WO2020166637A1 - 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管 - Google Patents

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泰三 牧野
山崎　正弘
勇次 荒井
遠藤　修
直樹 芹澤
辰也 増田
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Usui Co Ltd
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Nippon Steel Corp
Usui Co Ltd
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for a fuel injection pipe and a fuel injection pipe using the steel pipe.
  • the diesel engine As an internal combustion engine that emits a small amount of CO 2 , there is a diesel engine used in automobiles and the like.
  • the diesel engine has a problem that black smoke is generated while the amount of CO 2 emission is small. Black smoke occurs when oxygen is insufficient for the injected fuel.
  • the fuel is partially thermally decomposed to cause a dehydrogenation reaction, a black smoke precursor is generated, and the precursor is again thermally decomposed and aggregates and coalesces into black smoke. It is feared that the black smoke thus generated will cause air pollution and adversely affect the human body.
  • the amount of black smoke can be reduced by increasing the fuel injection pressure to the combustion chamber of the diesel engine.
  • a steel pipe used for fuel injection is required to have high fatigue strength. The following techniques have been disclosed for such fuel injection pipes or steel pipes for fuel injection pipes.
  • Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a steel pipe used for fuel injection of a diesel engine, in which the inner surface of a hot-rolled seamless steel pipe material is ground and polished by shot blasting and then cold drawn. There is. If this manufacturing method is adopted, the depth of flaws (unevenness, balding, fine cracks, etc.) on the inner surface of the steel pipe can be set to 0.10 mm or less, and it is said that the strength of the steel pipe used for fuel injection can be enhanced.
  • Patent Document 2 discloses a steel pipe for a fuel injection pipe having a maximum diameter of 20 ⁇ m or less of non-metallic inclusions existing at a depth of at least 20 ⁇ m from the inner surface of the steel pipe and a tensile strength of 500 MPa or more.
  • Patent Document 3 discloses a steel pipe for a fuel injection pipe having a tensile strength of 900 N/mm 2 or more and a maximum diameter of non-metallic inclusions present at a depth of at least 20 ⁇ m from the inner surface of the steel pipe of 20 ⁇ m or less. Has been done.
  • Patent Document 3 uses a steel material in which coarse inclusions of A type, B type, and C type are eliminated by reducing S, devising a casting method, reducing Ca, etc.
  • the tensile strength of 900 MPa or more is achieved by quenching and tempering after adjusting the diameter to the target diameter by the method, and the limit internal pressure of 260 to 285 MPa is achieved in the examples.
  • Patent Document 4 discloses a steel pipe for a fuel injection pipe having a tensile strength of 800 MPa or more, preferably 900 MPa or more and excellent in internal pressure fatigue resistance, and a fuel injection pipe using the same.
  • the steel pipe used for fuel injection manufactured by the method disclosed in Patent Document 1 has high strength, but cannot obtain a fatigue life commensurate with the strength of the steel pipe material.
  • the pressure applied to the inside of the steel pipe can naturally be increased.
  • the internal pressure (hereinafter referred to as "limit internal pressure"), which is the limit at which fracture due to fatigue does not occur on the inner surface of the steel pipe when pressure is applied to the inside of the steel pipe, does not depend only on the strength of the steel pipe material. .. That is, even if the strength of the steel pipe material is increased, the limit internal pressure higher than expected cannot be obtained.
  • the fatigue life of the steel pipe is shortened because the steel pipe is prone to fatigue due to use under high internal pressure.
  • the steel pipes for fuel injection pipes disclosed in Patent Documents 2 and 3 have the features of long fatigue life and high reliability.
  • the limit internal pressure of the steel pipe disclosed in Patent Document 2 is 255 MPa or less, and in Patent Document 3 it is 260 to 285 MPa.
  • a higher internal pressure is required, and a fuel injection pipe having a tensile strength of 800 MPa or more and a limit internal pressure of more than 270 MPa, particularly preferably a tensile strength of 900 MPa or more and a limit internal pressure of Development of a fuel injection pipe of over 300 MPa is desired.
  • the internal limit pressure generally tends to slightly increase depending on the tensile strength of the fuel injection pipe, various factors are considered to be involved, and particularly in a high-strength fuel injection pipe of 800 MPa or higher, it is stable and high. It is not always easy to secure the internal pressure limit.
  • the steel pipe for a fuel injection pipe disclosed in Patent Document 4 has a tensile strength (TS) of 800 MPa or more, preferably 900 MPa or more, and has a high limit internal pressure characteristic, and thus is extremely reliable.
  • TS tensile strength
  • steel pipes for fuel injection pipes are required to have higher strength of 1100 MPa or more.
  • the rotating bending fatigue test is performed in order to evaluate fatigue damage caused by vibration during traveling of a vehicle equipped with a fuel injection pipe.
  • the number of times the load stress is applied is extremely large, and may reach 10 9 times. Therefore, the rotational bending fatigue strength, especially the fatigue strength in the ultra-high cycle region, is the second most important characteristic of the fuel injection pipe after the internal pressure limit.
  • time strength refers to the limit stress at which fracture does not occur at a specific number of cycles
  • fatigue strength is a general term for time strength at any number of cycles.
  • the internal pressure fatigue in the present technology, since the repetition of internal pressure is less than the repetition due to vibration, the need for fatigue strength in the ultra-high cycle region is not high.
  • the above-described rotary bending fatigue test can be a standard for determining whether or not the critical internal pressure changes in the ultrahigh cycle region. In order to secure higher reliability, it is required to improve the rotational bending fatigue strength in the ultra-high cycle region.
  • An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a steel pipe for a fuel injection pipe, which has high strength and high fatigue strength in an ultra-high cycle region, and a fuel injection pipe using the steel pipe.
  • the present invention has been made in order to solve the above problems, and has as its gist the following steel pipe for fuel injection pipe and a fuel injection pipe using the same.
  • a steel pipe for a fuel injection pipe The chemical composition of the steel pipe is% by mass, C: 0.17 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: 0.020% or less, S: 0.0100% or less, O: 0.0040% or less, Ca: 0.0010% or less, Al: 0.005-0.060%, N: 0.0020 to 0.0080%, Ti: 0.005 to 0.015%, Nb: 0.015 to 0.045%, Cr: 0 to 1.00%, Mo: 0-1.00%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, V: 0 to 0.15%, Balance: Fe and impurities,
  • the metal structure in the central portion of the wall thickness of the steel pipe includes tempered martensite, or tempered martensite and tempered bainite, and the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 95% or more, The former austenite grain size number of tempered martensite, or tempered marten
  • the chemical composition of the steel pipe is% by mass, Cr: 0.03 to 1.00%, Mo: 0.03 to 1.00%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.50%, and V: 0.02 to 0.15%, Containing one or more selected from, The steel pipe for a fuel injection pipe according to the above (1).
  • the metal structure is substantially a tempered martensite single phase, or a multi-phase structure consisting of tempered martensite and tempered bainite, and by reducing their crystal grain size, the hardness Need to raise.
  • the fatigue strength generally depends on the hardness, but in the ultra-high cycle region where the number of repetitions is about 10 9 times, it exists in the steel. It was found that the effect of coarse inclusions and hydrogen became apparent.
  • C 0.17 to 0.27%
  • C is an element that is effective in inexpensively increasing the strength of steel. In order to secure the desired tensile strength, it is necessary that the C content be 0.17% or more. However, if the C content exceeds 0.27%, workability is deteriorated. Therefore, the C content is 0.17 to 0.27%.
  • the C content is preferably 0.20% or more.
  • the C content is preferably 0.25% or less, more preferably 0.23% or less.
  • Si 0.05 to 0.40%
  • Si is an element that not only has a deoxidizing action, but also has a function of enhancing the hardenability of steel and improving the strength. In order to ensure these effects, the Si content needs to be 0.05% or more. However, if the Si content exceeds 0.40%, the toughness decreases. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.40%.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, and preferably 0.35% or less.
  • Mn 0.30 to 2.00%
  • Mn is an element that not only has a deoxidizing effect, but is effective for enhancing the hardenability of steel and improving the strength and toughness. However, if the content is less than 0.30%, sufficient strength cannot be obtained, while if it exceeds 2.00%, MnS becomes coarse, and it expands during hot rolling, rather reducing toughness. .. Therefore, the Mn content is set to 0.30 to 2.00%.
  • the Mn content is preferably 0.40% or more, more preferably 0.50% or more. Further, the Mn content is preferably 1.70% or less, and more preferably 1.50% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an element inevitably present in steel as an impurity. If its content exceeds 0.020%, not only the hot workability is deteriorated, but also the toughness is remarkably decreased due to the segregation of grain boundaries. Therefore, the P content needs to be 0.020% or less. The lower the P content is, the more desirable it is.
  • the content of P is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less. However, excessive lowering causes an increase in manufacturing cost, so the lower limit is preferably made 0.005%.
  • S 0.0100% or less S, like P, is an element inevitably present in steel as an impurity. If the content exceeds 0.0100%, segregation occurs at the grain boundaries, and sulfide-based inclusions are likely to be generated, leading to a reduction in fatigue strength. Therefore, the S content needs to be 0.0100% or less. The lower the S content is, the more desirable it is.
  • the content of S is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0035% or less. However, excessive lowering causes an increase in manufacturing cost, so the lower limit is preferably made 0.0005%.
  • O forms a coarse oxide and tends to cause a decrease in the limit internal pressure due to it. From such a viewpoint, the O content needs to be 0.0040% or less.
  • the lower limit is preferably made 0.0005%.
  • Ca 0.0010% or less
  • Ca has an action of aggregating silicate-based inclusions (JIS G 0555 group C), and when the Ca content exceeds 0.0010%, it is limited due to the formation of coarse C-based inclusions. The internal pressure drops. Therefore, the Ca content is 0.0010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0007% or less, more preferably 0.0003% or less.
  • the Ca contamination of the equipment can be eliminated, so that the Ca content in the steel can be substantially 0%.
  • Al 0.005-0.060%
  • Al is an element effective in deoxidizing steel and is an element having an action of enhancing toughness and workability of steel. To obtain these effects, it is necessary to contain 0.005% or more of Al.
  • the Al content is set to 0.005 to 0.060%.
  • the Al content is preferably 0.008% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • Al content means content of acid-soluble Al (sol.Al).
  • N 0.0020 to 0.0080%
  • N is an element inevitably present in steel as an impurity.
  • 0.0020% or more of N needs to remain for the purpose of preventing crystal grain coarsening due to the pinning effect of TiN.
  • the N content is set to 0.0020 to 0.0080%.
  • the N content is preferably 0.0025% or more, more preferably 0.0027% or more. Further, the N content is preferably 0.0065% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • Ti 0.005 to 0.015%
  • Ti is an element that contributes to the prevention of coarsening of crystal grains by finely precipitating in the form of TiN or the like. In order to obtain the effect, the Ti content needs to be 0.005% or more.
  • faceted fracture surface is observed. This is a crack that was formed in the unit of crystal grains and formed by propagating in a shear type called mode II over several crystal grains around it.
  • mode II a shear type
  • mode I an opening type
  • the growth of the faceted fracture surface depends on the former austenite grain size (hereinafter referred to as “old ⁇ grain size”), which is a dimensional unit of initial crack initiation, and is promoted when the old ⁇ grain size is large. .. This means that the fatigue strength of the matrix structure decreases if the old ⁇ grain size is coarse, even if the inclusion does not serve as the starting point.
  • Ti—Al composite inclusions a thin film-like layer containing Ti as a main component Inclusions
  • Ti—Al composite inclusions a thin film-like layer containing Ti as a main component Inclusions
  • the Ti content is preferably 0.006% or more, more preferably 0.007% or more. Further, from the viewpoint of preventing the formation of Ti—Al composite inclusions, the Ti content is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.012% or less.
  • Nb 0.015 to 0.045%
  • Nb is finely dispersed in the steel as a carbide or carbonitride and strongly pines the crystal grain boundary, thereby contributing to the refinement of the structure and improving the internal limit pressure. Further, the fine dispersion of Nb carbide or carbonitride improves the toughness of steel. For these purposes, it is necessary to contain 0.015% or more of Nb.
  • the Nb content exceeds 0.045%, carbides and carbonitrides are coarsened, and the toughness is rather deteriorated. Therefore, the Nb content is set to 0.015 to 0.045%.
  • the Nb content is preferably 0.018% or more, more preferably 0.020% or more. Further, the Nb content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less.
  • Cr 0-1.00% Cr is an element having an effect of improving hardenability and wear resistance, and thus may be contained if necessary. However, if the Cr content exceeds 1.00%, the toughness and cold workability deteriorate, so the Cr content in the case of being contained is 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.80% or less. In order to obtain the above effect, the Cr content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, further preferably 0.20% or more, More preferably, it is 0.30% or more.
  • Mo 0 to 1.00%
  • Mo is an element that contributes to ensuring high strength because it improves hardenability and increases temper softening resistance. Therefore, Mo may be contained if necessary. However, even if the Mo content exceeds 1.00%, the effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, if Mo is contained, the Mo content is 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.45% or less. In order to obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.08% or more.
  • Cu 0 to 0.50%
  • Cu is an element that has the effect of improving the strength and toughness by increasing the hardenability of steel. Therefore, Cu may be contained if necessary. However, even if the Cu content exceeds 0.50%, the effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, the Cu content when contained is 0.50% or less.
  • the Cu content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less. In order to obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.05% or more.
  • Ni 0 to 0.50%
  • Ni is an element having the effect of improving the strength and toughness by increasing the hardenability of steel. Therefore, Ni may be contained if necessary. However, even if the Ni content exceeds 0.50%, the effect is saturated, and the alloy cost is increased. Therefore, the Ni content when contained is 0.50% or less.
  • the Ni content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less. In order to obtain the above effects, the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.05% or more.
  • V 0 to 0.15%
  • V is an element that precipitates as fine carbide (VC) during tempering, enhances temper softening resistance, enables high temperature tempering, and contributes to high strength and high toughness of steel. Therefore, V may be contained if necessary. However, if the V content exceeds 0.15%, the toughness is rather deteriorated, so that the V content in the case of being contained is 0.15% or less.
  • the V content is preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less.
  • the V content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component that is mixed by ores, raw materials such as scrap, and various factors of the manufacturing process when industrially manufacturing steel, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • the metal structure in the central portion of the wall thickness of the steel pipe for fuel injection pipe according to the present invention is substantially a tempered martensite structure or a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite.
  • the metal structure includes tempered martensite, or tempered martensite and tempered bainite, and the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 95% or more.
  • the former austenite grain size number is set to 9.0 or more. This is because the fatigue strength of the structure decreases in a steel pipe having a grain size number of less than 9.0 and insufficient grain refinement, and thus the internal limit pressure decreases even if inclusions do not serve as the starting point.
  • the prior austenite grain size number is preferably 10.0 or more.
  • the granularity number is based on the regulations of ASTM E112.
  • reducing the size of the coarsest inclusions can improve the fatigue strength in the high cycle region, thus preventing the formation of coarse inclusions and reducing the variation in the particle size of inclusions.
  • the fatigue strength in the ultra-high cycle region can be improved by the combination of
  • the size of the inclusions is controlled so as to satisfy the following conditions.
  • 20 arbitrary visual fields with an area of 0.4 mm 2 are selected from a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel pipe.
  • inclusions are observed using an optical microscope in the 20 visual fields, and the area of the inclusions observed in each visual field is measured.
  • the maximum value a max of a n and less 30.0, and the average value a av of a n is 40% or more of a max.
  • the size of the inclusions present in the steel satisfying the above-mentioned requirements allows the hydrogen trapped in the inclusions to be efficiently reduced in the heat treatment such as tempering, Since the amount of coarse inclusions that can be the starting point of fatigue fracture is also reduced, it is presumed that the fatigue strength in the ultra-high cycle region is improved.
  • the hardness of the steel pipe for fuel injection pipe according to the present invention at the central portion of the wall thickness is 350 to 460 HV1. If the hardness is less than 350 HV1, sufficient strength and internal pressure limit cannot be obtained. On the other hand, when the hardness exceeds 460 HV1, the fatigue strength is significantly reduced.
  • HV1 means a "hardness symbol” when a Vickers hardness test is performed with a test force of 9.8 N (1 kgf) (see JIS Z 2244:2009).
  • the hardness in the central part of the wall thickness is preferably 400 HV1 or more.
  • the limit internal pressure is a minimum internal pressure of 18 MPa in an internal pressure fatigue test, and a cyclic internal pressure fluctuation that takes a sine wave with respect to time is given, and damage (leak) occurs even when the number of repetitions reaches 10 7 times. It means the maximum internal pressure (MPa) that does not occur. Specifically, on the SN diagram in which the vertical axis represents the maximum internal pressure and the horizontal axis represents the number of damage repetitions, the minimum value of the maximum internal pressure at which damage occurred and no damage occurred even after 10 7 times. The middle value of the maximum value is the limit internal pressure.
  • the dimensions of the steel pipe for a fuel injection pipe according to the present invention are not particularly limited.
  • the fuel injection pipe requires a certain amount of capacity in order to reduce internal pressure fluctuation during use. Therefore, the inner diameter of the steel pipe for fuel injection pipe according to the present invention is preferably 2.5 mm or more, and more preferably 3.0 mm or more.
  • the wall thickness of the steel pipe is preferably 1.5 mm or more, and more preferably 2.0 mm or more.
  • the outer diameter of the steel pipe is preferably 20 mm or less, and more preferably 10 mm or less.
  • the larger the inner diameter of the steel pipe the larger the wall thickness correspondingly. If the inner diameter of the steel pipe is constant, the outer diameter of the steel pipe also increases as the wall thickness increases. That is, in order to withstand a high internal pressure, it is desirable that the larger the inner diameter of the steel pipe, the larger the outer diameter of the steel pipe.
  • the outer diameter and the inner diameter of the steel pipe satisfy the following formula (i). D/d ⁇ 1.5 (i) However, in the formula (i), D is the outer diameter (mm) of the steel pipe for fuel injection pipe, and d is the inner diameter (mm).
  • D/d which is the ratio of the outer diameter to the inner diameter of the steel pipe
  • the upper limit of D/d is not particularly set, but if the value is too large, bending work becomes difficult. Therefore, it is preferably 3.0 or less, and more preferably 2.8 or less.
  • Manufacturing method There is no particular limitation on the method for manufacturing a steel pipe for a fuel injection pipe according to the present invention, for example, when manufacturing from a seamless steel pipe, prepare a steel ingot with inclusions suppressed in advance by the following method, from the steel ingot It can be manufactured by manufacturing a blank tube by a method such as Mannesmann tube manufacturing, and after cold working to have a desired size and shape, heat treatment.
  • the chemical composition as described above In order to suppress the formation of inclusions, it is preferable to adjust the chemical composition as described above and increase the cross-sectional area of the cast piece during casting. This is because large inclusions float up between the casting and the solidification. It is desirable that the cross-sectional area of the cast piece during casting is 200,000 mm 2 or more. Further, by reducing the casting speed, it is possible to levitate the light nonmetallic inclusions as slag and reduce the nonmetallic inclusions themselves in the steel. For example, continuous casting can be performed at a casting speed of 0.3 to 0.7 m/min.
  • the casting temperature in order to promote the floating separation of inclusions, it is preferable to control the casting temperature by adopting a tundish heater or the like.
  • the molten steel holding temperature in the tundish at this time is preferably 1540° C. or higher.
  • a billet for pipe making for example, by a method such as slabbing.
  • piercing rolling and drawing rolling are carried out by the Mannesmann-mandrel mill tube making method, and a predetermined hot tube making size is finished by constant diameter rolling using a stretch reducer or the like.
  • the cold drawing process is repeated several times to obtain a predetermined cold finish size.
  • stress relief annealing may be performed before or in the middle of the cold drawing to facilitate cold drawing. Further, it is also possible to use another pipe manufacturing method such as a plug mill pipe manufacturing method.
  • the quenching treatment it is preferable to perform heating and quenching at a temperature of at least Ac 3 transformation point+30° C. or higher.
  • the heating temperature is less than Ac 3 transformation point +30° C., austenitization becomes incomplete, and as a result, martensite formation due to quenching becomes insufficient and a desired tensile strength may not be obtained.
  • the heating temperature is preferably 1150° C. or lower. This is because if the heating temperature exceeds 1150° C., the ⁇ grains are likely to become coarse.
  • the heating temperature is more preferably 1000° C. or higher.
  • the Ac 3 transformation point is calculated according to the following formula described in Non-Patent Document 2.
  • Ac 3 (° C.) 912-230.5C+31.6Si-20.4Mn-39.8Cu-18.1Ni-14.8Cr+16.8Mo
  • the element symbol in the above formula represents the content (mass %) of each element contained in the steel material, and when it is not contained, 0 is substituted.
  • the heating method at the time of quenching is not particularly limited, but heating at high temperature for a long time will increase the scale generated on the surface of the steel pipe in the absence of a protective atmosphere, leading to deterioration in dimensional accuracy and surface quality. Further, when the heating rate becomes slow, it becomes difficult to reduce the old ⁇ particle size. Therefore, heating with a furnace such as a walking beam furnace is not preferable.
  • the heating method If a high frequency induction heating method or a direct current heating method is adopted as the heating method, heating for a short time can be realized, and it is possible to minimize the scale generated on the surface of the steel pipe, which is preferable. Further, it is advantageous to increase the heating rate because it is easy to realize the refinement of the old ⁇ grains.
  • the heating rate is preferably 25° C./s or more, more preferably 50° C./s or more, and further preferably 100° C./s or more.
  • the heating atmosphere is preferably an atmosphere having a low oxygen potential or a non-oxidizing reducing atmosphere.
  • the cooling rate in the temperature range of 500 to 800° C. is preferably 50° C./s or more, and more preferably 100° C./s or more, in order to obtain the desired strength in a stable and reliable manner. More preferably, it is more preferably 125° C./s or more.
  • a quenching treatment such as water quenching.
  • the tempering temperature is preferably 250 to 450°C, more preferably 300 to 420°C.
  • the holding time at the tempering temperature is not particularly limited, but is usually about 10 to 120 min. After the tempering, the bend may be properly corrected with a straightener or the like.
  • the steel pipe for a fuel injection pipe of the present invention can be made into a high-pressure fuel injection pipe by forming connection heads at both ends thereof, for example.
  • Test No. In all cases other than 9, the casting speed during casting was 0.5 m/min and the cross-sectional area of the cast piece was 200,000 mm 2 or more in continuous casting. In addition, the test No. For steel materials other than 8 (Steel C), a tundish heater was used and the molten steel temperature was maintained at 1540°C or higher. Test No. For 8 (Steel C), no tundish heater was used.
  • a billet for pipe production was manufactured from the above steel material, piercing-rolled and stretch-rolled by the Mannesmann-Mandrel pipe-making method, and hot-pipe-formed into a dimension of 34 mm in outer diameter and 4.5 mm in wall thickness by stretch reducer constant-diameter rolling. ..
  • the tip of the blank pipe was narrowed and a lubricant was applied.
  • a drawing process was performed using a die and a plug, softening annealing was performed as necessary, the pipe diameter was gradually reduced, and a steel pipe having an outer diameter of 8.0 mm and an inner diameter of 4.0 mm was finished.
  • quenching and tempering treatments were performed under the conditions shown in Table 2, and scale removal and smoothing treatments were performed on the outer and inner surfaces.
  • the quenching treatment was performed according to the test No. In Nos. 1 to 9 and 12 to 20, high frequency heating was performed at a temperature rising rate of 100° C./s to 1100° C., and rapid cooling was performed at 50° C./s or more (holding time 5 s or less).
  • Nos. 10 and 11 after holding at 1000° C. and 1100° C. for 10 min, respectively, water cooling was performed at 50° C./s or more.
  • the tempering treatment was performed under the conditions of holding at 150 to 640° C. for 10 minutes and then allowing to cool. Specific tempering temperatures are also shown in Table 2.
  • Non-Patent Document 1 a thin dumbbell-shaped small test piece as shown in Non-Patent Document 1 may be cut out and a tensile test may be performed.
  • samples for microstructure observation were taken from each steel pipe, and the cross section perpendicular to the pipe axis direction was mechanically polished. After polishing with emery paper and buff, it was confirmed that the tempered martensite single phase or a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite was substantially used by using a Nital etchant. That is, in all the structures, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite was 95% or more.
  • test No. 1 Since the former austenite grain size number does not change by tempering, test No. 1 having the same steel type and quenching conditions was used. Test No. 1 to 5 The measured value of No. 4 is the test number. Test Nos. 6 and 7 were tested. The measured value of 6 was used as a representative value.
  • the internal pressure fatigue test was carried out by the following procedure. First, each steel pipe was cut into a length of 200 mm, pipe end processing was performed, and an injection pipe test piece for internal pressure fatigue test was obtained. In the fatigue test, one end face of the sample is sealed, the working oil is sealed from the other end face as a pressure medium inside the sample, and the internal pressure of the sealed part takes a sine wave with respect to time in the range from the maximum internal pressure to the minimum 18 MPa. Thus, it is repeatedly changed. The frequency of the internal pressure fluctuation was 8 Hz. As a result of the internal pressure fatigue test, the maximum internal pressure at which breakage (leakage) did not occur even when the number of repetitions reached 10 7 was evaluated as the limit internal pressure.
  • a test piece having the shape shown in FIG. 1 was manufactured, and a rotary bending fatigue test was conducted in the following procedure. Specifically, a straight tube-shaped sample having a length of 100 mm was cut out, a notch of R7 mm was provided at the center, and the diameter of the notch bottom was 5 mm.
  • the rotating bending fatigue test was performed using a cantilever rotating bending fatigue tester. That is, a fatigue test was carried out by a method in which one end of the sample was fixed to the rotating shaft of the motor and the weight was hung at the other end via a bearing.
  • test stress was set by multiplying the nominal stress calculated from the weight by the stress concentration factor obtained by actual measurement with a strain gauge.
  • the test frequency is 52 Hz. Fatigue tests were conducted with test stresses of several stages, and when fracture or no fracture occurred at 1 ⁇ 10 9 times, it was cut off there.
  • the time strength for 1 ⁇ 10 7 times and 1 ⁇ 10 9 times was determined by the following procedure. That is, the lowest test stress (minimum rupture stress) among the data ruptured with a life shorter than the number of time strength repetitions, and the highest test stress (minimum rupture stress) among the data unbroken at the time strength repetition number ( The maximum unbroken stress) was determined. When the minimum breaking stress was lower than the maximum unbreaking stress, the stress of the average value of both was taken, and when the minimum breaking stress was higher than the maximum unbreaking stress, the minimum breaking stress was taken as the time strength. Then, a value obtained by dividing the time strength for 1 ⁇ 10 9 times by the time strength for 1 ⁇ 10 7 times was adopted as an index of the fatigue strength reduction in the ultra-high cycle region.
  • test No. satisfying the requirements of the present invention It can be seen that 3, 4, 6 and 12 to 16 have high internal limit pressure and excellent fatigue properties.
  • test No. 1, 2, 5, 7 to 11 and 17 to 20 are comparative examples which do not satisfy any of the requirements of the present invention.
  • the test No. In Nos. 1 and 2 since the tempering temperature was high and the hardness was lowered, the limit internal pressure was also inferior.
  • the test No. In Nos. 5 and 7 the tempering temperature was low, the hardness was excessive, and a large amount of hydrogen trapped in inclusions was present, resulting in deterioration of fatigue characteristics in the ultra-high cycle region.
  • test No. In No. 8 the test temperature was not controlled by the tundish heater and the test No. 8 was used.
  • No. 9 a laboratory melting furnace was used, and inclusions were not sufficiently removed. Therefore, a max or a av /a max was out of the range, that is, coarse inclusions were present, and hydrogen was trapped therein. As a result, the fatigue characteristics in the ultra-high cycle region deteriorate.
  • test No. 17 since the C content was too low, the hardness was low and the internal limit pressure was also inferior.
  • the steel pipe for a fuel injection pipe according to the present invention can be suitably used as a fuel injection pipe for automobiles in particular.

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Abstract

鋼管の化学組成が、質量％で、C：0.17～0.27％、Si：0.05～0.40％、Mn：0.30～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0100％以下、O：0.0040％以下、Ca：0.0010％以下、Al：0.005～0.060％、N：0.0020～0.0080％、Ti：0.005～0.015％、Nb：0.015～0.045％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Cu：0～0.50％、Ni：0～0.50％、V：0～0.15％、残部：Feおよび不純物であり、金属組織が実質的に焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトからなり、旧オーステナイト粒度番号が9.0以上であり、硬さが350～460HV1であり、鋼管の長手方向に垂直な断面において観察される介在物の面積の平方根の最大値をan(n=1～20)とした際に、anの最大値amaxが30.0μm以下であり、かつanの平均値aavがamaxの40％以上である、燃料噴射管用鋼管。

Description

燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
　本発明は、燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管に関する。
　将来的なエネルギーの枯渇への対策として、省エネルギーを促す運動、資源のリサイクル運動およびこれらの目的を達成する技術の開発が盛んに行われている。特に近年は、世界的な取り組みとして地球の温暖化を防止するために燃料の燃焼に伴うＣＯ２の排出量を低減させることが強く求められている。
　ＣＯ２の排出量の少ない内燃機関として、自動車などに用いられるディーゼルエンジンが挙げられる。しかし、ディーゼルエンジンには、ＣＯ２の排出量が少ない反面、黒煙が発生するという問題がある。黒煙は、噴射された燃料に対し酸素が不足した場合に発生する。すなわち、燃料が部分的に熱分解されることにより脱水素反応が起こり、黒煙の前駆物質が生成して、この前駆物質が再び熱分解し、凝集および合体することにより黒煙となる。こうして発生した黒煙は大気汚染を引き起こし、人体に悪影響を及ぼすことが危惧される。
　上記の黒煙は、ディーゼルエンジンの燃焼室への燃料の噴射圧を高めることにより、その発生量を低減することができる。しかし、そのためには、燃料噴射に用いる鋼管には高い疲労強度が求められる。このような燃料噴射管または燃料噴射管用鋼管について、下記の技術が開示されている。
　特許文献１には、熱間圧延したシームレス鋼管素材の内面をショットブラスト処理により、研削・研磨を行った後に、冷間引抜き加工を行うディーゼルエンジンの燃料噴射に用いる鋼管の製造方法が開示されている。この製造方法を採用すれば、鋼管内面の疵（凹凸、ヘゲ、微細クラックなど）の深さを０．１０ｍｍ以下にできるので、燃料噴射に用いる鋼管の高強度化が図れるとされている。
　特許文献２には、少なくとも鋼管の内表面から２０μｍまでの深さに存在する非金属介在物の最大径が２０μｍ以下であり、引張強度が５００ＭＰａ以上の燃料噴射管用鋼管が開示されている。
　特許文献３には、引張強度が９００Ｎ／ｍｍ２以上であって、少なくとも鋼管の内表面から２０μｍまでの深さに存在する非金属介在物の最大径が２０μｍ以下である燃料噴射管用鋼管が開示されている。
　特許文献３の発明は、Ｓの低減、鋳込み方法の工夫、Ｃａの低減等によりＡ系、Ｂ系、Ｃ系の粗大介在物を排除した鋼材を用いて素管鋼管を製造し、冷間加工によって目的とする径に調整した後、焼入れ、焼戻しによって９００ＭＰａ以上の引張強度を実現するものであり、実施例では２６０～２８５ＭＰａの限界内圧を実現している。
　特許文献４には、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、耐内圧疲労特性に優れる燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管が開示されている。
特開平９－５７３２９号公報 国際公開第２００７／１１９７３４号 国際公開第２００９／００８２８１号 国際公開第２０１５／１２９６１７号
中山英介、宮原光雄、岡村一男、富士本博紀、福井清之、「超小型試験片による自動車用薄板スポット溶接継手の疲労強度予測」、材料、２００４年１０月、第５３巻、第１０号、ｐ．１１３６－１１４２ 邦武立郎、熱処理、４１（２００１）、ｐ．１６４
　特許文献１に開示された方法で製造された燃料噴射に用いる鋼管は、高い強度を持つものの、その鋼管材料の強度に見合った疲労寿命を得ることができない。鋼管材料の強度が高くなれば、当然に、鋼管の内側にかかる圧力を高くすることができる。しかし、鋼管の内側に圧力を加えた場合に、鋼管内面に疲労による破壊が発生することのない限界となる内圧（以下、「限界内圧」という。）は、鋼管材料の強度のみには依存しない。すなわち、鋼管材料の強度を大きくしても期待以上の限界内圧は得られない。高い内圧による使用によって鋼管が疲労しやすいため疲労寿命も短くなる。
　特許文献２および３に開示された燃料噴射管用鋼管は、疲労寿命が長く、かつ信頼性が高いという特長を有する。しかしながら、特許文献２に開示される鋼管の限界内圧は２５５ＭＰａ以下であり、特許文献３においても２６０～２８５ＭＰａである。特に自動車業界においてはさらなる高内圧化が要求されており、引張強度が８００ＭＰａ以上であって、限界内圧が２７０ＭＰａ超の燃料噴射管、特に望ましくは、引張強度が９００ＭＰａ以上であって、限界内圧が３００ＭＰａ超の燃料噴射管の開発が要望されている。なお、限界内圧は、一般に燃料噴射管の引張強度に依存して僅かに増加する傾向にあるものの、各種の要因が絡むと考えられ、特に８００ＭＰａ以上の高強度燃料噴射管においては安定して高い限界内圧を確保することは、必ずしも容易ではない。
　特許文献４に開示された燃料噴射管用鋼管は、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、高い限界内圧特性を有するため、極めて信頼性が高い。しかしながら、近年、燃料噴射管用鋼管には、１１００ＭＰａ以上といったさらなる高強度化が要求されている。
　そこで、本発明者らが特許文献４に開示された燃料噴射管用鋼管をベースに、高強度化を行ったところ、内圧疲労試験の１０７回の繰返しに対応した限界内圧は良好であったが、回転曲げ疲労試験による１０７回の時間強度に対し１０９回の時間強度が低下することが分かった。
　回転曲げ疲労試験は、燃料噴射管が搭載される車両の走行中の振動に起因して生じる疲労損傷を評価するために行ったものである。その負荷応力の回数は極めて多く、１０９回に達することがある。よって、回転曲げ疲労強度、特に超高サイクル領域における疲労強度は、燃料噴射管の要求特性としては限界内圧に次いで重要である。
　ここで、時間強度とは特定の繰返し数において破壊しない限界の応力を指し、疲労強度とは任意の繰返し数における時間強度の総称である。なお、内圧疲労については、現状の技術においては、内圧の繰返しが振動に起因する繰返しよりも少ないため、超高サイクル領域における疲労強度のニーズが高くない。
　しかしながら、将来、燃料噴射管が極めて長期間使用されるようになれば超高サイクル領域における限界内圧確保が必要になる。内圧疲労試験は試験周波数を上げることが困難なので、上記した回転曲げ疲労試験は、超高サイクル領域で限界内圧が変化するかどうか判断する目安になり得る。より高い信頼性を確保するためには、超高サイクル領域における回転曲げ疲労強度の改善が要求される。
　本発明は上記の課題を解決し、高い強度を有するとともに、超高サイクル領域において高い疲労強度を有する燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管を提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管を要旨とする。
　（１）燃料噴射管用の鋼管であって、
　前記鋼管の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１７～０．２７％、
　Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．００４０％以下、
　Ｃａ：０．００１０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
　Ｃｒ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～０．１５％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　前記鋼管の肉厚中央部における金属組織が、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを含み、かつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、
　焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの旧オーステナイト粒度番号が９．０以上であり、
　前記鋼管の肉厚中央部における硬さが、３５０～４６０ＨＶ１であり、
　前記鋼管の長手方向に垂直な断面から、面積が０．４ｍｍ２の任意の視野を２０か所選択し、各視野において観察される介在物の面積の平方根の最大値をそれぞれａｎ（ｎ＝１～２０）とした際に、ａｎの最大値ａｍａｘが３０．０μｍ以下であり、かつａｎの平均値ａａｖがａｍａｘの４０％以上である、
　燃料噴射管用鋼管。
　（２）前記鋼管の化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０．０３～１．００％、
　Ｍｏ：０．０３～１．００％、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、および
　Ｖ：０．０２～０．１５％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）に記載の燃料噴射管用鋼管。
　（３）上記（１）または（２）に記載の燃料噴射管用鋼管を用いた燃料噴射管。
　本発明によれば、１１００ＭＰａ以上の引張強さを有すると共に、超高サイクル領域において高い疲労強度を有する燃料噴射管用鋼管を得ることが可能となる。
回転曲げ疲労試験に用いる試験片の形状を示す図である。
　本発明者らが上記課題を解決するために検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
　所定の強度を確保するためには、金属組織を実質的に焼戻しマルテンサイト単相、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトからなる複相組織とし、かつそれらの結晶粒径を低減することにより、硬さを上げる必要がある。
　一方、硬さが過剰となると、超高サイクル領域における疲労強度が顕著に低下することが分かった。そのため、鋼の硬さを所定の範囲内に制御する必要がある。
　さらに、疲労試験における繰返し数が１０７回程度の高サイクル領域においては、疲労強度は概ね硬さに依存するが、繰返し数が１０９回程度の超高サイクル領域においては、鋼中に存在する粗大介在物と水素との影響が顕在化することが分かった。
　すなわち、超高サイクル領域における疲労強度を向上させるためには、粗大介在物および水素の影響を抑制する必要がある。そして、粗大介在物の寸法を低減するとともに、これにトラップされる水素を低減させることで、超高サイクル領域における疲労強度が改善できることを見出した。
　本発明は上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１７～０．２７％
　Ｃは、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。所望の引張強さを確保するためにはＣ含有量を０．１７％以上とすることが必要である。しかし、Ｃ含有量が０．２７％を超えると、加工性の低下を招く。したがって、Ｃ含有量は０．１７～０．２７％とする。Ｃ含有量は０．２０％以上であるのが好ましい。また、Ｃ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２３％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～０．４０％
　Ｓｉは、脱酸作用を有するだけでなく、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる作用を有する元素である。これらの効果を確実にするためには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とすることが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．４０％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．３５％以下であるのが好ましい。
　Ｍｎ：０．３０～２．００％
　Ｍｎは、脱酸作用を有するだけでなく、鋼の焼入れ性を高めて強度と靭性とを向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．３０％未満では十分な強度が得られず、一方、２．００％を超えるとＭｎＳの粗大化が生じて、熱間圧延時に展伸し、かえって靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．３０～２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上であるのが好ましく、０．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．７０％以下であるのが好ましく、１．５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が０．０２０％を超えると、熱間加工性の低下を招くだけでなく、粒界偏析により靭性を著しく低下させる。したがって、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする必要がある。なお、Ｐの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０１５％以下とするのが好ましく、０．０１２％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．００５％とするのが好ましい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、Ｐと同様に不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が０．０１００％を超えると粒界に偏析するとともに、硫化物系の介在物を生成して疲労強度の低下を招きやすい。したがって、Ｓ含有量は、０．０１００％以下とする必要がある。なお、Ｓの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．００５０％以下とするのが好ましく、０．００３５％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．０００５％とするのが好ましい。
　Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、それに起因する限界内圧の低下を生じやすくする。このような観点からＯ含有量は０．００４０％以下とする必要がある。なお、Ｏの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．００３５％以下とするのが好ましく、０．００２５％以下とするのがより好ましく、０．００１５％以下とするのがさらに好ましい。しかし、過度の低下は、製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．０００５％とするのが好ましい。
　Ｃａ：０．００１０％以下
　Ｃａは、シリケート系介在物（ＪＩＳ　Ｇ　０５５５のグループＣ）を凝集させる作用があり、Ｃａ含有量が０．００１０％を超えると粗大なＣ系介在物の生成により限界内圧が低下する。したがってＣａ含有量は０．００１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０００７％以下とすることが好ましく、０．０００３％以下とすることがより好ましい。なお、製鋼精錬に係る設備で長期にわたり全くＣａ処理を行わなければ、設備のＣａ汚染を解消することができるため、鋼中のＣａ含有量を実質的に０％とすることが可能である。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　Ａｌは、鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、また鋼の靭性および加工性を高める作用を有する元素である。これらの効果を得るには０．００５％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、介在物が発生しやすくなり、特にＴｉを含有する鋼においては、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物が生じるおそれが高くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０６０％とする。Ａｌ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０４０％以下であるのがより好ましい。なお、本発明において、Ａｌ含有量は、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．００２０～０．００８０％
　Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。しかしながら本発明では、ＴｉＮのピニング効果（pinning effect）による結晶粒粗大化防止を目的として、０．００２０％以上のＮを残存させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると大型のＴｉ－Ａｌ複合介在物が生じるおそれが高くなる。したがって、Ｎ含有量は０．００２０～０．００８０％とする。Ｎ含有量は０．００２５％以上であるのが好ましく、０．００２７％以上であるのがより好ましい。また、Ｎ含有量は０．００６５％以下であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％
　Ｔｉは、ＴｉＮ等の形で微細に析出することで、結晶粒の粗大化防止に貢献する元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。
　ここで、試料を用いて内圧疲労試験を行うと、高応力となる内表面を起点に疲労き裂が発生および進展し、外表面に達すると同時に破壊に至る。この時、起点部には介在物が存在する場合と存在しない場合とがある。
　起点部に介在物が存在しない場合、そこにはファセット状破面と呼ばれる平坦な破面形態が認められる。これは結晶粒単位で発生したき裂がその周囲の数結晶粒分にわたり、モードIIと呼ばれる剪断型で進展して形成されたものである。このファセット状破面が臨界値まで成長するとモードIと呼ばれる開口型に進展形態が変化し、破損に至る。ファセット状破面の成長は、初期のき裂発生の寸法単位である旧オーステナイト粒径（以下、「旧γ粒径」と表記する。）に依存し、旧γ粒径が大きいと促進される。これは介在物が起点とならなくても、旧γ粒径が粗大であると、基地組織の疲労強度は低下することを意味する。
　Ｔｉ含有量が高い場合において、内圧疲労試験を行った鋼管の破面観察から直径２０μｍ以下の複数のＡｌ２Ｏ３系介在物をＴｉが主成分のフィルム状の薄い層が架橋する形態の複合介在物（以下、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物という。）が観察された。特に、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超えると、大型のＴｉ－Ａｌ複合介在物が生じるおそれがある。大型のＴｉ－Ａｌ複合介在物は、非常に高い内圧条件下での破損寿命の低下を招くおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする必要がある。
　旧γ粒の粗大化を防止するために、Ｔｉ含有量は０．００６％以上であるのが好ましく、０．００７％以上であるのがより好ましい。また、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物の形成を防止する観点からは、Ｔｉ含有量は０．０１３％以下であるのが好ましく、０．０１２％以下であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％
　Ｎｂは、鋼中で炭化物または炭窒化物として微細に分散し、結晶粒界を強くピン止めすることで、組織の微細化に寄与し、限界内圧を向上させる効果を有する。また、Ｎｂの炭化物または炭窒化物の微細分散により、鋼の靭性が向上する。これらの目的のため、０．０１５％以上のＮｂを含有させる必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０４５％を超えると、炭化物、炭窒化物が粗大化し、かえって靭性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は０．０１５～０．０４５％とする。Ｎｂ含有量は０．０１８％以上であるのが好ましく、０．０２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましく、０．０３５％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、焼入れ性および耐摩耗性を向上させる効果を有する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると靭性および冷間加工性が低下するため、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量を０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましく、０．３０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高めるため、高強度確保に寄与する元素である。そのため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えてもその効果は飽和する上に、合金コストが嵩む結果となる。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量を０．０３％以上とすることが好ましく、０．０８％以上とすることがより好ましい。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高めることで強度および靭性を向上させる効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えてもその効果は飽和する上に、合金コストの上昇を招く結果となる。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下とするのが好ましく、０．３５％以下とするのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めることで強度および靭性を向上させる効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えてもその効果は飽和する上に、合金コストの上昇を招く結果となる。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４０％以下とするのが好ましく、０．３５％以下とするのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｖ：０～０．１５％
　Ｖは、焼戻し時に微細な炭化物（ＶＣ）として析出して、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能とし、鋼の高強度化および高靭性化に寄与する元素である。そのため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えるとかえって靭性の低下を招くため含有させる場合のＶ含有量は０．１５％以下とする。Ｖ含有量は０．１２％以下とするのが好ましく、０．１０％以下とするのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることがより好ましい。
　本発明の燃料噴射管用鋼管の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　２．金属組織
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の肉厚中央部における金属組織は、実質的に焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織からなるものである。具体的には、上記金属組織は、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを含み、かつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上である。
　組織中にフェライト・パーライト組織が存在すると、介在物起点の破損が解消されたとしても、局所的に硬さの低いフェライト相を起点として破損が生じるため、巨視的な硬さおよび引張強さから期待される限界内圧が得られない。また、焼戻しマルテンサイトを含まない組織またはフェライト・パーライト組織では高い引張強さを確保することが困難になる。
　また、疲労強度を向上させるためには、組織を微細化する必要があり、具体的には、旧オーステナイト粒度番号を９．０以上とする必要がある。粒度番号が９．０未満の細粒化が不十分な鋼管では、組織の疲労強度が低下するため、介在物が起点とならなくても限界内圧が低下するためである。旧オーステナイト粒度番号は１０．０以上であるのが好ましい。なお、粒度番号は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２の規定によるものである。
　さらに、超高サイクル領域における疲労強度を向上させるためには、酸化物等の介在物の寸法を低減するとともに、これにトラップされる水素を低減させる必要がある。本発明者らが種々の材料を用いて調査を行った結果、介在物の粒径のばらつきを小さくすることで、焼戻し等の加熱処理において効率的に介在物にトラップされる水素を低減でき、超高サイクル領域における疲労強度低下を抑制できることを見出した。
　また、従来から言われているように最も粗大な介在物の寸法を低減すれば高サイクル領域の疲労強度を向上できることから、粗大な介在物の形成の防止と、介在物の粒径のばらつき低減の組み合わせによって、超高サイクル領域における疲労強度を向上させることができる。
　本発明においては、以下の条件を満足するよう、介在物の寸法を制御するものとする。まず、鋼管の長手方向に垂直な断面から、面積が０．４ｍｍ２の任意の視野を２０か所選択する。そして、２０か所の視野において光学顕微鏡を用いて介在物の観察を行い、それぞれの視野において観察される介在物の面積を測定する。そして、２０か所の各視野における介在物の面積の平方根の最大値をそれぞれａｎ（ｎ＝１～２０）とする。この時に、ａｎの最大値ａｍａｘを３０．０μｍ以下とし、かつａｎの平均値ａａｖがａｍａｘの４０％以上とする。
　厳密な機構については解明には至っていないが、鋼中に存在する介在物の寸法が上記規定を満足することによって、焼戻し等の加熱処理において効率的に介在物にトラップされる水素を低減でき、疲労破壊の起点になり得る粗大介在物の量も低減されることから、超高サイクル領域における疲労強度を向上しているものと推測される。
　３．機械的性質
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の肉厚中央部における硬さは、３５０～４６０ＨＶ１である。上記硬さが３５０ＨＶ１未満では、十分な強度および限界内圧を得ることができない。一方、上記硬さが４６０ＨＶ１を超えると、疲労強度が顕著に低下する。なお、「ＨＶ１」は、試験力を９．８Ｎ（１ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９を参照）。
　肉厚中央部における硬さが３５０ＨＶ１以上となることによって、１１００ＭＰａ以上の引張強さと３５０ＭＰａ以上の限界内圧とが得られる。限界内圧が３５０ＭＰａ以上となることによって、破壊疲労に対する安全性を確保することが可能になる。１２００ＭＰａ以上の引張強さを得たい場合には、上記硬さは４００ＨＶ１以上であることが好ましい。
　なお、本発明において、限界内圧とは、内圧疲労試験において最低内圧を１８ＭＰａとして、時間に対して正弦波をとる繰返し内圧変動を与え、繰返し数が１０７回になっても破損（リーク）が生じない最高内圧（ＭＰａ）を意味する。具体的には、縦軸を最大内圧とし、横軸を破損繰返し数としたＳ－Ｎ線図上で、破損が生じた最大内圧の最小値と、１０７回になっても破損しなかった最大値の中間値を限界内圧とする。
　４．寸法
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の寸法については特に制限は設けない。しかしながら、一般的に燃料噴射管は使用時における内部の圧力変動を少なくするために、ある程度の容量が必要となる。そのため、本発明に係る燃料噴射管用鋼管の内径は２．５ｍｍ以上であることが望ましく、３．０ｍｍ以上であることがより望ましい。また、燃料噴射管は高い内圧に耐える必要があるため、鋼管の肉厚は１．５ｍｍ以上であることが望ましく、２．０ｍｍ以上であることがより望ましい。一方、鋼管の外径が大きすぎる場合、曲げ加工等が困難になる。そのため、鋼管の外径は２０ｍｍ以下であることが望ましく、１０ｍｍ以下であることがより望ましい。
　さらに、高い内圧に耐えるためには、鋼管の内径が大きいほどそれに応じて肉厚を大きくすることが望ましい。鋼管の内径が一定であれば、肉厚が大きくなるに従い、鋼管の外径も大きくなる。すなわち、高い内圧に耐えるためには、鋼管の内径が大きいほど鋼管の外径も大きくすることが望ましい。燃料噴射管用鋼管として十分な限界内圧を得るためには、鋼管の外径および内径は下記（ｉ）式を満足することが望ましい。
　Ｄ／ｄ≧１．５　　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　なお、上記の鋼管の外径および内径の比であるＤ／ｄは２．０以上であることがより望ましい。一方、Ｄ／ｄの上限は特に設けないが、その値が過大であると曲げ加工が困難になることから、３．０以下であることが望ましく、２．８以下であることがより望ましい。
　５．製造方法
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の製造方法について特に制限はないが、例えば、継目無鋼管から製造する場合、以下の方法で予め介在物を抑制した鋼塊を準備し、その鋼塊からマンネスマン製管等の手法で素管を製造し、冷間加工により所望の寸法形状にした後、熱処理をすることによって、製造することができる。
　介在物の形成を抑制するためには、上述のように化学組成を調整すると共に、鋳込み時の鋳片の断面積を大きくすることが好ましい。鋳込み後、凝固するまでの間に大きな介在物は浮上するからである。鋳込み時の鋳片の断面積は２００，０００ｍｍ２以上であることが望ましい。さらに、鋳造速度を遅くすることにより、軽い非金属介在物をスラグとして浮上させて鋼中の非金属介在物そのものを減少させることができる。例えば、連続鋳造においては鋳込み速度０．３～０．７ｍ／ｍｉｎで実施できる。
　また、介在物の浮上分離を促進するため、タンディッシュヒータ等を採用することで、鋳込み温度を制御することが好ましい。この際のタンディッシュ内の溶鋼保持温度は、１５４０℃以上とすることが好ましい。溶鋼段階でこれらの方法に基づき粗大な介在物を除去することで、本発明の規定を満足するよう、介在物の寸法を制御することが可能となる。
　このようにして得られた鋳片から、例えば分塊圧延等の方法で製管用のビレットを準備する。そして、例えば、マンネスマン－マンドレルミル製管法で穿孔圧延、延伸圧延を行い、ストレッチレデューサー等による定径圧延で所定の熱間製管の寸法に仕上げる。次いで、冷間引抜加工を数回繰り返して、所定の冷間仕上げの寸法とする。冷間引抜きにあたっては、その前に、またはその中間で応力除去焼鈍を行うことで冷間引抜加工を容易にすることができる。また、プラグミル製管法等、他の製管法を用いることも可能である。
　このようにして、最終の冷間引抜加工を行った後、目的とする燃料噴射管としての機械特性を充足させるため、焼入れおよび焼戻しの熱処理を行う。
　焼入れ処理においては、少なくともＡｃ３変態点＋３０℃以上の温度に加熱、急冷を行うのが好ましい。加熱温度がＡｃ３変態点＋３０℃未満では、オーステナイト化が不完全となる結果、焼入れによるマルテンサイト形成が不十分となり、所望の引張強さを得ることができないおそれがあるためである。一方、加熱温度は、１１５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度が１１５０℃を上回るとγ粒の粗大化が生じやすくなるためである。加熱温度は、１０００℃以上とすることがより好ましい。
　Ａｃ３変態点は、非特許文献２に記載の下記式に従って算出する。
　　Ａｃ３（℃）＝９１２－２３０．５Ｃ＋３１．６Ｓｉ－２０．４Ｍｎ－３９．８Ｃｕ－１８．１Ｎｉ－１４．８Ｃｒ＋１６．８Ｍｏ
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合には０を代入するものとする。
　焼入れ時の加熱方法は、特に限定されるものではないが、高温長時間の加熱は、保護雰囲気でない場合においては、鋼管表面に生成するスケールが多くなり、寸法精度および表面性状の低下に繋がる。また、加熱速度が遅くなると、旧γ粒径を微細化することが困難となる。したがって、ウォーキングビーム炉等、炉加熱での加熱は好ましくない。
　加熱方式として高周波誘導加熱方法または直接通電加熱方法を採用すれば、短時間保持の加熱を実現することができ、鋼管表面に発生するスケールを最小に抑制することが可能となるため好ましい。また、加熱速度を大きくすることで旧γ粒の微細粒化を実現しやすくなるので有利である。加熱速度は、２５℃／ｓ以上とするのが好ましく、５０℃／ｓ以上とするのがより好ましく、１００℃／ｓ以上とするのがさらに好ましい。スケール抑制の観点からは、加熱雰囲気として、酸素ポテンシャルの低い雰囲気または非酸化性の還元雰囲気が好ましい。
　焼入れ時の冷却については、所望の強度を安定かつ確実に得るために、５００～８００℃の温度範囲における冷却速度を５０℃／ｓ以上とすることが好ましく、１００℃／ｓ以上とすることがより好ましく、１２５℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。冷却方法としては、水焼入れ等の急冷処理を用いるのが好ましい。
　急冷されて常温まで冷却された鋼管は、そのままの状態では硬くて脆いため、焼戻しするのが好ましい。但し、焼戻しの温度が４５０℃を超えると、硬さの低下が著しく、所望の強度を得ることが困難になる。一方、焼戻し温度が２５０℃未満では焼戻しが不十分となりやすく、靭性および加工性が不十分になるおそれがある上に、介在物にトラップされた水素の低減が不十分となる。したがって、焼戻し温度は２５０～４５０℃とすることが好ましく、３００～４２０℃とすることがさらに好ましい。焼戻し温度での保持時間は特に限定されるものではないが、通常は１０～１２０ｍｉｎ程度である。なお、焼戻しの後、適宜ストレートナー等で曲がりを矯正してもよい。
　本発明の燃料噴射管用鋼管は、例えばその両端部分に接続頭部を形成することで、高圧燃料噴射管とすることができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学成分を有する１３種の鋼素材を製造した。表２に示すように、鋼Ｄを用いた試験Ｎｏ．９を除く鋼素材については、転炉および連続鋳造により製造し、試験Ｎｏ．９についてはラボ溶解炉によって製造した。
　試験Ｎｏ．９以外については、いずれも、連続鋳造では鋳込み時の鋳造速度を０．５ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の断面積を２００，０００ｍｍ２以上とした。また、そのうち試験Ｎｏ．８（鋼Ｃ）を除く鋼素材については、タンディッシュヒータを使用し、溶鋼温度を１５４０℃以上に保持した。試験Ｎｏ．８（鋼Ｃ）については、タンディッシュヒータを使用しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記鋼素材から製管用ビレットを製造し、マンネスマン－マンドレル製管法で穿孔圧延、延伸圧延を行い、ストレッチレデューサー定径圧延により、外径３４ｍｍ、肉厚４．５ｍｍの寸法に熱間製管した。この熱間仕上げされた素管を抽伸するために、まず素管先端を口絞りし、潤滑剤を塗布した。続いて、ダイスおよびプラグを用いて引抜加工を行い、必要に応じて軟化焼鈍を行い、徐々に管径を縮小し、外径８．０ｍｍ、内径４．０ｍｍの鋼管に仕上げた。
　そして、表２に示す条件で焼入れ焼戻し処理を行い、外内表面のスケール除去・平滑化処理を行った。この時焼入れ処理は、表２中の試験Ｎｏ．１～９および１２～２０では１００℃／ｓの昇温速度で１１００℃まで高周波加熱し、５０℃／ｓ以上で急冷（保持時間５ｓ以下）し、試験Ｎｏ．１０および１１では、それぞれ１０００℃および１１００℃で１０ｍｉｎ保持した後、５０℃／ｓ以上で水冷する条件で行った。焼戻し処理は、１５０～６４０℃で１０ｍｉｎ保持後放冷の条件で行った。具体的な焼戻し温度は表２に併記する。
　得られた鋼管に関して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に規定の１１号試験片による引張試験を行い、引張強さを求めた。なお、鋼管に十分な長さの直管部がない場合は、非特許文献１に示されるような薄肉ダンベル形状の小型試験片を切り出して引張試験を行ってもよい。
　また、各鋼管から組織観察用の試料を採取し、管軸方向に垂直な断面を機械研磨した。エメリーペーパーとバフで研磨後、ナイタール腐食液を用いて、実質的に焼戻しマルテンサイト単相または焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織であることを確認した。すなわち、いずれの組織においても、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上であった。
　そして、再度バフ研磨した後、ピクラール腐食液を用いて、観察面内の旧γ結晶粒界を現出させた。その後、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して、観察面の旧オーステナイト結晶粒度番号を求めた。なお、旧オーステナイト結晶粒度番号は焼戻しによっては変化しないので、鋼種と焼入れ条件が同じ試験Ｎｏ．１～５については試験Ｎｏ．４の測定値を、試験Ｎｏ．６および７については試験Ｎｏ．６の測定値を代表値とした。
　また、以下の手順に従い、介在物の観察を行った。まず、得られた鋼管の長手方向に垂直な断面から、面積が０．４ｍｍ２の任意の視野を２０か所選択した。そして、２０か所の視野において光学顕微鏡を用いて介在物の観察を行い、それぞれの視野において観察される介在物の面積を測定した。そして、２０か所の各視野における介在物の面積の平方根の最大値をそれぞれａｎ（ｎ＝１～２０）とし、ａｎの最大値ａｍａｘおよび平均値ａａｖを求め、ａａｖ／ａｍａｘの値を算出した。
　次に、鋼管の肉厚中央部において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に基づくビッカース硬さの測定を行った。試験力は９．８Ｎ（１ｋｇｆ）とした。
　内圧疲労試験は、以下の手順により実施した。まず、各鋼管を長さ２００ｍｍに切断し、管端加工を施し、内圧疲労試験用噴射管試験片とした。疲労試験は、試料の片側端面をシールし、もう片側端面より試料内部に圧力媒体として作動油を封入し、封入部の内圧を最大内圧から最小１８ＭＰａの範囲で、時間に対して正弦波をとるように繰返し変動させるものである。内圧変動の周波数は８Ｈｚとした。内圧疲労試験の結果として繰返し数が１０７回になっても破損（リーク）が起こらない最大内圧を限界内圧として評価した。
　さらに、図１に示す形状の試験片を作製し、回転曲げ疲労試験を以下の手順で行った。具体的には、長さ１００ｍｍの直管形状の試料を切り出し、中央部にＲ７ｍｍの切欠きを設け、切欠き底の直径を５ｍｍとした。回転曲げ疲労試験は、片持ち回転曲げ疲労試験機を用いて行った。すなわち、試料の片端をモーターの回転軸に固定し、もう片端に軸受を介して重錘を吊るす方式にて、疲労試験を行った。
　環境は室温・大気中とし、試験応力については、重錘から計算される公称応力に、ひずみゲージで実測して得た応力集中係数を乗じて設定した。試験周波数は５２Ｈｚである。数段階の試験応力にて疲労試験を行い、破断または１×１０９回で破断しなかった場合は、そこで打切りとした。
　疲労試験結果より、１×１０７回および１×１０９回に対する時間強度を以下の手順で求めた。すなわち、時間強度の繰返し数より短寿命で破断したデータのうち、最も低い試験応力（最小破断応力）と、時間強度の繰返し数の時点で未破断であったデータのうち、最も高い試験応力（最大未破断応力）を求めた。最小破断応力が最大未破断応力より低い場合は、両者の平均値の応力、最小破断応力が最大未破断応力より高い場合は最小破断応力を、時間強度とした。そして、超高サイクル領域における疲労強度低下の指標として、１×１０９回に対する時間強度を、１×１０７回に対する時間強度で除した値を採用した。
　それらの結果を表２に併記する。
　表２に示すように、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．３、４、６および１２～１６では、高い限界内圧と優れた疲労特性を有することが分かる。これに対して、試験Ｎｏ．１、２、５、７～１１および１７～２０は、本発明の規定のいずれかを満足しない比較例である。
　具体的には、試験Ｎｏ．１および２では、焼戻し温度が高く、硬さが低下したため、限界内圧も劣る結果となった。一方、試験Ｎｏ．５および７では、焼戻し温度が低く、硬さが過剰であり、介在物にトラップされた水素が多く存在したため、超高サイクル領域における疲労特性が劣化する結果となった。
　また、試験Ｎｏ．８では、タンディッシュヒータによる鋳込み温度の制御を行わず、試験Ｎｏ．９ではラボ溶解炉を用い、十分に介在物の除去を行わなかった。そのため、ａｍａｘまたはａａｖ／ａｍａｘが規定から外れ、すなわち、粗大介在物が存在し、これに水素がトラップされた状態であった。その結果、超高サイクル領域における疲労特性が劣化する結果となった。試験Ｎｏ．１０および１１では、旧γ粒径が大きくなったため、限界内圧が劣る結果となった。
　さらに、試験Ｎｏ．１７では、Ｃ含有量が低すぎるため、硬さが低く、限界内圧も劣る結果となった。試験Ｎｏ．１８では、Ｔｉ含有量が高すぎるため、粗大なＴｉ－Ａｌ複合介在物が生じやすくなり、ａｍａｘが規定から外れ、限界内圧および超高サイクル領域における疲労特性のいずれもが劣化する結果となった。そして、試験Ｎｏ．１９では、ＴｉおよびＮｂの含有量がいずれも低く、試験Ｎｏ．２０では、Ｎｂを含まなかったため、いずれも旧γ粒径が大きくなり、限界内圧が劣る結果となった。
　本発明によれば、１１００ＭＰａ以上の引張強さを有すると共に、超高サイクル領域において高い疲労強度を有する燃料噴射管用鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、特に自動車用の燃料噴射管として好適に用いることができる。

Claims (3)

  1. 　燃料噴射管用の鋼管であって、
    　前記鋼管の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１７～０．２７％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
    　Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．００４０％以下、
    　Ｃａ：０．００１０％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、
    　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
    　Ｃｒ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．１５％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　前記鋼管の肉厚中央部における金属組織が、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを含み、かつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、
    　焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの旧オーステナイト粒度番号が９．０以上であり、
    　前記鋼管の肉厚中央部における硬さが、３５０～４６０ＨＶ１であり、
    　前記鋼管の長手方向に垂直な断面から、面積が０．４ｍｍ２の任意の視野を２０か所選択し、各視野において観察される介在物の面積の平方根の最大値をそれぞれａｎ（ｎ＝１～２０）とした際に、ａｎの最大値ａｍａｘが３０．０μｍ以下であり、かつａｎの平均値ａａｖがａｍａｘの４０％以上である、
    　燃料噴射管用鋼管。
  2. 　前記鋼管の化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０３～１．００％、
    　Ｍｏ：０．０３～１．００％、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、および
    　Ｖ：０．０２～０．１５％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載の燃料噴射管用鋼管。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の燃料噴射管用鋼管を用いた燃料噴射管。
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