KR20160125489A - 연료 분사관용 강관 및 그것을 이용한 연료 분사관 - Google Patents

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KR20160125489A
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츠구미 야마자키
다이조 마키노
가츠노리 나가오
츠토무 오쿠야마
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우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤
신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

화학 조성이, 질량%로, C:0.12~0.27%, Si:0.05~0.40%, Mn:0.3~2.0%, Al:0.005~0.060%, N:0.0020~0.0080%, Ti:0.005~0.015%, 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% 이하이며, 금속 조직이 템퍼드 마르텐사이트 조직 또는 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합 조직으로 이루어지고, 구오스테나이트 입도 번호가 10.0 이상이며, 800MPa 이상의 인장 강도(TS)를 가짐과 더불어, 한계 내압이 [0.3×TS×α](단,α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2], D:강관 외경(mm), d:강관 내경(mm)) 이상인 연료 분사관용 강관.

Description

연료 분사관용 강관 및 그것을 이용한 연료 분사관{STEEL PIPE FOR FUEL INJECTION LINE, AND FUEL INJECTION LINE EMPLOYING SAME}
본 발명은, 연료 분사관용 강관 및 그것을 이용한 연료 분사관에 관한 것이며, 특히, 800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 내내압 피로 특성이 뛰어난 연료 분사관용 강관 및 그것을 이용한 연료 분사관에 관한 것이다.
앞으로의 에너지의 고갈에 대한 대책으로서, 에너지 절약을 촉구하는 운동, 자원의 리사이클 운동 및 이들 목적을 달성하는 기술의 개발이 활발히 행해지고 있다. 특히 근래는, 세계적인 대처로서 지구의 온난화를 방지하기 위해서 연료의 연소에 따른 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 일어나고, 흑연의 전구 물질이 생성되어, 이 전구 물질이 다시 열분해하고, 응집 및 합체함으로써 흑연이 된다. 이렇게 하여 발생한 흑연은 대기오염을 일으키고, 인체에 악영향을 미치는 것이 염려된다.
상기의 흑연은, 디젤 엔진의 연소실에 대한 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, 하기의 기술이 개시되어 있다.
특허 문헌 1에는, 열간 압연한 심리스 강관 소재의 내면을 쇼트 블라스트 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 흠집(요철, 딱지, 미세 크랙 등)의 깊이를 0.10mm 이하로 할 수 있으므로, 연료 분사에 이용하는 강관의 고강도화가 도모된다고 되어 있다.
특허 문헌 2에는, 적어도 강관의 내표면으로부터 20μm까지의 깊이에 존재하는 비금속 개재물의 최대 지름이 20μm 이하이며, 인장 강도가 500MPa 이상인 연료 분사관용 강관이 개시되어 있다.
특허 문헌 3에는, 인장 강도가 900N/mm2 이상이며, 적어도 강관의 내표면으로부터 20μm까지의 깊이에 존재하는 비금속 개재물의 최대 지름이 20μm 이하인 연료 분사관용 강관이 개시되어 있다.
특허 문헌 3의 발명은, S의 저감, 캐스팅 방법의 연구, Ca의 저감 등에 의해 A계, B계, C계의 조대 개재물을 배제한 강재를 이용하여 소관 강관을 제조하고, 냉간 가공에 의해 목적으로 하는 지름으로 조정한 후, 담금질, 뜨임에 의해 900MPa 이상의 인장 강도를 실현하는 것이며, 실시예에서는 260~285MPa의 한계 내압을 실현하고 있다.
일본국 특허공개 평9-57329호 공보 국제 공개 2007/119734호 국제 공개 2009/008281호
무라카미 유키타카저, 「금속 피로-미소 결함과 개재물의 영향」, 제1판(1993년), 요켄도, p.18
특허 문헌 1에 개시된 방법으로 제조된 연료 분사에 이용하는 강관은, 높은 강도를 갖지만, 그 강관 재료의 강도에 알맞은 피로 수명을 얻을 수 없다. 강관 재료의 강도가 높아지면, 당연하게, 강관의 내측에 걸리는 압력을 높게 할 수 있다. 그러나, 강관의 내측에 압력을 더한 경우에, 강관 내면에 피로에 의한 파괴가 발생하지 않는 한계가 되는 내압(이하, 「한계 내압」이라고 한다.)은, 강관 재료의 강도에만은 의존하지 않는다. 즉, 강관 재료의 강도를 크게 해도 기대 이상의 한계 내압은 얻을 수 없다. 최종 제품의 신뢰성 등을 고려하면, 피로 수명은 길수록 바람직하지만, 상기의 한계 내압이 낮으면, 높은 내압에 의한 사용에 의해 강관이 피로하기 쉽기 때문에 피로 수명도 짧아진다.
특허 문헌 2 및 3에 개시된 연료 분사관용 강관은, 피로 수명이 길고, 또한 신뢰성이 높다는 특징을 갖는다. 그러나, 특허 문헌 2에 개시되는 강관의 한계 내압은 255MPa 이하이며, 특허 문헌 3에 있어서도 260~285MPa이다. 최근의 추세에 있어서는, 특히 자동차 업계에 있어서, 한층 더 고내압화가 요구되고 있고, 인장 강도가 800MPa 이상이며, 한계 내압이 270MPa 초과인 연료 분사관, 특히 바람직하게는, 인장 강도가 900MPa 이상이며, 한계 내압이 300MPa 초과인 연료 분사관의 개발이 요망되고 있다. 또한, 한계 내압은, 일반적으로 연료 분사관의 인장 강도에 의존하여 약간 증가하는 경향이 있지만, 각종의 요인이 관련된다고 생각되며, 특히 800MPa 이상의 고강도 연료 분사관에 있어서는 안정되게 높은 한계 내압을 확보하는 것은, 반드시 용이하지는 않다.
본 발명은, 800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도(TS)를 가지며, 한계 내압이 0.3×TS×α 이상의 높은 한계 내압 특성을 갖는 신뢰성이 높은 연료 분사관용 강관 및 그것을 이용한 연료 분사관을 제공하는 것을 목적으로 한다. 단, α은, 후술과 같이 관 내경비에 의해 내압과 관 내면의 발생 응력의 관계가 변화하는 것을 보정하는 계수이며, 관의 외경(D)의 내경(d)에 대한 비(D/d)가 2~2.2의 범위에서는 α은 0.97~1.02, 즉, 대략 1이 된다.
본 발명자들은, 고강도 강관을 이용한 연료 분사관용 강관을 여러 가지의 열처리 조건에 의해 시작(試作)하고, 그 한계 내압 및 파손 형태를 조사한 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.
(a)시료를 이용하여 내압 피로 시험을 행하면, 고응력이 되는 내표면을 기점으로 피로균열이 발생 및 진전하고, 외표면에 이름과 동시에 파괴에 이른다. 이때, 기점부에는 개재물이 존재하는 경우와 존재하지 않는 경우가 있다.
(b)기점부에 개재물이 존재하지 않는 경우, 거기에는 패싯 형상 파면으로 불리는 평탄한 파면 형태가 인정된다. 이것은 결정립 단위로 발생한 균열이 그 주위의 수결정립분에 걸쳐, 모드 II로 불리는 전단형으로 진전하여 형성된 것이다. 이 패싯 형상 파면이 임계치까지 성장하면 모드 I으로 불리는 개구형으로 진전 형태가 변화하고, 파손에 이른다. 패싯 형상 파면의 성장은, 초기의 균열 발생의 치수 단위인 구오스테나이트 입경(이하, 「구γ 입경」이라고 표기한다.)에 의존하고, 구γ 입경이 큰, 즉 구γ립의 입도 번호가 작으면 촉진된다. 이것은 개재물이 기점이 되지 않아도, 구γ 입경이 조대하면, 기지 조직의 피로 강도는 저하하는 것을 의미한다.
(c)구체적으로는, 구γ립의 입도 번호를 10.0 이상으로 함으로써, 300MPa까지의 내압을 부가할 수 있는 내압 피로 시험에서는 반복 수가 107회여도 파손이 발생하지 않았다. 한편, 입도 번호가 10.0 미만인 세립화가 불충분한 강관에서는, 조직의 피로 강도가 저하하기 때문에, 개재물이 기점이 되지 않아도 한계 내압이 저하하는 상황이 인정되었다.
(d)구γ립의 입도 번호가 10.0 이상이 되는 세립조직을, 공업 생산에 있어서 안정적으로 얻기 위해서는, 강 중의 Ti 및 Nb의 함유량을 일정량 이상으로 하는 것이 중요하다.
(e)황화물계 개재물(JIS G 0555의 그룹 A)을 공업적으로 안정적으로 억제하려면, 탈산제로서 Al을 이용하여 강 중의 sol.Al을 적량 범위로 제어하는 것이 적당하다.
(f)개재물의 억제는 비교적 안정되게 할 수 있지만, Ti 함유량이 0.15%를 넘는 경우에는, 내압 피로 시험을 행한 강관의 파면 관찰로부터 직경 20μm 이하의 복수의 Al2O3계 개재물을 Ti가 주성분인 필름 형상의 얇은 층이 가교하는 형태의 복합 개재물(이하, Ti-Al 복합 개재물이라고 한다.)이 관찰되었다. 이 관찰 결과로부터, Ti 함유량을 일정치 이하로 함으로써, Ti-Al 복합 개재물의 형성을 억제하고, 내압 피로를 완화하는 것이 가능해지는 것이 분명해졌다.
또한, 상기의 Ti 함유강의 개재물에 기인하는 문제점은, 이하의 참고 실험의 결과로부터 밝혀진 것이다.
＜참고 실험 1＞
우선, 예비적으로 비교적 강도가 낮은 강을 이용하여, 내압 피로 시험을 행했다. 표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 3종의 소재 A, B 및 C를 전로, 연속 주조에 의해 제작했다. 연속 주조에서는 캐스팅시의 주조 속도를 0.5m/min으로 하고, 주편의 단면적을 200,000mm2 이상으로 했다. 얻어진 강편을 분괴압연하여 제관용 빌릿으로 가공하고, 만네스만 맨드렐 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 정경(定徑) 압연으로 소관을 제조했다. 그리고, 풀림과 냉간 인발을 복수회 반복하고 소정의 마무리 치수까지 축경한 후, 불림 처리를 행했다. 이때, 불림 처리는 980℃×60min 유지 후 공냉의 조건에서 행했다. 그리고 소정의 길이로 절단하고, 관단 가공을 실시하고, 내압 피로 시험용 분사관 제품 시료로 했다. 인장 강도는 강 A가 718MPa, 강 B가 685MPa, 강 C가 723MPa였다.
[표 1]
Figure pct00001
시료의 치수는, 외경 6.35mm, 내경 3.00mm, 길이 200mm이다. 이 시료를 각각 30시료씩 내압 피로 시험에 제공했다. 피로 시험 조건은, 샘플의 한쪽 단면을 시일하고, 또 한쪽 단면으로부터 샘플 내부에 압력 매체로서 작동유를 봉입하고, 봉입부의 내압을 최대 300MPa 내지 최소 18MPa의 범위에서 반복 변동시키는 것으로, 내압 변동의 주파수는 8Hz로 했다.
최대 내압을 300MPa로 한 내압 피로 시험을 행한 바, 전 수에 있어서, 반복 수가 2×106회에 도달하기까지 내표면에 균열이 발생 및 진전하고, 외표면에 도달하여 리크한다는 형태로 파손이 발생했다.
파손한 전 샘플의 리크 발생부에 대해서 파면을 꺼내, 그 기점부를 SEM으로 관찰하고, 개재물의 유무 및 그 치수를 측정했다. 개재물 치수는, 화상 처리에 의해서 그 면적 area와 내면으로부터의 깊이 방향(관반경 방향)의 최대폭(c)을 측정하고, √area를 산출했다. 또한, √area는, 면적 area의 평방근과, (√10)·c 중 어느 한 작은 쪽의 수치를 채용했다. 이 정의는 비특허 문헌 1에 기술된 생각에 기초하고 있다.
얻어진 결과를 표 2에 나타낸다. Ti 함유량이 많은 강 C를 이용한 예에서는 30시료 중, 14시료에서 내표면에 접한 개재물이 기점으로 되어 있고, 그 치수는 √area에서 대부분이 60μm 이하였지만, 1시료만 √area에서 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 인정되지 않고, 모두 내표면의 기지 조직이 균열의 기점으로 되어 있었다. 더불어 파손 수명은, 강 C에서 최대 개재물이 검출된 시료에 있어서 가장 짧은 3.78×105회였지만, 이 이외의 29시료에서는 4.7~8.0×105회였다. 한편, 강 A 및 B의 경우는 양자에 큰 차 없이, 6.8~17.7×105회이며, Ti-Al 복합 개재물에 의한 내압 피로에의 영향이 명확하게 인정된다. 그리고 Ti 함유량의 증가에 의해, 내압 피로의 저하를 초래하는 조대한 Ti-Al 복합 개재물을 석출시키고 있다고 추정할 수 있다.
[표 2]
Figure pct00002
＜참고 실험 2＞
다음에, 900MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강을 이용하여, 최대 340MPa의 내압에 의한 피로 시험을 행했다. 상술의 표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 소재 B 및 C를 3시료씩 전로, 연속 주조에 의해 제작했다. 연속 주조에서는 캐스팅 시의 주조 속도를 0.5m/min으로 하고, 주편의 단면적을 200,000mm2 이상으로 했다. 상기 강 소재로부터 제관용 빌릿을 제조하고, 만네스만 맨드렐 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 정경 압연에 의해, 외경 34mm, 두께 4.5mm의 치수로 열간 제관했다. 이 열간 마무리된 소관을 추신(抽伸)하기 위해, 우선 소관 선단을 입구를 조이고, 윤활제를 도포했다. 계속해서, 다이스 및 플러그를 이용하여 인발 가공을 행하고, 필요에 따라서 연화 풀림을 행하고, 서서히 관경을 축소하고, 외경 6.35mm, 내경 3.0mm의 강관으로 완성했다. 그리고, 1000℃까지 고주파 가열하고 나서 수랭하는 담금질 처리를 실시한 후, 640℃에서 10min 유지하고 나서 방랭하는 뜨임 처리를 행하고, 외내표면의 스케일 제거·평활화 처리를 행했다.
그 후, 각 시료를 길이 200mm로 절단하고, 관단 가공을 실시하고, 내압 피로 시험용 분사관 시험편으로 하여, 내압 피로 시험을 행했다. 피로 시험은, 시료의 한쪽 단면을 시일하고, 또 한쪽 단면으로부터 시료 내부에 압력 매체로서 작동유를 봉입하고, 봉입부의 내압을 최대 340MPa 내지 최소 18MPa의 범위에서, 시간에 대해서 정현파를 취하도록 반복 변동시키는 것이다. 내압 변동의 주파수는 8Hz로 했다. 결과를 표 3에 나타낸다.
[표 3]
Figure pct00003
표 3에 나타내는 바와 같이, Ti 함유량이 낮은 강 B를 이용한 예에서는, 3시료 전체에 있어서, 반복 수가 5.0×106회가 되어도 파손(리크)이 일어나지 않았다. 한편, Ti 함유량이 높은 강 C를 이용한 예에서는, 3시료 중 1시료에 있어서, 반복 수가 3.63×105회가 되었더니 관 내면으로부터 피로 파괴가 발생했다. 피로 파괴가 발생한 시료에 대해서, 기점부를 SEM으로 관찰한 바, Ti-Al 복합 개재물이 인정되고, 그 치수는 √area에서 33μm였다. 이상의 실험 결과로부터도, Ti 함유량이 높은 시료를 이용한 경우, 조대한 Ti-Al 복합 개재물이 석출하고, 피로 파괴가 발생하기 쉬워지는 경향이 있는 것을 알 수 있다.
본 발명은, 상기의 지견에 기초하여 완성된 것이며, 하기의 연료 분사관용 강관 및 그것을 이용한 연료 분사관을 요지로 한다.
(1)화학 조성이, 질량%로,
C:0.12~0.27%,
Si:0.05~0.40%,
Mn:0.3~2.0%,
Al:0.005~0.060%,
N:0.0020~0.0080%,
Ti:0.005~0.015%,
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% 이하이며,
금속 조직이 템퍼드 마르텐사이트 조직 또는 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합 조직으로 이루어지고, 구오스테나이트 입도 번호가 10.0 이상이며,
800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 한계 내압이 하기 (i)식을 만족하는, 연료 분사관용 강관.
IP≥0.3×TS×α···(i)
α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2]···(ii)
단, 상기 (i)식 중의 IP는 한계 내압(MPa), TS는 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ii)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ii)식 중의 D는 연료 분사관용 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
(2)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 (1)에 기재된 연료 분사관용 강관.
(3)상기 강관의 외경 및 내경이 하기 (iii)식을 만족하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 연료 분사관용 강관.
D/d≥1.5···(iii)
단, 상기 (iii)식 중의 D는 연료 분사관용 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
(4)상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 연료 분사관용 강관을 소재로서 이용하는, 연료 분사관.
본 발명에 의하면, 800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 내내압 피로 특성이 뛰어난 연료 분사관용 강관을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 연료 분사관용 강관은, 특히 자동차용의 연료 분사관으로서 적합하게 이용할 수 있다.
이하, 본 발명의 각 요건에 대해 자세하게 설명한다.
1. 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C:0.12~0.27%
C는, 염가로 강의 강도를 높이는데 유효한 원소이다. 원하는 인장 강도를 확보하기 위해서는 C 함유량을 0.12% 이상으로 하는 것이 필요하다. 그러나, C 함유량이 0.27%를 넘으면, 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, C 함유량은 0.12~0.27%로 한다. C 함유량은 0.13% 이상인 것이 바람직하고, 0.14% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, C 함유량은 0.25% 이하인 것이 바람직하고, 0.23% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si:0.05~0.40%
Si는, 탈산 작용을 가질 뿐만 아니라, 강의 담금질성을 높여 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이들 효과를 확실히 하기 위해서는, Si 함유량을 0.05% 이상으로 하는 것이 필요하다. 그러나, Si 함유량이 0.40%를 넘으면, 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 0.05~0.40%로 한다. Si 함유량은 0.15% 이상인 것이 바람직하고, 0.35% 이하인 것이 바람직하다.
Mn:0.3~2.0%
Mn은, 탈산 작용을 가질 뿐만 아니라, 강의 담금질성을 높여 강도와 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그러나, 그 함유량이 0.3% 미만에서는 충분한 강도를 얻지 못하고, 한편, 2.0%를 넘으면 MnS의 조대화가 생겨, 열간 압연시에 전신(展伸)하고, 오히려 인성이 저하한다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.3~2.0%로 한다. Mn 함유량은 0.4% 이상인 것이 바람직하고, 0.5% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Mn 함유량은 1.7% 이하인 것이 바람직하고, 1.5% 이하인 것이 보다 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 함유할 필요가 있다. 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 한다. Al 함유량은 0.008% 이상인 것이 바람직하고, 0.010% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Al 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서, Al 함유량은, 산가용성 Al(sol.Al)의 함유량을 의미한다.
N:0.0020~0.0080%
N은, 불순물로서 강 중에 불가피적으로 존재하는 원소이다. 그러나 본 발명에서는, TiN의 피닝 효과(pinning effect)에 의한 결정립 조대화 방지를 목적으로 하여, 0.0020% 이상의 N을 잔존시킬 필요가 있다. 한편, N 함유량이 0.0080%를 넘으면 대형의 Ti-Al 복합 개재물이 생길 우려가 높아진다. 따라서, N 함유량은 0.0020~0.0080%로 한다. N 함유량은 0.0025% 이상인 것이 바람직하고, 0.0027% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, N 함유량은 0.0065% 이하인 것이 바람직하고, 0.0050% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ti:0.005~0.015%
Ti는, TiN 등의 형태로 미세하게 석출함으로써, 결정립의 조대화 방지에 공헌하기 때문에, 본 발명에서는 필수의 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.005% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.015%를 넘으면, 결정립의 세립화 효과는 포화하는 경향이 생김과 더불어, 경우에 따라서는 대형의 Ti-Al 복합 개재물이 생길 우려가 있다. 대형의 Ti-Al 복합 개재물은, 매우 높은 내압 조건하에서의 파손 수명의 저하를 초래할 우려가 있고, 그 억제는, 특히, 인장 강도 900MPa 이상, 한계 내압이 0.3×TS×α 이상인 높은 한계 내압 특성을 갖는 연료 분사관에 있어서는 중요하다고 생각된다. 따라서, Ti 함유량은 0.005~0.015%로 한다. Ti 함유량은 0.006% 이상인 것이 바람직하고, 0.007% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Ti 함유량은 0.013% 이하인 것이 바람직하고, 0.012% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Nb:0.015~0.045%
Nb는, 강 중에서 탄화물 또는 탄질화물로서 미세하게 분산하고, 결정립계를 강하게 핀 고정하는 효과를 갖기 때문에, 원하는 세립조직을 얻는데 있어서 본 발명에 있어서는 필수의 원소이다. 또, Nb의 탄화물 또는 탄질화물의 미세 분산에 의해, 강의 강도 및 인성이 향상한다. 이들 목적을 위해, 0.015% 이상의 Nb를 함유시킬 필요가 있다. 한편, Nb 함유량이 0.045%를 넘으면, 탄화물, 탄질화물이 조대화하고, 오히려 인성이 저하한다. 따라서, Nb의 함유량은 0.015~0.045%로 한다. Nb 함유량은 0.018% 이상인 것이 바람직하고, 0.020% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Nb 함유량은 0.040% 이하인 것이 바람직하고, 0.035% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Cr:0~1.0%
Cr은, 담금질성 및 내마모성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이므로, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Cr 함유량이 1.0%를 넘으면 인성 및 냉간 가공성이 저하하기 때문에, 함유시키는 경우의 Cr 함유량은 1.0% 이하로 한다. Cr 함유량은 0.8% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, Cr 함유량을 0.2% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.3% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mo:0~1.0%
Mo는, 담금질성을 향상시키고, 뜨임 연화 저항을 높이기 때문에, 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 Mo를 함유시켜도 된다. 그러나, Mo 함유량이 1.0%를 넘어도 그 효과는 포화할 뿐만 아니라, 합금 비용이 커지는 결과가 된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Mo 함유량은 1.0% 이하로 한다. Mo 함유량은 0.45% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, Mo 함유량을 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.08% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Cu:0~0.5%
Cu는, 강의 담금질성을 높임으로써 강도 및 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 Cu를 함유시켜도 된다. 그러나, Cu 함유량이 0.5%를 넘어도 그 효과는 포화할 뿐만 아니라, 합금 비용의 상승을 초래하는 결과가 된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Cu 함유량은 0.5% 이하로 한다. Cu 함유량은 0.40% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.35% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, Cu 함유량을 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ni:0~0.5%
Ni는, 강의 담금질성을 높임으로써 강도 및 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 Ni를 함유시켜도 된다. 그러나, Ni 함유량이 0.5%를 넘어도 그 효과는 포화할 뿐만 아니라, 합금 비용의 상승을 초래하는 결과가 된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Ni 함유량은 0.5% 이하로 한다. Ni 함유량은 0.40% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.35% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, Ni 함유량을 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.08% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
V:0~0.15%
V는, 뜨임 시에 미세한 탄화물(VC)로서 석출하여, 뜨임 연화 저항을 높이고, 고온 뜨임을 가능하게 하고, 강의 고강도화 및 고인성화에 기여하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 V를 함유시켜도 된다. 그러나, V 함유량이 0.15%를 넘으면 오히려 인성의 저하를 초래하기 때문에 함유시키는 경우의 V 함유량은 0.15% 이하로 한다. V 함유량은 0.12% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, V 함유량을 0.02% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.04% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
B:0~0.005%
B는 담금질성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 B를 함유시켜도 된다. 그러나, B의 함유량이 0.005%를 넘으면 인성이 저하한다. 따라서, 함유시키는 경우의 B의 함유량은 0.005% 이하로 한다. B 함유량은 0.002% 이하로 하는 것이 바람직하다. B를 함유시킴에 따른 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 N이 Ti에 의해 고정되어 있는 것이 바람직하다.
본 발명의 연료 분사관용 강관은, 상기의 C 내지 B의 원소와, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.
여기서 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 여러 가지의 요인에 의해서 혼입하는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
이하, 불순물 중의 Ca, P, S 및 O에 대해 설명한다.
Ca:0.001% 이하
Ca는, 실리케이트계 개재물(JIS G 0555의 그룹 C)을 응집시키는 작용이 있고, Ca 함유량이 0.001%를 넘으면 조대한 C계 개재물의 생성에 의해 한계 내압이 저하한다. 따라서 Ca 함유량은 0.001% 이하로 한다. Ca 함유량은 0.0007% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0003% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 제강 정련에 관한 설비에서 장기에 걸쳐 전혀 Ca 처리를 행하지 않으면, 설비의 Ca 오염을 해소할 수 있기 때문에, 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, 입계 편석에 의해 인성을 현저하게 저하시킨다. 따라서, P 함유량은, 0.02% 이하로 할 필요가 있다. 또한, P의 함유량은, 낮으면 낮을수록 바람직하고, 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.012% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, 과도한 저하는, 제조 비용 상승을 초래하기 때문에, 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 편석함과 더불어, 황화물계의 개재물을 생성하여 피로 강도의 저하를 초래하기 쉽다. 따라서, S 함유량은, 0.01% 이하로 할 필요가 있다. 또한, S의 함유량은, 낮으면 낮을수록 바람직하고, 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0035% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, 과도한 저하는, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 그 하한은, 0.0005%로 하는 것이 바람직하다.
O:0.0040% 이하
O는, 조대한 산화물을 형성하고, 그에 기인하는 한계 내압의 저하를 일으키기 쉽게 한다. 이러한 관점에서 O 함유량은 0.0040% 이하로 할 필요가 있다. 또한, O의 함유량은, 낮으면 낮을수록 바람직하고, 0.0035% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0025% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0015% 이하로 하는 것이 더 바람직하다. 그러나, 과도한 저하는, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 그 하한은, 0.0005%로 하는 것이 바람직하다.
2. 금속 조직
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 금속 조직은, 템퍼드 마르텐사이트 조직 또는 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합 조직으로 이루어지는 것이다. 조직 중에 페라이트 펄라이트 조직이 존재하면, 개재물 기점의 파손이 해소되었다고 해도, 국소적으로 경도가 낮은 페라이트상을 기점으로 하여 파손이 생기기 때문에, 거시적인 경도 및 인장 강도로부터 기대되는 한계 내압을 얻을 수 없다. 또, 템퍼드 마르텐사이트를 포함하지 않는 조직 또는 페라이트 펄라이트 조직에서는 800MPa 이상의 인장 강도, 특히 900MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다.
또, 상술한 바와 같이, 강관의 피로 강도를 향상시키기 위해서는, 구오스테나이트 입도 번호를 10.0 이상으로 할 필요가 있다. 입도 번호가 10.0 미만인 세립화가 불충분한 강관에서는, 조직의 피로 강도가 저하하기 때문에, 개재물이 기점이 되지 않아도 한계 내압이 저하하기 때문이다. 또한, 입도 번호는, ASTM E112의 규정에 의한 것이다.
3. 기계적 성질
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관은, 800MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 한계 내압이 하기 (i)식을 만족하는 것이다.
IP≥0.3×TS×α···(i)
α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2]···(ii)
단, 상기 (i)식 중의 IP는 한계 내압(MPa), TS는 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ii)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ii)식 중의 D는 연료 분사관용 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다. α는 관 내경비에 의해 내압과 관 내면의 발생 응력의 관계가 변화하는 것을 보정하는 계수이다.
인장 강도를 800MPa 이상으로 하는 이유는, 인장 강도가 800MPa 미만에서는, 단발로 작용하는 과대 압력에 대해서, 내버스트(파열) 성능을 확보할 수 없기 때문이다. 또, 한계 내압이 상기 (i)식을 만족함으로써 파괴 피로에 대한 안전성을 확보하는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명에 있어서, 한계 내압이란, 내압 피로 시험에 있어서 최저 내압을 18MPa로 하여, 시간에 대해서 정현파를 취하는 반복 내압 변동을 주고, 반복 수가 107회가 되어도 파손(리크)이 생기지 않는 최고 내압(MPa)을 의미한다. 바람직하게는, 인장 강도를 900MPa 이상으로 한다.
4. 치수
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 치수에 대해서는 특별히 제한은 두지 않는다. 그러나, 일반적으로 연료 분사관은 사용시에 있어서의 내부의 압력 변동을 적게 하기 위해, 어느 정도의 용량이 필요로 된다. 그 때문에, 본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 내경은 2.5mm 이상인 것이 바람직하고, 3mm 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 연료 분사관은 높은 내압에 견딜 필요가 있기 때문에, 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 크게 하는 것이 바람직하다. 강관의 내경이 일정하면, 두께가 커짐에 따라, 강관의 외경도 커진다. 즉, 높은 내압에 견디기 위해서는, 강관의 내경이 클 수록 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 연료 분사관용 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
또한, 상기의 강관의 외경 및 내경의 비인 D/d는 2.0 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, D/d의 상한은 특별히 두지 않지만, 그 값이 과대하면 굽힘 가공이 곤란해지므로, 3.0 이하인 것이 바람직하고, 2.8 이하인 것이 보다 바람직하다.
5. 제조 방법
본 발명에 따른 연료 분사관용 강관의 제조 방법에 대해 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, 캐스팅 시의 주편의 단면적을 크게 하는 것이 바람직하다. 캐스팅 후, 응고할 동안에 큰 개재물은 부상하기 때문이다. 캐스팅 시의 주편의 단면적은 200,000mm2 이상인 것이 바람직하다. 또한, 주조 속도를 느리게 함으로써, 가벼운 비금속 개재물을 슬래그로서 부상시켜 강 중의 비금속 개재물 그 자체를 감소시킬 수 있다. 예를 들면, 연속 주조에 있어서는 캐스팅 속도 0.5m/min으로 실시할 수 있다.
상기의 방법에 기초하면, 유해한 조대 개재물이 제거되지만, 강 중의 Ti 함유량에 따라, Ti-Al 복합 개재물이 형성되는 경우가 있다. 이 Ti-Al 복합 개재물은, 응고의 과정에서 형성된다고 추정된다. 본 발명에서는, Ti 함유량을 적정하게 제어함으로써, 조대한 복합 개재물의 형성을 방지하는 것이 가능하다.
이와 같이 하여 얻어진 주편으로부터, 예를 들면 분괴 압연 등의 방법으로 제관용의 빌릿을 준비한다. 그리고, 예를 들면, 만네스만 맨드렐밀 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 등에 의한 정경 압연으로 소정의 열간 제관의 치수로 완성한다. 다음에, 냉간 인발 가공을 수회 반복하여, 소정의 냉간 마무리의 치수로 한다. 냉간 인발에 있어서는, 그 전에, 또는 그 중간에서 응력 제거 풀림을 행함으로써 냉간 인발 가공을 용이하게 할 수 있다. 또, 플러그밀 제관법 등, 다른 제관법을 이용하는 것도 가능하다.
이와 같이 하여, 최종의 냉간 인발 가공을 행한 후, 목적으로 하는 연료 분사관으로서의 기계 특성을 충족시키기 위해, 담금질 뜨임의 열처리를 행함으로써 800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도를 확보할 수 있다.
담금질 처리에 있어서는, 적어도 Ac3 변태점 이상의 온도로 가열, 급냉을 행하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 Ac3 변태점 미만에서는, 오스테나이트화가 불완전해지는 결과, 담금질에 의한 마르텐사이트 형성이 불충분해지고, 원하는 인장 강도를 얻을 수 없을 우려가 있기 때문이다. 한편, 가열 온도는, 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1050℃를 웃돌면 γ립의 조대화가 일어나기 쉬워지기 때문이다. 가열 온도는, Ac3 변태점＋30℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
담금질시의 가열 방법은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 고온 장시간의 가열은, 보호 분위기가 아닌 경우에 있어서는, 강관 표면에 생성하는 스케일이 많아지고, 치수 정밀도 및 표면 성상의 저하로 이어지므로, 워킹 빔로 등, 노가열의 경우는, 10~20min 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 있고, 강관 표면에 발생하는 스케일을 최소로 억제하는 것이 가능해지기 때문에 바람직하다. 또, 가열 속도를 크게 함으로써 구γ립의 미세립화를 실현하기 쉬워지므로 유리하다. 가열 속도는, 25℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 50℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 100℃/s 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
담금질 시의 냉각에 대해서는, 원하는 800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도를 안정적이고 확실하게 얻기 위해서, 500~800℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 100℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 125℃/s 이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 냉각 방법으로서는, 물담금질 등의 급냉 처리를 이용하는 것이 바람직하다.
급냉되어 상온까지 냉각된 강관은, 그대로의 상태에서는 딱딱하고 약하기 때문에 Ac1 변태점 이하의 온도에서 뜨임하는 것이 바람직하다. 뜨임의 온도가 Ac1 변태점를 넘으면, 역변태가 생기기 때문에, 원하는 특성을 안정적이고 확실하게 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 뜨임 온도가 450℃ 미만에서는 뜨임이 불충분해지기 쉽고, 인성 및 가공성이 불충분해질 우려가 있다. 바람직한 뜨임 온도는 600~650℃이다. 뜨임 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상은 10~120min 정도이다. 또한, 뜨임 후, 적절한 스트레이트너 등으로 휨을 교정해도 된다.
또, 더 높은 한계 내압을 얻기 위해서, 상기의 담금질 뜨임 후, 자긴 처리를 행해도 된다. 자긴 처리는 과대 내압을 작용시킴으로써 내표면 근방을 부분적으로 소성변형시키고, 압축 잔류 응력을 일으키는 처리이다. 이로 인해 피로균열의 진전이 억제되고, 보다 높은 한계 내압을 얻을 수 있다. 자긴 처리 압력은, 버스트압보다 낮은 압력이며, 상기 한계 내압의 하한치 0.3×TS×α보다 높은 내압으로 하는 것이 추장된다. 또한, 특히 900MPa 이상의 인장 강도를 확보하면, 그에 따라 높은 버스트압을 얻을 수 있고, 자긴 처리 압력도 높게 할 수 있기 때문에, 자긴 처리에 의한 한계 내압 향상에 큰 효과를 얻을 수 있다.
본 발명의 연료 분사관용 강관은, 예를 들면 그 양단 부분에 접속 두부를 형성함으로써, 고압 연료 분사관으로 할 수 있다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예로 한정되는 것은 아니다.
실시예
표 4에 나타내는 화학 성분을 갖는 13종의 강 소재를, 전로 및 연속 주조에 의해 제작했다. 강 No.1~8은, 본 발명의 강의 화학 조성에 관한 규정을 만족하는 강을 이용했다. 한편, 강 No.9~13은, 비교를 위해서, Ti 및/또는 Nb량이 본 발명의 규정의 범위 외인 강을 이용했다. 모두, 연속 주조에서는 캐스팅 시의 주조 속도를 0.5m/min으로 하고, 주편의 단면적을 200,000mm2 이상으로 했다.
[표 4]
Figure pct00004
상기 강 소재로부터 제관용 빌릿을 제조하고, 만네스만 맨드렐 제관법으로 천공 압연, 연신 압연을 행하고, 스트레치 리듀서 정경 압연에 의해, 외경 34mm, 두께 4.5mm의 치수로 열간 제관했다. 이 열간 마무리된 소관을 추신하기 위해서, 우선 소관 선단을 입구를 조이고, 윤활제를 도포했다. 계속해서, 다이스 및 플러그를 이용하여 인발 가공을 행하고, 필요에 따라서 연화 풀림을 행하고, 서서히 관경을 축소하고, 소정의 치수로 완성했다. 이때, 시험 No.10, 12 및 13에 관해서는 외경 8.0mm, 내경 4.0mm의 강관에, 그 외에 대해서 외경 6.35mm, 내경 3.0mm의 강관으로 완성했다. 그리고, 표 5에 나타내는 조건으로 담금질 뜨임 처리를 행하고, 외내표면의 스케일 제거·평활화 처리를 행했다. 이때 담금질 처리는, 표 5 중의 시험 No.1~4, 6~9, 11 및 12에서는 100℃/s의 승온 속도로 1000℃까지 고주파 가열하고 급냉(유지 시간 5s 이하), 시험 No.5, 10 및 13에서는 1000℃에서 10min 유지한 후, 수냉하는 조건으로 행했다. 뜨임 처리는, 550~640℃×10min 유지 후 방랭의 조건으로 행했다. 구체적인 뜨임 온도는 표 5에 병기한다.
[표 5]
Figure pct00005
얻어진 강관에 관해서, JIS Z 2241(2011)에 규정된 11호 시험편에 의한 인장 시험을 행하고, 인장 강도를 구했다. 또 각 강관으로부터 조직 관찰용의 시료를 채취하고, 관축 방향에 수직인 단면을 기계 연마했다. 에머리 페이퍼와 버프로 연마 후, 나이탈 부식액을 이용하여 템퍼드 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합 조직인 것을 확인했다. 그리고, 재차 버프 연마한 후, 피크럴 부식액을 이용하여, 관찰면 내의 구γ 결정립계를 출현시켰다. 그 후, ASTM E112에 준거하여, 관찰면의 구오스테나이트 결정립도 번호를 구했다.
내압 피로 시험은, 각 강관을 길이 200mm로 절단하고, 관단 가공을 실시하고, 내압 피로 시험용 분사관 시험편으로 했다. 피로 시험은, 시료의 한쪽 단면을 시일하고, 또 한쪽 단면으로부터 시료 내부에 압력 매체로서 작동유를 봉입하고, 봉입부의 내압을 최대 내압으로부터 최소 18MPa의 범위에서, 시간에 대해서 정현파를 취하도록 반복 변동시키는 것이다. 내압 변동의 주파수는 8Hz로 했다. 내압 피로 시험의 결과로서 반복수가 107회가 되어도 파손(리크)이 일어나지 않는 최대 내압을 한계 내압으로서 평가했다.
구γ 입도, 인장 강도, 한계 내압의 평가 결과 및 0.3×TS×α의 계산치를 표 5에 병기한다. 표 5에 있어서, 시험 No.1~4, 6~8은, 본 발명의 규정을 만족하는 본 발명예이다. 한편, 시험 No.5는, 비교예이며, 강의 화학 조성은 본 발명의 규정을 만족하지만, 구오스테나이트 입도 번호가 본 발명의 범위 외이다. 또, 시험 No.9~13은, 강의 화학 조성이 본 발명의 규정의 범위 외인 참고예 또는 비교예이다.
표 5로부터, 구γ 입도가 10.0 미만이었던 비교예의 시험 No.5 및 10~13에서는 관 내면으로부터 피로 파괴하고, 한계 내압은 인장 강도의 0.3α배보다 작은 레벨이었다. 이것은 구γ 입도가 작은, 즉 조립(粗粒)이면, 기지 조직의 피로 강도가 저하하기 때문에, 개재물이 기점이 되지 않아도 한계 내압이 저하하는 것을 나타내고 있다. 한편, 본 발명예인 시험 No.1~4, 6~8 및 참고예인 시험 No.9는 모두 최고압 300MPa에서 107회의 반복에 의해서도 파괴되지 않고, 최고압은 300MPa 이상이었다. 이것은, 인장 강도의 0.3α배보다 큰 레벨이다.
참고예의 No.9에 대해서는, 표 1의 강 C와 유사한 성분이기 때문에, 참고 실험 1에 있어서의 표 2에 나타낸 바와 같이, 낮은 확률이지만 조대 개재물이 존재한다. 이 때문에, 상기한 내압 피로 시험에서는 미파단이어도, 더 높은 압력으로 다수의 시험편에 대해 내압 피로 시험을 행하면, 본 발명예보다 단수명으로 파손될 우려가 있다. 이것은, 상술의 참고 실험 2의 결과로부터 분명하다.
산업상의 이용 가능성
본 발명에 의하면, 800MPa 이상, 바람직하게는 900MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 내내압 피로 특성이 뛰어난 연료 분사관용 강관을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 연료 분사관용 강관은, 특히 자동차용의 연료 분사관으로서 적합하게 이용할 수 있다.

Claims (4)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C:0.12~0.27%,
    Si:0.05~0.40%,
    Mn:0.3~2.0%,
    Al:0.005~0.060%,
    N:0.0020~0.0080%,
    Ti:0.005~0.015%,
    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% 이하이며,
    금속 조직이 템퍼드 마르텐사이트 조직 또는 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합 조직으로 이루어지고, 구오스테나이트 입도 번호가 10.0 이상이며,
    800MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 더불어, 한계 내압이 하기 (i)식을 만족하는, 연료 분사관용 강관.
    IP≥0.3×TS×α···(i)
    α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2]···(ii)
    단, 상기 (i)식 중의 IP는 한계 내압(MPa), TS는 인장 강도(MPa)를 의미하고, α는 상기 (ii)식으로 표시되는 값이다. 또, 상기 (ii)식 중의 D는 연료 분사관용 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
  2. 청구항 1에 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.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 강관의 외경 및 내경이 하기 (iii)식을 만족하는, 연료 분사관용 강관.
    D/d≥1.5···(iii)
    단, 상기 (iii)식 중의 D는 연료 분사관용 강관의 외경(mm), d는 내경(mm)이다.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 연료 분사관용 강관을 소재로서 이용하는, 연료 분사관.
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WO (1) WO2015129617A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018117700A1 (ko) * 2016-12-22 2018-06-28 주식회사 포스코 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6530069B2 (ja) * 2015-06-17 2019-06-12 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
US10883465B2 (en) * 2015-12-24 2021-01-05 Hitachi Automotive Systems, Ltd. Solenoid valve and method for manufacturing the same
CA3013287C (en) * 2016-02-16 2019-12-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Seamless steel pipe and method of manufacturing the same
WO2017193224A1 (de) 2016-05-11 2017-11-16 Peter Fuchs Technology Group Ag Hochdruckleitung
JP6879148B2 (ja) * 2017-09-26 2021-06-02 日本製鉄株式会社 トーションビーム用鋼管、トーションビーム用鋼管の製造方法
CN113453812B (zh) * 2019-02-13 2023-06-16 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
US20220136469A1 (en) * 2019-02-13 2022-05-05 Nippon Steel Corporation Steel pipe for fuel injection pipe, and fuel injection pipe using same
EP3943635A4 (en) * 2019-03-22 2022-11-23 Nippon Steel Corporation SEAMLESS STEEL PIPE SUITABLE FOR USE IN ACID ENVIRONMENTS
DE102019216523A1 (de) * 2019-10-28 2021-04-29 Robert Bosch Gmbh Komponente, insbesondere Brennstoffleitung oder Brennstoffverteiler, und Brennstoffeinspritzanlage
US20230140650A1 (en) 2020-04-07 2023-05-04 Nippon Steel Corporation Steel pipe for pressure piping
EP4239096A4 (en) * 2020-11-02 2024-05-22 Usui Co., Ltd. STEEL PIPE FOR HIGH-PRESSURE HYDROGEN PIPING AND HIGH-PRESSURE HYDROGEN PIPING USING SAME
KR102437909B1 (ko) * 2020-11-06 2022-08-30 주식회사 삼원강재 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법
DE102020133779A1 (de) * 2020-12-16 2022-06-23 Sandvik Materials Technology Deutschland Gmbh Hochdruckrohr und Verfahren zu dessen Herstellung

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957329A (ja) 1995-08-28 1997-03-04 Nkk Corp ディーゼルエンジン燃料噴射管用鋼管の製造方法
JP2006000897A (ja) * 2004-06-17 2006-01-05 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd 高圧燃料噴射管
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
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
JP5728836B2 (ja) * 2009-06-24 2015-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法
RU2420600C1 (ru) * 2009-09-24 2011-06-10 Открытое акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" Особотонкостенная труба из аустенитной боросодержащей стали для оболочки твэла и способ ее получения
IT1403689B1 (it) * 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
JP2013129879A (ja) 2011-12-22 2013-07-04 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
JP6530069B2 (ja) * 2015-06-17 2019-06-12 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

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018117700A1 (ko) * 2016-12-22 2018-06-28 주식회사 포스코 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법

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