KR100501087B1 - 유압 브레이커 하우징 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

개시된 유압 브레이커 하우징은, 각각 중공이 형성된 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 포함하며, 이들 중 하나 이상은 오스템퍼드 구상흑연주철의 주조물인 것을 특징으로 한다. 이러한 유압 브레이크 하우징은, 주요부를 주조로 만들기 때문에 제품이 가벼울 뿐만 아니라 까다로운 단조가공을 할 필요가 없어져서 생산비용을 획기적으로 절감시킬 수 있으며, 특히 오스템퍼드 구상흑연주철을 주물소재로 사용하므로써 인장강도와 내마모성을 상당히 향상시킬 수 있다.

Description

유압 브레이커 하우징 및 그 제조방법{A hydraulic breaker housing and manufacturing method thereof}

본 발명은 유압 브레이커 하우징(hydraulic breaker housing)과, 그 유압 브레이커 하우징이 구비된 유압 브레이커 및 그 제조방법에 관한 것으로, 특히 강한 인장강도와 인성 등이 요구되는 곳에 적합한 유압 브레이커 하우징과, 그 유압 브레이커 하우징이 구비된 유압 브레이커 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 유압 브레이커는, 토사나 암반을 굴착하는 굴삭기의 말단에 장착되는 장비로서, 직접 지반에 충격을 가하여 굴착을 수행하는 작업도구이다. 그런데 유압 브레이커는 지반에 충격을 가하는 동시에 지반으로부터 외력을 받는다. 따라서 이런 외력에 대한 저항력을 높이기 위해서는 높은 인장강도와 연신율 등을 가진 유압 브레이커 하우징이 필요하다.

이러한 유압 브레이커 하우징은, 통상적으로 저탄소 크롬 몰리브덴강(SCM415, SCM420) 및 고탄소 크롬 몰리브덴강(SCM440 등)을 소재로 사용하여 단조방법에 의하여 제조되었다. 따라서, 상기 유압 브레이커 하우징은 제작자가 원하는 형상으로 외관을 두들겨서 만들어 왔다.

도 1은 이러한 단조방법으로 제조된 종래의 유압 브레이커 하우징이 포함된 유압 브레이커의 사시도를 나타낸 것이고, 도 2는 도 1의 Ⅰ-Ⅰ선에 따른 실린더의 단면도를 나타낸 것이다.

도면을 참조하면, 유압 브레이커(100)에 구비된 유압 브레이커 하우징(180)은 각각이 중공인 백헤드(back head;110)와, 실린더(cylinder;120) 및 프론트헤드(front head;130)를 포함한다. 이들은 저탄소 크롬 몰리브덴강을 단조한 것으로 중량대비 50% 이상 절삭 가공 후 침탄 열처리, 켄칭(quenching), 또는 템퍼링(tempering) 열처리를 하여 표면에 내마모성을 향상시키고 심부에 인성을 부여한 다음 열처리로 인한 변형을 최종 연마 공정에서 보완하여 사용하였다.

그러나, 이러한 구조의 유압 브레이커 하우징(180)은 중량대비 50%이상을 기계 가공해서 만들어야 하기 때문에 가공이 힘들고 가공시간이 많이 걸리는 단점이 있다. 특히 상기 백헤드(110)와, 실린더(120) 및 프론트헤드(130)를 볼트(bolt; 미도시)로 결합시키기 위한 볼트 홀(bolt hole;150)을 각 모서리부에 만들어야 되는데, 상기 저탄소 크롬 몰리브덴과 같은 단조소재를 사용할 경우 이 볼트 홀(150)에 대한 가공이 매우 까다롭고 가공시간도 많이 소요된다. 또한, 일정한 길이와 직경을 만들어 내기가 쉽지 않으며, 상기 실린더(120)의 내주면은 열처리시 수축과 뒤틀림이 발생하므로 연마의 어려움이 많이 생기는 문제점이 있다. 따라서, 이와같은 문제점을 해결하기 위한 방안이 요구되고 있다.

본 발명은 상기의 필요성을 감안하여 창출된 것으로서, 제조과정을 간소화하고 제품을 경량화 함과 동시에 내구성도 향상시킬 수 있도록 개선된 유압 브레이커 하우징과 유압 브레이커 및 그 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 유압 브레이커 하우징은, 각각이 중공인 백헤드와 실린더 및 프론트헤드를 포함하며, 상기 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드 중 적어도 하나는 주조물인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 유압 브레이커는, 각각 중공인 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 포함하는 유압 브레이커 하우징 및 상기 유압 브레이커 하우징에 내장된 피스톤을 구비한 유압 브레이커에 있어서, 상기 백헤드와, 상기 실린더 및 상기 프론트헤드 중 적어도 하나는 주조물인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 유압 브레이커 하우징 제조 방법은, 각각이 중공인 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 포함하는 유압 브레이커의 하우징을 제조하는데 있어서, 상기 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드 중 적어도 하나를 주조로 만드는 단계; 및 상기 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 결합시키는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 유압 브레이커 제조 방법은, 각각 중공인 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 포함하는 유압 브레이커 하우징 및 상기 유압 브레이커 하우징에 내장된 피스톤을 구비한 유압 브레이커 제조방법에 있어서, 상기 백헤드와, 상기 실린더 및 상기 프론트헤드 중 적어도 하나를 주조로 만드는 단계와; 상기 백헤드와, 상기 실린더 및 상기 프론트헤드를 결합시키는 단계; 및 상기 결합된 유압 브레이커 하우징과 상기 피스톤을 결합시키는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이하 첨부된 도면을 참조하면서 본 발명에 따른 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다.

도 3은 본 발명에 따른 유압 브레이커 하우징이 구비된 유압 브레이커의 사시도를 나타낸 것이고, 도 4는 도 3의 Ⅱ-Ⅱ선에 따른 실린더의 단면도를 나타낸 것이다.

도시된 바와 같이, 본 발명의 유압 브레이커(200) 중 유압 브레이커 하우징(280)은 각각이 중공인 백헤드(210)와, 실린더(220) 및 프론트헤드(230)를 포함하며 이들 3부분 중 적어도 하나는 까다로운 단조소재 대신에 주조소재로 만들어 진다. 본 실시예에서는 특히, 중심이 되는 실린더(220)를 주조로 제조한다. 물론 필요에 따라서는 상기 백헤드(210)와 상기 프론트헤드(230)도 같은 주조방법으로 제조할 수 있다. 이 주조에 의한 상세한 제조방법에 대해서는 후술하기로 한다. 그리고, 상기 백헤드(210)와, 실린더(220) 및 프론트헤드(230)에는 이들을 일체로 체결하기 위한 볼트 홀(250)이 형성되어 있다. 즉, 상기 볼트 홀(250)을 통해 관통 볼트(미도시)가 상기 백헤드(210)와, 실린더(220) 및 프론트헤드(230)를 일체로 체결한다. 이중에서 특히 상기 실린더(220)의 볼트 홀은 그 중심부 직경이 양 단의 직경보다 1~20㎜ 더 크게 형성되는 것이 바람직하다. 이렇게 되면, 가공이 용이해지고 가공시간을 줄일 수 있으며, 또한 열처리과정에서 발생하던 뒤틀림이나 수축을 줄일 수 있게 된다. 또한, 상기 실린더(220)의 내주면은 피스톤(piston;240)과 접촉하여 있기 때문에 상기 피스톤(240)의 직선 왕복운동시 마찰력이 생긴다. 따라서 상기 실린더(220) 내주면의 내마모성을 향상시키기 위하여 기존의 단조소재를 사용하는 경우에는 상기 내주면 부위의 표면 경화처리를 위해 후열처리를 했으나, 본 발명에서는 뒤에 보다 상세히 설명하겠지만, 구상흑연주철을 주조 소재로 사용하고, 이를 오스템퍼링(austempering) 열처리하여 기지 조직이 다량의 베이나이트(bainite) 조직인 오스템퍼드 구상흑연주철을 실린더의 소재로 만들기 때문에 열처리 변형을 상당한 정도 줄이게 되어 후연마 가공 작업의 어려움을 개선하였다. 즉, 상기 오스템퍼드 구상흑연주철에는 베이나이트 기지조직에 잔류 오스테나이트(austenite)가 30% 이상 존재하는데, 상기 피스톤(240)과 상기 실린더(220)의 마찰면에서는 상기 잔류 오스테나이트가 압축응력으로 인하여 마르텐사이트(martensite)로 변태하기 때문에 그 강도가 강해져서 내마모성이 향상된다. 뿐만 아니라 상기 오스템퍼드 구상흑연주철에 다량 분포되어 있는 흑연 자체도 내마모성을 갖고 있기 때문에 기존 단조소재에 표면 경화처리한 것과 대등한 효과를 얻을 수 있다. 그리고, 일부 제품에서 더 높은 내마모성이 요구될 때에는 상기 실린더(220)의 내주면 부위에 고주파 표면 경화처리, 질화처리 및 저온침유처리를 실시하는 것이 바람직하다.

이상과 같은 유압 브레이커 하우징의 내부에 상하 왕복운동을 하며 대상물을 타격하는 피스톤을 설치하여 유압 브레이커를 만든다.

이하, 본 발명의 유압 브레이커 하우징을 주조로 만드는 과정에 대해 설명한다.

우선, 주조소재로서 사용되는 금속은 오스템퍼드 구상흑연주철로서, 상기 오스템퍼드 구상흑연주철의 성분은 제품의 두께에 따라 조직의 균질화를 확보하기 위하여 아래의 표 1~3과 같이 하고, 나머지wt%는 Fe로 이루어진 것으로 한다.

오스템퍼드 구상흑연주철의 제1성분 (단위: wt%)

성분	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cu
	3.3~3.9	2.5~3.0	0.3 이하	0.05 이하	0.02 이하	0.02~0.04	0.1~0.8	0.4~1.5 또는 Ni0.6~2.0

상기 표 1에서와 같이, C의 함량은 3.3~3.9wt%가 적당하다. 3.3wt% 미만이면 주조성이 떨어지고, 3.9wt% 이상이면 조대한 흑연이 정출되어 기계적 성질이 저하된다. 그리고, Si 성분은 C와 더불어 탄소 당량을 나타내게 되어 2.5~3.0wt%가 적당하다. Si% 가 2.5~3.0wt% 로 증가함에 따라 열처리 후 베이나이트(bainite) 조직의 조대화 경향이 있고, 충격에 대한 파괴인성이 증가하여 파괴시 연성파면으로 된다. 또한 3.0wt% 이상이 되면 화합탄소가 흑연화되어 페라이트(ferrite)량이 증가하며 연신율의 저하가 생긴다. Mn은 강도를 증가시키는 원소로 0.3wt% 이하로 해야 충분한 잔류 오스테나이트가 존재할 수 있어 충격값이 증가한다. Cu는 강도를 위하여 첨가한다. 1.5wt% 이상은 지나친 강도의 증가로 가공성이 나빠진다. Cu 대신 Ni 0.6~2.0wt%를 Cu 대용으로 사용할 수 도 있다. 베이나이트 형성을 촉진하고, 강도 상승 및 기지조직을 균일하게 하는 성분인 Mo 는 0.1~0.8wt% 이하로서, 이 범위를 벗어나면 연신율과 충격치가 감소하여 좋지 않다. P와 S는 불순물로 존재하게 되고, 재질의 취화현상의 원인이 될 수 있어 그 함량을 각각 최대한 적게 한다. Mg은 흑연의 구상화를 위해 첨가되는 성분으로 0.02~0.04wt% 로 한다. 상기 구상흑연주철의 구상화는 용해로에서 적정 성분으로 조성하여 레이들(ladle) 접종, 몰드(mold)내에서 접종 처리하여 흑연을 미세화하고 최대의 인장강도를 얻기 위하여 흑연입수를 95/㎜²이상 최대로 증가시켜야 한다. 이와 같은 성분을 가진 소재 상태에서 열처리를 하여 오스템퍼드 구상흑연주철을 만든다. 이렇게 만들어진 오스템퍼드 구상흑연주철은 제조 가격이 싸기 때문에 경제성이 있다.

오스템퍼드 구상흑연주철의 제2성분 (단위: wt%)

성 분	C	Si	Mn	P	S	Mg	Cu	Ni
	3.3~3.9	2.5~3.0	0.3 이하	0.05이하	0.02 이하	0.02~0.04	0.4~1.5	0.6~2.0

표 2에서 C, Si, Mn, P, S, Mg, Cu의 성분은 표 1과 같고, Ni가 선택성분이 아닌 필수성분으로 0.6~2.0가 첨가되고 Mo가 생략되었다. 이와 같은 성분을 가진 소재 상태에서 열처리하여 만들어진 오스템퍼드 구상흑연주철은 수축팽창이 적어 소형의 정밀제품을 만드는데 적당하다.

오스템퍼드 구상흑연주철의 제3성분 (단위: wt%)

성분	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cu	Ni
	3.3~3.9	2.5~3.0	0.3이하	0.05이하	0.02이하	0.02~0.04	0.1~0.8	0.4~1.5	0.6~2.0

표 3에서 C, Si, Mn, P, S, Mg, Mo, Cu의 성분은 표 1과 같고, 필수성분으로 Ni가 0.6~2.0wt% 첨가되었다. 이와같은 성분을 가진 소재 상태에서 열처리하여 만들어진 오스템퍼드 구상흑연주철은 Mo의 편석을 제거할 수 있고, 충분한 경화능을 확보할 수 있다.

도 5의 흐름도는 본 발명에 따른 유압 브레이커 하우징의 주물소재인 구상흑연주철의 오스템퍼링(austempering)하는 과정을 나타낸 것이다.

도시된 바와 같이 먼저 900~940℃의 온도로 2~4시간 유지시켜 조직을 오스테나이트화(S300) 한다. 상기의 온도에서는 흑연에서 기지조직으로 C의 확산이 이루어지는데 기지조직에 최소 1.0wt% 이상의 C를 고용해야 열처리 후 C를 과포화한 베이나이트 조직을 얻을 수 있다. 만일 900℃ 보다 온도가 낮을 경우에는 흑연으로부터 C의 확산이 느려지고 고용 한도가 줄어들게 된다. 또한 940℃ 이상일 경우에는 너무 조대한 조직으로 되어 인성이 저하되고 충격에 약하게 되어 좋지 않다. 900~940℃의 온도에서는 C의 확산이 충분이 되어 열처리 후 C를 과포화한 베이나이트 조직을 얻을 수 있다. 이때 제품 표면의 피로강도를 향상시키기 위하여 로의 분위기중 C wt%를 1.0wt% 이상으로 유지시킨다. 만일 로의 분위기중 C wt%가 1.0wt% 이하로 되면 제품 표면에 탈탄현상이 발생되어 피로강도가 저하되고, 또한 1.4wt% 이상이 되면 기지조직에 탄화물이 성장할 수 있다.

이어서, 가열된 제품을 250~350℃ 의 온도로 유지되는 염욕로(NaNO₂50wt% + KNO₃50wt%)에 담그어 급냉을 시작한다(S310). 이때 염욕로에는 염욕을 충분히 교반시킬 수 있는 교반기가 설치되어 있어 제품의 중심부에 있는 잠열을 빨리 제거할 수 있도록 하여야 부분적 퍼얼라이트(pearlite) 조직의 생성을 억제할 수 있다.

상기 작업으로 제품온도를 빨리 내리고 염욕로의 온도를 350~390℃ 의 온도로 승온시켜 1.5~2.5 시간 유지하여 항온변태 처리(S320)를 완료한다.

여기서, 상기 급냉 단계(S310)와 항온변태 처리단계(S320)를 통합하여, 즉 250~390℃ 사이의 적정온도에서 제품을 담그어 염욕로의 온도가 상승하지 않도록 염욕을 냉각하고, 1.5~2.5 시간 유지하여 항온변태 처리를 완료한다.

이때, 항온변태온도가 300℃에서 390℃로 올라 갈수록 연신율이 증가하고, 온도가 내려 갈수록 연신율은 감소하며, 반대로 강도는 증가한다. 만일 유지시간이 1.5~2.5 시간보다 짧거나 길 경우에도 연신율 감소가 일어난다. 이는 조직중 잔류 오스테나이트양의 감소로 인하여 발생되는 결과이다.

상기 항온변태 처리(S320)를 완료한 다음 제품을 대기중에서 상온으로 냉각한다(S330). 이와같은 과정을 거치면 베이나이트 조직을 갖는 오스템퍼드 구상흑연주철이 만들어 진다. 상기와 같은 제조방법에 의해 제조되는 오스템퍼드 구상흑연주철은 인장강도가 높으면서 연신율이 우수하며 또한 뒤틀림이나 균열이 줄어들므로 단조품이나 압연제품을 대체하여 사용할 수 있고 제품의 원가절감과 경량화가 가능하다.

다음은 종래의 단조소재인 저탄소 크롬 몰리브덴강(SCM415등) 및 고탄소 크롬 몰리브덴강(SCM440 등)과 주조소재인 오스템퍼드 구상흑연주철의 성분비와 기계적 성질을 나타낸 것이다.

실린더, 백헤드, 프론트헤드용 단조소재의 합금성분 (단위: wt%)

성분재질	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo
SCM415	0.13~0.18	0.15~0.35	0.6~0.85	0.03 이하	0.03 이하	0.9~1.2	0.15~0.3

표 4와 같은 소재의 열처리 후 기계적성질

구분	열처리 방법	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)
18T 중심부	930℃ 4시간 침탄, 850℃ 0.5시간 오일 켄칭, 180℃ 2시간 템퍼링	97.1	76.8	14.5	284
50T 중심부	상동	87.9	69.6	15.6	258

백헤드, 프론트헤드용 단조소재의 합금성분 (단위: wt%)

성분재질	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo
SCM440	0.38~0.43	0.15~0.35	0.6~0.85	0.03 이하	0.03이하	0.9~1.2	0.15~0.3

표 6과 같은 소재의 열처리 후 기계적성질

구분	열처리 방법	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)
18T 중심부	850℃2hr oil 켄칭, 600℃ 2hr 템퍼링	100.4	78	12	294
50T 중심부	상동	94.5	73.5	13.5	275

구상흑연주철소재의 제1성분 (단위: wt%)

성분	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cu
18T 성분	3.50	2.70	0.30	0.02	0.015	0.03	0.24	0.56
50T 성분	3.45	2.75	0.250	0.015	0.012	0.025	0.36	0.95

구상흑연주철소재 제1성분의 기계적성질

	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)	페라이트량 (%)	펄라이트량 (%)	구상화율(%)
18T	71.20	43.10	6.2	261	20	80	85
50T	75.30	47.90	5.1	270	18	82	85

표 8로 이루어진 구상흑연주철을 925℃에서 3시간 동안 오스테나이트화한 후 항온변태처리를 한 결과

	염욕온도	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)	기지조직
18T 중심부	340℃에서 급냉 후 375℃에서 2시간 항온유지	110	87	14	303	베이나이트
50T 중심부	상동	116	92.5	12.8	312	상동

구상흑연주철소재의 제2성분 (단위: wt%)

성분	C	Si	Mn	P	S	Mg	Cu	Ni
18T 성분	3.40	2.80	0.17	0.015	0.009	0.030	0.68	1.45
50T 성분	3.30	2.65	0.14	0.018	0.005	0.020	0.73	1.43

구상흑연주철소재 제2성분의 기계적성질

	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)	페라이트량 (%)	펄라이트량 (%)	구상화율(%)
18T	72.60	46.40	5.2	249	24	76	85
50T	70.20	44.50	5.5	241	25	75	85

표 11로 이루어진 구상흑연주철을 925℃에서 3시간 동안 오스테나이트화한 후 항온변태처리를 한 결과

	염욕온도	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)	기지조직
18T 중심부	340℃에서 급냉 후 375℃에서 2시간항온유지	102.7	82.9	13.5	298	베이나이트
50T 중심부	상동	107.4	85.6	11.7	302	상동

구상흑연주철소재의 제3성분 (단위: wt%)

성분	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cu	Ni
18T 성분	3.63	2.60	0.21	0.022	0.010	0.03	0.20	0.68	0.9
50T 성분	3.48	2.58	0.27	0.014	0.012	0.02	0.22	0.69	1.07

구상흑연주철소재 제3성분의 기계적성질

	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)	페라이트량 (%)	펄라이트량 (%)	구상화율(%)
18T	73.30	44.20	6.0	258	25	75	85
50T	71.60	43.90	6.2	255	25	75	85

표 14로 이루어진 구상흑연주철을 925℃에서 3시간 동안 오스테나이트화한 후 항온변태처리를 한 결과

	염욕온도	인장강도(㎏/㎜²)	항복강도(㎏/㎜²)	연신율(%)	경도(HB)	기지조직
18T 중심부	340℃에서 급냉 후 375℃에서 2시간항온유지	108	85	12.5	309	베이나이트
50T 중심부	상동	107	84.3	11.7	309	상동

상기의 표 5와 표 10, 13, 16을 비교해 보면 종래의 단조소재를 열처리한 것보다 주조소재인 상기의 구상흑연주철을 열처리한 것이 인장강도가 더 높게 나타나고, 연신율은 다소 낮으나 제품에는 문제가 없는 수준임을 알 수 있으므로 상기 백헤드(210)와, 실린더(220) 및 프론트헤드(230)의 소재로 사용하기에 적합함을 알 수 있다. 따라서, 본 실시예에서는 이러한 오스템퍼드 구상흑연주철을 소재로하여 상기 실린더(220)를 주조하고, 이를 상기 볼트 홀(250)을 통한 볼트 체결로 상기 백헤드(210) 및 프론트헤드(230)와 일체로 체결함으로써 유압 브레이커 하우징(280)을 완성한다. 한편, 전술한 바와 같이 상기 실린더(220) 뿐 아니라 상기 백헤드(210)와 프론트헤드(230)도 같은 소재로 주조한 후 볼트로 체결하여 유압 브레이커 하우징(280)을 완성할 수도 있음은 물론이다.

이상과 같은 소재에 의하여 주조되어 결합된 유압 브레이커 하우징(280)의 내부에 피스톤(240)을 결합하므로써 유압 브레이커(200)를 완성할 수 있다.

상술한 바와 같이 본 발명의 유압 브레이커 하우징 및 유압 브레이커는, 오스템퍼드 구상흑연주철을 주물소재로 한 주조방법에 의해 제조되므로 제품이 경량화되고, 가공부위가 줄어들어 생산비용이 획기적으로 절감되며, 동시에 높은 인장강도와, 연신율 및 내마모성도 확보할 수 있다.

본 발명은 상기에 설명되고 도면에 예시된 것에 의해 한정되는 것은 아니며 다음에 기재되는 특허청구범위 내에서 더 많은 변형 및 변용예가 가능한 것임은 물론이다.

도 1은 종래 유압 브레이커 하우징이 구비된 유압 브레이커의 사시도,

도 2는 도 1의 Ⅰ-Ⅰ선에 따른 실린더의 단면도,

도 3은 본 발명의 실시예에 따른 유압 브레이커 하우징이 구비된 유압 브레이커의 사시도,

도 4는 도 3의 Ⅱ-Ⅱ선에 따른 실린더의 단면도,

도 5는 본 발명의 실시예에 따른 구상흑연주철의 오스템퍼링 과정을 나타낸 흐름도.

<도면의 주요부분에 대한 부호의 설명>

200... 유압 브레이커 210... 백헤드

220... 실린더 230... 프론트헤드

240... 피스톤 250... 볼트 홀

280... 유압 브레이커 하우징

Claims (27)

1. 각각 중공인 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 포함하는 유압 브레이커 하우징에 있어서,

   상기 백헤드와, 상기 실린더 및 상기 프론트헤드 중 하나 이상은 오스템퍼링 열처리를 실시하여 베이나이트 조직으로 된 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징.
2. 삭제
3. 삭제
4. 제1항에 있어서,

   상기 구상흑연주철은 C 3.3~3.9wt%, Si 2.5~3.0wt%, Mn 0.3wt% 이하, P 0.05wt% 이하, S 0.02wt% 이하, Mg 0.02~0.04wt%, Mo 0.1~0.8wt%, Cu 0.4~1.5wt% 와 Ni 0.6~2.0wt% 중 어느 하나, 및 나머지wt%는 Fe인 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징.
5. 제1항에 있어서,

   상기 구상흑연주철은 C 3.3~3.9wt%, Si 2.5~3.0wt%, Mn 0.3wt% 이하, P 0.05wt% 이하, S 0.02wt% 이하, Mg 0.02~0.04wt%, Cu 0.4~1.5wt%, Ni 0.6~2.0wt% 및 나머지wt%는 Fe인 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징.
6. 제1항에 있어서,

   상기 구상흑연주철은 C 3.3~3.9wt%, Si 2.5~3.0wt%, Mn 0.3wt% 이하, P 0.05wt% 이하, S 0.02wt% 이하, Mg 0.02~0.04wt%, Mo 0.1~0.8wt%, Cu 0.4~1.5wt%, Ni 0.6~2.0wt% 및 나머지wt%는 Fe인 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징.
7. 제1항에 있어서,

   상기 실린더에는 상기 백헤드 및 상기 프론트헤드와의 체결을 위하여 상기 실린더의 각 모서리부에 다수의 볼트 홀이 형성되며, 상기 볼트 홀의 중심부 직경은 상기 볼트 홀 양 단의 직경보다 더 크게 형성된 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징.
8. 제7항에 있어서,

   상기 볼트 홀의 중심부 직경은 상기 볼트 홀의 양 단보다 1~20㎜ 더 크게 형성된 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징.
9. 삭제
10. 삭제
11. 삭제
12. 삭제
13. 삭제
14. 삭제
15. 삭제
16. 각각 중공인 백헤드와, 실린더 및 프론트헤드를 포함하는 유압 브레이커 하우징을 제조하는 방법에 있어서,

    상기 백헤드와, 상기 실린더 및 상기 프론트헤드 중 하나 이상을 오스템퍼링 열처리를 실시하여 베이나이트 조직으로 된 오스템퍼드 구상흑연주철로 만드는 단계; 및

    상기 백헤드와, 상기 실린더 및 상기 프론트헤드를 결합시키는 단계; 및

    상기 실린더의 내주면을 고주파 표면 경화처리, 질화처리 및 저온 침유처리하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징 제조방법.
17. 삭제
18. 제16항에 있어서,

    상기 주조물을 형성하는 금속은 C 3.3~3.9wt%, Si 2.5~3.0wt%, Mn 0.3wt% 이하, P 0.05wt% 이하, S 0.02wt% 이하, Mg 0.02~0.04wt%, Mo 0.1~0.8wt%, Cu 0.4~1.5wt% 와 Ni 0.6~2.0wt% 중 어느 하나, 및 나머지wt%는 Fe인 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징 제조방법.
19. 제16항에 있어서,

    상기 주조물을 형성하는 금속은 C 3.3~3.9wt%, Si 2.5~3.0wt%, Mn 0.3wt% 이하, P 0.05wt% 이하, S 0.02wt% 이하, Mg 0.02~0.04wt%, Cu 0.4~1.5wt%, Ni 0.6~2.0wt% 및 나머지wt%는 Fe인 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압브레이커 하우징 제조방법.
20. 제16항에 있어서,

    상기 주조물을 형성하는 금속은 C 3.3~3.9wt%, Si 2.5~3.0wt%, Mn 0.3wt% 이하, P 0.05wt% 이하, S 0.02wt% 이하, Mg 0.02~0.04wt%, Mo 0.1~0.8wt%, Cu 0.4~1.5wt%, Ni 0.6~2.0wt% 및 나머지wt%는 Fe인 오스템퍼드 구상흑연주철인 것을 특징으로 하는 유압브레이커 하우징 제조방법.
21. 제18항 내지 제20항 중 어느 한 항에 있어서,

    상기 오스템퍼드 구상흑연주철은,

    (가) 구상흑연주철을 C 1.0~1.4wt% 인 분위기로에서 900~940℃ 의 온도로 2~4시간 가열하여 조직을 오스테나이트화 하는 단계,

    (나) 오스테나이트화 된 상기 구상흑연주철을 250~390℃의 온도로 유지되는 염욕로(NaNO₂50wt% + KNO₃50wt%)에 담그어 급냉시키는 단계,

    (다) 상기 염욕로 내에서 1.5~2.5시간 등온 유지시키는 항온변태처리 단계,

    (라) 상기 항온변태처리된 상기 구상흑연주철을 대기중에서 냉각시키는 공냉단계에 의해 제조되는 것을 특징으로 하는 유압 브레이커 하우징 제조방법.
22. 삭제
23. 삭제
24. 삭제
25. 삭제
26. 삭제
27. 삭제