CN110578086A - 制造燃料喷射部件的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了用于燃料喷射部件的工件，所述工件由具有如下组成的钢制成，以质量％计，C：0.08‑0.16％，Si：0.10‑0.30％，Mn：1.00‑2.00％，S：0.005‑0.030％，Cu：0.01‑0.30％，Ni：0.40‑1.50％，Cr：0.50‑1.50％，Mo：0.30‑0.70％，V：0.10‑0.40％，s‑Al：0.001‑0.100％和Fe，以及不可避免的杂质作为残留成分。将所述工件加热到950℃或以上且1350℃或以下的温度后，对所述工件进行热锻，然后在从800℃至500℃的温度范围内以0.1℃/秒或更高的平均冷却速率进行冷却，和在随后的从500℃至300℃的温度范围内以0.02℃/秒或以上且10℃/秒或以下的平均冷却速率进行冷却，以将热锻后的贝氏体组织的面积比设定为85％或更高。

Description

制造燃料喷射部件的方法
技术领域
本公开涉及制造具有高内压疲劳强度的燃料喷射部件的方法。
背景技术
通常，已将热加工(诸如热锻)后进行淬火和回火(调质处理)的热处理钢用于汽车部件、机械结构部件和需要强度和韧性的类似部件中。
然而，尽管热处理钢在强度和韧性方面表现优异，但带来了在部件制造中热加工后进行淬火和回火处理(调质处理)的热处理成本很高的问题。此外，在热处理钢中，伴随马氏体转变而带来的热处理变形很大，且在热处理后用于形状修正和尺寸修正的机加工的量增加，导致产率下降。而且，由于在硬马氏体状态下进行机加工，因此出现了机加工性(可加工性)低、加工部件所需时间长且成本高的问题。
为此，广泛采用非热处理钢作为机械结构部件等的热处理钢取代材料以及作为能满足成本降低的材料，非热量处理钢发展所需硬度的同时仍能保持热加工状态，且即使省略掉在热加工后进行的淬火和回火处理，其也能获得所需强度。
例如，甚至在诸如共轨的燃料喷射部件中，也已使用JP 5778055B中所示的铁素体-珠光体型非热处理钢，共轨用于燃料喷射系统中用于直接将高压燃料喷射到每一气缸的燃料室内并被重复施加高内压。
然而，由这种铁素体-珠光体型非热处理钢制成的共轨虽然能够应对高达250MPa的燃料压力(共轨压力)，但是问题在于难以发展对应于270至300MPa级别的燃料压力的高强度(拉伸强度和屈服强度)，而这将成为未来的主流。当施加最大操作压力或异常高压时，也存在脆性断裂的风险。
另一方面，作为非热处理钢，存在贝氏体非热处理钢，其在热加工时呈现贝氏体组织。尽管可以使贝氏体非热处理钢的强度高于铁素体-珠光体非热处理钢，但韧性仍然不足，并且对于应用于施加超过250MPa的燃料压力的燃料喷射部件，内压疲劳特性的改善是必要的。
JP2012-246527A公开了一种“用于高疲劳强度和高韧性机械结构的钢部件”的技术，其中，通过控制从热锻成品温度到300℃的冷却速率，将贝氏体组织的面积比设定为95％或更高，和贝氏体板条的宽度设定为5μm或更小。应注意，JP2012-246527A中描述的技术在用于控制冷却速率的温度范围和冷却速率范围方面与本公开不同。此外，Ni未添加到合金组合物中，并且用于提高韧性和疲劳强度的具体措施与本公开中的不同。
发明内容
本公开的目的是提供一种用于制造具有更高内压疲劳强度的燃料喷射部件的方法。
根据本公开的一个方面，该方法是用于通过将工件加工成预定形状来制造燃料喷射部件。工件由具有如下组成的钢制成，以质量％计，C：0.08-0.16％，Si：0.10-0.30％，Mn：1.00-2.00％，S：0.005-0.030％，Cu：0.01-0.30％，Ni：0.40-1.50％，Cr：0.50-1.50％，Mo：0.30-0.70％，V：0.10-0.40％，s-Al：0.001-0.100％和Fe，以及不可避免的杂质作为残留成分。该方法包括将工件加热到950℃或以上且1350℃或以下的温度之后，对工件进行热锻。该方法进一步包括在热锻后，在800℃至500℃的温度范围内，以0.1℃/秒或更高的平均冷却速率首次冷却工件。该方法进一步包括在所述首次冷却后，在随后的500℃至300℃的温度范围内，以0.02℃/秒或以上且10℃/秒或以下的平均冷却速率二次冷却工件，以将热锻后的贝氏体组织的面积比设定为85％或更高。上述加热温度代表工件表面上的温度。平均冷却速率代表工件表面上的平均冷却速率。
根据本公开的另一方面，该钢还包含Ti：≤0.100％和Nb：≤0.100％(以质量％计)中的一种或两种。
根据本公开的又一方面，热锻后的工件中通过使用极值统计方法估计的非金属夹杂物的最大直径为300μm或更小。非金属夹杂物表示存在于钢中的夹杂物，且为含有MnS作为主要成分的硫化物，含有Al2O2作为主要成分的氧化物，和/或含有TiN作为主要成分的氮化物。
根据本公开的另一方面，该方法进一步包括在热锻后，在550℃至700℃的温度范围内进行时效处理。
根据本公开的另一方面，该方法进一步包括在其中形成燃料流动通道的工件上进行自增强处理。
如上所述，本公开通过使用具有高Ni含量和低C含量的钢材料(工件)并且控制热锻后的平均冷却速率，使贝氏体组织中析出的渗碳体最小化来增强韧性，从而增强待制造的燃料喷射部件的内压疲劳强度。
在贝氏体非热处理钢中，当从外部施加力时，Ni的添加对于在裂缝存在时增加抗裂缝传播的阻力，即断裂韧性值，尤其有效。因此，根据本公开，Ni具有0.40％或更高的高含量。
此外，根据本公开，随着C的减少，将热锻后的平均冷却速率，特别是500℃至300℃的温度范围内的平均冷却速率控制为0.02℃/秒或以上且10℃/秒或以下。因此，通过使渗碳体最小化增强韧性，渗碳体是在热锻后冷却过程中产生的并且可能会是裂纹产生的起点。
根据本公开，热锻后的组织基本上是贝氏体单相组织。更具体而言，贝氏体组织的面积比设定为85％或更高。这是因为，当在组织中混有铁素体组织时，不仅时效硬化特性降低，而且承载比和耐久性比也降低，结果出现疲劳强度降低的问题。因此，根据本公开，将在800℃至500℃的温度范围内的平均冷却速率控制为0.1℃/秒或更高。
根据本公开，根据需要，可以以预定含量包含Ti和Nb中的一种或两种。
根据本公开，优选将在已经受热锻的工件中的通过极值统计方法估计的非金属夹杂物的最大直径√areamax设定为300μm或更小。通过减少粗大非金属夹杂物的产生可以进一步增强燃料喷射部件的内压疲劳强度，粗大的非金属夹杂物可能会是裂纹产生的起点。
此外，根据本公开，在使保持热锻的组织基本上成为贝氏体单相组织之后，通过随后的时效处理可以提高硬度以获得高强度。此时，为了使钢中析出的Mo碳化物、V碳化物等微细化，优选在550℃-700℃的温度范围内进行时效处理。
作为用于增加诸如共轨的燃料喷射部件的内压疲劳强度的措施，已知一种自增强处理，其中施加内部压力到燃料喷射部件内的燃料流动通道上以施加残余应力。同样，在根据本公开的制造方法中，通过使其中限定用于循环或存储高压燃料的燃料流动通道的工件经受自增强处理，可以进一步提高内压疲劳强度。
接下来，将在下面详细描述限定本公开中的每种化学组成和生产条件的原因。
C：0.08至0.16％
C是确保强度所必需的元素，Mo和V的碳化物通过时效硬化处理而析出，以提高钢的强度。对于C的作用，需要的C为0.08％或更高，如果C小于0.08％，则不能保证所需的硬度和强度。另一方面，如果C的含量超过0.16％，则渗碳体的量增加，韧性劣化，因此C含量的上限设定为0.16％。
Si：0.10至0.30％
Si在钢熔融期间作为脱氧剂添加且用于提高强度。对于Si的作用，需要含有0.10％或更多的Si。另一方面，由于超过0.30％的过量含量的Si导致疲劳强度降低，因此Si含量的上限设定为0.30％。
Mn：1.00至2.00％
为了确保淬透性(确保贝氏体组织)、提高强度、改善机加工性(MnS结晶化)，需要含有1.00％或更多的Mn。然而，由于超过2.00％的过量含量的Mn会导致马氏体形成，因此Mn含量的上限设定为2.00％。
S：0.005至0.030％
为了确保机加工性，需要含有0.005％或更多量的S。然而，由于超过0.030％的过量含量的S导致生产率降低，因此S含量的上限设定为0.030％。
Cu：0.01至0.30％
含有Cu是为了确保淬透性(确保贝氏体组织)并提高强度。对于Cu的作用，需要含有0.01％或更多的Cu。但是，由于超过0.30％的过量含量的Cu导致成本增加并使生产率降低，因此Cu含量的上限设定为0.30％。
Ni：0.40至1.50％
为了确保韧性(断裂韧性)，Ni是本公开中不可缺少的组成，并且对于Ni的作用，其含量为0.40％或更多。然而，由于超过1.50％的过量含量的Ni导致成本增加，因此Ni含量的上限设定为1.50％。
Cr：0.50至1.50％
含有Cr是为了确保淬透性(确保贝氏体组织)并提高强度。对于Cr的作用，需要含有0.50％或更多的Cr。然而，由于超过1.50％的过量含量的Cr导致成本增加，因此Cr含量的上限设定为1.50％。
Mo：0.30至0.70％
含有Mo是因为通过时效硬化处理使Mo碳化物析出以得到高强度。对于Mo的作用，包含0.30％或更多的Mo。然而，由于超过0.70％的过量含量的Mo导致成本增加，因此Mo含量的上限设定为0.70％。
V：0.10至0.40％
与Mo一样，V通过时效硬化处理使V碳化物析出，从而提高钢的强度。对于V的作用，需要包含0.10％或更多的V。然而，由于超过0.40％的过量含量的V导致成本增加，因此V含量的上限设定为0.40％。
s-Al：0.001至0.100％
s-Al用于在溶解过程中脱氧，其含量为至少0.001％或更多。此外，AlN析出对晶粒细化的作用导致韧性的提高。然而，由于AlN的过度析出导致机加工性下降，因此s-Al含量的上限设定为0.100％。
s-Al表示酸溶性铝，且通过JIS G 1257(1994)的附录15中公开的方法定量。JIS G1257(1994)的内容通过引用并入本文中。
锻造加热温度：950至1350℃
为了获得贝氏体单相组织，需要在热锻中将工件加热到950℃或更高。这是因为当锻造加热温度低于950℃时，在锻造后的组织中容易产生铁素体。但是，考虑到过热会导致热处理炉损坏和能源成本增加这一事实，锻造加热温度设定为1350℃或更低。
从800℃到500℃的平均冷却速率：0.1℃/秒或更高
为了避免在热锻后的冷却过程中发生铁素体-珠光体转变，从800℃到500℃的平均冷却速率应设定为0.1℃/秒或更高。更优选地，平均冷却速率设定为0.2℃/秒或更高。
另一方面，平均冷却速率的上限没有特别限制，但考虑到设备容量和与随后冷却500℃或更低的连续性，优选以10℃/秒或更低速率进行冷却。
从500℃到300℃的平均冷却速率：0.02到10℃/秒
如果从500℃到300℃的平均冷却速率过慢，则贝氏体组织中会析出粗大的渗碳体，并且韧性会降低。因此，从500℃到300℃的平均冷却速率设定为0.02℃/秒或更高。另一方面，当从500℃到300℃的平均冷却速率过高时，发生马氏体转变并且保持锻造的硬度变得过高，因此需要将平均冷却速率设定为10℃/秒或更低。更优选的平均冷却速率范围设定为0.4至5℃/秒。
贝氏体组织的面积比：85％或更高
当贝氏体组织中混合了贝氏体以外的15％或以上的组织时，不仅时效硬化特性下降，而且承载比和耐久性比也变差，这有可能导致疲劳强度下降。为此，贝氏体组织的面积比设定为85％或更高。更优选地，面积比为90％或更高。
Ti：≤0.100％
Nb：≤0.100％
Ti通过时效硬化处理使Ti碳化物析出，有助于进一步提高强度。此外，由于通过TiN析出使MnS微细化有助于改善加工性，因此可以根据需要含有Ti。然而，由于超过0.100％的过量含量的Ti会降低韧性，因此Ti含量的上限设定为0.100％。含有Ti时，Ti含量优选为0.005％或更多。
Nb通过时效硬化处理使Nb碳化物析出，有助于进一步提高强度。然而，由于超过0.100％的过量含量的Nb会降低韧性，因此Nb含量的上限设定为0.100％。含有Nb时，Nb含量优选为0.005％或更多。
可以仅含有Ti和Nb中的一种，但也可以含有Ti和Nb两者。
非金属夹杂物的最大直径√areamax：不大于300μm
钢中存在的非金属夹杂物可有效抑制热锻过程中奥氏体晶粒的生长，但过大的夹杂物成为疲劳断裂的起点并降低了疲劳强度，因此非金属夹杂物的最大直径√areamax的上限设定为300μm。最大直径√areamax可以基于下面的非专利文献1中公开的极值统计方法获得。
[非专利文献1]Keiji Murakami：金属疲劳微缺陷和中间体的影响(Effects ofMetal Fatigue Micro Defects and Intermediates)(1993)，[YOKENDO]
时效处理温度：550℃至700℃
在本公开中，通过在热锻后进行时效处理，可以在钢中析出微细碳化物，从而可以提高强度。但是，当时效处理温度过低时，碳化物的析出量少，无法获得充分的效果，因此时效处理温度优选设定为550℃或更高。
另一方面，随着时效处理温度越高，析出的碳化物越粗大。此外，由于贝氏体在时效硬化处理时反向转变为奥氏体，并且在随后的冷却时部分奥氏体马氏体化，并且在岛状的残余奥氏体周围产生马氏体相使韧性显著降低，因此时效处理温度优选设定为700℃或更低。
附图说明
从以下参考附图的详细描述中，本发明的上述和其他目的，特征和优点将变得更加清楚。在附图中：
图1A是表示应用了本实施方式的制造方法的共轨的垂直横截面图，且图1B是示出共轨的水平横截面图。
图2是显示根据本实施方式的制造方法中的热锻的示意图。
具体实施方式
如下，将描述根据本公开的一个实施方式的制造方法。图1A和1B示出了作为燃料喷射部件的共轨10。共轨10是用于蓄积供给到喷射器的高压燃料的部件，该喷射器用于喷射燃料到诸如柴油发动机的内燃机的气缸中。如图1A和1B所示，共轨10具有在一个方向上线性延伸的主体部分12，以及设置成从主体部分12的侧表面突出的多个连接圆筒部分14。用作燃料蓄压室的主孔16在主体部分12的纵向方向上限定在主体部分12内。另一方面，在每个连接圆筒部分14内限定小孔20，使得连接圆筒部分14的一端与主孔16连通。主孔16和小孔20限定了用于循环或存储高压燃料的燃料流动通道。
在主体部分12的两端形成两个阴螺纹部分17，并且在各自的连接圆筒部分14的顶端的外周表面上形成阳螺纹部分22，并且阴螺纹部分17和阳螺纹部分22可以紧固并固定到相应的配合构件上。
上述共轨10可以例如使用具有预定化学组成的工件，通过以所述顺序进行热锻、机加工、时效和自增强处理的步骤来制造。作为用于热锻的工件，可以使用通过铸锭块轧制获得的坯料，通过连续铸造材料块轧制获得的坯料，通过热轧或热锻这些坯料获得的钢棒材等等。
在热锻中，如图2所示，将工件首次加热至预定的锻造加热温度(950至1350℃)。然后，使用模具在950至1250℃的工件温度下，对加热的工件进行热锻，以获得诸如共轨10的外形。
在热锻完成后，将工件冷却至大约室温。在该实施例中，工件在从800℃至500℃的温度范围内以0.1℃/秒或更高的平均冷却速率冷却，且在随后的500℃至300℃的温度范围，以0.02℃/秒或以上且10℃/秒或以下的平均冷却速率冷却，使热锻后的钢组织成为贝氏体单相组织。在此实施例中，平均冷却速率是工件表面的平均冷却速率。
冷却通过在大气中冷却或使用风扇冲击空气冷却进行。用于满足上述平均冷却速率的冷却条件随环境温度、工件的形状和尺寸等而变化，因此，希望预先通过实验确定冷却条件。
然后对已通过热锻造形成共轨的大致外部形状的工件进行机加工，诸如切削，以形成内部燃料流动通道16和20，以及阴螺纹部分17、阳螺纹部分22，等等。为了令人满意地进行机加工，希望将热锻后的工件硬度设定为33HRC或更少。
接下来，在550℃至680℃的工件的中心温度下进行时效处理0.5至10小时，以获得所需的硬度。
然后，对工件进行自增强处理，在工件中设有用于循环或存储高压燃料的燃料流动通道16和20。更具体而言，为了密封燃料流动通道16和20，将连接圆筒部分14和主体部分12中每一个的一个端部密封，加压介质(液压油)从主体部分12的另一端侧被引入主孔16中，且引入的加压介质被增压。此时，将加压介质的压力设定为使主体部分12的内部塑性变形并使主体部分12的外部弹性变形的压力(例如，约500MPa至1000MPa)。结果，可以将残余压缩应力施加到主体部分12的内部，并且可以增强主体部分12的耐压疲劳强度。
共轨10可以通过上述过程制造。在某些情形下，可以适当省略时效处理和自增强处理，例如，通过增加热加工时的硬度省略掉时效处理。机加工过程可以在自增强处理之前和之后分别进行，也可以最后增加外部处理，诸如电镀。
将150kg具有下表1中所示的化学组成的A至M型钢(13种)的钢在真空感应熔炼炉中熔融，并在1250℃下锻造成直径为的圆棒。之后，根据表2所示的制造条件，将圆棒加热至950℃或以上且1350℃或以下；经热锻处理，其中将圆棒热锻成与共轨相对应的形状；然后从锻造结束时的温度冷却到大约室温，以获得热锻造材料。然后，使用热锻材料进行夹杂物评估、显微组织观察和硬度测试。进行进一步机加工以产生共轨，并评估内压疲劳强度和突然断裂强度(burst fracture strength)。
[表1]
化学组成(质量％，余量Fe)
[表2]
在冷却处理中，通过辐射温度计测量工件的表面温度，并且将从800℃至500℃的平均冷却速率确定为第一平均冷却速率，并且将从500℃至300℃的平均冷却速率确定为第二平均冷却速率，结果如表2所示。
<夹杂物评估>
通过极值统计方法估算的3000mm2中非金属夹杂物的最大直径√areamax是通过用光学显微镜观察平行于纵轴方向的热锻材料的横截面获得的。
基于上述非专利文献1中公开的测量方法，可以如下获得非金属夹杂物的最大直径√areamax。
[1]在平行于纵向方向抛光热锻材料的横截面之后，以抛光表面作为测试区域确定测试参考面积S0(mm2)。
[2]选择占据S0中最大面积的非金属夹杂物，并测量该非金属夹杂物面积的平方根√areamax(μm)。
[3]重复测量n次，以避免重复检查部分。
[4]测量的√areamax按升序重新排列，且每一个都设置为√areamax,j(j＝1到n)。
[5]对于j中的每一个，计算以下归一化变量yj。
yj＝-ln[-ln{j/(n+1)}]
[6]在极值统计论文的坐标系中，在横坐标上取√areamax，在纵坐标上取标准化变量y，绘制j＝1到n，并通过最小二乘法得到近似直线。
[7]如果要评估的区域是S(mm2)并且递归周期为T＝(S+S0)/S0，则y的值从下面的表达式(1)获得，并且通过使用上述近似曲线计算y值对应的√areamax，待评估的区域S中的非金属夹杂物的最大直径为√areamax。
y＝-ln[-ln{(T-1)/T}]
…表达式(1)
在该实施例中进行测试，其中测试参考面积S0＝100mm2且测试编号n＝30次，以确定3000mm2中非金属夹杂物的最大直径√areamax，结果如表2所示。
<硬度试验>
硬度试验是根据JIS Z 2245用洛氏硬度计在150kgf金刚石锥形压头的负荷下进行的。测量是在具有热锻材料的1/2半径的位置处进行的。
<微观组织观察>
为了观察微观组织，在硝酸乙醇溶液腐蚀后用光学显微镜(放大倍数：400X)观察热锻材料的纵向截面，并测量贝氏体比。关于贝氏体比，当贝氏体组织的面积比为85％以上时，评估为O，在为贝氏体组织和铁素体组织的混合物的情形下，评估为XF(铁素体组织的面积比为15％或以上)，结果如表2所示。
在表中，除了评估为O和X外，还显示了在括号中实际测量的贝氏体面积比。
<内压疲劳强度>
接下来，通过切割(参见图1A和1B)在热锻材料内设置主孔12和小孔20a至20e，并且产生用于内压疲劳测试的测试件，并且在将热锻造后的材料在表2所示的温度下加热1小时并进行时效处理后，进行内压疲劳试验。将压力产生源连接到测试件的小孔20a，将压力传感器设置在该连接的中间。在其他小孔20b至20e的端部和主孔12的两端已经密封后，允许油从连接到压力产生源的小孔20a流出以周期性地改变应力，并且比较和评估内压重复率引起的疲劳强度，结果示于表2中。
在表2中，将其中疲劳强度高于经过类似试验的铁素体-珠光体型非热处理钢测试件的疲劳强度的情形标记为“O”，且将疲劳强度低于铁素体-珠光体型非热处理钢测试件的疲劳强度的情形标记为“X”。
<突然断裂强度(burst fracture strength)>
通过切割在热锻材料中设置主孔12和小孔20a至20e(参见图1A和1B)，产生用于突然断裂强度试验的测试件，并且通过在表2所示的温度下加热1小时对测试件进行时效处理，然后进行突然断裂强度试验。将压力产生源连接到测试件的小孔20a，并将压力传感器设置在该连接的中间。在其他小孔20b至20e的末端部分和主孔12的两端已经密封之后，允许油从连接到压力产生源的小孔20a流出，从而暂时地递增地改变应力，并且比较和评估由静态内压引起的突然断裂强度，结果示于表2中。
将试验压力设定为300MPa或更高，且在表2中，将其中突然断裂强度高于经过类似试验的铁素体-珠光体型非热处理钢测试件的突然断裂强度的情形标记为“O”，且将突然断裂强度低于铁素体-珠光体型非热处理钢测试件的突然断裂强度的情形标记为“X”。
在表2的结果中，在对比例1中，锻造加热温度低于950℃，这是本公开的下限值，并且钢组织是具有铁素体的混合组织。结果，时效处理后的硬度低于实施例的硬度，且内压疲劳强度和突然断裂强度的结果均为“X”。
在对比例2中，800℃至500℃的平均冷却速率(第一平均冷却速率)低于0.1℃/秒，这是本公开的下限值，并且钢组织是具有铁素体的混合组织。同样在对比例2中，时效处理后的硬度低于实施例中的硬度，且内压疲劳强度和突然断裂强度的结果均为“X”。
对比例3是其中500℃至300℃的平均冷却速率(第二平均冷却速率)低于本公开下限值0.02℃/秒的实例。在对比例3中，钢组织为贝氏体单相组织，时效处理后的硬度获得与实施例相同的程度，但内压疲劳强度和破裂断裂强度的结果均为“X”。推测这是因为由于第二平均冷却速率较低，在贝氏体组织中析出的渗碳体变得粗大。
另一方面，在满足本公开的条件的实施例1至21中，内压疲劳强度和突然断裂强度的评价均为“O”，获得了优异的结果。换句话说，在上述制造条件下，使用具有本公开的组成的钢材制造受到重复施加高内压的燃料喷射部件，可以确保更高的耐压强度，并且可以避免在施加操作最大压力或异常高压时瞬间破裂的脆性断裂。尤其是可以改善低温下的韧性。
在实施例20中，热锻的硬度增加并且省略了时效处理。实施例21是在加工后进行自增强处理(AF处理)的例子。以与其它实施例相同的方式，实施例20和21获得了优异的结果。
上述对本公开的实施方式和实施例的详细描述仅通过示例的方式呈现。尽管在上述实施方式和实施例中举例说明了共轨，但是本公开可以在不脱离其精神的情况下以各种修改来实现，诸如适用于其他燃料喷射部件中。

Claims (7)

1.通过将工件加工成预定的形状来制造燃料喷射部件的方法，其中所述工件由具有以下组成的钢制成，以质量％计：
C：0.08至0.16％，
Si：0.10至0.30％，
Mn：1.00至2.00％，
S：0.005至0.030％，
Cu：0.01至0.30％，
Ni：0.40至1.50％，
Cr：0.50至1.50％，
Mo：0.30至0.70％，
V：0.10至0.40％，
s-Al：0.001至0.100％，以及
Fe和不可避免的杂质作为剩余成分，
所述方法包括：
将所述工件加热到950℃或以上且1350℃或以下的温度之后，对所述工件进行热锻；
在所述热锻后，在从800℃至500℃的范围内以0.1℃/秒或更高的平均冷却速率首次冷却所述工件；以及
在所述首次冷却后，在随后的从500℃至300℃的温度范围内，以0.02℃/秒或以上且10℃/秒或以下的平均冷却速率来二次冷却所述工件，以将热锻后的贝氏体组织的面积比设定为85％或更高。
2.根据权利要求1所述的方法，其中：
所述钢还包含Ti：≤0.100％和Nb：≤0.100％中的一种或两种，以质量％计。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中：
在所述热锻后，通过极值统计方法估计的在所述工件中的非金属夹杂物的最大直径√areamax为300μm或更小。
4.根据权利要求1或2所述的方法，其还包括：
在热锻后，在550℃至700℃的温度范围内进行时效处理。
5.根据权利要求1或2所述的方法，其还包括：
对其中形成燃料流动通道的工件进行自增强处理。
6.根据权利要求1或2所述的方法，其还包括：
对所述工件进行机加工。
7.根据权利要求1或2所述的方法，其还包括：
对所述工件进行机加工以在所述工件内形成燃料流动通道；以及
对所述工件的燃料流动通道进行自增强处理。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018005949A1 (en) 2016-07-01 2018-01-04 H.B. Fuller Company Propylene polymer-based hot melt adhesive composition exhibiting fast set time and articles including the same
WO2021117243A1 (ja) * 2019-12-13 2021-06-17 日本製鉄株式会社 時効硬化用鋼、鋼及び機械部品

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1097248A1 (fr) * 1998-06-29 2001-05-09 AUBERT &amp; DUVAL Acier de cementation a temperature de revenu elevee, procede pour son obtention et pieces formees avec cet acier
CN103210108A (zh) * 2011-05-26 2013-07-17 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
JP2015180773A (ja) * 2014-03-05 2015-10-15 大同特殊鋼株式会社 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
CN106133176A (zh) * 2014-04-03 2016-11-16 杰富意钢铁株式会社 燃料喷射管用无缝钢管

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3901994B2 (ja) * 2001-11-14 2007-04-04 新日本製鐵株式会社 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法
JP4415219B2 (ja) * 2004-07-28 2010-02-17 大同特殊鋼株式会社 時効硬化鋼
CN101578446B (zh) * 2007-11-12 2012-05-23 新日本制铁株式会社 共轨的制造方法以及局部强化的共轨
DE102008045621A1 (de) * 2008-09-03 2010-03-04 Novalung Gmbh Gastransfervorrichtung und Verwendung einer strukturierten Membran
JP5778055B2 (ja) 2012-02-15 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法
JP2016027204A (ja) * 2014-07-07 2016-02-18 大同特殊鋼株式会社 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
JP6443683B2 (ja) * 2015-06-23 2018-12-26 株式会社デンソー コモンレールの製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1097248A1 (fr) * 1998-06-29 2001-05-09 AUBERT &amp; DUVAL Acier de cementation a temperature de revenu elevee, procede pour son obtention et pieces formees avec cet acier
CN103210108A (zh) * 2011-05-26 2013-07-17 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
JP2015180773A (ja) * 2014-03-05 2015-10-15 大同特殊鋼株式会社 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
CN106133176A (zh) * 2014-04-03 2016-11-16 杰富意钢铁株式会社 燃料喷射管用无缝钢管

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US10947943B2 (en) 2021-03-16
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