燃料喷射管用钢管和使用其的燃料喷射管 |
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| 申请号 | CN201580010459.2 | 申请日 | 2015-02-23 | 公开(公告)号 | CN106029927B | 公开(公告)日 | 2017-10-17 |
| 申请人 | 臼井国际产业株式会社; 新日铁住金株式会社; | 发明人 | 增田辰也; 山崎亚美; 牧野泰三; 永尾胜则; 奥山耕; | ||||
| 摘要 | 一种 燃料 喷射管用 钢 管，其化学组成以 质量 ％计为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％，余量为Fe和杂质，杂质中的Ca、P、S和O为Ca:0.001％以下、P:0.02％以下、S:0.01％以下、O:0.0040％以下，金相组织由回火 马 氏体组织构成、或由回火马氏体和回火 贝氏体 的混合组织构成，原奥氏体粒度编号为10.0以上，所述燃料喷射管用钢管具有800MPa以上的拉伸强度TS，且临界内压为[0.3×TS×α](其中，α＝[(D/d)2‑1]/[0.776×(D/d)2]、D:钢管外径(mm)、d:钢管内径(mm))以上。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种燃料喷射管用钢管，其化学组成以质量％计为： |
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| 说明书全文 | 燃料喷射管用钢管和使用其的燃料喷射管技术领域[0001] 本发明涉及燃料喷射管用钢管和使用其的燃料喷射管，特别是涉及具有800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度、耐内压疲劳特性优异的燃料喷射管用钢管和使用其的燃料喷射管。 背景技术[0002] 作为对将来能源枯竭的对策，促进节约能源的运动、资源的再利用运动和达成这些目的的技术的开发盛行。特别是，近年来，作为世界性课题，为了防止地球的温暖化，强烈要求降低伴随着燃料的燃烧的CO2的排出量。 [0003] 作为CO2的排出量少的内燃机，可以举出汽车等中使用的柴油机。然而，柴油机虽然CO2的排出量少，但存在产生黑烟的问题。黑烟在相对于喷射的燃料而言氧气不足的情况下产生。即，燃料被部分热分解从而引起脱氢反应，生成黑烟的前体物质，该前体物质再次热分解，进行聚集和合并，从而变为黑烟。担心如此产生的黑烟引起大气污染，对人体造成不良影响。 [0004] 对于上述黑烟，通过提高向柴油机的燃烧室喷射燃料的喷射压，可以降低其产生量。然而，为此，燃料喷射中使用的钢管要求高疲劳强度。对于这样的燃料喷射管或燃料喷射管用钢，公开了下述技术。 [0005] 专利文献1中公开了如下的柴油机的燃料喷射所用钢管的制造方法：通过采用喷丸处理对经过热轧的无缝钢管原材料的内表面进行研削·研磨，然后进行冷拔加工。如果采用该制造方法，则可以使钢管内表面的缺陷(凹凸、痂、微细裂纹等)的深度为0.10mm以下，因此可以实现燃料喷射所用钢管的高强度化。 [0006] 专利文献2中公开了：至少于钢管的自内表面起至深度20μm存在的非金属夹杂物的最大直径为20μm以下、拉伸强度为500MPa以上的燃料喷射管用钢管。 [0007] 专利文献3中公开了：拉伸强度为900N/mm2以上、至少于钢管的自内表面起至深度20μm存在的非金属夹杂物的最大直径为20μm以下的燃料喷射管用钢管。 [0008] 专利文献3的发明中，使用通过S的降低、对浇注方法下工夫、Ca的降低等排除了A系、B系、C系的粗大夹杂物的钢材，制造钢管坯，通过冷加工调整为目标直径，然后淬火、回火，从而实现了900MPa以上的拉伸强度，实施例中实现了260～285MPa的临界内压。 [0009] 现有技术文献 [0010] 专利文献 [0011] 专利文献1：日本特开平9-57329号公报 [0012] 专利文献2：国际公开2007/119734号 [0013] 专利文献3：国际公开2009/008281号 [0014] 非专利文献 [0015] 非专利文献1：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)、养贤堂、p.18 发明内容[0016] 发明要解决的问题 [0017] 利用专利文献1公开的方法制造的燃料喷射所用钢管虽然具有高强度，但是无法得到与该钢管材料的强度相应的疲劳寿命。如果钢管材料的强度变高，则自然可以提高对钢管的内侧施加的压力。然而，对钢管的内侧施加压力时，成为在钢管内表面不产生由疲劳所导致的破坏的界限的内压(以下，称为“临界内压”)不仅仅依赖于钢管材料的强度。即，即使提高钢管材料的强度也无法得到期待值以上的临界内压。考虑到最终制品的可靠性等时，疲劳寿命越长越优选，但若前述临界内压低，则由于基于高内压的使用而使钢管容易疲劳，因此疲劳寿命也变短。 [0018] 专利文献2和3公开的燃料喷射管用钢管具有如下优点：疲劳寿命长，且可靠性高。然而，专利文献2公开的钢管的临界内压为255MPa以下，专利文献3中也为260～285MPa。最近的趋势中，特别是在汽车业界，要求进一步的高内压化，期望开发出拉伸强度为800MPa以上、且临界内压超过270MPa的燃料喷射管，特别期望开发出拉伸强度为900MPa以上、且临界内压超过300MPa的燃料喷射管。需要说明的是，临界内压存在通常依赖于燃料喷射管的拉伸强度而稍增加的倾向，但综合考虑各种的因素，特别是对于800MPa以上的高强度燃料喷射管，稳定地确保高的临界内压未必容易。 [0019] 本发明的目的在于，提供：具有800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度(TS)、且临界内压为0.3×TS×α以上的高临界内压特性的可靠性高的燃料喷射管用钢管和使用其的燃料喷射管。其中，α如后述那样为基于管内径比而校正内压与管内表面产生的应力的关系发生变化的系数，管的外径D相对于内径d之比D/d为2～2.2的范围时，α为0.97～1.02，即大致为1。 [0020] 用于解决问题的方案 [0022] (a)使用试样进行内压疲劳试验时，以变为高应力的内表面为起点，疲劳裂纹产生和加剧，在到达外表面的同时导致破坏。此时，有在起点部中存在夹杂物的情况和不存在夹杂物的情况。 [0023] (b)起点部中不存在夹杂物的情况下，在其中确认到被称为小平面状断口的平坦的断口形态。其是在晶粒单元中产生的裂纹遍及其周围的多个晶粒成分，以被称为模式II的剪切型加剧从而形成的。该小平面状断口生长直至临界值时，加剧形态变化为被称为模式I的开口型，导致破损。小平面状断口的生长依赖于初期的裂纹发生的尺寸单位即原奥氏体粒径(以下，记作“原γ粒径”)，原γ粒径大、即原γ粒的粒度编号小时，被促进。这表明，夹杂物即使不变为起点，原γ粒径粗大时，基底组织的疲劳强度也降低。 [0024] (c)具体而言，通过将原γ粒的粒度编号设为10.0以上，在能够附加直至300MPa的内压的内压疲劳试验中，重复数即使为107次也不会产生破损。另一方面，对于粒度编号小于10.0的细粒化不充分的钢管，组织的疲劳强度降低，因此，即使夹杂物不变为起点，也确认到临界内压降低的情况。 [0025] (d)为了在工业生产中稳定地得到原γ粒的粒度编号变为10.0以上的细粒组织，将钢中的Ti和Nb的含量设为一定量以上是重要的。 [0026] (e)为了在工业上稳定地抑制硫化物系夹杂物(JIS G 0555的A组)，作为脱氧剂使用Al，将钢中的sol.Al控制在适量范围是适当的。 [0027] (f)夹杂物的抑制能够较稳定地进行，但是Ti含量超过0.15％时，从进行了内压疲劳试验的钢管的断口观察，观察到Ti为主要成分的薄膜状的薄层架设直径20μm以下的多个Al2O3系夹杂物的形态的复合夹杂物(以下，称为Ti-Al复合夹杂物)。根据该观察结果，表明通过将Ti含量设为一定值以下，可以抑制Ti-Al复合夹杂物的形成，缓解内压疲劳。 [0028] 需要说明的是，上述含Ti钢的夹杂物所导致的问题由以下的参考实验的结果阐明。 [0029] ＜参考实验1＞ [0030] 首先，预先使用强度较低的钢，进行内压疲劳试验。通过转炉、连续铸造制作具有表1所示的化学成分的3种原材料A、B和C。将连续铸造中浇注时的铸造速度设为0.5m/分钟、铸坯的截面积设为200000mm2以上。将所得钢片初轧加工成制管用钢坯，利用曼内斯曼-芯棒制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，利用张力减径机定径轧制制造管坯。然后，重复多次退火和冷拔，进行缩径直至规定的加工尺寸，然后进行正火处理。此时，正火处理在980℃×60分钟保持后空气冷却的条件下进行。然后，切断成规定的长度，实施管端加工，作为内压疲劳试验用喷射管制品试样。拉伸强度如下：钢A为718MPa，钢B为685MPa，钢C为723MPa。 [0031] [表1] [0032] [0033] 试样的尺寸如下：外径6.35mm、内径3.00mm、长度200mm。将该试样各30个试样分别供于内压疲劳试验。疲劳试验条件如下：将样品的一侧端面密封，从另一侧端面在样品内部封入作为压力介质的工作油，使封入部的内压在最大300MPa至最小18MPa的范围内反复变动，并将内压变动的频率设为8Hz。 [0034] 进行了最大内压设为300MPa的内压疲劳试验，结果总数中，直至重复数达到2×106次为止在内表面裂纹产生并加剧，到达外表面，以泄漏的形态产生破损。 [0035] 对于破损了的全部样品的泄漏发生部，露出断口，用SEM观察该起点部，测定夹杂物的有无和其尺寸。夹杂物尺寸如下：通过图像处理，测定其面积area和自内表面起的深度方向(管半径方向)的最大宽度c，算出 需要说明的是， 采用面积area的平方根和 中的任意小者的数值。该定义基于非专利文献1记载的想法。 [0036] 将所得结果示于表2。使用Ti含量高的钢C的例子中，30个试样中有14个试样中与内表面接触的夹杂物成为起点，其尺寸以 计大部分为60μm以下，但仅1个试样中，其尺寸以 计为111μm。需要说明的是，这些夹杂物为Ti-Al复合夹杂物。另一方面，使用Ti含量低的钢A和B的例子中，全部试样中，起点没有确认到夹杂物，全部是内表面的基底组织成为裂纹的起点。另外，破损寿命如下：钢C中检测到最大夹杂物的试样中最短的为3.78×105次，除此之外的29个试样中为4.7～8.0×105次。另一方面，钢A和B的情况下，两者没有5 显著差别，为6.8～17.7×10次，明确地确认到Ti-Al复合夹杂物所导致的对内压疲劳的影响。而且，可以推定随着Ti含量的增加，导致内压疲劳的降低，使粗大的Ti-Al复合夹杂物析出。 [0037] [表2] [0038] 表2 [0039] [0040] ＊是指偏离本发明所限定的范围。 [0041] ＜参考实验2＞ [0042] 接着，使用具有900MPa以上的拉伸强度的钢，进行基于最大340MPa的内压的疲劳试验。通过转炉、连续铸造制作具有上述表1所示的化学成分的原材料B和C各3个试样。将连续铸造中浇注时的铸造速度设为0.5m/分钟、铸坯的截面积设为200000mm2以上。由上述钢原材料制造制管用钢坯，利用曼内斯曼-芯棒制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，通过张力减径机定径轧制，热制管成外径34mm、壁厚4.5mm的尺寸。为了对该经过了热精加工的管坯进行拉拔，首先，对管坯前端进行缩颈，涂布润滑剂。接着，使用口模和芯棒进行拉拔加工，根据需要进行软化退火，缓慢将管径缩小，精加工成外径6.35mm、内径3.0mm的钢管。然后，实施高频加热至1000℃后进行水冷的淬火处理，然后进行在640℃下保持10分钟后自然冷却的回火处理，进行外内表面的氧化皮去除·平滑化处理。 [0043] 之后，将各试样切断为长度200mm，实施管端加工，形成内压疲劳试验用喷射管试验片，实施内压疲劳试验。疲劳试验如下：将试样的一侧端面密封，从另一侧端面在试样内部封入作为压力介质的工作油，使封入部的内压在最大340MPa至最小18MPa的范围内、以相对于时间取正弦波的方式重复地变化。内压变动的频率设为8Hz。将结果示于表3。 [0044] [表3] [0045] 表3 [0046] [0047] ＊是指偏离本发明所限定的范围。 [0048] 如表3所示那样，使用Ti含量低的钢B的例子中，全部3个试样中，即便重复数为5.0×106次也不会引起破损(泄漏)。另一方面，使用Ti含量高的钢C的例子中，3试样中的1个试样中，重复数为3.63×105次时从管内表面产生疲劳破坏。对于产生了疲劳破坏的试样，用SEM观察起点部，结果确认到Ti-Al复合夹杂物，其尺寸以 计为33μm。由以上的实验结果也可知，使用Ti含量高的试样时，有粗大的Ti-Al复合夹杂物析出，容易产生疲劳破坏的倾向。 [0049] 本发明是基于上述发现而完成的，以下述燃料喷射管用钢管和使用其的燃料喷射管为主旨。 [0050] (1)一种燃料喷射管用钢管，其化学组成以质量％计为： [0051] C：0.12～0.27％、 [0052] Si：0.05～0.40％、 [0053] Mn：0.3～2.0％、 [0054] Al：0.005～0.060％、 [0055] N：0.0020～0.0080％、 [0056] Ti：0.005～0.015％、 [0057] Nb：0.015～0.045％、 [0058] Cr：0～1.0％、 [0059] Mo：0～1.0％、 [0060] Cu：0～0.5％、 [0061] Ni：0～0.5％、 [0062] V：0～0.15％、 [0063] B：0～0.005％， [0064] 余量为Fe和杂质， [0065] 杂质中的Ca、P、S和O为： [0066] Ca：0.001％以下、 [0067] P：0.02％以下、 [0068] S：0.01％以下、 [0069] O：0.0040％以下， [0071] 所述燃料喷射管用钢管具有800MPa以上、优选为900MPa以上的拉伸强度，且临界内压满足下述式(i)。 [0072] IP≥0.3×TS×α ···(i) [0073] α＝[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] ···(ii) [0074] 其中，上述式(i)中的IP表示临界内压(MPa)，TS表示拉伸强度(MPa)，α为上述式(ii)所示的值。另外，上述式(ii)中的D为燃料喷射管用钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。 [0075] (2)根据上述(1)所述的燃料喷射管用钢管，其中，前述化学组成含有以质量％计的选自 [0076] Cr：0.2～1.0％、 [0077] Mo：0.03～1.0％、 [0078] Cu：0.03～0.5％、 [0079] Ni：0.03～0.5％、 [0080] V：0.02～0.15％、和 [0081] B：0.0003～0.005％ [0082] 中的1种以上。 [0083] (3)根据上述(1)或(2)所述的燃料喷射管用钢管，其中，前述钢管的外径和内径满足下述式(iii)。 [0084] D/d≥1.5 ···(iii) [0085] 其中，上述式(iii)中的D为燃料喷射管用钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。 [0086] (4)一种燃料喷射管，其使用上述(1)至(3)中任一项所述的燃料喷射管用钢管作为原材料。 [0087] 发明的效果 [0088] 根据本发明，可以得到具有800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度、且耐内压疲劳特性优异的燃料喷射管用钢管。因此，本发明的燃料喷射管用钢管可以特别适合作为汽车用的燃料喷射管使用。 具体实施方式[0089] 以下，对本发明的各特征进行详细说明。 [0090] 1.化学组成 [0091] 各元素的限定理由如下述。需要说明的是，以下的说明中关于含量的“％”是指“质量％”。 [0092] C：0.12～0.27％ [0093] C是对廉价地提高钢的强度有效的元素。为了确保期望的拉伸强度，必须将C含量设为0.12％以上。然而，C含量超过0.27％时，导致加工性降低。因此，将C含量设为0.12～0.27％。C含量优选为0.13％以上，更优选为0.14％以上。另外，C含量优选为0.25％以下，更优选为0.23％以下。 [0094] Si：0.05～0.40％ [0095] Si是不仅具有脱氧作用、还具有提高钢的淬透性且提高强度的作用的元素。为了明确这些效果，必须将Si含量设为0.05％以上。然而，Si含量超过0.40％时，导致韧性降低。因此，将Si含量设为0.05～0.40％。Si含量优选为0.15％以上，优选为0.35％以下。 [0096] Mn：0.3～2.0％ [0097] Mn是不仅具有脱氧作用、还对提高钢的淬透性且提高强度和韧性有效的元素。然而，其含量小于0.3％时，无法获得充分的强度，另一方面，超过2.0％时，产生MnS的粗大化，热轧时伸展，韧性反而降低。因此，将Mn含量设为0.3～2.0％。Mn含量优选为0.4％以上，更优选为0.5％以上。另外，Mn含量优选为1.7％以下，更优选为1.5％以下。 [0098] Al：0.005～0.060％ [0099] Al是在进行钢的脱氧的方面有效的元素，而且是具有提高钢的韧性和加工性的作用的元素。为了获得这些效果，必须含有0.005％以上的Al。另一方面，Al含量超过0.060％时，容易产生夹杂物，特别是含有Ti的钢中，产生Ti-Al复合夹杂物的可能性变高。因此，将Al含量设为0.005～0.060％。Al含量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。另外，Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。需要说明的是，本发明中，Al含量是指酸可溶性Al(sol.Al)的含量。 [0100] N：0.0020～0.0080％ [0101] N是以杂质的形式在钢中不可避免地存在的元素。然而，本发明中，为了防止基于TiN的钉扎效应(pinning effect)的晶粒粗大化，必须使0.0020％以上的N残留。另一方面，N含量超过0.0080％时，大型的Ti-Al复合夹杂物产生的可能性变高。因此，将N含量设为0.0020～0.0080％。N含量优选为0.0025％以上，更优选为0.0027％以上。另外，N含量优选为0.0065％以下，更优选为0.0050％以下。 [0102] Ti：0.005～0.015％ [0103] 对于Ti，由于以TiN等形式微细地析出，从而对防止晶粒的粗大化作出贡献，因此本发明中是必须的元素。为了获得该效果，必须将Ti含量设为0.005％以上。另一方面，Ti含量超过0.015％时，产生晶粒的细粒化效果饱和的倾向，且根据情况，有产生大型的Ti-Al复合夹杂物的可能性。大型的Ti-Al复合夹杂物有导致非常高的内压条件下的破损寿命降低的担心，认为其抑制特别是对于具有拉伸强度900MPa以上、临界内压为0.3×TS×α以上的高临界内压特性的燃料喷射管而言是重要的。因此，将Ti含量设为0.005～0.015％。Ti含量优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。另外，Ti含量优选为0.013％以下，更优选为0.012％以下。 [0104] Nb：0.015～0.045％ [0105] Nb具有在钢中以碳化物或碳氮化物的形式微细地分散、牢固地钉扎晶界的效果，因此，在得到期望的细粒组织的方面在本发明中是必须的元素。另外，由于Nb的碳化物或碳氮化物的微细分散而使钢的强度和韧性提高。由于这些目的，因此必须含有0.015％以上的Nb。另一方面，Nb含量超过0.045％时，碳化物、碳氮化物粗大化，韧性反而降低。因此，将Nb的含量设为0.015～0.045％。Nb含量优选为0.018％以上，更优选为0.020％以上。另外，Nb含量优选为0.040％以下，更优选为0.035％以下。 [0106] Cr：0～1.0％ [0107] Cr是具有提高淬透性和耐摩耗性的效果的元素，因此可以根据需要而含有。然而，Cr含量超过1.0％时，韧性和冷加工性降低，因此将含有时的Cr含量设为1.0％以下。Cr含量优选为0.8％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Cr含量优选设为0.2％以上，更优选设为0.3％以上。 [0108] Mo：0～1.0％ [0109] Mo由于提高淬透性、提高回火软化阻力，因此是有利于确保高强度的元素。因此，可以根据需要而含有Mo。然而，即便Mo含量超过1.0％其效果也饱和，而且导致合金成本增大的结果。因此，将含有时的Mo含量设为1.0％以下。Mo含量优选为0.45％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Mo含量优选设为0.03％以上，更优选设为0.08％以上。 [0110] Cu：0～0.5％ [0111] Cu是具有通过提高钢的淬透性来提高强度和韧性的效果的元素。因此，可以根据需要而含有Cu。然而，即便Cu含量超过0.5％其效果也饱和，而且结果导致合金成本上升。因此，将含有时的Cu含量设为0.5％以下。Cu含量优选设为0.40％以下、更优选设为0.35％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Cu含量优选设为0.03％以上、更优选设为0.05％以上。 [0112] Ni：0～0.5％ [0113] Ni是具有通过提高钢的淬透性来提高强度和韧性的效果的元素。因此，可以根据需要而含有Ni。然而，即便Ni含量超过0.5％其效果也饱和，而且结果导致合金成本上升。因此，将含有时的Ni含量设为0.5％以下。Ni含量优选设为0.40％以下、更优选设为0.35％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将Ni含量优选设为0.03％以上、更优选设为0.08％以上。 [0114] V：0～0.15％ [0115] V是回火时以微细的碳化物(VC)的形式析出而提高回火软化阻力、能够进行高温回火、有利于钢的高强度化和高韧性化的元素。因此，可以根据需要而含有V。然而，V含量超过0.15％时反而导致韧性降低，因此将含有时的V含量设为0.15％以下。V含量优选设为0.12％以下、更优选设为0.10％以下。需要说明的是，想要得到上述效果时，将V含量优选设为0.02％以上、更优选设为0.04％以上。 [0116] B：0～0.005％ [0117] B是具有提高淬透性的作用的元素。因此，可以根据需要含有B。然而，B的含量超过0.005％时韧性降低。因此，将含有时的B的含量设为0.005％以下。B含量优选设为0.002％以下。含有B而产生的淬透性提高作用即使为杂质水平的含量也可以得到，但为了更明显地获得该效果，将B含量优选设为0.0003％以上。需要说明的是，为了有效发挥B的效果，优选将钢中的N通过Ti固定。 [0118] 本发明的燃料喷射管用钢管具有由上述C至B的元素和余量Fe和杂质构成的化学组成。 [0119] 此处“杂质”是指，工业上制造钢时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，在对本发明不造成不良影响的范围内可以被允许。 [0120] 以下，对杂质中的Ca、P、S和O进行说明。 [0121] Ca：0.001％以下 [0122] Ca具有使硅酸盐系夹杂物(JIS G 0555的C组)聚集的作用，Ca含量超过0.001％时，由于粗大的C系夹杂物的生成而使临界内压降低。因此，Ca含量设为0.001％以下。Ca含量优选设为0.0007％以下、更优选设为0.0003％以下。需要说明的是，如果是制钢精炼的设备且经历长期地完全不进行Ca处理，则可以消除设备的Ca污染，因此可以将钢中的Ca含量实质上设为0％。 [0123] P：0.02％以下 [0124] P是以杂质的形式在钢中不可避免地存在的元素。其含量超过0.02％时，不仅导致热加工性降低，而且由于晶界偏析而使韧性明显降低。因此，P含量必须设为0.02％以下。需要说明的是，P的含量越低越理想，优选设为0.015％以下，更优选设为0.012％以下。然而，过度的降低会导致制造成本上升，因此其下限优选设为0.005％。 [0125] S：0.01％以下 [0126] S与P同样地是以杂质的形式在钢中不可避免地存在的元素。其含量超过0.01％时，在晶界偏析，并且生成硫化物系夹杂物，容易导致疲劳强度降低。因此，S含量必须设为0.01％以下。需要说明的是，S的含量越低越理想，优选设为0.005％以下，更优选设为 0.0035％以下。然而，过度的降低会导致制造成本上升，因此其下限优选设为0.0005％。 [0127] O：0.0040％以下 [0128] O形成粗大的氧化物，容易产生其导致的临界内压降低。从这样的观点出发，O含量必须设为0.0040％以下。需要说明的是，O的含量越低越理想，优选设为0.0035％以下，更优选设为0.0025％以下，进一步优选设为0.0015％以下。然而，过度的降低会导致制造成本上升，因此其下限优选设为0.0005％。 [0129] 2.金相组织 [0130] 本发明的燃料喷射管用钢管的金相组织由回火马氏体组织构成、或由回火马氏体和回火贝氏体的混合组织构成。组织中存在铁素体·珠光体组织时，即便消除夹杂物起点的破损，也会产生以局部硬度低的铁素体相作为起点的破损，因此由宏观的硬度和拉伸强度得不到所期待的临界内压。另外，在不含回火马氏体的组织或在铁素体·珠光体组织中，难以确保800MPa以上的拉伸强度、特别是900MPa以上的拉伸强度。 [0131] 另外，如上述那样，为了提高钢管的疲劳强度，必须将原奥氏体粒度编号设为10.0以上。这是由于，对于粒度编号小于10.0的细粒化不充分的钢管，组织的疲劳强度降低，因此，即使夹杂物不变为起点，临界内压也降低。需要说明的是，粒度编号基于ASTM E112的规定。 [0132] 3.机械性质 [0133] 本发明的燃料喷射管用钢管具有800MPa以上的拉伸强度，且临界内压满足下述式(i)。 [0134] IP≥0.3×TS×α ···(i) [0135] α＝[(D/d)2-1]/[0.776×(D/d)2] ···(ii) [0136] 其中，上述式(i)中的IP表示临界内压(MPa)，TS表示拉伸强度(MPa)，α为上述式(ii)所示的值。另外，上述式(ii)中的D为燃料喷射管用钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。α是基于管内径比而校正内压与管内表面产生的应力的关系发生变化的系数。 [0137] 将拉伸强度设为800MPa以上的理由是由于，拉伸强度小于800MPa时，对于单发所作用的过大压力，无法确保耐爆裂(破裂)性能。另外，通过临界内压满足上述式(i)，可以确保对破坏疲劳的安全性。需要说明的是，本发明中，临界内压是指，内压疲劳试验中将最低内压设为18MPa，施加相对于时间取正弦波的重复内压变动，即便重复数为107次也不产生破损(泄漏)的最高内压(MPa)。优选将拉伸强度设为900MPa以上。 [0138] 4.尺寸 [0139] 对本发明的燃料喷射管用钢管的尺寸，不设置特别限制。然而，一般来说，对于燃料喷射管，为了减少使用时的内部的压力变动，某种程度的容量是必要的。因此，本发明的燃料喷射管用钢管的内径期望设为2.5mm以上，更期望设为3mm以上。另外，燃料喷射管必须耐受高内压，因此，钢管的壁厚期望为1.5mm以上，更期望为2mm以上。另一方面，钢管的外径过大时，弯曲加工等变困难。因此，钢管的外径期望为20mm以下，更期望为10mm以下。 [0140] 进而，为了耐受高内压，期望钢管的内径越大而与其相应地增大壁厚。如果钢管的内径恒定，则随着壁厚变大，钢管的外径也变大。即，为了耐受高内压，期望钢管的内径越大而钢管的外径也增大。为了得到作为燃料喷射管用钢管的充分的临界内压，钢管的外径和内径期望满足下述式(iii)。 [0141] D/d≥1.5 ···(iii) [0142] 其中，上述式(iii)中的D为燃料喷射管用钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。 [0143] 需要说明的是，更期望上述钢管的外径与内径之比即D/d为2.0以上。另一方面，D/d的上限没有特别设置，该值过大时弯曲加工变困难，因此期望为3.0以下，更期望为2.8以下。 [0144] 5.制造方法 [0145] 对本发明的燃料喷射管用钢管的制造方法没有特别限制，例如，由无缝钢管制造时，利用以下的方法预先准备抑制了夹杂物的钢块，利用曼内斯曼制管等方法由该钢块制造管坯，通过冷加工，形成期望的尺寸形状，然后进行热处理，从而可以制造。 [0146] 为了抑制夹杂物的形成，优选如上述那样调整化学组成，并且增大浇注时的铸坯的截面积。这是由于，浇注后，直至凝固为止的期间内大的夹杂物浮起。浇注时的铸坯的截2 面积期望为200000mm以上。进而，通过减慢铸造速度，使轻的非金属夹杂物以炉渣的方式浮起，可以减少钢中的非金属夹杂物本身。例如，连续铸造中，可以以浇注速度0.5m/分钟实施。 [0147] 基于上述方法，有害的粗大夹杂物被去除，但根据钢中的Ti含量而存在Ti-Al复合夹杂物形成的情况。推定该Ti-Al复合夹杂物在凝固过程中形成。本发明中，通过适当控制Ti含量，可以防止粗大的复合夹杂物的形成。 [0148] 由如此得到的铸坯，例如利用初轧等方法准备制管用的钢坯。然后，例如利用曼内斯曼-芯棒式无缝管轧机制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，通过利用张力减径机等的定径轧制精加工成规定的热制管的尺寸。接着，重复多次冷拔加工，形成规定的冷精加工的尺寸。冷拔时，在之前、或其中间进行应力去除退火，从而可以容易进行冷拔加工。另外，也可以使用芯棒式无缝管轧机制管法等其他制管法。 [0149] 如此，进行了最终的冷拔加工后，为了使作为目标的燃料喷射管的机械特性充足，通过进行淬火回火的热处理，从而可以确保800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度。 [0150] 淬火处理中，优选至少加热至Ac3相变点以上的温度并进行骤冷。这是由于，加热温度低于Ac3相变点时，奥氏体化变得不完全，结果淬火所引起的马氏体形成变得不充分，有无法得到期望的拉伸强度的可能性。另一方面，加热温度优选设为1050℃以下。这是由于，加热温度高于1050℃时，容易产生γ粒的粗大化。加热温度更优选设为Ac3相变点+30℃以上。 [0151] 淬火时的加热方法没有特别限定，高温长时间的加热在非保护气氛的情况下，在钢管表面生成的氧化皮变多，导致尺寸精度和表面性状的降低，因此，在步进式加热炉等炉加热的情况下，优选设为10～20分钟左右的短时间的保持时间。从抑制氧化皮的观点出发，作为加热气氛，优选氧化能力低的气氛或非氧化性的还原气氛。 [0152] 如果采用高频感应加热方法或直接通电加热方法作为加热方式，则可以实现短时间保持的加热，可以将在钢管表面产生的氧化皮抑制为最小，故优选。另外，通过加快加热速度，容易实现原γ粒的微细粒化，故有利。加热速度优选设为25℃/s以上，更优选设为50℃/s以上，进一步优选设为100℃/s以上。 [0153] 对于淬火时的冷却，为了稳定且确实得到期望的800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度，将500～800℃的温度范围内的冷却速度优选设为50℃/s以上，更优选设为100℃/s以上，进一步优选设为125℃/s以上。作为冷却方法，优选使用水淬火等骤冷处理。 [0154] 骤冷而冷却至常温的钢管在这样的状态下硬且脆，因此优选在Ac1相变点以下的温度下进行回火。回火的温度超过Ac1相变点时，产生逆相变，因此，难以稳定且确实地得到期望的特性。另一方面，回火温度低于450℃时，回火容易变得不充分，有韧性和加工性变得不充分的可能性。优选的回火温度为600～650℃。回火温度下的保持时间没有特别限定，通常为10～120分钟左右。需要说明的是，回火后，可以适当利用矫直机等校正弯曲。 [0155] 另外，为了进一步得到高临界内压，可以在上述淬火回火后进行自紧处理。自紧处理为通过使过大内压作用从而使内表面附近部分塑性变形、产生压缩残留应力的处理。由此，疲劳裂纹的加剧被抑制，可以得到更高的临界内压。自紧处理压力为比爆裂压力低的压力，推荐设为比上述临界内压的下限值0.3×TS×α高的内压。需要说明的是，特别是如果确保900MPa以上的拉伸强度，则与其相应地可以得到高爆裂压力，也可以提高自紧处理压力，因此对于利用自紧处理的临界内压提高可以获得大的效果。 [0156] 本发明的燃料喷射管用钢管例如可以在其两端部分形成连接头部从而形成高压燃料喷射管。 [0157] 以下，根据实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。 [0158] 实施例 [0159] 通过转炉和连续铸造制作具有表4所示的化学成分的13种钢原材料。钢No.1～8使用满足本发明的钢的化学组成的相关限定的钢。另一方面，钢No.9～13为了进行比较而使用Ti和/或Nb量为本发明限定的范围外的钢。将连续铸造中浇注时的铸造速度均设为0.5m/分钟、铸坯的截面积均设为200000mm2以上。 [0160] [表4] [0161] [0162] 由上述钢原材料制造制管用钢坯，利用曼内斯曼-芯棒制管法进行穿孔轧制、拉伸轧制，通过张力减径机定径轧制热制管为外径34mm、壁厚4.5mm的尺寸。为了对该经过热精加工的管坯进行拉拔，首先对管坯前端进行缩颈，涂布润滑剂。接着，使用口模和芯棒进行拉拔加工，根据需要进行软化退火，缓慢将管径缩小，精加工成规定的尺寸。此时，关于试验No.10、12和13，精加工成外径8.0mm、内径4.0mm的钢管，对于其他试验，精加工成外径6.35mm、内径3.0mm的钢管。然后，在表5所示的条件下进行淬火回火处理，进行外内表面的氧化皮去除·平滑化处理。此时对于淬火处理，表5中的试验No.1～4、6～9、11和12中，以 100℃/s的升温速度高频加热至1000℃并骤冷(保持时间5s以下)，试验No.5、10和13中，以 1000℃保持10分钟后在水冷的条件下进行。回火处理在550～640℃×10分钟保持后自然冷却的条件下进行。具体的回火温度一并示于表5。 [0163] [表5] [0164] [0165] 关于所得钢管，进行利用JIS Z 2241(2011)中规定的11号试验片的拉伸试验，求出拉伸强度。另外，从各钢管采集组织观察用的试样，对与管轴方向垂直的截面进行机械研磨。用金刚砂纸和抛光轮研磨后，使用硝酸酒精腐蚀液，确认为回火马氏体、或回火马氏体和回火贝氏体的混合组织。然后，再次进行抛光研磨，然后使用苦味醇腐蚀液，使观察面内的原γ晶界显现。之后，依据ASTM E112，求出观察面的原奥氏体晶粒度编号。 [0166] 内压疲劳试验如下：将各钢管切断成长度200mm，实施管端加工，形成内压疲劳试验用喷射管试验片。疲劳试验如下：将试样的一侧端面密封，从另一侧端面在试样内部封入作为压力介质的工作油，使封入部的内压在最大内压至最小18MPa的范围内、以相对于时间取正弦波的方式重复变动。内压变动的频率设为8Hz。作为内压疲劳试验的结果，将即便重复数为107次也不会引起破损(泄漏)的最大内压作为临界内压进行评价。 [0167] 原γ粒度、拉伸强度、临界内压的评价结果和0.3×TS×α的计算值一并示于表5。表5中，试验No.1～4、6～8为满足本发明的限定的本发明例。另一方面，试验No.5为比较例，虽然钢的化学组成满足本发明的限定，但是原奥氏体粒度编号在本发明的范围外。另外，试验No.9～13为钢的化学组成在本发明的限定的范围外的参考例或比较例。 [0168] 根据表5，原γ粒度小于10.0的比较例的试验No.5和10～13中，从管内表面产生疲劳破坏，为临界内压小于拉伸强度的0.3α倍的水平。这表明，原γ粒度小、即为粗粒时，基底组织的疲劳强度降低，因此，即便夹杂物不变为起点，临界内压也降低。另一方面，作为本发明例的试验No.1～4、6～8以及作为参考例的试验No.9的任意者在最高压力300MPa下重复7 10次也不会破坏，最高压力为300MPa以上。这为大于拉伸强度的0.3α倍的水平。 [0169] 对于参考例的No.9，为与表1的钢C类似的成分，因此，如参考实验1的表2所示那样，虽然为低几率但仍可能存在粗大夹杂物。因此，即便在上述内压疲劳试验中为未断裂，若以更高的压力对大量试验片进行内压疲劳试验，则有寿命短于本发明例、发生破损的可能性。这由前述参考实验2的结果表明。 [0170] 产业上的可利用性 [0171] 根据本发明，可以得到具有800MPa以上、优选900MPa以上的拉伸强度、且耐内压疲劳特性优异的燃料喷射管用钢管。因此，本发明的燃料喷射管用钢管可以特别适合作为汽车用的燃料喷射管使用。 |
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