KR102062282B1 - 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법 - Google Patents

연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102062282B1
KR102062282B1 KR1020187001287A KR20187001287A KR102062282B1 KR 102062282 B1 KR102062282 B1 KR 102062282B1 KR 1020187001287 A KR1020187001287 A KR 1020187001287A KR 20187001287 A KR20187001287 A KR 20187001287A KR 102062282 B1 KR102062282 B1 KR 102062282B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel pipe
less
steel
mpa
fuel injection
Prior art date
Application number
KR1020187001287A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20180018742A (ko
Inventor
다쓰야 마스다
쓰구미 야마자키
히로아키 곤도
다이조 마키노
마사히로 야마자키
가쓰노리 나가오
Original Assignee
우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤, 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤
Publication of KR20180018742A publication Critical patent/KR20180018742A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102062282B1 publication Critical patent/KR102062282B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02M—SUPPLYING COMBUSTION ENGINES IN GENERAL WITH COMBUSTIBLE MIXTURES OR CONSTITUENTS THEREOF
    • F02M55/00—Fuel-injection apparatus characterised by their fuel conduits or their venting means; Arrangements of conduits between fuel tank and pump F02M37/00
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02M—SUPPLYING COMBUSTION ENGINES IN GENERAL WITH COMBUSTIBLE MIXTURES OR CONSTITUENTS THEREOF
    • F02M55/00—Fuel-injection apparatus characterised by their fuel conduits or their venting means; Arrangements of conduits between fuel tank and pump F02M37/00
    • F02M55/02—Conduits between injection pumps and injectors, e.g. conduits between pump and common-rail or conduits between common-rail and injectors
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • 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
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling
    • Y02P10/212—

Abstract

연료 분사관용 강관으로서, 500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85이며, [IP≥0.41×TS×α] (α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2], TS:강관의 인장 강도(MPa), D:강관 외경(mm), d:강관 내경(mm))을 만족하는 한계 내압(IP)을 갖고, 상기 강관을, 관축방향으로 반분할 절단한 후의, 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력이 -20MPa 이하인, 연료 분사관용 강관.

Description

연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법
본 발명은, 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
미래의 에너지 고갈에 대한 대책으로서, 에너지 절약을 촉진하는 운동, 자원의 리사이클 운동 및 이들의 목적을 달성하는 기술의 개발이 활발하게 행해지고 있다. 특히 근년은, 세계적인 대처로서 지구의 온난화를 방지하기 위해서 연료의 연소에 수반하는 CO2의 배출량을 저감시키는 것이 강하게 요구되고 있다.
CO2의 배출량이 적은 내연기관으로서, 자동차 등에 이용되는 디젤 엔진을 들 수 있다. 그러나, 디젤 엔진에는, CO2의 배출량이 적은 반면, 흑연이 발생한다는 문제가 있다. 흑연은, 분사된 연료에 대해 산소가 부족한 경우에 발생한다. 즉, 연료가 부분적으로 열분해됨으로써 탈수소반응이 일어나, 흑연의 전구(前驅) 물질이 생성되어, 그 전구 물질이 다시 열분해되고, 응집 및 합체됨으로써 흑연이 된다. 이렇게 하여 발생한 흑연은 대기 오염을 일으켜, 인체에 악영향을 미치는 것이 염려된다.
상기 흑연은, 디젤 엔진의 연소실로의 연료의 분사압을 높임으로써, 그 발생량을 저감할 수 있다. 그러나, 그러기 위해서는, 연료 분사에 이용하는 강관에는 높은 피로 강도가 요구된다. 이러한 연료 분사관 또는 연료 분사관용 강관에 대해서, 하기 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 1에는, 열간 압연한 심리스 강관 소재의 내면을 숏 블래스트 처리에 의해, 연삭·연마를 행한 후에, 냉간 인발 가공을 행하는 디젤 엔진의 연료 분사에 이용하는 강관의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 제조 방법을 채용하면, 강관 내면의 흠(요철, 스캡, 미세 크랙 등)의 깊이를 0.10mm 이하로 할 수 있으므로, 연료 분사에 이용하는 강관의 고강도화가 도모된다고 한다.
특허문헌 2에는, 인장 강도가 900N/mm2 이상이며, 적어도 강관의 내표면으로부터 20μm까지의 깊이에 존재하는 비금속 개재물의 최대 직경이 20μm 이하인 연료 분사관용 강관이 개시되어 있다.
특허문헌 2의 발명은, S의 저감, 주입(鑄入) 방법의 고안, Ca의 저감 등에 의해 A계, B계, C계의 조대 개재물을 배제한 강재를 이용하여 소관(素管) 강관을 제조하고, 냉간 가공에 의해서 목적으로 하는 직경으로 조정한 후, 담금질, 뜨임에 의해서 900MPa 이상의 인장 강도를 실현하는 것이며, 실시예에서는 260~285MPa의 한계 내압을 실현하고 있다.
특허문헌 3에는, 적어도 강관의 내표면으로부터 20μm까지의 깊이에 존재하는 비금속 개재물의 최대 직경이 20μm 이하이며, 인장 강도가 500MPa 이상인 연료 분사관용 강관이 개시되어 있다.
일본국 특허 공개 평 9-57329호 공보 국제 공개 2009/008281호 국제 공개 2007/119734호
나카야마 에이스케, 미야하라 미츠오, 오카무라 카즈오, 후지모토 히로키, 후쿠이 키요시, 「초소형 시험편에 의한 자동차용 박판 스폿 용접 조인트의 피로 강도 예측」, 재료, 2004년 10월, 제53권, 제10호, p.1136~1142 사단법인 일본재료학회 편찬, 「X선 응력 측정법 표준(2002년판)-철강편」, 2002년 3월 무라카미 유키다카 저술, 「금속 피로-미소 결함과 개재물의 영향」, 제1판(1993년), YOKENDO, p.18
특허문헌 1에 개시된 방법으로 제조된 연료 분사에 이용하는 강관은, 높은 강도를 가지지만, 그 강관 재료의 강도에 걸맞는 피로 수명을 얻을 수 없다. 강관 재료의 강도가 높아지면, 당연히, 강관의 내측에 걸리는 압력을 높게 할 수 있다. 그러나, 강관의 내측에 압력을 가한 경우에, 강관 내면에 피로에 의한 파괴가 발생하지 않는 한계가 되는 내압(이하, 「한계 내압」이라고 한다.)은, 강관 재료의 강도에만 의존하지 않는다. 즉, 강관 재료의 강도를 크게 해도 기대 이상의 한계 내압은 얻을 수 없다. 최종 제품의 신뢰성 등을 고려하면, 피로 수명은 길수록 바람직하지만, 상기 한계 내압이 낮으면, 높은 내압에 의한 사용에 의해서 강관이 피로하기 쉽기 때문에 피로 수명도 짧아진다.
특허문헌 2 및 3에 개시된 연료 분사관용 강관은, 피로 수명이 길고, 또한 신뢰성이 높다는 특별한 장점을 갖는다. 그러나, 특허문헌 2에 개시되는 강관은, 260~285MPa의 한계 내압을 갖고 있지만, 높은 한계 내압을 얻기 위해서 900MPa 이상의 인장 강도를 필수의 요건으로 하고 있다. 그 때문에, 제조 공정상, 담금질 및 뜨임 처리를 실시하는 것이, 일반적으로는 필요하므로, 강관의 가공성이 저하될 뿐만 아니라, 제조 비용이 증가해 경제성의 면에서도 과제가 남는다.
또, 특허문헌 3에 개시된 기술에서는, 반드시 담금질 및 뜨임 처리는 행하지 않기 때문에, 제조 비용을 낮게 억제할 수 있다는 이점은 있지만, 강관의 한계 내압은 255MPa 이하이며, 강관의 인장 강도에 따른 높은 한계 내압이 얻어지고 있다고는 할 수 없다. 최근의 추세에 있어서는, 특히 자동차 업계에 있어서, 저비용화와 고내압화의 양립이 요구되고 있으며, 높은 인장 강도를 부여하기 위한 특단의 처리를 필요로 하지 않고 한계 내압을 상승시키는 기술이 요구되고 있다.
본 발명은, 강관의 인장 강도(TS)에 대해, 한계 내압이 0.41×TS×α 이상이 되는 높은 한계 내압 특성을 갖는 신뢰성이 높은 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 단, α는, 후술하는 바와 같이 관의 외경과 내경의 비에 따라 내압과 관내면의 발생 응력의 관계가 변화하는 것을 보정하는 계수이며, 관의 외경 D의 내경 d에 대한 비 D/d가 2~2.2인 범위에서는 α는 0.97~1.02, 즉, 대략 1이 된다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것이며, 하기의 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 연료 분사관용 강관으로서,
500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85이며,
하기 (i)식을 만족하는 한계 내압을 갖고,
상기 강관을, 관축방향으로 반분할 절단한 후의, 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력이 -20MPa 이하인,
연료 분사관용 강관.
IP≥0.41×TS×α …(i)
α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] …(ii)
단, 상기 (i)식 중의 IP는 강관의 한계 내압(MPa), TS는 강관의 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ⅱ)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ⅱ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
(2) 상기 강관의 화학 조성이, 질량%로,
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%,
잔부:Fe 및 불순물이며,
불순물 중의 Ca, P, S 및 O는,
Ca:0.001% 이하,
P:0.02% 이하,
S:0.01% 이하,
O:0.0040% 이하인,
상기 (1)에 기재된 연료 분사관용 강관.
(3) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Ti:0.005~0.015%
를 함유하는,
상기 (2)에 기재된 연료 분사관용 강관.
(4) 상기 화학 조성이, 질량%로,
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%, 및
B:0.0003~0.005%
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (2) 또는 (3)에 기재된 연료 분사관용 강관.
(5) 상기 강관의 외경 및 내경이 하기 (ⅲ)식을 만족하는,
상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 연료 분사관용 강관.
D/d≥1.5 …(ⅲ)
단, 상기 (ⅲ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
(6) 하기 (i)식을 만족하는 한계 내압을 갖는 강관을 제조하는 방법으로서,
500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85인 강관 소재에 대해,
450MPa 이하이며, 또한, 하기 (ⅳ)식을 만족하는 자긴(自緊) 처리 내압으로 자긴 처리를 실시하는, 연료 분사관용 강관의 제조 방법.
IP≥0.41×TS×α …(i)
α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] …(ii)
PAF<0.44×TS×(1+YR) …(ⅳ)
단, 상기 (i)식 중의 IP는 강관의 한계 내압(MPa), TS는 강관 소재의 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ⅱ)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ⅱ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다. 또한, 상기 (ⅳ)식 중의 PAF는 자긴 처리 내압(MPa), TS는 강관 소재의 인장 강도(MPa), YR은 강관 소재의 항복비이다.
(7) 상기 강관의 화학 조성이, 질량%로,
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%,
잔부:Fe 및 불순물이며,
불순물 중의 Ca, P, S 및 O는,
Ca:0.001% 이하,
P:0.02% 이하,
S:0.01% 이하,
O:0.0040% 이하인,
상기 (6)에 기재된 연료 분사관용 강관의 제조 방법.
(8) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Ti:0.005~0.015%
를 함유하는,
상기 (7)에 기재된 연료 분사관용 강관의 제조 방법.
(9) 상기 화학 조성이, 질량%로,
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%, 및
B:0.0003~0.005%
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (7) 또는 (8)에 기재된 연료 분사관용 강관의 제조 방법.
(10) 상기 강관의 외경 및 내경이 하기 (ⅲ)식을 만족하는,
상기 (6) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 연료 분사관용 강관의 제조 방법.
D/d≥1.5 …(ⅲ)
단, 상기 (ⅲ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
본 발명에 의하면, 비교적 낮은 자긴 처리압에 있어서도 높은 한계 내압 향상 효과를 발휘해, 가공성 및 내내압 피로 특성이 뛰어난 연료 분사관용 강관을 저비용으로 얻는 것이 가능해진다.
도 1은 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력의 측정에 이용되는 강관 시료의 좌측면도 (a) 및 정면도 (b), 및, 반분할한 시료의 좌측면도 (c) 및 정면도 (d)이다.
도 2는 강관 내면의 미제스 상당 응력과 내압의 관계를 설명하기 위한 도면이다.
도 3은 실시예의 강 No.1 및 2에 대한 FEM 해석에 의한 자긴 처리에 의한 잔류 응력 분포를 나타낸 도면이다.
도 4는 실시예의 강 No.1에 대한 내압 피로 시험 결과를 나타낸 도면이다.
도 5는 실시예의 강 No.2에 대한 내압 피로 시험 결과를 나타낸 도면이다.
도 6은 실시예의 강 No.3에 대한 내압 피로 시험 결과를 나타낸 도면이다.
본 발명자들은, 저비용으로 높은 한계 내압을 갖는 강관을 얻는 방법에 대해 검토한 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.
(a) 자긴 처리를 행함으로써, 강관의 인장 강도를 상승시키지 않아도 한계 내압을 증가시키는 것이 가능하다. 자긴 처리는 과대 내압을 작용시킴으로써 내표면 근방을 부분적으로 소성 변형시켜, 압축 잔류 응력을 일으키는 처리이다.
(b) 자긴 처리를 실시할 때에, 한계 내압을 증가시키는데 필요한 압력이 높으면 자긴 처리 장치에 대한 부하가 증가하므로, 유지비가 상승한다는 문제가 있다. 그 때문에, 자긴 처리 장치의 유지비 저감이라는 관점에서, 낮은 자긴 처리압에 있어서도 높은 한계 내압 향상 효과를 얻을 수 있는 재료를 이용하는 것이 바람직하다.
(c) 항복비의 낮은 강을 재료로서 이용했을 경우, 비교적 낮은 자긴 처리압으로도, 강관 내면이 항복하기 쉽고, 큰 압축 잔류 응력을 부여하는 것이 가능해지므로, 자긴 처리에 의한 한계 내압 향상 효과가 얻어지기 쉬워진다.
본 발명은 상기 지견에 의거해 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 자세하게 설명한다.
1. 기계적 성질
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관은, 500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85이다.
강관의 인장 강도가 500MPa 미만이면, 강관 내면에 압축 잔류 응력을 부여했다고 해도, 연료 분사관에 이용하는데 필요한 한계 내압을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 인장 강도가 900MPa을 넘으면, 가공성이 저하한다는 문제가 발생한다. 또, 900MPa을 넘는 인장 강도를 얻기 위해서는, 많은 경우, 담금질 처리 등의 강도를 향상시키기 위한 공정이 필요하므로, 제조 비용이 상승해 버린다. 담금질 처리에 의해, 마텐자이트 비율이 매우 높은 조직이 되면, 항복비를 0.85 이하로 제어하는 것이 비교적 곤란해진다. 강관의 인장 강도는 650MPa 이상인 것이 바람직하고, 800MPa 이하인 것이 바람직하다.
강관의 내버스트(파열) 성능은, 인장 강도와 항복 강도의 합에 거의 비례한다. 그 때문에, 강관의 항복비가 극단적으로 낮고, 특히, 0.50 미만에서는, 강관의 내버스트 성능을 확보할 수 없다. 한편, 강관 내면에 압축 잔류 응력을 부여하고, 한계 내압 향상 효과를 얻기 위해서는, 강관의 항복비는 0.85 이하로 할 필요가 있다. 강관의 항복비는 0.55 이상인 것이 바람직하고, 0.80 이하인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서, 강관의 인장 강도 및 항복 강도는, 강관의 직관부를 잘라내고, 그 양단면으로부터 일정 길이의 영역(이하, 「그립부」라고 한다.)을 척킹하고, 그립부 사이의 평행부에 신장계를 부착한 후에, 인장 시험을 행함으로써 구한다. 척킹은, 강관 외측 반경보다 얕은 V홈 또는 R홈을 형성한 접촉편을, 유압, 볼트 체결, 또는 쐐기 지그의 사용에 의해, 그립부를 누름으로써 행한다.
그립부의 길이는 시험 강관이 시험중에 미끄러지지 않도록, 누름 압력과 시험 하중을 고려하여 결정하면 된다. 또, 평행부의 길이는, 신장계가 부착되고, 또한, 파단 직전의 네킹 변형이 척에 의해서 영향을 받지 않을 정도로 확보되면 된다. 또한, 강관에 충분한 길이의 직관부가 없는 경우에는, 비특허문헌 1에 나타난 바와 같은 박육(薄肉)의 덤벨 형상의 소형 시험편을 잘라내어 인장 시험을 행해도 된다.
또, 본 발명에 따른 연료 분사관용 강관은, 하기 (i)식을 만족하는 한계 내압을 갖는다.
IP≥0.41×TS×α …(i)
α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] …(ii)
단, 상기 (i)식 중의 IP는 강관의 한계 내압(MPa), TS는 강관의 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ⅱ)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ⅱ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다. α는 관의 외경과 내경의 비에 따라서 내압과 관내면의 발생 응력의 관계가 변화하는 것을 보정하는 계수이다.
한계 내압이 상기 (i)식을 만족함으로써, 인장 강도가 비교적 낮아도, 피로 파괴에 대한 안전성을 확보하는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명에 있어서, 한계 내압이란, 내압 피로 시험에 있어서 최저 내압을 18MPa로 하여, 시간에 대해 정현파를 취하는 반복 내압 변동을 부여해, 반복수가 107회가 되어도 파손(리크)이 발생하지 않는 최고 내압(MPa)을 의미한다. 구체적으로는, 종축을 최대 내압으로 하고, 횡축을 파손 반복수로 한 S-N선도 상에서, 파손이 발생한 최대 내압의 최소치와, 107회가 되어도 파손되지 않은 최대치의 중간치를 한계 내압으로 한다.
또한, 본 발명에 따른 연료 분사관용 강관은, 이 강관을 관축방향으로 반분할 절단한 후의, 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력이 -20MPa 이하가 된다. 상술한 바와 같이, 강관 내면에 큰 압축 잔류 응력을 부여함으로써, 한계 내압을 증가시키는 것이 가능해진다. 상기 둘레방향 잔류 응력은 -40MPa 이하가 되는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서의 상기 둘레방향 잔류 응력의 측정 방법에 대해서, 도 1을 참조하여 상세하게 설명한다. 도 1(a) 및 (b)는, 각각 강관 시료 1의 좌측면도 및 정면도이며, 도 1(c) 및 (d)는, 각각 반분할한 시료 2의 좌측면도 및 정면도이다. 우선, 측정 대상이 되는 강관 시료 1을, 마이크로 커터 등을 이용하여 잘라낸다. 강관 시료 1의 길이 L은, 강관 외경 D의 3배 이상으로 하는 것이 바람직하고, 예를 들면 30mm 정도로 할 수 있다.
다음에, 강관 시료 1을 관축방향으로 반분할 절단한다. 절단에 따른 발열이 과잉이 되면, 관내면에 있어서의 잔류 응력에 영향을 주기 때문에, 발열이 최대한 없는 절단 방법을 채용할 필요가 있어, 와이어 컷 방전 가공에 의해 절단하는 것이 바람직하다. 이 때, 반분할한 시료 2의 절단면과 외면의 두께 t는, 강관의 외측 반경 r의±5% 이내의 범위가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
그리고, 전해 연마에 의해서 관내면의 표층을 10μm 이하의 범위에서 제거한 후, 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력을 측정한다. 측정 방법으로는, X선 회절에 의한 sin2ψ법을 이용해, 비특허문헌 2에 준거해 행하는 것으로 한다.
2. 화학 조성
본 발명에 따른 강관 및 그 소재가 되는 강관 소재의 화학 조성에 대해서는, 상기 인장 강도 및 항복비의 조건을 만족시키는 한, 특별히 제한은 설정하지 않는다. 예를 들면, 화학 조성을, 질량%로, 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%, 잔부:Fe 및 불순물이며, 불순물 중의 Ca, P, S 및 O는, Ca:0.001% 이하, P:0.02% 이하, S:0.01% 이하, O:0.0040% 이하로 하는 것이 바람직하다.
여기서 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해서 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C:0.12~0.27%
C는, 저렴하게 강의 강도를 높이는데 유효한 원소이다. 원하는 인장 강도를 확보하기 위해서는 C 함유량을 0.12% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, C 함유량이 0.27%를 넘으면, 가공성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, C 함유량은 0.12~0.27%로 하는 것이 바람직하다. C 함유량은 0.13% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.14% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, C 함유량은 0.25% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.23% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Si:0.05~0.50%
Si는, 탈산 작용을 가질 뿐만 아니라, 강의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 확실히 하기 위해서는, Si 함유량을 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Si 함유량이 0.50%를 넘으면, 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Si 함유량은 0.05~0.50%로 하는 것이 바람직하다. Si 함유량은 0.15% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn:0.3~2.0%
Mn은, 탈산 작용을 가질 뿐만 아니라, 강의 강도와 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그러나, 그 함유량이 0.3% 미만에서는 충분한 강도를 얻을 수 없고, 또한, 2.0%를 넘으면 MnS의 조대화가 발생해, 열간 압연시에 전신(展伸)되어, 오히려 인성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.3~2.0%로 하는 것이 바람직하다. Mn 함유량은 0.4% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.5% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, Mn 함유량은 1.7% 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.5% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Al:0.005~0.060%
Al은, 강의 탈산을 행함에 있어서 유효한 원소이며, 또 강의 인성 및 가공성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻으려면 0.005% 이상의 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Al 함유량이 0.060%를 넘으면, 개재물이 발생하기 쉬워지고, 특히 Ti를 함유하는 강에 있어서는, Ti-Al 복합 개재물이 생길 우려가 높아진다. 따라서, Al 함유량은 0.005~0.060%로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량은 0.008% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.010% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, Al 함유량은 0.050% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서, Al 함유량은, 산가용성 Al(sol. Al)의 함유량을 의미한다.
N:0.0020~0.0080%
N는, 불순물로서 강 중에 불가피적으로 존재하는 원소이다. 그러나 본 발명에서는, TiN의 피닝 효과(pinning effect)에 의한 결정립 조대화 방지를 목적으로 하여, 0.0020% 이상의 N를 잔존시키는 것이 바람직하다. 한편, N 함유량이 0.0080%를 넘으면 대형의 Ti-Al 복합 개재물이 생길 우려가 높아진다. 따라서, N 함유량은 0.0020~0.0080%로 하는 것이 바람직하다. N 함유량은 0.0025% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0027% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, N 함유량은 0.0065% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0050% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Ti:0.005~0.040%
Ti는, TiN 등의 형태로 미세하게 석출됨으로써, 결정립의 조대화 방지에 공헌하므로, Ti 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti 함유량이 0.040%를 넘으면 질소 화합물의 개재물이 강관 중에 형성되어, 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.005~0.040%로 하는 것이 바람직하다.
여기서, 시료를 이용하여 내압 피로 시험을 행하면, 고응력이 되는 내표면을 기점으로 피로 균열이 발생 및 진전되어, 외표면에 도달함과 동시에 파괴에 이른다. 이 때, 기점부에는 개재물이 존재하는 경우와 존재하지 않는 경우가 있다.
기점부에 개재물이 존재하지 않는 경우, 그곳에는 패싯형상 파면이라 불리는 평탄한 파면 형태가 보인다. 이것은 결정립 단위로 발생한 균열이 그 주위의 여러 결정립분에 걸쳐, 모드 II라 불리는 전단형으로 진전되어 형성된 것이다. 이 패싯형상 파면이 임계치까지 성장하면 모드 I이라 불리는 개구형으로 진전 형태가 변화해, 파손에 이른다. 패싯형상 파면의 성장은, 초기의 균열 발생의 치수 단위인 구오스테나이트 입경(이하, 「구γ입경」이라고 표기한다.) 또는 페라이트 입경에 의존하고, 구γ입경 또는 페라이트 입경이 크면 촉진된다. 이것은 개재물이 기점이 되지 않아도, 구γ입경 또는 페라이트 입경이 조대하면, 기지 조직의 피로 강도는 저하되는 것을 의미한다.
구γ입경 또는 페라이트 입경의 조대화를 방지하기 위해서, Ti 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직한 것은 상술한 바와 같다. Ti 함유량은 0.006% 이상인 것이 바람직하고, 0.007% 이상인 것이 보다 바람직하다.
한편, Ti 함유량이 많은 경우에 있어서, 내압 피로 시험을 행한 강관의 파면 관찰로부터 직경 20μm 이하의 복수의 Al2O3계 개재물을 Ti가 주성분의 필름형상의 얇은 층이 가교하는 형태의 복합 개재물(이하, Ti-Al 복합 개재물이라고 한다.)이 관찰되었다. 특히, Ti 함유량이 0.015%를 넘으면, 대형의 Ti-Al 복합 개재물이 생길 우려가 있다. 대형의 Ti-Al 복합 개재물은, 매우 높은 내압 조건하에서의 파손 수명의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.015% 이하인 것이 보다 바람직하다. Ti 함유량은 0.013% 이하인 것이 더욱 바람직하고, 0.012% 이하인 것이 한층 바람직하다.
Nb:0.015~0.045%
Nb는, 강 중에서 탄화물 또는 탄질화물로서 미세하게 분산되어, 결정립계를 강하게 핀 고정하는 효과를 갖는다. 또, Nb의 탄화물 또는 탄질화물의 미세 분산에 의해, 강의 강도 및 인성이 향상된다. 이들 목적 때문에, 0.015% 이상의 Nb를 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.045%를 넘으면, 탄화물, 탄질화물이 조대화하여, 오히려 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Nb의 함유량은 0.015~0.045%로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.018% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.020% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또, Nb 함유량은 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.035% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Cr:0~1.0%
Cr은, 강도 및 내마모성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, Cr 함유량이 1.0%를 넘으면 인성 및 냉간 가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Cr 함유량은 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.8% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, Cr 함유량을 0.2% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.3% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mo:0~1.0%
Mo는, 고용 또는 탄화물의 석출에 의해 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 그러나, Mo 함유량이 1.0%를 넘어도 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 합금 비용이 커지는 결과가 된다. 따라서, Mo 함유량은 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.45% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, Mo 함유량을 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.08% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Cu:0~0.5%
Cu는, 강의 강도 및 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, Cu 함유량이 0.5%를 넘어도 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 합금 비용의 상승을 초래하는 결과가 된다. 따라서, Cu 함유량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.40% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, Cu 함유량을 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ni:0~0.5%
Ni는, 강의 강도 및 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, Ni 함유량이 0.5%를 넘어도 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 합금 비용의 상승을 초래하는 결과가 된다. 따라서, Ni 함유량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.40% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.35% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, Ni 함유량을 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.08% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
V:0~0.15%
V는, 탄화물 또는 탄질화물을 형성하여, 강의 고강도화 및 고인성화에 기여하는 원소이다. 그러나, V 함유량이 0.15%를 넘으면 오히려 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, V 함유량은 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.12% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.10% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, V 함유량을 0.02% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.04% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
B:0~0.005%
B는 입계 강화 원소로서 인성 향상에 기여한다. 그러나, B의 함유량이 0.005%를 넘으면 오히려 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, B의 함유량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.002% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. B를 함유시키는 것으로 인한 담금질성 향상 작용은, 불순물 레벨의 함유량이어도 얻어지지만, 보다 현저하게 그 효과를 얻으려면, B 함유량을 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, B의 효과를 유효하게 활용하기 위해서는, 강 중의 N가 Ti에 의해 고정되어 있는 것이 바람직하다.
이하, 불순물 중의 Ca, P, S 및 O에 대해서 설명한다.
Ca:0.001% 이하
Ca는, 실리케이트계 개재물(JIS G 0555의 그룹 C)을 응집시키는 작용이 있어, Ca 함유량이 0.001%를 넘으면 조대한 C계 개재물의 생성에 의해 한계 내압이 저하될 우려가 있다. 따라서, Ca 함유량은 0.001% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0007% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0003% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 제강 정련과 관련된 설비에서 장기에 걸쳐 완전히 Ca 처리를 행하지 않으면, 설비의 Ca 오염을 해소할 수 있으므로, 강 중의 Ca 함유량을 실질적으로 0%로 하는 것이 가능하다.
P:0.02% 이하
P는, 불순물로서 강 중에 불가피적으로 존재하는 원소이다. 그 함유량이 0.02%를 넘으면, 열간 가공성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 입계편석으로 인해 인성을 현저하게 저하시킬 우려가 있다. 따라서, P 함유량은, 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P의 함유량은, 낮으면 낮을수록 바람직하고, 0.015% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.012% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 과도한 저하는, 제조 비용 상승을 초래하므로, 그 하한은, 0.005%로 하는 것이 바람직하다.
S:0.01% 이하
S는, P와 마찬가지로 불순물로서 강 중에 불가피적으로 존재하는 원소이다. 그 함유량이 0.01%를 넘으면 입계에 편석됨과 더불어, 황화물계의 개재물을 생성해 피로 강도의 저하를 초래하기 쉽다. 따라서, S 함유량은, 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, S의 함유량은, 낮으면 낮을수록 바람직하고, 0.005% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0035% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 과도한 저하는, 제조 비용 상승을 초래하므로, 그 하한은, 0.0005%로 하는 것이 바람직하다.
O:0.0040% 이하
O는, 조대한 산화물을 형성해, 그것에 기인하는 한계 내압의 저하를 발생시키기 쉽게 한다. 이러한 관점으로부터 O 함유량은 0.0040% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, O의 함유량은, 낮으면 낮을수록 바람직하고, 0.0035% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0025% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 0.0015% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다. 그러나, 과도한 저하는, 제조 비용 상승을 초래하므로, 그 하한은, 0.0005%로 하는 것이 바람직하다.
3. 금속 조직
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 금속 조직에 대해서는 특별히 규정하지 않지만, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트부터 선택되는 1종 이상으로 이루어지는 것임이 바람직하다. 또한, 금속 조직 중에 마텐자이트가 포함되어 있어도 되지만, 마텐자이트가 주체인 조직에서는, 강관 소재의 항복비를 0.85 이하로 하는 것이 어려워진다. 한편, 잔류 오스테나이트는, 강관 소재의 항복비를 저하시키는 작용이 있으므로, 잔류 오스테나이트가 포함되어 있어도 된다.
4. 치수
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 치수에 대해서는 특별히 제한은 설정하지 않는다. 그러나, 일반적으로 연료 분사관은 사용시에 있어서의 내부의 압력 변동을 줄이기 위해서, 어느 정도의 용량이 필요하다. 그 때문에, 강관의 내경은 2.5mm 이상인 것이 바람직하고, 3mm 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 연료 분사관은 높은 내압에 견딜 필요가 있으므로, 강관의 두께는 1.5mm 이상인 것이 바람직하고, 2mm 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 강관의 외경이 너무 큰 경우, 굽힘 가공 등이 곤란해진다. 그 때문에, 강관의 외경은 20mm 이하인 것이 바람직하고, 10mm 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 높은 내압에 견디기 위해서는, 강관의 내경이 클수록 그에 따라 두께를 두껍게 하는 것이 바람직하다. 강관의 내경이 일정하면, 두께가 두꺼워짐에 따라, 강관의 외경도 커진다. 즉, 높은 내압에 견디기 위해서는, 강관의 내경이 클수록 강관의 외경도 크게 하는 것이 바람직하다. 연료 분사관용 강관으로서 충분한 한계 내압을 얻기 위해서는, 강관의 외경 및 내경은 하기 (ⅲ)식을 만족하는 것이 바람직하다.
D/d≥1.5 …(ⅲ)
단, 상기 (ⅲ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
또한, 상기 강관의 외경 및 내경의 비인 D/d는 2.0 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, D/d의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 그 값이 과대하면 굽힘 가공이 곤란해지므로, 3.0 이하인 것이 바람직하고, 2.8 이하인 것이 보다 바람직하다.
5. 연료 분사관용 강관의 제조 방법
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 제조 방법에 대해서는 특별히 제한은 설정하지 않지만, 예를 들면, 500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85인 강관 소재에 대해 자긴 처리를 실시함으로써 제조하는 것이 가능하다.
강관 소재의 인장 강도가 500MPa 미만이면, 그 후에 자긴 처리를 실시했다고 해도, 연료 분사관에 이용하는데 필요한 한계 내압을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 인장 강도가 900MPa을 넘으면, 가공성이 저하된다는 문제가 발생한다. 또, 900MPa을 넘는 인장 강도를 얻기 위해서는, 많은 경우, 담금질 처리 등의 강도를 향상시키기 위한 공정이 필요하므로, 제조 비용이 상승해 버린다. 또, 담금질 처리에 의해, 마텐자이트 비율이 매우 높은 조직이 되면, 항복비를 0.85 이하로 제어하는 것이 비교적 곤란해진다. 강관 소재의 인장 강도는 650MPa 이상인 것이 바람직하고, 800MPa 이하인 것이 바람직하다.
강관의 내버스트(파열) 성능은, 인장 강도와 항복 강도의 합에 거의 비례한다. 그 때문에, 항복비가 극단적으로 낮은 경우, 자긴 처리시에 버스트가 발생할 우려가 있다. 특히, 강관 소재의 항복비가 0.50 미만에서는, 강관의 내버스트 성능을 확보할 수 없다. 한편, 낮은 자긴 처리압에 있어서도 높은 한계 내압 향상 효과를 얻기 위해서는, 항복비가 낮은 강관 소재를 이용할 필요가 있다. 그 때문에, 강관 소재의 항복비는 0.85 이하로 한다.
또한, 자긴 처리에 의해서, 강관 내면을 제외하고 강관의 인장 강도 및 항복 강도가 크게 변화하는 일은 없다. 그 때문에, 강관 소재의 기계적 성질을 상기 범위로 조정함으로써, 연료 분사관용 강관의 기계적 성질을 규정 범위 내로 제어하는 것이 가능해진다.
또, 자긴 처리 장치의 유지비를 저감시키기 위해서는, 장치에 부하가 걸리지 않도록, 가능한 한 자긴 처리압을 낮게 억제하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 제조 방법에 있어서는, 자긴 처리압 PAF를 450MPa 이하로 한다.
또한, 상술한 바와 같이, 강관의 내버스트(파열) 성능은, 인장 강도와 항복 강도의 합에 거의 비례한다. 자긴 처리시의 버스트의 발생을 회피하기 위해서, 자긴 처리압 PAF는 강관 소재의 인장 강도 TS 및 항복비 YR의 관계에 있어서, 하기 (ⅳ)식을 만족하는 것이 바람직하다.
PAF<0.44×TS×(1+YR) …(ⅳ)
단, 상기 (ⅳ)식 중의 PAF는 자긴 처리 내압(MPa), TS는 강관 소재의 인장 강도(MPa), YR은 강관 소재의 항복비이다.
또한, 자긴 처리압의 하한에 대해서는 특별히 제한은 설정하지 않지만, 상기 한계 내압의 하한치 0.41×TS×α보다 높은 압력으로 하는 것이 바람직하다.
6. 강관 소재의 제조 방법
본 발명에서 이용되는 강관 소재의 제조 방법에 대해서 특별히 제한은 없지만, 예를 들면, 이음매 없는 강관으로 제조하는 경우, 이하의 방법으로 미리 개재물을 억제한 강괴를 준비하고, 그 강괴로부터 만네스만 제관 등의 수법으로 소관을 제조하고, 냉간 가공에 의해 원하는 치수 형상으로 한 후, 열처리를 함으로써, 제조할 수 있다.
개재물의 형성을 억제하기 위해서는, 상술한 바와 같이 화학 조성을 조정함과 더불어, 주입(鑄入)시의 주편의 단면적을 크게 하는 것이 바람직하다. 주입 후, 응고될 때까지의 동안에 큰 개재물은 부상하기 때문이다. 주입시의 주편의 단면적은 200,000mm2 이상인 것이 바람직하다. 또한, 주조 속도를 느리게 함으로써, 가벼운 비금속 개재물을 슬랙으로서 부상시켜 강 중의 비금속 개재물 그 자체를 감소시킬 수 있다. 예를 들면, 연속 주조에 있어서는 주입 속도 0.5m/min으로 실시할 수 있다.
상기 방법에 근거하면, 유해한 조대 개재물이 제거되지만, 강 중의 Ti 함유량 나름으로, Ti-Al 복합 개재물이 형성되는 경우가 있다. 이 Ti-Al 복합 개재물은, 응고의 과정에서 형성된다고 추정된다. 상술한 바와 같이, Ti 함유량을 0.015% 이하로 함으로써, 조대한 복합 개재물의 형성을 방지하는 것이 가능하다.
이와 같이 하여 얻어진 주편으로부터, 예를 들면 분괴 압연 등의 방법으로 제관용 빌릿를 준비한다. 그리고, 예를 들면, 만네스만-맨드릴 밀 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 등에 의한 정경(定徑) 압연으로 소정의 열간제관의 치수로 마무리한다. 그 다음에, 냉간 인발 가공을 수회 반복하여, 소정의 냉간 마무리의 치수로 한다. 냉간 인발에 있어서는, 그 전에, 또는 그 중간에 응력 제거 소둔을 행함으로써 냉간 인발 가공을 용이하게 할 수 있다. 또, 플러그 밀 제관법 등, 다른 제관법을 이용하는 것도 가능하다.
이와 같이 하여, 최종 냉간 인발 가공을 행한 후, 예를 들면 불림의 열처리를 행함으로써 원하는 인장 강도 및 항복비를 확보할 수 있다.
불림 처리에 있어서는, Ac3 변태점~1200℃의 온도 범위까지 가열한 후, 방랭하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 Ac3 변태점 미만에서는, 오스테나이트화가 완전히 이루어지지 않아, 조직의 균일화, 및, 탄화물 및 석출물의 분산이 불충분해져, 원하는 인장 강도 및 항복비가 얻어지기 어렵다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 상회하면 오스테나이트 입자가 조대해지므로, 피로 강도 및 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 강관 소재의 항복비를 저하시키기 위해서는, 가열 온도는 낮게 하는 것이 바람직하며, 1050℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
가열 방법은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 고온 장시간의 가열은, 보호 분위기가 아닌 경우에 있어서는, 강관 표면에 생성되는 스케일이 많아져, 치수 정밀도 및 표면 성상의 저하로 이어지므로, 워킹빔 노 등, 노 가열의 경우는, 10~20 min 정도의 단시간의 유지 시간으로 하는 것이 바람직하다. 스케일 억제의 관점에서는, 가열 분위기로서, 산소 포텐셜이 낮은 분위기 또는 비산화성의 환원 분위기가 바람직하다.
가열 방식으로서 고주파 유도 가열 방법 또는 직접 통전 가열 방법을 채용하면, 단시간 유지의 가열을 실현할 수 있어, 강관 표면에 발생하는 스케일을 최소로 억제하는 것이 가능해진다.
이하, 실시예에 의해서 본 발명을 보다 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 이들 실시예로 한정되는 것은 아니다.
[실시예]
<실시예 1>
표 1에 나타낸 화학 성분을 갖는 5종의 강 No.1~5를, 전로(轉爐) 및 연속 주조에 의해서 제작했다. 연속 주조에서는 주입시의 주조 속도를 0.5m/min으로 하고, 주편의 단면적을 200,000mm2 이상으로 했다. 상기 강으로부터 제관용 빌릿을 제조하고, 만네스만-맨드릴 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 정경 압연에 의해, 외경 34mm, 두께 4.5mm의 치수로 열간제관했다. 이 열간 마무리된 소관을 추신하기 위해서, 우선 소관 선단을 수축시키고, 윤활제를 도포했다. 계속해서, 다이스 및 플러그를 이용하여 인발 가공을 행하고, 필요에 따라서 연화 소둔을 행하고, 서서히 관 직경을 축소해, 외경 6.35mm, 내경 3.0mm인 강관으로 마무리했다.
Figure 112018004550377-pct00001
그 후, 강 No.1 및 3~5에 대해서는, 980℃×60min 유지 후 공랭의 조건으로 불림 처리를 행하고, 강 No.2에 대해서는, 570℃×30min 유지 후 서랭의 조건으로 응력 제거 풀림 처리를 행했다. 그 후, 외내표면의 스케일 제거·평활화 처리를 행했다.
각 강관으로부터 조직 관찰용 시료를 채취하고, 관축방향에 수직인 단면을 기계 연마했다. 상기 시료를 에머리 페이퍼 및 버프로 연마한 후, 나이탈 부식액을 이용하여 금속 조직을 출현시키고, 관찰을 행했다. 그리고, 모든 시료에 있어서, 금속 조직이 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직인 것을 확인했다.
또, 얻어진 강관으로부터 길이 300mm의 시료를 잘라내고, 양단으로부터 각각 길이 100mm인 영역을, V 홈을 형성한 접촉편을 통해 유압으로 척킹하고, 평행부에 신장계를 부착한 다음, 인장 시험에 제공했다. 그리고, 인장 강도 및 항복 강도를 구해, 항복비를 산출했다. 그러한 결과를 표 2에 나타낸다.
Figure 112018004550377-pct00002
표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 강 No.1 및 3~5의 강관 소재는, 인장 강도 및 항복비와 함께 본 발명의 규정을 만족하다. 한편, 강 No.2의 강관 소재는, 인장 강도는 본 발명의 규정을 만족하지만, 항복비가 높고 본 발명의 규정 범위 외이다.
각 강관을 길이 200mm로 절단하고, 관단 가공을 실시하고, 내압 피로 시험용 분사관 시험편을 각각 복수개 제작했다. 그리고, 그 중의 약 반수에 대해서, 강 No.1~3에서는 350MPa의 내압을 부여하고, 강 No.4에서는 320MPa의 내압을 부여하고, 강 No.5에서는 280MPa의 내압을 부여하는 자긴 처리를 실시했다. 또한, 각 시료의 내면에서 항복점을 넘는 내압은 도 2로부터 추정하는 것이 가능하다. 동일 조성의 강 No.1 및 5에서 264MPa, 강 No.2에서 330MPa, 강 No.3에서 273MPa, 강 No.4에서 249MPa이었다.
상기 자긴 처리 후의 시험편 중 1개를 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력의 측정에 제공했다. 우선, 각 시험편을, 마이크로 커터를 이용하여 관축과 수직인 방향으로 절단하고, 도 1에 나타내는, 길이 L이 30mm인 시료를 얻었다. 계속해서, 각 시료를, 와이어 컷 방전 가공에 의해 관축방향으로 반분할 절단했다. 반분할 후의 각 시료의 절단면과 외면의 두께 t는, 3.175±0.1mm의 범위가 되어, 강관의 외측 반경 r의 ±3.1% 정도가 되었다.
그리고, 전해 연마에 의해서 관내면의 표층을 10μm 이하의 범위에서 제거한 후, 관내면의 중앙 위치에 있어서의 둘레방향 잔류 응력을 측정한다. 측정 방법으로는, X선 회절에 의한 sin2ψ법을 이용해, 비특허문헌 2에 준거하여 행했다. 상세한 측정 조건은 이하에 나타낸 바와 같다.
·주사법:측경법(側傾法), η 일정법(PSPC법)
·X선 응력 측정 장치:주식회사 리가크 제조 PSPC-RSF
·특성 X선:Crkα
·측정 회절면:α-Fe211
·입사 슬릿:싱글 콜리메이터, 직경 0.3mm
·입사각(ψ):0°, 12.9°, 18.5°, 22.8°, 26.6°, 30°, 33.3°, 36.3°, 39.3°
·입사각(ψ):ψP축 요동±3°
·회절각 결정법:반치폭법
·응력 상수(K):-318MPa/°
관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력의 측정 결과를 표 2에 아울러 나타낸다.
또, FEM 해석을 이용하여, 자긴 처리에 의해서 강관 내면에 부여되는 압축 잔류 응력을 추정했다. 도 3으로부터 알 수 있듯이, 본 발명의 규정을 만족하는 강 No.1의 강관 소재에 대해 350MPa의 내압에 의해서 자긴 처리를 실시하면, -270MPa의 압축 잔류 응력이 발생한다는 결과가 되었다. 한편, 강 No.2의 강관 소관에 있어서는, -90MPa의 압축 잔류 응력이 발생해, 강 No.1보다 잔류 응력의 절대치가 작아졌다. 강 No.2에 있어서 내면의 항복점을 넘는 내압은, 강 No.1의 그것과 비교해 크고, 자긴 처리압과의 차가 작다. 그 때문에, 강 No.1에 비해 강 No.2의 소성 변형량이 작아졌다고 생각된다.
표 2에 나타낸 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력의 측정치는, 강 No.1에서 -86MPa, 강 No.2에서 -18MPa이었다. 상기 FEM 해석에 의한 추정치에 비해, 절대치가 작아지는 경향이 되었다. 그러나, 강 No.1과 강 No.2 사이의 대소 관계는 유지되고 있으므로, 반분할 절단 후의 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력의 측정치가, 자긴 처리된 강관의 내압 피로 특성의 우열을 판단하는 지표로서 유효하다고 판단된다.
그리고, 각 시료에 대해서, 자긴 처리 전의 시험편과, 상기 자긴 처리 후의 시험편 중 또 다른 하나를 이용하여 내압 피로 시험을 실시했다. 내압 피로 시험은, 시료의 편측 단면을 시일하고, 또 다른 편측 단면으로부터 시료 내부에 압력 매체로서 작동유를 봉입하고, 봉입부의 내압을 최대 내압으로부터 최소 18MPa의 범위에서, 시간에 대해 정현파를 취하도록 반복 변동시키는 것이다. 내압 변동의 주파수는 8Hz로 했다. 내압 피로 시험의 결과로서 반복수가 107회가 되어도 50%의 확률로 파손(리크)이 일어나지 않는 최대 내압을 한계 내압이라고 정의했다. 즉, 도 4~6에 나타낸 종축을 최대 내압으로 하고, 횡축을 파손 반복수로 한 S-N선도 상에서, 파손이 발생한 최대 내압의 최소치와, 107회가 되어도 파손되지 않은 최대치의 중간치를 한계 내압으로 했다.
한계 내압의 실험 결과 및 0.41×TS×α의 계산치를 표 2에 병기한다. 표 2및 도 4 및 6으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 규정을 만족하는 조건으로 제조된 강 No.1 및 3은, 항복비가 낮고, 자긴 처리에 의해서 큰 압축 잔류 응력이 부여되었기 때문에, 한계 내압이 각각 22% 및 18%나 상승해, 0.41×TS×α의 값 이상이 되었다. 또, 강 No.4도, 항복비가 낮고, 자긴 처리에 의해서 비교적 큰 압축 잔류 응력이 부여되었기 때문에, 한계 내압이 21% 상승해, 0.41×TS×α의 값 이상이 되었다.
한편, 강 No.2는, 이용되는 강관 소재의 항복비가 높고 본 발명의 규정을 만족하지 않기 때문에, 자긴 처리를 행해도 부여되는 압축 잔류 응력이 작고, 한계 내압의 상승률이 10% 미만이 되어, 한계 내압은 0.41×TS×α의 값보다 작아졌다. 또, 강 No.5는, 강 No.1과 조성이 동일하기 때문에 강관 소재의 항복비는 낮기는 하지만, 자긴 처리압이 280MPa로 약간 낮았기 때문에, 자긴 처리를 행해도 부여되는 압축 잔류 응력이 작고, 한계 내압의 상승률이 10% 미만이 되어, 한계 내압은 0.41×TS×α의 값보다 작아졌다.
<참고 실험 1>
강관 소재의 항복비를 낮추기 위한 제조 조건으로서, 불림 온도에 착안하여 검토를 행했다. 표 3에 나타낸 화학 조성을 갖는 강 No.6 및 7을, 실시예 1과 동일한 방법으로 강관으로 마무리한 후, 각각의 강관에 대해, 1000℃ 및 920℃의 2종류가 상이한 온도 조건으로 불림 처리를 행했다.
Figure 112018004550377-pct00003
그 후, 각 강관으로부터 길이 300mm인 시료를 잘라내고, 양단으로부터 각각 길이 100mm인 영역을, V 홈을 형성한 접촉편을 통해 유압으로 척킹하고, 평행부에 신장계를 부착한 다음, 인장 시험에 제공했다. 그리고, 인장 강도, 항복 강도 및 항복비를 구했다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.
Figure 112018004550377-pct00004
표 4로부터 알 수 있는 바와 같이, 어느 강에 대해서도, 불림 온도를 1000℃로 한 경우에 비해, 920℃로 한 경우에 항복비가 저하되는 결과가 되었다. 이것은, VC, V(C, N), VN 등의 석출물이 불림의 승온시에 완전히 녹지 않아, 그 후 재석출되는 미세 석출물의 양이 줄어 들었기 때문이라고 생각된다. 이로부터, 항복비를 저감시키기 위해서, 불림 온도를 낮게 하는 것이 유효함을 알 수 있다.
<참고 실험 2>
다음에, Ti 함유량이, 피로 균열의 발생에 미치는 영향을 조사하기 위한 참고 실험을 행했다. 표 5에 나타낸 화학 성분을 갖는 3종의 소재 A, B 및 C를 전로, 연속 주조에 의해서 제작했다. 연속 주조에서는 주입시의 주조 속도를 0.5m/min으로 하고, 주편의 단면적을 200,000mm2 이상으로 했다. 얻어진 강편을 분괴 압연하여 제관용 빌릿으로 가공하고, 만네스만-맨드릴 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 정경 압연으로 소관을 제조했다. 그리고, 소둔과 냉간 인발을 복수회 반복하여 소정의 마무리 치수까지 축경한 후, 불림 처리를 행했다. 이 때, 불림 처리는 980℃×60min 유지 후 공랭의 조건으로 행했다. 그리고 소정의 길이로 절단하고, 관단 가공을 실시해, 내압 피로 시험용 분사관 제품 시료로 했다. 인장 강도는 강 A가 718MPa, 강 B가 685MPa, 강 C가 723MPa이었다. 또한, 본 참고 실험은, Ti 함유량과 피로 균열의 발생 상황의 관계를 조사하는 것이 목적이므로, 효율적으로 다수의 시험을 할 수 있도록, 굳이 자긴 처리는 행하지 않았다.
Figure 112018004550377-pct00005
시료의 치수는, 외경 6.35mm, 내경 3.00mm, 길이 200mm이다. 이 시료를 각각 30시료씩 내압 피로 시험에 제공했다. 피로 시험 조건은, 샘플의 편측 단면을 시일하고, 또 다른 편측 단면으로부터 샘플 내부에 압력 매체로서 작동유를 봉입하고, 봉입부의 내압을 최대 300MPa부터 최소 18MPa의 범위에서 반복하여 변동시키는 것이며, 내압 변동의 주파수는 8Hz로 했다.
최대 내압을 300MPa로 한 내압 피로 시험을 행한 바, 전체수에 있어서, 반복수가 2×106회에 도달할 때까지 내표면에 균열이 발생 및 진전되고, 외표면에 도달하여 리크된다는 형태로 파손이 발생했다.
파손된 전체 샘플의 리크 발생부에 대해서 파면이 나오게 해, 그 기점부를 SEM으로 관찰하고, 개재물의 유무 및 그 치수를 측정했다. 개재물 치수는, 화상 처리에 의해서 그 면적 area와 내면으로부터의 깊이 방향(관 반경방향)의 최대폭 c를 측정해, √area를 산출했다. 또한, √area는, 면적 area의 평방근과, (√10)·c 중 어느 하나 작은 쪽의 수치를 채용했다. 이 정의는 비특허문헌 3에 기술된 사고에 의거하고 있다.
얻어진 결과를 표 6에 나타낸다. Ti 함유량이 많은 강 C를 이용한 예에서는 30시료 중, 14시료로 내표면에 접한 개재물이 기점으로 되어 있고, 그 치수는 √area로 대부분이 60μm 이하였는데, 1시료만 √area로 111μm인 것이 있었다. 또한, 이들 개재물은, Ti-Al 복합 개재물이었다. 한편, Ti 함유량이 낮은 강 A 및 B를 이용한 예에서는 모든 시료에 있어서, 기점에 개재물은 보이지 않고, 모두 내표면의 기지 조직이 균열의 기점이 되었다. 덧붙여 파손 수명은, 강 C로 최대 개재물이 검출된 시료에 있어서 가장 짧은 3.78×105회였지만, 이외의 29시료에서는 4.7~8.0×105회였다. 한편, 강 A 및 B의 경우는 양자에 큰 차이 없이, 6.8~17.7×105회이며, Ti-Al 복합 개재물에 의한 내압 피로에 대한 영향이 명확하게 보인다. 그리고 Ti 함유량의 증가에 의해, 내압 피로의 저하를 초래하는 조대한 Ti-Al 복합 개재물을 석출시키고 있다고 추정할 수 있다.
Figure 112018004550377-pct00006
본 발명에 의하면, 비교적 낮은 자긴 처리압에 있어서도 높은 한계 내압 향상 효과를 발휘하고, 가공성 및 내내압 피로 특성이 뛰어난 연료 분사관용 강관을 저비용으로 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 의해서 제조되는 연료 분사관용 강관은, 특히 자동차용 연료 분사관으로서 적합하게 이용할 수 있다.

Claims (12)

  1. 연료 분사관용 강관으로서,
    상기 강관의 화학 조성이, 질량%로,
    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%,
    잔부:Fe 및 불순물이며,
    불순물 중의 Ca, P, S 및 O는,
    Ca:0.001% 이하,
    P:0.02% 이하,
    S:0.01% 이하,
    O:0.0040% 이하이고,
    500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85이며,
    하기 (i)식을 만족하는 한계 내압을 갖고,
    상기 강관을, 관축방향으로 반분할 절단한 후의, 관내면에 있어서의 둘레방향 잔류 응력이 -20MPa 이하이고,
    또한, 상기 강관의 외경 및 내경이 하기 (ⅲ)식을 만족하는,
    연료 분사관용 강관.
    IP≥0.41×TS×α …(i)
    α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] …(ii)
    D/d≥1.5 …(ⅲ)
    단, 상기 (i)식 중의 IP는 강관의 한계 내압(MPa), TS는 강관의 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ⅱ)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ⅱ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이고, 또한 상기 (ⅲ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Ti:0.005~0.015%
    를 함유하는,
    연료 분사관용 강관.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    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%, 및
    B:0.0003~0.005%
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
    연료 분사관용 강관.
  4. 하기 (i)식을 만족하는 한계 내압을 갖는 강관을 제조하는 방법으로서,
    상기 강관의 화학 조성이, 질량%로,
    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%,
    잔부:Fe 및 불순물이며,
    불순물 중의 Ca, P, S 및 O는,
    Ca:0.001% 이하,
    P:0.02% 이하,
    S:0.01% 이하,
    O:0.0040% 이하이고,
    500~900MPa의 인장 강도를 가짐과 더불어, 항복비가 0.50~0.85인 강관 소재에 대해,
    450MPa 이하이며, 또한, 하기 (ⅳ)식을 만족하는 자긴(自緊) 처리 내압으로 자긴 처리를 실시하고, 또한 상기 강관의 외경 및 내경이 하기 (ⅲ)식을 만족하는, 연료 분사관용 강관의 제조 방법.
    IP≥0.41×TS×α …(i)
    α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] …(ii)
    D/d≥1.5 …(ⅲ)
    PAF<0.44×TS×(1+YR) …(ⅳ)
    단, 상기 (i)식 중의 IP는 강관의 한계 내압(MPa), TS는 강관 소재의 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ⅱ)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ⅱ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다. 또, 상기 (ⅲ)식 중의 D는 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다. 또한, 상기 (ⅳ)식 중의 PAF는 자긴 처리 내압(MPa), TS는 강관 소재의 인장 강도(MPa), YR은 강관 소재의 항복비이다.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Ti:0.005~0.015%
    를 함유하는,
    연료 분사관용 강관의 제조 방법.
  6. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    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%, 및
    B:0.0003~0.005%
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
    연료 분사관용 강관의 제조 방법.
  7. 삭제
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
KR1020187001287A 2015-06-17 2016-05-26 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법 KR102062282B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2015-122321 2015-06-17
JP2015122321 2015-06-17
PCT/JP2016/065572 WO2016203924A1 (ja) 2015-06-17 2016-05-26 燃料噴射管用鋼管およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20180018742A KR20180018742A (ko) 2018-02-21
KR102062282B1 true KR102062282B1 (ko) 2020-01-03

Family

ID=57545485

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020187001287A KR102062282B1 (ko) 2015-06-17 2016-05-26 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11203793B2 (ko)
EP (1) EP3312298B1 (ko)
JP (1) JP6530069B2 (ko)
KR (1) KR102062282B1 (ko)
CN (1) CN107735506B (ko)
MX (1) MX2017016594A (ko)
RU (1) RU2685565C1 (ko)
WO (1) WO2016203924A1 (ko)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2650466C2 (ru) * 2014-02-25 2018-04-13 Усуй Кокусай Сангио Кайся, Лтд. Стальная труба для топливопровода высокого давления и использующий ее топливопровод высокого давления
CN108315653A (zh) * 2018-05-09 2018-07-24 舞阳钢铁有限责任公司 一种超厚超宽钢板及其正火热处理方法
JP7124744B2 (ja) * 2019-02-08 2022-08-24 日本製鉄株式会社 残留応力推定装置、残留応力推定方法、プログラムおよび品質管理方法
CN113423516B (zh) * 2019-02-13 2023-06-02 日本制铁株式会社 燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管
EP3925715A4 (en) * 2019-02-13 2023-06-14 Nippon Steel Corporation STEEL PIPE FOR FUEL INJECTION PIPE AND FUEL INJECTION PIPE USING IT
CN109949879B (zh) * 2019-03-18 2023-05-30 西北工业大学 一种水下航行器耐压壳体自增强方法
WO2021206034A1 (ja) 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 圧力配管用鋼管
JP1687591S (ko) * 2020-09-04 2021-06-14
JP1679897S (ja) * 2020-09-04 2021-02-22 ガソリン直噴エンジン用燃料レールのインジェクターホルダー
JPWO2022168530A1 (ko) * 2021-02-04 2022-08-11

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002295336A (ja) 2001-01-29 2002-10-09 Usui Internatl Ind Co Ltd 高圧燃料噴射管
JP2005201254A (ja) 2003-12-16 2005-07-28 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd ディーゼルエンジン用高圧燃料配管
JP2005232539A (ja) 2004-02-19 2005-09-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度非調質継目無鋼管およびその製造方法
JP2011246798A (ja) 2009-06-24 2011-12-08 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4417459A (en) * 1981-07-30 1983-11-29 National Distillers And Chemical Corporation Autofrettage process
JPS62297414A (ja) * 1986-06-18 1987-12-24 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 高圧配管の強化法
EP0502119B1 (en) 1989-11-13 1996-01-31 Scios Nova, Inc. Lipospheres for controlled delivery of substances
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
US6918378B2 (en) * 2003-07-10 2005-07-19 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Limited High-pressure fuel injection pipe
JP4987263B2 (ja) * 2005-07-26 2012-07-25 三桜工業株式会社 高強度鋼管およびその熱処理方法
JP4640992B2 (ja) * 2006-02-02 2011-03-02 臼井国際産業株式会社 超高圧燃料配管およびその製造方法
JP4974331B2 (ja) * 2006-02-28 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐衝撃特性と強度−延性バランスに優れた鋼製高強度加工品およびその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性およ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およびコモンレールの製造方法
JP5033345B2 (ja) 2006-04-13 2012-09-26 臼井国際産業株式会社 燃料噴射管用鋼管
JP5065781B2 (ja) * 2007-07-10 2012-11-07 臼井国際産業株式会社 燃料噴射管用鋼管およびその製造方法
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
JP5178176B2 (ja) * 2007-12-17 2013-04-10 臼井国際産業株式会社 高圧燃料噴射管の接続頭部構造
JP5483859B2 (ja) * 2008-10-31 2014-05-07 臼井国際産業株式会社 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
JP5505338B2 (ja) * 2011-03-07 2014-05-28 株式会社デンソー インジェクタの製造方法
EP2799567B1 (en) 2011-12-28 2019-07-03 Nippon Steel Corporation High-strength steel plate and high-strength steel pipe excellent in deformability and low-temperature toughness, and manufacturing method of the steel plate
CN103789680A (zh) * 2012-11-02 2014-05-14 无锡市金荡机械厂 一种油气管道用大应变钢管
JP6021220B2 (ja) * 2012-11-16 2016-11-09 ボッシュ株式会社 コモンレール
CN103789880B (zh) 2014-01-24 2016-10-05 浙江日发纺织机械股份有限公司 全自动气流纺纱机卷绕抬升装置
RU2650466C2 (ru) * 2014-02-25 2018-04-13 Усуй Кокусай Сангио Кайся, Лтд. Стальная труба для топливопровода высокого давления и использующий ее топливопровод высокого давления

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002295336A (ja) 2001-01-29 2002-10-09 Usui Internatl Ind Co Ltd 高圧燃料噴射管
JP2005201254A (ja) 2003-12-16 2005-07-28 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd ディーゼルエンジン用高圧燃料配管
JP2005232539A (ja) 2004-02-19 2005-09-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度非調質継目無鋼管およびその製造方法
JP2011246798A (ja) 2009-06-24 2011-12-08 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN107735506A (zh) 2018-02-23
JP6530069B2 (ja) 2019-06-12
RU2685565C1 (ru) 2019-04-22
EP3312298B1 (en) 2020-12-16
KR20180018742A (ko) 2018-02-21
MX2017016594A (es) 2018-11-09
US20180171426A1 (en) 2018-06-21
EP3312298A4 (en) 2019-02-20
US11203793B2 (en) 2021-12-21
WO2016203924A1 (ja) 2016-12-22
JPWO2016203924A1 (ja) 2018-05-31
EP3312298A1 (en) 2018-04-25
CN107735506B (zh) 2019-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102062282B1 (ko) 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법
JP6051335B2 (ja) 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
EP2708610A1 (en) Vehicle collision energy absorbing member having high collision energy absorbing power, and method for manufacturing same
KR101169853B1 (ko) 연료 분사관용 강관 및 그 제조 방법
KR20130035274A (ko) 신선성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재와 그의 제조방법, 및 고강도 스프링
WO2014068794A1 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼及び低合金油井管用鋼の製造方法
EP3279357A1 (en) Heat-treated steel wire having excellent fatigue-resistance characteristics
CN110578086A (zh) 制造燃料喷射部件的方法
US20220112572A1 (en) Steel pipe for fuel injection pipe, and fuel injection pipe using same
JP2018150583A (ja) 高強度低合金鋼材
KR20180082543A (ko) 고강도 볼트
US20220136469A1 (en) Steel pipe for fuel injection pipe, and fuel injection pipe using same
AU2012393719B9 (en) Low-alloy steel for oil well pipes which has excellent sulfide stress cracking resistance, and method for manufacturing low-alloy steel for oil well pipes

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right