CN107735506B - 燃料喷射管用钢管及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种燃料喷射管用钢管，其具有500～900MPa的拉伸强度、并且屈服比为0.50～0.85，所述钢管具有满足[IP≥0.41×TS×α](α＝[(D/d)²‑1]/[0.776×(D/d)²]，TS为钢管的拉伸强度(MPa)，D：钢管外径(mm)，d：钢管内径(mm))的临界内压(IP)，将所述钢管沿管轴方向半切割后，管内表面上的周向残余应力为‑20MPa以下。

Description

燃料喷射管用钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及燃料喷射管用钢管及其制造方法。

背景技术

作为应对将来能源枯竭的对策，促进节约能源的运动、资源的再利用运动和达成这些目的的技术的开发盛行。特别是，近年来，作为世界性课题，为了防止地球的温暖化，强烈要求降低伴随着燃料的燃烧的CO₂的排出量。

作为CO₂的排出量少的内燃机，可以举出汽车等中使用的柴油机。然而，柴油机虽然CO₂的排出量少，但存在产生黑烟的问题。黑烟在相对于喷射的燃料而言氧气不足的情况下产生。即，燃料被部分热分解从而引起脱氢反应，生成黑烟的前体物质，该前体物质再次热分解，进行聚集和合并，从而变为黑烟。担心如此产生的黑烟引起大气污染，对人体造成不良影响。

对于上述黑烟，通过提高向柴油机的燃烧室喷射燃料的喷射压，可以降低其产生量。然而，为此，燃料喷射中使用的钢管要求高疲劳强度。对于这样的燃料喷射管或燃料喷射管用钢管，公开了下述技术。

专利文献1中公开了如下的柴油机的燃料喷射所用钢管的制造方法：通过采用喷丸处理对经过热轧的无缝钢管坯料的内表面进行研削·研磨，然后进行冷拔加工。如果采用该制造方法，则可以使钢管内表面的缺陷(凹凸、痂、微细裂纹等)的深度为0.10mm以下，因此可以实现燃料喷射所用钢管的高强度化。

专利文献2中公开了：拉伸强度为900N/mm²以上、至少于钢管的自内表面起至深度20μm存在的非金属夹杂物的最大直径为20μm以下的燃料喷射管用钢管。

专利文献2的发明中，使用通过S的降低、对浇注方法下工夫、Ca的降低等排除了A系、B系、C系的粗大夹杂物的钢材，制造钢管坯，通过冷加工调整为目标直径，然后淬火、回火，从而实现了900MPa以上的拉伸强度，实施例中实现了260～285MPa的临界内压。

专利文献3中公开了：至少于钢管的自内表面起至深度20μm存在的非金属夹杂物的最大直径为20μm以下、拉伸强度为500MPa以上的燃料喷射管用钢管。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-57329号公报

专利文献2：国际公开2009/008281号

专利文献3：国际公开2007/119734号

非专利文献

非专利文献1：中山英介、宫原光雄、冈村一男、富士本博纪、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的疲労強度予測”、材料、2004年10月、第53卷、第10号、p.1136～1142

非专利文献2：社团法人日本材料学会编、“X線応力測定法標準(2002年版)-鉄钢編”、2002年3月

非专利文献3：村上敬宜著、“金属疲労-微小欠陥と介在物の影響”、第1版(1993年)、养贤堂、p.18

发明内容

发明要解决的问题

利用专利文献1公开的方法制造的燃料喷射所用钢管虽然具有高强度，但是无法得到与该钢管材料的强度相应的疲劳寿命。如果钢管材料的强度变高，则自然可以提高对钢管的内侧施加的压力。然而，对钢管的内侧施加压力时，作为在钢管内表面不产生由疲劳所导致的破坏的临界内压(以下，称为“临界内压”)不仅仅依赖于钢管材料的强度。即，即使提高钢管材料的强度也无法得到期待值以上的临界内压。考虑到最终制品的可靠性等时，疲劳寿命越长越优选，但若前述临界内压低，则由于基于高内压的使用而使钢管容易疲劳，因此疲劳寿命也变短。

专利文献2和3公开的燃料喷射管用钢管具有如下优点：疲劳寿命长，且可靠性高。然而，专利文献2公开的钢管虽然具有260～285MPa的临界内压，但为了获得高临界内压，900MPa以上的拉伸强度是必要条件。因此，在制造过程中一般需要进行淬火和回火处理，这不仅使钢管的加工性下降，而且制造成本增加，经济效益方面仍存在问题。

另外，专利文献3公开的技术由于不必进行淬火和回火处理，因此具有可以降低成本的优点，但是钢管的临界内压为255MPa以下，不能说是获得了与钢管的拉伸强度相应的高临界内压。最近的趋势中，特别是在汽车业界，要求兼顾低成本和高内压化，并寻求一种不需要进行赋予高拉伸强度的特别处理就能够提高临界内压的技术。

本发明的目的在于，提供：相对于钢管的拉伸强度(TS)，临界内压为0.41×TS×α以上的具有高临界内压特性的可靠性高的燃料喷射管用钢管及其制造方法。其中，α如后述那样为校正内压与管内表面产生的应力的关系随着管的外径与内径之比而发生变化的系数，管的外径D相对于内径d之比D/d为2～2.2的范围时，α为0.97～1.02、即大致为1。

用于解决问题的方案

本发明是为解决上述问题而完成的，以下述燃料喷射管用钢管及其制造方法为主旨。

(1)一种燃料喷射管用钢管，

其具有500～900MPa的拉伸强度，并且屈服比为0.50～0.85，

所述钢管具有满足下述式(i)的临界内压，

将所述钢管沿管轴方向半切割后，管内表面上的周向残余应力为-20MPa以下。

IP≥0.41×TS×α···(i)

α＝[(D/d)²-1]/[0.776×(D/d)²]···(ii)

其中，上述式(i)中的IP表示钢管的临界内压(MPa)，TS表示钢管的拉伸强度(MPa)，α为上述式(ii)所示的值。另外，上述式(ii)中的D为钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。

(2)根据上述(1)所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述钢管的化学组成以质量％计为

C：0.12～0.27％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：0.3～2.0％、

Al：0.005～0.060％、

N：0.0020～0.0080％、

Ti：0.005～0.040％、

Nb：0.015～0.045％、

Cr：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

Cu：0～0.5％、

Ni：0～0.5％、

V：0～0.15％、

B：0～0.005％、

余量：Fe和杂质，

杂质中的Ca、P、S和O为

Ca：0.001％以下、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

O：0.0040％以下。

(3)根据上述(2)所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有Ti：0.005～0.015％。

(4)根据上述(2)或(3)所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Cr：0.2～1.0％、

Mo：0.03～1.0％、

Cu：0.03～0.5％、

Ni：0.03～0.5％、

V：0.02～0.15％、以及

B：0.0003～0.005％

中的1种以上。

(5)根据上述(1)至(4)中的任一项所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述钢管的外径和内径满足下述式(iii)。

D/d≥1.5···(iii)

其中，上述式(iii)中的D为钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。

(6)一种燃料喷射管用钢管的制造方法，其为制造具有满足下述式(i)的临界内压的钢管的方法，

对具有500～900MPa的拉伸强度、并且屈服比为0.50～0.85的钢管坯料，用450MPa以下且满足下述式(iv)的自紧处理内压实施自紧处理。

IP≥0.41×TS×α···(i)

α＝[(D/d)²-1]/[0.776×(D/d)²]···(ii)

P_AF＜0.44×TS×(1+YR)···(iv)

其中，上述式(i)中的IP表示钢管的临界内压(MPa)，TS表示钢管坯料的拉伸强度(MPa)，α为上述式(ii)所示的值。另外，上述式(ii)中的D为钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。进而，上述式(iv)中的P_AF为自紧处理内压(MPa)，TS为钢管坯料的拉伸强度(MPa)，YR为钢管坯料的屈服比。

(7)根据上述(6)所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述钢管的化学组成以质量％计为

C：0.12～0.27％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：0.3～2.0％、

Al：0.005～0.060％、

N：0.0020～0.0080％、

Ti：0.005～0.040％、

Nb：0.015～0.045％、

Cr：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

Cu：0～0.5％、

Ni：0～0.5％、

V：0～0.15％、

B：0～0.005％、

余量：Fe和杂质，

杂质中的Ca、P、S和O为

Ca：0.001％以下、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

O：0.0040％以下。

(8)根据上述(7)所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有Ti：0.005～0.015％。

(9)根据上述(7)或(8)所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Cr：0.2～1.0％、

Mo：0.03～1.0％、

Cu：0.03～0.5％、

Ni：0.03～0.5％、

V：0.02～0.15％、以及

B：0.0003～0.005％

中的1种以上。

(10)根据上述(6)至(9)中的任一项所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述钢管的外径和内径满足下述式(iii)。

D/d≥1.5···(iii)

其中，上述式(iii)中的D为钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。

发明的效果

根据本发明，可以以低成本获得即使在相对较低的自紧处理压力下也能够发挥高临界内压改善效果的、加工性和耐内压疲劳特性优异的燃料喷射管用钢管。

附图说明

图1是用于测量管内表面上的周向残余应力的钢管试样的左侧视图(a)和主视图(b)，以及半切割试样的左侧视图(c)和主视图(d)。

图2是钢管内表面的冯米塞斯等效应力与内压的关系的说明图。

图3是表示通过FEM分析出的实施例的钢No.1和2的由自紧处理导致的残余应力分布图。

图4是表示实施例的钢No.1的内压疲劳试验结果的图。

图5是表示实施例的钢No.2的内压疲劳试验结果的图。

图6是表示实施例的钢No.3的内压疲劳试验结果的图。

具体实施方式

本发明人等对以低成本获得具有高临界内压的钢管的方法进行了研究，结果获得以下发现。

(a)通过进行自紧处理，能够提高临界内压而不增加钢管的拉伸强度。自紧处理为通过使过大内压作用从而使内表面附近部分塑性变形、产生压缩残余应力的处理。

(b)在实施自紧处理时，如果使临界内压增加所需的压力较高，则由于对自紧处理装置的负荷增大，从而存在维护费用上升的问题。因此，从降低自紧处理装置的维护费用的观点出发，期望使用即使在低自紧压力下也能够获得高临界内压改善效果的材料。

(c)当使用屈服比低的钢作为材料时，即使在较低的自紧处理压力下，钢管内表面也容易发生屈服，并且能够赋予大的压缩残余应力，因此可以容易获得由自紧处理带来的临界内压改善效果。

本发明是基于上述发现而完成的，以下对本发明的各特征进行详细说明。

1.机械性质

本发明的燃料喷射管用钢管具有500～900MPa的拉伸强度，并且屈服比为0.50～0.85。

钢管的拉伸强度小于500MPa时，即使赋予钢管内表面压缩残余应力，也难以获得用于燃料喷射管时所需的临界内压。另一方面，拉伸强度超过900MPa时，会产生加工性降低的问题。另外，在很多情况下，为了获得超过900MPa的拉伸强度，需要进行淬火处理等提高强度的工序，因此制造成本上升。若通过淬火处理，组织中的马氏体比例变得非常高时，将屈服比控制在0.85以下是比较困难的。钢管的拉伸强度优选为650MPa以上、优选为800MPa以下。

钢管的耐爆裂(破裂)性能大致与拉伸强度和屈服强度的总和成比例。因此，钢管的屈服比极低，特别是低于0.50时，不能确保钢管的耐爆裂性能。另一方面，为了赋予钢管内表面压缩残余应力，获得临界内压改善效果，需要将钢管的屈服比设为0.85以下。钢管的屈服比优选为0.55以上、优选为0.80以下。

需要说明的是，在本发明中，钢管的拉伸强度和屈服强度是通过切取钢管的直管部，卡夹距其两个端面有一定长度的区域(以下称为“夹捏部”)，在夹捏部之间的平行部上安装伸长计，然后通过进行拉伸试验得出的。“卡夹”是通过液压、螺栓固定、或者使用楔子夹具，将设置有比钢管外半径浅的V形槽或R形槽的接触片按压夹捏部的方法进行的。

为了使试验钢管在试验中不滑动，对于夹捏部的长度，考虑按压力和试验负荷从而决定即可。另外，对于平行部的长度，只要是能确保安装伸长计且在即将断裂前的收缩变形不受卡夹影响的程度即可。需要说明的是，若钢管没有足够长度的直管部的情况下，也可以切取如非专利文献1中所示的薄壁哑铃形状的小型试验片来进行拉伸试验。

另外，本发明的燃料喷射管用钢管具有满足下述式(i)的临界内压。

IP≥0.41×TS×α···(i)

α＝[(D/d)²-1]/[0.776×(D/d)²]···(ii)

其中，上述式(i)中的IP表示钢管的临界内压(MPa)，TS表示钢管的拉伸强度(MPa)，α为上述式(ii)所示的值。另外，上述式(ii)中的D为钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。α为校正内压与管内表面产生的应力的关系随着管的外径与内径之比而发生变化的系数。

通过临界内压满足上述式(i)，即使拉伸强度较低，也可以确保对破坏疲劳的安全性。需要说明的是，本发明中，临界内压是指，内压疲劳试验中将最低内压设为18MPa，施加相对于时间取正弦波的重复内压变动，即便重复数为10⁷次也不产生破损(泄漏)的最高内压(MPa)。具体而言，在以纵轴为最高内压，横轴为破损重复数的S-N线图上，将破损产生的最高内压的最小值与10⁷次时仍未产生破损的最大值的中间值作为临界内压。

进而，本发明的燃料喷射管用钢管，将该钢管沿管轴方向半切割之后，管内表面的周向残余应力为-20MPa以下。如上所述，通过赋予钢管内表面大的压缩残余应力，能够增加临界内压。所述周向残余应力优选为-40MPa以下。

对本发明中所述周向残余应力的测量方法，结合图1进行详细说明。图1(a)和(b)分别为钢管试样1的左侧视图和主视图，图1(c)和(d)分别为经过半切割的试样2的左侧视图和主视图。首先，使用微型切割机等切取作为测量对象的钢管试样1。钢管试样1的长度L优选为钢管的外径D的3倍以上，例如可以为30mm左右。

接着，将钢管试样1沿管轴方向半切割。伴随切割的发热过度时，由于会影响管内表面的残余应力，因此需要采用尽量不发热的切割方法，优选通过线切割放电加工进行切割。此时，经过半切割的试样2的截面与外表面之间的厚度t优选控制在钢管的外半径r±5％以内的范围。

然后，通过电解研磨除去10μm以下范围的管内表面的表层后，测量管内表面上的周向残余应力。作为测量方法，通过利用X射线衍射的sin²ψ法，依照非专利文献2进行。

2.化学组成

关于本发明的钢管及作为其原材料的钢管坯料的化学组成，只要满足上述拉伸强度和屈服比的条件就没有特别限制。例如，化学组成以质量％计优选为C：0.12～0.27％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.3～2.0％、Al：0.005～0.060％、N：0.0020～0.0080％、Ti：0.005～0.040％、Nb：0.015～0.045％、Cr：0～1.0％、Mo：0～1.0％、Cu：0～0.5％、Ni：0～0.5％、V：0～0.15％、B：0～0.005％、余量：Fe和杂质，杂质中的Ca、P、S和O为Ca：0.001％以下、P：0.02％以下、S：0.01％以下、O：0.0040％以下。

此处“杂质”是指，工业上制造钢时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，在对本发明不造成不良影响的范围内可以被允许。

各元素的限定理由如下述。需要说明的是，以下的说明中关于含量的“％”是指“质量％”。

C：0.12～0.27％

C是对廉价地提高钢的强度有效的元素。为了确保期望的拉伸强度，优选将C含量设为0.12％以上。然而，C含量超过0.27％时，有导致加工性降低的担心。因此，优选将C含量设为0.12～0.27％。C含量更优选为0.13％以上，进一步优选为0.14％以上。另外，C含量更优选为0.25％以下，进一步优选为0.23％以下。

Si：0.05～0.50％

Si是不仅具有脱氧作用、还具有提高强度的作用的元素。为了明确这些效果，优选将Si含量设为0.05％以上。然而，Si含量超过0.50％时，有导致韧性降低的担心。因此，优选将Si含量设为0.05～0.50％。Si含量更优选为0.15％以上、更优选为0.35％以下。

Mn：0.3～2.0％

Mn是不仅具有脱氧作用、还对提高钢的强度和韧性有效的元素。然而，其含量小于0.3％时，无法获得充分的强度，另一方面，超过2.0％时，产生MnS的粗大化，热轧时伸展，韧性反而会降低。因此，优选将Mn含量设为0.3～2.0％。Mn含量更优选为0.4％以上，进一步优选为0.5％以上。另外，Mn含量更优选为1.7％以下，进一步优选为1.5％以下。

Al：0.005～0.060％

Al是在进行钢的脱氧的方面有效的元素，而且是具有提高钢的韧性和加工性的作用的元素。为了获得这些效果，优选含有0.005％以上的Al。另一方面，Al含量超过0.060％时，容易产生夹杂物，特别是含有Ti的钢中，产生Ti-Al复合夹杂物的可能性变高。因此，优选将Al含量设为0.005～0.060％。Al含量更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。另外，Al含量更优选为0.050％以下，进一步优选为0.040％以下。需要说明的是，本发明中，Al含量是指酸可溶性Al(sol.Al)的含量。

N：0.0020～0.0080％

N是以杂质的形式在钢中不可避免地存在的元素。然而，本发明中，为了基于TiN的钉扎效应(pinning effect)的防止晶粒粗大化，优选使0.0020％以上的N残留。另一方面，N含量超过0.0080％时，大型的Ti-Al复合夹杂物产生的可能性变高。因此，优选将N含量设为0.0020～0.0080％。N含量更优选为0.0025％以上，进一步优选为0.0027％以上。另外，N含量更优选为0.0065％以下，进一步优选为0.0050％以下。

Ti：0.005～0.040％

对于Ti，由于以TiN等形式微细地析出，从而对防止晶粒的粗大化作出贡献，优选将Ti含量设为0.005％以上。另一方面，Ti含量超过0.040％时，在钢管中形成氮化物的夹杂物，韧性降低。因此，优选将Ti含量设为0.005～0.040％。

这里，使用试样进行内压疲劳试验时，以变为高应力的内表面为起点，疲劳裂纹产生和加剧，在到达外表面的同时导致破坏。此时，有在起点部中存在夹杂物的情况和不存在夹杂物的情况。

起点部中不存在夹杂物的情况下，在其中确认到被称为小平面状断口的平坦的断口形态。其是在晶粒单元中产生的裂纹遍及其周围的多个晶粒成分，以被称为模式II的剪切型加剧从而形成的。该小平面状断口生长直至临界值时，加剧形态变化为被称为模式I的开口型，导致破损。小平面状断口的生长依赖于初期的裂纹发生的尺寸单位即原奥氏体粒径(以下，记作“原γ粒径”)或铁素体粒径，原γ粒径或铁素体粒径大时，被促进。这表明，夹杂物即使不变为起点，原γ粒径或铁素体粒径粗大时，基底组织的疲劳强度也降低。

为了防止原γ粒或铁素体粒径粗大化，如上所述优选将Ti含量设为0.005％以上。Ti含量优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。

另一方面，在Ti含量高的情况下，从进行了内压疲劳试验的钢管的断口观察，观察到Ti为主要成分的薄膜状的薄层架设直径20μm以下的多个Al₂O₃系夹杂物的形态的复合夹杂物(以下，称为Ti-Al复合夹杂物)。特别是Ti含量超过0.015％时，有产生大型的Ti-Al复合夹杂物的可能性。大型的Ti-Al复合夹杂物有导致非常高的内压条件下的破损寿命降低的担心。因此，Ti含量更优选为0.015％以下。Ti含量进一步优选为0.013％以下，进一步优选0.012％以下。

Nb：0.015～0.045％

Nb具有在钢中以碳化物或碳氮化物的形式微细地分散、牢固地钉扎晶界的效果。另外，由于Nb的碳化物或碳氮化物的微细分散而使钢的强度和韧性提高。由于这些目的，因此优选含有0.015％以上的Nb。另一方面，Nb含量超过0.045％时，碳化物、碳氮化物粗大化，韧性反而降低。因此，优选将Nb的含量设为0.015～0.045％。Nb含量更优选为0.018％以上，进一步优选为0.020％以上。另外，Nb含量更优选为0.040％以下，进一步优选为0.035％以下。

Cr：0～1.0％

Cr是具有提高强度和耐摩耗性的效果的元素。然而，Cr含量超过1.0％时，有韧性和冷加工性降低的担心。因此优选将Cr含量设为1.0％以下，更优选为0.8％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Cr含量优选设为0.2％以上，更优选设为0.3％以上。

Mo：0～1.0％

Mo是通过固溶或者碳化物的析出而有利于确保高强度的元素。然而，即便Mo含量超过1.0％其效果也饱和，而且导致合金成本增大的结果。因此，优选将Mo含量设为1.0％以下，更优选为0.45％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Mo含量优选设为0.03％以上，更优选设为0.08％以上。

Cu：0～0.5％

Cu是具有提高钢的强度和韧性的效果的元素。然而，即便Cu含量超过0.5％其效果也饱和，而且结果导致合金成本上升。因此，优选将Cu含量设为0.5％以下，更优选设为0.40％以下，进一步优选设为0.35％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Cu含量优选设为0.03％以上、更优选设为0.05％以上。

Ni：0～0.5％

Ni是具有提高钢的强度和韧性的效果的元素。然而，即便Ni含量超过0.5％其效果也饱和，而且结果导致合金成本上升。因此，优选将Ni含量设为0.5％以下，更优选设为0.40％以下，进一步优选设为0.35％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Ni含量优选设为0.03％以上、更优选设为0.08％以上。

V：0～0.15％

V是形成碳化物或者碳氮化物，有利于钢的高强度化和高韧性化的元素。然而，V含量超过0.15％时反而导致韧性降低。因此，优选将V含量设为0.15％以下，更优选设为0.12％以下，进一步优选设为0.10％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将V含量优选设为0.02％以上、更优选设为0.04％以上。

B：0～0.005％

B作为强化晶界的元素有利于提高韧性。然而，B的含量超过0.005％时韧性反而降低。因此，优选将B的含量设为0.005％以下，更优选设为0.002％以下。含有B而产生的淬透性提高作用即使为杂质水平的含量也可以得到，但为了更明显地获得该效果，将B含量优选设为0.0003％以上。需要说明的是，为了有效发挥B的效果，优选将钢中的N通过Ti固定。

以下，对杂质中的Ca、P、S和O进行说明。

Ca：0.001％以下

Ca具有使硅酸盐系夹杂物(JIS G 0555的C组)聚集的作用，Ca含量超过0.001％时，有由于粗大的C系夹杂物的生成而使临界内压降低的担心。因此，Ca含量优选设为0.001％以下，更优选设为0.0007％以下，进一步优选设为0.0003％以下。需要说明的是，如果是制钢精炼的设备且经历长期地完全不进行Ca处理，则可以消除设备的Ca污染，因此可以将钢中的Ca含量实质上设为0％。

P：0.02％以下

P是以杂质的形式在钢中不可避免地存在的元素。其含量超过0.02％时，不仅导致热加工性降低，而且有由于晶界偏析而使韧性明显降低的担心。因此，P含量优选设为0.02％以下。需要说明的是，P的含量越低越理想，更优选设为0.015％以下，进一步优选设为0.012％以下。然而，过度的降低会导致制造成本上升，因此其下限优选设为0.005％。

S：0.01％以下

S与P同样地是以杂质的形式在钢中不可避免地存在的元素。其含量超过0.01％时，在晶界偏析，并且生成硫化物系夹杂物，容易导致疲劳强度降低。因此，S含量优选设为0.01％以下。需要说明的是，S的含量越低越理想，更优选设为0.005％以下，进一步优选设为0.0035％以下。然而，过度的降低会导致制造成本上升，因此其下限优选设为0.0005％。

O：0.0040％以下

O形成粗大的氧化物，容易产生其导致的临界内压降低。从这样的观点出发，O含量优选设为0.0040％以下。需要说明的是，O的含量越低越理想，更优选设为0.0035％以下，进一步优选设为0.0025％以下，进一步优选设为0.0015％以下。然而，过度的降低会导致制造成本上升，因此其下限优选设为0.0005％。

3.金相组织

对本发明的燃料喷射管用钢管的金相组织没有特别限定，但优选为由选自铁素体、珠光体、贝氏体中的1种以上形成的金相组织。需要说明的是，金相组织中可以含有马氏体，但是若组织以马氏体为主体时，则难以使钢管坯料的屈服比为0.85以下。另一方面，残留奥氏体具有降低钢管坯料的屈服比的作用，因此可以含有残留奥氏体。

4.尺寸

对本发明的燃料喷射管用钢管的尺寸，不设置特别限制。然而，一般来说，对于燃料喷射管，为了减少使用时的内部的压力变动，某种程度的容量是必要的。因此，钢管的内径期望设为2.5mm以上，更期望设为3mm以上。另外，燃料喷射管必须耐受高内压，因此，钢管的壁厚期望为1.5mm以上，更期望为2mm以上。另一方面，钢管的外径过大时，弯曲加工等变困难。因此，钢管的外径期望为20mm以下，更期望为10mm以下。

进而，为了耐受高内压，期望钢管的内径越大而与其相应地增大壁厚。如果钢管的内径恒定，则随着壁厚变大，钢管的外径也变大。即，为了耐受高内压，期望钢管的内径越大而钢管的外径也增大。为了得到作为燃料喷射管用钢管的充分的临界内压，钢管的外径和内径期望满足下述式(iii)。

D/d≥1.5···(iii)

其中，上述式(iii)中的D为钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。

需要说明的是，更期望上述钢管的外径与内径之比即D/d为2.0以上。另一方面，D/d的上限没有特别设置，该值过大时弯曲加工变困难，因此期望为3.0以下，更期望为2.8以下。

5.燃料喷射管用钢管的制造方法

对本发明的燃料喷射管用钢管的制造方法没有特别限制，例如，可以通过对具有500～900MPa的拉伸强度、并且屈服比为0.50～0.85的钢管坯料实施自紧处理来制造。

钢管坯料的拉伸强度小于500MPa时，即使在之后实施自紧处理，也难以获得用于燃料喷射管时所需的临界内压。另一方面，拉伸强度超过900MPa时，会产生加工性降低的问题。另外，在很多情况下，为了获得超过900MPa的拉伸强度，需要进行淬火处理等提高强度所需的工序，因此导致制造成本上升。若通过淬火处理而变为马氏体比率极高的组织时，将屈服比控制在0.85以下是比较困难的。钢管坯料的拉伸强度优选为650MPa以上、优选为800MPa以下。

钢管的耐爆裂(破裂)性能大致与拉伸强度和屈服强度的总和成比例。因此，钢管的屈服比极低的情况下，自紧处理时有发生爆裂的担心。特别是屈服比低于0.50时，不能确保钢管的耐爆裂性能。另一方面，为了即使在低自紧处理压力下也能获得高临界内压改善效果，需要采用屈服比低的钢管坯料。因此将钢管的屈服比设为0.85以下。

需要说明的是，通过自紧处理，除了钢管内表面以外，钢管的拉伸强度和屈服强度不发生大的变化。因此，通过将钢管坯料的机械性质调整到上述范围内，能够将燃料喷射管用钢管的机械性质控制在规定范围内。

另外，为了降低自紧处理装置的维护费用，优选控制自紧处理压力尽可能低，以免对装置产生负荷。因此，在本发明的一个实施方式的制造方法中，将自紧处理压力P_AF设为450MPa以下。

进而，如上所述，钢管的耐爆裂(破裂)性能大致与拉伸强度和屈服强度的总和成比例。为了避免自紧处理时发生爆裂，自紧处理压力P_AF与钢管坯料的拉伸强度TS和屈服比YR的关系优选满足下述式(iv)。

P_AF＜0.44×TS×(1+YR)···(iv)

其中，上述式(iv)中的P_AF为自紧处理内压(MPa)，TS为钢管坯料的拉伸强度(MPa)，YR为钢管坯料的屈服比。

需要说明的是，对自紧处理压力的下限没有特别限制，优选设为比上述临界内压的下限0.41×TS×α高的压力。

6.钢管坯料的制造方法

对本发明中使用的钢管坯料的制造方法没有特别限制，例如，由无缝钢管制造时，利用以下的方法预先准备抑制了夹杂物的钢块，利用曼内斯曼制管等方法由该钢块制造管坯，通过冷加工，形成期望的尺寸形状，然后进行热处理，从而可以制造。

为了抑制夹杂物的形成，优选如上述那样调整化学组成，并且增大浇注时的铸坯的截面积。这是由于，浇注后，直至凝固为止的期间内大的夹杂物浮起。浇注时的铸坯的截面积期望为200000mm²以上。进而，通过减慢铸造速度，使轻的非金属夹杂物以炉渣的方式浮起，可以减少钢中的非金属夹杂物本身。例如，连续铸造中，可以以浇注速度0.5m/分钟实施。

基于上述方法，有害的粗大夹杂物被去除，但根据钢中的Ti含量而存在Ti-Al复合夹杂物形成的情况。推定该Ti-Al复合夹杂物在凝固过程中形成。如上所述，通过将Ti含量设为0.015％以下，可以防止粗大的复合夹杂物的形成。

由如此得到的铸坯，例如利用初轧等方法准备制管用的钢坯。然后，例如利用曼内斯曼-芯棒式无缝管轧机制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，通过利用张力减径机等的定径轧制精加工成规定的热制管的尺寸。接着，重复多次冷拔加工，形成规定的冷精加工的尺寸。冷拔时，在之前、或其中间进行应力去除退火，从而可以容易进行冷拔加工。另外，也可以使用芯棒式无缝管轧机制管法等其它制管法。

如此，进行了最终的冷拔加工后，例如通过进行正火热处理，可以确保期望的拉伸强度和屈服比。

在正火处理中，优选加热至Ac₃相变点至1200℃的温度范围后放冷。加热温度低于Ac₃相变点时，奥氏体化不完全，组织的均匀化、以及碳化物和析出物的分散不充分，难以获得期望的拉伸强度和屈服比。另一方面，加热温度高于1200℃时，奥氏体粒变得粗大，因此有导致疲劳强度和韧性降低的担心。为了降低钢管坯料的屈服比，优选降低加热温度，更优选设为1050℃以下。

加热方法没有特别限定，高温长时间的加热在非保护气氛的情况下，在钢管表面生成的氧化皮变多，导致尺寸精度和表面性状的降低，因此，在步进式加热炉等炉加热的情况下，优选设为10～20分钟左右的短时间的保持时间。从抑制氧化皮的观点出发，作为加热气氛，优选氧势低的气氛或非氧化性的还原气氛。

如果采用高频感应加热方法或直接通电加热方法作为加热方式，则可以实现短时间保持的加热，可以将在钢管表面产生的氧化皮抑制为最小。

以下，根据实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。

实施例

＜实施例1＞

通过转炉和连续铸造制作具有表1所示的化学成分的5种钢No.1～5。将连续铸造中浇注时的铸造速度设为0.5m/分钟、铸坯的截面积设为200000mm²以上。由上述钢制造制管用钢坯，利用曼内斯曼-芯棒制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，通过张力减径机定径轧制，热制管为外径34mm、壁厚4.5mm的尺寸。为了对该经过热精加工的管坯进行拉拔，首先对管坯前端进行缩颈，涂布润滑剂。接着，使用口模和芯棒进行拉拔加工，根据需要进行软化退火，缓慢将管径缩小，精加工成外径6.35mm、内径3.0mm的钢管。

[表1]

之后，对钢No.1和3～5在980℃×60分钟保持后空气冷却的条件下进行正火处理，对钢No.2在570℃×30分钟保持后缓慢冷却的条件下进行应力去除退火处理。之后，进行外内表面的氧化皮去除·平滑化处理。

从各钢管采集组织观察用的试样，对与管轴方向垂直的截面进行机械研磨。用金刚砂纸和研磨轮对上述试样进行研磨后，使用硝酸酒精腐蚀液，使金相组织显现，进行观察。然后，确认出在所有试样中，金相组织为贝氏体、铁素体和珠光体的复合组织。

另外，从所得钢管切取长度为300mm的试样，通过设置有V形槽的接触片，利用液压从两端各卡夹长度100mm的区域，在平行部上安装伸长计，供于拉伸试验。然后，求出拉伸强度和屈服强度，算出屈服比。将它们的结果示于表2。

[表2]

从表2可知，钢No.1和3～5的钢管坯料的拉伸强度和屈服比均满足本发明的限定。另一方面，钢No.2的钢管坯料的拉伸强度满足本发明的限定，但是屈服比高、在本发明限定的范围外。

将各钢管切断成长度200mm，实施管端加工，分别制作多个内压疲劳试验用喷射管试验片。然后，对其中大约一半的试验片，对钢No.1～3施加350MPa的内压，对钢No.4施加320MPa的内压，对钢No.5施加280MPa的内压来实施自紧处理。需要说明的是，由图2可以推定各试样内表面上的超过屈服点的内压。具有相同组成的钢No.1和5为264MPa，钢No.2为330MPa，钢No.3为273MPa，钢No.4为249MPa。

将上述自紧处理后的试验片中的1个供于测量管内表面上的周向残余应力。首先，使用微型切割机将各试验片沿与管轴垂直的方向切断，得到如图1所示的、长度L为30mm的试样。接着，通过线切割放电加工将各试样沿管轴方向半切割。半切割后的各试样的截面与外表面之间的厚度t为3.175±0.1mm的范围，为钢管的外半径r±3.1％左右。

然后，通过电解研磨除去10μm以下范围的管内表面的表层后，测量管内表面的中央位置上的周向残余应力。作为测量方法，通过利用X射线衍射的sin²ψ法，依照非专利文献2进行。详细的测量条件如下所示。

·扫描方法：侧倾法，η常数法(PSPC法)

·X射线应力测量装置：株式会社理学制造的PSPC-RSF

·特性X射线：Crkα

·测量衍射面：α-Fe211

·入射狭缝：单准直器，直径0.3mm

·入射角(ψ)：0°、12.9°、18.5°、22.8°、26.6°、30°、33.3°、36.3°、39.3°

·入射角(ψ)：ψ_P轴摆动±3°

·衍射角确定方法：半高宽法

·应力常数(K)：-318MPa/°

将管内表面上的周向残余应力的测量结果一并示于表2。

另外，使用FEM分析，推定通过自紧处理赋予钢管内表面的压缩残余应力。从图3可以看出，对满足本发明限定的钢No.1的钢管坯料用350MPa的内压实施自紧处理时，结果是产生-270MPa的压缩残余应力。另一方面，在钢No.2的钢管管坯中产生-90MPa的压缩残余应力，与钢No.1相比残余应力的绝对值变小。在钢No.2中，内表面的超过屈服点的内压比钢No.1大，与自紧处理压力的差小。因此，可以认为，与钢No.1相比钢No.2的塑性变形量变小了。

关于表2所示的管内表面上的周向残余应力的测量值，钢No.1为-86MPa，钢No.2为-18MPa。与基于上述FEM分析的推定值相比，显示出绝对值有变小的倾向。然而，从钢No.1与钢No.2之间的大小关系得以维持这一点可以判断，半切割后的管内表面上的周向残余应力的测量值作为判断经自紧处理的钢管的内压疲劳特性优劣的指标是有效的。

然后，对各试样，使用自紧处理前的试验片和上述自紧处理后的试验片中的另外一个实施内压疲劳试验。疲劳试验如下：将试样的一侧端面密封，从另一侧端面在试样内部封入作为压力介质的工作油，使封入部的内压在最高内压至最小18MPa的范围内、以相对于时间取正弦波的方式重复地变化。内压变动的频率设为8Hz。将内压疲劳试验的结果为即便重复数为10⁷次也有50％的概率不产生破损(泄漏)的最高内压定义为临界内压。也就是说，在图4～6所示的以纵轴为最高内压、横轴为破损重复数的S-N线图上，将破损产生的最高内压的最小值与10⁷次时仍未产生破损的最大值的中间值作为临界内压。

将临界内压的实验结果和0.41×TS×α的计算值一并示于表2。从表2以及图4和6可以看出，在满足本发明限定的条件下制造的钢No.1和3的屈服比低，由于通过自紧处理被赋予了大的压缩残余应力，因此临界内压分别上升了22％和18％，为0.41×TS×α的值以上。另外，钢No.4的屈服比也低，由于通过自紧处理被赋予了比较大的压缩残余应力，因此临界内压上升了21％，为0.41×TS×α的值以上。

另一方面，钢No.2由于所使用的钢管坯料的屈服比高，不满足本发明的限定，即使进行自紧处理，被赋予的压缩残余应力也小，临界内压的上升率不足10％，临界内压比0.41×TS×α的值小。另外，钢No.5由于与钢No.1的组成相同，因此虽然钢管坯料的屈服比低，但是由于自紧处理压力低至280MPa，因此即使进行自紧处理，被赋予的压缩残余应力也小，临界内压的上升率不足10％，临界内压比0.41×TS×α的值小。

＜参考实验1＞

作为用于降低钢管坯料的屈服比的制造条件，着眼于正火温度进行了研究。采用与实施例1相同的方法，将具有表3所示化学组成的钢No.6和7精加工成钢管后，在1000℃和920℃这2种不同的温度条件下对各个钢管进行正火处理。

[表3]

之后，从各钢管切取长度300mm的试样，通过设置有V形槽的接触片，利用液压从两端各卡夹长度100mm的区域，在平行部上安装伸长计，供于拉伸试验。然后，求出拉伸强度、屈服强度以及屈服比。将结果示于表4。

[表4]

表4

从表4可以看出，其结果是，在任一钢中，将正火温度设为920℃的情况与将正火温度设为1000℃的情况相比，屈服比降低。这可能是因为，在正火的升温时，VC、V(C，N)、VN等析出物不完全溶解，之后再析出的微细析出物的量减少。由此可以看出，为了降低屈服比，将正火温度设为较低是有效的。

＜参考实验2＞

接着，为了调查Ti含量对疲劳裂纹的产生带来的影响，进行了参考实验。通过转炉、连续铸造制作具有表5所示的化学成分的3种坯料A、B和C。将连续铸造中浇注时的铸造速度设为0.5m/分钟、铸坯的截面积设为200000mm²以上。将所得钢片初轧加工成制管用钢坯，利用曼内斯曼-芯棒制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，利用张力减径机定径轧制制造管坯。然后，重复多次退火和冷拔，进行缩径直至规定的精加工尺寸，然后进行正火处理。此时，正火处理在980℃×60分钟保持后空气冷却的条件下进行。然后，切断成规定的长度，实施管端加工，作为内压疲劳试验用喷射管制品试样。拉伸强度如下：钢A为718MPa，钢B为685MPa，钢C为723MPa。需要说明的是，由于本参考实验的目的在于调查Ti含量与疲劳裂纹的产生情况之间的关系，因此为了能够有效的进行大量试验，所以不进行自紧处理。

[表5]

试样的尺寸如下：外径6.35mm、内径3.00mm、长度200mm。将该试样各30个试样分别供于内压疲劳试验。疲劳试验条件如下：将样品的一侧端面密封，从另一侧端面在样品内部封入作为压力介质的工作油，使封入部的内压在最大300MPa至最小18MPa的范围内反复变动，并将内压变动的频率设为8Hz。

进行了最大内压设为300MPa的内压疲劳试验，结果总数中，直至重复数达到2×10⁶次为止在内表面产生裂纹并加剧，到达外表面，以泄漏的形态产生破损。

对于破损了的全部样品的泄漏发生部，露出断口，用SEM观察其起点部，测定夹杂物的有无和其尺寸。夹杂物尺寸如下：通过图像处理，测定其面积area和自内表面起的深度方向(管半径方向)的最大宽度c，算出√area。需要说明的是，√area采用面积area的平方根和(√10)·c中的任意小者的数值。该定义基于非专利文献3记载的想法。

将所得结果示于表6。使用Ti含量高的钢C的例子中，30个试样中有14个试样中与内表面接触的夹杂物成为起点，其尺寸以√area计大部分为60μm以下，但仅1个试样中，其尺寸以√area计为111μm。需要说明的是，这些夹杂物为Ti-Al复合夹杂物。另一方面，使用Ti含量低的钢A和B的例子中，全部试样中，起点没有确认到夹杂物，全部是内表面的基底组织成为裂纹的起点。另外，破损寿命如下：钢C中，检测到最大夹杂物的试样为最短的3.78×10⁵次，除此之外的29个试样为4.7～8.0×10⁵次。另一方面，钢A和B的情况下，两者没有显著差别，为6.8～17.7×10⁵次，明确地确认到Ti-Al复合夹杂物所导致的对内压疲劳的影响。而且，可以推定随着Ti含量的增加，导致内压疲劳降低的粗大的Ti-Al复合夹杂物析出。

[表6]

表6

产业上的可利用性

根据本发明，可以以低成本获得即使在较低的自紧处理压力下也能够发挥高临界内压改善效果的、加工性和耐内压疲劳特性优异的燃料喷射管用钢管。因此，由本发明制造的燃料喷射管用钢管可以特别适合作为汽车用的燃料喷射管使用。

Claims (10)

1.一种燃料喷射管用钢管，所述钢管的化学组成以质量％计为，

C：0.12～0.27％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：0.3～2.0％、

Al：0.005～0.060％、

N：0.0020～0.0080％、

Ti：0.005～0.040％、

Nb：0.015～0.045％、

Cr：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

Cu：0～0.5％、

Ni：0～0.5％、

V：0～0.15％、

B：0～0.005％、

余量：Fe和杂质，

杂质中的Ca、P、S和O为

Ca：0.001％以下、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

O：0.0040％以下；

所述钢管具有500～900MPa的拉伸强度，并且屈服比为0.50～0.85，

所述钢管具有满足下述式(i)的临界内压，

将所述钢管沿管轴方向半切割后，管内表面上的周向残余应力为-20MPa以下，

IP≥0.41×TS×α···(i)

α＝[(D/d)²-1]/[0.776×(D/d)²]···(ii)

其中，上述式(i)中的IP表示钢管的临界内压、单位：MPa，TS表示钢管的拉伸强度、单位：MPa，α为上述式(ii)所示的值；另外，上述式(ii)中的D为钢管的外径、单位：mm，d为内径、单位：mm。

2.根据权利要求1所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有Ti：0.005～0.015％。

3.根据权利要求1所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Cr：0.2～1.0％、

Mo：0.03～1.0％、

Cu：0.03～0.5％、

Ni：0.03～0.5％、

V：0.02～0.15％、以及

B：0.0003～0.005％

中的1种以上。

4.根据权利要求2所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Cr：0.2～1.0％、

Mo：0.03～1.0％、

Cu：0.03～0.5％、

Ni：0.03～0.5％、

V：0.02～0.15％、以及

B：0.0003～0.005％

中的1种以上。

5.根据权利要求1至4中的任一项所述的燃料喷射管用钢管，其中，所述钢管的外径和内径满足下述式(iii)，

D/d≥1.5···(iii)

其中，上述式(iii)中的D为钢管的外径、单位：mm，d为内径、单位：mm。

6.一种燃料喷射管用钢管的制造方法，其为制造具有满足下述式(i)的临界内压的钢管的方法，所述钢管的化学组成以质量％计为，

C：0.12～0.27％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：0.3～2.0％、

Al：0.005～0.060％、

N：0.0020～0.0080％、

Ti：0.005～0.040％、

Nb：0.015～0.045％、

Cr：0～1.0％、

Mo：0～1.0％、

Cu：0～0.5％、

Ni：0～0.5％、

V：0～0.15％、

B：0～0.005％、

余量：Fe和杂质，

杂质中的Ca、P、S和O为

Ca：0.001％以下、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

O：0.0040％以下；

对具有500～900MPa的拉伸强度、并且屈服比为0.50～0.85的钢管坯料，用450MPa以下且满足下述式(iv)的自紧处理内压实施自紧处理，

IP≥0.41×TS×α···(i)

α＝[(D/d)²-1]/[0.776×(D/d)²]···(ii)

P_AF＜0.44×TS×(1+YR)···(iv)

其中，上述式(i)中的IP表示钢管的临界内压、单位：MPa，TS表示钢管坯料的拉伸强度、单位：MPa，α为上述式(ii)所示的值；另外，上述式(ii)中的D为钢管的外径、单位：mm，d为内径、单位：mm；进而，上述式(iv)中的P_AF为自紧处理内压、单位：MPa，TS为钢管坯料的拉伸强度、单位：MPa，YR为钢管坯料的屈服比。

7.根据权利要求6所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有Ti：0.005～0.015％。

8.根据权利要求6所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Cr：0.2～1.0％、

Mo：0.03～1.0％、

Cu：0.03～0.5％、

Ni：0.03～0.5％、

V：0.02～0.15％、以及

B：0.0003～0.005％

中的1种以上。

9.根据权利要求7所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Cr：0.2～1.0％、

Mo：0.03～1.0％、

Cu：0.03～0.5％、

Ni：0.03～0.5％、

V：0.02～0.15％、以及

B：0.0003～0.005％

中的1种以上。

10.根据权利要求6至9中的任一项所述的燃料喷射管用钢管的制造方法，其中，所述钢管的外径和内径满足下述式(iii)，

D/d≥1.5···(iii)

其中，上述式(iii)中的D为钢管的外径、单位：mm，d为内径、单位：mm。