(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒを５〜６重量％、Ｍｏを１．０〜１．３重量％、Ｖを０．１重量％以上それぞれ含有した鋼よりなる燃料噴射弁体をガス窒化処理するガス窒化処理方法において、
前記燃料噴射弁体の窒化を行う第１工程を、処理温度を５２５〜５３５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を３５〜４５％に設定し、且つ、そのときの処理時間を２〜４時間に設定し、
次いで、前記第１工程完了後に前記燃料噴射弁体の窒素の拡散を行う第２工程を、処理温度を５５５〜５６５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を１５〜２５％に設定し、且つ、そのときの処理時間を１４〜１６時間に設定していることを特徴とする燃料噴射弁体のガス窒化処理方法。
【請求項２】
前記請求項１に記載の燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて処理されることを特徴とする燃料噴射弁体。
【請求項３】
Ｃｒを４．５〜５．５重量％、Ｍｏを０．４〜０．６重量％それぞれ含有した鋼よりなる燃料噴射弁体をガス窒化処理するガス窒化処理方法において、
前記燃料噴射弁体の窒化を行う第１工程を、処理温度を５１５〜５２５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を６５〜７０％に設定し、且つ、そのときの処理時間を５〜７時間に設定し、
次いで、前記第１工程完了後に前記燃料噴射弁体の窒素の拡散を行う第２工程を、処理温度を５４０°Ｃに設定していることを特徴とする燃料噴射弁体のガス窒化処理方法。
【請求項４】
前記請求項３に記載の燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて処理されることを特徴とする燃料噴射弁体。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、燃料噴射弁体およびこれをガス窒化処理するガス窒化処理方法に関し、特に、ガス窒化処理した際に生成される燃料噴射弁体表面の白層を有効利用する対策に係わる。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）およびＶ（バナジウム）などの窒化物形成元素を多量に含むガス窒化（アンモニア純窒化）処理材は、ガス窒化処理工程においてその処理材表面に生成される白層が脆く剥離する危険性が高いため、研削などにより除去して使用されている。
【０００３】
特に、燃料噴射弁体などのガス窒化処理材にあっては、ガス窒化処理工程の後に白層を熱化学的に分解除去する熱化学的分解除去工程を追加することが行われている。
【０００４】
また、燃料噴射弁体などのガス窒化処理材では、白層を生じさせない特殊ガス窒化処理を施す特殊窒化法も採択されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、近年より、ディーゼルエンジンの高出力化に伴う噴口付近の温度の高温化、燃料の粗悪化傾向に伴う低温腐食の増大、排ガス規制への対応などにより、燃料噴射弁体の耐久性の向上が要求されている。その場合、上述の如き従来の窒化処理工法では、以下に示すような課題が存在している。
【０００６】
つまり、白層の熱化学的分解除去では、分解窒素を外部へ放出する脱窒現象を伴うため、表層部の窒素濃度が低下する。そのため、表面硬さが低下するとともに、表面残留応力の引張応力化によって、マイクロクラックを伴い、疲労強度の低下、噴口損傷（耐エロージョン性）の増大、および低温腐食の増大を招き、耐久性並びに耐圧性が阻害されることになる。
【０００７】
また、白層を生じさせない特殊窒化法では、窒化層の窒索濃度を高めることができず、耐久性の向上が期待できない。
【０００８】
本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、表層部の窒素濃度を確保し、表面硬さおよび疲労強度の向上、並びに耐久性および耐圧性を向上し得るように白層を丈夫で有効利用可能な形態にすることができる燃料噴射弁体およびそのガス窒化処理方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、請求項１に係わる発明が講じた解決手段は、Ｃｒを５〜６重量％、Ｍｏを１．０〜１．３重量％、Ｖを０．１重量％以上それぞれ含有した鋼よりなる燃料噴射弁体をガス窒化処理するガス窒化処理方法として、前記燃料噴射弁体の窒化を行う第１工程を、処理温度を５２５〜５３５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を３５〜４５％に設定し、且つ、そのときの処理時間を２〜４時間に設定し、次いで、前記第１工程完了後に前記燃料噴射弁体の窒素の拡散を行う第２工程を、処理温度を５５５〜５６５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を１５〜２５％に設定し、且つ、そのときの処理時間を１４〜１６時間に設定している。
【００１０】
この特定事項により、高窒化硬さを得る上で、窒化物形成元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなど）を総量で６重量％以上含有する高合金鋼が必要となるため、窒化性を考慮してＣｒを５〜６重量％含有する鋼を選定し、耐低温腐食性の面から耐硫酸性向上元素であるＭｏを１．０〜１．３重量％必要であると考え、これに窒化促進元素であるＶを０．１重量％添加して、ガス窒化処理するようにしている。
【００１１】
このとき、白層性状の改善に必要なファクタである第１工程での処理温度は、窒化処理温度に対する表面粗さの関係に基づいてカーボンフラワーの付着軽減に有効な５２５〜５３５°Ｃに設定されている。そして、白層中のボイド欠陥を解消する上で、残留アンモニア濃度を窒化処理温度との関係に基づいて３５〜４５％に大幅に低濃度化させ、処理時間も２〜４時間の短時間で行うようにしている。これにより、燃料噴射弁体の表面に生成される白層は、ボイド欠陥の発生のない比較的靭性に富むＦｅ3Ｎ主体（Ｆｅ4Ｎ２０％以下）の丈夫で緻密な層にすることが可能となり、従来法の欠点である分解窒素を外部へ放出する脱窒現象の解消によって表層部の窒素濃度の向上、表面残留応力の圧縮化によるマイクロクラックの防止によって疲労強度の向上、噴口損傷（耐エロージョン性）の向上、並びに低温腐食の低減によって耐久性および耐圧性の向上を図り得る燃料噴射弁体を提供することが可能となる。しかも、白層が緻密な層となることから、耐硫酸性能の向上を図り得る燃料噴射弁体を提供することも可能となる。さらに、ガス窒化処理工程の後に白層を分解除去するための熱化学的分解除去工程が不要となり、燃料噴射弁体のガス窒化処理方法の簡単化および処理時間の短縮化を図ることが可能となる。
【００１２】
更に、前記請求項１は、第１工程完了後に、これに次いで、前記燃料噴射弁体の窒素の拡散を行う第２工程を、処理温度を５５５〜５６５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を１５〜２５％に設定し、且つ、そのときの処理時間を１４〜１６時間に設定している。これにより、ボイド欠陥の存在しないＦｅ3 Ｎ主体（Ｆｅ4 Ｎ２０％以下）の丈夫で緻密な表面窒化物層（白層）とともに、その窒化拡散層のビッカース硬さが十分に確保し得る高窒化硬さとなるように燃料噴射弁体の表面層に形成することが可能となる。
【００１３】
そして、請求項２に記載したように、前記請求項１に記載の燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて処理した燃料噴射弁体は、その表面にボイド欠陥の発生がなく比較的靭性に富むＦｅ3 Ｎ主体の丈夫で緻密な白層が生成され、従来法の欠点である脱窒現象の解消により表層部の窒素濃度の向上、マイクロクラックの防止による疲労強度の向上、耐エロージョン性の向上、低温腐食の低減による耐久性および耐圧性の向上を図ることが可能となる。しかも、第１工程完了後に第２工程で拡散を行うことで、燃料噴射弁体の窒化拡散層を十分なビッカース硬さに確保し得るような高窒化硬さを備えた機能上必要とする窒化拡散層深さにすることが可能となる。
【００１４】
次に、請求項３に係わる発明が講じた解決手段は、Ｃｒを４．５〜５．５重量％、Ｍｏを０．４〜０．６重量％それぞれ含有した鋼よりなる燃料噴射弁体をガス窒化処理するガス窒化処理方法として、前記燃料噴射弁体の窒化を行う第１工程での処理温度を５１５〜５２５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を６５〜７０％に設定し、且つ、そのときの処理時間を５〜７時間に設定し、次いで、前記第１工程完了後に前記燃料噴射弁体の窒素の拡散を行う第２工程を、処理温度を５４０°Ｃに設定している。
【００１５】
この特定事項により、靭性に富むＦｅ4Ｎ主体の白層を得る上で、窒化物形成元素（Ｃｒ、Ｍｏなど）の含有量を総量で５〜６重量％に低減する必要があるので、高窒化硬さを確保するためには窒化硬さの低下を考慮して少なくとも５５０°Ｃの耐熱性を有する鋼が必要であり、このことから、Ｃｒを４．５〜５．５重量％含有する鋼を選定し、耐低温腐食性の面から耐硫酸性向上元素であるＭｏを０．４〜０．６重量％添加して、ガス窒化処理するようにしている。
【００１６】
このとき、白層性状の改善に必要なファクタである第１工程での処理温度は５１５〜５２５°Ｃに設定され、残留アンモニア濃度を６５〜７０％に高濃度化したままで、処時間も５〜７時間で行うようにしている。そして、第２工程での処理温度を５４０°Ｃに設定して窒素の拡散を行っている。これにより、燃料噴射弁体の表面に生成される白層は、第１工程において生成されたＦｅ3Ｎ（Ｆｅ4Ｎ２０％以上）主体のものから、第２工程において靭性のあるＦｅ4Ｎ（Ｆｅ3Ｎ２０％以下）主体の頑丈な層に転換されることになり、転換後は十分な窒化拡散層硬さと拡散層深さとを保有するものとなる。このため、ガス窒化処理後に、放電、レーザ等により噴口加工が行われても、この噴口加工時の熱衝撃に白層が十分に絶えられ、噴口コーナー部を起点とした欠けやヘアラックの発生が防止され、ガス窒化処理後の噴口加工を円滑に行うことが可能となる。しかも、噴口加工前に白層を熱化学的に分解除去する熱化学的分解除去が不要となり、燃料噴射弁体のガス窒化処理方法の簡単化および処理時間の短縮化を図ることが可能となる。
【００１７】
そして、請求項４に記載したように、前記請求項３に記載の燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて処理した燃料噴射弁体では、その表面に靭性に富むＦｅ4 Ｎ主体の頑丈な白層が生成される。このため、ガス窒化処理後に、放電、レーザ等により噴口加工を行っても、この噴口加工時の熱衝撃に白層が十分に絶えて、噴口コーナー部を起点とした欠けやヘアラックの発生を防止し、燃料の噴霧性状を円滑に保持することが可能となる。しかも、第１工程完了後の第２工程での処理温度を５４０°Ｃに設定して拡散を行うことで、燃料噴射弁体の窒化拡散層の硬さを十分なビッカース硬さとなるような硬度（高窒化硬さ）と深さにすることが可能となる。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて説明する。
【００１９】
＜第１の実施の形態＞
図１は本発明の第１の実施形態に係わる燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて処理される燃料噴射弁体を示している。
【００２０】
図１において、燃料噴射弁体１は、図示しない芯弁が軸線方向へ往復動自在に挿通される挿通穴（芯弁穴）１１を備え、この挿通穴１１の底部（図１では下端部）に芯弁を着座させる弁シート部１２が設けられている。この弁シート部１２よりも上側（図１では上部側）には、挿通穴１１内に燃料を供給する燃料供給孔１３が設けられている。また、弁シート部１２よりも底部側（図１では下部側）には、芯弁の非着座時に燃料供給孔１３から供給された燃料を噴射する噴口１４，…が設けられている。この燃料供給孔１３は、芯弁が往復動する挿通穴１１の軸線方向に対し若干の傾斜角度を存して斜め方向から鋭角（たとえば１０°未満）に挿通穴１１に連通するようになっている。この場合、挿通穴１１に対し燃料供給孔１３が連通する付近の肉厚（図１に○で囲む）は、この両者（挿通穴１１および燃料供給孔１３）が鋭角に交わるものであるが故に、燃料噴射弁体１の高圧部中最小の厚さの薄肉部がＡに形成されている。
【００２１】
ここで、燃料噴射弁体１のガス窒化処理（アンモニア純窒化）方法の一例を図２に基づいて説明する。
【００２２】
燃料噴射弁体１としては、高窒化硬さ（ビッカース硬さ９５０ＨＶ以上）を得る上で、窒化物形成元素としてのＣｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）等を総量として６重量％以上含有する高合金鋼を適用している。
【００２３】
まず、窒化物形成元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの分量（重量％）について説明する。
【００２４】
Ｃｒの含有量は、窒化性の面から４．５重量％以上を必要とするが、ビッカース硬さ９５０ＨＶ以上を得るためには５重量％以上が必要となる。しかし、６．０重量％を超えると、材質が脆化するため、５〜６重量％の範囲としている。
【００２５】
Ｍｏの含有量は、Ｍｏ自体が耐硫酸性向上元素であることから、図３および図４に示すように、耐低温腐食性の面から１．０重量％以上が必要で、１．３重量％を超えると、材質が脆くなって好ましくないため、１．０〜１．３重量％の範囲としている。
【００２６】
Ｖの含有量は、Ｖ自体が窒化促進元素であることから、短時間窒化（１８時間）する上で、０．１重量％以上の添加が必要である。
【００２７】
次に、上述の如く、Ｃｒを５〜６重量％、Ｍｏを１．０〜１．３重量％、Ｖを０．１重量％以上それぞれ含有した高合金鋼（燃料噴射弁体１）をガス窒化処理するガス窒化処理方法について説明する。
【００２８】
まず、図２に示すように、燃料噴射弁体１の窒化を行う第１工程での処理温度を５２５〜５３５°Ｃに設定している。これは、図５に示すように、処理温度が５３５°Ｃを超えると、表面粗さが増加し、カーボンフラワーの剥離性および噴口１４内での燃料のスムーズな流れを阻害するからであり、一方、処理温度が５２５°Ｃ未満では、短時間処理（２〜４時間）を行った場合に窒化硬さが低下するからである。
【００２９】
さらに、第１工程での残留アンモニア濃度（ＮＨ3濃度）を３５〜４５％に設定している。これは、図６に示すように、残留アンモニア濃度が４５％を超えると、窒素の濃縮によりボイド欠陥が白層に生成されるからであり、一方、残留アンモニア濃度が３５％未満では、十分な厚さの白層が得られず、又薄肉部Ａ（挿通穴１１と燃料供給孔１３との交差部）、弁シート部１２や噴口１４付近に要求される窒化硬さ（ビッカース硬さ９５０ＨＶ以上）も得られないからである。
【００３０】
そして、第１工程での処理時間を２〜４時間に設定している。これは、処理時間が４時間を超えると、噴口１４付近に適合するような比較的靭性に富んだＦｅ3Ｎ主体（Ｆｅ4Ｎ２０％以下）の丈夫で緻密な表面窒化物層（白層）を得ることができないからであり、一方、処理時間が２時間未満では、白層の生成が不完全なものとなり、噴口１４の耐エロージョン性および耐硫酸性が阻害されるからである。
【００３１】
次いで、第１工程完了後に第２工程において燃料噴射弁体１の拡散を行う。
【００３２】
この第２工程では、処理温度を５５５〜５６５°Ｃに設定するとともに、残留アンモニア濃度を１５〜２５重量％に設定し、そのときの処理時間を１４〜１６時間に設定している。
【００３３】
このように、白層性状の改善に必要なファクタである第１工程での処理温度を、窒化処理温度に対する表面粗さの関係に基づいてカーボンフラワーの付着軽減と健全な白層形成に有効な５２５〜５３５°Ｃに設定し、そして、白層中のボイド欠陥を解消する上で、残留アンモニア濃度を窒化処理温度との関係に基づいて３５〜４５重量％に大幅に低濃度化させ、処理時間も２〜４時間の短時間で行うことによりＦｅ3Ｎ主体（Ｆｅ4Ｎ２０％以下）の健全な白層を得、第２工程で処理温度を５５５〜５６５°Ｃと高め、残留アンモニア濃度を１５〜２５重量％に設定し、１４〜１６時間かけて窒素の拡散処理を行うことにより、図７に示すように、燃料噴射弁体１に表面窒化物層（白層）と、その表面から約０．０７ｍｍの深さまでの間でのビッカース硬さが９５０ＨＶ以上となる窒化拡散層とが形成されることになる。
【００３４】
このような燃料噴射弁体１のガス窒化処理により、分解窒素を外部へ放出する脱窒現象を防止して表層部の窒素濃度を向上させることができ、表面残留応力の圧縮化によるマイクロクラックの防止と、表面硬さの向上とによって疲労強度を向上させることができ、又白層利用により噴口損傷（耐エロージョン性）を向上させることができ、さらに低温腐食を低減させて、耐久性および耐圧性の向上を図ることができる。特に、上記白層を利用することにより噴口１４内での耐エロージョン性（損傷限界深さ０．０１ｍｍ）が向上し、図８に示すように、従来品（ガス窒化処理工程の後に熱化学的分解除去工程を追加するもの）に比して、噴口１４付近の耐久寿命が約１．３５倍向上させることができる。
【００３５】
しかも、白層が緻密な層となることから、図９に示すように、耐硫酸性能および耐低温腐食性を、従来品に比して、約２倍向上させることができる。
【００３６】
さらに、ガス窒化処理工程（第２工程）の後に、白層を分解除去するための熱化学的分解除去工程が不要となり、燃料噴射弁体１のガス窒化処理方法の簡単化および処理時間の短縮化を図ることができる。
【００３７】
＜第２の実施の形態＞
次に、本発明の第２の実施形態を図１０に基づいて説明する。
【００３８】
本実施形態では、噴口１４の加工をガス窒化処理後に行うようにしている。
【００３９】
燃料噴射弁体１としては、高窒化硬さ（ビッカース硬さ９５０ＨＶ以上）を得る上で、窒化物形成元素としてのＣｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）等を総量で５〜６重量％含有する高合金鋼を適用している。
【００４０】
まず、Ｃｒの含有量は、窒化性の面から４．５重量％以上を必要とするが、６．０重量％を超えると材質が脆化するため、４．５〜５．５重量％の範囲としている。
【００４１】
Ｍｏの含有量は、燃料噴射弁体１のガス窒化処理後に噴口１４加工が施される関係上、図１１に示すように、ガス窒化処理に伴う脆化低減効果が十分に発揮される０．４〜０．６重量％の範囲としている。これは、この範囲を超えると、脆化低減効果が減少するからである。
【００４２】
次に、上述の如く、Ｃｒを４．５〜５．５重量％、Ｍｏを０．４〜０．６重量％以上それぞれ含有した高合金鋼（燃料噴射弁体１）をガス窒化処理するガス窒化処理方法について説明する。
【００４３】
まず、図１２に示すように、燃料噴射弁体１の窒化を行う第１工程での処理温度を、ビッカース硬さ９５０ＨＶ以上の高窒化硬さを得、かつボイド欠陥のない健全なＦｅ3Ｎ主体（Ｆｅ4Ｎは２０％以上）の白層を６〜７時間で得る上で、５１５〜５２５°Ｃの範囲に設定している。これは、処理温度が５２５°Ｃを超えると、ボイド欠陥の発生が解消されるものの、高窒化硬さが得られないからであり、一方、処理温度が５１５°Ｃ未満では、ボイド欠陥が発生するからである。
【００４４】
更に、第１工程での残留アンモニア濃度を、ビッカース硬さ９５０ＨＶ以上の高窒化硬さを得る上で、６５〜７０％に設定している。
【００４５】
そして、第１工程での処理時間を６〜７時間に設定している。
【００４６】
次いで、第１工程完了後に第２工程において燃料噴射弁体１の拡散を行う。
【００４７】
この第２工程では、白層形態をＦｅ3Ｎ主体からＦｅ4Ｎ主体に転換する上で、窒素の拡散を高める必要があるため、処理温度を５４０°Ｃに設定している。これは、処理温度が５４０度を大きく超えると、Ｆｅ4Ｎ主体の白層が得られても高窒化硬さが得られないからであり、一方、５４０°Ｃを大きく下回ると、Ｆｅ4Ｎ主体の白層への転換が不可能となるからである。
【００４８】
また、第２工程では、残留アンモニア濃度を１５〜２５重量％に設定し、そのときの処理時間を１１〜１３時間に設定している。
【００４９】
このように、靭性に富むＦｅ4Ｎ（Ｆｅ3Ｎ２０％以下）の白層を得る上で、窒化物形成元素（Ｃｒ、Ｍｏなど）の含有量を総量で５〜６重量％に低減する必要があるので、高窒化硬さを確保するためには、窒化硬さの低下を考慮して少なくとも５５０°Ｃの耐熱性を有する鋼が必要であり、このことから、Ｃｒを４．５〜５．５重量％含有する高合金鋼を選定し、耐低温腐食性の面から耐硫酸性向上元素であるＭｏを０．４〜０．６重量％添加して、第１工程での燃料噴射弁体１の窒化を行った後、第２工程において、燃料噴射弁体１の白層形態を、処理温度を５４０°Ｃに設定して窒素の拡散を高めることで、Ｆｅ3Ｎ主体からＦｅ4Ｎ主体となるように転換させている。
【００５０】
このような燃料噴射弁体１のガス窒化処理により、燃料噴射弁体１の表面に生成される白層は、第１工程において生成されたＦｅ3Ｎ（Ｆｅ4Ｎ２０％以上）主体のものから、第２工程において靭性のあるＦｅ4Ｎ（Ｆｅ3Ｎ２０％以下）主体の靭性に富む層に転換され、この転換後においては、図１３に示すように、燃料噴射弁体１の表面窒化物層（白層）の硬さ並びにその窒化拡散層のビッカース硬さが表面から約０．１ｍｍの深さまでの間で９５０ＨＶ以上となるような高窒化硬さにすることができる。このため、ガス窒化処理後に、放電、レーザ等により噴口加工が行われても、この噴口１４加工時の熱衝撃に白層が十分に絶えられ、噴口１４コーナー部を起点とした欠けやヘアラックの発生が防止され、ガス窒化処理後の噴口加工を円滑に行うことができることになる。
【００５１】
しかも、噴口１４加工前に白層を熱化学的に分解除去する熱化学的分解除去が不要となり、燃料噴射弁体１のガス窒化処理方法の簡単化および処理時間の短縮化を図ることができる。
【００５２】
【発明の効果】
以上のように、本発明の請求項１における燃料噴射弁体のガス窒化処理方法によれば、Ｃｒを５〜６重量％、Ｍｏを１．０〜１．３重量％、Ｖを０．１重量％以上それぞれ含有した鋼よりなる燃料噴射弁体を、第１工程において５２５〜５３５°Ｃの処理温度で、３５〜４５％の残留アンモニア濃度で、２〜４時間の処理時間で、ガス窒化処理することで、燃料噴射弁体の白層を、ボイド欠陥のない比較的靭性に富んだＦｅ3Ｎ主体の丈夫で緻密な層にすることができ、脱窒現象の防止による表層部の窒素濃度の向上（硬さ向上）、マイクロクラックの防止、表面残留応力の圧縮化による疲労強度の向上、白層利用による噴口内の耐エロージョン性の向上、並びに低温腐食の低減によって耐久性および耐圧性の向上を図り得る燃料噴射弁体を提供することができる。しかも、緻密な白層によって、耐硫酸性能の向上を図り得る燃料噴射弁体を提供することもできる。さらに、ガス窒化処理工程後の熱化学的分解除去工程を不要とし、燃料噴射弁体のガス窒化処理方法の簡単化および処理時間の短縮化を図ることができる。
【００５３】
これに加えて、本発明の請求項１における燃料噴射弁体のガス窒化処理方法によれば、前記第１工程完了後の第２工程において、５５５〜５６５°Ｃの処理温度で、１５〜２５％の残留アンモニア濃度で、１４〜１６時間の処理時間で、前記燃料噴射弁体の窒素の拡散を行うことで、ボイド欠陥の存在しないＦｅ3 Ｎ主体の丈夫で緻密な白層とともに窒化拡散層のビッカース硬さを十分に確保し得る高窒化硬さとなるように燃料噴射弁体の表面層に形成することができる。
【００５４】
そして、本発明の請求項２によると、前記請求項１に記載の燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて、前記成分を有する鋼による燃料噴射弁体を処理することで、燃料噴射弁体の表面にボイド欠陥の発生のない比較的靭性に富むＦｅ3 Ｎ主体の丈夫で緻密な白層が生成し、表層部の窒素濃度の向上、疲労強度の向上、耐エロージョン性の向上、低温腐食の低減による耐久性および耐圧性の向上、並びに耐硫酸性能の向上を図ることができる。しかも、第１工程完了後に第２工程で拡散を行うことで、燃料噴射弁体の窒化拡散層を十分なビッカース硬さに確保し得るような高窒化硬さにすることができる
。
【００５５】
次に、本発明の請求項３における燃料噴射弁体のガス窒化処理方法によれば、Ｃｒを４．５〜５．５重量％、Ｍｏを０．４〜０．６重量％それぞれ含有した鋼よりなる燃料噴射弁体を、第１工程において５１５〜５２５°Ｃの処理温度で、６５〜７０％の残留アンモニア濃度で、５〜７時間の処理時間で窒化し、次いで、この第１工程完了後における第２工程で、前記燃料噴射弁体を、５４０°Ｃの処理温度で窒素の拡散を行うことで、第１工程で生成したＦｅ3 Ｎ主体の燃料噴射弁体の白層を、第２工程で靭性のあるＦｅ4 Ｎ主体の頑丈な層に転換しているため、ガス窒化処理後の放電、レーザ等による噴口加工時の熱衝撃に十分に絶えることができ、噴口コーナー部を起点とした欠けやヘアラックの発生を防止してガス窒化処理後の噴口加工を円滑に行うことができる。しかも、噴口加工前の熱化学的分解除去を不要とし、燃料噴射弁体のガス窒化処理方法の簡単化および処理時間の短縮化を図ることができる。
【００５６】
そして、本発明の請求項４によると、前記請求項３における燃料噴射弁体のガス窒化処理方法を用いて燃料噴射弁体を処理することで、前記成分を有する鋼による燃料噴射弁体の表面に靭性に富むＦｅ4 Ｎ主体の頑丈な白層を生成し、ガス窒化処理後の放電、レーザ等による噴口加工時の熱衝撃に十分に絶えることができ、噴口コーナー部を起点とした欠けやヘアラックの発生を防止して燃料の噴霧性状を円滑に保持することができる。しかも、第１工程完了後の第２工程での処理温度を５４０°Ｃに設定して拡散を行うことで、燃料噴射弁体の窒化拡散層の硬さを十分なビッカース硬さとなるような高窒化硬さにすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施形態に係わる燃料噴射弁体のガス窒化処理方法により処理される燃料噴射弁体の断面図である。
【図２】同じく燃料噴射弁体のガス窒化処理方法の第１および第２工程での条件を説明する説明図である。
【図３】同じくモリブデン添加量に対する脆化度の特性を示す特性図である。
【図４】同じくモリブデン添加量に対する腐食速度比の特性を示す特性図である。
【図５】同じく窒化処理温度に対する表面粗さの特性を示す特性図である。
【図６】同じく残留アンモニア濃度に対する処理温度の特性を示す特性図である。
【図７】同じく白層表面からの距離に対するビッカース硬さの特性を示す特性図である。
【図８】同じく従来品、本発明品および浸炭品の耐久寿命比を比較する比較図である。
【図９】同じく従来品、本発明品および浸炭品の腐食速度比を比較する比較図である。
【図１０】本発明の第２の実施形態に係わる燃料噴射弁体のガス窒化処理方法の第１および第２工程での条件を説明する説明図である。
【図１１】同じくモリブデン添加量に対する脆化度の特性を示す特性図である。
【図１２】同じく残留アンモニア濃度に対する窒化温度の特性を示す特性図である。
【図１３】同じく白層表面からの距離に対するビッカース硬さの特性を示す特性図である。
【符号の説明】
１            燃料噴射弁体
【図１】
0004510309.tif 000002
【図２】
0004510309.tif 000003
【図３】
0004510309.tif 000004
【図４】
0004510309.tif 000005
【図５】
0004510309.tif 000006
【図６】
0004510309.tif 000007
【図７】
0004510309.tif 000008
【図８】
0004510309.tif 000009
【図９】
0004510309.tif 000010
【図１０】
0004510309.tif 000011
【図１１】
0004510309.tif 000012
【図１２】
0004510309.tif 000013
【図１３】
0004510309.tif 000014