WO2015129617A1 - 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管 - Google Patents

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WO2015129617A1
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steel pipe
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辰也 増田
つぐみ 山崎
泰三 牧野
勝則 永尾
耕 奥山
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臼井国際産業株式会社
新日鐵住金株式会社
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    • F02M2200/9053—Metals
    • F02M2200/9061—Special treatments for modifying the properties of metals used for fuel injection apparatus, e.g. modifying mechanical or electromagnetic properties

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for a fuel injection pipe and a fuel injection pipe using the same, and in particular, a steel pipe for a fuel injection pipe having a tensile strength of 800 MPa or more, preferably 900 MPa or more and excellent in internal pressure fatigue resistance, and the same.
  • the present invention relates to a fuel injection pipe.
  • An example of an internal combustion engine that emits less CO 2 is a diesel engine used in automobiles.
  • the diesel engine has a problem that black smoke is generated while CO 2 emission is small. Black smoke is generated when oxygen is insufficient for the injected fuel. That is, the fuel is partially thermally decomposed to cause a dehydrogenation reaction, and a black smoke precursor is generated. This precursor is again thermally decomposed and agglomerated and coalesced into black smoke. The black smoke generated in this way causes air pollution and is feared to have a negative effect on the human body.
  • the amount of generated black smoke can be reduced by increasing the fuel injection pressure into the combustion chamber of the diesel engine.
  • high fatigue strength is required for the steel pipe used for fuel injection.
  • the following technologies are disclosed for such fuel injection pipes or steel pipes for fuel injection pipes.
  • Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a steel pipe used for fuel injection of a diesel engine that performs cold drawing after the inner surface of a hot-rolled seamless steel pipe material is ground and polished by shot blasting. Yes. If this manufacturing method is adopted, the depth of wrinkles (irregularities, shavings, fine cracks, etc.) on the inner surface of the steel pipe can be reduced to 0.10 mm or less, so that the strength of the steel pipe used for fuel injection can be increased.
  • Patent Document 2 discloses a steel pipe for a fuel injection pipe in which the maximum diameter of nonmetallic inclusions existing at a depth of at least 20 ⁇ m from the inner surface of the steel pipe is 20 ⁇ m or less and the tensile strength is 500 MPa or more.
  • Patent Document 3 discloses a steel pipe for a fuel injection pipe having a tensile strength of 900 N / mm 2 or more and a maximum diameter of nonmetallic inclusions existing at a depth of at least 20 ⁇ m from the inner surface of the steel pipe is 20 ⁇ m or less. Has been.
  • Patent Document 3 manufactures a hollow steel pipe by using a steel material from which coarse inclusions of A-, B- and C-systems are eliminated by reducing S, devising a casting method, reducing Ca, etc.
  • the tensile strength of 900 MPa or more is realized by quenching and tempering after adjusting to the target diameter by the above.
  • the limit internal pressure of 260 to 285 MPa is realized.
  • the steel pipe used for fuel injection manufactured by the method disclosed in Patent Document 1 has high strength, it cannot obtain a fatigue life commensurate with the strength of the steel pipe material. If the strength of the steel pipe material is increased, naturally, the pressure applied to the inside of the steel pipe can be increased. However, when pressure is applied to the inside of the steel pipe, the internal pressure that is the limit at which fatigue damage does not occur on the inner surface of the steel pipe (hereinafter referred to as “limit internal pressure”) does not depend only on the strength of the steel pipe material. . That is, even if the strength of the steel pipe material is increased, a limit internal pressure that is not expected cannot be obtained. Taking the reliability of the final product into consideration, it is preferable that the fatigue life is long. However, if the above-mentioned limit internal pressure is low, the fatigue life is also shortened because the steel pipe is easily fatigued by use with a high internal pressure.
  • the steel pipes for fuel injection pipes disclosed in Patent Documents 2 and 3 have the features of a long fatigue life and high reliability.
  • the limit internal pressure of the steel pipe disclosed in Patent Document 2 is 255 MPa or less, and in Patent Document 3, it is 260 to 285 MPa.
  • fuel injection pipes having a tensile strength of 800 MPa or more and a critical internal pressure of more than 270 MPa, particularly preferably, tensile strength of 900 MPa or more Therefore, development of a fuel injection pipe having a critical internal pressure exceeding 300 MPa is desired.
  • the limit internal pressure generally tends to slightly increase depending on the tensile strength of the fuel injection pipe, it is considered that various factors are involved, and particularly in a high-strength fuel injection pipe of 800 MPa or more, it is stably high. It is not always easy to ensure the limit internal pressure.
  • the present invention provides a highly reliable steel pipe for a fuel injection pipe having a tensile strength (TS) of 800 MPa or more, preferably 900 MPa or more and having a high limit internal pressure characteristic of a limit internal pressure of 0.3 ⁇ TS ⁇ ⁇ or more, and It aims at providing the used fuel injection pipe.
  • TS tensile strength
  • ⁇ is a coefficient for correcting that the relationship between the internal pressure and the stress generated on the inner surface of the tube changes depending on the tube inner diameter ratio as described later, and the ratio D / d of the outer diameter D of the tube to the inner diameter d is 2 to In the range of 2.2, ⁇ is 0.97 to 1.02, that is, approximately 1.
  • the present inventors made a prototype of a steel pipe for a fuel injection pipe using a high-strength steel pipe under various heat treatment conditions, and as a result of investigating its limit internal pressure and failure mode, the following knowledge was obtained.
  • a flat fracture surface form called a faceted fracture surface is observed there.
  • This is a crack formed in a crystal grain unit, which is formed by extending in a shear type called mode II over several crystal grains around it.
  • mode II a shear type
  • the form of progress changes to an open type called mode I, leading to breakage.
  • the growth of the faceted fracture surface depends on the prior austenite grain size (hereinafter referred to as “old ⁇ grain size”), which is a dimensional unit of initial crack initiation, and the old ⁇ grain size is large, that is, the old ⁇ It is promoted when the grain size number is small. This means that the fatigue strength of the base structure decreases if the old ⁇ grain size is coarse, even if the inclusion does not become the starting point.
  • (C) Specifically, by setting the particle size number of the old ⁇ grains to 10.0 or more, in the internal pressure fatigue test in which an internal pressure of up to 300 MPa can be applied, no damage occurs even if the number of repetitions is 10 7 times. It was. On the other hand, in a steel pipe with a grain size number of less than 10.0 and insufficiently refined, the fatigue strength of the structure is reduced, so that a situation in which the critical internal pressure is reduced even if the inclusion does not become the starting point was observed.
  • the normalizing treatment was performed under the condition of air cooling after holding at 980 ° C. for 60 minutes. And it cut
  • the tensile strength of steel A was 718 MPa
  • steel B was 685 MPa
  • steel C was 723 MPa.
  • the dimensions of the sample are an outer diameter of 6.35 mm, an inner diameter of 3.00 mm, and a length of 200 mm.
  • Each of these samples was subjected to an internal pressure fatigue test by 30 samples. Fatigue test conditions are to seal one end face of the sample, seal the working oil as a pressure medium inside the sample from the other end face, and repeatedly change the internal pressure of the sealed part in the range of maximum 300 MPa to minimum 18 MPa. The frequency was 8 Hz.
  • the surface where all the damaged samples had leaked was broken out, the starting point was observed with an SEM, and the presence of inclusions and their dimensions were measured.
  • the inclusion size was calculated by measuring the area area and the maximum width c in the depth direction (tube radial direction) from the inner surface by image processing, and calculating ⁇ area. For ⁇ area, the smaller one of the square root of area area and ( ⁇ 10) ⁇ c was adopted. This definition is based on the concept described in Non-Patent Document 1.
  • the tip of the pipe was squeezed and a lubricant was applied. Subsequently, drawing was performed using a die and a plug, and soft annealing was performed as necessary.
  • the tube diameter was gradually reduced to finish a steel pipe having an outer diameter of 6.35 mm and an inner diameter of 3.0 mm. And after performing the quenching process which water-cools after carrying out high frequency heating to 1000 degreeC, the tempering process which cools after hold
  • each sample was cut to a length of 200 mm, subjected to pipe end processing, and an internal pressure fatigue test was performed as an injection pipe test piece for an internal pressure fatigue test.
  • an internal pressure fatigue test was performed as an injection pipe test piece for an internal pressure fatigue test.
  • one end face of the sample is sealed, and hydraulic oil is sealed as a pressure medium inside the sample from the other end face, and a sine wave is taken with respect to time in the range of maximum internal pressure of 340 MPa to minimum 18 MPa. It is made to fluctuate repeatedly.
  • the frequency of internal pressure fluctuation was 8 Hz.
  • Table 3 The results are shown in Table 3.
  • the present invention has been completed on the basis of the above findings, and the gist thereof is the following steel pipe for fuel injection pipe and fuel injection pipe using the same.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.12 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.060%, N: 0.0020 to 0.0080%, Ti: 0.005 to 0.015%, Nb: 0.015 to 0.045%, Cr: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 0.5%, Ni: 0 to 0.5%, V: 0 to 0.15%, B: 0 to 0.005%, Balance Fe and impurities, Ca, P, S and O in the impurity are Ca: 0.001% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0040% or less,
  • the metal structure consists of a tempered martensite structure or a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite, and the prior austenite grain size number is 10.0 or more,
  • IP in the above formula (i) means the critical internal pressure (MPa)
  • TS means the tensile strength (MPa)
  • ⁇ is a value expressed by the above formula (ii).
  • D is the outer diameter (mm) of the steel pipe for fuel injection pipe
  • d is the inner diameter (mm).
  • the chemical composition is mass%, Cr: 0.2 to 1.0%, Mo: 0.03-1.0%, Cu: 0.03-0.5%, Ni: 0.03-0.5%, V: 0.02 to 0.15%, and B: 0.0003 to 0.005%
  • the steel pipe for fuel injection pipes according to the present invention can be suitably used particularly as a fuel injection pipe for automobiles.
  • C 0.12 to 0.27%
  • C is an element effective for increasing the strength of steel at a low cost. In order to ensure the desired tensile strength, the C content needs to be 0.12% or more. However, if the C content exceeds 0.27%, workability is reduced. Therefore, the C content is 0.12 to 0.27%.
  • the C content is preferably 0.13% or more, and more preferably 0.14% or more. Further, the C content is preferably 0.25% or less, and more preferably 0.23% or less.
  • Si 0.05 to 0.40%
  • Si is an element that not only has a deoxidizing action but also has an action of improving the hardenability of the steel and improving the strength.
  • the Si content needs to be 0.05% or more.
  • the Si content is set to 0.05 to 0.40%.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, and preferably 0.35% or less.
  • Mn 0.3 to 2.0% Mn not only has a deoxidizing action, but is an element effective for improving the hardenability of steel and improving strength and toughness. However, if the content is less than 0.3%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 2.0%, MnS coarsens, and expands during hot rolling, and the toughness decreases. . Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 2.0%.
  • the Mn content is preferably 0.4% or more, and more preferably 0.5% or more. Further, the Mn content is preferably 1.7% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • Al 0.005 to 0.060%
  • Al is an element effective in deoxidizing steel, and is an element having an effect of improving the toughness and workability of steel. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.005% or more of Al.
  • the Al content is set to 0.005 to 0.060%.
  • the Al content is preferably 0.008% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • Al content is 0.050% or less, and it is more preferable that it is 0.040% or less.
  • the Al content means the content of acid-soluble Al (sol. Al).
  • N 0.0020 to 0.0080%
  • N is an element unavoidably present in steel as an impurity.
  • 0.0020% or more of N needs to be left for the purpose of preventing grain coarsening due to the pinning effect of TiN.
  • the N content is set to 0.0020 to 0.0080%.
  • the N content is preferably 0.0025% or more, and more preferably 0.0027% or more. Further, the N content is preferably 0.0065% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • Ti 0.005 to 0.015%
  • Ti is an essential element in the present invention because it contributes to preventing coarsening of crystal grains by being finely precipitated in the form of TiN or the like. In order to acquire the effect, it is necessary to make Ti content 0.005% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.015%, the grain refinement effect tends to be saturated, and in some cases, a large Ti—Al composite inclusion may be generated. Large Ti-Al composite inclusions may lead to a decrease in the failure life under very high internal pressure conditions. In particular, the tensile strength is 900 MPa or more, and the limit internal pressure is 0.3 ⁇ TS ⁇ ⁇ or more.
  • the Ti content is set to 0.005 to 0.015%.
  • the Ti content is preferably 0.006% or more, and more preferably 0.007% or more. Further, the Ti content is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.012% or less.
  • Nb 0.015 to 0.045%
  • Nb is an essential element in the present invention for obtaining a desired fine grain structure because Nb is finely dispersed as carbide or carbonitride in steel and has an effect of strongly pinning the grain boundaries. Further, the strength and toughness of the steel are improved by the fine dispersion of Nb carbide or carbonitride. For these purposes, it is necessary to contain 0.015% or more of Nb. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.045%, the carbides and carbonitrides are coarsened and the toughness is reduced. Therefore, the Nb content is set to 0.015 to 0.045%.
  • the Nb content is preferably 0.018% or more, and more preferably 0.020% or more. Moreover, it is preferable that Nb content is 0.040% or less, and it is more preferable that it is 0.035% or less.
  • Cr 0 to 1.0% Since Cr is an element having an effect of improving hardenability and wear resistance, it may be contained as necessary. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the toughness and cold workability deteriorate, so the Cr content in the case of inclusion is 1.0% or less. The Cr content is preferably 0.8% or less. In addition, when obtaining said effect, it is preferable to make Cr content into 0.2% or more, and it is more preferable to set it as 0.3% or more.
  • Mo 0 to 1.0%
  • Mo is an element that contributes to securing high strength in order to improve hardenability and increase temper softening resistance. Therefore, you may contain Mo as needed. However, even if the Mo content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the alloy cost increases. Therefore, the Mo content when contained is 1.0% or less.
  • the Mo content is preferably 0.45% or less.
  • Cu 0 to 0.5%
  • Cu is an element having an effect of improving strength and toughness by increasing the hardenability of steel. Therefore, you may contain Cu as needed. However, even if the Cu content exceeds 0.5%, the effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, the Cu content when contained is 0.5% or less.
  • the Cu content is preferably 0.40% or less, and more preferably 0.35% or less.
  • Ni 0 to 0.5%
  • Ni is an element having an effect of improving strength and toughness by increasing the hardenability of steel. Therefore, you may contain Ni as needed. However, even if the Ni content exceeds 0.5%, the effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, when Ni is included, the Ni content is 0.5% or less.
  • the Ni content is preferably 0.40% or less, and more preferably 0.35% or less. In order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.08% or more.
  • V 0 to 0.15%
  • V is an element that precipitates as fine carbide (VC) during tempering, increases temper softening resistance, enables high temperature tempering, and contributes to increasing the strength and toughness of steel. Therefore, you may contain V as needed. However, when the V content exceeds 0.15%, the toughness is lowered, so that the V content in the case of being included is 0.15% or less.
  • the V content is preferably 0.12% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • B 0 to 0.005%
  • B is an element having an effect of improving hardenability. Therefore, you may contain B as needed. However, if the B content exceeds 0.005%, the toughness decreases. Therefore, when B is included, the B content is 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.002% or less.
  • the effect of improving hardenability by containing B can be obtained even at the impurity level, but to obtain the effect more remarkably, the B content is preferably 0.0003% or more.
  • N in the steel is fixed by Ti.
  • the steel pipe for a fuel injection pipe of the present invention has a chemical composition composed of the above elements C to B, the remaining Fe and impurities.
  • impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when steel is industrially manufactured, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • Ca 0.001% or less
  • Ca has an action of aggregating silicate inclusions (Group G of JIS G 0555), and if the Ca content exceeds 0.001%, it is limited due to generation of coarse C inclusions. The internal pressure decreases. Therefore, the Ca content is 0.001% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0007% or less, and more preferably 0.0003% or less.
  • the Ca content in the steel can be made substantially 0%.
  • P 0.02% or less
  • P is an element unavoidably present in steel as an impurity.
  • the content exceeds 0.02%, not only the hot workability is lowered, but also the toughness is remarkably lowered due to grain boundary segregation. Therefore, the P content needs to be 0.02% or less.
  • the P content is preferably as low as possible, preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less. However, excessive reduction leads to an increase in manufacturing cost, so the lower limit is preferably 0.005%.
  • S 0.01% or less S, like P, is an element unavoidably present in steel as an impurity.
  • the S content needs to be 0.01% or less.
  • the S content is preferably as low as possible, preferably 0.005% or less, and more preferably 0.0035% or less.
  • the lower limit is preferably 0.0005%.
  • O forms a coarse oxide and tends to cause a decrease in the limit internal pressure due to it. From such a viewpoint, the O content needs to be 0.0040% or less.
  • the O content is preferably as low as possible, preferably 0.0035% or less, more preferably 0.0025% or less, and even more preferably 0.0015% or less.
  • the lower limit is preferably 0.0005%.
  • the metal structure of the steel pipe for fuel injection pipes according to the present invention is composed of a tempered martensite structure or a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite. If a ferrite pearlite structure exists in the structure, even if the breakage of the inclusion origin is resolved, the breakage occurs starting from the ferrite phase that is locally low in hardness, which is expected from the macroscopic hardness and tensile strength. The limit internal pressure is not obtained. In addition, it is difficult to ensure a tensile strength of 800 MPa or more, particularly a tensile strength of 900 MPa or more in a structure that does not contain tempered martensite or a ferrite / pearlite structure.
  • the prior austenite grain size number needs to be 10.0 or more. This is because in a steel pipe having a grain size number less than 10.0 and insufficiently refined, the fatigue strength of the structure is lowered, so that the limit internal pressure is lowered even if the inclusion does not become the starting point.
  • the granularity number is based on the provisions of ASTM E112.
  • the steel pipe for a fuel injection pipe according to the present invention has a tensile strength of 800 MPa or more and a critical internal pressure that satisfies the following formula (i).
  • IP ⁇ 0.3 ⁇ TS ⁇ ⁇ (i) ⁇ [(D / d) 2 ⁇ 1] / [0.776 ⁇ (D / d) 2 ] (ii)
  • IP in the above formula (i) means the critical internal pressure (MPa)
  • TS means the tensile strength (MPa)
  • ⁇ is a value expressed by the above formula (ii).
  • D is the outer diameter (mm) of the steel pipe for fuel injection pipe
  • d is the inner diameter (mm).
  • ⁇ is a coefficient for correcting that the relationship between the internal pressure and the stress generated on the inner surface of the tube changes depending on the tube inner diameter ratio.
  • the tensile strength is set to 800 MPa or more.
  • the limit internal pressure means that the minimum internal pressure is 18 MPa in the internal pressure fatigue test, the internal pressure is repeatedly changed with a sine wave with respect to time, and breakage (leakage) occurs even when the number of repetitions reaches 10 7 times. It means the maximum internal pressure (MPa) that does not occur.
  • the tensile strength is 900 MPa or more.
  • the inner diameter of the steel pipe for a fuel injection pipe according to the present invention is preferably 2.5 mm or more, and more preferably 3 mm or more.
  • the thickness of the steel pipe is preferably 1.5 mm or more, and more preferably 2 mm or more.
  • the outer diameter of the steel pipe is desirably 20 mm or less, and more desirably 10 mm or less.
  • D / d which is the ratio of the outer diameter and the inner diameter of the steel pipe is 2.0 or more.
  • the upper limit of D / d is not particularly set, but if the value is excessively large, bending work becomes difficult, so that it is preferably 3.0 or less, and more preferably 2.8 or less.
  • the steel ingot which suppressed the inclusion beforehand with the following method is prepared, From the steel ingot
  • the raw tube can be manufactured by a technique such as Mannesmann tube, etc., and can be manufactured by heat treatment after making it into a desired size and shape by cold working.
  • the chemical composition as described above In order to suppress the formation of inclusions, it is preferable to adjust the chemical composition as described above and increase the cross-sectional area of the slab during casting. This is because large inclusions float after casting until they solidify.
  • the cross-sectional area of the slab during casting is desirably 200,000 mm 2 or more.
  • by slowing the casting speed light non-metallic inclusions can be levitated as slag and non-metallic inclusions in the steel itself can be reduced.
  • continuous casting can be performed at a casting speed of 0.5 m / min.
  • Ti-Al composite inclusions may be formed depending on the Ti content in the steel. This Ti—Al composite inclusion is presumed to be formed during the solidification process. In the present invention, it is possible to prevent the formation of coarse composite inclusions by appropriately controlling the Ti content.
  • a billet for pipe making is prepared by a method such as block rolling. Then, for example, piercing and rolling are performed by a Mannesmann-mandrel mill pipe manufacturing method, and a predetermined hot pipe manufacturing dimension is finished by constant diameter rolling using a stretch reducer or the like. Next, the cold drawing process is repeated several times to obtain a predetermined cold finish size. In cold drawing, cold drawing can be facilitated by performing stress relief annealing before or in the middle thereof. It is also possible to use other pipe making methods such as a plug mill pipe making method.
  • a tensile strength of 800 MPa or more, preferably 900 MPa or more is obtained by performing a heat treatment of quenching and tempering. Can be secured.
  • the heating temperature is preferably 1050 ° C. or lower. This is because if the heating temperature exceeds 1050 ° C., the ⁇ grains are likely to be coarsened.
  • the heating temperature is more preferably set to Ac 3 transformation point + 30 ° C. or higher.
  • the heating method at the time of quenching is not particularly limited, but heating at a high temperature for a long time increases the scale generated on the surface of the steel pipe when it is not in a protective atmosphere, leading to a decrease in dimensional accuracy and surface properties.
  • furnace heating such as a walking beam furnace
  • a short holding time of about 10 to 20 minutes is preferable.
  • an atmosphere having a low oxygen potential or a non-oxidizing reducing atmosphere is preferable as the heating atmosphere.
  • the heating rate is preferably 25 ° C./s or more, more preferably 50 ° C./s or more, and further preferably 100 ° C./s or more.
  • the cooling rate in the temperature range of 500 to 800 ° C. is preferably 50 ° C./s or more, More preferably, it is 100 ° C./s or more, and further preferably 125 ° C./s or more.
  • a quenching process such as water quenching.
  • the steel pipe that has been quenched and cooled to room temperature is hard and brittle as it is, it is preferably tempered at a temperature below the Ac 1 transformation point.
  • the tempering temperature exceeds the Ac 1 transformation point, reverse transformation occurs, making it difficult to obtain desired characteristics stably and reliably.
  • the tempering temperature is less than 450 ° C., tempering tends to be insufficient, and the toughness and workability may be insufficient.
  • a preferred tempering temperature is 600 to 650 ° C.
  • the holding time at the tempering temperature is not particularly limited, but is usually about 10 to 120 minutes. In addition, you may correct
  • the self-tightening process is a process in which an excessive internal pressure is applied to partially plastically deform the vicinity of the inner surface to generate a compressive residual stress. This suppresses the growth of fatigue cracks, and a higher limit internal pressure is obtained. It is recommended that the self-tightening pressure is lower than the burst pressure and higher than the lower limit value 0.3 ⁇ TS ⁇ ⁇ of the limit internal pressure.
  • the steel pipe for a fuel injection pipe of the present invention can be made into a high-pressure fuel injection pipe by forming connection heads at both end portions, for example.
  • a billet for pipe making is manufactured from the above steel material, pierced and rolled by the Mannesmann-Mandrel pipe manufacturing method, and hot-rolled to a dimension having an outer diameter of 34 mm and a wall thickness of 4.5 mm by stretch reducer constant diameter rolling. .
  • the tip of the pipe was squeezed and a lubricant was applied.
  • drawing was performed using a die and a plug, and softening annealing was performed as necessary.
  • the tube diameter was gradually reduced to a predetermined size. At this time, test no.
  • the obtained steel pipe was subjected to a tensile test using a No. 11 test piece specified in JIS Z 2241 (2011) to obtain a tensile strength.
  • Samples for observing the structure were taken from each steel pipe, and the cross section perpendicular to the pipe axis direction was mechanically polished. After polishing with emery paper and buff, it was confirmed that it was a tempered martensite or a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite using a nital corrosive solution. Then, after buffing again, the old ⁇ grain boundaries in the observation plane were exposed using a picral corrosion liquid. Thereafter, the prior austenite grain size number of the observation surface was determined in accordance with ASTM E112.
  • each steel pipe was cut into a length of 200 mm, subjected to pipe end processing, and used as an injection pipe test piece for internal pressure fatigue test.
  • one end face of the sample is sealed, and hydraulic oil is sealed as a pressure medium inside the sample from the other end face, and a sine wave is taken with respect to time in the range of the internal pressure from the maximum internal pressure to the minimum 18 MPa. It is made to fluctuate repeatedly.
  • the frequency of internal pressure fluctuation was 8 Hz. Even if the repetition rate is 10 7 times as a result of the internal pressure fatigue test to evaluate the maximum pressure damage (leakage) it does not occur as a critical internal pressure.
  • Table 5 shows the evaluation results of old ⁇ grain size, tensile strength, limit internal pressure, and calculated value of 0.3 ⁇ TS ⁇ ⁇ .
  • test no. Examples 1 to 4 and 6 to 8 are examples of the present invention that satisfy the provisions of the present invention.
  • test no. Although 5 is a comparative example, the chemical composition of steel satisfies the provisions of the present invention, but the prior austenite grain size number is outside the scope of the present invention.
  • Test No. Reference numerals 9 to 13 are reference examples or comparative examples in which the chemical composition of the steel is outside the specified range of the present invention.
  • test no. 1 to 4, 6 to 8 and Test No. as a reference example. None of 9 was broken by 10 7 repetitions at a maximum pressure of 300 MPa, and the maximum pressure was 300 MPa or more. This is a level greater than 0.3 ⁇ times the tensile strength.
  • the steel pipe for fuel injection pipes according to the present invention can be suitably used particularly as a fuel injection pipe for automobiles.

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Abstract

　化学組成が、質量％で、C:0.12～0.27%、Si:0.05～0.40%、Mn:0.3～2.0％、Al:0.005～0.060％、N:0.0020～0.0080％、Ti:0.005～0.015％、Nb:0.015～0.045％、Cr:0～1.0％、Mo:0～1.0％、Cu:0～0.5％、Ni:0～0.5％、V:0～0.15％、B：0～0.005％、残部Feおよび不純物であり、不純物中のCa、P、SおよびOは、Ca:0.001％以下、P:0.02％以下、S:0.01％以下、O:0.0040％以下であり、金属組織が焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織からなり、旧オーステナイト粒度番号が10.0以上であって、800MPa以上の引張強度TSを有すると共に、限界内圧が[0.3×TS×α]（但し、α=[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2]、D:鋼管外径(mm)、d:鋼管内径(mm)）以上である燃料噴射管用鋼管。

Description

燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
　本発明は、燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管に係り、特に、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、耐内圧疲労特性に優れる燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管に関する。
　将来的なエネルギーの枯渇への対策として、省エネルギーを促す運動、資源のリサイクル運動およびこれらの目的を達成する技術の開発が盛んに行われている。特に近年は、世界的な取り組みとして地球の温暖化を防止するために燃料の燃焼に伴うＣＯ２の排出量を低減させることが強く求められている。
　ＣＯ２の排出量の少ない内燃機関として、自動車などに用いられるディーゼルエンジンが挙げられる。しかし、ディーゼルエンジンには、ＣＯ２の排出量が少ない反面、黒煙が発生するという問題がある。黒煙は、噴射された燃料に対し酸素が不足した場合に発生する。すなわち、燃料が部分的に熱分解されることにより脱水素反応が起こり、黒煙の前駆物質が生成して、この前駆物質が再び熱分解し、凝集および合体することにより黒煙となる。こうして発生した黒煙は大気汚染を引き起こし、人体に悪影響を及ぼすことが危惧される。
　上記の黒煙は、ディーゼルエンジンの燃焼室への燃料の噴射圧を高めることにより、その発生量を低減することができる。しかし、そのためには、燃料噴射に用いる鋼管には高い疲労強度が求められる。このような燃料噴射管または燃料噴射管用鋼管について、下記の技術が開示されている。
　特許文献１には、熱間圧延したシームレス鋼管素材の内面をショットブラスト処理により、研削・研磨を行った後に、冷間引抜き加工を行うディーゼルエンジンの燃料噴射に用いる鋼管の製造方法が開示されている。この製造方法を採用すれば、鋼管内面の疵（凹凸、ヘゲ、微細クラックなど）の深さを０．１０ｍｍ以下にできるので、燃料噴射に用いる鋼管の高強度化が図れるとされている。
　特許文献２には、少なくとも鋼管の内表面から２０μｍまでの深さに存在する非金属介在物の最大径が２０μｍ以下であり、引張強度が５００ＭＰａ以上の燃料噴射管用鋼管が開示されている。
　特許文献３には、引張強度が９００Ｎ／ｍｍ２以上であって、少なくとも鋼管の内表面から２０μｍまでの深さに存在する非金属介在物の最大径が２０μｍ以下である燃料噴射管用鋼管が開示されている。
　特許文献３の発明は、Ｓの低減、鋳込み方法の工夫、Ｃａの低減等によりＡ系、Ｂ系、Ｃ系の粗大介在物を排除した鋼材を用いて素管鋼管を製造し、冷間加工によって目的とする径に調整した後、焼入れ、焼戻しによって９００ＭＰａ以上の引張強度を実現するものであり、実施例では２６０～２８５ＭＰａの限界内圧を実現している。
特開平９－５７３２９号公報 国際公開２００７／１１９７３４号 国際公開２００９／００８２８１号
村上敬宜著、「金属疲労－微小欠陥と介在物の影響」、第１版（１９９３年）、養賢堂、ｐ．１８
　特許文献１に開示された方法で製造された燃料噴射に用いる鋼管は、高い強度を持つものの、その鋼管材料の強度に見合った疲労寿命を得ることができない。鋼管材料の強度が高くなれば、当然に、鋼管の内側にかかる圧力を高くすることができる。しかし、鋼管の内側に圧力を加えた場合に、鋼管内面に疲労による破壊が発生することのない限界となる内圧（以下、「限界内圧」という。）は、鋼管材料の強度のみには依存しない。すなわち、鋼管材料の強度を大きくしても期待以上の限界内圧は得られない。最終製品の信頼性などを考慮に入れると、疲労寿命は長いほど好ましいが、前記の限界内圧が低ければ、高い内圧による使用によって鋼管が疲労しやすいため疲労寿命も短くなる。
　特許文献２および３に開示された燃料噴射管用鋼管は、疲労寿命が長く、かつ信頼性が高いという特長を有する。しかしながら、特許文献２に開示される鋼管の限界内圧は２５５ＭＰａ以下であり、特許文献３においても２６０～２８５ＭＰａである。最近の趨勢においては、特に自動車業界において、さらなる高内圧化が要求されており、引張強度が８００ＭＰａ以上であって、限界内圧が２７０ＭＰａ超の燃料噴射管、特に望ましくは、引張強度が９００ＭＰａ以上であって、限界内圧が３００ＭＰａ超の燃料噴射管の開発が要望されている。なお、限界内圧は、一般に燃料噴射管の引張強度に依存して僅かに増加する傾向にあるものの、各種の要因が絡むと考えられ、特に８００ＭＰａ以上の高強度燃料噴射管においては安定して高い限界内圧を確保することは、必ずしも容易ではない。
　本発明は、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、限界内圧が０．３×ＴＳ×α以上の高い限界内圧特性を有する信頼性の高い燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管を提供することを目的とする。但し、αは、後述のように管内径比によって内圧と管内面の発生応力との関係が変化することを補正する係数であり、管の外径Ｄの内径dに対する比Ｄ／ｄが２～２．２の範囲ではαは０．９７～１．０２、すなわち、略１となる。
　本発明者らは、高強度鋼管を用いた燃料噴射管用鋼管を種々の熱処理条件により試作し、その限界内圧および破損形態を調査した結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）試料を用いて内圧疲労試験を行うと、高応力となる内表面を起点に疲労き裂が発生および進展し、外表面に達すると同時に破壊に至る。この時、起点部には介在物が存在する場合と存在しない場合がある。
　（ｂ）起点部に介在物が存在しない場合、そこにはファセット状破面と呼ばれる平坦な破面形態が認められる。これは結晶粒単位で発生したき裂がその周囲の数結晶粒分にわたり、モードIIと呼ばれる剪断型で進展して形成されたものである。このファセット状破面が臨界値まで成長するとモードIと呼ばれる開口型に進展形態が変化し、破損に至る。ファセット状破面の成長は、初期のき裂発生の寸法単位である旧オーステナイト粒径（以下、「旧γ粒径」と表記する。）に依存し、旧γ粒径が大きい、すなわち旧γ粒の粒度番号が小さいと促進される。これは介在物が起点とならなくても、旧γ粒径が粗大であると、基地組織の疲労強度は低下することを意味する。
　（ｃ）具体的には、旧γ粒の粒度番号を１０．０以上とすることで、３００ＭＰａまでの内圧を付加できる内圧疲労試験では繰り返し数が１０７回であっても破損が発生しなかった。一方、粒度番号が１０．０未満の細粒化が不十分な鋼管では、組織の疲労強度が低下するため、介在物が起点とならなくても限界内圧が低下する状況が認められた。
　（ｄ）旧γ粒の粒度番号が１０．０以上となるような細粒組織を、工業生産において安定的に得るためには、鋼中のＴｉおよびＮｂの含有量を一定量以上とすることが重要である。
　（ｅ）硫化物系介在物（ＪＩＳ　Ｇ　０５５５のグループＡ）を工業的に安定的に抑制するには、脱酸剤としてＡｌを用い、鋼中のｓｏｌ．Ａｌを適量範囲に制御することが適当である。
　（ｆ）介在物の抑制は比較的安定にできるものの、Ｔｉ含有量が０．１５％を超える場合には、内圧疲労試験を行った鋼管の破面観察から直径２０μｍ以下の複数のＡｌ２Ｏ３系介在物をＴｉが主成分のフィルム状の薄い層が架橋する形態の複合介在物（以下、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物という。）が観察された。この観察結果から、Ｔｉ含有量を一定値以下とすることによって、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物の形成を抑制し、内圧疲労を緩和することが可能となることが明らかとなった。
　なお、上記のＴｉ含有鋼の介在物に起因する問題点は、以下の参考実験の結果から明らかになったものである。
　＜参考実験１＞
　まず、予備的に比較的強度の低い鋼を用いて、内圧疲労試験を行った。表１に示す化学成分を有する３種の素材Ａ、ＢおよびＣを転炉、連続鋳造によって製作した。連続鋳造では鋳込み時の鋳造速度を０．５ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の断面積を２００，０００ｍｍ２以上とした。得られた鋼片を分塊圧延して製管用ビレットに加工し、マンネスマン－マンドレル製管法で穿孔圧延、延伸圧延を行い、ストレッチレデューサー定径圧延で素管を製造した。そして、焼鈍と冷間引抜きとを複数回繰返し所定の仕上げ寸法まで縮径した後、焼準処理を行った。この時、焼準処理は９８０℃×６０ｍｉｎ保持後空冷の条件で行った。そして所定の長さに切断し、管端加工を施し、内圧疲労試験用噴射管製品試料とした。引張強度は鋼Ａが７１８ＭＰａ、鋼Ｂが６８５ＭＰａ、鋼Ｃが７２３ＭＰａであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　試料の寸法は、外径６．３５ｍｍ、内径３．００ｍｍ、長さ２００ｍｍである。この試料をそれぞれ３０試料ずつ内圧疲労試験に供した。疲労試験条件は、サンプルの片側端面をシールし、もう片側端面よりサンプル内部に圧力媒体として作動油を封入し、封入部の内圧を最大３００ＭＰａから最小１８ＭＰａの範囲で繰返し変動させるもので、内圧変動の周波数は８Ｈｚとした。
　最大内圧を３００ＭＰａとした内圧疲労試験を行ったところ、全数において、繰返し数が２×１０６回に到達するまでに内表面にき裂が発生および進展し、外表面に到達してリークするという形態で破損が生じた。
　破損した全サンプルのリーク発生部について破面出しし、その起点部をＳＥＭで観察し、介在物の有無およびその寸法を測定した。介在物寸法は、画像処理によってその面積areaと内面からの深さ方向（管半径方向）の最大幅ｃとを測定し、√areaを算出した。なお、√areaは、面積areaの平方根と、（√１０）・ｃのいずれか小さい方の数値を採用した。この定義は非特許文献１に記述された考え方に基づいている。
　得られた結果を表２に示す。Ｔｉ含有量が高い鋼Ｃを用いた例では３０試料中、１４試料で内表面に接した介在物が起点となっており、その寸法は√areaで大半が６０μｍ以下であったが、１試料のみ√areaで１１１μｍのものがあった。なお、これらの介在物は、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物であった。一方、Ｔｉ含有量の低い鋼ＡおよびＢを用いた例では全ての試料において、起点に介在物は認められず、全て内表面の基地組織がき裂の起点となっていた。ちなみに破損寿命は、鋼Ｃで最大介在物が検出された試料において最も短い３．７８×１０５回であったが、これ以外の２９試料では４．７～８．０×１０５回であった。一方、鋼ＡおよびＢの場合は両者に大差なく、６．８～１７．７×１０５回であり、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物による内圧疲労への影響が明確に認められる。そしてＴｉ含有量の増加により、内圧疲労の低下を招く粗大なＴｉ－Ａｌ複合介在物を析出させていると推定できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜参考実験２＞
　次に、９００ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼を用いて、最大３４０ＭＰａの内圧による疲労試験を行った。上述の表１に示す化学成分を有する素材ＢおよびＣを３試料ずつ転炉、連続鋳造によって製作した。連続鋳造では鋳込み時の鋳造速度を０．５ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の断面積を２００，０００ｍｍ２以上とした。上記鋼素材から製管用ビレットを製造し、マンネスマン－マンドレル製管法で穿孔圧延、延伸圧延を行い、ストレッチレデューサー定径圧延により、外径３４ｍｍ、肉厚４．５ｍｍの寸法に熱間製管した。この熱間仕上げされた素管を抽伸するために、まず素管先端を口絞りし、潤滑剤を塗布した。続いて、ダイスおよびプラグを用いて引抜加工を行い、必要に応じて軟化焼鈍を行い、徐々に管径を縮小し、外径６．３５ｍｍ、内径３．０ｍｍの鋼管に仕上げた。そして、１０００℃まで高周波加熱してから水冷する焼入れ処理を施した後、６４０℃で１０ｍｉｎ保持してから放冷する焼戻し処理を行い、外内表面のスケール除去・平滑化処理を行った。
　その後、各試料を長さ２００ｍｍに切断し、管端加工を施し、内圧疲労試験用噴射管試験片として、内圧疲労試験を実施した。疲労試験は、試料の片側端面をシールし、もう片側端面より試料内部に圧力媒体として作動油を封入し、封入部の内圧を最大３４０ＭＰａから最小１８ＭＰａの範囲で、時間に対して正弦波をとるように繰返し変動させるものである。内圧変動の周波数は８Ｈｚとした。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、Ｔｉ含有量の低い鋼Ｂを用いた例では、３試料全てにおいて、繰返し数が５．０×１０６回になっても破損（リーク）が起こらなかった。一方、Ｔｉ含有量の高い鋼Ｃを用いた例では、３試料中１試料において、繰返し数が３．６３×１０５回になったところで管内面から疲労破壊が発生した。疲労破壊が生じた試料について、起点部をＳＥＭで観察したところ、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物が認められ、その寸法は√areaで３３μｍであった。以上の実験結果からも、Ｔｉ含有量が高い試料を用いた場合、粗大なＴｉ－Ａｌ複合介在物が析出し、疲労破壊が生じやすくなる傾向にあることが分かる。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１２～０．２７％、
　Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
　Ｍｎ：０．３～２．０％、
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
　Ｃｒ：０～１．０％、
　Ｍｏ：０～１．０％、
　Ｃｕ：０～０．５％、
　Ｎｉ：０～０．５％、
　Ｖ：０～０．１５％、
　Ｂ：０～０．００５％、
　残部Ｆｅおよび不純物であり、
　不純物中のＣａ、Ｐ、ＳおよびＯは、
　Ｃａ：０．００１％以下、
　Ｐ：０．０２％以下、
　Ｓ：０．０１％以下、
　Ｏ：０．００４０％以下であり、
　金属組織が焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織からなり、旧オーステナイト粒度番号が１０．０以上であって、
　８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、限界内圧が下記（ｉ）式を満足する、燃料噴射管用鋼管。
　ＩＰ≧０．３×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味し、αは上記（ii）式で表される値である。また、上記（ii）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０．２～１．０％、
　Ｍｏ：０．０３～１．０％、
　Ｃｕ：０．０３～０．５％、
　Ｎｉ：０．０３～０．５％、
　Ｖ：０．０２～０．１５％、および
　Ｂ：０．０００３～０．００５％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の燃料噴射管用鋼管。
　（３）前記鋼管の外径および内径が下記（iii）式を満足する、上記（１）または（２）に記載の燃料噴射管用鋼管。
　Ｄ／ｄ≧１．５　　　・・・（iii）
　但し、上記（iii）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の燃料噴射管用鋼管を素材として用いる、燃料噴射管。
　本発明によれば、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、耐内圧疲労特性に優れる燃料噴射管用鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、特に自動車用の燃料噴射管として好適に用いることができる。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１２～０．２７％
　Ｃは、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。所望の引張強度を確保するためにはＣ含有量を０．１２％以上とすることが必要である。しかし、Ｃ含有量が０．２７％を超えると、加工性の低下を招く。したがって、Ｃ含有量は０．１２～０．２７％とする。Ｃ含有量は０．１３％以上であるのが好ましく、０．１４％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２３％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～０．４０％
　Ｓｉは、脱酸作用を有するだけでなく、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる作用を有する元素である。これらの効果を確実にするためには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とすることが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．４０％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．３５％以下であるのが好ましい。
　Ｍｎ：０．３～２．０％
　Ｍｎは、脱酸作用を有するだけでなく、鋼の焼入れ性を高めて強度と靭性とを向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．３％未満では十分な強度が得られず、一方、２．０％を超えるとＭｎＳの粗大化が生じて、熱間圧延時に展伸し、かえって靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．３～２．０％とする。Ｍｎ含有量は０．４％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．７％以下であるのが好ましく、１．５％以下であるのがより好ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　Ａｌは、鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、また鋼の靭性および加工性を高める作用を有する元素である。これらの効果を得るには０．００５％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、介在物が発生しやすくなり、特にＴｉを含有する鋼においては、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物が生じるおそれが高くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０６０％とする。Ａｌ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０４０％以下であるのがより好ましい。なお、本発明において、Ａｌ含有量は、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．００２０～０．００８０％
　Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。しかしながら本発明では、ＴｉＮのピニング効果（pinning effect）による結晶粒粗大化防止を目的として、０．００２０％以上のＮを残存させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると大型のＴｉ－Ａｌ複合介在物が生じるおそれが高くなる。したがって、Ｎ含有量は０．００２０～０．００８０％とする。Ｎ含有量は０．００２５％以上であるのが好ましく、０．００２７％以上であるのがより好ましい。また、Ｎ含有量は０．００６５％以下であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％
　Ｔｉは、ＴｉＮ等の形で微細に析出することで、結晶粒の粗大化防止に貢献するため、本発明では必須の元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超えると、結晶粒の細粒化効果は飽和する傾向が生じるとともに、場合によっては大型のＴｉ－Ａｌ複合介在物が生じるおそれがある。大型のＴｉ－Ａｌ複合介在物は、非常に高い内圧条件下での破損寿命の低下を招くおそれがあり、その抑制は、特に、引張強度９００ＭＰａ以上、限界内圧が０．３×ＴＳ×α以上の高い限界内圧特性を有する燃料噴射管においては重要であると考えられる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０１５％とする。Ｔｉ含有量は０．００６％以上であるのが好ましく、０．００７％以上であるのがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．０１３％以下であるのが好ましく、０．０１２％以下であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％
　Ｎｂは、鋼中で炭化物または炭窒化物として微細に分散し、結晶粒界を強くピン止めする効果を有するため、所望の細粒組織を得る上で本発明においては必須の元素である。また、Ｎｂの炭化物または炭窒化物の微細分散により、鋼の強度および靭性が向上する。これらの目的のため、０．０１５％以上のＮｂを含有させる必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０４５％を超えると、炭化物、炭窒化物が粗大化し、かえって靭性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は０．０１５～０．０４５％とする。Ｎｂ含有量は０．０１８％以上であるのが好ましく、０．０２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましく、０．０３５％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｃｒは、焼入れ性および耐摩耗性を向上させる効果を有する元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると靭性および冷間加工性が低下するため、含有させる場合のＣｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量を０．２％以上とすることが好ましく、０．３％以上とすることがより好ましい。
　Ｍｏ：０～１．０％
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高めるため、高強度確保に寄与する元素である。そのため、必要に応じてＭｏを含有させても良い。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えてもその効果は飽和する上に、合金コストが嵩む結果となる。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量を０．０３％以上とすることが好ましく、０．０８％以上とすることがより好ましい。
　Ｃｕ：０～０．５％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高めることで強度および靭性を向上させる効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＣｕを含有させても良い。しかし、Ｃｕ含有量が０．５％を超えてもその効果は飽和する上に、合金コストの上昇を招く結果となる。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は０．５％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下とするのが好ましく、０．３５％以下とするのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　Ｎｉ：０～０．５％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めることで強度および靭性を向上させる効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＮｉを含有させても良い。しかし、Ｎｉ含有量が０．５％を超えてもその効果は飽和する上に、合金コストの上昇を招く結果となる。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は０．５％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４０％以下とするのが好ましく、０．３５％以下とするのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量を０．０３％以上とすることが好ましく、０．０８％以上とすることがより好ましい。
　Ｖ：０～０．１５％
　Ｖは、焼戻し時に微細な炭化物（ＶＣ）として析出して、焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能とし、鋼の高強度化および高靭性化に寄与する元素である。そのため、必要に応じてＶを含有させても良い。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えるとかえって靭性の低下を招くため含有させる場合のＶ含有量は０．１５％以下とする。Ｖ含有量は０．１２％以下とするのが好ましく、０．１０％以下とするのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることがより好ましい。
　Ｂ：０～０．００５％
　Ｂは焼入れ性を高める作用を有する元素である。そのため、必要に応じてＢを含有させても良い。しかし、Ｂの含有量が０．００５％を超えると靭性が低下する。したがって、含有させる場合のＢの含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００２％以下とするのが好ましい。Ｂを含有させることによる焼入れ性向上作用は、不純物レベルの含有量であっても得られるが、より顕著にその効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、Ｂの効果を有効に活用するためには、鋼中のＮがＴｉにより固定されていることが好ましい。
　本発明の燃料噴射管用鋼管は、上記のＣからＢまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。
　ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　以下、不純物中のＣａ、Ｐ、ＳおよびＯについて説明する。
　Ｃａ：０．００１％以下
　Ｃａは、シリケート系介在物（ＪＩＳ　Ｇ　０５５５のグループＣ）を凝集させる作用があり、Ｃａ含有量が０．００１％を超えると粗大なＣ系介在物の生成により限界内圧が低下する。したがってＣａ含有量は０．００１％以下とする。Ｃａ含有量は０．０００７％以下とすることが好ましく、０．０００３％以下とすることがより好ましい。なお、製鋼精錬に係る設備で長期にわたり全くＣａ処理を行わなければ、設備のＣａ汚染を解消することができるため、鋼中のＣａ含有量を実質的に０％とすることが可能である。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が０．０２％を超えると、熱間加工性の低下を招くだけでなく、粒界偏析により靭性を著しく低下させる。したがって、Ｐ含有量は、０．０２％以下とする必要がある。なお、Ｐの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０１５％以下とするのが好ましく、０．０１２％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．００５％とするのが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、Ｐと同様に不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が０．０１％を超えると粒界に偏析するとともに、硫化物系の介在物を生成して疲労強度の低下を招きやすい。したがって、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする必要がある。なお、Ｓの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．００５％以下とするのが好ましく、０．００３５％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．０００５％とするのが好ましい。
　Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、それに起因する限界内圧の低下を生じやすくする。このような観点からＯ含有量は０．００４０％以下とする必要がある。なお、Ｏの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．００３５％以下とするのが好ましく、０．００２５％以下とするのがより好ましく、０．００１５％以下とするのがさらに好ましい。しかし、過度の低下は、製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．０００５％とするのが好ましい。
　２．金属組織
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の金属組織は、焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織からなるものである。組織中にフェライト・パーライト組織が存在すると、介在物起点の破損が解消されたとしても、局所的に硬さの低いフェライト相を起点として破損が生じるため、巨視的な硬さおよび引張強度から期待される限界内圧が得られない。また、焼戻しマルテンサイトを含まない組織またはフェライト・パーライト組織では８００ＭＰａ以上の引張強度、特に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難になる。
　また、上述のように、鋼管の疲労強度を向上させるためには、旧オーステナイト粒度番号を１０．０以上とする必要がある。粒度番号が１０．０未満の細粒化が不十分な鋼管では、組織の疲労強度が低下するため、介在物が起点とならなくても限界内圧が低下するためである。なお、粒度番号は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２の規定によるものである。
　３．機械的性質
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、８００ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、限界内圧が下記（ｉ）式を満足するものである。
　ＩＰ≧０．３×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味し、αは上記（ii）式で表される値である。また、上記（ii）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。αは管内径比によって内圧と管内面の発生応力との関係が変化することを補正する係数である。
　引張強度を８００ＭＰａ以上とする理由は、引張強度が８００ＭＰａ未満では、単発で作用する過大圧力に対して、耐バースト（破裂）性能を確保することができないためである。また、限界内圧が上記（ｉ）式を満足することによって破壊疲労に対する安全性を確保することが可能になる。なお、本発明において、限界内圧とは、内圧疲労試験において最低内圧を１８ＭＰａとして、時間に対して正弦波をとる繰返し内圧変動を与え、繰返し数が１０７回になっても破損（リーク）が生じない最高内圧（ＭＰａ）を意味する。好ましくは、引張強度を９００ＭＰａ以上とする。
　４．寸法
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の寸法については特に制限は設けない。しかしながら、一般的に燃料噴射管は使用時における内部の圧力変動を少なくするために、ある程度の容量が必要となる。そのため、本発明に係る燃料噴射管用鋼管の内径は２．５ｍｍ以上であることが望ましく、３ｍｍ以上であることがより望ましい。また、燃料噴射管は高い内圧に耐える必要があるため、鋼管の肉厚は１．５ｍｍ以上であることが望ましく、２ｍｍ以上であることがより望ましい。一方、鋼管の外径が大きすぎる場合、曲げ加工等が困難になる。そのため、鋼管の外径は２０ｍｍ以下であることが望ましく、１０ｍｍ以下であることがより望ましい。
　さらに、高い内圧に耐えるためには、鋼管の内径が大きいほどそれに応じて肉厚を大きくすることが望ましい。鋼管の内径が一定であれば、肉厚が大きくなるに従い、鋼管の外径も大きくなる。すなわち、高い内圧に耐えるためには、鋼管の内径が大きいほど鋼管の外径も大きくすることが望ましい。燃料噴射管用鋼管として十分な限界内圧を得るためには、鋼管の外径および内径は下記（iii）式を満足することが望ましい。
　Ｄ／ｄ≧１．５　　　・・・（iii）
　但し、上記（iii）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　なお、上記の鋼管の外径および内径の比であるＤ／ｄは２．０以上であることがより望ましい。一方、Ｄ／ｄの上限は特に設けないが、その値が過大であると曲げ加工が困難になることから、３．０以下であることが望ましく、２．８以下であることがより望ましい。
　５．製造方法
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の製造方法について特に制限はないが、例えば、継目無鋼管から製造する場合、以下の方法で予め介在物を抑制した鋼塊を準備し、その鋼塊からマンネスマン製管等の手法で素管を製造し、冷間加工により所望の寸法形状にした後、熱処理をすることによって、製造することができる。
　介在物の形成を抑制するためには、上述のように化学組成を調整すると共に、鋳込み時の鋳片の断面積を大きくすることが好ましい。鋳込み後、凝固するまでの間に大きな介在物は浮上するからである。鋳込み時の鋳片の断面積は２００，０００ｍｍ２以上であることが望ましい。さらに、鋳造速度を遅くすることにより、軽い非金属介在物をスラグとして浮上させて鋼中の非金属介在物そのものを減少させることができる。例えば、連続鋳造においては鋳込み速度０．５ｍ／ｍｉｎで実施できる。
　上記の方法に基づけば、有害な粗大介在物が除去されるが、鋼中のＴｉ含有量次第で、Ｔｉ－Ａｌ複合介在物が形成される場合がある。このＴｉ－Ａｌ複合介在物は、凝固の過程で形成されると推定される。本発明では、Ｔｉ含有量を適正に制御することで、粗大な複合介在物の形成を防止することが可能である。
　このようにして得られた鋳片から、例えば分塊圧延等の方法で製管用のビレットを準備する。そして、例えば、マンネスマン－マンドレルミル製管法で穿孔圧延、延伸圧延を行い、ストレッチレデューサー等による定径圧延で所定の熱間製管の寸法に仕上げる。次いで、冷間引抜加工を数回繰り返して、所定の冷間仕上げの寸法とする。冷間引抜きにあたっては、その前に、またはその中間で応力除去焼鈍を行うことで冷間引抜加工を容易にすることができる。また、プラグミル製管法等、他の製管法を用いることも可能である。
　このようにして、最終の冷間引抜加工を行った後、目的とする燃料噴射管としての機械特性を充足させるため、焼入れ焼戻しの熱処理を行うことで８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができる。
　焼入れ処理においては、少なくともＡｃ３変態点以上の温度に加熱、急冷を行うのが好ましい。加熱温度がＡｃ３変態点未満では、オーステナイト化が不完全となる結果、焼入れによるマルテンサイト形成が不十分となり、所望の引張強度を得ることができないおそれがあるためである。一方、加熱温度は、１０５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度が１０５０℃を上回るとγ粒の粗大化が生じやすくなるためである。加熱温度は、Ａｃ３変態点＋３０℃以上とすることがより好ましい。
　焼入れ時の加熱方法は、特に限定されるものではないが、高温長時間の加熱は、保護雰囲気でない場合においては、鋼管表面に生成するスケールが多くなり、寸法精度および表面性状の低下に繋がるので、ウォーキングビーム炉等、炉加熱の場合は、１０～２０ｍｉｎ程度の短時間の保持時間にすることが好ましい。スケール抑制の観点からは、加熱雰囲気として、酸素ポテンシャルの低い雰囲気または非酸化性の還元雰囲気が好ましい。
　加熱方式として高周波誘導加熱方法または直接通電加熱方法を採用すれば、短時間保持の加熱を実現することができ、鋼管表面に発生するスケールを最小に抑制することが可能となるため好ましい。また、加熱速度を大きくすることで旧γ粒の微細粒化を実現しやすくなるので有利である。加熱速度は、２５℃／ｓ以上とするのが好ましく、５０℃／ｓ以上とするのがより好ましく、１００℃／ｓ以上とするのがさらに好ましい。
　焼入れ時の冷却については、所望の８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を安定かつ確実に得るために、５００～８００℃の温度範囲における冷却速度を５０℃／ｓ以上とすることが好ましく、１００℃／ｓ以上とすることがより好ましく、１２５℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。冷却方法としては、水焼入れ等の急冷処理を用いるのが好ましい。
　急冷されて常温まで冷却された鋼管は、そのままの状態では硬くて脆いためにＡｃ１変態点以下の温度で焼戻しするのが好ましい。焼戻しの温度がＡｃ１変態点を超えると、逆変態が生じるため、所望の特性を安定、かつ、確実に得ることが困難になる。一方、焼戻し温度が４５０℃未満では焼戻しが不十分となりやすく、靭性および加工性が不十分になるおそれがある。好ましい焼戻し温度は６００～６５０℃である。焼戻し温度での保持時間は特に限定されるものではないが、通常は１０～１２０ｍｉｎ程度である。なお、焼戻しの後、適宜ストレートナー等で曲がりを矯正しても良い。
　また、さらに高い限界内圧を得るために、上記の焼入れ焼戻し後、自緊処理を行っても良い。自緊処理は過大内圧を作用させることで内表面近傍を部分的に塑性変形させ、圧縮残留応力を生じさせる処理である。これによって疲労き裂の進展が抑制され、より高い限界内圧が得られる。自緊処理圧力は、バースト圧より低い圧力であって、上記限界内圧の下限値０．３×ＴＳ×αよりも高い内圧とすることが推奨される。なお、特に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保すれば、それに応じて高いバースト圧が得られ、自緊処理圧力も高くできるため、自緊処理による限界内圧向上に大きな効果が得られる。
　本発明の燃料噴射管用鋼管は、例えばその両端部分に接続頭部を形成することで、高圧燃料噴射管とすることができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表４に示す化学成分を有する１３種の鋼素材を、転炉および連続鋳造によって製作した。鋼Ｎｏ．１～８は、本発明の鋼の化学組成に関する規定を満足する鋼を用いた。一方、鋼Ｎｏ．９～１３は、比較のために、Ｔｉおよび／またはＮｂ量が本発明の規定の範囲外である鋼を用いた。いずれも、連続鋳造では鋳込み時の鋳造速度を０．５ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の断面積を２００，０００ｍｍ２以上とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記鋼素材から製管用ビレットを製造し、マンネスマン－マンドレル製管法で穿孔圧延、延伸圧延を行い、ストレッチレデューサー定径圧延により、外径３４ｍｍ、肉厚４．５ｍｍの寸法に熱間製管した。この熱間仕上げされた素管を抽伸するために、まず素管先端を口絞りし、潤滑剤を塗布した。続いて、ダイスおよびプラグを用いて引抜加工を行い、必要に応じて軟化焼鈍を行い、徐々に管径を縮小し、所定の寸法に仕上げた。この際、試験Ｎｏ．１０、１２および１３に関しては外径８．０ｍｍ、内径４．０ｍｍの鋼管に、その他について外径６．３５ｍｍ、内径３．０ｍｍの鋼管に仕上げた。そして、表５に示す条件で焼入れ焼戻し処理を行い、外内表面のスケール除去・平滑化処理を行った。この時焼入れ処理は、表５中の試験Ｎｏ．１～４、６～９、１１および１２では１００℃／ｓの昇温速度で１０００℃まで高周波加熱し急冷（保持時間５ｓ以下）、試験Ｎｏ．５、１０および１３では１０００℃で１０ｍｉｎ保持した後、水冷する条件で行った。焼戻し処理は、５５０～６４０℃×１０ｍｉｎ保持後放冷の条件で行った。具体的な焼戻し温度は表５に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　得られた鋼管に関して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に規定の１１号試験片による引張試験を行い、引張強度を求めた。また各鋼管から組織観察用の試料を採取し、管軸方向に垂直な断面を機械研磨した。エメリーペーパーとバフで研磨後、ナイタール腐食液を用いて焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織であることを確認した。そして、再度バフ研磨した後、ピクラール腐食液を用いて、観察面内の旧γ結晶粒界を現出させた。その後、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して、観察面の旧オーステナイト結晶粒度番号を求めた。
　内圧疲労試験は、各鋼管を長さ２００ｍｍに切断し、管端加工を施し、内圧疲労試験用噴射管試験片とした。疲労試験は、試料の片側端面をシールし、もう片側端面より試料内部に圧力媒体として作動油を封入し、封入部の内圧を最大内圧から最小１８ＭＰａの範囲で、時間に対して正弦波をとるように繰返し変動させるものである。内圧変動の周波数は８Ｈｚとした。内圧疲労試験の結果として繰返し数が１０７回になっても破損（リーク）が起こらない最大内圧を限界内圧として評価した。
　旧γ粒度、引張強度、限界内圧の評価結果および０．３×ＴＳ×αの計算値を表５に併記する。表５において、試験Ｎｏ．１～４、６～８は、本発明の規定を満足する本発明例である。一方、試験Ｎｏ．５は、比較例であり、鋼の化学組成は本発明の規定を満足するものの、旧オーステナイト粒度番号が本発明の範囲外である。また、試験Ｎｏ．９～１３は、鋼の化学組成が本発明の規定の範囲外である参考例または比較例である。
　表５より、旧γ粒度が１０．０未満であった比較例の試験Ｎｏ．５および１０～１３では管内面から疲労破壊し、限界内圧は引張強度の０．３α倍より小さいレベルであった。これは旧γ粒度が小さい、すなわち粗粒であると、基地組織の疲労強度が低下するため、介在物が起点とならなくても限界内圧が低下することを示している。一方、本発明例である試験Ｎｏ．１～４、６～８ならびに参考例である試験Ｎｏ．９はいずれも最高圧３００ＭＰａで１０７回の繰返しによっても破壊せず、最高圧は３００ＭＰａ以上であった。これは、引張強度の０．３α倍より大きいレベルである。
　参考例のＮｏ．９については、表１の鋼Ｃと類似の成分であることから、参考実験１における表２に示したとおり、低い確率ではあるが粗大介在物が存在する。このため、上記した内圧疲労試験では未破断であっても、さらに高い圧力で多数の試験片について内圧疲労試験を行うと、本発明例よりも短寿命で破損するおそれがある。このことは、前述の参考実験２の結果から明らかである。
　本発明によれば、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、耐内圧疲労特性に優れる燃料噴射管用鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、特に自動車用の燃料噴射管として好適に用いることができる。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１２～０．２７％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
    　Ｍｎ：０．３～２．０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、
    　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～０．５％、
    　Ｎｉ：０～０．５％、
    　Ｖ：０～０．１５％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　残部Ｆｅおよび不純物であり、
    　不純物中のＣａ、Ｐ、ＳおよびＯは、
    　Ｃａ：０．００１％以下、
    　Ｐ：０．０２％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｏ：０．００４０％以下であり、
    　金属組織が焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織からなり、旧オーステナイト粒度番号が１０．０以上であって、
    　８００ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、限界内圧が下記（ｉ）式を満足する、燃料噴射管用鋼管。
    　ＩＰ≧０．３×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
    　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
    　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）を意味し、αは上記（ii）式で表される値である。また、上記（ii）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．２～１．０％、
    　Ｍｏ：０．０３～１．０％、
    　Ｃｕ：０．０３～０．５％、
    　Ｎｉ：０．０３～０．５％、
    　Ｖ：０．０２～０．１５％、および
    　Ｂ：０．０００３～０．００５％
    から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の燃料噴射管用鋼管。
  3. 　前記鋼管の外径および内径が下記（iii）式を満足する、請求項１または請求項２に記載の燃料噴射管用鋼管。
    　Ｄ／ｄ≧１．５　　　・・・（iii）
    　但し、上記（iii）式中のＤは燃料噴射管用鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
  4. 　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の燃料噴射管用鋼管を素材として用いる、燃料噴射管。
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