DE4413564A1 - Hochfester nichtrostender Stahl zur Verwendung als Material von Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel für Brennkraftmaschine, aus dem nichtrostenden Stahl hergestellte Kraftstoffeinspritzdüse und Verfahren zur Herstellung der Kraftstoffeinspritzdüse - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Material einer Kraftstoffein­ spritzdüse oder -nadel für eine Brennkraftmaschine, eine aus dem Material hergestellte Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel und ein Verfahren zur Herstellung der Kraftstoff­ einspritzdüse oder -nadel durch Schmieden.

Erfahrungen zeigen, daß die Materialien der Kraftstoffein­ spritzdüse oder -nadel nach der Wärmebehandlung eine Härte von wenigstens HRC 57 oder einem Äquivalent sowie eine Korrosionsbeständigkeit, die der des JIS SUS 440C gleich­ wertig ist, aufweisen sollten.

Gegenwärtig verwendete Materialien, wie z. B. JIS SUS 420 J2, SUS 440B und SUS 440C können nicht gleichzeitig beiden Anforderungen an hohe Korrosionsbeständigkeit und hohe Schmiedeeignung genügen, die erforderlich ist, wenn die Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel durch Kalt- oder Warmschmieden hergestellt wird. Im einzelnen zeigt JIS SUS 420 J2, der eine verhältnismäßig hohe Schmiedeeignung hat, ungünstigerweise eine schlechtere Abriebbeständigkeit auf­ grund der Tatsache, daß die Härte als Ergebnis einer Ab­ schreck- und Temperwärmebehandlung verringert wird, während JIS SUS 440B und JIS SUS 440C, die ein hohes Härteniveau nach der Wärmebehandlung aufweisen, nicht die benötigte Schmiedeeignung besitzen.

Aufgabe der Erfindung ist die Entwicklung eines Materials einer Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel einer Brennkraft­ maschine, das eine der von SUS 440C gleichwertige Antirost­ eigenschaft sowie eine Härte von HRC 57 oder höher, vor­ zugsweise HRC 58 oder höher, aufweist und das eine zum For­ men der Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel durch Schmieden geeignete Schmiedeeignung hat, einer aus einem solchen Material hergestellten Kraftstoffeinspritzdüse und eines Verfahrens zur Herstellung einer solchen Kraftstoffein­ spritzdüse.

Ein Versuchsergebnis zeigte, daß die zur Herstellung einer Kraftstoffeinspritzdüse geeignete Schmiedeeigenschaft der von Maschinenbaustahl gleichwertig, genauer 75% oder mehr als Grenzschmiedeverhältnis sein sollte, wie es durch "Metallic Material Cold Swaging Testing Method (Tentative Standards)" in PLASTICITY AND WORKING, Vol. 22, No. 241, Seiten 139-144 erläutert wird. Übrigens entspricht dieser Wert (75%) des Grenzschmiedeverhältnisses den Werten des Grenzschmiedeverhältnisses von angelassenen Niedriglegie­ rungsstählen, wie z. B. JIS SCr 420, SCr 440 od. dgl., aus denen andere Teile durch Kaltschmieden hergestellt werden. Es ist ziemlich schwierig, diesen Wert mit JIS SUS 410, und noch schwieriger, mit hochfestem martensitischem nicht­ rostendem Stahl zu erhalten, der eine Härte von HRC 57 oder darüber nach der Wärmebehandlung aufweist. Es ist fast un­ möglich, diesen Wert mit hochfestem martensitischem Stahl zu erhalten, der eine Härte von HRC 58 oder darüber auf­ weist.

Das Prüfverfahren zum Messen des Grenzschmiedeverhältnisses ist, wie folgt. Ein Probestück des Typs 1-A, das eine ein­ fache zylindrische Form eines Außendurchmessers d₀ und eine Länge h₀ = 1,5d₀ hat und das an seiner Außenumfangsober­ fläche und beiden Axialendflächen maschinell bearbeitet worden war, wurde an seinen beiden Axialendflächen mittels einer Presse komprimiert, und das Schmiedeverhältnis, bei dem eine Rißbildung (0,5 mm lang) erzeugt wird, wird als ein Wert εhc = (h₀ - hc) × 100/h₀ bestimmt, worin h₀ eine Länge vor dem Prüfen ist und hc eine Höhe beim Messen ist, wenn die Rißbildung aufgetreten ist. Üblicherweise wird diese Prüfung an n Probestücken (n = 5 oder mehr) durchge­ führt, und das Schmiedeverhältnis, bei dem n/2 Probestücke Rißbildung zeigten, d. h. wobei das Rißbildungsverhältnis 50% ist, wird als das Grenzschmiedeverhältnis bestimmt.

Die Herstellung einer Kraftstoffeinspritzdüse einer Brenn­ kraftmaschine durch Schmieden hat ein kritisches Merkmal, daß die tiefe Bohrung der Einspritzdüse durch Schmieden gebildet wird. Dies ergibt eine merkliche Verbesserung in der Ausbeute sowie eine merkliche Verringerung der Zahl der Schritte des Herstellungsverfahrens und auch eine Abkürzung der Verfahrensdauer. Fig. 1A zeigt ein Endprodukt eines Spitzenteils einer Einspritzdüse, während Fig. 1B ein Quer­ schnitt eines Rohlings ist, der durch Schmieden gebildet wurde. In Fig. 1A zeigt die Zwei-Punkt-Strichlinie den äußeren Umriß des Rohlings, aus dem das Endprodukt, wie in Fig. 1A schraffiert gezeigt, durch Bearbeiten mittels einer automatischen Drehbank zu bilden ist. Es ist leicht ver­ ständlich, daß die Herstellung durch Schmieden, bei der ein Rohling, wie in Fig. 1B gezeigt, der der Endform eng ange­ nähert ist, erhalten wird, eine bemerkenswerte Verbesserung der Ausbeute sowie eine Verringerung der Bearbeitungskosten im Vergleich mit dem Fall der Fig. 1A ergibt, der eine be­ trächtlich große Menge der Dreharbeit erfordert.

Um die Schmiedeeignung hochfesten martensitischen nicht­ rostenden Stahls zu verbessern, richteten die Erfinder ihre Aufmerksamkeit auf die Form von Karbiden in diesem Stahltyp im angelassenen Zustand und führten Versuche unter Anwen­ dung verschiedener Anlaßverfahren durch, um die Beziehung zwischen dem Grenzschmiedeverhältnis und der Form der Kar­ bide zu ermitteln. Als Ergebnis fanden die Erfinder, daß das Grenzschmiedeverhältnis verbessert werden kann, wenn die Menge feiner Karbide verringert wird. Im einzelnen fan­ den die Erfinder, daß es durch Steuerung der Abmessung und der Korngrößenverteilung der Karbide durch Verwendung ge­ eigneter Anlaßbedingungen möglich ist, die Härte im ange­ lassenen Zustand weiter denn je zu verringern und dadurch das Grenzschmiedeverhältnis zu verbessern, und daß ein Ma­ terial mit einer Härte und einem Grenzschmiedeverhältnis, die herkömmlich nie erhalten werden konnten, verfügbar wird, indem man die Korngrößen und die Korngrößenverteilung der Karbide so steuert, daß sie in Bereiche fallen, die ohne Schwierigkeit erhalten werden können. Die Erfinder stellten auch fest, daß durch Verwendung dieses Materials eine Kraftstoffeinspritzdüse einer Brennkraftmaschine durch Kaltschmieden unter Verwendung eines Rückwärtsextrusions­ verfahrens hergestellt werden kann.

Gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung wird ein hochfester nichtrostender Stahl zur Verwendung als Material einer Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel einer Brennkraftma­ schine vorgesehen, der ein angelassener martensitischer nichtrostender Stahl ist, der eine Härte von wenigstens HRC 58 nach Abschreck- und Temperwärmebehandlung hat, wobei das Grenzschmiedeverhältnis des angelassenen nichtrostenden Stahls wenigstens 75% ist, das durch herkömmliche Technik niemals erreicht werden konnte.

Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung wird ein hochfe­ ster nichtrostender Stahl zur Verwendung als Material einer Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel einer Brennkraftma­ schine vorgesehen, der ein angelassener martensitischer nichtrostender Stahl ist, der eine Härte von wenigstens HRC 57 nach Abschreck- und Temperwärmebehandlung hat, wobei die Härte des angelassenen martensitischen nichtrostenden Stahls höchstens HB 157 ist, die durch bekannte Techniken niemals erreicht werden konnte.

Gemäß einem dritten Aspekt der Erfindung wird ein hoch­ fester nichtrostender Stahl zur Verwendung als Material einer Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel einer Brennkraft­ maschine vorgesehen, der ein angelassener martensitischer nichtrostender Stahl ist, der eine Härte von wenigstens HRC 57 nach Abschreck- und Temperwärmebehandlung hat, wobei die Zahl der Karbide mit Abmessungen von 0,2 µm oder weni­ ger höchstens 50% der gesamten Karbide darstellt und wobei das Grenzschmiedeverhältnis des angelassenen martensiti­ schen nichtrostenden Stahls wenigstens 75% ist oder dessen Härte höchstens HB 157 ist.

Gemäß einem vierten Aspekt der Erfindung wird ein hochfe­ ster nichtrostender Stahl zur Verwendung als Material einer Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel einer Brennkraftma­ schine vorgesehen, der eine bestimmte chemische Zusammen­ setzung hat, wobei die Zahl der Karbide mit Abmessungen von 0,2 µm oder weniger höchstens 50% der gesamten Karbide darstellt.

Gemäß einem fünften Aspekt der Erfindung wird eine Kraft­ stoffeinspritzdüse für eine Brennkraftmaschine mit dem Kennzeichen vorgesehen, daß sie durch Schmieden derart ge­ formt ist, daß der Faserfluß an der Kante zwischen der Innenseitenwandoberfläche und der Innenbodenoberfläche der tiefen Bohrung der Düse den Richtungen der Innenwandober­ fläche und der Innenbodenoberfläche folgt.

Gemäß einem sechsten Aspekt der Erfindung wird ein Verfah­ ren zum Formen einer Kraftstoffeinspritzdüse für eine Brennkraftmaschine vorgesehen, das folgende Schritte auf­ weist: Herstellen eines martensitischen nichtrostenden Stahls nach einem der ersten bis vierten Aspekte als des Materials, Bilden einer tiefen Bohrung in einem Rohling dieses Materials durch Schmieden nach einem Rückwärtsex­ trusionsverfahren und Durchführen einer Abschreck- und Temperwärmebehandlung derart, daß eine Härte von wenigstens HRC 57 erhalten wird.

Bei den ersten, zweiten, dritten, fünften und sechsten Aspekten der Erfindung hat der martensitische nichtrostende Stahl vorzugsweise, jedoch nicht ausschließlich, eine che­ mische Zusammensetzung, die gewichtsmäßig enthält:
0,4-0,6% C, höchstens 0,5% Si, höchstens 0,5% Mn, 8,0-13,0% Cr, 0,1-2,0% W und/oder Mo, als (W/2 + Mo) gerechnet, 0,05-1,0% Nb und/oder V, als (Nb/2 + V) gerech­ net, 0,2-2,0% Co, Rest Fe und zufällige Verunreinigungen.

Diese chemische Zusammensetzung kann auch als die besonde­ re, im vierten Aspekt der Erfindung verwendete chemische Zusammensetzung verwendet werden.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1A ist eine Darstellung eines Rohlings einer durch herkömmliche Technik, wie z. B. Drehen, geform­ te Kraftstoffeinspritzdüse;

Fig. 1B ist eine Darstellung eines Rohlings einer durch Schmieden geformten Kraftstoffeinspritzdüse;

Fig. 2A ist eine Darstellung eines dem Prüfschmieden zu unterwerfenden Probestücks;

Fig. 2B ist eine Darstellung des Probestücks nach dem Prüfschmieden;

Fig. 3A ist eine Elektronenmikroskop-Mikrostrukturauf­ nahme (Vergrößerung 4000×) eines Stahls gemäß der Erfindung mit einer Zusammensetzung mit 0,55% C - 0,1% Si - 0,2% Mn - 12% Cr - 0,3% Mo - 0,1% V im Anlaßzustand gemäß einem üblichen Anlaßverfahren, das aus einem langsa­ men Abkühlen mit 15°C/h von 860°C auf 600°C besteht, wobei das Mikrogefüge Karbide von 0,2 µm oder weniger hat, die etwa 80% der ge­ samten Karbide darstellen;

Fig. 3B ist eine Elektronenmikroskop-Mikrostrukturauf­ nahme (Vergrößerung 4000×) des oben erwähnten Stahls, der durch ein Behandlungsverfahren A angelassen wurde, das aus einem sehr langsamen Abkühlen von einer nicht unter dem AC1-Umwand­ lungspunkt liegenden Temperatur besteht, wobei das Mikrogefüge Karbide von 0,2 µm oder weniger aufweist, die etwa 30% der gesamten Karbide darstellen;

Fig. 3C ist eine Elektronenmikroskop-Mikrostrukturauf­ nahme (Vergrößerung 4000×) des oben erwähnten Stahls, der durch ein Behandlungsverfahren B angelassen wurde, das im Ausscheiden und Wachs­ tum feiner Karbide besteht, die nach einer Warmverformung aufgelöst wurden, wobei das Mikrogefüge Karbide von 0,2 µm oder weniger hat, die etwa 40% der gesamten Karbide dar­ stellen; und

Fig. 4 ist eine metallmikroskopische Mikrostrukturauf­ nahme, die den Faserfluß an der Kante zwischen der Innenumfangsoberfläche und der Innenboden­ oberfläche einer gemäß dem Verfahren der Erfin­ dung gebildeten tiefen Bohrung zeigt.

Gemäß der Erfindung wurde ein Verfahren, bei welchem eine tiefe Bohrung durch Rückwärtsextrusion eines in Fig. 2A ge­ zeigten Probestücks gebildet wird, als Verfahren zur Aus­ wertung der Schmiedeeignung zusammen mit der vorerwähnten Messung des Grenzschmiedeverhältnisses verwendet. Wie im einzelnen noch erläutert wird, wurden viele Prüfungen hauptsächlich bezüglich des Grenzschmiedeverhältnisses durchgeführt, und das Rückwärtsextrusionsschmieden wurde bei mehreren Proben zur Bestätigung der Schmiedeeignung durchgeführt. Wie schon erwähnt, kann ein Material mit feinen Karbiden von 0,2 µm oder darunter, die höchstens 50% der gesamten Karbide darstellen, wirksam als das Ma­ terial zur Herstellung einer Kraftstoffeinspritzdüse einer Brennkraftmaschine verwendet werden. Tatsächlich ist es je­ doch äußerst schwierig, den Anteil feiner Karbide von 0,2 µm oder darunter bis auf einen Wert unter 50% der ge­ samten Karbide in hochfestem martensitischem Stahl durch eine gewöhnliche Erweichungsanlaßwärmebehandlung zu ver­ ringern. Die Erfinder fanden durch Untersuchungen und Ver­ suche, daß dieser Anteilswert feiner Karbide durch jedes der beiden folgenden Anlaßbehandlungsverfahren A und B erhalten werden kann.

Behandlungsverfahren A

Durchführen einer sehr langsamen Anlaßabkühlung von einer Temperatur, die nicht niedriger als der AC1-Umwandlungs­ punkt ist.

Behandlungsverfahren B

Bewirkung einer Ausscheidung und eines Wachstums feiner Karbide, die nach einer Warmverformung aufgelöst werden.

Es ist jedoch festzustellen, daß die Behandlung A und die Behandlung B für die Verwirklichung der Erfindung nicht un­ erläßlich sind, da es ein oder mehrere andere Verfahren ge­ ben kann, die eine solche Korngrößenverteilung der Karbide ergeben, daß feine Karbide von 0,2 µm oder noch feinere höchstens 50% der gesamten Karbide darstellen.

Die Fig. 3A, 3B und 3C zeigen Mikrogefüge mittels Beobach­ tung durch ein Elektronenmikroskop (Vergrößerung 4000×) eines Stahls mit der folgenden Zusammensetzung, der nach einem üblichen Anlaßbehandlungsverfahren bzw. nach der Be­ handlung A bzw. nach der Behandlung B angelassen wurde.

Insbesondere ist Fig. 3A eine Elektronenmikroskop-Mikroge­ fügeaufnahme eines Stahls mit einer Zusammensetzung mit 0,55 C - 0,1 Si - 0,2 Mn - 12 Cr - 0,3 Mo - 0,1 V, der gemäß einem üblichen Anlaßverfahren angelassen war, das aus langsamer Abkühlung mit 15°C/h von 860°C auf 600°C be­ stand. Dabei hatte das Mikrogefüge Karbide von 0,2 µm oder weniger, die etwa 80% der gesamten Karbide darstellten, und wies ein Grenzschmiedeverhältnis von 70% auf. Fig. 3B ist eine Elektronenmikroskop-Mikrogefügeaufnahme des oben erwähnten Stahls, der nach dem oben erwähnten Behandlungs­ verfahren A angelassen wurde. In diesem Fall stellten die Karbide von 0,2 µm oder weniger im Mikrogefüge etwa 30% der gesamten Karbide dar, und das Grenzschmiedeverhältnis war 79%, bedeutete also eine erhebliche Verbesserung des Grenzschmiedeverhältnisses.

Fig. 3C ist eine Elektronenmikroskop-Mikrogefügeaufnahme des oben erwähnten Stahls, der nach dem oben erwähnten Be­ handlungsverfahren B angelassen wurde. In diesem Fall hatte das Mikrogefüge Karbide von 0,2 µm oder darunter, die etwa 40% der gesamten Karbide darstellten, und ein Grenz­ schmiedeverhältnis von 78%. So wiesen die gemäß den Be­ handlungsverfahren A und B behandelten Stähle eine merk­ liche Verbesserung des Grenzschmiedeverhältnisses im Ver­ gleich mit dem nach dem herkömmlichen Verfahren behandelten Material auf.

Es wird angenommen, daß Karbide in einem Stahl eine plasti­ sche Verformung, d. h. eine Gleitverformung, des Stahls be­ hindern, so daß der Verformungswiderstand gesteigert und so die Härte erhöht werden, wobei die Gefahr des Entstehens von Rissen erhöht wird. Dies kann folgenden Gründen zuge­ schrieben werden. Allgemein sind ein Gleiten und eine Be­ wegung einer Versetzung in Kristallkörnern eng mit den Oberflächen von Karbiden verknüpft. Insbesondere ist der Verformungswiderstand für einen gegebenen (Vol.%-)Gehalt der Karbide um so höher, je größer der Anteil feiner Karbi­ de und je größer deren Gesamtoberfläche sind. Gemäß dem dritten und dem vierten Aspekt der Erfindung wird die Zahl der Karbide mit Abmessungen von höchstens 0,2 µm auf nicht mehr als 50% der gesamten Karbide festgesetzt. Die vorste­ hend erwähnten Werte der Karbidkorngröße und des Anteils der feinen Karbide wurden als steuerbare Werte bestimmt, die durch experimentelle Herstellungen nach mehreren Wärme­ behandlungsverfahren bestätigt wurden. Die Schwellenkorn­ größe für die Feinheit der Karbide wird mit einem Durchmes­ ser von 0,2 µm festgelegt.

Die Begrenzung der feinen Karbide von 0,2 µm oder darunter, die höchsten 50% der gesamten Karbide darstellen, ist ein wesentliches Erfordernis zur Ermöglichung der Herstellung einer Kraftstoffeinspritzdüse, die an keiner Rißbildung leidet.

Durch Verringern des Anteils der feinen Karbide an den ge­ samten Karbiden, wie oben angegeben, ist es möglich, das Grenzschmiedeverhältnis zu verbessern und die Härte zu ver­ ringern, wodurch es möglich wird, die Düse durch Kalt­ schmieden herzustellen. Es wurde auch bestätigt, daß die Herstellung einer Kraftstoffeinspritzdüse aus dem Material des beschriebenen Typs wesentlich erfordert, daß das Grenz­ schmiedeverhältnis wenigstens 75% ist und daß die Härte im angelassenen Zustand höchstens HB 157 ist. Diese Grenzwerte werden daher als die kritischen Grenzwerte bei der vorlie­ genden Erfindung verwendet.

Mit anderen Worten könnten die bekannten Techniken keinen martensitischen nichtrostenden Stahl ergeben, der gleich­ zeitig das Erfordernis einer Härte von wenigstens HRC 57 nach der Wärmebehandlung und der Härte von höchstens HB 157 im angelassenen Zustand erfüllt, und auch keinen martensi­ tischen nichtrostenden Stahl ergeben, der gleichzeitig die Bedingung einer Härte von wenigstens HRC 58 nach der Wärme­ behandlung und eines Grenzschmiedeverhältnisses von wenig­ stens 75% erfüllt.

Wie zuvor erwähnt, ist der Grenzschmiedeverhältniswert von 75% denen im wesentlichen gleichwertig, die bei Niedrig­ legierungsstählen vorliegen, die üblicherweise zur Bildung anderer mechanischer Teile durch Kaltschmieden verwendet werden, wie z. B. SCr 420, SCr 440 usw.

Damit das Material für Kraftstoffeinspritzdüsen das erfor­ derliche Niveau der Kaltschmiedeeignung hat, ist es wich­ tig, die Gehalte an Legierungselementen sowie an unvermeid­ lichen Verunreinigungen in der Stahlzusammensetzung zu mi­ nimieren. Gleichzeitig ist jedoch ein Zusatz von Mindestle­ gierungselementen, wie z. B. C, Cr, Mo usw., erforderlich, um gleichzeitig eine der von JIS SUS 440C äquivalente Anti­ rosteigenschaft und eine Härte von wenigstens HCR 57 nach der Wärmebehandlung zu erreichen. Bezüglich der Wärmebe­ handlungsbedingungen sollte, wenn ein Vakuumofen als Ab­ schreckofen verwendet wird, das Material eine solche Ab­ schreckeigenschaft haben, daß das Material durch 10 Minuten Halbtemperaturabkühlung genügend abgeschreckt wird, d. h. durch eine Abschreckbehandlung, bei der die Temperatur in 10 Minuten von der Abschrecktemperatur auf eine Temperatur gesenkt wird, die 1/2 der Abschrecktemperatur ist. Ein Zu­ satz von Legierungselementen, wie z. B. Mn, Mo, W und V, ist auch erforderlich, um ein solches Niveau der Abschreck­ eignung zu erreichen. Die Kraftstoffeinspritzdüse und -nadel einer Brennkraftmaschine werden bei verhältnismäßig niedriger Temperatur verwendet. Das Tempern kann daher bei 150 bis 200°C durchgeführt werden. Für diese Anforderungen wird die im vierten Aspekt der Erfindung definierte Zusam­ mensetzung vorzugsweise in den ersten bis dritten Aspekten sowie den fünften und sechsten Aspekten der Erfindung ver­ wendet.

Es folgt nun eine Beschreibung der Gründe der Beschränkun­ gen der Gehalte (Gewichtsprozente) an Elementen des hoch­ festen martensitischen Stahls, der als das Material einer Kraftstoffeinspritzdüse oder -nadel verwendet wird, das bei der Erfindung verwendet wird.

Kohlenstoff ist ein Element, das im wesentlichen enthalten ist, um ein erforderliches Festigkeitsniveau zu erreichen. Im einzelnen ändert, wenn das Abschrecken durchgeführt wird, Kohlenstoff den größten Teil der Matrixphase in mar­ tensitisches Gefüge und wird im martensitischen Gefüge un­ ter Verbesserung der Festigkeit aufgelöst. Damit die Härte von HRC 57 oder mehr bzw. HCR 58 oder mehr im wärmebehan­ delten Zustand erreicht wird, um die Anforderungen der Er­ findung zu erfüllen, sollte der Kohlenstoffgehalt wenig­ stens 0,4% sein. Andererseits bewirkt ein 0,6% überstei­ gender Kohlenstoffgehalt einen Anstieg an Karbid, wodurch es schwierig wird, das Grenzschmiedeverhältnis von 75% zu erreichen. Daher wird der Kohlenstoffgehalt auf 0,4 bis 0,6% festgesetzt.

Si ist ein Element, das im wesentlichen als ein Desoxida­ tionselement des Stahls verwendet wird. Jedes übermäßige Si wird dagegen in der Matrix gelöst, so daß die Kaltverform­ barkeit beeinträchtigt wird. Der Si-Gehalt sollte daher möglichst gering sein. Aus diesen Gründen wird der Si- Gehalt auf höchstens 0,5% festgesetzt.

Mn wird beim Stahlschmelz-Formverfahren, ähnlich dem Si, auch als ein Desoxidationselement zugesetzt. Dieses Element liefert auch einen Effekt zur Verbesserung der Abschreck­ eignung. Dieses Element beeinträchtigt jedoch merklich die Kaltverformbarkeit, und daher sollte sein Gehalt möglichst gering sein. Der Gehalt dieses Elements wird daher auf höchstens 0,5 Gew.% beschränkt.

Cr ist ein wichtiges Element, da es einen Oxidfilm auf der Materialoberfläche bildet und dadurch die Korrosionsbestän­ digkeit und Antirosteigenschaft verbessert. Unter Berück­ sichtigung des Erfordernisses einer hohen Antirosteigen­ schaft, die wenigstens der des herkömmlich verwendeten JIS SUS 440C äquivalent ist, wird der Cr-Gehalt in Beziehung zum C-Gehalt vorzugsweise mit 8,0% oder mehr festgesetzt, wodurch sich ein Cr-Prozentsatz in der Matrix ergibt, die dem in JIS SUS 440C äquivalent ist. Ein zu hoher Cr-Gehalt hindert jedoch eine Verringerung der Härte während des An­ lassens und beeinträchtigt so die Kaltverformbarkeit. Der Cr-Gehalt sollte daher 13% nicht überschreiten.

W und Mo dienen wirksam zur Verbesserung der Abschreckei­ genschaft. Diese Elemente werden, wenn das Material wärme­ behandelt wird, in der Matrix gelöst, so daß sie die Kor­ rosionsbeständigkeit verbessern. Diese Elemente sind beson­ ders erforderlich, wenn der Stahl der Erfindung in einem Vakuumofen wärmebehandelt wird, um die Abschreckeigenschaft des Produkts zu verbessern.

Zu hohe Gehalte an W und Mo beeinträchtigen ungünstig die Kaltverformbarkeit. Es wird daher bevorzugt, daß W und/oder Mo in einer Menge von 0,1 bis 2%, als (W/2 + Mo) gerech­ net, zugesetzt werden.

V und Nb sind Elemente, die eine Vergröberung der Kristall­ körner während der Abschreckerhitzung verhindern und damit die mechanischen Eigenschaften verbessern. Wenn die Gehalte dieser Elemente zu hoch sind, werden jedoch harte Karbide gebildet, die die Kaltverformbarkeit ungünstig beeinflus­ sen. V und/oder Nb werden daher nach Bedarf in einer Menge von 0,05 bis 1,0%, als (Nb/2 + V) gerechnet, zugesetzt.

Co ist ein Element, das die Korrosionsbeständigkeit wirksam verbessert, während es, wenn als Material einer Kraftstoff­ einspritzdüse verwendet, den Reibungskoeffizient zwischen dem Düsensitz und der dazu passenden Nadel verringert. Die­ ses Element neigt jedoch zur Beeinträchtigung der Härte nach dem Anlassen, so daß die Kaltverformbarkeit beein­ trächtigt wird. Der Gehalt dieses Elements wird daher im Bereich von 0,2 bis 2,0% festgelegt.

Gehalte an Verunreinigungen, wie z. B. P und S, sollten auch im Stahl der Erfindung minimiert werden.

Das Schmieden des Rohmaterials zum Bilden einer tiefen Boh­ rung durch Rückwärtsextrusion verwendet einen Stempel. Der Stempel neigt zum Bruch aufgrund einer Ausknickung als Er­ gebnis des Auftretens einer hohen Ausknickbeanspruchung da­ rin. Außerdem neigt die Außenumfangskante des Endes des Stempels zum Verschleiß aufgrund der Reibung mit der akti­ ven erzeugten Oberfläche des Werkstücks, das gelocht wird.

Insbesondere bei der Herstellung einer Kraftstoffeinspritz­ düse gemäß der Erfindung zeigt das verwendete Material einen Verformungswiderstand, der viel höher als der vorher von SCr 420, SCr 440 od. dgl. gezeigte ist, obwohl die Rißbildungsneigung dank des Grenzschmiedeverhältnisses von wenigstens 75% unterdrückt wird. Infolgedessen erfährt die Außenumfangskante des Stempelendes während des Schmiedens einen starken Abrieb. Die Erfinder überprüften verschiedene Stempelmaterialien und fanden, daß zementierte Karbidlegie­ rungen geeignet als das Stempelmaterial wegen der ausge­ zeichneten Abriebfestigkeit verwendet werden.

Beispiele

Beispiele der Ausführungsarten der Erfindung werden nun be­ schrieben.

Die Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der bei einem Versuch verwendeten martensitischen nichtrosten­ den Stähle. Die Proben A bis J haben Zusammensetzungen, die die Erfordernisse des vierten Aspekts der Erfindung erfül­ len, während die Proben P bis W nicht in die durch den vierten Aspekt der Erfindung festgelegten Bereiche fallen. Die Proben P bis W werden daher unter dem Begriff "Ver­ gleichsstahl" erfaßt. Im einzelnen entspricht der Ver­ gleichsstahl P JIS 420 J2, R entspricht JIS SUS 440A, S entspricht JIS SUS 440B, T entspricht JIS SUS 440C, und W entspricht SCr 440.

Jeder Probenstahl wurde zur Verringerung des Durchmessers auf 14 mm warmverformt. Probestücke jeder solcher warmver­ formten Probe wurden einer üblichen Wärmebehandlung, die aus langsamer Abkühlung von 860°C auf 600°C mit 15°C/h bestand, bzw. der vorerwähnten Behandlung B unterworfen. Auch die vorerwähnte Behandlung A wurde außer der Behand­ lung B mit der Probe J durchgeführt. In der Tabelle 2, die später erwähnt wird, ist das Probestück der Probe J, die entsprechend der Behandlung B behandelt wurde, als J1 ge­ zeigt, während das nach der Behandlung A behandelte Probe­ stück mit J2 zur Unterscheidung bezeichnet ist. Jedes Pro­ bestück wurde einer Messung der Brinell-Härte (HB) sowie der Messung des Grenzschmiedeverhältnisses unterworfen. Zu­ sätzlich wurden die Verhältnisse oder Anteile feiner Kar­ bide von 0,2 µm oder darunter im Vergleich mit den gesamten Karbiden bei ausgewählten Probestücken gemessen. Unter den Probestücken, die die Behandlung B oder A durchmachten, wurden die Probestücke der Proben A bis J2 und P bis V einer Behandlung unterworfen, die die Schritte einer 45- minütigen Erhitzung auf 1050°C, eines Abschreckens durch Blasen von 3-bar-Stickstoffgas (dies entspricht einer 10- Minuten-Halbtemperaturabschreckung) und einer nachfolgenden Kältebehandlung vorsah, die aus einem 2-stündigen Halten bei -78°C mit nachfolgendem 2-stündigem Tempern bei 180°C bestand. Das Probestück der Probe W wurde nach der Behand­ lung B einer Wärmebehandlung unterworfen, die aus 30 Minu­ ten Erhitzen bei 850°C mit nachfolgender Ölabschreckung und einem anschließenden 2-stündigen Anlassen bei 560°C bestand. Dann wurden die Härteniveaus (HRC) der so behan­ delten Probestücke gemessen.

Die Messung des Grenzschmiedeverhältnisses wurde unter Ver­ wendung von Probestücken mit 6 mm Durchmesser und 9 mm Länge auf einer 50-t-Amsler-Prüfmaschine durchgeführt, wobei das Schmiedeverhältnis in abgestufter Weise mit einem Schritt von 2% unter Aufhebung der Last und durch visuel­ les Überprüfen auf Rißbildung nach jeder Steigerung des Schmiedeverhältnisses gesteigert wurde. Im einzelnen wurde ein vorbereitender Versuch durchgeführt, um die Rißbil­ dungsbelastungshöhe roh vorherzusagen, und die Belastung wurde schrittweise um 2% erhöht, wobei jedesmal von einem Wert begonnen wurde, der 15% niedriger als der der vorher­ gesagten Rißbildungsbelastungshöhe war. Um die oberen und unteren Seiten des Probestücks festzuhalten, wurden die oberen und unteren Formen in einer Weise ähnlich Wachstums­ ringen von Baumstämmen geklemmt.

Das Verhältnis der Zahl feiner Karbide von 0,2 µm oder darunter zu den gesamten Karbiden wurde durch Analyse eines Bildes bestimmt, das durch eine Elektronenmikroskopaufnahme bei 10000-facher Vergrößerung erhalten wurde.

*) M80: Nicht weniger als 80.
**) Die Proben A bis J1, J2 und P bis V wurden einer Be­ handlung unterworfen, die aus einem 45minütigen Er­ hitzen auf 1050°C, Abkühlen durch 3-bar-N₂, 2stündi­ ger Frostbehandlung bei -78°C und 2stündigem Tempern bei 180°C bestand. Die Probe W wurde einer 30minüti­ gen Erhitzung bei 850°C mit nachfolgendem Ölabschrec­ ken und anschließendem Tempern bei 560°C unterworfen.
***) Antirosteigenschaft: Es wurde ein 2stündiger Salz­ sprühtest entsprechend JIS Z2371 durchgeführt. Eine der von JIS SUS 440C gleichwertige Antirosteigenschaft wird mit B bezeichnet. Eine bessere Antirosteigenschaft aufweisende Proben sind durch A markiert. Die Markie­ rungen C bzw. D bedeuten, daß die Antirosteigenschaft schlechter bzw. viel schlechter als B ist.

Die Ergebnisse des Tests sind in der Tabelle 2 gezeigt. In der Tabelle 2 bedeuten in Klammern gezeigte Werte durch die Behandlung A oder B verringerte Brinell-Härtewerte oder durch die Behandlung A oder B verbessertes Grenzschmiede­ verhältnis (%). Die folgenden Tatsachen sind dieser Tabelle entnehmbar.

Bezüglich der Probestähle A, D, F und J der Erfindung und der Vergleichsprobestähle P, S, U und W übersteigt das Ver­ hältnis der feinen Karbide von 0,2 µm oder feiner zu den gesamten Karbiden 50% mit Ausnahme des Falls des Ver­ gleichsprobenstahls W, wenn ein herkömmliches Anlaßverfah­ ren angewandt wird. Der Wert dieses Verhältnisses wird je­ doch auf 50% oder weniger bei allen Probestählen der Er­ findung und Vergleichsprobenstählen verringert, wenn das Anlassen durch die Behandlung B durchgeführt wird. Diese Behandlung ergibt auch ein hohes Grenzschmiedeverhältnis von 75% oder mehr bei allen Probestählen der Erfindung und den Vergleichsprobestählen P und W. Jedoch wird das Erfor­ dernis eines Grenzschmiedeverhältnisses von 75% oder höher durch den Vergleichsprobenstahl S aufgrund eines zu hohen Kohlenstoff- und eines hohen Cr-Gehalts und durch den Ver­ gleichsprobenstahl U aufgrund des zu hohen Mo-Gehalts nicht erfüllt. Die Probestähle der Erfindung und die Vergleichs­ probenstähle zeigen, wenn sie gemäß der Behandlung B oder A behandelt sind, eine Erweichung der Brinell-Härte um 5 bis 13 und -4 bis 10, um 8,8 und 5,0 im Durchschnitt. Alle Probestähle gemäß der Erfindung, die nach der Behandlung B oder A behandelt wurden, erzielten eine Brinell-Härte von HB 157 oder darunter und 75% übersteigende Grenzschmiede­ verhältniswerte.

Die oben beschriebenen überlegenen Effekte können der Tat­ sache zugeschrieben werden, daß die Ausscheidung feiner Karbide von 0,2 µm oder darunter durch die Behandlung A oder B verringert wird, so daß die Durchschnittsferrit­ reichweite gesteigert wird, wodurch die plastische Verform­ barkeit entsprechend verbessert wird. Die Vergleichsproben­ stähle außer W zeigten eine Verbesserung des Grenzschmiede- Verhältnisses als Ergebnis der Behandlung B, doch wird die Anforderung des Grenzschmiedeverhältnisses von 75% oder darüber nur durch P und W erfüllt.

Es versteht sich, daß alle Probestähle der Erfindung eine HRC-Härte von 58 oder darüber nach der Wärmebehandlung auf­ weisen. Der Vergleichsprobenstahl P zeigt eine Härte von HB 157 oder darunter als Ergebnis der Behandlung B, so daß das Grenzschmiedeverhältnis auf über 75% erhöht wird. Der Vergleichsprobenstahl P zeigt dagegen ein niedriges Härte­ niveau nach der Wärmebehandlung wie im Fall des Vergleichs­ probenstahls W und fällt daher nicht in den Bereich der Er­ findung. Die Vergleichsprobenstähle außer P und W zeigen keine Härteniveaus von HB 157 oder darunter auch nach der Behandlung B, und die Werte des Grenzschmiedeverhältnisses sind nicht höher als 75%. Die niedrigen Werte des Grenz­ schmiedeverhältnisses dieser Vergleichsprobenstähle werden den chemischen Zusammensetzungen zugeschrieben.

Wie zuvor festgestellt, ist der Vergleichsprobenstahl W ein dem Maschinenbaustahl SCr 440 gleichwertiges Material. Die­ ses Material zeigt ein überlegenes Grenzschmiedeverhältnis von 76%, auch wenn es entsprechend einem üblichen Anlaß­ verfahren angelassen wurde. Es ergibt sich jedoch keine weitere Verbesserung des Grenzschmiedeverhältnisses, auch wenn dieses Material gemäß der Behandlung B behandelt wird.

Die Tabelle 2 zeigt auch die Ergebnisse eines Salzsprüh­ tests, der zur Untersuchung der Antirosteigenschaften durchgeführt wurde. Eine der von JIS SUS 440C gleichwertige Antirosteigenschaft ist mit B bezeichnet. Eine bessere Antirosteigenschaft zeigende Proben sind mit A bezeichnet. Die Bezeichnungen C bzw. D zeigen, daß die Antirosteigen­ schaft schlechter bzw. viel schlechter als B ist. Alle Probestähle, die der Erfindung entsprechen, zeigten Anti­ rosteigenschaften der Einstufung B und erfüllten somit ein der von SUS 440C gleichwertige Korrosionsbeständigkeit.

Die Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse einer experimentellen Herstellung einer Einspritzdüse durch Schmieden. Fünf Pro­ bestücke wurden dem Test unterworfen. Eine tiefe Bohrung einer Einspritzdüse, wie sie in Fig. 2B gezeigt ist, wurde durch einen einzigen Kaltschmiedeschritt mit einer zemen­ tierten Karbidlegierung gebildet. Die Auswertung wurde be­ züglich einer Rißbildung in den Probestücken und auch be­ züglich des Stempeloberflächendrucks ausgeführt, der sich an der Endfläche des Stempels während des Schmiedens ent­ wickelte. Die Probestücke wurden aus dem Probestahl E der Erfindung nach der Behandlung A, dem gleichen Stahl E nach der Behandlung B, dem gleichen Stahl E nach Behandlung ge­ mäß einem üblichen Anlaßverfahren, das aus langsamem Abküh­ len von 860°C bestand, und dem Vergleichsprobenstahl V nach der Behandlung B hergestellt.

Wie man aus der Tabelle 3, die die Ergebnisse der experi­ mentellen Herstellung zeigt, ersieht, wurde die Bildung tiefer Bohrungen durch Schmieden erfolgreich ohne jede Riß­ bildung mit dem Probestahl E der Erfindung, der mit der Be­ handlung A oder B behandelt war, durchgeführt. Im Gegensatz dazu wurden feine Risse und ein hoher Stempeloberflächen­ druck im Probestück des nach dem üblichen Anlaßverfahren behandelten Stahls E und den Probestücken des durch die Be­ handlung V behandelten Vergleichsprobenstahls B beobachtet. Zweckmäßig sollte der Stempeloberflächendruck auf einem Niveau von höchstens 300 kgf/mm² gehalten werden. Der Stempeloberflächendruck wird durch die Behandlung A oder B wirksam verringert.

Ein ähnlicher Tiefbohrungs-Schmiedetest wurde auch unter Verwendung eines Stempels aus einem Hochgeschwindigkeits­ werkzeugstahl mit dem Probestahl E der Erfindung durchge­ führt. Als Ergebnis wurde bestätigt, daß eine Massenproduk­ tion einer Kraftstoffeinspritzdüse unter Verwendung dieses Stempeltyps möglich ist, obwohl ein geringer Abrieb an der Umfangskante des Stempels beobachtet wurde.

Fig. 4 ist eine metallurgische Mikroskopaufnahme eines Mikrogefüges (Vergrößerung 100×), das den Faserfluß im Kantenbereich zwischen der Innenumfangsfläche und der Innenbodenfläche des kaltgeschmiedeten Probestücks des Probenstahls E der Erfindung zeigt. Man versteht, daß der Faserfluß der Innenumfangsfläche bzw. der Innenbodenfläche folgt.

Tabelle 3

Wie beschrieben wurde, klärte die Erfindung die Merkmale auf, die für die Materialien erforderlich sind, die zur Herstellung einer Kraftstoffeinspritzdüse für eine Brenn­ kraftmaschine durch Schmieden zu verwenden sind, wobei die Verteilung von Karbiden in einem hochfesten nichtrostenden Stahl verbessert wird, so daß ein Material zur Verfügung gestellt wird, das eine niedrige Härte und ein hohes Grenz­ schmiedeverhältnis aufweist, die durch die bekannten Tech­ niken niemals erreicht werden konnten.

So trägt die Erfindung zur Verringerung der Herstellungs­ kosten von Maschinen des Brennstoffeinspritztyps bei, die in der Zukunft vermutlich populärer werden. Obwohl die Er­ findung unter besonderer Berücksichtigung einer Kraftstoff­ einspritzdüse für eine Brennkraftmaschine beschrieben wurde, ist es klar, daß die Erfindung auch auf eine Nadel angewandt werden kann, die in Verbindung mit der Einspritz­ düse verwendet wird.

Claims (6)

1. Hochfester nichtrostender Stahl zur Verwendung als ein Material einer Kraftstoffeinspritzdüse einer Brenn­ kraftmaschine, dadurch gekennzeichnet, daß er ein angelassener martensitischer nichtrostender Stahl ist, der eine Härte von wenigstens HRC 58 nach Abschreck- und Temperwärmebehandlung hat, und daß das Grenzschmiedeverhältnis des angelassenen martensiti­ schen nichtrostenden Stahls wenigstens 75% ist.

2. Hochfester nichtrostender Stahl zur Verwendung als ein Material einer Kraftstoffeinspritzdüse einer Brenn­ kraftmaschine, dadurch gekennzeichnet, daß er ein angelassener martensitischer nichtrostender Stahl ist, der eine Härte von wenigstens HRC 57 nach Abschreck- und Temperwärmebehandlung hat, und daß die Härte des angelassenen martensitischen nichtrostenden Stahls höchstens HB 157 ist.

3. Hochfester nichtrostender Stahl zur Verwendung als ein Material einer Kraftstoffeinspritzdüse einer Brenn­ kraftmaschine, dadurch gekennzeichnet, daß er ein angelassener martensitischer nichtrostender Stahl ist, der eine Härte von wenigstens HRC 57 nach Abschreck- und Temperwärmebehandlung hat, daß die Zahl der Karbide mit Abmessungen von 0,2 µm oder weniger höchstens 50% der gesamten Karbide darstellt und daß das Grenzschmiedeverhältnis des angelassenen martensi­ tischen nichtrostenden Stahls wenigstens 75% oder dessen Härte höchstens HB 157 ist.

4. Hochfester nichtrostender Stahl zur Verwendung als ein Material einer Kraftstoffeinspritzdüse einer Brenn­ kraftmaschine, dadurch gekennzeichnet, daß er eine gewichtsmäßige chemische Zusammensetzung aus 0,4-0,6% C, höchstens 0,5% Si, höchstens 0,5% Mn, 8,0-13,0% Cr, 0,1-2,0% W und/oder Mo, als (W/2 + Mo) gerechnet, 0,05-1,0% Nb und/oder V, als (Nb/2 + V) gerechnet, 0,2-2,0% Co, Rest Fe und zu­ fälligen Verunreinigungen hat und daß die Zahl der Kar­ bide mit Abmessungen von 0,2 µm oder weniger höchstens 50% der gesamten Karbide darstellt.

5. Kraftstoffeinspritzdüse für eine Brennkraftmaschine, dadurch gekennzeichnet, daß sie durch Schmieden derart geformt ist, daß der Faserfluß an der Kante zwischen der Innenseitenwand­ oberfläche und der Innenbodenoberfläche der tiefen Boh­ rung der Düse den Richtungen der Innenseitenwandober­ fläche und der Innenbodenoberfläche folgt, und daß die Düse eine Härte von wenigstens HRC 57 hat.

6. Verfahren zum Formen einer Kraftstoffeinspritzdüse für eine Brennkraftmaschine, gekennzeichnet durch die Schritte:
Herstellen eines martensitischen nichtrostenden Stahls nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 4 als des Mate­ rials,
Bilden einer tiefen Bohrung in einem Rohling dieses Ma­ terials durch Schmieden nach einem Rückwärtsextrusions­ verfahren, und
Durchführen einer Abschreck- und Temperwärmebehandlung derart, daß eine Härte von wenigstens HRC 57 erhalten wird.