CN113453812A - 燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管 - Google Patents

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Abstract

一种燃料喷射管用钢管，其中，钢管的化学组成以质量％计为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％、余量：Fe和杂质，金相组织实质上包含回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体，原奥氏体粒度编号为9.0以上，硬度为350～460HV1，将在钢管的垂直于长度方向的截面中观察到的夹杂物的面积的平方根的最大值设为an(n＝1～20)时，an的最大值amax为30.0μm以下，且an的平均值aav为amax的40％以上。

Description

燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管
技术领域
本发明涉及一种燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管。
背景技术
作为应对未来能源枯竭的措施，正在积极开展促进节能的运动、资源循环运动以及实现这些目标的技术开发。特别是近年来，作为全球性的举措，为了防止全球变暖，强烈要求减少燃料燃烧产生的CO2的排放量。
作为CO2排放量少的内燃机，可列举出用于汽车等的柴油发动机。然而，虽然柴油发动机的CO2排放量较少，但存在产生黑烟的问题。黑烟是喷射的燃料在氧气不足时产生的。即，燃料的部分热分解引起脱氢反应，产生黑烟前体物质，该前体物质再次热分解、聚集并结合成黑烟。担心这样产生的黑烟会造成空气污染，对人体造成不良影响。
通过提高向柴油发动机的燃烧室喷射燃油的压力，可以减少上述黑烟的产生量。但是，为此目的，用于燃料喷射的钢管需要具有高疲劳强度。关于这种燃料喷射管或燃料喷射管用钢管，公开有下述的技术。
专利文献1公开了一种柴油发动机的燃料喷射用钢管的制造方法，其中，通过喷丸处理对热轧的无缝钢管坯料的内表面进行磨削和抛光，然后进行冷拉加工。通过采用该制造方法，可以将钢管内表面的瑕疵(凹凸、痂痕、微细裂纹等)的深度控制在0.10mm以下，因此被认为可以实现燃料喷射用钢管的高强度化。
专利文献2公开了一种燃料喷射管用钢管，其中，至少存在于钢管的内表面起至20μm深的非金属夹杂物的最大直径为20μm以下，拉伸强度为500MPa以上。
专利文献3公开了一种燃料喷射管用钢管，其中，拉伸强度为900N/mm2以上，至少存在于钢管的内表面起至20μm深的非金属夹杂物的最大直径为20μm以下。
专利文献3是使用通过减少S、设计浇铸方法、减少Ca等将A系、B系、C系的粗大夹杂物排除在外的钢材制造管坯钢管，通过冷加工调整为目标直径之后，通过淬火、回火实现900MPa以上的拉伸强度的技术方案，在实施例中实现了260～285MPa的临界内压。
专利文献4公开了具有800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度且耐内压疲劳特性优异的燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管。
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：国际公开第2007/119734号
专利文献3：国际公开第2009/008281号
专利文献4：国际公开第2015/129617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、《利用超小型试验片预测汽车用薄板点焊接头的疲劳强度》、材料、2004年10月、第53卷、第10号、p.1136-1142
非专利文献2：邦武立郎、热处理、41(2001)、p.164
发明内容
发明要解决的问题
使用专利文献1公开的方法制造的燃料喷射用钢管虽然具备高强度，但是不能获得与该钢管材料的强度相称的疲劳寿命。如果钢管材料的强度变高，当然可以增加施加在钢管内侧的压力。但是，当对钢管的内侧施加压力时，钢管内表面不会因疲劳而发生断裂的临界的内压(以下称为“临界内压”)不仅仅取决于钢管材料的强度。即，即使提高钢管材料的强度也无法获得超出预期的临界内压。由于钢管在高内压下使用时容易疲劳，因此疲劳寿命也会缩短。
专利文献2以及3公开的燃料喷射管用钢管具有疲劳寿命长且可靠性高的优点。但是，专利文献2公开的钢管的临界内压为255MPa以下，专利文献3中为260～285MPa。特别是在汽车工业中要求进一步提高内压，需要开发拉伸强度为800MPa以上且临界内压大于270MPa的燃料喷射管，特别需要拉伸强度为900MPa以上且临界内压大于300MPa的燃料喷射管。需要说明的是，虽然临界内压通常趋势是取决于燃料喷射管的拉伸强度而略有增加，但可以认为其还涉及各种因素，特别是在800MPa以上的高强度燃料喷射管中稳定地确保较高的临界内压并不容易。
专利文献4公开的燃料喷射管用钢管具有800MPa以上、优选为900MPa以上的拉伸强度(TS)，并且具有较高的临界内压特性，因此可靠性极高。但是，近年来，对燃料喷射管用钢管要求更高的强度，例如1100MPa以上。
为此，本发明人等以专利文献4公开的燃料喷射管用钢管为基础，对强度进行了提高，结果发现，重复进行107次的内压疲劳试验所对应的临界内压良好，但是旋转弯曲疲劳试验109次的时间强度相对于107次的时间强度下降。
旋转弯曲疲劳试验是为了评价搭载有燃料喷射管的车辆行驶过程中振动引起的疲劳损伤。其负荷应力的次数极多，有时会达到109次。因此，旋转弯曲疲劳强度、特别是超高循环区域中的疲劳强度作为燃料喷射管所需特性，其重要性仅次于临界内压。
在此，时间强度是指在特定的重复次数下不断裂的临界应力，疲劳强度是任意重复次数下的时间强度的总称。需要说明的是，关于内压疲劳，在目前的技术中，由于内压的重复少于振动引起的重复，因此对超高循环区域中的疲劳强度的要求并不高。
但是，如果燃料喷射管将使用极长一段时间，那么需要确保超高循环区域中的临界内压。由于内压疲劳试验中难以提高试验频率，因此上述旋转弯曲疲劳试验可能成为用于判断在超高循环区域中临界内压是否变化的指标。为了确保更高的可靠性，要求改善超高循环区域中的旋转弯曲疲劳强度。
本发明的目的在于，解决上述技术问题，提供一种具有高强度且在超高循环区域中具有较高疲劳强度的燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管。
用于解决问题的方案
本发明是为了解决上述技术问题而完成的，其主旨是下述燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管。
(1)一种燃料喷射管用钢管，其中，
所述钢管的化学组成以质量％计为
C：0.17～0.27％、
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％、
余量：Fe和杂质，
所述钢管的壁厚中央部的金相组织包含回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体，且回火马氏体和回火贝氏体的总面积率为95％以上，
回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体的原奥氏体晶粒度编号为9.0以上，
所述钢管的壁厚中央部的硬度为350～460HV1，
从所述钢管的垂直于长度方向的截面中选取面积为0.4mm2的任意20个视场，将各视场中观察到的夹杂物的面积的平方根的最大值分别设为an(n＝1～20)时，an的最大值amax为30.0μm以下，且an的平均值aav为amax的40％以上。
(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％计含有选自
Cr：0.03～1.00％、
Mo：0.03～1.00％、
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、以及
V：0.02～0.15％中的1种以上。
(3)使用上述(1)或(2)所述的燃料喷射管用钢管的燃料喷射管。
发明的效果
根据本发明，能够获得具有1100MPa以上的拉伸强度的同时在超高循环区域中具有较高疲劳强度的燃料喷射管用钢管。
附图说明
图1是表示用于旋转弯曲疲劳试验的试验片的形状的图。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述技术问题反复进行研究，结果获得了以下的发现。
为了确保规定的强度，需要通过将金相组织制成实质上为回火马氏体单相、或包含回火马氏体和回火贝氏体的复相组织且减小它们的晶粒直径从而提高硬度。
另一方面，发现了硬度过大时，超高循环区域中的疲劳强度显著下降。因此，需要将钢的硬度控制在规定范围内。
此外，发现了在疲劳试验中重复次数为107次左右的高循环区域中，疲劳强度大体取决于硬度，而在重复次数为109次左右的超高循环区域中，钢中存在的粗大夹杂物与氢之间的影响变得明显。
即，为了提高超高循环区域中的疲劳强度，需要抑制粗大夹杂物和氢的影响。然后发现了，通过减小粗大夹杂物的尺寸，并且减少被其捕获的氢，能够改善超高循环区域中的疲劳强度。
本发明是基于上述发现作成的。以下，针对本发明的各要件进行详细说明。
1.化学组成
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。
C：0.17～0.27％
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，需要将C含量设为0.17％以上。但是，C含量超过0.27％时，导致加工性下降。因此，C含量设为0.17～0.27％。C含量优选为0.20％以上。另外，C含量优选为0.25％以下，更优选为0.23％以下。
Si：0.05～0.40％
Si是不仅具有脱氧作用，还具有提高钢的淬火性以提高强度的作用的元素。为了可靠地获得这些效果，需要将Si含量设为0.05％以上。但是，Si含量超过0.40％时，导致韧性下降。因此，Si含量设为0.05～0.40％。Si含量优选为0.15％以上，优选为0.35％以下。
Mn：0.30～2.00％
Mn是不仅具有脱氧作用，还是对提高钢的淬火性以提高强度和韧性有效的元素。但是，如果其含量小于0.30％，则无法获得充分的强度，另一方面，如果超过2.00％，则发生MnS的粗大化，热轧时伸展，反而韧性下降。因此，Mn含量设为0.30～2.00％。Mn含量优选为0.40％以上，更优选为0.50％以上。另外，Mn含量优选为1.70％以下，更优选为1.50％以下。
P：0.020％以下
P是不可避免地作为杂质存在于钢中的元素。其含量超过0.020％时，不仅导致热加工性下降，还因晶界偏析使韧性显著下降。因此，P含量需要设为0.020％以下。需要说明的是，P的含量越低越好，优选设为0.015％以下，更优选设为0.012％以下。但是，过度下降会导致制造成本增加，因此其下限优选设为0.005％。
S：0.0100％以下
S与P同样是不可避免地作为杂质存在于钢中的元素。其含量超过0.0100％时，在晶界偏析，并且生成硫化物系夹杂物而导致疲劳强度下降。因此，S含量需要设为0.0100％以下。需要说明的是，S的含量越低越好，优选设为0.0050％以下，更优选设为0.0035％以下。但是，过度下降会导致制造成本增加，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，由此容易引起临界内压下降。从这种角度来看，O含量需要设为0.0040％以下。需要说明的是，O的含量越低越好，优选设为0.0035％以下，更优选设为0.0025％以下，进一步优选设为0.0015％以下。但是，过度下降会导致制造成本增加，因此其下限优选设为0.0005％。
Ca：0.0010％以下
Ca具有凝聚硅酸盐系夹杂物(JIS G 0555的C组)的作用，Ca含量超过0.0010％时，由于生成粗大的C系夹杂物，临界内压下降。因此Ca含量设为0.0010％以下。Ca含量优选设为0.0007％以下，更优选设为0.0003％以下。需要说明的是，如果涉及制钢精炼的设备长期不进行Ca处理，则可以消除设备的Ca污染，因此钢中的Ca含量实质上能够设为0％。
Al：0.005～0.060％
Al是对钢的脱氧有效的元素，还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，需要含有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，特别是在含有Ti的钢中，产生Ti-Al复合夹杂物的风险变高。因此，Al含量设为0.005～0.060％。Al含量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。另外，Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。需要说明的是，在本发明中，Al含量是指酸溶性Al(sol.Al)的含量。
N：0.0020～0.0080％
N是不可避免地作为杂质存在于钢中的元素。但是本发明中为了利用TiN的钉扎效应防止晶粒粗大化，需要残留0.0020％以上的N。另一方面，当N含量超过0.0080％时，产生大型Ti-Al复合夹杂物的风险变高。因此，N含量设为0.0020～0.0080％。N含量优选为0.0025％以上，更优选为0.0027％以上。另外，N含量优选为0.0065％以下，更优选为0.0050％以下。
Ti：0.005～0.015％
Ti是通过以TiN等的形式微细析出而有助于防止晶粒的粗大化的元素。为了获得该效果，需要将Ti含量设为0.005％以上。
在此，使用试样进行内压疲劳试验时，疲劳裂纹从高应力的内表面开始产生并扩展，到达外表面的同时断裂。此时，起点部有时存在夹杂物也有时不存在。
当起点部没有夹杂物时，在那里识别出被称为刻面状断口的平坦断口形态。这是由晶粒单元中产生的裂纹以被称为模式II的剪切型扩展到其周围的几个晶粒上形成的。当该刻面状断口生长至临界值时，扩展方式变化成被称为模式I的开口型，达到损坏。刻面状断口的生长取决于作为初始裂纹产生的尺寸单位的原奥氏体粒径(以下称为“原γ粒径”)，当原γ粒径大时得到促进。这意味着即使夹杂物不成为起点，当原γ粒径粗大时，基体组织的疲劳强度也会下降。
在Ti含量较高时，从进行内压疲劳试验的钢管的断口观察，观察到了Ti为主要成分的膜状薄层交联了多个直径20μm以下的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)。特别是当Ti含量超过0.015％时，有产生大型Ti-Al复合夹杂物的风险。大型的Ti-Al复合夹杂物有导致在非常高的内压条件下的损坏寿命下降的风险。因此，Ti含量需要设为0.015％以下。
为了防止原γ粒的粗大化，Ti含量优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。另外，从防止形成Ti-Al复合夹杂物的角度来看，Ti含量优选为0.013％以下，更优选为0.012％以下。
Nb：0.015～0.045％
Nb在钢中以碳化物或碳氮化物的形式微细分散，牢固地钉扎晶界，从而有助于组织的微细化，具有提高临界内压的效果。另外，Nb的碳化物或碳氮化物的微细分散提高了钢的韧性。为实现这些目的，需要含有0.015％以上的Nb。另一方面，当Nb含量超过0.045％时，碳化物、碳氮化物粗大化，反而韧性下降。因此，Nb的含量设为0.015～0.045％。Nb含量优选为0.018％以上，更优选为0.020％以上。另外，Nb含量优选为0.040％以下，更优选为0.035％以下。
Cr：0～1.00％
Cr是具有提高淬火性和耐磨耗性的效果的元素，因此可以根据需要含有。但是，Cr含量超过1.00％时韧性和冷加工性会下降，因此在含有的情况下Cr含量设为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将Cr含量设为0.03％以上，更优选设为0.05％以上，进一步优选设为0.20％以上，再进一步优选设为0.30％以上。
Mo：0～1.00％
Mo是由于提高淬火性且增强回火软化阻力而有助于确保高强度的元素。因此，可以根据需要含有Mo。但是，Mo含量即使超过1.00％，其效果也饱和了，结果是合金成本增加。因此，在含有的情况下，Mo含量设为1.00％以下。Mo含量优选为0.45％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将Mo含量设为0.03％以上，更优选设为0.08％以上。
Cu：0～0.50％
Cu是具有通过提高钢的淬火性来提高强度和韧性的效果的元素。因此，可以根据需要含有Cu。但是，Cu含量即使超过0.50％其效果也饱和了，结果是导致合金成本增加。因此，在含有的情况下，Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选设为0.40％以下，更优选设为0.35％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将Cu含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上，进一步优选设为0.05％以上。
Ni：0～0.50％
Ni是具有通过提高钢的淬火性来提高强度和韧性的效果的元素。因此，可以根据需要含有Ni。但是，Ni含量即使超过0.50％其效果也饱和了，结果是导致合金成本增加。因此，在含有的情况下，Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选设为0.40％以下，更优选设为0.35％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将Ni含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上，进一步优选设为0.05％以上。
V：0～0.15％
V是在回火时作为微细碳化物(VC)析出以提高回火软化阻力、实现高温回火、有助于钢的高强度化和高韧性化的元素。因此，可以根据需要含有V。但是，当V含量超过0.15％时，反而导致韧性下降，因此在含有的情况下，V含量设为0.15％以下。V含量优选设为0.12％以下，更优选设为0.10％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将V含量设为0.02％以上，更优选设为0.04％以上。
在本发明的燃料喷射管用钢管的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，“杂质”是指在不对本发明产生不良影响的范围内被允许的、工业制造钢时由于矿石、废料等原料以及制造工序的各种因素混入的成分。
2.金相组织
本发明涉及的燃料喷射管用钢管的壁厚中央部的金相组织实质上由回火马氏体组织或者回火马氏体与回火贝氏体的混合组织构成。具体而言，上述金相组织包含回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体，且回火马氏体和回火贝氏体的总面积率为95％以上。
如果组织中存在铁素体/珠光体组织，即使夹杂物起点的损坏得到解决，损坏也会从局部硬度低的铁素体相开始产生，无法获得从宏观硬度和拉伸强度预期的临界内压。另外，不含有回火马氏体的组织或铁素体/珠光体组织难以确保高拉伸强度。
另外，为了提高疲劳强度，需要使组织微细化，具体而言，需要将原奥氏体晶粒度编号设为9.0以上。这是因为在晶粒度编号小于9.0的细粒化不充分的钢管中，组织的疲劳强度下降，即使夹杂物不作为起点，临界内压也下降。原奥氏体晶粒度编号优选设为10.0以上。需要说明的是，晶粒度编号基于ASTM E112的规定。
此外，为了提高超高循环区域中的疲劳强度，需要减小氧化物等夹杂物的尺寸，并且减少被其捕获的氢。本发明人等使用各种材料进行了调查，结果发现，通过减小夹杂物的粒径偏差，能够在回火等加热处理中高效地减少被夹杂物捕获的氢，能够抑制超高循环区域中的疲劳强度的下降。
另外，如以往所说，如果减小最粗大夹杂物的尺寸，则可以提高高循环区域的疲劳强度，因此通过将防止粗大夹杂物的形成和减小夹杂物的粒径偏差相结合，能够提高超高循环区域中的疲劳强度。
在本发明中，控制夹杂物的尺寸以满足以下条件。首先，从钢管的垂直于长度方向的截面中选取面积为0.4mm2的任意20个视场。然后，使用光学显微镜在20个视场中对夹杂物进行观察，测定各视场中观察到的夹杂物的面积。然后，将20个各视场中的夹杂物的面积的平方根的最大值分别设为an(n＝1～20)。此时，将an的最大值amax设为30.0μm以下，并且将an的平均值aav设为amax的40％以上。
虽然确切的机理还不清楚，但通过使钢中存在的夹杂物的尺寸满足上述限定，可以在回火等加热处理中高效地减少被夹杂物捕获的氢，还可以减少可能成为疲劳断裂起点的粗大夹杂物的数量，由此推测提高了超高循环区域中的疲劳强度。
3.机械性质
本发明涉及的燃料喷射管用钢管的壁厚中央部的硬度为350～460HV1。如果上述硬度小于350HV1，则难以获得充分的强度和临界内压。另一方面，当上述硬度超过460HV1时，疲劳强度显著下降。需要说明的是，“HV1”是指以9.8N(1kgf)的试验力进行维氏硬度试验时的“硬度符号”(参照JIS Z 2244：2009)。
通过使壁厚中央部的硬度为350HV1以上，能够获得1100MPa以上的拉伸强度和350MPa以上的临界内压。通过使临界内压为350MPa以上，能够确保对断裂疲劳的安全性。希望获得1200MPa以上的拉伸强度时，上述硬度优选为400HV1以上。
需要说明的是，在本发明中，临界内压是指在内压疲劳试验中将最低内压设为18MPa并给出相对于时间呈正弦波的重复内压变动、即使重复次数达到107次也不会发生损坏(泄漏)的最高内压(MPa)。具体而言，在纵轴为最大内压、横轴为损坏重复次数的S-N线图上，将发生损坏的最大内压的最小值与即使107次也未损坏的最大值的中间值设为临界内压。
4.尺寸
本发明涉及的燃料喷射管用钢管的尺寸没有特别限定。但是，通常燃料喷射管需要一定的容量以减少使用过程中的内部压力变动。因此，本发明涉及的燃料喷射管用钢管的内径希望为2.5mm以上，更希望为3.0mm以上。另外，由于燃料喷射管需要承受高内压，因此钢管的壁厚希望为1.5mm以上，更希望为2.0mm以上。另一方面，钢管的外径过大时，弯曲加工等变得困难。因此，钢管的外径希望为20mm以下，更希望为10mm以下。
此外，为了承受高内压，希望钢管的内径越大，相应的壁厚也越大。如果钢管的内径不变，则随着壁厚增加，钢管的外径也增加。即，为了承受高内压，希望钢管的内径越大，钢管的外径也越大。为了获得足够的燃料喷射管用钢管的临界内压，希望钢管的外径和内径满足下述式(i)。
D/d≥1.5···(i)
其中，上述式(i)中的D为燃料喷射管用钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。
需要说明的是，上述钢管的外径与内径的比D/d更希望为2.0以上。另一方面，D/d的上限没有特别限定，但该值过大时，弯曲加工变得困难，因此希望为3.0以下，更希望为2.8以下。
5.制造方法
本发明涉及的燃料喷射管用钢管的制造方法没有特别限定，例如，在由无缝钢管制造的情况下，通过以下方法准备预先抑制了夹杂物的钢锭，通过曼内斯曼制管等方法由该钢锭制造管坯，并且通过冷加工制成期望的尺寸形状后，对其进行热处理来制造。
为了抑制夹杂物的形成，优选如上所述调整化学组成，并且增加浇铸时的铸坯的截面积。这是因为在浇铸后凝固为止的期间大的夹杂物浮上。浇铸时的铸坯的截面积希望为200000mm2以上。此外，通过降低铸造速度，可以使轻的非金属夹杂物作为熔渣浮上以减少钢中的非金属夹杂物本身。例如，在连续铸造中可以以0.3～0.7m/分钟的浇铸速度实施。
另外，为了促进夹杂物的浮上分离，优选采用中间包加热器等来控制浇铸温度。此时的中间包内的钢水保持温度优选为1540℃以上。通过在钢水阶段基于这些方法去除粗大夹杂物，可以控制夹杂物的尺寸以满足本发明的限定。
通过例如初轧等方法由如此获得的铸坯准备制管用的条形坯。然后，例如通过曼内斯曼-芯轴轧机制管法进行穿孔轧制和拉伸轧制，并通过拉伸减径机等进行定径轧制以加工成规定的热制管的尺寸。接下来，重复几次冷拉加工以获得规定的冷加工尺寸。通过在冷拉之前或中间进行应力去除退火可以便于冷拉加工。另外，还可以使用芯棒轧管机制管法等其它制管法。
这样，在进行最终冷拉加工之后，为了满足目标燃料喷射管的机械特性，进行淬火和回火的热处理。
在淬火处理中，优选至少加热至Ac3相变点+30℃以上的温度进行骤冷。这是因为，如果加热温度小于Ac3相变点+30℃，则奥氏体化不完全，结果是淬火的马氏体的形成不充分，可能无法获得期望的拉伸强度。另一方面，加热温度优选设为1150℃以下。这是因为当加热温度超过1150℃时容易发生γ粒的粗大化。加热温度更优选设为1000℃以上。
Ac3相变点根据非专利文献2所述的下述式计算。
Ac3(℃)＝912-230.5C+31.6Si-20.4Mn-39.8Cu-18.1Ni-14.8Cr+16.8Mo
其中，上述式中的元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)，如果不含有，则代入0。
淬火时的加热方法没有特别限定，但是，在不是保护气氛的情况下，高温长时间的加热会增加在钢管表面生成的氧化皮，导致尺寸精度和表面性状的变差。另外，当加热速度变慢时，原γ粒径的微细化变得困难。因此，不优选步进式炉等采用炉加热的加热。
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，可以实现短时间保持的加热，将在钢管表面产生的氧化皮抑制到最小，因此是优选的。另外，通过提高加热速度使原γ粒的微细粒化变得容易实现，因此是有利的。加热速度优选设为25℃/s以上，更优选设为50℃/s以上，进一步优选设为100℃/s以上。从抑制氧化皮的角度来看，优选氧化能力低的气氛或非氧化性的还原气氛作为加热气氛。
关于淬火时的冷却，为了稳定且可靠地获得期望的强度，优选将500～800℃的温度范围内的冷却速度设为50℃/s以上，更优选设为100℃/s以上，进一步优选设为125℃/s以上。作为冷却方法，优选采用水淬火等骤冷处理。
已骤冷而冷却至常温的钢管本身硬而脆，优选进行回火。不过，当回火的温度超过450℃时，硬度显著下降，变得难以获得期望的强度。另一方面，如果回火温度小于250℃，则有回火容易不充分、韧性和加工性不充分的风险，而且被夹杂物捕获的氢的减少不充分。因此，回火温度优选设为250～450℃，更优选设为300～420℃。回火温度下的保持时间没有特别限定，通常为10～120分钟左右。需要说明的是，回火之后，可以适当地用矫直机等矫正弯曲。
本发明的燃料喷射管用钢管例如可以通过在其两端部分形成连接头部而制成高压燃料喷射管。
以下，将通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。
实施例
制造具有表1所示化学成分的13种钢坯料。如表2所示，除使用钢D的试验No.9以外的钢坯料通过转炉和连续铸造来制造，试验No.9通过实验室熔炼炉来制造。
除试验No.9以外，连续铸造中浇铸时的铸造速度均设为0.5m/分钟，铸坯的截面积均设为200000mm2以上。另外，对于其中除试验No.8(钢C)以外的钢坯料，使用中间包加热器将钢水温度保持在1540℃以上。对于试验No.8(钢C)，没有使用中间包加热器。
[表1]
Figure BDA0003210128430000161
[表2]
Figure BDA0003210128430000171
由上述钢坯料制造制管用条形坯，通过曼内斯曼-芯轴制管法进行穿孔轧制和拉伸轧制，通过拉伸减径机定径轧制，热加工制成外径34mm、壁厚4.5mm的尺寸的管。为了对该热加工成的管坯进行抽拉，首先缩小管坯顶端并涂上润滑剂。随后，使用拉模和芯棒进行拉拔加工，根据需要进行软化退火，逐渐缩小管径，加工成外径8.0mm、内径4.0mm的钢管。
然后，在表2所示条件下进行淬火回火处理，并且进行内外表面的除氧化皮·平滑处理。此时，关于淬火处理，在表2中的试验No.1～9以及12～20中，以100℃/s的升温速度高频加热至1100℃，并以50℃/s以上的速度骤冷(保持时间5s以下)，在试验No.10以及11中，分别在1000℃和1100℃下保持10分钟之后，在以50℃/s以上的速度水冷的条件下进行。回火处理在以150～640℃保持10分钟后自然冷却的条件下进行。具体的回火温度一并记载于表2。
针对得到的钢管，使用JIS Z 2241(2011)规定的11号试验片进行拉伸试验，求出拉伸强度。需要说明的是，如果钢管不具有足够长的直管部，则可以切出如非专利文献1所示的薄壁的哑铃形状的小型试验片进行拉伸试验。
另外，从各钢管中取出组织观察用试样，对垂直于管轴方向的截面进行机械抛光。用砂纸和磨轮进行抛光，并使用硝酸乙醇腐蚀液，从而确认到实质上为回火马氏体单相或者回火马氏体和回火贝氏体的混合组织。即，在所有组织中，回火马氏体和回火贝氏体的总面积率为95％以上。
然后，再次使用磨轮抛光，之后使用苦味酸乙醇腐蚀液，从而使观察面内的原γ晶界显露。之后，根据ASTM E112求出观察面的原奥氏体晶粒度编号。需要说明的是，原奥氏体晶粒度编号不因回火而改变，因此，钢种类和淬火条件相同的试验No.1～5中，将试验No.4的测定值设为代表值，试验No.6以及7中，将试验No.6的测定值设为代表值。
另外，按照以下步骤观察夹杂物。首先，从得到的钢管的垂直于长度方向的截面中选取面积为0.4mm2的任意20个视场。然后，在20个视场中使用光学显微镜对夹杂物进行观察，测定各视场中观察到的夹杂物的面积。然后，将20个各视场中的夹杂物的面积的平方根的最大值分别设为an(n＝1～20)，求出an的最大值amax和平均值aav，算出aav/amax的值。
接下来，根据JIS Z 2244(2009)在钢管的壁厚中央部测定维氏硬度。试验力设为9.8N(1kgf)。
按照以下步骤实施内压疲劳试验。首先，将各钢管切成200mm的长度，进行管端加工，制成内压疲劳试验用喷射管试验片。在疲劳试验中，将试样的一个端面密封，从另一个端面将作为压力介质的液压油封入试样内部，使封入部的内压在最大内压～最小18MPa的范围内以相对于时间呈正弦波的方式重复变动。内压变动的频率设为8Hz。将作为内压疲劳试验结果的即使重复次数达到107次也不会发生损坏(泄漏)的最大内压作为临界内压进行评价。
此外，制作图1所示形状的试验片，按照以下步骤进行旋转弯曲疲劳试验。具体而言，切出100mm长的直管形状的试样，在中央部设置R7mm的缺口，缺口底的直径设为5mm。旋转弯曲疲劳试验使用悬臂式旋转弯曲疲劳试验机进行。即，将试样的一端固定到电机的旋转轴，并在另一端通过轴承悬挂重锤来进行疲劳试验。
环境为室温和大气中，试验应力为由重锤计算出的标称应力乘以应变计实际测量得到的应力集中系数而设定的。试验频率为52Hz。以多个阶段的试验应力进行疲劳试验，在断裂时或1×109次也未断裂时中止。
根据疲劳试验结果，通过以下步骤求出相对于1×107次和1×109次的时间强度。即，求出在比重复次数更短的寿命内断裂的时间强度数据中的最低试验应力(最小断裂应力)以及达到重复次数时未断裂的时间强度数据中的最高试验应力(最大未断裂应力)。当最小断裂应力小于最大未断裂应力时，取两者的平均值的应力作为时间强度，当最小断裂应力大于最大未断裂应力时，取最小断裂应力为时间强度。然后，作为超高循环区域中的疲劳强度下降的指标，采用相对于1×109次的时间强度除以相对于1×107次的时间强度所得的值。
将这些结果一并记载于表2。
如表2所示，可以看出，满足本发明的限定的试验No.3、4、6以及12～16中具有高临界内压和优异的疲劳特性。与此相对，试验No.1、2、5、7～11以及17～20是不满足本发明的任一限定的比较例。
具体而言，试验No.1以及2中回火温度高，硬度下降，因此结果是临界内压也差。另一方面，试验No.5以及7中回火温度低，硬度过大，被夹杂物捕获的氢较多存在，因此结果是超高循环区域中的疲劳特性变差。
另外，试验No.8中未通过中间包加热器控制浇铸温度，试验No.9中使用实验室熔炼炉，夹杂物的去除不充分。因此，amax或aav/amax超出限定，即是存在粗大夹杂物、氢被其捕获的状态。其结果是超高循环区域中的疲劳特性变差。试验No.10以及11中原γ粒径变大，因此结果是临界内压变差。
此外，试验No.17中C含量过低，因此结果是硬度低，临界内压也差。试验No.18中Ti含量过高，因此结果是容易生成粗大的Ti-Al复合夹杂物，amax超出限定，临界内压和超高循环区域中的疲劳特性均变差。然后，试验No.19中Ti和Nb的含量均低，试验No.20中不含Nb，因此结果是原γ粒径均变大，临界内压变差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够获得具有1100MPa以上的拉伸强度的同时在超高循环区域中具有较高疲劳强度的燃料喷射管用钢管。因此，本发明涉及的燃料喷射管用钢管能够特别适合用作汽车用燃料喷射管。

Claims (3)

1.一种燃料喷射管用钢管，其中，
所述钢管的化学组成以质量％计为
C：0.17～0.27％、
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％、
余量：Fe和杂质，
所述钢管的壁厚中央部的金相组织包含回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体，且回火马氏体和回火贝氏体的总面积率为95％以上，
回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体的原奥氏体晶粒度编号为9.0以上，
所述钢管的壁厚中央部的硬度为350～460HV1，
从所述钢管的垂直于长度方向的截面中选取面积为0.4mm2的任意20个视场，将各视场中观察到的夹杂物的面积的平方根的最大值分别设为an(n＝1～20)时，an的最大值amax为30.0μm以下，且an的平均值aav为amax的40％以上。
2.根据权利要求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％计含有选自
Cr：0.03～1.00％、
Mo：0.03～1.00％、
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、以及
V：0.02～0.15％中的1种以上。
3.一种使用权利要求1或2所述的燃料喷射管用钢管的燃料喷射管。
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