WO2010103772A1 - コモンレールの製造方法およびコモンレール - Google Patents

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WO2010103772A1
WO2010103772A1 PCT/JP2010/001572 JP2010001572W WO2010103772A1 WO 2010103772 A1 WO2010103772 A1 WO 2010103772A1 JP 2010001572 W JP2010001572 W JP 2010001572W WO 2010103772 A1 WO2010103772 A1 WO 2010103772A1
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common rail
hole
branch hole
rail
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平野弘二
杉橋敦史
今井浩文
長谷川泰士
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a common rail in an accumulator fuel injection system for a diesel engine, and a common rail partially reinforced by the method.
  • the common rail is a pipe-like component that is positioned between a pump that pumps light oil of fuel and an injector in a pressure accumulation fuel injection system of a diesel engine, and that accumulates light oil.
  • FIG. 1 schematically shows a cross section of the common rail 1.
  • the rail hole 5 is a main pipe of the common rail 1 and has a role of accumulating light oil.
  • the rail hole 5 is provided with a plurality of branch holes 6 that open vertically, and light oil is pumped through the branch holes 6 to each injector. Inside diameter d 1 of the rail hole 5 about 10mm, the inner diameter d 2 of the branch hole 6 is about 1 mm. With the operation of the engine, the light oil is periodically pumped, and the pressure of the light oil in the common rail 1 fluctuates periodically.
  • the rail hole 5 and the branch hole 6 in FIG. FIG. 2 is an enlarged view of the boundary peripheral portion between the inner surface of the branch hole 6 and the inner surface of the rail hole 5, which is the peripheral portion of the opening of the branch hole 6.
  • the tensile stress of both holes 5 and 6 is synthesized in the vicinity of both ends 7 of the diameter parallel to the longitudinal direction of the rail hole 5 in the branch hole 6 particularly in the periphery of the opening of the branch hole 6. For this reason, there is a problem that a tensile stress larger than that of other portions is generated, and fatigue fracture is easily caused by fluctuations in internal pressure. If the fatigue strength against internal pressure fluctuations (internal pressure fatigue strength) is improved, high-pressure fuel injection becomes possible, leading to cleaner exhaust gas and improved fuel consumption. Therefore, an improvement in fatigue strength is desired.
  • Patent Document 1 discloses an invention related to a welding common rail by liquid phase diffusion bonding as a manufacturing method that replaces a conventional method for manufacturing a common rail by forging integral molding and machining.
  • Patent Document 2 discloses an invention relating to a steel material suitable for liquid phase diffusion bonding that does not require controlled cooling during bonding.
  • the steel materials disclosed in these patent documents are steel materials having a tensile strength of about 600 MPa, and are used for a common rail exceeding 1500 atm or more than 2000 atm to achieve high fuel efficiency performance which has been recently directed. Is not strong enough. Further, although it is possible to remarkably improve the strength of the steel material by heat treatment or the like, in that case, the processing is difficult and the production cost is significantly increased. In addition, when inclusions and oxides such as MnS, Al 2 O 3 , and CaO are exposed to the surface as a result of processing at the maximum principal stress portion, it becomes the starting point of fatigue failure when internal pressure is applied, and stable production of high-strength common rails is achieved. The problem of significant inhibition cannot be solved.
  • Patent Document 5 discloses the method.
  • the laser beam can be transmitted to a narrow part such as the inner surface of the rail hole or the inner surface of the branch hole of the common rail, and laser peening is the only method for applying a high compressive stress to the vicinity of the opening of the branch hole of the common rail. Therefore, as disclosed in Patent Document 6, an effective method for applying laser peening to a common rail has been studied.
  • Patent Document 6 greatly improves the fatigue strength of the common rail, but has the following problems from the viewpoint of the device and the effect.
  • a laser beam is irradiated on the surface of a sample in the laser peening process
  • the vicinity of the surface area of the irradiated spot portion melts and re-solidifies, and the compressive stress in the vicinity of the surface area of the spot portion often decreases.
  • a method of installing an absorbing material layer that absorbs a laser beam is known, but a complicated device is required to install this absorbing material layer in the branch hole opening of the common rail. Therefore, omission of the same process is desired from the viewpoint of cost and productivity.
  • Patent Document 5 as a method for removing the heat-affected zone, a laser-controlled discharge is generated between the laser beam irradiation surface and an electrode disposed in the vicinity thereof, or a transparent surface in contact with the laser irradiation surface.
  • an electrolytic solution is used as a liquid and electrolytic polishing is performed between electrodes disposed opposite to an irradiation surface and its vicinity during laser irradiation.
  • these methods are greatly affected by laser irradiation, it is difficult to obtain a desired processed shape accurately and stably, and are not suitable for industrial production of common rails.
  • Patent Document 6 by increasing the overlapping area ratio of the beam spot of the pulse laser, the above-described problem of reduction in compressive stress is alleviated.
  • it is necessary to maximize the compressive stress in the vicinity of the surface layer, and another approach is desired.
  • the present invention solves the above-mentioned problems, and by using a laser peening process to partially reinforce the vicinity of the opening of the branch hole of the common rail, which is likely to become a starting point of fatigue failure due to stress concentration, it is excellent using an inexpensive steel material. It is an object to provide a method of manufacturing a common rail having high fatigue strength and a common rail.
  • a common rail body provided with a rail hole and a branch hole formed in a cylindrical wall portion surrounding the rail hole, and a communication hole communicating with the branch hole are formed. It is a manufacturing method of a common rail provided with a holder.
  • the common rail body and the holder are: C: 0.01 to 0.3% by mass, Si: 0.01 to 0.5% by mass, Mn: 0.01 to 3.0% by mass, B: 0.0003 to 0.01 mass%, N: 0.001 to 0.01 mass%, Al: more than 0.01 to 0.5 mass%, Ti: 0.01 to 0.05 mass%, and P is 0.00.
  • TLB (B%)-[(N%) / 1.3- ⁇ (Ti%) / 3.4+ (Al%) / 4.1 ⁇ ⁇ (Al%) ⁇ 52] ...
  • the TLB value indicated by is 0.001% or more.
  • the common rail manufacturing method includes an insertion step of inserting an Ni-based or Fe-based insert metal containing at least 1% by mass of B between the common rail body and the holder; the common rail body and the insert metal; A liquid phase diffusion bonding step in which the holder is bonded by holding a stress of 1 MPa or more for 30 seconds or more at a bonding temperature of 1000 to 1300 ° C .; and the branch hole located in the periphery of the opening of the branch hole A laser peening process for irradiating a pulsed laser beam in the region around the boundary between the inner surface of the rail and the inner surface of the rail hole; and removing the surface layer around the opening; And a surface layer removing step for increasing fatigue strength.
  • At least one of the common rail main body and the holder further includes Ni: 0.01 to 2.0 mass%, Co: 0.01 to 1.
  • One or more of 0% by mass, Cu: 0.01 to 1.0% by mass, and W: 0.01 to 2.0% by mass may be contained.
  • At least one of the common rail body and the holder is further provided with Zr: 0.001 to 0.05 mass%, Nb: 0.001 to 0.00.
  • Zr 0.001 to 0.05 mass%
  • Nb 0.001 to 0.00.
  • One or more of 05 mass% and V 0.001 to 0.5 mass% may be contained.
  • At least one of the common rail main body and the holder further includes Ca: 0.0005 to 0.005 mass%, Mg: 0.0005 to 0.00. 005% by mass, Ba: 0.0005 to 0.005% by mass of any sulfide form control element, and Y: 0.001 to 0.05% by mass, Ce: 0.001 to 0.05% by mass, La: One or more of 0.001 to 0.05% by mass of any rare earth element may be contained.
  • the surface layer of the material around the opening may be removed by electrolytic polishing or fluid polishing.
  • the pulse energy of the pulse laser beam may be 1 mJ to 10J.
  • the region where the laser peening process is performed and the region where the surface layer is removed are respectively provided on the inner surface of the rail hole.
  • Distance from the center of the branch hole ⁇ Diameter of the branch hole ⁇ 0.6
  • the thickness of the surface layer to be removed may be 0.01 mm to 0.3 mm in the region satisfying the expressions (2) and (2 ′).
  • the length of the rail hole including the central axis of the branch hole is removed by removing the surface layer of the material around the opening.
  • the radius of curvature of the shape line in the periphery of the opening of the branch hole in the cross section along the direction is Diameter of branch hole ⁇ 0.5 ⁇ Distance from center of branch hole ⁇ Diameter of branch hole ⁇ 0.6 (3) It may be 15 ⁇ m or more at each point in the region that satisfies the above.
  • the peripheral portion of the opening may be chamfered before the laser peening treatment.
  • the area to be chamfered may include an area that satisfies the expressions (2) and (2 ′).
  • the transparent liquid used for the laser peening treatment may be water containing alcohol or a rust inhibitor.
  • a common rail body provided with a rail hole and a branch hole formed in a cylindrical wall portion surrounding the rail hole, and a communication hole communicating with the branch hole are formed.
  • a common rail having a holder.
  • the common rail body and the holder are: C: 0.01 to 0.3% by mass, Si: 0.01 to 0.5% by mass, Mn: 0.01 to 3.0% by mass, B: 0.0003 to 0.01% by mass, N: 0.001 to 0.01% by mass, Al: more than 0.01 to 0.5% by mass, Ti: 0.01 to 0.05% by mass, It is limited to 0.03% by mass or less, S is limited to 0.01% by mass or less, O is limited to 0.01% by mass or less, and the total content of As, Sn, Sb, Pb, and Zn is 0.00.
  • TLB (B%)-[(N%) / 1.3- ⁇ (Ti%) / 3.4+ (Al%) / 4.1 ⁇ ⁇ (Al%) ⁇ 52] ...
  • the TLB value shown by the above is 0.001% or more, and the shape in the periphery of the opening includes the central axis of the branch hole, and the periphery of the opening of the branch hole in a cross section along the longitudinal direction of the rail hole
  • the compressive stress value at each point in the region that satisfies the above condition is 15 ⁇ m or more and is perpendicular to the longitudinal direction of the rail hole in the cross section is ⁇ 200 MPa or more.
  • the common rail can be manufactured by dividing the base material into blocks that can be easily processed by diffusion bonding, so that the manufacturing cost can be reduced. it can.
  • high compressive stress can be introduced from the surface in the vicinity of the rail hole side opening of the branch hole where fatigue strength is a problem with the common rail, and stress concentration is mitigated by improving the shape of the branch hole opening.
  • the fatigue strength can be greatly improved.
  • the common rail described in the above (12) it is possible to perform high-pressure injection of fuel using an inexpensive steel material, and it is possible to obtain a cleaner exhaust gas and an improvement in fuel consumption. Play.
  • FIG. 1 It is a figure which shows the cross-sectional shape of a branch hole opening periphery part. It is a perspective view which shows the laser processing area
  • the present inventors have studied to solve the above problems.
  • high-strength steel materials having specific components suitable for liquid phase diffusion bonding are divided into block units with easy-to-process shapes, and then liquid phase diffusion bonding is performed. If the material in the region including the laser peened part by electropolishing etc. is removed after the introduction of compressive stress by laser peening process around the rail hole side opening, the fatigue strength of the common rail is greatly improved by using inexpensive steel I found out that
  • joining the holder that fixes the pipe to the tip of the branch hole using liquid phase diffusion joining facilitates processing of the high-strength steel material and reduces the process cost.
  • FIG. 1 shows a schematic cross section of the common rail 1.
  • a rail hole 5 formed in the cylindrical wall portion 2 is a main pipe of the common rail 1 and has a role of accumulating light oil.
  • the rail hole 5 is provided with a plurality of branch holes 6 that open vertically.
  • liquid phase diffusion bonding is performed between ring-shaped bonding surfaces formed by a common rail body 11 having a pipe line 13 penetrating in the longitudinal direction and a cylindrical holder 12.
  • a cylindrical holder 12 is communicated with the branch pipe 14 with an amorphous alloy foil (insert metal) 15 interposed therebetween.
  • the alloy foil 15, the common rail body 11, and the holder 12 are melt-welded by resistance welding or the like, and liquid phase diffusion bonding is performed to form a joint portion. Note that FIG.
  • FIG. 3 shows only one branch pipe 14 for convenience, but normally, a plurality of branch pipes 14 corresponding to the plurality of injection nozzles of the engine combustion chamber are provided.
  • a plurality of holders 12 are provided corresponding to the branch pipes 14 of the common rail body 11 in order to connect these branch pipes 14 and a pipe for pumping fuel to the injection nozzle of the engine combustion chamber.
  • the pipe line 13 in FIG. 3 corresponds to the rail hole 5 in FIG. 1
  • the inside of the branch pipe 14 in FIG. 3 corresponds to the branch hole 6 in FIG.
  • the alloy foil 15 for liquid phase diffusion bonding an Ni-based or Fe-based insert metal containing at least 1% of B is used. Further, the liquid phase diffusion bonding between the common rail body 11 and the holder 12 is performed by applying and holding a stress of 1 MPa or more for 30 seconds or more at a bonding temperature of 1000 to 1300 ° C.
  • a sufficiently low-temperature transformation structure without requiring controlled cooling after liquid phase diffusion bonding that is, a material with high hardenability capable of inducing bainite or martensite transformation over a necessary part or the whole of the material, Select from the joint design stage in advance. That is, a steel material having an alloy composition capable of obtaining a sufficiently homogeneous structure is used as a material for the common rail 1 even in an isothermal solidified joint portion formed by liquid phase diffusion bonding.
  • the liquid phase diffusion bonding steel described below is used as the material for the common rail body 11 and the holder 12.
  • the range of preferable content is demonstrated about the chemical component of steel for liquid phase diffusion bonding.
  • all the content of the chemical component described below is shown by the mass%.
  • the C is the most basic element that controls the hardenability and strength of steel.
  • the content is less than 0.01%, the strength cannot be ensured, and when it exceeds 0.3%, the strength of the steel material is improved, but the toughness of the joint cannot be ensured. Therefore, the C content is specified in the range of 0.01 to 0.3%. If the content is within this range, the structure control of the steel material can be performed with the material being joined. However, in order to obtain the carbon effect industrially stably, the content is preferably 0.05 to 0.3%.
  • Si is a deoxidizing element for steel and is usually added together with Mn for the purpose of reducing the oxygen concentration of the steel.
  • Si is an element necessary for intragranular strengthening, the shortage reduces the strength of the steel material. Therefore, also in the present invention, a predetermined amount of Si is contained mainly for deoxidation and intragranular strengthening. If the Si content is 0.01% or more, the above effect is exhibited, and if it exceeds 0.5%, the steel material itself may be embrittled. Therefore, the Si content is specified in the range of 0.01 to 0.5%.
  • the composite oxide containing SiO 2 in the liquid phase diffusion bonded joint for example, SiO 2 -MnO, since there is a fear that SiO 2 -FeO like is produced, the content of Si is from 0.01 to 0.3% Preferably there is.
  • Mn has an effect on deoxidation together with Si, but by adding it to steel, it enhances the hardenability of the steel material and contributes to the improvement of strength.
  • the content of Mn is 0.01% or more, the above-mentioned effect is exhibited, but when it exceeds 3.0%, a coarse MnO-based oxide is crystallized, and on the contrary, the toughness of the liquid phase diffusion joint is lowered. There is. Therefore, the Mn content is specified in the range of 0.01 to 3.0%.
  • the content of Mn is preferably 0.01 to 2.0% from the viewpoint of suppressing the formation of SiO 2 —MnO as in the case of Si.
  • B is extremely effective in increasing the hardenability of steel in a small amount, but if its content is less than 0.0003%, the effect of improving hardenability is small.
  • the content of B exceeds 0.01%, a boride is formed, and on the contrary, the hardenability of the liquid phase diffusion bonding joint is lowered and the joint strength is lowered. Therefore, the B content is specified in the range of 0.0003 to 0.01%.
  • B has significant grain boundary segregation and may cause embrittlement only at the grain boundary depending on the cooling conditions after bonding. Therefore, the content is preferably 0.0003 to 0.005%.
  • Ti has a stronger force to bond with N than B, and binds to N preferentially over B. Therefore, Ti is an important element for securing solid solution B effective for hardenability, but the effect is small when the content is less than 0.01%. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.05%, the effect is not only saturated, but a large number of coarse Ti-based carbonitrides are precipitated to reduce toughness. Therefore, the Ti content is specified in the range of 0.01 to 0.05%. Since Ti is also an element forming a boride, the upper limit of the content should be suppressed as low as possible, preferably 0.01 to 0.03%.
  • N is an element that is desirably suppressed to be low in order to enhance the above-described effect of B.
  • Al or Ti when added, N is combined with these to nitride AlN, TiN, or the like. It is effective for precipitating materials, refining crystal grains and enhancing the toughness of steel.
  • the content of N is less than 0.001%, the effect is small.
  • the N content exceeds 0.01%, the tendency to combine with B to form BN becomes strong, and solid solution B cannot be obtained unless a large amount of Al or Ti is added. That is, since it becomes difficult to stabilize the TLB value described later to 0.001 or more, the N content is specified in the range of 0.001 to 0.01%.
  • the content of N is 0.001 to 0.008% because it is necessary to stably contain 0.008% or more of N in a normal steelmaking process because the cost in the process increases.
  • Al is an important element for bonding in N and precipitating fine AlN to refine crystal grains and securing B in the steel as a solid solution B effective for hardenability.
  • the Al content is preferably more than 0.01%.
  • the Al content exceeds 0.5%, AlN becomes coarse and lowers the toughness of the steel. Therefore, the Al content is specified to be in the range of more than 0.01 to 0.5%.
  • Al has a high affinity with O, and when added in a large amount, a coarse oxide cluster may be generated depending on the steel making process, and the toughness of the joint may be lowered. Therefore, the Al content is preferably more than 0.01% to 0.3%.
  • P and S are 0.03% or less and 0%, respectively.
  • the content is limited to 0.01% or less.
  • the O content is limited to 0.01% or less.
  • the P, S, and O contents are preferably as small as possible, the lower limit may be set to 0.0001% in consideration of cost.
  • the total content of As, Sn, Sb, Pb, and Zn as grain boundary segregation elements is limited to 0.015% or less.
  • the steel for liquid phase diffusion bonding containing the above chemical components may contain impurities that are inevitably mixed in the manufacturing process or the like as long as the balance containing Fe as a main component does not impair the characteristics of the present invention.
  • the liquid phase diffusion bonding steel according to the present embodiment contains at least 0.01 to 0.05% Ti, 0.001 to 0.01% N, and more than 0.01 to 0.5% Al. Therefore, in steel, N is fixed by both Al and Ti elements.
  • the strength distribution at the joint part is uniform, the strength distribution at the joint portion is uniform, and the absolute value of the difference in hardness at a position 5 mm away from the joint center and the joint line in the Vickers hardness is 100 or less. It is effective for. That is, in the above example, the difference between the hardness at the joint between the common rail body 11 and the holder 12 joined by liquid phase diffusion joining and the hardness at both sides of the joint 5 mm away from the joint is Vickers hardness.
  • the above formula (1) is the result of the study by the present inventors that when the common rail is assembled by liquid phase diffusion bonding, it is necessary that the material in the joint including the joint is uniform, and particularly the change in hardness is small. It is determined based on new findings. If the uniformity of the structure near the joint cannot be obtained, stress concentration occurs in the common-phase liquid phase diffusion joint when internal pressure fatigue is applied, and fracture occurs from the joint part. Then, the effect of strengthening the periphery of the branch hole, which is the maximum stress collecting portion of the common rail, which is the core of the present invention by laser peening becomes meaningless, and the effect of the present invention itself cannot be realized.
  • N that is easily bonded to B is fixed with Ti and Al, and the chemical components for obtaining a sufficient amount of solute B are regulated.
  • BN is generated according to the solubility product.
  • the reciprocal number 3.4 of the atomic ratio is determined as the amount of N that can fix Ti, and the affinity between Al and N is further experimentally determined as the amount of N that can fix Al. 1 is set, and the coefficient 52 obtained by experimentally determining the concentration and chemical potential of Al in consideration of the interaction between Al and Ti is multiplied together, and this is subtracted from the equivalent N amount that binds to B. [(N%) / 1.3 ⁇ ⁇ (Ti%) / 3.4+ (Al%) / 4.1 ⁇ ⁇ (Al%) ⁇ 52] was determined as the total fixed N amount.
  • the equation (1) was determined as the TLB value from the viewpoint of the effective B amount of the joint effective only for the steel of the present invention. This value is, so to speak, an evaluation formula for a virtual B effect. Since the TLB value thus determined is a mixture of theoretical assumptions and experimental coefficients, the TLB values that can ensure the uniformity of the coefficient and joint structure were determined by the following experiment.
  • liquid phase diffusion bonding was performed. That is, the thickness of the Ni-base-B system and Fe-base-B system capable of realizing liquid phase diffusion bonding at 1000 to 1300 ° C. between the bonding surfaces is substantially 50% or more amorphous.
  • the whole test piece was heated to a required bonding temperature with an amorphous foil of 20 to 50 ⁇ m interposed, and liquid phase diffusion bonding was performed under a stress of 1 to 20 MPa for 30 seconds to 60 minutes.
  • a round bar tensile test piece having a parallel part diameter of 6 mm ⁇ was collected, and all the tensile tests were performed at room temperature to confirm that the strength was 600 MPa or more.
  • a cross section at the center position of the test material having a cross section perpendicular to the joint surface is exposed by cutting, and the center of the joint portion is identified from the structure as a reference position in the cross section, and is separated by 10 mm at intervals of 0.1 mm.
  • the hardness was continuously measured up to the base material with a load of 100 g. Within the above experimental conditions, the joint center showed a value close to the maximum hardness. Hardness tended to decrease gradually from here to the base material.
  • the absolute value of the difference between the maximum hardness of the joint and the hardness at a position 5 mm away was evaluated as the hardness distribution of the liquid phase diffusion bonded joint, that is, the uniformity of strength. Industrially, when this value changes by 100 or more, the joint characteristics become non-uniform, and the fatigue strength of the laser-peened common rail is affected as a part.
  • the hardness difference is expressed as ⁇ Hv (100 g), and the relationship with the grain boundary segregation B parameter TLB value is shown in FIG. If the TLB value is 0.001 or more, ⁇ Hv is 100 or less, and it is clear that the homogeneity of the joint is maintained.
  • Each coefficient of the TLB parameter equation was experimentally determined from the chemical components of various dissolved materials so that the correlation of FIG. That is, by managing the parameter TLB value, the strength uniformity of the joint part, specifically, the hardness difference ⁇ Hv value in the non-heat treated joint after the liquid phase diffusion bonding is obtained in the steel material satisfying the above chemical component range. It became possible to obtain a joint of 100 or less.
  • the liquid phase diffusion bonding joint thus obtained needs to obtain a toughness of 47 J or more at 0 ° C. in order to prevent the joint from brittle fracture at the same time as the uniformity of strength.
  • a 2 mm U-notch Charpy impact specimen was collected from the test piece, and the absorbed energy was measured by processing the notch in the joint part according to the method described in JISZ2202, it could exceed 47 J if the TLB value was 0.001 or more. understood.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the TLB value and the tensile strength. If the TLB value is 0.001% or more, it can be seen that the steel having the chemical component defined in the present invention has a tensile strength of 600 MPa or more. The tensile test was performed according to JISZ2241.
  • FIG. 6 is an enlarged view of a cross section around the opening of the branch hole 6 to be reinforced in the common rail 1.
  • the area indicated by the line segments g1 to g (periphery of the opening) with the corner egf in FIG. Laser peening is performed on the inner surface of the rail hole 5 located in the portion 23. Thereafter, the material in the vicinity of the opening peripheral portion 23 is removed to form a processed shape having a curve g1g2g3. Thereby, fatigue strength is increased.
  • the opening peripheral portion 23 of the branch hole 6 is an area where the distance from the center of each branch hole 6 on the inner surface 22 of the rail hole is within five times the diameter d2 of the branch hole 6 (see FIG. 1). A region where the distance from the opening of the rail hole inner surface 22 within the branch hole inner surface 21 is within 0.3 times the diameter d1 (see FIG. 1) of the rail hole 5, and the branch hole 6 and the rail hole 5 sandwiched between them. Say the connection surface.
  • the laser peening process requires (i) using a laser beam having a high peak power density and (ii) installing a transparent medium such as water near the irradiated surface.
  • the peak power density on the irradiated surface is set to 1 to 100 TW / m 2 .
  • the laser device preferably uses a pulse laser that oscillates intermittently with a pulse time width of about 10 ps to 100 ns and a pulse energy of about 0.1 mJ to 100 J.
  • Such a laser device is an Nd: YAG laser, but any laser device that satisfies the above condition (i) may be used.
  • the plasma generated by the irradiation of the pulse laser beam having a high peak power density is suppressed from being expanded by a transparent medium such as water existing in the vicinity of the irradiation surface, Plasma pressure is increased.
  • a transparent medium such as water existing in the vicinity of the irradiation surface
  • FIG. 7 shows the result of measuring the distribution of residual stress in the depth direction using an X-ray residual stress measuring device after performing a laser peening process on a flat specimen prepared using a steel material having a tensile strength of 1000 MPa. Show. The stress distribution in the depth direction was measured while removing the steel material successively by electrolytic polishing.
  • the apparatus shown in FIG. 8 (plan view) and FIG. 9 (front view) was used, and the laser beam 32 was irradiated from the laser beam oscillation device 31 onto the test piece 37 immersed in the water tank 35.
  • a second harmonic (wavelength: 532 nm) of an Nd: YAG laser having good permeability in water was used.
  • the laser beam 32 is condensed by a condensing lens 33 made of a convex lens having a focal length of 100 mm, and is irradiated onto a test piece 37 through an optical window 34.
  • the shape of the beam spot on the test piece 37 was set to a circle having a diameter of 0.8 mm.
  • the pulse energy of the laser was set to 200 mJ, and the peak power density was set to 40 TW / m 2 .
  • the pulse time width was 10 ns and the pulse repetition frequency was 30 Hz.
  • FIG. 10 shows a method of superimposing the beam spot of the pulse laser.
  • the average value of the number of times of irradiation with the pulse laser beam for the same point is set to 25, the interval between adjacent beam spots in the same scanning region Li, and the center line of adjacent scanning regions (for example, L1 and L2 in FIG. 10). The distance between them was processed to be equal. Further, the formation of the scanning region was continuously performed as “L 1 ⁇ L 2 ⁇ L 3 ⁇ ...” In FIG. Referring to the measurement result of FIG. 7, the compressive stress is introduced to a depth of about 0.6 mm. Further, because of the superposition method shown in FIG. 10, the compressive stress in the Y direction in FIG. 10 is selectively strengthened.
  • the residual stress in the Y direction was ⁇ 783 MPa at a depth of 30 ⁇ m, and the residual compressive stress was maximum.
  • the residual stress on the workpiece surface is ⁇ 656 MPa, and it cannot be said that the residual stress on the surface can be sufficiently strengthened. This is because when the surface of the sample is irradiated with a laser beam, the vicinity of the surface area of the irradiated spot is melted and re-solidified.
  • the surface layer of the material in the region including the treated surface is removed.
  • the removal of the material by mechanical polishing or the like may leave a tensile stress on the surface after removal and adversely affect the fatigue characteristics. Therefore, an electrolytic polishing method or a fluid polishing method is desirable as the removal method.
  • polishing proceeds by installing an etching solution in the peripheral portion 23 (FIG. 6) of the opening, and in many cases, energizing while pressing a spherical protrusion.
  • polishing is performed by passing a liquid containing an abrasive through the rail hole 5 and the branch hole 6.
  • polishing proceeds concentrically around the axis of the branch hole 6.
  • this removal process it is possible to remove the vicinity of the surface layer in which the stress is shifted to the tension side by the laser peening process and the stress is shifted to the tension side, and the residual stress value is slightly smaller than the part entering the inside of the material.
  • the stress concentration factor is relaxed by the change in the shape of the opening peripheral portion 23, and the maximum load stress during actual use is reduced. The present inventors have found that these combined effects greatly improve fatigue strength.
  • the pulse energy of the laser beam is set in the range of 1 mJ to 10 J for the following reason.
  • the depth at which the compressive stress is introduced by the laser peening treatment is too small, the residual compressive stress on the new surface after removal becomes small. End up.
  • the depth at which the compressive stress is introduced becomes shallower as the pulse energy becomes smaller. This is because the three-dimensional diffusion of laser pulse energy input from the workpiece surface increases as the pulse energy decreases. Due to this limitation, it is preferable to process with a pulse energy of 1 mJ or more in the method of the present invention.
  • the upper limit of the pulse energy is preferably 10 J or less in consideration of the beam cross-sectional area of the laser beam that can be passed through the rail tube of the common rail and the light resistance strength of the optical element.
  • the necessary laser peening treatment area and material removal area are (i) the tensile stress distribution around the opening of the branch hole when the internal pressure fluctuates and (ii) how much the stress concentration is mitigated.
  • Dependent Tensile stress distribution, strength of a steel material, operating pressure, the diameter d 1 of the rail holes 5, the diameter d 2 of the branch holes 6, depending on the like. Although this distribution can be estimated based on finite element method calculation or the like, general guidelines for the processing area will be described below.
  • the maximum value of the tensile stress in the branch hole opening peripheral portion 23 due to the internal pressure fluctuation load during actual use is the cross section including the axis of the branch hole 6 and along the longitudinal direction of the rail hole 5 In the above, it occurs in the vicinity of the connecting portion between the inner surface 21 of the branch hole and the surface subjected to the removal processing.
  • the principal stress direction is the circumferential direction of the rail hole 5.
  • a high compressive stress is introduced into the region including the point taking this maximum value, which is represented by the following equations (2) and (2 ′).
  • FIG. 12 shows an effective beam spot superimposing method.
  • the beam spot is scanned in a plane including the central axis of the branch hole 6, and the beam spot is scanned a plurality of times while moving the position in the circumferential direction of the branch hole 6.
  • This process was devised based on the fact that the stress in the Y direction in FIG. 10 is selectively strengthened by the process shown in FIG. 10 as shown in FIG.
  • the scanning direction is not limited to a plane including the central axis of the branch hole 6. For example, as shown in FIG.
  • a beam spot is scanned in a plane including the longitudinal direction of the rail hole 5 and the longitudinal direction of the branch hole 6, and a plurality of beam spot scans are performed while shifting the position in the circumferential direction of the rail hole 5.
  • the same effect can be obtained by the method of performing the process once.
  • the removal of the material for the purpose of removing the surface portion of the material whose stress is shifted to the tensile side by melting and re-solidifying by the laser irradiation and giving a large compressive stress to the material surface is also the above formula (2). It is desirable to remove so as to include the regions represented by the formula (2) and the formula (2 ′).
  • the removal thickness is defined for each point on the surface after removal as follows.
  • the removal thickness at a certain point on the surface after removal is defined as the minimum value obtained by selecting the point having the smallest distance from the point on the surface after removal as considered from the surface before removal.
  • the branch hole sectional view of FIG. 14 will be described as an example.
  • a curved line ejf indicated by a dotted line is a line before removal
  • a curved line from e through k 1 and k 2 to f is a line after removal.
  • the removal thickness at line k 1 point after removal is represented by t 1
  • removal thickness at two points k is represented by t 2.
  • a two-dimensional cross-sectional view is taken as an example, but the actual removal thickness is defined by capturing the lines before and after removal considered in FIG.
  • the removal thickness in the laser peening treatment area is set within the following range.
  • the removal thickness at each point on the surface after removal is set to 0.01 mm or more.
  • the compressive stress introduced by laser peening tends to decrease as the depth from the surface increases. For example, from the depth distribution of the stress in the Y direction in FIG. 7, it is expected that if the material is removed from the surface to a depth of about 0.1 mm or more, the surface stress after removal becomes rather smaller than before removal.
  • the Decreasing the compressive stress in the depth direction can be reduced by increasing the pulse energy (200 mJ under the conditions of FIG. 7). That is, it is possible to obtain a larger removal thickness by increasing the pulse energy, but it is still effective that the removal thickness is about 0.3 mm or less.
  • FIG. 15 shows the definition of the curvature radius R. Diameter of branch hole ⁇ 0.5 ⁇ Distance from center of branch hole ⁇ Diameter of branch hole ⁇ 0.6 (3)
  • the actual cyclic loading stress during use it is often a maximum near the g 2 points. If laser peening processing is performed from both the inner surface 21 of the branch hole 6 and the inner surface 22 of the rail hole 5, the compressive stress introduced by the processing of each surface is added, and the absolute value of the compressive stress at two points is obtained. It can be pulled up and higher fatigue strength is achieved.
  • the depth h of the processing range shown in FIG. 16 is based on the position of a circle formed by the rail hole inner surface 22 and the branch hole inner surface 21 intersecting. About 20% of the rail hole diameter d 1 is sufficient.
  • the irradiation method performed only from the inner surface 22 of the rail hole 5 has an advantage that the apparatus can be simplified because the mirror tilting mechanism and the like necessary for processing the inner surface 21 of the branch hole 6 are not required.
  • FIG. 17 is a schematic diagram showing an example of the second policy.
  • the angle egf indicated by the dotted line is the cross section at the time of penetration processing
  • the alternate long and short dash line is the cross section after chamfering
  • the curve from e through k 3 , k 4 to f is subjected to laser peening treatment, and further material removal is performed.
  • This is the final processed shape obtained after
  • the above-mentioned first measure is applied to the case where the removal thickness from the point of penetration processing indicated by t 1 and t 2 to the final machining shape exceeds 0.3 mm, Is subjected to laser peening treatment from the surface of the corner egf indicated by a dotted line, and then the final processed shape (curve ek 3 k 4 f in FIG.
  • the chamfering performed before the laser peening treatment is performed for the purpose of relaxing the stress concentration factor of the tensile stress applied to the periphery of the branch hole opening due to the internal pressure fluctuation load during actual use. Therefore, it is effective to include a region in the vicinity where the stress is maximum, that is, a region represented by the above-described equations (2) and (2 ').
  • the stress concentration around the opening of the branch hole 6 is relaxed, but the maximum value of the stress distribution is still on the inner surface of the branch hole on the cross section including the axis of the branch hole 6 and along the longitudinal direction of the rail hole 5. It occurs near the connection part of the surface that has been subjected to removal processing.
  • the above-described removal of the material performed for the purpose of eliminating the laser processing region around the branch hole opening and the surface where the melting and resolidification due to the laser irradiation and the stress is shifted to the tension side is also described above. It is desirable to include a region represented by the formulas (2) and (2 ′).
  • the thickness to be removed is preferably 0.01 mm or more and 0.3 mm or less in the laser processing region. From the viewpoint of suppressing the reduction of the compressive stress on the surface after removal due to the removal of the material, the removal thickness after the laser peening treatment is reduced to 0 by performing chamfering before the laser peening treatment to near the final processed shape. A particularly preferable range is to keep it small to 1 mm or less.
  • Common rails are often made of high-strength steel. Therefore, it is preferable to use a liquid that does not rust steel, such as alcohol (methyl alcohol or ethyl alcohol), as the transparent liquid placed on the laser beam irradiation surface. Or, by using a liquid in which methyl alcohol and ethyl alcohol are mixed with water in an arbitrary distribution, or a liquid containing rust inhibitor in pure water, tap water, or mineral water, the common rail is prevented from rusting. May be.
  • the rust preventive agent there is no problem with a commercially available rust preventive agent, but when a colored one is used, it is preferable to set the concentration of the rust preventive agent within a range in which laser light can pass through the liquid.
  • the maximum principal stress is applied during internal pressure loading in order to eradicate the inevitable inclusion-initiated fatigue failure with high-strength materials by assembling steel materials with strengths exceeding 600 MPa originally by liquid phase diffusion bonding with low process costs.
  • laser peening around the branched holes it is possible to provide an inexpensive common rail that can withstand a very high pressure of 2000 atmospheres or more for the first time.
  • Ni, Co, and Cu are all ⁇ -stabilizing elements, and are elements that improve the hardenability by lowering the transformation point of the steel material and promoting low-temperature transformation.
  • Ni, Co, and Cu each have a content of 0.01% or more, and the above-described effects can be obtained.
  • the Ni content is preferably in the range of 0.01 to 2.0%, and the Co and Cu contents are preferably in the range of 0.01 to 1.0%.
  • both are expensive elements, and from the viewpoint of industrial production, Ni should be included in the steel in the range of 0.05 to 1.0%, and Co and Cu should be included in the range of 0.05 to 0.5%. Is preferred.
  • W is an ⁇ -stabilizing element and exhibits remarkable solid solution hardening. This effect is acquired when 0.01% or more of W is contained.
  • B and P which are diffusion atoms of the liquid phase diffusion bonding, and borides or phosphides are generated, and the toughness of the joint may be deteriorated. Therefore, the upper limit of the W content is limited to 2.0%. However, when considering the grain boundary segregation, the upper limit of the content is preferably 1.0%.
  • Zr, Nb, and V precipitate fine carbides and increase the strength of the material. All are effective when the content is 0.001% or more.
  • the upper limit values of Zr and Nb are set to 0.05%, and the upper limit value of V is set to 0.5%.
  • the upper limit of the content of these elements is preferably 0.035% for Nb and Zr, and 0.3% for V when avoiding the formation of borides or phosphides at grain boundaries.
  • sulfide form control elements such as Ca, Mg, and Ba and rare earth elements such as Y, Ce, and La all have high affinity with S, an impurity in steel, and suppress the generation of MnS that affects the toughness of steel.
  • Ca, Mg, and Ba are required to have a content of 0.0005%, and Y, Ce, and La that have a large atomic weight must have a content of 0.001%.
  • Ca, Mg and Ba produce coarse oxides with a content of 0.005% or more to reduce toughness
  • Y, Ce and La produce coarse oxides similarly with a content of 0.05%. In order to reduce toughness, these contents are set to the upper limit.
  • the manufacturing process of the steel material of the present invention can be applied not only to an integrated steelmaking process using a normal blast furnace and converter, but also to an electric furnace manufacturing method and a converter manufacturing method using a cold iron source. Furthermore, even if it does not go through a continuous casting process, it can also be produced through a normal casting and forging process, as long as it satisfies the chemical component range and the formula restrictions prescribed in the present invention, The manufacturing method can be expanded. Moreover, the shape of the steel material to be manufactured is arbitrary, and can be implemented by a molding technique necessary for the shape of the member to be applied.
  • this steel is also excellent in weldability and suitable for liquid phase diffusion bonding, if it is a structure including a liquid phase diffusion bonding joint, a structure in which welding is applied in part or in combination Manufacture of the body is possible and does not interfere with the effects of the present invention.
  • a method for manufacturing a common rail in which a rail hole is formed in a central portion and a plurality of branch holes that open to the rail hole are formed in a cylindrical wall portion that surrounds the rail hole.
  • C 0.01 to 0.3%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.01 to 3.0%
  • B 0.0003 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.01%
  • Al more than 0.01 to 0.5%
  • Ti 0.01 to 0.05%
  • P 0.03% or less
  • S limited to 0.01% or less
  • O limited to 0.01% or less
  • the total sum of As, Sn, Sb, Pb, Zn, which are grain boundary segregation embrittlement elements, is limited to 0.015% or less
  • a liquid phase in which the balance is inevitable impurities and Fe, and the TLB value represented by the formula (1) is 0.001% or more.
  • a common rail in which a rail hole is formed in a central portion and a plurality of branch holes that open to the rail hole are formed in a cylindrical wall portion surrounding the rail hole is a material for the common rail.
  • C 0.01 to 0.3%
  • Si 0.01 to 0.5%
  • Mn 0.01 to 3.0%
  • B 0.0003 to 0.01 %
  • N 0.001 to 0.01%
  • Al more than 0.01 to 0.5%
  • Ti 0.01 to 0.05%
  • P 0.03% or less
  • S 0 .01% or less
  • O restricted to 0.01% or less
  • the total of As, Sn, Sb, Pb, and Zn, which are grain boundary segregation embrittlement elements, is restricted to 0.015% or less, and the remainder is inevitable.
  • the curvature radius of the shape line in the periphery of the opening of the branch hole in the cross-section along the longitudinal direction of the rail hole including the central axis of the branch hole is the shape of the shape in the periphery of the opening of the branch hole
  • the common rail has a compressive stress value of ⁇ 200 MPa or more perpendicular to the longitudinal direction of the rail hole in the cross section at each point of the satisfied region and 15 ⁇ m or more.
  • the common rail illustrated in FIG. 18A and FIG. 18B was prototyped as follows. First, a rail body 51 having a length of 230 mm, a width of 40 mm, and a thickness of 30 mm, and a holder 52 having a height of 25 mm, an outer diameter of 24 mm, and a thickness of 4 mm were prepared.
  • the rail main body 51 and the holder 52 are made of a steel material in the chemical composition range of the present invention in a laboratory scale vacuum melting or vacuum melting of 100 kg to 300 tons in an actual steel plate manufacturing facility, or a normal blast furnace-converter-external refining- It was manufactured by degassing / trace element addition-continuous casting-hot rolling, and processed and molded into the shapes shown in FIGS.
  • a rail tube having an inner diameter of 10 mm ⁇ is machined in the center in the longitudinal direction of the rail body 51, and then a guide groove for determining a holder joining position having a depth of 4 mm and a width of 7 mm is machined, and then the holder 52 is to be joined.
  • a branch hole 6 having a diameter of 1 mm was formed on the center axis of the holder toward the rail tube. Further, the holder 52 was processed to attach a branch pipe for fuel distribution having a maximum thread height of 2 mm to the inner diameter side.
  • the end face of the joint between the rail body 51 and the holder 52 is ground and degreased to Rmax ⁇ 100 ⁇ m, and the two end faces are made to face each other to form a pair of joint test pieces, and high-frequency induction heating having an output of 150 kW.
  • Liquid phase diffusion bonding was performed using a tensile / compression tester equipped with the apparatus. That is, the thickness of the Ni-base-B system and Fe-base-B system capable of realizing liquid phase diffusion bonding at 1000 to 1300 ° C. between the bonding surfaces is substantially 50% or more amorphous.
  • the whole test piece was heated to a required bonding temperature with an amorphous foil of 20 to 50 ⁇ m interposed, and liquid phase diffusion bonding was performed under a stress of 1 to 20 MPa for 30 seconds to 60 minutes.
  • chamfering processing was performed to take the edge of the opening end portion on the rail tube side of the branch hole 6 of the rail body 51 before the laser peening process described below.
  • polishing was performed concentrically around the axis of the branch hole 6 while energizing while pressing the spherical protrusion.
  • the width p 1 and the depth p 2 of the chamfered region were changed as shown in FIG. Incidentally, p 1 is expressed as ratio to the diameter d 2 of the branch hole.
  • FIG. 20 illustrates a state in which the irradiation head 61 of the laser processing apparatus used for the processing is inserted into the rail hole 5.
  • the irradiation head 61 supported by a support rod 67 that can move in the longitudinal direction of the rail hole 5 and can rotate about the central axis has a condenser lens 63 and a mirror 64 attached to a pipe 62.
  • Reference numeral 71 denotes a protrusion.
  • a mirror 64 is a so-called rod-shaped mirror having a shape obtained by obliquely cutting a cylinder, and is bonded to a mirror base 65.
  • the laser beam 57 guided through the rail hole 5 of the common rail 1 is bent by the condensing lens 63 and then reflected by the mirror 64 to reach the condensing point 66. Since water is present on both sides of the condenser lens 63, it is preferable to use a material having a high refractive index in order to obtain sufficient bending. At the same time, a material having durability against a laser beam having a high peak power density is preferable. Therefore, in this example, sapphire was used as a lens.
  • a pair of notches 68 and 69 are provided in the pipe 62, and a ring-shaped seal member 70 is provided around the pipe 62.
  • the seal member 70 generates a water flow in the pipe 62 that flows from one notch 68 to the other notch 69, thereby protecting the mirror 64 surface from contamination.
  • a second harmonic (wavelength 532 nm) of an Nd: YAG laser excellent in water permeability or a second harmonic (wavelength 532 nm) of an Nd: YVO4 laser was used as the laser beam.
  • the time widths of the pulse laser beam were 10 ns and 1 ns, respectively.
  • the laser treatment was performed while changing the pulse energy and the spot diameter.
  • the Nd: YAG laser was used for processing with a pulse energy of 10 mJ or more, and the Nd: YVO4 laser was used for processing with a pulse energy of less than 10 mJ.
  • the spot shape at the irradiation point was set to be substantially circular, and the peak power density was set to 50 TW / m 2 .
  • the beam spot is scanned in a plane including the central axis of the branch hole 6, and the beam spot is scanned in the circumferential direction of the branch hole 6.
  • Laser treatment was performed by a method that was performed multiple times while moving. The laser treatment was performed in the region indicated by the equations (4) and (4 ′), and the treatment was performed while changing p 3 and p 4 . 21 shows defined treatment zone of p 3 and p 4 (the hatched portion).
  • FIG. 21 shows only the laser processing region on the a side, but in the actual processing, laser processing was performed on the b side opposite to the a side across the branch hole in the same manner as the a side.
  • the material was removed by electropolishing. While energizing while pressing the spherical protrusions, concentric polishing was performed around the axis of the branch hole 6.
  • ratio to the diameter d 2 of the branch hole width of the area to be electropolished changed p 5 and removal thickness p 6.
  • the definition of the removal thickness is as described above with reference to FIG.
  • the maximum value Rm of the curvature of the shape line of the branch hole in the region satisfying the above-mentioned formulas (2) and (2 ′) on the cross section along the longitudinal direction of the rail hole including the central axis of the branch hole was evaluated. .
  • the parameters (p 1 , p 2 , p 5 , p 6 , Rm) relating to the shape of the opening after electropolishing in the present embodiment described above are the common rails that are not subjected to each level of fatigue test, and the central axis of the branch hole After obtaining a cross section along the longitudinal direction of the rail hole by cutting and polishing, the shape was obtained by observing the shape using an optical microscope.
  • the common rail manufactured by the above method was set in an internal pressure fatigue test apparatus via a fixing jig separately processed and attached, and an internal pressure fatigue test was performed 10 million times at 15 Hz at a maximum injection pressure of 300 MPa.
  • the screw that closes the opening end of the upper part of the holder was selected so as to match the shape of the screw machined on the inner diameter side of the holder and fastened with a maximum torque of 3 tons to reproduce the actual use environment in the engine.
  • Table 1 shows the fatigue test results.
  • Table 2 shows steel materials according to the chemical composition range of the present invention used in this example, and Table 3 shows mechanical properties of each steel material shown in Table 2.
  • the numbers indicating the steel material components in Table 1 correspond to the numbers shown in Table 2.
  • Table 1 also shows the result of measuring the residual stress ⁇ A in the rail hole circumferential direction at the point m 1 in FIG.
  • the residual stress ⁇ A was measured using an X-ray residual stress measuring device by cutting out a portion 24 including one branch hole from the common rail not subjected to the fatigue test at each level, as shown in FIGS. 18A and 18B. In this cutting process, cutting was performed at a position away from the opening on the rail hole side of the branch hole 6 so that the residual stress introduced by laser peening did not change.
  • the cut-out size was 40 mm in the length in the rail hole longitudinal direction, and was cut along a plane perpendicular to the axis of the branch hole and including the axis of the rail hole.
  • the beam diameter for X-ray stress measurement was 0.1 mm.
  • TS indicates the tensile strength (kN / mm 2 ) of the liquid phase diffusion bonded joint at 25 ° C.
  • CH indicates the absorbed energy (J) in the Charpy test of the liquid phase diffusion bonded joint at 0 ° C.
  • ⁇ Hv indicates the absolute value of the difference between the maximum hardness of the joint and the hardness at a position 5 mm away (value of the Vickers hardness test with a load of 100 g).
  • Condition number 126 in Table 1 is a conventional example in which laser peening was performed but polishing was not performed thereafter.
  • Condition numbers 106, 108, 111, 114, 116, and 119 were polished after the laser peening process.
  • a significant effect is obtained over the conventional example.
  • Condition 106 is an example in which since the pulse energy is insufficient, the depth at which compressive stress is introduced in the laser peening process is small, and ⁇ A after electropolishing is small, so that the fatigue strength improvement effect is small. . On the other hand, in any of the conditions 101 to 105 where the pulse energy is 1 mJ or more, the fatigue strength improving effect is obtained.
  • Conditions 108 and 111 are examples where the laser treatment region was too small, and the effect of reducing the tensile stress in the region where the load during the internal pressure fatigue test was large was not sufficient, and the effect of improving the fatigue strength was small.
  • the fatigue strength improving effect is obtained. That is, it is desirable to take the laser processing region so as to include the region represented by the above formulas (2) and (2 ′).
  • Condition 114 is an example in which the area of electropolishing was too small, the effect of reducing the stress concentration factor in the area where the load during the internal pressure fatigue test was large was not sufficient, and the effect of improving fatigue strength was small. It can be seen that although the electropolishing was performed, the Rm was not significantly different from the conventional example of the condition 126. On the other hand, under the same laser pulse energy conditions as in the condition 114 and in the conditions 103, 112, and 113 where p5 ⁇ 0.6, the fatigue strength improving effect is obtained.
  • Condition 116 is an example in which the thickness of electropolishing was too large at 0.4 mm, and as a result of removing the depth where compressive stress was introduced by laser peening, ⁇ A after electropolishing was reduced and the effect of improving fatigue strength was small It is.
  • Condition 119 was that the thickness of electropolishing was too small at 0.005 mm, so that the effect of eliminating the surface where the stress was shifted to the tensile side due to laser irradiation was insufficient, and stress concentration due to electropolishing was not sufficient. This is an example in which the fatigue strength improvement effect was small because the relaxation was not sufficient. It can be seen that both Rm and ⁇ A were not significantly different from the conventional example of the condition 126.
  • the effect of increasing the compressive stress on the surface and the effect of relaxing the stress concentration factor due to the shape change act in combination, and a great improvement in fatigue strength can be obtained over the prior art. From the result of this test, it can be seen that the condition that the absolute value of ⁇ A is 200 MPa or more and Rm ⁇ 15 ⁇ m is effective for this purpose.
  • Table 4 shows each component of the steel material deviating from the chemical composition range of the present invention
  • Table 5 shows the mechanical properties of each steel material shown in Table 4. These are examples in which the liquid phase diffusion joint characteristics of the steel material and the hardness uniformity of the joint cannot be achieved, and even if laser peening is performed, the steel material itself or the liquid phase diffusion joint joint loses resistance to internal pressure fatigue.
  • the index, ⁇ Hv (100 g) showing the components of each steel material, the characteristics of the liquid phase diffusion bonding joint, and the hardness uniformity in the vicinity of the joint.
  • the laser peening treatment was performed under the condition of condition number 122 shown in Table 1.
  • Steel No. 51 is an example in which C is excessive and the toughness of the liquid phase diffusion bonding joint cannot be obtained (the fatigue characteristics of the joint are lower than the branch hole opening subjected to laser peening).
  • No. 52 steel has Si and No. 53 steel has excessive Mn, and a large amount of MnO-SiO 2 complex oxide is produced in the liquid phase diffusion joint. As a result, the toughness of the joint is reduced. This is an example in which it is lower than the branch hole opening subjected to laser peening.
  • the amount of Ti added is excessive, carbon nitride containing Ti is produced in a large amount in the joint, the joint toughness is lowered, and the fatigue characteristics of the joint are lower than the branch hole opening processed by laser peening.
  • 62 is an example in which the amount of W added is excessive and a large amount of boride is generated in the joint, the toughness is lowered, and the fatigue characteristics of the joint are lower than those of the branch hole opening processed by laser peening.
  • Steel No. 63 is an example in which V is excessive, coarse V carbide is generated in the joint joint, the toughness is lowered, and the fatigue characteristics of the joint are lower than the branch hole opening subjected to the laser peening treatment.
  • No. 64 steel and No. 65 steel each have excessive amounts of Zr and Nb, both of which generate a large amount of their respective carbides in the jointed joint, resulting in a decrease in toughness, and the fatigue characteristics of the joint are more than the branch hole opening subjected to laser peening treatment.
  • the present invention is applied to a steel material such as a common rail as a manufacturing method for improving the fatigue strength of a portion where the diameter is extremely changed in a machine part through which a fluid passes or a portion where a stress concentration is likely to occur such as a pipe end. it can.

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Abstract

　本発明のコモンレールの製造方法は、Ｃ：０．０１～０．３質量％、Ｓｉ：０．０１～０．５質量％、Ｍｎ：０．０１～３．０質量％、Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、Ｎ：０．００１～０．０１質量％、Ａｌ：０．０１超～０．５質量％、Ｔｉ：０．０１～０．０５質量％の化学成分を含有し、Ｐが０．０３質量％以下に制限され、Ｓが０．０１質量％以下に制限され、Ｏが０．０１質量％以下に制限され、Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和含有量が０．０１５質量％以下に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含有し、ＴＬＢ値が０．００１％以上であるコモンレール本体及び前記ホルダーを備え、前記製造方法が、インサートメタル挿入工程と；液相拡散接合工程と；レーザピーニング処理工程と；表層除去工程と；を備える。

Description

コモンレールの製造方法およびコモンレール
　本発明は、ディーゼルエンジンの蓄圧式燃料噴射システムにおけるコモンレールの製造方法およびその製造方法により部分強化されたコモンレールに関する。
　本願は、２００９年３月１２日に、日本に出願された特願２００９－０５９９１８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　流体通路を持つ機械部品において、流体が通過する管の端や、径が極端に変化する部位においては応力集中が発生しやすく、流体の圧力変動の結果として生ずる疲労破壊が問題となることがある。
　コモンレールは、ディーゼルエンジンの蓄圧式燃料噴射システムにおいて燃料の軽油を圧送するポンプとインジェクターとの間に位置し、軽油を蓄圧するパイプ状の部品である。図１は、コモンレール１の断面の概略を示している。レール穴５がコモンレール１の主なるパイプであり、軽油を蓄圧する役割を有する。レール穴５には垂直に開口する分岐穴６が複数個配設され、分岐穴６を通って各インジェクターに軽油が圧送される。レール穴５の内径ｄ１は１０ｍｍ程度、分岐穴６の内径ｄ２は１ｍｍ程度である。エンジンの作動に伴い、軽油が周期的に圧送され、コモンレール１内の軽油の圧力が周期的に変動する。この際、図１のレール穴５および分岐穴６には、周期的に周方向の引張応力に変動が生じる。図２は、分岐穴６の開口周辺部である分岐穴６の内面とレール穴５の内面との境界周辺部を拡大して示している。分岐穴６開口周辺部の中でも特に、分岐穴６の、レール穴５の長手方向に平行となる直径の両端近傍７では、両穴５、６の引張応力が合成される。このため、他の部分よりも大きな引張応力が発生し、内圧の変動により疲労破壊しやすいという問題がある。内圧の変動に対する疲労強度（内圧疲労強度）を向上させれば、燃料の高圧噴射が可能となり、排気ガスのクリーン化や燃費の向上につながるため、疲労強度向上が望まれている。
　従来、このような疲労強度の向上に向けたアプローチとしては、一般的に高強度の鋼材を用いることでコモンレールの疲労強度を高める方法が採られている。しかしながら、このような方法においては、素材の高強度化による成形性や加工性の低下、高性能化に伴うコストの増大の問題が発生している。そのため例えば、特許文献１には、従来の鍛造一体成形及び機械加工によるコモンレールの製造方法に代替する製造方法として、液相拡散接合による溶接コモンレールに関する発明が開示されている。さらに特許文献２には、接合時の制御冷却が不要である液相拡散接合に適した鋼材に関する発明が開示されている。しかし、これらの特許文献に開示されている鋼材は、引張強度が６００ＭＰａ程度の鋼材であり、近年指向されている高燃費性能を実現するための１５００気圧やさらには２０００気圧を超えるコモンレールに使用するには強度不足である。また、熱処理等により鋼材強度を著しく向上させることは可能であるが、その場合には加工が困難であり、著しい生産コストの増大を招く。しかも、最大主応力部でＭｎＳ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ等の介在物や酸化物が加工の結果表面に露呈した場合は、内圧印加時の疲労破壊の起点となり、高強度コモンレールの安定生産を著しく阻害するという課題は解決できない。
　また、鋼材の強度を上げるというオーソドックスな方法のみならず、例えばコモンレールの強化について、特許文献３や特許文献４に開示されているように、流体研磨やコイニング加工の手法を用いて分岐穴開口端部のエッジを面取りして、応力集中を緩和する方法が知られている。また、圧縮応力付与による疲労強度向上も検討されている。近年開発が進められているレーザピーニングは、金属物体の表面に液体等の透明媒質を置いた状態で、その表面へ高いピークパワー密度を持つパルスレーザビームを照射し、そこから発生するプラズマの膨張反力を利用して、金属物体の表面近傍に非接触処理で残留圧縮応力を付与する技術であり、例えば特許文献５にその方法が開示されている。レーザビームは、コモンレールのレール穴内面、分岐穴内面等の狭隘部へも伝送可能であり、レーザピーニングはコモンレールの分岐穴開口部近傍へ高い圧縮応力を付与するための現状唯一の方法である。そこで、特許文献６に開示されたように、レーザピーニングをコモンレールへ適用するための効果的な方法について検討されている。
　特許文献６に開示された方法は、コモンレールの疲労強度を大きく向上させるが、装置、効果の観点から以下のような問題があった。レーザピーニング処理においてサンプル表面にレーザビームを照射すると、照射スポット部表層近傍が溶融・再凝固することにより、そのスポット部の表層近傍の圧縮応力が減少することが多い。この問題を回避するために、レーザビームを吸収する吸収材料層を設置する方法が知られているが、この吸収材料層をコモンレールの分岐穴開口部へ設置するには複雑な装置を必要とするため、同工程の省略がコストや生産性の観点から望まれる。
　特許文献５には、熱影響部を除去するための方法として、レーザ光照射面とその近傍に対向して設置した電極間にレーザで制御した放電を生じさせる方法や、レーザ照射面に接する透明液体として電解液を用い、レーザ照射中に照射面とその近傍に対向して設置した電極間で電解研磨を行う方法が開示されている。しかし、これらの方法は、レーザ照射の影響が大きいために、所望の加工形状を精度良く安定的に得ることが難しく、コモンレールの工業生産には適さない。また、特許文献６に開示されているように、パルスレーザのビームスポットの重畳面積割合を高めることで、上述の圧縮応力の減少の問題は緩和される。しかしながら、コモンレールの疲労強度の向上効果をさらに引き上げるためには、表層近傍の圧縮応力を最大限高める必要があり、別のアプローチが望まれている。
特開２００７－４０２４４号公報 特開２００４－８３９８０号公報 特開２００４－２０４７１４号公報 特開２００４－２７９６８号公報 日本国特許第３３７３６３８号公報 特開２００６－３２２４４６号公報
　本発明は、上記の問題を解決し、応力集中により疲労破壊の起点になりやすいコモンレールの分岐穴の開口部近傍をレーザピーニング処理にて部分的に強化することにより、安価な鋼材を用いて優れた疲労強度を持つコモンレールの製造方法およびコモンレールを提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するために以下の手段を採用した。
（１）本発明の第１の態様は、レール穴と、前記レール穴を囲む筒壁部に形成される分岐穴とが設けられるコモンレール本体と、前記分岐穴に連通する連通穴が形成されるホルダーとを備えるコモンレールの製造方法である。前記コモンレール本体及び前記ホルダーは、Ｃ：０．０１～０．３質量％、Ｓｉ：０．０１～０．５質量％、Ｍｎ：０．０１～３．０質量％、Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、Ｎ：０．００１～０．０１質量％、Ａｌ：０．０１超～０．５質量％、Ｔｉ：０．０１～０．０５質量％を含有し、Ｐが０．０３質量％以下に制限され、Ｓが０．０１質量％以下に制限され、Ｏが０．０１質量％以下に制限され、Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和含有量が０．０１５質量％以下に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、
TLB=(B%)-[(N%)/1.3-{(Ti%)/3.4+(Al%)/4.1}×(Al%)×52]・・・(1)
で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上である。このコモンレールの製造方法は、前記コモンレール本体と前記ホルダーとの間に、Ｂを少なくとも１質量％以上含有するＮｉ基またはＦｅ基のインサートメタルを挿入する挿入工程と；前記コモンレール本体と前記インサートメタルと前記ホルダーとを、接合温度１０００～１３００℃で３０秒以上の間１ＭＰａ以上の応力を負荷して保持して接合する液相拡散接合工程と；前記分岐穴の開口周辺部に位置する前記分岐穴の内面と前記レール穴の内面との境界周辺部の領域に、透明液体を存在させてパルスレーザビームを照射するレーザピーニング処理工程と；前記開口周辺部の表層を除去し、前記開口周辺部の疲労強度を高める表層除去工程と；を備える。
（２）上記（１）に記載のコモンレールの製造方法では、前記コモンレール本体と前記ホルダーとの少なくとも一方が、更に、Ｎｉ：０．０１～２．０質量％、Ｃｏ：０．０１～１．０質量％、Ｃｕ：０．０１～１．０質量％、Ｗ：０．０１～２．０質量％のうち１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）に記載のコモンレールの製造方法では、前記コモンレール本体と前記ホルダーとの少なくとも一方が、更に、Ｚｒ：０．００１～０．０５質量％、Ｎｂ：０．００１～０．０５質量％、Ｖ：０．００１～０．５質量％のうち１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）に記載のコモンレールの製造方法では、前記コモンレール本体と前記ホルダーとの少なくとも一方が、更に、Ｃａ：０．０００５～０．００５質量％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５質量％、Ｂａ：０．０００５～０．００５質量％のいずれかの硫化物形態制御元素、およびＹ：０．００１～０．０５質量％、Ｃｅ：０．００１～０．０５質量％、Ｌａ：０．００１～０．０５質量％のいずれかの希土類元素のうち、１種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法では、前記開口周辺部の材料の表層の除去は、電解研磨もしくは流体研磨によって行ってもよい。
（６）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法では、前記パルスレーザビームのパルスエネルギーが１ｍＪ～１０Ｊであってもよい。
（７）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法では、前記レーザピーニング処理を施す領域と前記表層を除去する領域が、それぞれ前記レール穴の内面において、
分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（２）
および
分岐穴の中心方向にレール穴の内面に線分を引いたときの該線分とレール穴の長手方向のなす角≦１０°・・・（２’）
を満足する領域を包含するものであって、除去する表層の厚みが（２）式および（２’）式を満足する領域において０．０１ｍｍ～０．３ｍｍであってもよい。
（８）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法では、前記開口周辺部の材料の表層の除去により、前記分岐穴の中心軸を含み前記レール穴の長手方向に沿った断面における前記分岐穴の開口部周辺部における形状線の曲率半径が、
分岐穴の直径×０．５≦分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（３）
を満足する領域の各点において、１５μｍ以上となってもよい。
（９）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法では、前記レーザピーニング処理を施す前に、前記開口周辺部を面取り加工してもよい。
（１０）上記（９）に記載のコモンレールの製造方法では、前記面取り加工を施す領域が、前記（２）式および（２’）式を満足する領域を包含してもよい。
（１１）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法では、前記レーザピーニング処理に用いる透明液体がアルコール又は防錆剤の入った水であってもよい。
（１２）本発明の第２の態様は、レール穴と、前記レール穴を囲む筒壁部に形成される分岐穴とが設けられるコモンレール本体と、前記分岐穴に連通する連通穴が形成されるホルダーとを備えるコモンレールである。前記コモンレール本体及び前記ホルダーは、Ｃ：０．０１～０．３質量％、Ｓｉ：０．０１～０．５質量％、Ｍｎ：０．０１～３．０質量％、Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、Ｎ：０．００１～０．０１質量％、Ａｌ：０．０１超～０．５質量％、Ｔｉ：０．０１～０．０５質量％の成分を含有し、Ｐが０．０３質量％以下に制限され、Ｓが０．０１質量％以下に制限され、Ｏが０．０１質量％以下に制限され、Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和含有量が０．０１５質量％以下に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、
TLB=(B%)-[(N%)/1.3-{(Ti%)/3.4+(Al%)/4.1}×(Al%)×52]・・・(1)
で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上であり、前記開口周辺部における形状が、前記分岐穴の中心軸を含み前記レール穴の長手方向に沿った断面における前記分岐穴の前記開口部周辺部における形状線の曲率半径が、
分岐穴の直径×０．５≦分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（３）
を満足する領域の各点において、１５μｍ以上となり、且つ、前記断面におけるレール穴の長手方向に垂直な圧縮応力値が－２００ＭＰａ以上である。
　上記（１）～（１１）に記載のコモンレールの製造方法によれば、拡散接合により母材を加工が容易な形状のブロック単位に分けてコモンレールを製造できるので、製造コストを安価にすることができる。また、コモンレールで疲労強度が問題となる分岐穴のレール穴側開口部周辺において、表面から高い圧縮応力が導入できると同時に、分岐穴開口部形状の改善により応力集中が緩和される。その結果、疲労強度を大きく向上させることができる。更に、上記（１２）に記載のコモンレールによれば、安価な鋼材を使用して燃料の高圧噴射を行うことが可能となり、排気ガスのクリーン化や燃費の向上が得られ、産業上有用な効果を奏する。
コモンレールのレール穴長手方向の断面図である。 コモンレールの分岐穴開口周辺部の平面図である。 コモンレールの製造過程を示す斜視図である。 ＴＬＢ値と、液相拡散接合継手の接合部と母材部（接合部から５ｍｍ離れた部位におけるＶｉｃｋｅｒｓ硬さ測定値）の硬度差の絶対値の関係を示す図である。 ＴＬＢ値と液相拡散接合継手の引張り強さの関係を示す図である。 コモンレールの分岐穴開口周辺部を示す断面図である。 レーザピーニング処理した試験片の残留応力を示すグラフである。 レーザビーム照射装置を示す平面図である。 図８の正面図である。 レーザビーム照射方法を示す平面図である。 分岐穴開口周辺部を示す斜視図である。 分岐穴開口周辺部のレーザ照射方法を示す説明図である。 分岐穴開口周辺部の異なるレーザ照射方法を示す説明図である。 分岐穴開口周辺部の材料除去前後の状態を示す断面図である。 分岐穴開口周辺部の断面形状を示す図である。 分岐穴開口周辺部のレーザ処理領域を示す斜視図である。 分岐穴開口周辺部の面取り加工を行った場合の材料除去後の状態を示す断面図である。 コモンレールの試験片を示す平面図である。 同コモンレールの試験片を示す正面図である。 分岐穴開口周辺部に対する面取り加工を示す断面図である。 レーザ加工装置の照射ヘッド部分を示す断面図である。 分岐穴開口周辺部に対するレーザ照射方法を示す断面図である。 分岐穴開口周辺部に対する電解研磨を示す断面図である。
　本発明者らは上記課題を解決するために検討を行った。その結果、液相拡散接合に適した特定の成分を有する高強度鋼材を、加工が容易な形状のブロック単位に分けて製造後、液相拡散接合し、さらに、疲労強度が問題となる分岐穴のレール穴側開口部周辺に対してレーザピーニング処理による圧縮応力導入後に電解研磨等によりレーザピーニング処理した部分を含む領域の材料を除去すれば、安価な鋼材を用いてコモンレールの疲労強度を大きく向上させられることが判った。ここで、液相拡散接合を用いて分岐穴の先に配管を固定するホルダーを接合することは、高強度鋼材の加工を容易にして工程コストを下げる。また、高強度材で致命的な、最大主応力部（分岐穴開口部位）に介在物または酸化物が露出する際に生じる疲労強度の低下を、コモンレール強化用に調整したレーザピーニングによって補完する。従って、従来にない高圧に耐えるコモンレールの製造を安価に実現できる。
　以下に、本発明の好ましい実施形態に係るコモンレールの製造方法およびコモンレールについて、図面に基づいて説明する。なお、本明細書および図面において、実質的に同一の機能構成を有する要素においては、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
　図１はコモンレール１の断面の概略を示している。筒壁部２内に形成されるレール穴５がコモンレール１の主なるパイプであり、軽油を蓄圧する役割を有する。レール穴５には、垂直に開口する分岐穴６が複数個配設されている。
　本発明では、コモンレール１を安価に製造するために、液相拡散接合による溶接を行う。具体的には、まず、図３に示すように、長手方向に貫通する管路１３を有するコモンレール本体１１と円筒形のホルダー１２とで形成されるリング状の接合面間に、液相拡散接合用の非晶質合金箔（インサートメタル）１５を介在させて、支管１４に円筒形のホルダー１２を連通させる。そして、抵抗溶接等により、合金箔１５とコモンレール本体１１とホルダー１２とを溶融圧接して、液相拡散接合を行い、継ぎ手部を形成する。なお、図３は、便宜上、１つの支管１４のみを示しているが、通常は、エンジン燃焼室の複数の噴射ノズルに対応する複数の支管１４を備えている。そして、ホルダー１２は、これらの支管１４と、エンジン燃焼室の噴射ノズルまで燃料を圧送するための配管とを接続するために、コモンレール本体１１の支管１４に対応して複数設けられている。このように形成されたコモンレール１において、図３の管路１３が図１のレール穴５に対応し、図３の支管１４の内部が図１の分岐穴６に対応する。液相拡散接合用の合金箔１５には、Ｂを少なくとも１％以上含有するＮｉ基またはＦｅ基のインサートメタルを用いる。また、コモンレール本体１１とホルダー１２との液相拡散接合は、接合温度１０００～１３００℃で３０秒以上の間１ＭＰａ以上の応力を負荷して保持することによって行われる。
　本実施形態では、液相拡散接合後の制御冷却を要さずとも十分な低温変態組織、すなわち材料の必要な部位あるいは全体にわたってベイナイトもしくはマルテンサイト変態を誘起させ得る焼き入れ性の高い材料を、予め継手設計の段階から選択する。即ち、液相拡散接合で形成される等温凝固継手部位においても十分に均質な組織を得られる合金組成の鋼材がコモンレール１の素材として用いられる。具体的には、上記した例で言えば、コモンレール本体１１とホルダー１２の素材として、以下に説明する液相拡散接合用鋼を用いる。以下に、液相拡散接合用鋼の化学成分について、好ましい含有量の範囲について説明する。なお、以下に述べる化学成分の含有量はいずれも質量％で示される。
　Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素である。含有量が０．０１％未満の場合では強度が確保できず、０．３％を超える場合では鋼材の強度が向上するものの、継手の靭性が確保できない。従って、Ｃの含有量は０．０１～０．３％の範囲に規定される。この範囲の含有量であれば、鋼材の組織制御は接合まま材でも可能である。ただし、炭素の効果を工業的に安定して得るためには、含有量が０．０５～０．３％であることが好ましい。
　Ｓｉは、鋼材の脱酸元素であり、通常Ｍｎとともに鋼の酸素濃度を低減する目的で添加される。同時に、Ｓｉは粒内強化に必要な元素であるため、その不足は鋼材の強度を低下させる。従って、本発明においても脱酸と粒内強化を主目的として所定量のＳｉを含有させる。Ｓｉの含有量が０．０１％以上であれば上述の効果を発揮し、０．５％を超える場合には鋼材そのものの脆化を招く場合がある。従って、Ｓｉの含有量は０．０１～０．５％の範囲に規定される。また、液相拡散接合継手においてＳｉＯ２を含む複合酸化物、例えばＳｉＯ２－ＭｎＯ、ＳｉＯ２－ＦｅＯ等が生成する虞があることから、Ｓｉの含有量は０．０１～０．３％であることが好ましい。
　Ｍｎは、Ｓｉとともに脱酸にも効用があるが、鋼中に添加することで鋼材の焼き入れ性を高め、強度向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．０１％以上の場合、上述の効果を発現するが、３．０％を超えると粗大なＭｎＯ系酸化物を晶出し、かえって液相拡散接合継手の靭性を低下させる場合がある。従って、Ｍｎの含有量は０．０１～３．０％の範囲に規定される。Ｍｎの含有量についても前記Ｓｉと同様にＳｉＯ２－ＭｎＯ生成の抑制の観点からは０．０１～２．０％であることが好ましい。
　Ｂは、微量で鋼の焼き入れ性を高めるのに極めて効果があるが、その含有量が０．０００３％未満では焼き入れ性向上効果は小さい。一方、Ｂの含有量が０．０１％を超える場合、炭硼化物を形成して、かえって液相拡散接合継手の焼き入れ性を低下させて継手強度が低下する。従って、Ｂの含有量は０．０００３～０．０１％の範囲に規定される。一方でＢは粒界偏析が著しく、接合後の冷却条件によっては粒界のみに限って脆化を招く場合があるため、その含有量が０．０００３～０．００５％であると好ましい。
　Ｔｉは、ＢよりもＮと結合する力が強く、Ｂより優先的にＮと結合する。したがって、Ｔｉは焼き入れ性に有効な固溶Ｂを確保するに重要な元素であるが、含有量が０．０１％未満の場合にはその効果は小さい。一方、Ｔｉの含有量が０．０５％を超える場合には、その効果は飽和するのみならず、粗大なＴｉ系炭窒化物が多数析出して靭性を低下させることになる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．０１～０．０５％の範囲に規定される。Ｔｉも硼化物を形成する元素であるため、含有量の上限値は可能であれば低く抑制すべきであり、好ましくは０．０１～０．０３％である。
　Ｎは、本実施形態において、上述のＢの効果を高めるためには低く抑制することが望ましい元素であるが、ＡｌやＴｉを添加している場合はこれらと結合してＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物を析出し、結晶粒を微細化し鋼の靭性を高めるのに有効である。Ｎの含有量が０．００１％未満の場合、その効果は小さい。また、Ｎの含有量が０．０１％を超える場合、Ｂと結合してＢＮを生成する傾向が強くなり、ＡｌまたはＴｉを大量に添加しないと固溶Ｂを獲得できない。すなわち、後で説明するＴＬＢ値を安定して０．００１以上とすることが困難となるので、Ｎの含有量は０．００１～０．０１％の範囲に規定される。なお、通常の製鋼工程でＮを安定的に０．００８％以上含有させることは工程上のコストが上昇するため、Ｎの含有量が０．００１～０．００８％であることが好ましい。
　Ａｌは、Ｎと結合して微細なＡｌＮを析出して結晶粒を微細化するとともに、Ｂを焼き入れ性に有効な固溶Ｂとして鋼中に確保するに重要な元素である。しかしながら、このような効果を発揮させるためにはＡｌの含有量が０．０１％超であることが好ましい。しかし、Ａｌの含有量が０．５％を超える場合、ＡｌＮが粗大化して鋼の靭性を低下させる。したがって、Ａｌの含有量は０．０１超～０．５％の範囲に規定される。ただし、ＡｌはＯとの親和力も高く、大量添加時には製鋼工程によっては粗大酸化物クラスターを生成し、継手の靱性を低下させる場合がある。従って、Ａｌの含有量は０．０１％超～０．３％であることが好ましい。
　なお、本鋼のような高強度鋼で靭性を高めるには、粒界への不純物濃化は極力回避する必要があり、ＰおよびＳは、この目的のためにそれぞれ０．０３％以下および０．０１％以下の含有量に制限される。また、鋼を清浄なものとして高い靭性を確保するために、Ｏの含有量は０．０１％以下に制限される。尚、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量は可能な限り少ないことが好ましいが、コスト面を考慮して、下限値を０．０００１％に設定してもよい。さらに、靱性の向上を確実に達成するために、粒界偏析元素であるＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの含有量の総和は０．０１５％以下に制限される。
　以上の化学成分を含有する液相拡散接合用鋼は、Ｆｅを主成分とする残部が本発明の特性を阻害しない範囲で、製造過程等で不可避的に混入する不純物を含有してもよい。本実施形態に係る液相拡散接合用鋼は、少なくとも、Ｔｉを０．０１～０．０５％、Ｎを０．００１～０．０１％、Ａｌを０．０１超～０．５％含有するため、鋼中において、ＮがＡｌとＴｉの両元素によって固定される。
　以上の基本的な化学成分の制限に加えて、コモンレール用の鋼材として要求される、高圧下での繰り返し疲労強度を得るため、液相拡散接合後の冷却時の条件で低温変態を生じ、結果として強度が６００ＭＰａ以上で、継手部位の強度分布が均一で、Ｖｉｃｋｅｒｓ硬さにて、接合部中心と接合線から５ｍｍ離れた位置における硬さの差の絶対値が１００以下である事が、非常に有効である。即ち、上記した例で言えば、液相拡散接合によって接合されたコモンレール本体１１とホルダー１２の接合部における硬さと、この接合部から５ｍｍ離れた接合部両側位置における硬さとの差が、Ｖｉｃｋｅｒｓ硬さで±１００以内となるように、接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼材を用いることが有効である。その理由は、レーザピーニング処理したコモンレールの最大主応力部は同処理によって圧縮応力を印加されるが、その応力を鋼材自体の内部において、応力分布の総和に変化が無いように誘起される引っ張り応力の作用する部位も同時に導入され、引っ張り応力が生じる部位に接合部が遭遇した場合、接合部継手の強度差が大きい場合に、継手からの破壊が発生することがあることを、本発明者らは研究の結果、見いだしたからである。すなわち、接合部の硬さ均一性に優れた液相拡散接合用鋼材を用いることが本発明において必須である。そのためには、上述の範囲にＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂが含有されているだけでなく、ＡｌとＴｉが鋼中Ｎを完全に固定し、その結果ＢがＮに固定されず、原子状態でγ結晶粒界に偏析して粒界からのフェライト変態を抑制することが必要である。すなわち、下記の式（１）で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上となる化学成分範囲にさらに限定されなければならないことが、発明者らの研究で明らかになった。ＴＬＢ値が０．００１％未満では上記した硬さの差が１００以下となる接合部を形成することができない。
TLB=(B%)-[(N%)/1.3-{(Ti%)/3.4+(Al%)/4.1}×(Al%)×52]・・・(1)
　上記の式（１）は、コモンレールを液相拡散接合で組み立てる場合に、接合部を含む継手における材質が均一、特に硬度の変化が少ないことが必要であるという、本発明者らの研究の結果判明した新たな知見に基づいて決定されている。継手近傍組織の均一性が獲得できなければ、内圧疲労を負荷された場合のコモンレールの液相拡散接合継手に応力集中が生起し、継手部位から破壊が生じる。すると、本発明の中核となる、コモンレールの最大集応力部である分岐穴周辺をレーザピーニングで強化する効果が無意味になることとなり、本発明の効果そのものが実現できない。そこで、特にＢを１％以上含有する液相拡散接合用合金箔を用いる場合は、Ｂによる溶接継手の冷却時の組織形成過程に着目し、固溶Ｂを粒界に偏析させて粒界からの核発生を抑制して、継手部位における焼き入れ性の差、ひいては強度の分布が均一となるような技術を導入する必要がある。従って、本実施形態においては、Ｂと結合しやすいＮを、ＴｉおよびＡｌで固定し、固溶Ｂ量を十分に獲得するための化学成分を規制する。添加Ｂ量に対して固溶Ｎ量が十分に多い場合は溶解度積に応じてＢＮが生成してしまう。そこで、Ｔｉが固定できるＮ量として原子数比の逆数３．４を、さらにＡｌが固定できるＮ量として、ＡｌとＮの親和力を別途実験的に求め、本発明鋼に特有の１／４．１を設定し、さらにＡｌとＴｉの相互作用を考慮してＡｌの濃度と化学ポテンシャルを実験的に決定した係数５２を共に乗じて、これをＢと結合する相当Ｎ量から減じた上で、全固定Ｎ量として［（Ｎ％）／１．３－｛（Ｔｉ％）／３．４＋（Ａｌ％）／４．１｝×（Ａｌ％）×５２］を決定した。最後に固定されたＮはＢと結合しないとの仮定の下、（１）式を本発明鋼にのみ有効な継手の有効Ｂ量の観点からＴＬＢ値として決定した。この値は、いわば仮想的なＢの効果の評価式となっている。このようにして決定したＴＬＢ値は理論的な想定と実験的な係数を混在させてあるため、その係数と継手の組織均一性が確保できるＴＬＢ値を以下の実験で決定した。
　実験室規模真空溶解、あるいは実機鋼板製造設備において、１００ｋｇ、３００ｋｇ、２ｔｏｎ、１０ｔｏｎ、１００ｔｏｎ、３００ｔｏｎの真空溶解、あるいは通常の高炉－転炉－炉外精錬－脱ガス／微量元素添加－連続鋳造－熱間圧延によって製造した、上記の化学成分範囲鋼材を、圧延方向と平行な方向から１０ｍｍφあるいは２０ｍｍ角で長さ５０ｍｍの簡易小型試験片に加工した。試験片の端面をＲｍａｘ＜１００μｍに研削加工して脱脂洗浄し、その端面を２つ対向させて接合試験片対となし、１５０ｋＷの出力を有する高周波誘導加熱装置を備えた引っ張り／圧縮試験機を用いて液相拡散接合を行った。すなわち、接合面間には液相拡散接合を１０００～１３００℃において実現可能なＮｉ基－Ｂ系、Ｆｅ基－Ｂ系の、実質的に体積分率で５０％以上が非晶質である厚み２０～５０μｍのアモルファス箔を介在させ、必要な接合温度まで試験片全体を加熱し、３０秒から６０分の間、１～２０ＭＰａの応力下で液相拡散接合し、接合後放冷した。
　この時得られた丸棒接合試験からは平行部直径６ｍｍφの丸棒引張り試験片を採取し、全て室温で引張り試験を実施して６００ＭＰａ以上の強度があることを確認した試験片に、角棒接合試験片からは接合面に垂直な断面の試験材中央位置における断面を切断加工で露出し、その断面において接合部中心を組織から特定して基準位置となし、０．１ｍｍ間隔で１０ｍｍ離れた母材まで１００ｇの荷重で連続して硬さを測定した。上記実験条件内では全て接合部中心が最高硬さに近い値を示した。ここから母材へとなだらかに硬さは減少する傾向を示した。ただし、接合時間が最も長い６０分の場合でも接合部から５ｍｍ離れた位置における硬さは、その後１０ｍｍ離れた位置まで測定しても殆ど変化しなかったため、５ｍｍ離れた位置を母材の代表硬さと考え、実質的には接合部の最高硬さと５ｍｍ離れた位置の硬さの差の絶対値をもって液相拡散接合継手の硬さ分布すなわち強度の均一性として評価した。工業的にはこの値が１００以上変化する場合に継手特性が不均一となり、レーザピーニング処理したコモンレールの疲労強度に、部品として影響が出る。
　この硬度差をΔＨｖ（１００ｇ）と表記し、図４に上記の粒界偏析ＢパラメータＴＬＢ値との関係を示した。ＴＬＢ値が０．００１以上であればΔＨｖは１００以下となり、継手の均質性が保たれていることが明らかである。図４の相関性が顕著になるように種々溶解した材料の化学成分から、ＴＬＢパラメータ式の各係数を実験的に決定した。すなわち、パラメータＴＬＢ値を管理することで、上記の化学成分範囲を満足する鋼材に、液相拡散接合後の非調質継手において、継手部位の強度均一性、具体的には硬度差ΔＨｖ値が１００以下である継手を得られることが可能となった。また、このようにして得られた液相拡散接合継手は強度の均一性と同時に、継手が脆性破壊しないように、０℃で４７Ｊ以上の靱性を獲得する必要があるが、得られた角棒試験片から２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃件片を採取し、ＪＩＳＺ２２０２に記載の方法に従って、継手部位にノッチを加工して吸収エネルギーを測定したところ、ＴＬＢ値が０．００１以上であれば４７Ｊを超えることが判った。
　さらに、図５はＴＬＢ値と引張り強さの関係を示す図である。ＴＬＢ値が０．００１％以上であれば、本発明に規定した化学成分を有する鋼は、引張り強さが６００ＭＰａ以上となることが判る。引張り試験はＪＩＳＺ２２４１に準拠して実施した。
　本発明の実施形態に係るコモンレールの製造方法では、以上で説明してきた成分を有する鋼材で作製したコモンレール本体１１（図３）と円筒形のホルダー１２とを液相拡散接合により溶接した後、疲労強度が問題となるコモンレール本体に形成される分岐穴６（図１）のレール穴５側開口部周辺に対し、レーザピーニング処理を施し圧縮応力を導入した後、さらにその開口部周辺の材料を電解研磨等により除去する。
　図６は、コモンレール１において強化すべき分岐穴６の開口周辺部の断面の拡大図である。本発明における部分強化方法の第一の方策においては、分岐穴６の貫通加工後、図６中の角ｅｇｆがほぼ垂直に残っている状態で、線分ｇ１～ｇで示した領域（開口周辺部２３に位置するレール穴５の内面）にレーザピーニング処理を施す。その後、開口周辺部２３付近にある材料を除去し、曲線ｇ１ｇ２ｇ３の加工形状を形成する。これにより、疲労強度が高められる。なお、本願において分岐穴６の開口周辺部２３とは、レール穴内面２２において各分岐穴６の中心からの距離が分岐穴６の直径ｄ２（図１参照）の５倍以内となる領域と、分岐穴内面２１においてレール穴内面２２の開口部からの距離がレール穴５の直径ｄ１（図１参照）の０．３倍以内となる領域と、それらに挟まれた分岐穴６とレール穴５の接続面の事を言う。
　まず、レーザピーニング処理方法について説明する。レーザピーニング処理には、（ｉ）高いピークパワー密度を持つレーザビームを用いること、（ｉｉ）照射表面近傍に水等の透明媒体を設置すること、が必要となる。本実施形態においては、（ｉ）の条件を満たすために、照射表面におけるピークパワー密度を１～１００ＴＷ／ｍ２に設定する。このピークパワー密度を得るためには、レーザ装置は、パルス時間幅が１０ｐｓ～１００ｎｓ程度、パルスエネルギーが０．１ｍＪ～１００Ｊ程度で間欠的に発振するパルスレーザを用いることが好ましい。このようなレーザ装置としては例えばＮｄ：ＹＡＧレーザが挙げられるが、上記条件（ｉ）を満たすレーザ装置であればよい。上記（ｉ）および（ｉｉ）の条件が満たされると、高いピークパワー密度をもつパルスレーザビームの照射により発生したプラズマが、照射表面の近傍に存在する水等の透明媒体により膨張が抑えられ、プラズマの圧力が高められる。高圧となったプラズマの反力によって、照射点近傍に塑性変形を与え、残留圧縮応力を付与することができる。
　ここで、本発明の製造方法により疲労強度が向上する理由について説明するために、レーザピーニング処理による応力導入特性について以下に述べる。図７は、引張強度が１０００ＭＰａの鋼材を用いて作製した平板形状の試験片に対してレーザピーニング処理を行い、Ｘ線残留応力測定装置を用いて残留応力の深さ方向分布を測定した結果を示す。深さ方向の応力分布の測定は、電解研磨により逐次鋼材を除去しながら行った。レーザピーニング処理には、図８（平面図）及び図９（正面図）に示した装置を用い、水槽３５中に浸漬した試験片３７に、レーザビーム発振装置３１からレーザビーム３２を照射した。レーザビームは、水中透過性のよいＮｄ：ＹＡＧレーザの第二高調波（波長：５３２ｎｍ）を用いた。レーザビーム３２は焦点距離１００ｍｍの凸レンズからなる集光レンズ３３で集光し、光学窓３４を介して試験片３７に照射される。試験片３７上でのビームスポットの形状は直径０．８ｍｍの円形に設定した。レーザのパルスエネルギーは２００ｍＪ、ピークパワー密度は４０ＴＷ／ｍ２に設定した。パルス時間幅は１０ｎｓ、パルス繰り返し周波数は３０Ｈｚであった。試験片３７の後方は、支持部３８、３９を介して、図９に示すように上下方向（ｂ方向）にスライド可能なガイド４０に取り付けられている。また、ガイド４０は、図８に示すように水平方向（ａ方向）にスライド可能なガイド４２に取り付けられた支持部４１に連結されている。試験片３７は、走査装置４３の制御により、ガイド４０、４２に沿って、ａｂ両方向に移動可能に設置される。パルスレーザのビームスポットの重畳方法を図１０に示す。処理域は５ｍｍ×１０ｍｍの矩形に設定した（図１０中でｊ１ｊ２＝５ｍｍ、ｊ２ｊ３＝１０ｍｍ）。同一点に対するパルスレーザビームの照射回数の平均値は２５回に設定し、同一走査領域Ｌｉ内の隣接するビームスポットの間隔と、隣接する走査領域（例えば図１０中のＬ１とＬ２）の中心線間の距離が等しくなるように処理した。また走査領域の形成は、図１０において「Ｌ１→Ｌ２→Ｌ３→…」のように連続的に行った。図７の測定結果を見ると、圧縮応力が深さ約０．６ｍｍまで導入されている。また、図１０に示した重畳方法のために、図１０中Ｙ方向の圧縮応力が選択的に強化されている。
　図７に示すように、Ｙ方向の残留応力は、深さ３０μｍにおいて－７８３ＭＰａであり、残留圧縮応力が最大であった。しかし、被加工材表面（深さ０ｍｍ）の残留応力は－６５６ＭＰａであり、表面の残留応力を十分に強化できているとは言えない。これは、サンプル表面にレーザビームを照射すると、照射スポット部表層近傍が溶融・再凝固するためである。
　本発明の製造方法では、以上説明してきたレーザピーニング処理を施した後、その処理面を含む領域の材料の表層を除去する。機械研磨等による材料の除去は、除去後の表面に引張応力を残留させ疲労特性に悪影響を与えることがあるため、除去する方法としては、電解研磨法や流体研磨法が望ましい。電解研磨法では、開口周辺部２３（図６）にエッチング液を設置し、多くの場合は球状の突起を押し付けながら通電することで、研磨が進む。また流体研磨では、研磨剤を含む液体をレール穴５および分岐穴６に通すことで研磨が行われる。これらの方法では、いずれも分岐穴６の軸を中心として同心円状に研磨が進む。この除去工程によって、レーザピーニング処理で溶融・再凝固し応力が引張側にシフトし、残留応力値が少し材料の内部に入った部分よりも小さくなっている表層近傍部の除去が可能になる。更に、開口周辺部２３の形状の変化により応力集中係数が緩和され、実際の使用時の最大負荷応力は低減される。本発明者らは、これらの複合的な効果が疲労強度を大きく向上させることを見出した。
　本発明の好ましい実施形態においては、レーザビームのパルスエネルギーを１ｍＪ～１０Ｊの範囲に設定するが、これは以下の理由による。本発明の方法では、レーザピーニング処理した後、材料を表面から除去するため、レーザピーニング処理で圧縮応力が導入される深さが小さすぎると、除去後の新しい表面における残留圧縮応力が小さくなってしまう。圧縮応力が導入される深さはパルスエネルギーが小さくなるほど浅くなる。これは、被加工材表面から投入されたレーザパルスエネルギーの三次元的な拡散が、パルスエネルギーが小さくなるほど大きくなってしまうためである。この制約のため、本発明の方法では１ｍＪ以上のパルスエネルギーで処理することが好ましい。また、パルスエネルギーの上限については、コモンレールのレール管に通すことが可能なレーザビームのビーム断面積と光学素子の耐光強度を勘案し、１０Ｊ以下とすることが好ましい。
　必要となるレーザピーニング処理領域および材料の除去領域は、（ｉ）内圧変動負荷時の分岐穴開口周辺部の引張応力分布、（ｉｉ）応力集中をどの程度緩和するかといった部品の設計思想等に依存する。引張応力分布は、鋼材の強度、使用圧力、レール穴５の直径ｄ１、分岐穴６の直径ｄ２、等に依存する。この分布は有限要素法計算等に基づいて見積もることが可能であるが、以下では処理領域の一般的な指針を説明する。
　レーザ処理後に除去工程を経た後、実際の使用時の内圧変動負荷に伴う分岐穴開口周辺部２３の引張応力の最大値は、分岐穴６の軸を含みレール穴５の長手方向に沿った断面上において、分岐穴内面２１と除去加工が施された面の接続部付近で生じる。その主応力方向はレール穴５の周方向である。疲労強度向上のためには、以下の（２）式および（２’）式で表わされる、この最大値を取る点を含む領域に対して高い圧縮応力が導入されていることが望ましい。
分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（２）
分岐穴の中心方向にレール穴の内面に線分を引いたときの該線分とレール穴の長手方向のなす角≦１０°・・・（２’）
　従って、レール穴５の内面２２のレーザ処理領域は、図１１に示す、（２）式および（２’）式で表される領域を含むように設定することが望ましい。
　また、疲労強度を最大化するためには、使用時の繰り返し負荷応力が最大となる部分の主応力方向であるレール穴５の周方向の圧縮応力を最大化することが求められる。このために効果的なビームスポットの重畳照射方法を図１２に示す。このように、分岐穴６の中心軸を含む平面内でビームスポットを走査し、該ビームスポットの走査を分岐穴６の周方向に位置を移動させながら複数回行う。この処理は、図１０に示した方法で処理することで図７に示すように、図１０中のＹ方向の応力が選択的に強化されるという事実に基づき考案された。なお、走査方向は、分岐穴６の中心軸を含む平面内に限らない。例えば、図１３に示すように、レール穴５の長手方向と分岐穴６の長手方向を含む平面内でビームスポットを走査し、ビームスポットの走査をレール穴５の周方向に位置をずらしながら複数回行う方法でも、同じ効果を得られる。
　また、レーザ照射によって溶融・再凝固し応力が引張側にシフトしている材料の表面部分を取り除き、材料表面により大きな圧縮応力を与えることを目的に行なわれる材料の除去についても、上記式（２）式および（２’）式で表わされる領域を含むよう除去することが望ましい。
　次に、材料の除去工程において、除去する厚みについて述べる。本願では以下のように、除去後の面上各点に対し除去厚みを定義する。除去後の面上のある点における除去厚みは、考えている除去後の面上の点からの距離が最小となる点を除去前の面上から選び出し、その最小値として定義する。図１４の分岐穴断面図を例として説明する。図中、点線で示す曲線ｅｊｆが除去前の線、ｅからｋ１、ｋ２を経てｆに至る曲線が除去後の線である。上述の定義によると、除去後の線ｋ１点における除去厚みはｔ１で表され、ｋ２点における除去厚みはｔ２で表される。ここでは２次元的な断面図を例に採って説明したが、実際の除去厚みは、図１４で考えた除去前後の線を、それぞれ面として三次元的に捉えることで定義される。
　レーザピーニング処理領域内の除去厚みは以下の範囲にするのが効果的である。まず、レーザ照射によって溶融・再凝固し応力が引張側にシフトしている表面近傍を除去するために、除去後表面の各点における除去厚みは０．０１ｍｍ以上とする。一方で、図７に示したように、レーザピーニングで導入される圧縮応力は表面からの深さが大きくなるに従って減少する傾向にある。例えば図７のＹ方向応力の深さ分布からは、表面から深さ０．１ｍｍ程度以上まで材料を除去すると、除去後の表面応力が除去前と比較してむしろ小さくなってしまうことが予想される。パルスエネルギー（図７の条件では２００ｍＪ）を大きくすることで深さ方向への圧縮応力の減衰は緩和できる。すなわち、パルスエネルギーを大きくすることでより大きな除去厚みを得ることも可能であるが、それでも、除去厚みは０．３ｍｍ程度以下としておくのが効果的である。
　材料の除去により、レーザ照射によって溶融・再凝固し応力が引張側にシフトしている表面近傍を除去する効果のみならず、開口部周辺の形状の変化による応力集中係数が緩和される効果も得られる。疲労強度を向上させるには、使用時の内圧変動負荷に伴う分岐穴開口周辺部の引張応力が最大となる部分において応力集中が生じないよう、滑らかな除去面となる事が必要である。この観点から、分岐穴の中心軸を含みレール穴の長手方向に沿った断面における分岐穴の開口部周辺部における形状線の曲率半径が、分岐穴の中心軸からの距離で定義される領域が（３）式を満足する領域の各点において、１５μｍ以上となることが望ましい。なお、図１５にこの曲率半径Ｒの定義を示す。
分岐穴の直径×０．５≦分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（３）
　以上においては、図６中レール穴５の内面２２からのみレーザ照射を行う方法について説明してきたが、疲労強度を高めるためには、分岐穴６（直径：ｄ２）の内面２１とレール穴５の内面２２の双方から行う方法も効果的である。以下、この理由について説明する。レーザピーニング処理では、図７に示したように、深さ方向に進むに従って、付与される圧縮応力の絶対値は小さくなっていく。したがって、レール穴５の内面２２からのみ処理する場合、レール穴５の内面２２から遠ざかる内部、例えば図６中のｇ２点では、圧縮応力の絶対値は表層よりも小さくなることがある。一方で、開口周辺部２３の材料を除去後、実際の使用時の繰り返し負荷応力は、このｇ２点付近で最大になることが多い。分岐穴６の内面２１とレール穴５の内面２２の双方からレーザピーニング処理を行っておけば、それぞれの面の処理によって導入される圧縮応力が加算され、ｇ２点の圧縮応力の絶対値を引き上げることが可能となり、より高い疲労強度が実現される。
　分岐穴６の内面２１にもレーザ処理する場合、図１６に示す処理範囲の深さｈは、レール穴内面２２と分岐穴内面２１とが交わることで形成される円の位置を高さの基準として、レール穴直径ｄ１の２０％程度とすれば十分である。ただし、分岐穴内面２１の深い部分まで処理するためには、分岐穴内面２１に対するレーザビームの入射角度を大きくする必要がある。同じピークパワーを持つレーザビームであっても、入射角度が大きくなるにつれて照射点におけるピークパワー密度は減少する。このため、直径ｄ２が小さい場合は、深さｈが適切なピークパワー密度にて照射できる限界に支配されることが多い。
　一方、レール穴５の内面２２からのみ行う照射方法は、分岐穴６の内面２１を処理するために必要なミラーのあおり機構等が不要となるため、装置を簡略化できるという利点を持つ。
　本発明における部分強化方法の第２の方策においては、分岐穴６の貫通加工後、分岐穴６の開口周辺部２３を研磨または機械加工により所定量だけ面取り加工した後、開口周辺部２３にレーザピーニング処理を施す。そして、さらに開口周辺部２３に存在する材料を除去する。これにより、開口周辺部２３の疲労強度が高められたコモンレールが得られる。これは、主に応力集中係数を大きく緩和する目的で、分岐穴６の貫通加工時点から最終加工形状に至るまでの除去厚みを大きくする部品設計を採る場合に特に有効である。図１７は第２の方策の一例を示す模式図である。図中に点線で示す角ｅｇｆが貫通加工時点の断面、一点鎖線が面取り加工後の断面、そしてｅからｋ３、ｋ４を経てｆに至る曲線がレーザピーニング処理後、さらに材料の除去を施した後に得られる最終加工形状である。同図中、ｔ１やｔ２で示される貫通加工時点から最終加工形状に至るまでの除去厚みが０．３ｍｍを越えるような場合に対して、上述した第一の方策を適用すると、図中に点線で示す角ｅｇｆの表面からレーザピーニング処理を施し、その後、材料の除去によって最終加工形状（図１７中曲線ｅｋ３ｋ４ｆ）を得ることになる。この場合、材料の除去厚みが０．３ｍｍを越えるため、上述したように、材料を除去した後に得られる最終加工形状の表面における残留圧縮応力が小さくなってしまう。一方、ここで説明した第２の方策によると、図１７中一点鎖線で示される断面まで面取り加工した後にレーザピーニング処理を施すため、レーザピーニング処理後の材料の除去厚みを小さく抑えることができる。したがって、最終加工形状（図１７中曲線ｅｋ３ｋ４ｆ）の表面においても大きな圧縮応力を得られるという利点がある。
　レーザピーニング処理前に実施する面取り加工は、実際の使用時の内圧変動負荷に伴う分岐穴開口周辺部にかかる引張応力の応力集中係数を緩和する目的で行われる。従って、その応力が最大値となる付近の領域、すなわち上述の式（２）式および（２’）式で表わされる領域を含むように行われることが効果的である。面取り加工後、分岐穴６開口周辺部の応力集中は緩和されるが、応力分布の最大値は依然として、分岐穴６の軸を含みレール穴５の長手方向に沿った断面上において、分岐穴内面と除去加工が施された面の接続部付近で生じる。よって、その後行われる分岐穴開口部周辺のレーザ処理領域、およびレーザ照射によって溶融・再凝固し応力が引張側にシフトしている表面を無くすことを目的に行われる材料の除去についても、上述の式（２）式および（２’）式で表わされる領域を含むようにすることが望ましい。また、除去する厚みは、レーザ処理領域において０．０１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下とすることが好ましい。材料の除去による除去後表面の圧縮応力の低下を抑えるという観点からは、レーザピーニング処理前に行う面取り加工で最終加工形状の近くまで加工しておくことにより、レーザピーニング処理後の除去厚みを０．１ｍｍ以下に小さく抑えるのが特に好ましい範囲である。
　コモンレールは、多くの場合、高強度の鋼で作られる。そこで、レーザビーム照射表面に設置する透明液体は、アルコール（メチルアルコールまたはエチルアルコール）等、鋼を錆びさせる性質を持たない液体を用いることが好ましい。もしくは、水にメチルアルコール及びエチルアルコールを任意の配分で混合した液体、純水、水道水もしくはミネラルウォーターのいずれかに、防錆剤が入っている液体を用いることで、コモンレールが錆びないようにしてもよい。防錆剤については、市販の防錆剤で問題ないが、色付きのものを用いる場合は、防錆剤の濃度を、レーザ光が液体内を透過できる範囲に設定することが好ましい。この様にして、元々強度が６００ＭＰａ超級の鋼材を、工程コストの低い液相拡散接合で組立て、高強度材で不可避の介在物起点疲労破壊を根絶するには、内圧負荷時に最大主応力の印加される分岐穴周りにレーザピーニングを施すことで、初めて２０００気圧以上の超高圧に余裕をもって耐久可能な安価なコモンレールの提供が可能となる。
　なお、本発明では、上記の化学成分に加えて、更に、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｏ：０．０１～１．０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０１～２．０％のうち少なくとも１種以上、または、更に、Ｚｒ：０．００１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．５％のうち少なくとも１種以上、あるいは、更に、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５％、Ｂａ：０．０００５～０．００５％のいずれかの硫化物形態制御用元素、および、Ｙ：０．００１～０．０５％、Ｃｅ：０．００１～０．０５％、Ｌａ：０．００１～０．０５％のいずれかの希土類元素のうち少なくとも１種以上を含有してもよい。
　これらの合金成分を鋼材に含有させる場合、以下の理由から含有量の範囲が制限される。Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕはいずれもγ安定化元素であって、鋼材の変態点を下げて低温変態を促すことで焼き入れ性を向上させる元素である。Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕはそれぞれ０．０１％以上の含有量で上述の効果が得られる。一方、Ｎｉは２．０％、ＣｏとＣｕはそれぞれ１．０％を超えて含有させると残留γが増加して鋼材の靱性に影響を及ぼす。このため、Ｎｉの含有量は０．０１～２．０％の範囲、ＣｏとＣｕの含有量についてはそれぞれ０．０１～１．０％の範囲で含有させることが好ましい。ただし、何れも高価な元素であって、工業生産の観点からはＮｉは０．０５～１．０％の範囲、ＣｏとＣｕは０．０５～０．５％の範囲で鋼材に含有させることが好ましい。
　Ｗはα安定化元素であって著しい固溶硬化を発揮する。Ｗを０．０１％以上含有させるとこの効果を得られる。しかし、２％を超えて含有させると、液相拡散接合の拡散原子であるＢおよびＰと硼化物あるいは燐化物を生成し、継手の靱性を劣化させる場合がある。従って、Ｗの含有量の上限値は２．０％に制限される。ただし、粒界偏析を考慮する場合には、含有量の上限値は１．０％であることが好ましい。
　Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖは微細な炭化物を析出して、材料の強度を高める。何れも０．００１％以上の含有量で効果がある。一方、Ｚｒ、Ｎｂは０．０５％を越える含有量で、Ｖは０．５％を越える含有量で炭化物が粗大化して靱性を低下させる虞がある。従って、Ｚｒ、Ｎｂの上限値は０．０５％、Ｖの上限値は０．５％に設定される。これらの元素の含有量の上限値は、粒界における硼化物または燐化物生成を特に回避する場合には、ＮｂとＺｒについては０．０３５％が、Ｖについては０．３％が好ましい。
　加えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａの硫化物形態制御元素およびＹ、Ｃｅ、Ｌａの希土類元素は、全て鋼中の不純物であるＳとの親和力が高く、鋼材の靱性に影響するＭｎＳの生成を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａは０．０００５％、原子量が大きいＹ、Ｃｅ、Ｌａは０．００１％の含有量が必要である。また、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂａは０．００５％以上の含有量で粗大酸化物を生成して靱性を低下させ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは０．０５％の含有量で同様に粗大酸化物を生成して靭性を低下させるため、これらの含有量が上限に設定される。
　上述の成分は、適宜組み合わせて複合添加しても、また各元素を単独で添加しても良く、本発明の効果を妨げることなく、鋼材に各種特性を付与する。
　なお、本発明の鋼材の製造工程は、通常の高炉－転炉による銑鋼一貫プロセスを適用するだけでなく、冷鉄源を使用した電炉製法、転炉製法も適用できる。さらに、連続鋳造工程を経ない場合でも、通常の鋳造、鍛造工程を経て製造することも可能であり、本発明に規定する化学成分範囲と式の制限を満足していれば良く、本発明技術に対する製造方法の拡大適用が可能である。また、製造する鋼材の形状は任意であって、適用する部材の形状に必要な成型技術において実施可能である。すなわち、鋼板、鋼管、棒鋼、線材、形鋼など、本発明技術の効果を広範囲に適用することが可能である。また、本鋼は溶接性にも優れており、液相拡散接合に適していることから、液相拡散接合継手を含む構造体であれば、一部に溶接を適用して、あるいは併用した構造体の製造は可能であり、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
　以上説明した本発明の一実施形態に係るコモンレールの製造方法は、以下のように言い換えられ得る。即ち、本発明の一実施形態に係る、中心部にレール穴が形成され、前記レール穴を取り囲む筒壁部に前記レール穴に開口する複数の分岐穴が形成されたコモンレールの製造方法は、前記コモンレールの素材として、少なくとも、質量％で、Ｃ：０．０１～０．３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｂ：０．０００３～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１超～０．５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限され、さらに、粒界偏析脆化元素であるＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和を０．０１５％以下に制限し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなり、（１）式で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上となる液相拡散接合用鋼材を用い、Ｂを少なくとも１％以上含有するＮｉ基またはＦｅ基のインサートメタルを用いて、接合温度１０００～１３００℃で３０秒以上の間１ＭＰａ以上の応力を負荷して保持する液相拡散接合を行い、前記分岐穴の開口周辺部に位置する前記分岐穴の内面と前記レール穴の内面とに、透明液体を存在させてパルスレーザビームを照射するレーザピーニング処理を施した後に、前記開口周辺部の材料の表層を除去することにより、前記開口周辺部の疲労強度を高めることを特徴とする、コモンレールの製造方法である。
　また、上述した本発明の一実施形態に係るコモンレールは、以下のように言い換えられ得る。即ち、本発明の一実施形態に係る、中心部にレール穴が形成され、前記レール穴を取り囲む筒壁部に前記レール穴に開口する複数の分岐穴が形成されたコモンレールは、前記コモンレールの素材が、少なくとも、質量％で、Ｃ：０．０１～０．３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｂ：０．０００３～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１超～０．５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限され、さらに、粒界偏析脆化元素であるＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和を０．０１５％以下に制限し、残部が不可避的不純物及びＦｅよりなり、（１）式で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上となる液相拡散接合用鋼材であり、前記分岐穴の開口周辺部における形状が、分岐穴の中心軸を含みレール穴の長手方向に沿った断面における分岐穴の開口部周辺部における形状線の曲率半径が、（３）式を満足する領域の各点において、１５μｍ以上となり、且つ、前記断面におけるレール穴の長手方向に垂直な圧縮応力値が－２００ＭＰａ以上であることを特徴とするコモンレールである。
　以下では、本発明の効果を検証するためにコモンレールを試作し、内圧疲労試験を行った結果について説明する。
　図１８Ａ、図１８Ｂに例示したコモンレールを、次のように試作した。まず、２３０ｍｍ長、４０ｍｍ幅、３０ｍｍ厚みのレール本体５１と、高さ２５ｍｍ、２４ｍｍ外径、厚み４ｍｍのホルダー５２を作成した。レール本体５１及びホルダー５２は、本発明の化学成分範囲の鋼材を、実験室規模真空溶解、あるいは実機鋼板製造設備において、１００ｋｇ～３００ｔｏｎの真空溶解、あるいは通常の高炉－転炉－炉外精錬－脱ガス／微量元素添加－連続鋳造－熱間圧延によって製造し、図１８Ａ、図１８Ｂに示す形状に加工、成型した。次に、レール本体５１には、長手方向中心に内径１０ｍｍφのレール管を加工した後、深さ４ｍｍ、幅７ｍｍのホルダー接合位置決定用のガイド溝を加工し、その後ホルダー５２が接合される予定位置のホルダー中心軸上にレール管に向けて直径１ｍｍの分岐穴６を開けた。また、ホルダー５２には内径側へ最大ネジ山高さ２ｍｍの燃料分配のための分岐配管を取り付けるための加工を施した。次に、レール本体５１とホルダー５２の接合部の端面をＲｍａｘ＜１００μｍに研削加工して脱脂洗浄し、その端面を２つ対向させて接合試験片対となし、１５０ｋＷの出力を有する高周波誘導加熱装置を備えた引っ張り／圧縮試験機を用いて液相拡散接合を行った。すなわち、接合面間には液相拡散接合を１０００～１３００℃において実現可能なＮｉ基－Ｂ系、Ｆｅ基－Ｂ系の、実質的に体積分率で５０％以上が非晶質である厚み２０～５０μｍのアモルファス箔を介在させ、必要な接合温度まで試験片全体を加熱し、３０秒から６０分の間、１～２０ＭＰａの応力下で液相拡散接合し、接合後放冷した。条件の一部では、以下で説明するレーザピーニング処理の前に、レール本体５１の分岐穴６のレール管側の開口端部のエッジを取る面取り加工を施した。この面取り加工においては、球状の突起を押し付けながら通電しながら、分岐穴６の軸を中心として同心円状に研磨した。突起の径と電解研磨の時間を変えることで、図１９に示すように、面取りされる領域の幅ｐ１と、深さｐ２を変えた。なお、ｐ１は、分岐穴の径ｄ２に対する倍率として表現している。
　レーザピーニング処理は、分岐穴６のレール管側の開口周辺部に対して行なった。図２０に、処理に用いたレーザ加工装置の照射ヘッド６１がレール穴５に挿入された状態を図示する。レール穴５の長手方向に移動可能であるとともに中心軸周りに回転可能な支持棒６７に支持された照射ヘッド６１は、パイプ６２に集光レンズ６３とミラー６４が取り付けられている。７１は突起を示す。図２０において、ミラー６４は円柱を斜めに切断した形状である所謂ロッド型のミラーとなっており、ミラー台座６５に接着されている。コモンレール１のレール穴５を導光されてきたレーザビーム５７は、集光レンズ６３で屈曲された後、ミラー６４によって反射され、集光点６６に至る。集光レンズ６３の両側には水が存在するので、十分な屈曲を得るために、レンズは屈折率が高い材質を用いることが好ましい。同時に、高いピークパワー密度を持つレーザビームに耐久性を持った材質が好ましい。従って、本実施例ではサファイアをレンズとして用いた。また、レーザビーム照射点から発生する金属微粒子やプラズマによるミラー６４の汚染を防ぐために、パイプ６２に一対の切欠き部６８、６９と、パイプ６２の周囲にリング状のシール部材７０を設けた。このシール部材７０により、パイプ６２内に、一方の切欠き部６８から他方の切欠き部６９へと流れる水流が生成され、ミラー６４面が汚染から保護される。レーザビームとしては、水中透過性の優れたＮｄ：ＹＡＧレーザの第二高調波（波長５３２ｎｍ）もしくはＮｄ：ＹＶＯ４レーザの第二高調波（波長５３２ｎｍ）を用いた。パルスレーザビームの時間幅はそれぞれ、１０ｎｓ、１ｎｓであった。レーザ処理は、パルスエネルギーとスポット直径を変えながら行った。Ｎｄ：ＹＡＧレーザはパルスエネルギー１０ｍＪ以上の処理に対して、Ｎｄ：ＹＶＯ４レーザはパルスエネルギー１０ｍＪ未満の処理に対して、それぞれ使用した。照射点でのスポットの形はほぼ円形に設定し、ピークパワー密度は５０ＴＷ／ｍ２に設定した。
　レール穴周方向の圧縮応力を高めるため、図１２に示すように、分岐穴６の中心軸を含む平面内でビームスポットを走査し、該ビームスポットの走査を分岐穴６の周方向に位置を移動させながら複数回行う方法でレーザ処理を行った。レーザ処理は、（４）式および（４’）式で示される領域で行い、ｐ３とｐ４を変えながら処理した。図２１に、ｐ３とｐ４の定義と処理域（斜線部）を示す。
分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×ｐ３・・・（４）
分岐穴の中心方向にレール穴の内面に線分を引いたときの該線分とレール穴の長手方向のなす角≦ｐ４°・・・（４’）
　同一点に対するパルスレーザビームの照射回数の平均値は６．９回に設定した。なお図２１にはａ側のレーザ処理領域のみを示すが、実際の処理では、分岐穴を挟んでａ側と反対側にあるｂ側についても、ａ側と同様にレーザ処理を行った。
　レーザピーニング処理後、電解研磨により材料の除去を行った。球状の突起を押し付けながら通電しながら、分岐穴６の軸を中心として同心円状に研磨した。突起の径と電解研磨の時間を変えることで、図２２に示すように、電解研磨する領域の幅（分岐穴の径ｄ２に対する倍率）ｐ５と除去厚みｐ６を変えた。除去厚みの定義は図１４で説明した前述の通りである。さらに、分岐穴の中心軸を含みレール穴の長手方向に沿った断面上の前述（２）式および（２’）式を満足する領域における分岐穴の形状線の曲率の最大値Ｒｍを評価した。以上述べてきた本実施例における電解研磨後の開口部形状に関わるパラメータ（ｐ１、ｐ２、ｐ５、ｐ６、Ｒｍ）は、各水準の疲労試験にかけないコモンレールを、分岐穴の中心軸を含みレール穴の長手方向に沿った断面を切断・研磨加工により得た後、光学顕微鏡を用いて形状を観察する事により求めた。
　以上の方法で製作したコモンレールを、別途加工して取り付けた固定用治具を介して内圧疲労試験装置にセットし、最大噴射圧力３００ＭＰａにて１５Ｈｚで１０００万回の内圧疲労試験を実施した。試験にあたっては、ホルダー上部の開口端を塞ぐネジをホルダー内径側に加工したネジ形状に合うよう選択して３ｔｏｎの最大トルクで締結し、実際のエンジンにおける使用環境を再現した。
　表１に疲労試験結果を示す。また、表２に本実施例で用いた本発明の化学成分範囲による鋼材を、表３に表２の各鋼材の機械的特性を示す。表１の鋼材成分を示す番号は、表２に示す番号に対応している。表１には、図２１のｍ１点におけるレール穴周方向の残留応力σＡを測定した結果も示す。尚、残留応力σＡは、各水準の疲労試験にかけないコモンレールから、図１８Ａ、図１８Ｂに示すように、１つの分岐穴を含む一部分２４を切り出し、Ｘ線残留応力測定装置を用いて測定した。この切り出し加工においては、レーザピーニングにより導入された残留応力が変化しないように、分岐穴６のレール穴側の開口部から離れた位置で切断した。切り出した大きさはレール穴長手方向の長さが４０ｍｍであり、また分岐穴の軸に垂直でレール穴の軸を含む平面で切断した。Ｘ線応力測定のビーム径は０．１ｍｍとした。尚、表中、ＴＳは２５℃における液相拡散接合継手の引張り強さ（ｋＮ／ｍｍ２）を示し、ＣＨは０℃における液相拡散接合継手のシャルピー試験における吸収エネルギー（Ｊ）を示し、ΔＨｖは接合部の最高硬さと５ｍｍ離れた位置の硬さの差の絶対値（荷重１００ｇのＶｉｃｋｅｒｓ硬さ試験の値）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１の条件番号１２６は、レーザピーニング処理は施したが、その後研磨を施さない従来例である。条件番号１０６、１０８、１１１、１１４、１１６、１１９は、レーザピーニング処理後研磨したが、条件が、以下に説明するように本発明の範囲外であるために、従来例に対して有意な効果が見られない比較例であり、それ以外の条件が本発明例である。本発明の条件では、いずれも従来例に対し疲労強度向上が得られている。
　条件１０６はパルスエネルギーが不足しているために、レーザピーニング処理で圧縮応力が導入される深さが小さく、電解研磨後のσＡが小さくなってしまったために疲労強度向上効果が小さかった例である。一方、パルスエネルギーが１ｍＪ以上となる条件１０１～１０５ではいずれも疲労強度向上効果が得られている。
　条件１０８と１１１はレーザ処理の領域が小さすぎたため、内圧疲労試験時の負荷が大きくなる領域における引張応力の低減効果が十分でなく、疲労強度向上効果が小さかった例である。一方で、条件１０８、１１１と同じレーザパルスエネルギー条件であって、ｐ３≧０．６、ｐ４≧１０°となる条件１０７、１０９、１１０ではいずれも疲労強度向上効果が得られている。すなわち、レーザ処理領域は上述の式（２）および（２’）式で表される領域を含むように取ることが望ましい。
　条件１１４は電解研磨の領域が小さすぎたため、内圧疲労試験時の負荷が大きくなる領域における応力集中係数の低減効果が十分でなく、疲労強度向上効果が小さかった例である。電解研磨はしたもののＲｍは条件１２６の従来例と大きな差がなかったことが判る。一方で、条件１１４と同じレーザパルスエネルギー条件であって、ｐ５≧０．６となる条件１０３、１１２、１１３ではいずれも疲労強度向上効果が得られている。
　条件１１６は電解研磨の厚みが０．４ｍｍと大きすぎたため、レーザピーニング処理で圧縮応力が導入された深さを除去した結果、電解研磨後のσＡが小さくなり、疲労強度向上効果が小さかった例である。
　条件１１９は電解研磨の厚みが０．００５ｍｍと小さすぎたため、レーザ照射によって溶融・再凝固し応力が引張側にシフトしている表面を無くす効果が十分でなく、また、電解研磨による応力集中の緩和も十分でないために、疲労強度向上効果が小さかった例である。Ｒｍ、σＡともに、条件１２６の従来例と大きな差がなかったことが判る。
　本発明によると、表面の圧縮応力が大きくなる効果とともに、形状変化による応力集中係数の緩和効果が複合的に作用し、従来技術に対して大きな疲労強度の向上が得られる。本試験の結果より、このためには、σＡの絶対値２００ＭＰａ以上、Ｒｍ≧１５μｍ、という条件が効果的である事が判る。
　表４に、本発明の化学成分範囲から逸脱した鋼材の各成分を、表５に、表４の各鋼材の機械的特性を示す。これらは、鋼材の液相拡散接合継手特性および継手の硬度均一性が達成できず、レーザピーニング処理を実施しても、鋼材自体もしくは液相拡散接合継手が内圧疲労に対する抵抗性を失ってしまう例であり、各鋼材の成分と液相拡散接合継手の特性、および継手近傍の硬度の均一性を示す指標、ΔＨｖ（１００ｇ）を示している。レーザピーニング処理はいずれも表１に示す条件番号１２２の条件で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　５１番鋼はＣが過多となって液相拡散接合継手の靱性を獲得できなかった（継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した）例である。
　５２番鋼はＳｉが、５３番鋼はＭｎが過多となって液相拡散接合継手においてＭｎＯ－ＳｉＯ２の複合酸化物を多量に生成し、継手の靱性が低下した結果、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　５４番鋼はＴｉ添加量が過剰となり、Ｔｉを含む炭窒化物が継手で多量に生成し、継手靱性が低下して継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　５５番鋼はＡｌの添加量が過剰となり、粗大酸化物が鋼材および液相拡散接合継手に生成し、特に接合部の靱性が低下して継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　５６番鋼はＮ含有量が過剰となった結果、ＴＬＢ値が０．００１未満となり、接合部の硬度均一性が保たれず、継手近傍で応力集中が生じて継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　５７番鋼はＢ添加量が不十分で、ＴＬＢ値が０．００１未満となり、接合部の硬度均一性が保たれず、継手近傍で応力集中が生じて継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　５８番鋼はＢ添加量が過多となって、Ｂを含む炭化物と硼化物が継手に生成し、靱性が低下した結果、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　５９番鋼、６０番鋼、６１番鋼はそれぞれＮｉ、Ｃｏ、Ｃｕ添加量が過多となって残留γが多量に生成し、接合継手の靱性が低下し、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　６２番鋼はＷ添加量が過多となって硼化物が継手に多量に生成し、靱性が低下して継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　６３番鋼はＶが過多となり、接合継手で粗大Ｖ炭化物が生成して靱性が低下し、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　６４番鋼と６５番鋼は、Ｚｒ、Ｎｂがそれぞれ過多となり、何れもそれぞれの炭化物を接合継手に多く生成して靱性が低下し、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　６６～６８番鋼はＣａ、Ｍｇ、Ｂａの添加量が過剰となり、それぞれの酸化物が生成し、接合継手の靱性が低下した結果、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　６９～７１番鋼ではＹ、Ｃｅ、Ｌａの添加量が過剰となり、それぞれの酸化物が生成し、接合継手の靱性が低下した結果、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　７２、７３、７４、７５番鋼はＡｓ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ｚｎの添加量総和が０．０１５％を超え、粒界脆化を来したために、継手の靱性が低下し、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　７６および７７番鋼は化学成分こそ本発明鋼の範囲であるが、ＴＬＢ値が０．００１を下回ったため、継手の強度均一性が保てず、ΔＨｖ（１００ｇ）の値が１００を超えたことにより、継手に応力集中が生じて、継手の疲労特性がレーザピーニング処理した分岐穴開口部よりも低下した例である。
　本発明は、コモンレール等の鋼材において、流体が通過する機械部品において径が極端に変化する部位や、管の端など、応力集中が発生しやすい部分の疲労強度を向上させるための製造方法として適用できる。
１　　コモンレール
２　　筒壁部
５　　レール穴
６　　分岐穴
７　　レール穴の長手方向に平行となる直径の両端近傍
１１　コモンレール本体
１２　ホルダー
１３　管路
１４　支管
１５　合金箔
２１　内面（分岐穴）
２２　内面（レール穴）
２３　開口周辺部
３１　レーザビーム発振装置
３２　レーザビーム
３３　集光レンズ
３４　光学窓
３５　水槽
３７　試験片
３８、３９、４１　支持部
４０、４２　ガイド
４３　走査装置
５１　レール本体
５２　ホルダー
５７　レーザビーム
６１　照射ヘッド
６２　パイプ
６３　集光レンズ
６４　ミラー
６５　ミラー台座
６６　集光点
６７　支持棒
６８、６９　切欠き部
７０　シール部材
７１　突起

Claims (12)

  1. 　レール穴と、前記レール穴を囲む筒壁部に形成される分岐穴とが設けられるコモンレール本体と、前記分岐穴に連通する連通穴が形成されるホルダーとを備えるコモンレールの製造方法であって、前記コモンレール本体及び前記ホルダーは、
    Ｃ：０．０１～０．３質量％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５質量％、
    Ｍｎ：０．０１～３．０質量％、
    Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、
    Ｎ：０．００１～０．０１質量％、
    Ａｌ：０．０１超～０．５質量％、
    Ｔｉ：０．０１～０．０５質量％、の成分を含有し、
    Ｐが０．０３質量％以下に制限され、
    Ｓが０．０１質量％以下に制限され、
    Ｏが０．０１質量％以下に制限され、
    Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和含有量が０．０１５質量％以下に制限され、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、
    TLB=(B%)-[(N%)/1.3-{(Ti%)/3.4+(Al%)/4.1}×(Al%)×52]・・・(1)
    で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上であり、前記製造方法は、
    　前記コモンレール本体と前記ホルダーとの間に、Ｂを少なくとも１質量％以上含有するＮｉ基またはＦｅ基のインサートメタルを挿入する挿入工程と；
    　前記コモンレール本体と前記インサートメタルと前記ホルダーとを、接合温度１０００～１３００℃で３０秒以上の間１ＭＰａ以上の応力を負荷して保持して接合する液相拡散接合工程と；
    　前記分岐穴の開口周辺部に位置する前記分岐穴の内面と前記レール穴の内面との境界周辺部の領域に、透明液体を存在させてパルスレーザビームを照射するレーザピーニング処理工程と；
    　前記開口周辺部の表層を除去し、前記開口周辺部の疲労強度を高める表層除去工程と；
    を備えることを特徴とする、コモンレールの製造方法。
  2. 　前記コモンレール本体と前記ホルダーとの少なくとも一方が、更に、
    Ｎｉ：０．０１～２．０質量％、
    Ｃｏ：０．０１～１．０質量％、
    Ｃｕ：０．０１～１．０質量％、
    Ｗ：０．０１～２．０質量％
    のうち１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のコモンレールの製造方法。
  3. 　前記コモンレール本体と前記ホルダーとの少なくとも一方が、更に、
    Ｚｒ：０．００１～０．０５質量％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０５質量％、
    Ｖ：０．００１～０．５質量％
    のうち１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のコモンレールの製造方法。
  4. 　前記コモンレール本体と前記ホルダーとの少なくとも一方が、更に、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５質量％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００５質量％、
    Ｂａ：０．０００５～０．００５質量％
    のいずれかの硫化物形態制御元素、および
    Ｙ：０．００１～０．０５質量％、
    Ｃｅ：０．００１～０．０５質量％、
    Ｌａ：０．００１～０．０５質量％
    のいずれかの希土類元素のうち、１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のコモンレールの製造方法。
  5. 　前記開口周辺部の材料の表層の除去は、電解研磨もしくは流体研磨によって行うことを特徴とする、請求項１から４のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法。
  6. 　前記パルスレーザビームのパルスエネルギーが１ｍＪ～１０Ｊであることを特徴とする、請求項１から４のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法。
  7. 　前記レーザピーニング処理を施す領域と前記表層を除去する領域が、それぞれ前記レール穴の内面において、
    分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（２）　
    および
    分岐穴の中心方向にレール穴の内面に線分を引いたときの該線分とレール穴の長手方向のなす角≦１０°・・・（２’）
    を満足する領域を包含するものであって、
    　除去する表層の厚みが上記（２）式および上記（２’）式を満足する領域において０．０１ｍｍ～０．３ｍｍであることを特徴とする、請求項１から４のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法。
  8. 　前記開口周辺部の材料の表層の除去により、前記分岐穴の中心軸を含み前記レール穴の長手方向に沿った断面における前記分岐穴の前記開口部周辺部における形状線の曲率半径が、
    分岐穴の直径×０．５≦分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（３）
    を満足する領域の各点において、１５μｍ以上となることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法。
  9. 　前記レーザピーニング処理を施す前に、前記開口周辺部を面取り加工することを特徴とする、請求項１から４のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法。
  10. 　前記面取り加工を施す領域が、前記（２）式および（２’）式を満足する領域を包含することを特徴とする、請求項９に記載のコモンレールの製造方法。
  11. 　前記レーザピーニング処理に用いる前記透明液体がアルコール、又は防錆剤の入った水であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか１項に記載のコモンレールの製造方法。
  12. 　レール穴と、前記レール穴を囲む筒壁部に形成される分岐穴とが設けられるコモンレール本体と、前記分岐穴に連通する連通穴が形成されるホルダーとを備えるコモンレールであって、前記コモンレール本体及び前記ホルダーは、
    Ｃ：０．０１～０．３質量％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５質量％、
    Ｍｎ：０．０１～３．０質量％、
    Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、
    Ｎ：０．００１～０．０１質量％、
    Ａｌ：０．０１超～０．５質量％、
    Ｔｉ：０．０１～０．０５質量％、の成分を含有し、
    Ｐが０．０３質量％以下に制限され、
    Ｓが０．０１質量％以下に制限され、
    Ｏが０．０１質量％以下に制限され、
    Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｚｎの総和が０．０１５質量％以下に制限され、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物を含み、
    TLB=(B%)-[(N%)/1.3-{(Ti%)/3.4+(Al%)/4.1}×(Al%)×52]・・・(1)
    で示されるＴＬＢ値が０．００１％以上であり、
    　前記開口周辺部における形状が、前記分岐穴の中心軸を含み前記レール穴の長手方向に沿った断面における前記分岐穴の前記開口部周辺部における形状線の曲率半径が、
    分岐穴の直径×０．５≦分岐穴の中心からの距離≦分岐穴の直径×０．６・・・（３）
    を満足する領域の各点において、１５μｍ以上であり、
    　且つ、前記断面におけるレール穴の長手方向に垂直な圧縮応力値が－２００ＭＰａ以上であることを特徴とするコモンレール。
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