어질 수 있다는 것을 발견하였다.

열처리법 A :

ACI 변태점보다 더 낮지 않는 온도로부터 매우 느린 어닐링(annealing) 냉간을 실행함.

열처리법 B :

열간 가공후에 분해된 카바이드(fine carbide)의 석출(precipitation)과 성장(growth)을 발생시킴. 그러나, 처리방법A 와 처리방법 B 는 0.2㎛ 또는 더 미세한 카바이드가 전체 카바이드중 50% 보다 더 많지 않게 점유하는 카바이드의 상기 입도(grain size)분포를 얻을 수 있는 방법 또는 다른 방법일 수 있기 때문에 본 발명의 구성에 때해 필요 불가격하지 않다. 제3a도, 제3b도 및, 제3c도는 통상적인 어닐링 처리방법과, 처리 방법 A 및, 처리 방법 B 각각에 의해 어닐링된 바와 같은 하기 조성(composition)을 갖는 강(steel)의 전자 현미경(electrom microscope ; 배율 4,000)을 통해서 관찰된 마이크로 구조(micro-structure)를 도시한다. 특히, 제3a도는 860℃에서 600℃까지 15℃/hr 으로 서냉(slow cooling)하는 단계로 구성된 통상적인 어닐링 방법에 따라 어닐링되는 0.55C-0.1Si-0.2Mn-12Cr-0.3Mo-0.1V 의 조성을 갖는 전자 현미경 미세 구조 사진(photograph)이다. 이 경우 마이크로 구조는 전체 카바이드중 약 80%를 점유하는 0.2㎛이하의 카바이드를 가지며, 70%의 한계 스웨이징(swaging) 비를 나타낸다. 제3b또는 상술한 처리방법 A 로 어닐링된 상기 강의 전자 현미경 마이크로 구조 사진이다. 이 경우에 마이크로 구조는 전체 카바이드중 약 30%를 점유하는 0.2㎛이하의 카바이드를 가지며, 한계 스웨이징 비는 79% 이므로, 한계 스웨이징비에서 현저한 개량을 나타낸다. 제3c도는 상기 처리 방법 B 에 의해 어닐링된 상기 전자 현미경 마이크로 구조 사진이다. 이 경우에, 마이크로 구조는 전체 카바이드중 약 40% 와 한계 스웨이징 비의 78%를 점유하는 0.2㎛ 이하의 카바이드를 갖는다. 따라서, 처리방법 A 와 B 에 따라 처리된 강은 종래 방법으로 처리된 재료와 비교하면 한계 스웨이징 비에 있어서 현저한 향상을 나타낸다. 강에 있는 카바이드는 경우를 증가시켜서 변태에 대한 저항을 향상시키기 위해 강의 플라스틱(소성) 가공 즉, 슬립(slip) 변태를 방해하는 반면에, 클랙(crack) 발생의 위험성을 증가시킨다. 이것은 하기 이유에 기인한 것이다. 일반적으로 결정 입자(crystal grain)내에서의 슬립과 전이(dislocation)의 이동은 카바이드의 표면적에 밀접하게 관련된다. 특히, 메세 카바이드 비율이 크면 클수록 총 표면적은 더 크고, 변형에 대한 저항은 카바이드의 주어진 용량(체적 %)에 의한 것이다. 본 발명의 제 3 및 제 4 특징에 따르면, 0.2㎛ 보다 크지 않은 크기의 카바이드 수는 전체 카바이드의 50% 보다 크지 않게 결정된다. 미세 카바이드의 비율과 카바이드 입도의 상기 값은 몇몇 열처리법에 의해 실험적인 제조를 통해 입증되는 제어가능한 값으로 결정된다. 카바이드의 미세정도에 대한 임계 입도는 직경이 0.2㎛로 결정된다.

50% 보다 크지 않는 0.2㎛ 또는 더 미세한 카바이드의 한계는 어떤 크랙으로부터 영향을 받음 없이 연료 분사 노즐의 제조에 사용할 수 있는 필수 조건이다. 상술한 전체 카바이드에서 미세 카바이드의 비율을 감소시키기 위해, 한계 스웨이징 비를 개량하고 경도를 감소시켜서 냉간 단조로 노즐을 제조할 수 있다. 또한 상술된 형태의 재료에 대한 연료 분사 노즐의 비율을 한계 스웨이징 비가 75%이상이고 어닐링 상태의 경도가 HB 175 이하인 것을 필수적으로 요구한다. 따라서, 이들 한계값은 본 발명에서 임계 한계 값으로 사용된다. 한편, 공지된 기술은 HRC 57 이상인 후열처리 경도와 HB 157 이하인 어닐링 경도의 요구조건을 동시에 만족시킬 수 있는 어떤 마르텐사이트 스테인레스강(martensitic stainless steel)도, HRC 58 이상인 후열처리 경도와 75% 이상인 한계 스웨이징 비의 조건을 동시에 만족시킬 수 있는 어떤 아르테사이트 스테인레스강고 제공하지 못한다. 상술한 바와 같이, 75% 의 한계 스웨이징 비율 값은 SCr 420, SCr 440 등과 같은 냉간 단조같은 기계 부품을 형성하기 위해 보통사용되는 저합금 강으로 도시된 것과 거의 동일하다. 연료 분사 노즐용 재료가 냉간 단조(cold forging) 성질의 레벨을 요구하기 위하여, 강철 조성으로부터 피할 수 없는 불숨물(impurity) 뿐만 아니라 합금 성분의 용약을 최소화하는 것이 중요하다. 그러나 C, Cr, Mo 등과 같은 부가의 최소 합금 성분은 열처리 후에 HRC 57 이상의 경도와 JIS SUS 440C 의 성질과 동등한 녹방지(anti-rust) 성질을 동시에 달성하기 위하여 필요하다. 열처리 상태에관해서, 진공 노(vacuum furnace)가 담금질(quenchin) 노로 사용될 때, 상기 재료는 이 재료가 10분 동안 냉간 온도의 절반으로 즉, 이 온도가 담금질 온도로부터 담금질 온도의 1/2 인 온도까지 10분 동안 하강되는 담금질 처리에 의해 만족스럽게 담금질 성질을 갖는다. Mn, Mo, W, V 와 같은 추가의 합금 원소는 담금질 성질의 상기 레벨을 달성하기 위해 필요하다. 내연기관의 연료 분사 노즐과 니이들은 비교적 저온에서 사용된다. 따라서, 템퍼링(tempering)은 150 내지 200℃에서 수행된다. 이들 요구조건에 대해, 본 발명의 제 4 특징에 한정된 바와 같은 조성 범위는 본 발명의 제 5 및 제 6 특만 아니라 본 발명의 제 1 내지 제 3 특징에서도 적합하게 사용된다. 본 발명에 사용된 연료 분사 노즐 또는 니이들의 재료로 사용되는 고강도 마르텐사이트강의 성분 조성(중량%)에 대한 한정 이유를 하기에 설명한다. 탄소(carbon)는 강도의 필요한 레벨을 얻기 위한 필요적인 원소이다. 특히, 담금질이 실행될 때, 탄소는 매트릭스 상(matrix phase)의 대부분의 부품을 마르텐사이트로 구조로 변경하고, 강도를 증가시키기위해 마르텐사이트 구조에 용해된다. 열처리 상태에서 HCR 57 이상 또는 HCR 58 이상의 경도로 본 발명의 요구 조건을 달성하기 위하여, 탄소 함량은 0.4% 이상이어야 한다. 반대로, 0.6%를 초과하는 탄소 함량은 75% 의 한계 스웨이징 비를 달성하기 어려운 것으로 카바이드에서 중가성을 일으킨다. 따라서, 탄소 함량은 0.4 매지 0.6% 로 결정된다. Si은 강의 탈산(deoxidization) 원소로 사용되는 원소이다. 그러나, 어떤 과도한 Si 는 냉간 가공성을 손상시키도록 하기 위해 매트릭스에 용해된다. 따라서, Si 함량은 가능한 적게 할 수 있다. 이러한 이유로 인해, Si 함량은 0.5% 이하로 제한된다. 또한 Mn은 Si와 유사한 탈산 원소로 강철 용융 성형공정에 첨가된다. 또한, 이 원소는 담금질 성질을 향상시키기 위한 효과를 제공한다. 그러나, 이 원소는 냉각 가공성을 방해하는 영향이 크고, 그 함량은 가능한 적데 된다. 이 원소의 함량은 0.5 중량 % 이하로 제한된다. Cr은 부식 저항석(내식성)과 녹방지 성질을 향상시키기 위하여 재료 표면에 산화막을 형성하기 위해 중요한 원소이다. 양호하게 사용된 JIS SUS 440C 의 성질과 거의 동일한 높은 녹방지 성질에 대한 요구조건의 관점에서, Cr 함향은 C함량에 관하여 결정되고 양호하게는 JIS SUS 440C 에 있는 것과 동일한 매트릭스에서 Cr%를 제공하는 8.0% 이상으로 되는 것에 의해 결정된다. 그러나, 너무 많은 Cr 함량은 어닐링중에 경도의 감소에 영향을 미치고, 냉각 가공성을 방해한다. 따라서, Cr 함량은 13%를 초과하지 않는다. W 과 Mo 모두는 담근질 성질을 개량하기 위해 효과적으로 제공된다. 상기 재료가 열처리 될 때, 이들 원소의 부식 저항성을 향상시키기 위해 매트릭스에서 용해된다. 이들 원소는 본 발명의 강철이 제품의 담금질 성능을 향상시키기 위하여 진공노에서 열처리 될 때 특히 필요하다. W 과 Mo 의 너무 많은 함량은 냉가 가공성에 악영향을 미친다. W 과 Mo 모두 또는 하나가(W/2 + Mo)에서 0.1 내지 2%의 양으로 더해지는 것이 적합하다. V 과 Nb 은 기계적 성질을 개량하기 위하여 담금질 가열동안 결정 입자의 조대화를 방지하기 위한 원소이다. 그러나, 이들 원소의 함량이 너무 많을 때, 단단한 카바이드는 냉간 가공에 악영향을 미친다. 따라서, V 와 Nb 중 하나 또는 양자는(Wb/2 + V)에서 0.05 내지 1.0% 의 양으로 필요에 따라 첨가된다. Co는 연료 분사 노즐의 재료로 사용될 때 노즐 시트와 정합 니이들 사이의 마찰 계수를 감소시키는 동안에 부식 저항성을 효과적으로 개량하는 원소이다. 그러나, 이 원소는 냉간 가공성을 저하시키기 위하여 어닐링후의 경도에 영향을 미친다. 따라서, 이 원소의 함량은 0.2 내지 2.0% 범위로 결정된다. 또한 P 과 S 같은 불순물의 함량은 본 발명의 강철에서 최소로 되어야 한다. 후방 압출에 의해 깊은 보어를 형성하기 위한 블랭크(blank) 재료는 단조는 펀치를 사용한다. 상기 펀치는 그 내부에서 높은 벅클링(buckling) 응력의 발생결과와 같은 버클링으로 인해 파손되는 경향이 있다. 또한, 펀치 단부의 외주 엣지는 펀치되는 공작물의 활성 생성면의 마찰로 인해 마모되는 경향이 있다. 특히, 본 발명에 따른 연료 분사 노즐의 제품에서, 사용되는 재료는 한계 스웨이징 비가 75% 이상으로 되어 크랙킹 경향이 억제될지라도 SCr 420, SCr 440 등으로 나타난 것보다 훨씬 더 큰 변형 저항성을 나타낸다. 펀치 단부의 외주 엣지는 단조 중에 매우 많이 마모된다. 본 발명자은 여러 펀치 재료로 시험했고, 접착된 카바이드 합금이 마모 저항성의 우수성을 인해 펀치 재료로서 적합하게 사용되는 것을 알았다.

(실시예)

본 발명이 양호한 실시예가 기술된다.

표 1에는 테스트(test)시에 사용된 마르텐사이트 스테인레스강의 화학 조성이 도시되어 있다. 샘플 A 내지 J는 본 발명의 제 1 내지 제 4 특정 요구 조건에 적합한 조성을 갖는 반면에, 샘플 P 내지 W 는 본 발명의 제 1 내지 제 4 특징에 의해 구체화되는 범위내에 있지 않다. 따라서, 샘플 P 내지 W 는 비교예의 강으로 참조된다. 특히, 비교예의 강 P 는 JIS 420 J2에 대응하고, R은 JIS SUS 440A에 대응하며, S 는 JIS SUS 440B 에 대응하고, T 는 JIS SUS 440C에 대응하며, W는 SCr 440 에 대응한다. 각 샘플 강은 직경을 14mm 로 감소시키기 위해 열간 가공된다. 상기 각 열간 가공 샘플의 시험편(test piece)은 15℃/시간으로 860℃에서 600℃까지 서냉하는 통상의 열처리 방법과 상기 처리 방법 B 각각을 수행한다. 상술된 처리 방법 A는 처리 방법 B 외에 샘플 J 로 수행된다. 하기에 기술될 표 2 에서, 처리 방법 B 로 처리된 샘플 J 의 시험편은 J1로 되시된 반면에, 처리방법 A 로 처리된시험편은 차별성을 위해 J2로 도시되어 있다. 각 시험편은 한계 스웨이징 비의 측정뿐만 아니라 브리넬 경도(Brinell hardness ; HB)의 측정에 따른다. 또한 총 카바이드에 대한 0.2㎛ 또는 더 미세한 카바이드의 비 또는 비율은 선택된 시험편으로 측정된다. 처리 방법 B 또는 A를 수행한 시험편중에, 샘플 A 내지 J2 및 샘플 P 내지 V 의 시험편은 1050℃로 45분간 가열한 후, 3 바아(bar)의 질소 가스 블로잉(blowing)에 의한 담금질을 행하고, 계속해서 -78℃로 2시간동안 서브제로(sub-zero) 처리중에 180℃로 2시간 동안 템퍼링 처리를 행하였다. 생플 W의 시험관은 처리 방법 B 후에 850℃로 30분 유냉 가열하고 560℃ 로 2시간 어닐링하는 가열 처리를 수행했다. 따라서 처리된 시험편의 경도 레벨(hardness level ; HRC)이 측정된다. 한계 스웨이징 비의 측정은 50 톤(ton) 암슬러 시험기로 6mm 직경과 9mm길이의 시험편을 사용하여 2% 피치에서 계단식으로 스웨이징 비를 증가시킬 때마다 하중을 제거하여 각 스웨이징 비의 증가 후에 크랙킹을 시각적으로 체킹하면서 시험했다. 특히, 예비 테스트는 크랙킹 응력(strain) 레벨을 대략적으로 예측하기 위해 처리되고, 이 응력은 예측된 크랙킹 응력 레벨의 것보다 15% 적은 값으로부터 시작하여 각 시기에 2% 만큼 서서히 증가한다. 시험편의 상하부면을 구속하기 위하여, 상하부 다이는 트리(tree)의 성장륜(growth ring)과 같은 방법으로 톱니 모양으로 설치했다. 총 카아이드에 대한 2㎛또는 더 미세한 카바이드 수의 비는 배율 10000 인 전자 현미경 사진으로 얻어진 상 분석을 통해 결정된다.

＊1 : 강철 A 내지 V 는 마르텐사이트 스테인레스강이다.

＊2 : 강 W 은 기계적 구조의 합금강(SCr 440)이다.

* M80 : 80보다 적지 않음

** 샘플 A 내지 J1, J2 및 P 내지 V 는 1050℃로 45분 가열하고, 3 Bar N2로 서냉하여 -78℃로 2시간 서브제로 처리하며 180℃로 2시간 템퍼링하는 열처리를 행했다. 샘플(W)은 850℃로 오일(유냉) 담금질하고 계속해서 560℃ 탬퍼링했다.

*** 녹방지 성질(Anti-rust Property) : JIS 22371에 따라 식염 분무 테스트로 2시간 시험했다. JIS SUS 440C의 것과동일한 녹방지 성질이 B 로 나타난다. 보다 양호한 녹방지성질을 나타내는 샘플이 A 로 표시된다. 기호 C 와 D 는 녹방지 성질이 낮고, B보다 훨씬 더 낮은 것을 각각 나타낸다. 테스트의 결과 표 2에 도시되어 있다. 표 2에서, 괄호( )안에 나타날 값은 처리 방법 A 또는 B 에 의해 감소된 브리넬 경도값 또는 처리방법 A 또는 B에 의해 향상된 한계 스웨이징 비율(%)을 나타내다. 하기 사실은 이 표로부터 이해할 수 있다. 본 발명의 샘플 강 A, D, F 및 I 와, 비교예의 샘플 강 P, S, U 및 W 를 참조하면, 청 카바이드에 대해 0.2㎛ 또는 더 미세한 카바이드의 비율은 비교예의 샘플 강(W)의 경우를 제외하고는 종래 어닐링 방법이 적용될 때 50%를 초과한다. 그러나, 이 비율 값은 어닐링 처리 방법 B 로 행해질 때 본 발명의 샘플 강과 비교예의 강 모두에서 50% 이하로 감소된다. 이 처리 방법은 또한 본 발명의 샘플 강 모두와 비교예의 샘플 강 P, W에서 75% 이상의 높은 한계 스웨이징 비율을 제공한다. 그러나, 75% 이상인 한계 스웨이징 비율의 요구 조건은 너무 높은 탄소와 높은 Cr 함량으로 인한 비교예의 샘플 강 S와 너무 높은 Mo 함량으로 인한 비교예의 샘플강 U에 의해 정합되지 않는다. 처리 방법 B 또는 A 로 처리될 때 본 발명의 샘플 강과 비교예의 새플강은 브리넬 경도에서 5 내지 13과 -4 내지 10, 평균 8.8과 5.0만 연화(softening)를 나타낸다. 처리 방법 B 또는 A 로 처리된 본 발명에 따른 모든 샘플 강은 HB 157 이하의 브리넬 경도와 75%를 초과하는 한계 스웨이징 비를 달성한다. 상기우수한 효과는 0.2㎛ 또는 더 미세한 카바이드의 석출이 처리 방법 A 또는 B 로 감소된다는 사실에 의한 것이며, 평균 페라이트(ferrit) 경로는 플라스틱(소성) 가공성을 대응적으로 향상시키기 위해 증가된다. W 이외의 비교예의 샘플 강은 처리 방법 B 의 결과로 한계 스웨이징 비율의 향상을 도시하고 잇으나, 75% 이상인 한계 스웨이징 비율의 요구 조건은 P 와 W 에 의해서만 조화된다. 본 발명의 모든 샘플 강은 열처리 후에 58 이상의 HRC 경도를 나타내는 것을 이해할 수 있다. 지교예의 샘플 강 P 는 처리방법 B 의 결과로 HB 157 이하의 경도를 나타내므로, 한계 스웨이징 비는 75%를 초과하도록 증가한다. 그러나, 비교예의 샘플 강 P 는 비교예의 샘플 강 W 의 경우와 같이 열처리 후에 저 레벨의 경도를 나타내므로, 본 발명의 범주내에 있지 않다. P 와 W 이외의 비교예의 샘플강은 처리 방법 B 후에도 HB 157 이하의 경도 레벨을 나타내지 않고 한계 스웨이징 비율의 값은 75% 보다 높지 않다. 이들 비교예의 샘플 강의 한계 스웨이징 비율값은 화학 조성에 의한 것이다. 상술한 바와 같이, 비교예의 샘플강 은 기계적 구조강 SCr 440 과 동일한 재료이다. 지 재료는 통상의 어닐링 방법에 따라 어닐링될 때에도 76% 의 우수한 한계 스웨이징 비율을 나타낸다. 그러나, 한계 스웨이징 비의 다음 개량점은 이 재료가 처리방법 B 에 따라 처리될 때 더 이상 나타나지 않는다. 표 2 는 녹방지 성직을 실험하기위해 도입된 식엽 분무 테스트의 결과를 도시한다. JIS SUS 440C 의 것과 동일한 녹방지 성질은 B 로 나타낸다. 더 우수한 녹방지 성질의 샘플은 A 로 나타낸다. 기호 C 와 D 는 녹방지 성질이 낮고 B 보다 훨씬 더 낮은 것을 나타낸다. 본 발명의조건과 정합되는 모든 샘플 강은 B 로 지시된 녹방지 성질을 도시하며, SUS 440C 의 것과 동일한 부식 저항성을 제공한다. 표 3 은 단조에 의한 분사 노즐의 실험적 제품의 결과를 도시한다. 다섯 개의 시험편이 상기 테스트를 받았다. 제2b도에 도시된 바와 같은 분사 노즐의 깊은 구멍은 시멘트 카바이드 합금의 단일 냉간 단조 작용으로 형성된다. 시험편의 크랙킹에 대하여 그리고 단조작업중에 펀치의 단부면상에 나타난 펀치 표면 압력계산실으로부터 평가가 수행되다. 상기 시험편은 처리 방법과 A로 처리된 본 발명의 샘플 강 E와, 처리방법 B 로 처리된 동일 샘플 강 E와, 860℃로부터 서냉으로 통상의 어닐링 방법으로 처리된 동일 강(E) 및 , 처리방법 B 로 처리된 비교예의 샘플강 V 로부터 제조된다. 실험적인 제품의 결과를 도시하는 표 3 으로부터 명백한 바와 같이, 단조에 의한 깊은 보어의 형성은 처리 방법 A 또는 B로 처리된 본 발명의 샘플 강 E 로 어떤 크랙킹 없이 양호하게 행해진다. 반대로, 미세한 크랙킹이 나타나고, 높은 펀치로 표면 압력은 통상의 어닐링 방법으로 처리된 강 E 의 시험편과 처리 방법 V 로 처리된 비교예의 샘플갈 B 의 시험편에서 관찰된다. 양호하게는 펀지 표면 압력 3000kgf/mm-2이하의 레벨로 유지된다. 펀치 표면 압력은 처리 방법 A 또는 B 로 양호하게 감소된다. 유사한 깊은 보어 단조 테스트는 본 발명의 샘플 강 E에서 고속 공구 강으로 만들어진 펀치를 사용하여 실행된다. 연료 분사 노즐의 대량 생상은 경미함 마모가 펀치와 외주에서 관찰될지라도 이러한 형태의 펀치를 사용할 수 있다. 제4도는 본 발명의 샘플 강 E의 냉각 단조 시험편의 내부 외주면과 내부 바닥면 사이의 코너 영업에서 섬유 흐름을 도시하는 미세 구조의야금술 현미경 사진(배율 100)을 도시하고 있다. 상기 섬유가 내부 외주면과 내부 바닥면을 따라 유동하는 것을 이해할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 내연 기관용 연료 분사 노즐의 단조로 제조하기 위해 사용되는 재료에서 요구되는 특성을 명료하게 하는 반면에, 고강도 스테인레스강에 카바이드의 분포를 개량시키며, 공지된 기술로는 결코 달성되지 않는 저경도와 고 한계 스웨이징 비를 갖는 재료를 제공하는 것이다. 따라서, 본 발명은 미래에 더 대중적이 될 것을 기대하는 연료 분사형 기관의 제품 비용을 저하시키는데 기여한다. 비록 본 발명이 내연 기관용 연료 분사 노즐을 참조로 기술하였을 지라도, 본 발명은 본 발명에 사용되는 노즐에 적용되고 또한 분사 노즐을 조합하므로 써 사용되는 니이들에 적용하는 것을 명확히 기술하고 있다.

제1a도는 절단(cutting)과 같은 종래의 기술에 의해 형성된 연료 분사 노즐의 블랭크(blank)이 설명도.

제1b도는 단조(forging)에 의해 형성된 연료 분사 노즐의 블랭크의 설명.

제2a도는 시험 단조될 시험편(test piece)의 설명도.

제2b도는 시험 단조후의 서험편의 설명도.

제3a도는 본 발명에 따라서 860℃로부터 600℃까지 15℃/시간의 비율로 서냉하는 처리단계로 구성된 통상적인 어닐링 방법에 따라 어닐링되는 0.55C-0.1Si-0.2Mn-12Cr-0.3Mo-0.1V 강의 조성을 갖는 마이크로 구조로서, 이 마이크로 구조는 전체 카바이드의 약 80%를 점유하는 0.2㎛ 이하의 카아이드(탄화물)를 갖는 본 발명에 따른 강(steel)의 전자 현미경(electrom-microscopic) 마이크로 구조 사진(photograph)(배율 4000).

제3b도는 ACl 변태점보다 낮지 않은 온도로부터 매우 느리게 서냉하는 단계로 구성되어 처리방법A에 의해 어닐링되는 마이크로 구조로서, 이 마이크로 구조는 전체 카바이드의 약 30%를 점유하는 0.2㎛ 이하의 카바이드를 갖는 상기 강의 전자 현미경 마이크로 구조 사진(배율 4000).

제3c도는 열간 가공(hot working)후의 분해된 미세 카바이드를 석출 성장시키는 단계로 구성된 처리 방법 B에 의해 어닐링되는 마이크로 구조로, 이 마이크로 구조는 전체 카바이드의 약 40%를 점유하는 0.2㎛ 이하의 카바이드를 갖는 상기 강의 전자 현미경 마이크로 구조 사진(배율 4000).

제4도는 본 발명의 방법에 따라 형성된 깊은 보어의 내부 원주면과 내부하부면 사이의 코너에서이 섬유 흐름(fiber flow)을 나타내는 금속 현미경 마이크로 구조 사진.

Claims (4)

1. 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강에있어서, 상기 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 모다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2+Mo)식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb/2+V)식에서 0.05 내지 1.0% 의 Nb 와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0% 의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 중량비로 구성된 화학조성을 가지고, 또한 상기 스테인레스강은 담금질 및 템펴링 열처리 후에 HRC 58 보다 낮지 않은 경도를 나타내는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강이며, 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 한계 스웨이징 비는 75% 보다 적지 않은 것을 특징으로 하는 고강도 스테인레스강.
2. 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강에 있어서, 상기 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2+Mo)식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb/2+V)식에서 0.05 내지 1.0%의 Nb와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0% 의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 중량비로 구성된 화학조성을 가지고, 상기 스테인레스강은 담금질 및 템퍼림 열처리 후에 HRC 57 보다 낮지 않은 경도를 나타내는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강이며, 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 경도는 HB 157 보다 높지 않은 것을 특징으로 하는 고강도 스테인레스강.
3. 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강에 있어서, 상기 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2+Mo)식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb/2+V)식에서 0.05 내지 1.0%의 Nb와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0% 의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 중량비로 구성된 화학조성을 가지고, 상기 스테인레스강은 담금질 및 템퍼림 열처리 후에 HRC 57 보다 낮지 않은 경도를 나타내는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강이며, 0.2㎛이하의 크기를 갖는 카바이드 수는 전체 카바이드의 50%를 넘지 않고, 상기 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 한계 스웨이징 비는 75% 보다 적지 않거나 또는 어닐링된 마르텐사이트 스테인레스강의 경도는 HB 157 보다 높지 않은 것을 특징으로 하는 고강도 스테인레스강.
4. 내연기관의 연료 분사 노즐 또는 연료 분사 니이들의 재료로서 사용하기 위한 고강도 스테인레스강에 있어서, 상기 스테인레스강은 0.4 내지 0.6% 의 C 와, 0.5% 보다 많지 않는 Si 와, 0.5% 보다 많지 않는 Mn 과, 8.0 내지 13.0% 의 Cr 과, (W/2+Mo)식에서 0.1 내지 2.0% 의 W 와 Mo 중 하나 또는 둘 모두와, (Nb/2+V)식에서 0.05 내지 1.0%의 Nb와 V 중 하나 또는 둘 모두와, 0.2 내지 2.0% 의 Co 와, 나머지의 Fe 및 부수적인 불순물의 중량비로 구성된 화학조성을 가지며, 0.2㎛이하의 크기를 갖는 카바이드 수는 전체 카바이드의 50% 보다 많지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 스테인레스강.