WO2016203924A1 - 燃料噴射管用鋼管およびその製造方法 - Google Patents

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つぐみ 山崎
啓明 近藤
泰三 牧野
山崎　正弘
勝則 永尾
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for a fuel injection pipe and a manufacturing method thereof.
  • 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 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 2 manufactures a bare pipe steel pipe using a steel material from which coarse inclusions of A, B, and C series 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.
  • Patent Document 3 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.
  • 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 steel pipe disclosed in Patent Document 2 has a limit internal pressure of 260 to 285 MPa, a tensile strength of 900 MPa or more is an essential requirement in order to obtain a high limit internal pressure. For this reason, it is generally necessary to perform quenching and tempering treatment in the manufacturing process, so that not only the workability of the steel pipe is lowered, but the manufacturing cost is increased and there are still problems in terms of economy.
  • Patent Document 3 does not necessarily perform quenching and tempering treatment, so there is an advantage that the manufacturing cost can be kept low, but the limit internal pressure of the steel pipe is 255 MPa or less, and the tensile strength of the steel pipe It can not be said that a high limit internal pressure corresponding to is obtained.
  • it is required to achieve both low cost and high internal pressure, and there is a technology to increase the critical internal pressure without requiring special treatment for imparting high tensile strength. It has been demanded.
  • the present invention provides a highly reliable steel pipe for a fuel injection pipe having a high limit internal pressure characteristic such that the limit internal pressure is 0.41 ⁇ TS ⁇ ⁇ or more with respect to the tensile strength (TS) of the steel pipe, and a method for manufacturing the same.
  • the purpose is to do.
  • ⁇ 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 ratio between the outer diameter and the inner diameter of the tube as will be described later, and the ratio of the outer diameter D of the tube to the inner diameter d.
  • D / d is in the range of 2 to 2.2
  • ⁇ is 0.97 to 1.02, that is, approximately 1.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and the gist of the present invention is a steel pipe for a fuel injection pipe and a manufacturing method thereof.
  • a steel pipe for a fuel injection pipe Having a tensile strength of 500 to 900 MPa and a yield ratio of 0.50 to 0.85, Having a critical internal pressure satisfying the following formula (i): After the steel pipe is cut in half in the pipe axis direction, the circumferential residual stress on the pipe inner surface is ⁇ 20 MPa or less.
  • Steel pipe for fuel injection pipe After the steel pipe is cut in half in the pipe axis direction, the circumferential residual stress on the pipe inner surface is ⁇ 20 MPa or less.
  • IP in the above formula (i) means the limit internal pressure (MPa) of the steel pipe
  • TS means the tensile strength (MPa) of the steel pipe
  • ⁇ is a value represented by the above formula (ii).
  • D is the outer diameter (mm) of the steel pipe
  • d is the inner diameter (mm).
  • the chemical composition of the steel pipe is mass%, C: 0.12 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.060%, N: 0.0020 to 0.0080%, Ti: 0.005 to 0.040%, 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 steel pipe for fuel injection pipes as described in said (1).
  • 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% Containing one or more selected from The steel pipe for fuel injection pipes according to (2) or (3) above.
  • the outer diameter and inner diameter of the steel pipe satisfy the following formula (iii):
  • D in said Formula (iii) is an outer diameter (mm) of a steel pipe
  • d is an inner diameter (mm).
  • a method of manufacturing a steel pipe having a limit internal pressure that satisfies the following formula (i): For a steel pipe material having a tensile strength of 500 to 900 MPa and a yield ratio of 0.50 to 0.85, A method of manufacturing a steel pipe for a fuel injection pipe, wherein the self-tightening treatment is performed at a self-tightening internal pressure that is 450 MPa or less and satisfies the following formula (iv): IP ⁇ 0.41 ⁇ TS ⁇ ⁇ (i) ⁇ [(D / d) 2 ⁇ 1] / [0.776 ⁇ (D / d) 2 ] (ii) P AF ⁇ 0.44 ⁇ TS ⁇ (1 + YR) (iv)
  • IP in the above formula (i) means the limit internal pressure (MPa) of the steel pipe
  • TS means the tensile strength (MPa) of the steel pipe material
  • ⁇ is a value represented by the above formula (i)
  • D is the outer diameter (mm) of the steel pipe
  • d is the inner diameter (mm).
  • P AF is Ji ⁇ process pressure in formula (MPa)
  • TS is tensile strength of the steel pipe material (MPa)
  • YR is an yield ratio of the steel pipe material.
  • the chemical composition of the steel pipe is mass%, C: 0.12 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.005 to 0.060%, N: 0.0020 to 0.0080%, Ti: 0.005 to 0.040%, 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 manufacturing method of the steel pipe for fuel injection pipes as described in said (6).
  • the chemical composition is mass%, Ti: 0.005 to 0.015% Containing
  • 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% Containing one or more selected from The manufacturing method of the steel pipe for fuel injection pipes as described in said (7) or (8).
  • the outer diameter and inner diameter of the steel pipe satisfy the following formula (iii): The manufacturing method of the steel pipe for fuel injection pipes in any one of said (6) to (9). D / d ⁇ 1.5 (iii) However, D in said Formula (iii) is an outer diameter (mm) of a steel pipe, and d is an inner diameter (mm).
  • 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.
  • the steel pipe for fuel injection pipe according to the present invention has a tensile strength of 500 to 900 MPa and a yield ratio of 0.50 to 0.85.
  • the tensile strength of the steel pipe is preferably 650 MPa or more, and preferably 800 MPa or less.
  • the burst resistance performance of steel pipe is almost proportional to the sum of tensile strength and yield strength. Therefore, the yield ratio of the steel pipe is extremely low. In particular, if the steel pipe is less than 0.50, the burst resistance performance of the steel pipe cannot be ensured. On the other hand, in order to give compressive residual stress to the inner surface of the steel pipe and obtain an effect of improving the limit internal pressure, the yield ratio of the steel pipe needs to be 0.85 or less.
  • the yield ratio of the steel pipe is preferably 0.55 or more, and preferably 0.80 or less.
  • the tensile strength and yield strength of the steel pipe are obtained by cutting out a straight pipe portion of the steel pipe, chucking a region of a certain length (hereinafter referred to as “grip portion”) from both end faces, and This is obtained by attaching an extensometer to the parallel part of the film and performing a tensile test.
  • Chucking is performed by pressing the gripping portion of a contact piece provided with a V-groove or R-groove shallower than the outer radius of the steel pipe by hydraulic pressure, bolting, or using a wedge jig.
  • the length of the gripping part may be determined in consideration of the pressing pressure and the test load so that the test steel pipe does not slip during the test. Moreover, the length of the parallel part should just be ensured to such an extent that the extensometer is attached and the constriction deformation just before a fracture is not influenced by the chuck. In addition, when the steel pipe does not have a sufficient length of the straight pipe portion, a thin dumbbell-shaped small test piece as shown in Non-Patent Document 1 may be cut out and a tensile test may be performed.
  • the steel pipe for fuel injection pipes has a limit internal pressure that satisfies the following formula (i).
  • IP ⁇ 0.41 ⁇ TS ⁇ ⁇ (i) ⁇ [(D / d) 2 ⁇ 1] / [0.776 ⁇ (D / d) 2 ] (ii)
  • IP in the above formula (i) means the limit internal pressure (MPa) of the steel pipe
  • TS means the tensile strength (MPa) of the steel pipe
  • ⁇ is a value represented by the above formula (ii).
  • D is the outer diameter (mm) of the steel 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 pipe changes depending on the ratio between the outer diameter and the inner diameter of the pipe.
  • 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. Specifically, on the SN diagram, where the vertical axis is the maximum internal pressure and the horizontal axis is the number of repetitions of damage, the minimum value of the maximum internal pressure at which damage occurred and no damage occurred even after 10 7 times. The intermediate value of the maximum value is the critical internal pressure.
  • the residual stress in the circumferential direction on the inner surface of the pipe after the steel pipe is cut in half in the pipe axis direction is ⁇ 20 MPa or less.
  • the critical internal pressure can be increased by applying a large compressive residual stress to the inner surface of the steel pipe.
  • the circumferential residual stress is preferably ⁇ 40 MPa or less.
  • FIGS. 1 (a) and 1 (b) are a left side view and a front view, respectively, of a steel pipe sample 1.
  • FIGS. 1 (c) and 1 (d) are a left side view and a front view, respectively, of a halved sample 2. is there.
  • the steel pipe sample 1 to be measured is cut out using a micro cutter or the like.
  • the length L of the steel pipe sample 1 is preferably at least three times the outer diameter D of the steel pipe, for example, about 30 mm.
  • the steel pipe sample 1 is cut in half in the pipe axis direction. If the heat generated by the cutting becomes excessive, the residual stress on the inner surface of the tube is affected. Therefore, it is necessary to adopt a cutting method that generates as little heat as possible, and it is preferable to cut by wire-cut electric discharge machining.
  • the thickness t between the cut surface and the outer surface of the halved sample 2 is preferably controlled to be within a range of ⁇ 5% of the outer radius r of the steel pipe.
  • the circumferential residual stress on the inner surface of the tube is measured.
  • the sin 2 ⁇ method by X-ray diffraction is used, and the measurement is performed in accordance with Non-Patent Document 2.
  • the chemical composition of the steel pipe according to the present invention and the steel pipe material used as the material is not particularly limited as long as the above-described tensile strength and yield ratio are satisfied.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.12 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.005 to 0 0.060%, N: 0.0020 to 0.0080%, Ti: 0.005 to 0.040%, 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, impurities Ca, P, S and O are preferably Ca: 0.001% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, and O: 0.0040% or less.
  • 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.
  • C 0.12 to 0.27%
  • the C content is an element effective for increasing the strength of steel at a low cost.
  • the C content is preferably 0.12% or more.
  • the C content is more preferably 0.13% or more, and further preferably 0.14% or more.
  • the C content is more preferably 0.25% or less, and further preferably 0.23% or less.
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Si is an element that not only has a deoxidizing action but also has an action of improving the strength of steel.
  • the Si content is preferably 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.05 to 0.50%.
  • the Si content is more preferably 0.15% or more, and more 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 strength and toughness of steel. However, if its 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, which in turn reduces toughness. There is a fear. For this reason, the Mn content is preferably 0.3 to 2.0%. The Mn content is more preferably 0.4% or more, and further preferably 0.5% or more. Further, the Mn content is more preferably 1.7% or less, and further 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 preferable to contain 0.005% or more of Al.
  • the Al content is preferably 0.005 to 0.060%.
  • the Al content is more preferably 0.008% or more, and further preferably 0.010% or more. Further, the Al content is more preferably 0.050% or less, and further preferably 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 is preferably left for the purpose of preventing grain coarsening due to the pinning effect of TiN.
  • the N content is preferably 0.0020 to 0.0080%.
  • the N content is more preferably 0.0025% or more, and further preferably 0.0027% or more. Further, the N content is more preferably 0.0065% or less, and further preferably 0.0050% or less.
  • Ti 0.005 to 0.040% Since Ti precipitates finely in the form of TiN or the like and contributes to prevention of coarsening of crystal grains, the Ti content is preferably set to 0.005% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.040%, inclusions of nitrogen compounds are formed in the steel pipe, which may reduce the toughness. Therefore, the Ti content is preferably 0.005 to 0.040%.
  • a flat fracture surface 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”) or ferrite grain size, which is a dimensional unit of initial crack initiation, and the old ⁇ grain size or ferrite. It is promoted when the particle size is large. This means that the fatigue strength of the matrix structure is lowered if the old ⁇ grain size or the ferrite grain size is coarse, even if the inclusion does not become the starting point.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more in order to prevent the coarsening of the old ⁇ grains or ferrite grains.
  • the Ti content is preferably 0.006% or more, and more preferably 0.007% or more.
  • Ti-Al composite inclusions a film-like thin layer mainly composed of Ti crosslinks a plurality of Al 2 O 3 -based inclusions having a diameter of 20 ⁇ m or less from observation of a fracture surface of a steel pipe subjected to an internal pressure fatigue test.
  • the composite inclusions (hereinafter referred to as Ti-Al composite inclusions) were observed.
  • Ti-Al composite inclusions large Ti—Al composite inclusions may be generated. Large Ti—Al composite inclusions may lead to a decrease in the failure life under very high internal pressure conditions. Therefore, the Ti content is more preferably 0.015% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.013% or less, and still more preferably 0.012% or less.
  • Nb 0.015 to 0.045%
  • 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 preferable 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, which may lower the toughness. Therefore, the Nb content is preferably 0.015 to 0.045%. The Nb content is more preferably 0.018% or more, and further preferably 0.020% or more. Further, the Nb content is more preferably 0.040% or less, and further preferably 0.035% or less.
  • Cr 0 to 1.0% Cr is an element having an effect of improving strength and wear resistance. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the toughness and cold workability may be reduced. Therefore, the Cr content is preferably 1.0% or less, and more 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 by solid solution or precipitation of carbides.
  • the Mo content is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.45% or less.
  • Cu 0 to 0.5%
  • Cu is an element having an effect of improving the strength and toughness of steel.
  • the Cu content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.40% or less, and still more preferably 0.35% or less.
  • Ni 0 to 0.5%
  • Ni is an element having an effect of improving the strength and toughness of steel.
  • the Ni content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.40% or less, and even more preferably 0.35% or less.
  • 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 forms a carbide or carbonitride and contributes to increasing the strength and toughness of steel. However, if the V content exceeds 0.15%, the toughness may be lowered. Therefore, the V content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, and even more preferably 0.10% or less. In addition, when obtaining said effect, it is preferable to make V content into 0.02% or more, and it is more preferable to set it as 0.04% or more.
  • B 0 to 0.005% B contributes to toughness improvement as a grain boundary strengthening element. However, if the B content exceeds 0.005%, the toughness may be lowered. Therefore, the B content is preferably 0.005% or less, and more 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. In order to effectively utilize the effect of B, it is preferable that N in the steel is fixed by Ti.
  • 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. Internal pressure may decrease. Therefore, the Ca content is preferably 0.001% or less, more preferably 0.0007% or less, and still 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 may be remarkably lowered due to grain boundary segregation. Therefore, the P content is preferably 0.02% or less.
  • the P content is preferably as low as possible, more preferably 0.015% or less, and still 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 is preferably 0.01% or less.
  • the S content is preferably as low as possible, more preferably 0.005% or less, and even 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.
  • the O content is preferably set to 0.0040% or less.
  • the O content is preferably as low as possible, more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0025% or less, and even more preferably 0.0015% or less.
  • the lower limit is preferably 0.0005%.
  • metal structure of the steel pipe for fuel injection pipes according to the present invention is not particularly defined, it is preferably one or more selected from ferrite, pearlite, and bainite.
  • martensite may be contained in the metal structure, but in a structure mainly composed of martensite, it becomes difficult to make the yield ratio of the steel pipe material 0.85 or less.
  • retained austenite may contain retained austenite because it has the effect of reducing the yield ratio of the steel pipe material.
  • the inner diameter of the steel pipe is desirably 2.5 mm or more, and more desirably 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.
  • Method for Producing Steel Pipe for Fuel Injection Pipe There is no particular restriction on the method for producing the steel pipe for fuel injection pipe according to the present invention. For example, it has a tensile strength of 500 to 900 MPa and a yield ratio of 0.50 to 0.85. It can be manufactured by subjecting a certain steel pipe material to a self-tightening treatment.
  • the tensile strength of the steel pipe material is less than 500 MPa, it becomes difficult to obtain the critical internal pressure necessary for use in the fuel injection pipe even if self-tightening treatment is performed thereafter.
  • the tensile strength exceeds 900 MPa, there arises a problem that workability is lowered.
  • a process for improving the strength such as quenching is required, which increases the manufacturing cost.
  • a structure having a very high martensite ratio is obtained by quenching, it is relatively difficult to control the yield ratio to 0.85 or less.
  • the tensile strength of the steel pipe material is preferably 650 MPa or more, and preferably 800 MPa or less.
  • the burst resistance performance of steel pipe is almost proportional to the sum of tensile strength and yield strength. Therefore, when the yield ratio is extremely low, there is a possibility that a burst may occur during the self-tightening process. In particular, if the yield ratio of the steel pipe material is less than 0.50, the burst resistance performance of the steel pipe cannot be ensured. On the other hand, it is necessary to use a steel pipe material with a low yield ratio in order to obtain a high limit internal pressure improvement effect even at a low self-tightening pressure. Therefore, the yield ratio of the steel pipe material is set to 0.85 or less.
  • the tensile strength and yield strength of the steel pipe do not change significantly except for the inner surface of the steel pipe due to the self-tightening treatment. Therefore, by adjusting the mechanical properties of the steel pipe material to the above range, the mechanical properties of the steel pipe for the fuel injection pipe can be controlled within the specified range.
  • a self-frettage treatment pressure P AF or less 450 MPa is preferable to keep the self-tightening pressure as low as possible so that the device is not loaded. Therefore, in the manufacturing method according to an embodiment of the present invention, a self-frettage treatment pressure P AF or less 450 MPa.
  • the burst resistance (rupture) performance of the steel pipe is substantially proportional to the sum of the tensile strength and the yield strength.
  • self-frettage treatment pressure P AF is in relation to the tensile strength TS and yield ratio YR of the steel pipe material, it is preferable to satisfy the following (iv) expression.
  • P AF ⁇ 0.44 ⁇ TS ⁇ (1 + YR)
  • the (iv) P AF is Ji ⁇ process pressure in formula (MPa)
  • TS is tensile strength of the steel pipe material (MPa)
  • YR is an yield ratio of the steel pipe material.
  • Production method of steel pipe material There is no particular limitation on the production method of the steel pipe material used in the present invention. For example, when producing from a seamless steel pipe, a steel ingot in which inclusions are suppressed in advance by the following method is prepared.
  • the raw tube can be manufactured from the lump 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. As described above, when the Ti content is 0.015% or less, formation of coarse composite inclusions can be prevented.
  • 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.
  • the heating temperature is less than the Ac 3 transformation point, austenitization is not completed completely, the structure becomes uniform, and the dispersion of carbides and precipitates becomes insufficient, and it is difficult to obtain desired tensile strength and yield ratio.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C., the austenite grains become coarse, which may cause a decrease in fatigue strength and toughness.
  • it is preferable to lower the heating temperature and it is more preferable to set it to 1050 ° C. or less.
  • the heating method 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 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.
  • a high-frequency induction heating method or a direct current heating method is employed as the heating method, it is possible to realize heating that is held for a short time, and it is possible to minimize the scale generated on the surface of the steel pipe.
  • Example 1 Five steels having chemical components shown in Table 1 1-5 were made by converter and continuous casting. In continuous casting, the casting speed during casting was 0.5 m / min, and the cross-sectional area of the slab was 200,000 mm 2 or more.
  • a billet for pipe making is manufactured from the above steel, piercing-rolled and stretch-rolled by Mannesmann-mandrel pipe-making method, and hot-rolled to a dimension of 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. 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.
  • Steel No. Nos. 1 and 3 to 5 were subjected to a normalizing treatment under the condition of air cooling after holding at 980 ° C. for 60 minutes.
  • stress-relief annealing was performed under the condition of 570 ° C. ⁇ 30 min.
  • scale removal / smoothing was performed on the outer and inner surfaces.
  • the steel pipe materials 1 and 3 to 5 satisfy the provisions of the present invention in terms of tensile strength and yield ratio.
  • the steel pipe material No. 2 has a high yield ratio outside the specified range of the present invention, although the tensile strength satisfies the specified range of the present invention.
  • Each steel pipe was cut into a length of 200 mm, subjected to pipe end processing, and a plurality of injection pipe test pieces for internal pressure fatigue testing were produced. And about half of them, steel No. In Nos. 1 to 3, an internal pressure of 350 MPa was applied. In No. 4, an internal pressure of 320 MPa was applied. In No. 5, the self-tightening process which gives an internal pressure of 280 MPa was performed. The internal pressure exceeding the yield point on the inner surface of each sample can be estimated from FIG. Steel No. 1 with the same composition 1 and 5, 264 MPa, steel no. 2 and 330 MPa, steel no. 3 and 273 MPa, steel no. 4 and 249 MPa.
  • test pieces after the self-adhesive treatment was subjected to measurement of circumferential residual stress on the inner surface of the pipe.
  • each test piece was cut in a direction perpendicular to the tube axis using a microcutter, and a sample having a length L of 30 mm as shown in FIG. 1 was obtained.
  • each sample was cut in half in the tube axis direction by wire cut electric discharge machining.
  • the thickness t between the cut surface and the outer surface of each sample after halving was in the range of 3.175 ⁇ 0.1 mm, which was about ⁇ 3.1% of the outer radius r of the steel pipe.
  • the circumferential residual stress at the center position of the inner surface of the tube is measured.
  • a sin 2 ⁇ method by X-ray diffraction was used, and the measurement was performed in accordance with Non-Patent Document 2.
  • Detailed measurement conditions are as follows.
  • Table 2 also shows the measurement results of the circumferential residual stress on the pipe inner surface.
  • the compressive residual stress applied to the inner surface of the steel pipe by self-tightening processing was estimated using FEM analysis.
  • the steel No. 1 satisfying the provisions of the present invention.
  • a compressive residual stress of -270 MPa was generated.
  • Steel No. 2 has a compressive residual stress of ⁇ 90 MPa.
  • the absolute value of the residual stress was smaller than 1.
  • Steel No. 2 the internal pressure exceeding the yield point of the inner surface Larger than that of 1, and the difference from the self-tightening pressure is small. Therefore, Steel No. Compared with steel No. 1, steel no. It is considered that the amount of plastic deformation of No. 2 was reduced.
  • the internal pressure fatigue test was implemented using the test piece before self-adhesion processing, and another one of said test pieces after self-adhesion processing.
  • 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 the internal pressure of the sealed portion is within a range from the maximum internal pressure to a minimum of 18 MPa, and a sine wave with respect to time. It is made to change repeatedly so that it may take.
  • the frequency of internal pressure fluctuation was 8 Hz. Repetition rate as a result of the internal pressure fatigue test was defined maximum pressure damage (leakage) does not occur even if the 10 7 times with 50% probability and critical internal pressure.
  • the maximum internal pressure of the vertical axis shown in FIGS. 4-6, on the diagram the horizontal axis S-N line was broken repetition rate and a minimum value of the maximum pressure that breakage occurs, even if the 10 7 times damaged
  • the intermediate value of the maximum value that was not taken was taken as the critical internal pressure.
  • steel No. No. 2 because the yield ratio of the steel pipe material used is high and does not satisfy the provisions of the present invention, the compressive residual stress applied is small even when self-tightening is performed, the rate of increase in the critical internal pressure is less than 10%, and the critical internal pressure Was smaller than the value of 0.41 ⁇ TS ⁇ ⁇ .
  • Steel No. 5 is steel No. 5; Although the yield ratio of the steel pipe material is low because the composition is the same as 1, the self-tightening pressure is 280 MPa, so the compressive residual stress applied is small even when self-tightening is performed, and the rate of increase in the critical internal pressure was less than 10%, and the critical internal pressure was smaller than the value of 0.41 ⁇ TS ⁇ ⁇ .
  • the yield ratio decreased when the normalizing temperature was set to 920 ° C., compared to the case where the normalizing temperature was set to 1000 ° C. This is presumably because precipitates such as VC, V (C, N), and VN were not completely dissolved at the normal temperature rise, and the amount of fine precipitates re-deposited thereafter was reduced. This shows that it is effective to lower the normalization temperature in order to reduce the yield ratio.
  • 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. Note that the purpose of this reference experiment was to investigate the relationship between the Ti content and the occurrence of fatigue cracks, so no self-adhesive treatment was performed so that many tests could be performed efficiently.
  • 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 of was set to 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 3.
  • the steel pipe for fuel injection pipes manufactured by the present invention can be suitably used particularly as a fuel injection pipe for automobiles.

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Abstract

燃料噴射管用の鋼管であって、５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５であり、［ＩＰ≧０．４１×ＴＳ×α］（α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］、ＴＳ：鋼管の引張強度（ＭＰａ）、Ｄ：鋼管外径（ｍｍ）、ｄ：鋼管内径（ｍｍ））を満足する限界内圧（ＩＰ）を有し、前記鋼管を、管軸方向に半割切断した後の、管内面における周方向残留応力が－２０ＭＰａ以下である、燃料噴射管用鋼管。

Description

燃料噴射管用鋼管およびその製造方法
　本発明は、燃料噴射管用鋼管およびその製造方法に関する。
　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、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２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。
　特許文献３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。
特開平９－５７３２９号公報 国際公開２００９／００８２８１号 国際公開２００７／１１９７３４号
中山英介、宮原光雄、岡村一男、富士本博紀、福井清之、「超小型試験片による自動車用薄板スポット溶接継手の疲労強度予測」、材料、２００４年１０月、第５３巻、第１０号、ｐ．１１３６－１１４２ 社団法人日本材料学会編、「Ｘ線応力測定法標準（２００２年版）－鉄鋼編」、２００２年３月 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に開示される鋼管は、２６０～２８５ＭＰａの限界内圧を有しているものの、高い限界内圧を得るために９００ＭＰａ以上の引張強度を必須の要件としている。そのため、製造工程上、焼入れおよび焼戻し処理を施すことが、一般的には必要となるため、鋼管の加工性が低下するだけでなく、製造コストが増加し経済性の面でも課題が残る。
　また、特許文献３に開示された技術では、必ずしも焼入れおよび焼戻し処理は行わないため、製造コストを低く抑えることができるという利点はあるが、鋼管の限界内圧は２５５ＭＰａ以下であり、鋼管の引張強度に応じた高い限界内圧が得られているとはいえない。最近の趨勢においては、特に自動車業界において、低コスト化と高内圧化との両立が要求されており、高い引張強度を付与するための特段の処理を要せずに限界内圧を上昇させる技術が求められている。
　本発明は、鋼管の引張強度（ＴＳ）に対して、限界内圧が０．４１×ＴＳ×α以上となるような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の製造方法を提供することを目的とする。但し、αは、後述のように管の外径と内径との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。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の燃料噴射管用鋼管およびその製造方法を要旨とする。
　（１）燃料噴射管用の鋼管であって、
　５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５であり、
　下記（ｉ）式を満足する限界内圧を有し、
　前記鋼管を、管軸方向に半割切断した後の、管内面における周方向残留応力が－２０ＭＰａ以下である、
　燃料噴射管用鋼管。
　ＩＰ≧０．４１×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは鋼管の限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管の引張強度（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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　（２）前記鋼管の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１２～０．２７％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
　Ｍｎ：０．３～２．０％、
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
　Ｃｒ：０～１．０％、
　Ｍｏ：０～１．０％、
　Ｃｕ：０～０．５％、
　Ｎｉ：０～０．５％、
　Ｖ：０～０．１５％、
　Ｂ：０～０．００５％、
　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％以下である、
　上記（１）に記載の燃料噴射管用鋼管。
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％
　を含有する、
　上記（２）に記載の燃料噴射管用鋼管。
　（４）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（２）または（３）に記載の燃料噴射管用鋼管。
　（５）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）から（４）までのいずれか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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　（６）下記（ｉ）式を満足する限界内圧を有する鋼管を製造する方法であって、
　５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５である鋼管素材に対して、
　４５０ＭＰａ以下であり、かつ、下記（iv）式を満足する自緊処理内圧で自緊処理を施す、燃料噴射管用鋼管の製造方法。
　ＩＰ≧０．４１×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
　ＰＡＦ＜０．４４×ＴＳ×（１＋ＹＲ）　　　・・・（iv）
　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは鋼管の限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管素材の引張強度（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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。さらに、上記（iv）式中のＰＡＦは自緊処理内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管素材の引張強度（ＭＰａ）、ＹＲは鋼管素材の降伏比である。
　（７）前記鋼管の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１２～０．２７％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
　Ｍｎ：０．３～２．０％、
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
　Ｃｒ：０～１．０％、
　Ｍｏ：０～１．０％、
　Ｃｕ：０～０．５％、
　Ｎｉ：０～０．５％、
　Ｖ：０～０．１５％、
　Ｂ：０～０．００５％、
　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％以下である、
　上記（６）に記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
　（８）前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％
　を含有する、
　上記（７）に記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
　（９）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（７）または（８）に記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
　（１０）前記鋼管の外径および内径が下記（iii）式を満足する、
　上記（６）から（９）までのいずれかに記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
　Ｄ／ｄ≧１．５　　　・・・（iii）
　但し、上記（iii）式中のＤは鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
　本発明によれば、比較的低い自緊処理圧においても高い限界内圧向上効果を発揮し、加工性および耐内圧疲労特性に優れる燃料噴射管用鋼管を低コストで得ることが可能となる。
管内面における周方向残留応力の測定に用いられる鋼管試料の左側面図（ａ）および正面図（ｂ）、ならびに、半割した試料の左側面図（ｃ）および正面図（ｄ）である。 鋼管内面のミーゼス相当応力と内圧の関係を説明するための図である。 実施例の鋼Ｎｏ．１および２についてのＦＥＭ解析による自緊処理による残留応力分布を示した図である。 実施例の鋼Ｎｏ．１についての内圧疲労試験結果を示した図である。 実施例の鋼Ｎｏ．２についての内圧疲労試験結果を示した図である。 実施例の鋼Ｎｏ．３についての内圧疲労試験結果を示した図である。
　本発明者らは、低コストで高い限界内圧を有する鋼管を得る方法について検討した結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）自緊処理を行うことによって、鋼管の引張強度を上昇させなくても限界内圧を増加させることが可能である。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。
　（ｂ）自緊処理を施すに際して、限界内圧を増加させるのに必要な圧力が高いと、自緊処理装置に対する負荷が増すため、維持費が上昇するという問題がある。そのため、自緊処理装置の維持費低減という観点から、低い自緊処理圧においても高い限界内圧向上効果が得られる材料を用いることが望まれる。
　（ｃ）降伏比の低い鋼を材料として用いた場合、比較的低い自緊処理圧でも、鋼管内面が降伏しやすく、大きな圧縮残留応力を付与することが可能となるため、自緊処理による限界内圧向上効果が得られやすくなる。
　本発明は上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．機械的性質
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５である。
　鋼管の引張強度が５００ＭＰａ未満であると、鋼管内面に圧縮残留応力を付与したとしても、燃料噴射管に用いるのに必要な限界内圧を得ることが困難となる。一方、引張強度が９００ＭＰａを超えると、加工性が低下するという問題が生じる。また、９００ＭＰａを超える引張強度を得るためには、多くの場合、焼入れ処理等の強度を向上させるための工程が必要となるため、製造コストが上昇してしまう。焼入れ処理により、マルテンサイト比率の極めて高い組織になると、降伏比を０．８５以下に制御するのが比較的困難となる。鋼管の引張強度は６５０ＭＰａ以上であることが好ましく、８００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　鋼管の耐バースト（破裂）性能は、引張強度と降伏強度との和にほぼ比例する。そのため、鋼管の降伏比が極端に低く、特に、０．５０未満では、鋼管の耐バースト性能を確保することができない。一方、鋼管内面に圧縮残留応力を付与し、限界内圧向上効果を得るためには、鋼管の降伏比は０．８５以下とする必要がある。鋼管の降伏比は０．５５以上であることが好ましく、０．８０以下であることが好ましい。
　なお、本発明において、鋼管の引張強度および降伏強度は、鋼管の直管部を切り出し、その両端面から一定長さの領域（以下、「つかみ部」という。）をチャッキングし、つかみ部間の平行部に伸び計を取り付けた上で、引張試験を行うことによって求める。チャッキングは、鋼管外半径よりも浅いＶ溝またはＲ溝を設けた接触片を、油圧、ボルト締め、または、くさび治具の使用により、つかみ部を押圧することによって行う。
　つかみ部の長さは試験鋼管が試験中にすべらないように、押し付け圧力と試験荷重とを考慮して決めればよい。また、平行部の長さは、伸び計を取り付けられ、かつ、破断直前のくびれ変形がチャックによって影響されない程度に確保されればよい。なお、鋼管に十分な長さの直管部がない場合は、非特許文献１に示されるような薄肉ダンベル形状の小型試験片を切り出して引張試験を行ってもよい。
　また、本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、下記（ｉ）式を満足する限界内圧を有する。
　ＩＰ≧０．４１×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは鋼管の限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管の引張強度（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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。αは管の外径と内径との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。
　限界内圧が上記（ｉ）式を満足することによって、引張強度が比較的低くても、疲労破壊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。具体的には、縦軸を最大内圧とし、横軸を破損繰返し数としたＳ－Ｎ線図上で、破損が生じた最大内圧の最小値と、１０７回になっても破損しなかった最大値の中間値を限界内圧とする。
　さらに、本発明に係る燃料噴射管用鋼管は、該鋼管を管軸方向に半割切断した後の、管内面における周方向残留応力が－２０ＭＰａ以下となる。上述のように、鋼管内面に大きな圧縮残留応力を付与することによって、限界内圧を増加させることが可能となる。前記周方向残留応力は－４０ＭＰａ以下となることが好ましい。
　本発明における前記周方向残留応力の測定方法について、図１を参照して詳しく説明する。図１（ａ）および（ｂ）は、それぞれ鋼管試料１の左側面図および正面図であり、図１（ｃ）および（ｄ）は、それぞれ半割した試料２の左側面図および正面図である。まず、測定対象となる鋼管試料１を、マイクロカッター等を用いて切り出す。鋼管試料１の長さＬは、鋼管外径Ｄの３倍以上とすることが好ましく、例えば３０ｍｍ程度とすることができる。
　次に、鋼管試料１を管軸方向に半割切断する。切断に伴う発熱が過剰になると、管内面における残留応力に影響を与えるため、発熱が極力ない切断方法を採用する必要があり、ワイヤーカット放電加工により切断することが好ましい。この際、半割にした試料２の切断面と外面との厚さｔは、鋼管の外半径ｒの±５％以内の範囲になるよう制御することが好ましい。
　そして、電解研磨によって管内面の表層を１０μｍ以下の範囲で除去した後、管内面における周方向残留応力を測定する。測定方法としては、Ｘ線回折によるｓｉｎ２ψ法を用い、非特許文献２に準拠して行うこととする。
　２．化学組成
　本発明に係る鋼管およびその素材となる鋼管素材の化学組成については、上記の引張強度および降伏比の条件を満たすものである限り、特に制限は設けない。例えば、化学組成を、質量％で、Ｃ：０．１２～０．２７％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｎ：０．００２０～０．００８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｂ：０～０．００５％、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％以下とすることが好ましい。
　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。
　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％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．２７％を超えると、加工性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｃ含有量は０．１２～０．２７％とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．１３％以上であるのがより好ましく、０．１４％以上であるのがさらに好ましい。また、Ｃ含有量は０．２５％以下であるのがより好ましく、０．２３％以下であるのがさらに好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸作用を有するだけでなく、鋼の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％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、靱性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのがより好ましく、０．３５％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：０．３～２．０％
　Ｍｎは、脱酸作用を有するだけでなく、鋼の強度と靱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、かえって靱性が低下するおそれがある。このため、Ｍｎ含有量は０．３～２．０％とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．４％以上であるのがより好ましく、０．５％以上であるのがさらに好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．７％以下であるのがより好ましく、１．５％以下であるのがさらに好ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　Ａｌは、鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、また鋼の靱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を含有することが好ましい。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％とすることが好ましい。Ａｌ含有量は０．００８％以上であるのがより好ましく、０．０１０％以上であるのがさらに好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０５０％以下であるのがより好ましく、０．０４０％以下であるのがさらに好ましい。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を残存させることが好ましい。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％とすることが好ましい。Ｎ含有量は０．００２５％以上であるのがより好ましく、０．００２７％以上であるのがさらに好ましい。また、Ｎ含有量は０．００６５％以下であるのがより好ましく、０．００５０％以下であるのがさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％
　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、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると窒素化合物の介在物が鋼管中に形成され、靱性が低下するおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０４０％とすることが好ましい。
　ここで、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とがある。
　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。）またはフェライト粒径に依存し、旧γ粒径またはフェライト粒径が大きいと促進される。これは介在物が起点とならなくても、旧γ粒径またはフェライト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。
　旧γ粒またはフェライト粒径の粗大化を防止するために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましいことは上述のとおりである。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。
　一方、Ｔｉ含有量が高い場合において、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。特に、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超えると、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る。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下であるのがより好ましい。Ｔｉ含有量は０．０１３％以下であるのがさらに好ましく、０．０１２％以下であるのが一層好ましい。
　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。また、Ｎｂの炭化物または炭窒化物の微細分散により、鋼の強度および靱性が向上する。これらの目的のため、０．０１５％以上のＮｂを含有させることが好ましい。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、かえって靱性が低下するおそれがある。したがって、Ｎｂの含有量は０．０１５～０．０４５％とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０１８％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以上であるのがさらに好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であるのがより好ましく、０．０３５％以下であるのがさらに好ましい。
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｃｒは、強度および耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると靱性および冷間加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．８％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、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、固溶または炭化物の析出により高強度確保に寄与する元素である。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、Ｍｏ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．４５％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、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、鋼の強度および靱性を向上させる効果を有する元素である。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、Ｃｕ含有量は０．５％以下とするのが好ましく、０．４０％以下とするのがより好ましく、０．３５％以下とするのがさらに好ましい。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、鋼の強度および靱性を向上させる効果を有する元素である。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、Ｎｉ含有量は０．５％以下とするのが好ましく、０．４０％以下とするのがより好ましく、０．３５％以下とするのがさらに好ましい。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、炭化物または炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および高靱性化に寄与する元素である。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えるとかえって靱性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｖ含有量は０．１５％以下とするのが好ましく、０．１２％以下とするのがより好ましく、０．１０％以下とするのがさらに好ましい。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は粒界強化元素として靱性向上に寄与する。しかし、Ｂの含有量が０．００５％を超えるとかえって靱性が低下するおそれがある。したがって、Ｂの含有量は０．００５％以下とするのが好ましく、０．００２％以下とするのがより好ましい。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。
　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おそれがある。したがって、Ｃａ含有量は０．００１％以下とすることが好ましく、０．０００７％以下とすることがより好ましく、０．０００３％以下とすることがさらに好ましい。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、粒界偏析により靱性を著しく低下させるおそれがある。したがって、Ｐ含有量は、０．０２％以下とすることが好ましい。なお、Ｐの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましく、０．０１２％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、０．００５％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％以下とすることが好ましい。なお、Ｓの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．００５％以下とするのがより好ましく、０．００３５％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。
　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％以下とすることが好ましい。なお、Ｏの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．００３５％以下とするのがより好ましく、０．００２５％以下とするのがさらに好ましく、０．００１５％以下とするのが一層好ましい。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。
　３．金属組織
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の金属組織については特に規定しないが、フェライト、パーライト、ベイナイトから選択される１種以上からなるものであることが好ましい。なお、金属組織中にマルテンサイトが含まれていてもよいが、マルテンサイトが主体の組織では、鋼管素材の降伏比を０．８５以下にすることが難しくなる。一方、残留オーステナイトは、鋼管素材の降伏比を低下させる作用があるので、残留オーステナイトが含まれていてもよい。
　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、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．燃料噴射管用鋼管の製造方法
　本発明に係る燃料噴射管用鋼管の製造方法については特に制限は設けないが、例えば、５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５である鋼管素材に対して自緊処理を施すことによって製造することが可能である。
　鋼管素材の引張強度が５００ＭＰａ未満であると、その後に自緊処理を施したとしても、燃料噴射管に用いるのに必要な限界内圧を得ることが困難となる。一方、引張強度が９００ＭＰａを超えると、加工性が低下するという問題が生じる。また、９００ＭＰａを超える引張強度を得るためには、多くの場合、焼入れ処理等の強度を向上させるための工程が必要となるため、製造コストが上昇してしまう。また、焼入れ処理により、マルテンサイト比率の極めて高い組織になると、降伏比を０．８５以下に制御するのが比較的困難となる。鋼管素材の引張強度は６５０ＭＰａ以上であることが好ましく、８００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　鋼管の耐バースト（破裂）性能は、引張強度と降伏強度との和にほぼ比例する。そのため、降伏比が極端に低い場合、自緊処理時にバーストが生じるおそれがある。特に、鋼管素材の降伏比が０．５０未満では、鋼管の耐バースト性能を確保することができない。一方、低い自緊処理圧においても高い限界内圧向上効果を得るためには、降伏比の低い鋼管素材を用いる必要がある。そのため、鋼管素材の降伏比は０．８５以下とする。
　なお、自緊処理によって、鋼管内面を除いて鋼管の引張強度および降伏強度が大きく変化することはない。そのため、鋼管素材の機械的性質を上記の範囲に調整することによって、燃料噴射管用鋼管の機械的性質を規定範囲内に制御することが可能となる。
　また、自緊処理装置の維持費を低減させるためには、装置へ負荷がかからないよう、できるだけ自緊処理圧を低く抑えることが好ましい。そのため、本発明の一実施形態に係る製造方法においては、自緊処理圧ＰＡＦを４５０ＭＰａ以下とする。
　さらに、上述のように、鋼管の耐バースト（破裂）性能は、引張強度と降伏強度の和にほぼ比例する。自緊処理時のバーストの発生を回避するため、自緊処理圧ＰＡＦは鋼管素材の引張強度ＴＳおよび降伏比ＹＲとの関係において、下記（iv）式を満足することが好ましい。
　ＰＡＦ＜０．４４×ＴＳ×（１＋ＹＲ）　　　・・・（iv）
　但し、上記（iv）式中のＰＡＦは自緊処理内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管素材の引張強度（ＭＰａ）、ＹＲは鋼管素材の降伏比である。
　なお、自緊処理圧の下限については特に制限は設けないが、上記限界内圧の下限値０．４１×ＴＳ×αよりも高い圧力とすることが好ましい。
　６．鋼管素材の製造方法
　本発明で用いられる鋼管素材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。上述のように、Ｔｉ含有量を０．０１５％以下とすることで、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、例えば焼準の熱処理を行うことで所望の引張強度および降伏比を確保することができる。
　焼準処理においては、Ａｃ３変態点～１２００℃の温度範囲まで加熱した後、放冷するのが好ましい。加熱温度がＡｃ３変態点未満では、オーステナイト化が完全になされず、組織の均一化、ならびに、炭化物および析出物の分散が不十分となり、所望の引張強度および降伏比が得られ難い。一方、加熱温度が１２００℃を上回るとオーステナイト粒が粗大になるため、疲労強度および靱性の低下を招くおそれがある。鋼管素材の降伏比を低下させるためには、加熱温度は低くした方が好ましく、１０５０℃以下とすることがより好ましい。
　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。
　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。
　＜実施例１＞
　表１に示す化学成分を有する５種の鋼Ｎｏ．１～５を、転炉および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。上記の鋼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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　その後、鋼Ｎｏ．１および３～５については、９８０℃×６０ｍｉｎ保持後空冷の条件で焼準処理を行い、鋼Ｎｏ．２については、５７０℃×３０ｍｉｎ保持後徐冷の条件で応力除去焼きなまし処理を行った。その後、外内表面のスケール除去・平滑化処理を行った。
　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。上記の試料をエメリーペーパーおよびバフで研磨した後、ナイタール腐食液を用いて金属組織を現出させ、観察を行った。そして、全ての試料において、金属組織がベイナイト、フェライトおよびパーライトの複合組織であることを確認した。
　また、得られた鋼管から長さ３００ｍｍの試料を切り出し、両端より各々長さ１００ｍｍの領域を、Ｖ溝を設けた接触片を介して油圧でチャッキングし、平行部に伸び計を取り付けた上で、引張試験に供した。そして、引張強度および降伏強度を求め、降伏比を算出した。それらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から分かるように、鋼Ｎｏ．１および３～５の鋼管素材は、引張強度および降伏比ともに本発明の規定を満足している。一方、鋼Ｎｏ．２の鋼管素材は、引張強度は本発明の規定を満足するものの、降伏比が高く本発明の規定範囲外である。
　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をそれぞれ複数本作製した。そして、そのうちの約半数について、鋼Ｎｏ．１～３では３５０ＭＰａの内圧を付与し、鋼Ｎｏ．４では３２０ＭＰａの内圧を付与し、鋼Ｎｏ．５では２８０ＭＰａの内圧を付与する自緊処理を施した。なお、各試料の内面で降伏点を超える内圧は図２より推定することが可能である。同一組成の鋼Ｎｏ．１および５で２６４ＭＰａ、鋼Ｎｏ．２で３３０ＭＰａ、鋼Ｎｏ．３で２７３ＭＰａ、鋼Ｎｏ．４で２４９ＭＰａであった。
　上記の自緊処理後の試験片のうちの１つを管内面における周方向残留応力の測定に供した。まず、各試験片を、マイクロカッターを用いて管軸と垂直な方向に切断し、図１に示すような、長さＬが３０ｍｍの試料を得た。続いて、各試料を、ワイヤーカット放電加工により管軸方向に半割切断した。半割後の各試料の切断面と外面との厚さｔは、３．１７５±０．１ｍｍの範囲となり、鋼管の外半径ｒの±３．１％程度となった。
　そして、電解研磨によって管内面の表層を１０μｍ以下の範囲で除去した後、管内面の中央位置における周方向残留応力を測定する。測定方法としては、Ｘ線回折によるｓｉｎ２ψ法を用い、非特許文献２に準拠して行った。詳細な測定条件は以下に示すとおりである。
　・走査法：側傾法、η一定法（ＰＳＰＣ法）
　・Ｘ線応力測定装置：株式会社リガク製ＰＳＰＣ－ＲＳＦ
　・特性Ｘ線：Ｃｒｋα
　・測定回折面：α－Ｆｅ２１１
　・入射スリット：シングルコリメータ、直径０．３ｍｍ
　・入射角（ψ）：０°、１２．９°、１８．５°、２２．８°、２６．６°、３０°、３３．３°、３６．３°、３９．３°
　・入射角（ψ）：ψＰ軸揺動　±３°
　・回折角決定法：半価幅法
　・応力定数（Ｋ）：－３１８ＭＰａ／°
　管内面における周方向残留応力の測定結果を表２に併せて示す。
　また、ＦＥＭ解析を用いて、自緊処理によって鋼管内面に付与される圧縮残留応力を推定した。図３から分かるように、本発明の規定を満足する鋼Ｎｏ．１の鋼管素材に対して３５０ＭＰａの内圧によって自緊処理を施すと、－２７０ＭＰａの圧縮残留応力が発生するという結果となった。一方、鋼Ｎｏ．２の鋼管素管においては、－９０ＭＰａの圧縮残留応力が発生し、鋼Ｎｏ．１より残留応力の絶対値が小さくなった。鋼Ｎｏ．２において内面の降伏点を超える内圧は、鋼Ｎｏ．１のそれと比較して大きく、自緊処理圧との差が小さい。そのため、鋼Ｎｏ．１と比較して鋼Ｎｏ．２の塑性変形量が小さくなったと考えられる。
　表２に示した管内面における周方向残留応力の測定値は、鋼Ｎｏ．１で－８６ＭＰａ、鋼Ｎｏ．２で－１８ＭＰａであった。上記ＦＥＭ解析による推定値と比較して、絶対値が小さくなる傾向となった。しかしながら、鋼Ｎｏ．１と鋼Ｎｏ．２との間の大小関係は維持されていることから、半割切断後の管内面における周方向残留応力の測定値が、自緊処理された鋼管の内圧疲労特性の優劣を判断する指標として有効であると判断される。
　そして、各試料について、自緊処理前の試験片と、上記の自緊処理後の試験片のうちのもう１つとを用いて内圧疲労試験を実施した。内圧疲労試験は、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５０％の確率で破損（リーク）が起こらない最大内圧を限界内圧と定義した。すなわち、図４～６に示す縦軸を最大内圧とし、横軸を破損繰返し数としたＳ－Ｎ線図上で、破損が生じた最大内圧の最小値と、１０７回になっても破損しなかった最大値の中間値を限界内圧とした。
　限界内圧の実験結果および０．４１×ＴＳ×αの計算値を表２に併記する。表２ならびに図４および６から分かるように、本発明の規定を満足する条件で製造された鋼Ｎｏ．１および３は、降伏比が低く、自緊処理によって大きな圧縮残留応力が付与されたため、限界内圧がそれぞれ２２％および１８％も上昇し、０．４１×ＴＳ×αの値以上となった。また、鋼Ｎｏ．４も、降伏比が低く、自緊処理によって比較的大きな圧縮残留応力が付与されたため、限界内圧が２１％上昇し、０．４１×ＴＳ×αの値以上となった。
　一方、鋼Ｎｏ．２は、用いられる鋼管素材の降伏比が高く本発明の規定を満足しないため、自緊処理を行っても付与される圧縮残留応力が小さく、限界内圧の上昇率が１０％未満となり、限界内圧は０．４１×ＴＳ×αの値より小さくなった。また、鋼Ｎｏ．５は、鋼Ｎｏ．１と組成が同じであるため鋼管素材の降伏比は低いものの、自緊処理圧が２８０ＭＰａと低めであったため、自緊処理を行っても付与される圧縮残留応力が小さく、限界内圧の上昇率が１０％未満となり、限界内圧は０．４１×ＴＳ×αの値より小さくなった。
　＜参考実験１＞
　鋼管素材の降伏比を下げるための製造条件として、焼準温度に着目して検討を行った。表３に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．６および７を、実施例１と同じ方法で鋼管に仕上げた後、それぞれの鋼管に対して、１０００℃および９２０℃の２種類の異なる温度条件で焼準処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　その後、各鋼管から長さ３００ｍｍの試料を切り出し、両端より各々長さ１００ｍｍの領域を、Ｖ溝を設けた接触片を介して油圧でチャッキングし、平行部に伸び計を取り付けた上で、引張試験に供した。そして、引張強度、降伏強度および降伏比を求めた。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から分かるように、いずれの鋼についても、焼準温度を１０００℃とした場合と比較して、９２０℃とした場合に降伏比が低下する結果となった。これは、ＶＣ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＶＮ等の析出物が焼準の昇温時に完全に溶けず、その後再析出する微細析出物の量が減ったためと考えられる。このことから、降伏比を低減させるために、焼準温度を低めにすることが有効であることが分かる。
　＜参考実験２＞
　次に、Ｔｉ含有量が、疲労き裂の発生に与える影響を調査するための参考実験を行った。表５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。なお、本参考実験は、Ｔｉ含有量と疲労き裂の発生状況との関係を調査することが目的であるため、効率的に多数の試験ができるよう、あえて自緊処理は行わなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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３に記述された考え方に基づいている。
　得られた結果を表６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-T000006
　本発明によれば、比較的低い自緊処理圧においても高い限界内圧向上効果を発揮し、加工性および耐内圧疲労特性に優れる燃料噴射管用鋼管を低コストで得ることが可能となる。したがって、本発明によって製造され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 (10)

  1. 　燃料噴射管用の鋼管であって、
    　５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５であり、
    　下記（ｉ）式を満足する限界内圧を有し、
    　前記鋼管を、管軸方向に半割切断した後の、管内面における周方向残留応力が－２０ＭＰａ以下である、
    　燃料噴射管用鋼管。
    　ＩＰ≧０．４１×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
    　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
    　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは鋼管の限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管の引張強度（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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
  2. 　前記鋼管の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１２～０．２７％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．３～２．０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
    　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～０．５％、
    　Ｎｉ：０～０．５％、
    　Ｖ：０～０．１５％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　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％以下である、
    　請求項１に記載の燃料噴射管用鋼管。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％
    　を含有する、
    　請求項２に記載の燃料噴射管用鋼管。
  4. 　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２または請求項３に記載の燃料噴射管用鋼管。
  5. 　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から請求項４までのいずれか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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
  6. 　下記（ｉ）式を満足する限界内圧を有する鋼管を製造する方法であって、
    　５００～９００ＭＰａの引張強度を有すると共に、降伏比が０．５０～０．８５である鋼管素材に対して、
    　４５０ＭＰａ以下であり、かつ、下記（iv）式を満足する自緊処理内圧で自緊処理を施す、燃料噴射管用鋼管の製造方法。
    　ＩＰ≧０．４１×ＴＳ×α　　　・・・（ｉ）
    　α＝［（Ｄ／ｄ）２－１］／［０．７７６×（Ｄ／ｄ）２］　　　・・・（ii）
    　ＰＡＦ＜０．４４×ＴＳ×（１＋ＹＲ）　　　・・・（iv）
    　但し、上記（ｉ）式中のＩＰは鋼管の限界内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管素材の引張強度（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は鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。さらに、上記（iv）式中のＰＡＦは自緊処理内圧（ＭＰａ）、ＴＳは鋼管素材の引張強度（ＭＰａ）、ＹＲは鋼管素材の降伏比である。
  7. 　前記鋼管の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１２～０．２７％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．３～２．０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
    　Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～０．５％、
    　Ｎｉ：０～０．５％、
    　Ｖ：０～０．１５％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　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％以下である、
    　請求項６に記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
  8. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０１５％
    　を含有する、
    　請求項７に記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
  9. 　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７または請求項８に記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
  10. 　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６から請求項９までのいずれかに記載の燃料噴射管用鋼管の製造方法。
    　Ｄ／ｄ≧１．５　　　・・・（iii）
    　但し、上記（iii）式中のＤは鋼管の外径（ｍｍ）、ｄは内径（ｍｍ）である。
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