WO2020166638A1 - 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
大村　朋彦
勇次 荒井
遠藤　修
直樹 芹澤
辰也 増田
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Nippon Steel Corp
Usui Co Ltd
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Nippon Steel Corp
Usui Co Ltd
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • 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.
  • An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a steel pipe for a fuel injection pipe having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance, 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 hardness of the central portion of the wall thickness of the steel pipe is 350 to
  • 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 In order to secure the prescribed strength, it is necessary to raise the hardness by making the metal structure substantially a single phase of tempered martensite or a multiphase structure composed of tempered martensite and tempered bainite.
  • the presence of coarse carbides in the steel serves as the starting point for hydrogen cracking and the path of progress. Further, it becomes difficult to secure fine carbides that trap hydrogen, and it becomes impossible to obtain the effect of suppressing absorption of hydrogen into lattice strain and dislocation.
  • 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 effect, the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, further preferably 0.08% 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 lattice spacing of the (211) diffraction surface by CoK ⁇ characteristic X-ray diffraction is 1.1716 ⁇ or less, and the half width of the (211) diffraction surface is 1.200° or less.
  • An X-ray diffractometer is used for the measurement, and the measurement conditions are a CoK ⁇ characteristic X-ray, a tube voltage of 30 kV and a tube current of 100 mA.
  • the focus on the (211) diffractive surface is that when carbon is solid-dissolved, carbon atoms invade between (001) surfaces to widen the lattice spacing, and the (001) surface itself does not become a diffractive surface. This is because the change of the (001) plane geometrically affects the (211) plane.
  • the diffraction angle is calibrated by using a Si standard plate and confirming that the diffraction peak position of the specific surface is not displaced from the reference position. Further, the half width is corrected by using LaB 6 (lanthanum hexaboride) as a standard sample and measuring the width spread of the device in advance.
  • LaB 6 lanthanum hexaboride
  • the number density of coarse cementite having a diameter of 50 nm or more is set to 20/ ⁇ m 2 or less.
  • the number density of coarse cementite is measured by observation with a transmission electron microscope (TEM). Specifically, a thin film having a thickness of 100 nm is produced from the central portion of the wall thickness of the steel pipe, and observation with a TEM is performed at a magnification of 30,000 times. Then, a cementite having a diameter of 50 nm or more is specified. Each grain is approximated to an ellipse to measure its major axis and minor axis, and the average value thereof is used as the diameter of cementite. Then, the number density is obtained by dividing the number of specified coarse cementites by the visual field area.
  • TEM transmission electron microscope
  • 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, hydrogen embrittlement resistance 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.
  • 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 to a temperature of Ac 3 transformation point +30° C. or higher.
  • the heating temperature By setting the heating temperature to the Ac 3 transformation point +30° C. or higher, martensite formation by quenching becomes sufficient, and desired tensile strength can be obtained. Further, in order to reduce the number of coarse cementite particles and finely disperse them, it is necessary to completely dissolve carbon in heating. When the heating temperature is less than Ac 3 transformation point +30°C, carbon may not be completely solid-dissolved.
  • 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 increases the scale generated on the surface of the steel pipe in a non-protective atmosphere, which leads to deterioration in dimensional accuracy and surface quality.
  • a furnace such as a walking beam furnace
  • the heating atmosphere is preferably an atmosphere having a low oxygen potential or a non-oxidizing reducing atmosphere.
  • 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.
  • the holding time at the heating temperature is preferably 1 s or less.
  • the heating rate is preferably relatively low, and preferably 20 to 80° C./s.
  • 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.
  • 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 8 and 11 to 19, high-frequency heating was performed up to 1100° C. at the temperature rising rate shown in Table 2, and rapid cooling was performed at 50° C./s or more (holding time 1 s or less). In Nos. 9 and 10, after holding at 1000° C. and 1100° C. for 10 minutes, 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.
  • the X-ray diffractometer was used to measure the lattice spacing and the half width of the (211) diffraction surface.
  • the measurement conditions were a CoK ⁇ characteristic X-ray, a tube voltage of 30 kV, and a tube current of 100 mA.
  • Calibration of the diffraction angle is carried out by confirming whether the diffraction peak position of the specific surface is no deviation with respect to the reference position using the Si standard plate, the half width, LaB 6 a (lanthanum hexaboride) It was used as a standard sample and was corrected by measuring the breadth of the device in advance.
  • a thin film with a thickness of 100 nm was made from the center of the wall thickness of the steel pipe, and observation was performed with TEM at a magnification of 30,000 times, and cementite with a diameter of 50 nm or more was identified. Each particle was approximated to an ellipse to measure the major axis and the minor axis, and the average value was used as the diameter of cementite. Then, the number density of the identified coarse cementites was obtained by dividing the number of coarse cementites by the visual field area.
  • 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.
  • the amount of diffusible hydrogen was measured by the following method. First, each steel pipe was cut into a length of 10 mm, set in a quadrupole hydrogen analyzer, heated from room temperature to 300° C., and the total amount of released hydrogen was measured. This was defined as the diffusible hydrogen amount C 0 . ..
  • a test piece having the shape shown in FIG. 1 was produced, and a hydrogen charge constant load test was performed in which the test load was applied for up to 200 hours while hydrogen charging.
  • the unit of dimensions shown in FIG. 1 is mm.
  • the hydrogen charging was performed by immersing the test piece in an electrolytic solution and applying a potential as a cathode.
  • a salt solution containing ammonium thiocyanate was used as the electrolytic solution, and the amount of invading hydrogen was adjusted by adjusting the concentration and the current density.
  • the test load was decided by the following procedure. An elasto-plastic FEM analysis using the stress-strain curve obtained from the tensile test of the steel pipe as input data was performed on the actual injection pipe, and the maximum stress was clarified. Next, an elasto-plastic analysis of the test piece was performed to clarify the load at which the maximum stress generated in the notch of the test piece was the same as that of the actual injection pipe, and this was used as the test load.
  • the test piece was taken out at the time of breakage during the hydrogen charge constant load test, or at the time of 200 hours without break, and the diffusible hydrogen amount was measured, which was defined as the critical diffusible hydrogen amount C th .
  • the C th in the case of no fracture is equal to or higher than the measured value.
  • the C th / C 0 obtained by dividing the critical diffusible hydrogen amount C th at diffusible hydrogen content C 0 is referred to as a hydrogen resistance safety factor, and the evaluation index it.
  • test No. satisfying the requirements of the present invention It can be seen that 3 to 5, 8 and 11 to 15 have a high internal limit pressure and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • test No. 1, 2, 6, 7, 9, 10 and 16 to 19 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. On the other hand, the test No. In Nos. 6, 9 and 10, the tempering temperature was low and the lattice strain could not be reduced. In Nos. 6 and 10, the hardness was excessive, so that the hydrogen embrittlement resistance deteriorated. Test No. In No. 7, since the rate of temperature rise during quenching was high, carbon could not be completely solid-dissolved, and the number density of coarse carbides became excessive, resulting in deterioration of hydrogen embrittlement resistance.
  • test No. In No. 16 since the C content was too low, the hardness was low and the internal limit pressure was also inferior.
  • Test No. 17 the Ti content was too high, and the test No. In No. 18, the contents of Ti and Nb are both low, and the test No. In No. 19, since Nb was not included, the results were inferior in the internal limit pressure.
  • 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、硬さが350～460HV1であり、CoKα特性X線回折による(211)回折面の格子面間隔が1.1716Å以下であり、かつ半価幅が1.200°以下であり、直径が50nm以上のセメンタイトの個数密度が20/μm2以下である、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、鋼管の耐水素脆化性が顕著に低下することが分かった。より高い信頼性を確保するためには、高い強度を付与した場合であっても、製造工程で侵入する水素による脆化を抑制することが要求される。
　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、耐水素脆化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、
　前記鋼管の肉厚中央部における硬さが、３５０～４６０ＨＶ１であり、
　ＣｏＫα特性Ｘ線回折による（２１１）回折面の格子面間隔が１．１７１６Å以下であり、かつ（２１１）回折面の半価幅が１．２００°以下であり、
　直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度が２０／μｍ２以下である、
　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、耐水素脆化性に優れる燃料噴射管用鋼管を得ることが可能となる。
水素チャージ定荷重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、硬さを上げる必要がある。
　一方、硬さが過剰となると、耐水素脆化性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、検討を行ったところ、鋼の硬さを低減しただけでは水素脆化を抑制できない場合があることが分かった。固溶Ｃにより生じる結晶格子のひずみおよび転位が水素を吸収し、耐水素脆化性を悪化させるためであると考えられる。種々の鋼材を用いた調査の結果、格子ひずみおよび転位を低減し、具体的には、（２１１）回折面の格子面間隔および半価幅を所定値以下に制御することで、優れた耐水素脆化性を確保できることが分かった。
　また、鋼中に粗大な炭化物が存在すると、水素割れの起点および進展経路となる。また、水素をトラップする微細な炭化物の確保が困難となり、格子ひずみおよび転位への水素の吸収を抑制する効果が得られなくなる。
　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、０．０８％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、上述のように、格子ひずみおよび転位に水素が吸収されることによって水素脆化が生じるのを抑制するため、格子ひずみおよび転位を低減する必要がある。具体的には、ＣｏＫα特性Ｘ線回折による（２１１）回折面の格子面間隔を１．１７１６Å以下とし、かつ（２１１）回折面の半価幅を１．２００°以下とする。測定にはＸ線回折装置を用い、測定条件はＣｏＫα特性Ｘ線、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡとする。
　（２１１）回折面に着目したのは、炭素が固溶した際に炭素原子が（００１）面間に侵入してその格子面間隔を広げること、（００１）面そのものは回折面にならず、（００１）面の変化が幾何学的には（２１１）面に影響するためである。格子面間隔ｄは、回折角（ピークの角度，２θ）から次式のブラッグの式を用いて計算した。
　λ＝２×ｄ×ｓｉｎθ
　但し、λは回折Ｘ線の波長であり、ＣｏＫα線では１．７８９Åである。
　回折角の較正は、Ｓｉ標準板を用いて特定面の回折ピーク位置が基準位置に対してずれがないかを確認することにより行う。また、半価幅については、ＬａＢ６（六ホウ化ランタン）を標準試料として用い、予め装置の幅広がりを計測することにより、補正を行うこととする。
　さらに、耐水素脆化性を確保するためには、水素のトラップサイトとなる微細なセメンタイトを分散させる必要がある。一方、粗大なセメンタイトの量が多くなると、粗大なセメンタイト自身が水素割れの起点および進展経路となるだけでなく、微細なセメンタイトの確保が困難になる。そのため、直径が５０ｎｍ以上の粗大なセメンタイトの個数密度を２０／μｍ２以下とする。
　本発明において、粗大なセメンタイトの個数密度は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察により測定するものとする。具体的には、鋼管の肉厚中央部から、厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、３００００倍の倍率でＴＥＭによる観察を行う。そして、直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトを特定する。なお、各粒を楕円近似して長径および短径を測定し、その平均値をセメンタイトの直径とする。そして、特定された粗大なセメンタイトの個数を視野面積で除することで、個数密度を求める。
　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、耐水素脆化性が顕著に低下する。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。
　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、Ａｃ３変態点＋３０℃以上の温度に加熱、急冷を行うのが好ましい。加熱温度をＡｃ３変態点＋３０℃以上とすることで、焼入れによるマルテンサイト形成が十分となり、所望の引張強さを得ることができる。また、粗大なセメンタイトの個数を低減し、微細分散させるためには、加熱時に炭素を完全に固溶させる必要がある。加熱温度がＡｃ３変態点＋３０℃未満では、炭素を完全に固溶することができないおそれがある。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ので、ウォーキングビーム炉等、炉加熱の場合は、１０～２０ｍｉｎ程度の短時間の保持時間にすることが好ましい。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。
　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。この場合、上記加熱温度での保持時間は１ｓ以下とすることが好ましい。また、加熱時に炭素を完全に固溶させるためには、加熱速度は比較的低くすることが好ましく、２０～８０℃／ｓとするのが好ましい。
　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。それに加えて、固溶Ｃによる格子ひずみおよび転位により、耐水素脆化性が悪化するおそれがある。そのため、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、格子ひずみおよび転位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１１種の鋼素材を製造した。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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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．１～８および１１～１９では表２に示す昇温速度で１１００℃まで高周波加熱し、５０℃／ｓ以上で急冷（保持時間１ｓ以下）し、試験Ｎｏ．９および１０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。
　また、Ｘ線回折装置を用いて、（２１１）回折面の格子面間隔および半価幅の測定を行った。測定条件はＣｏＫα特性Ｘ線、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡとした。回折角の較正は、Ｓｉ標準板を用いて特定面の回折ピーク位置が基準位置に対してずれがないかを確認することにより行い、半価幅については、ＬａＢ６（六ホウ化ランタン）を標準試料として用い、予め装置の幅広がりを計測することにより、補正を行った。
　さらに、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、予備的なセメンタイトの観察を行った。その結果、試験Ｎｏ．７においては、セメンタイトと思われる粒状のコントラストが認められ、それ以外については、認められなかった。そこで、試験Ｎｏ．７に加えて、その他の試料の代表として試験Ｎｏ．４、５および８について、ＴＥＭを用いた観察を行った。
　具体的には、鋼管の肉厚中央部から、厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、３００００倍の倍率でＴＥＭによる観察を行い、直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトを特定した。なお、各粒を楕円近似して長径および短径を測定し、その平均値をセメンタイトの直径とした。そして、特定された粗大なセメンタイトの個数を視野面積で除することで、個数密度を求めた。
　試験Ｎｏ．１～３、６および９～１９については、ＴＥＭ観察は行っていないが、焼入れ時の加熱条件が試験Ｎｏ．４および８と同じであることから、粗大なセメンタイトの個数密度については、試験Ｎｏ．４および８の値の範囲と同等であり、少なくとも焼入れ時の昇温速度の高い試験Ｎｏ．５の値を下回るものと考えられる。
　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、耐水素脆化性の評価のため、以下の方法により、拡散性水素量の測定を行った。まず、各鋼管を長さ１０ｍｍに切断し、四重極水素分析計にセットした後、常温から３００℃まで昇温し、放出水素の総量を測定し、これを拡散性水素量Ｃ０とした。
　続いて、図１に示す形状の試験片を作製し、水素チャージしながら試験荷重を最長２００時間かけ続ける水素チャージ定荷重試験を行った。なお、図１に示す寸法の単位はｍｍである。水素チャージは、試験片を電解液に浸漬し、陰極として電位を付与することにより行った。電解液には、チオシアン酸アンモニウムを添加した食塩水を用い、その濃度および電流密度を調整することで、侵入水素量を調整した。
　試験荷重については、以下の手順で決定した。鋼管の引張試験を行って得られた応力－ひずみ曲線を入力データとした弾塑性ＦＥＭ解析を実噴射管に対して行い、その最大応力を明らかにした。次に、試験片の弾塑性解析を行って、試験片切欠き部に生じる最大応力が実噴射管と同じになる荷重を明らかにし、これを試験荷重とした。
　水素チャージ定荷重試験中に破断した時点、または未破断のまま２００時間経過時点で、試験片を取り出し、その拡散性水素量を測定し、これを臨界拡散性水素量Ｃｔｈとした。但し、未破断の場合のＣｔｈは測定値以上ということになる。臨界拡散性水素量Ｃｔｈを拡散性水素量Ｃ０で除したＣｔｈ／Ｃ０を耐水素安全係数と呼び、これを評価指標とした。本発明においては、過去のデータに基づき、耐水素安全係数が２．０以下の場合に水素脆性のリスクがあり、２．０を超える場合に水素脆性のリスクはないと判断した。
　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．３～５、８および１１～１５では、高い限界内圧と優れた耐水素脆化性とを有することが分かる。これに対して、試験Ｎｏ．１、２、６、７、９、１０および１６～１９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．６、９および１０では、焼戻し温度が低く、格子ひずみが低減できておらず、また試験Ｎｏ．６および１０では硬さも過剰であったため、耐水素脆化性が劣化する結果となった。試験Ｎｏ．７では、焼入れ時の昇温速度が高いため、炭素を完全に固溶できず、粗大な炭化物の個数密度が過剰となったため、耐水素脆化性が劣化する結果となった。
　さらに、試験Ｎｏ．１６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．１７では、Ｔｉ含有量が高すぎ、試験Ｎｏ．１８では、ＴｉおよびＮｂの含有量がいずれも低く、試験Ｎｏ．１９では、Ｎｂを含まなかったため、いずれも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、耐水素脆化性に優れ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、
    　前記鋼管の肉厚中央部における硬さが、３５０～４６０ＨＶ１であり、
    　ＣｏＫα特性Ｘ線回折による（２１１）回折面の格子面間隔が１．１７１６Å以下であり、かつ（２１１）回折面の半価幅が１．２００°以下であり、
    　直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度が２０／μｍ２以下である、
    　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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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AR128805A1 (es) * 2022-03-31 2024-06-12 Nippon Steel Corp Tubo de acero sin costura
CN119923487A (zh) * 2022-09-29 2025-05-02 杰富意钢铁株式会社 耐氢脆化特性优异的管线管用钢管、其制造方法、管线管用钢材及其制造方法
US20260110064A1 (en) * 2022-09-29 2026-04-23 Jfe Steel Corporation Steel pipe with good fatigue property in hydrogen and method for producing the same, and steel material and method for producing the same

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957329A (ja) 1995-08-28 1997-03-04 Nkk Corp ディーゼルエンジン燃料噴射管用鋼管の製造方法
WO2007119734A1 (ja) 2006-04-13 2007-10-25 Usui Kokusai Sangyo Kaisha, Ltd. 燃料噴射管用鋼管
WO2009008281A1 (ja) 2007-07-10 2009-01-15 Usui Kokusai Sangyo Kaisha, Ltd. 燃料噴射管用鋼管およびその製造方法
JP2010024503A (ja) * 2008-07-22 2010-02-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度鋼製粗形品およびその製造方法
JP2010106353A (ja) * 2008-10-31 2010-05-13 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
JP2011084813A (ja) * 2009-09-15 2011-04-28 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法
WO2015129617A1 (ja) 2014-02-25 2015-09-03 臼井国際産業株式会社 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
WO2016038809A1 (ja) * 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2016103538A1 (ja) * 2014-12-24 2016-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI0406697B1 (pt) * 2003-01-30 2016-06-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp tubos de aço para peças de elementos de mancais e métodos para produção bem como para usinagem dos mesmos
US9340847B2 (en) * 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
CN105102657B (zh) * 2013-03-29 2017-03-15 杰富意钢铁株式会社 钢材及氢用容器、以及它们的制造方法
MX2017016594A (es) * 2015-06-17 2018-11-09 Usui Co Ltd Tuberia de acero para tuberia de inyeccion de combustible y metodo para su produccion.
JP2017166019A (ja) * 2016-03-16 2017-09-21 新日鐵住金株式会社 高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957329A (ja) 1995-08-28 1997-03-04 Nkk Corp ディーゼルエンジン燃料噴射管用鋼管の製造方法
WO2007119734A1 (ja) 2006-04-13 2007-10-25 Usui Kokusai Sangyo Kaisha, Ltd. 燃料噴射管用鋼管
WO2009008281A1 (ja) 2007-07-10 2009-01-15 Usui Kokusai Sangyo Kaisha, Ltd. 燃料噴射管用鋼管およびその製造方法
JP2010024503A (ja) * 2008-07-22 2010-02-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度鋼製粗形品およびその製造方法
JP2010106353A (ja) * 2008-10-31 2010-05-13 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
JP2011084813A (ja) * 2009-09-15 2011-04-28 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法
WO2015129617A1 (ja) 2014-02-25 2015-09-03 臼井国際産業株式会社 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
WO2016038809A1 (ja) * 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2016103538A1 (ja) * 2014-12-24 2016-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
EISUKE NAKAYAMAMITSUO MIYAHARAKAZUO OKAMURAHIROKI FUJIMOTOKIYOYUKI FUKUI: "Prediction of Fatigue Strength of Spot-Welded Joints Based on Local Material Strength Properties Measured by Small Specimen", J. SOC, MAT. SCI., JAPAN, vol. 53, no. 10, October 2004 (2004-10-01), pages 1136 - 1142
See also references of EP3925714A4
TATSURO KUNITAKE, HEAT TREATMENT, vol. 41, 2001, pages 164

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