特許 7189238 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2022-12-05

(45)【発行日】2022-12-13

(54)【発明の名称】燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20221206BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20221206BHJP

   B21B 23/00 20060101ALI20221206BHJP

   C21D 8/10 20060101ALN20221206BHJP

   C21D 9/08 20060101ALN20221206BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301Z

C22C38/58

B21B23/00 B

C21D8/10 C

C21D9/08 E

【請求項の数】 3

(21)【出願番号】P 2020572292

(86)(22)【出願日】2020-02-13

(86)【国際出願番号】 JP2020005435

(87)【国際公開番号】W WO2020166638

(87)【国際公開日】2020-08-20

【審査請求日】2021-08-06

(31)【優先権主張番号】P 2019023253

(32)【優先日】2019-02-13

(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】日本製鉄株式会社

(73)【特許権者】

【識別番号】000120249

【氏名又は名称】臼井国際産業株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110002044

【氏名又は名称】弁理士法人ブライタス

(72)【発明者】

【氏名】牧野 泰三

(72)【発明者】

【氏名】山崎 正弘

(72)【発明者】

【氏名】大村 朋彦

(72)【発明者】

【氏名】荒井 勇次

(72)【発明者】

【氏名】遠藤 修

(72)【発明者】

【氏名】芹澤 直樹

(72)【発明者】

【氏名】増田 辰也

【審査官】川口 由紀子

(56)【参考文献】

【文献】国際公開第２０１５／１２９６１７（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特開２０１０－１０６３５３（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１１－０８４８１３（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１６／０３８８０９（ＷＯ，Ａ１）

【文献】国際公開第２０１６／１０３５３８（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特開２０１０－０２４５０３（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｃ２２Ｃ ３８／５８

Ｂ２１Ｂ ２３／００

Ｃ２１Ｄ ８／１０

Ｃ２１Ｄ ９／０８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

燃料噴射管用の鋼管であって、
前記鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１７～０．２７％、
Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃａ：０．００１０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、
Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．１５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼管の肉厚中央部における金属組織が、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを含み、かつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、
前記鋼管の肉厚中央部における硬さが、３５０～４６０ＨＶ１であり、
ＣｏＫα特性Ｘ線回折による（２１１）回折面の格子面間隔が１．１７１６Å以下であり、かつ（２１１）回折面の半価幅が１．２００°以下であり、
直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度が２０／μｍ^２以下である、
燃料噴射管用鋼管。

【請求項2】

前記鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０３～１．００％、
Ｍｏ：０．０３～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、および
Ｖ：０．０２～０．１５％、
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。

【請求項3】

請求項１または請求項２に記載の燃料噴射管用鋼管を用いた燃料噴射管。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

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関する。

【背景技術】

【0002】

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ＣＯ_２の排出量を低減させることが強く求められている。

【0003】

ＣＯ_２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、ＣＯ_２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。

【0004】

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。

【0005】

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。

【0006】

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。

【0007】

特許文献３には、引張強度が９００Ｎ／ｍｍ^２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。

【0008】

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。

【0009】

特許文献４には、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が開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0010】

【文献】特開平９－５７３２９号公報

【文献】国際公開第２００７／１１９７３４号

【文献】国際公開第２００９／００８２８１号

【文献】国際公開第２０１５／１２９６１７号

【非特許文献】

【0011】

【文献】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

【文献】邦武立郎、熱処理、４１（２００１）、ｐ．１６４

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0012】

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。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。

【0013】

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。特に自動車業界においては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。

【0014】

特許文献４に開示された燃料噴射管用鋼管は、８００ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、高い限界内圧特性を有するため、極めて信頼性が高い。しかしながら、近年、燃料噴射管用鋼管には、１１００ＭＰａ以上といったさらなる高強度化が要求されている。

【0015】

そこで、本発明者らが特許文献４に開示された燃料噴射管用鋼管をベースに、高強度化を行ったところ、鋼管の耐水素脆化性が顕著に低下することが分かった。より高い信頼性を確保するためには、高い強度を付与した場合であっても、製造工程で侵入する水素による脆化を抑制することが要求される。

【0016】

本発明は上記の課題を解決し、高い強度を有するとともに、耐水素脆化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を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0017】

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れを用いた燃料噴射管を要旨とする。

【0018】

（１）燃料噴射管用の鋼管であって、
前記鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１７～０．２７％、
Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃａ：０．００１０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、
Ｎｂ：０．０１５～０．０４５％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．１５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼管の肉厚中央部における金属組織が、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを含み、かつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、
前記鋼管の肉厚中央部における硬さが、３５０～４６０ＨＶ１であり、
ＣｏＫα特性Ｘ線回折による（２１１）回折面の格子面間隔が１．１７１６Å以下であり、かつ（２１１）回折面の半価幅が１．２００°以下であり、
直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度が２０／μｍ^２以下である、
燃料噴射管用鋼管。

【0019】

（２）前記鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０３～１．００％、
Ｍｏ：０．０３～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、および
Ｖ：０．０２～０．１５％、
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。

【0020】

（３）上記（１）または（２）に記載の燃料噴射管用鋼管を用いた燃料噴射管。

【発明の効果】

【0021】

本発明によれば、１１００ＭＰａ以上の引張強さを有すると共に、耐水素脆化性に優れる燃料噴射管用鋼管を得ることが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【0022】

【図1】水素チャージ定荷重試験に用いる試験片の形状を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0023】

本発明者らが上記課題を解決するために検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。

【0024】

所定の強度を確保するためには、金属組織を実質的に焼戻しマルテンサイト単相、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトからなる複相組織とし、硬さを上げる必要がある。

【0025】

一方、硬さが過剰となると、耐水素脆化性が顕著に低下することが分かった。そのため、鋼の硬さを所定の範囲内に制御する必要がある。

【0026】

さらに、検討を行ったところ、鋼の硬さを低減しただけでは水素脆化を抑制できない場合があることが分かった。固溶Ｃにより生じる結晶格子のひずみおよび転位が水素を吸収し、耐水素脆化性を悪化させるためであると考えられる。種々の鋼材を用いた調査の結果、格子ひずみおよび転位を低減し、具体的には、（２１１）回折面の格子面間隔および半価幅を所定値以下に制御することで、優れた耐水素脆化性を確保できることが分かった。

【0027】

また、鋼中に粗大な炭化物が存在すると、水素割れの起点および進展経路となる。また、水素をトラップする微細な炭化物の確保が困難となり、格子ひずみおよび転位への水素の吸収を抑制する効果が得られなくなる。

【0028】

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。

【0029】

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。

【0030】

Ｃ：０．１７～０．２７％
Ｃは、安価に鋼の強度を高めるのに有効な元素である。所望の引張強さを確保するためにはＣ含有量を０．１７％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０．１７～０．２７％とする。Ｃ含有量は０．２０％以上であるのが好ましい。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。

【0031】

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。

【0032】

Ｍｎ：０．３０～２．００％
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０．３０％未満では十分な強度が得られず、一方、２．００％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０．３０～２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上であるのが好ましく、０．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．７０％以下であるのが好ましく、１．５０％以下であるのがより好ましい。

【0033】

Ｐ：０．０２０％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０．０２０％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、０．０２０％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。

【0034】

Ｓ：０．０１００％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０．０１００％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、０．０１００％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、０．００５０％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。

【0035】

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。

【0036】

Ｃａ：０．００１０％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０．００１０％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０．００１０％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。

【0037】

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。

【0038】

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。

【0039】

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。

【0040】

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。

【0041】

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。

【0042】

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Ａｌ_２Ｏ_３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％以下とする必要がある。

【0043】

旧γ粒の粗大化を防止するために、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－Ａｌ複合介在物の形成を防止する観点からは、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。

【0044】

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ことで、組織の微細化に寄与し、限界内圧を向上させる効果を有する。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。

【0045】

Ｃｒ：０～１．００％
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よい。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％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１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％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０．０３％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く、０．２０％以上とすることがさらに好ましく、０．３０％以上とすることがさらに好ましい。

【0046】

Ｍｏ：０～１．００％
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を含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％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１．００％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。

【0047】

Ｃｕ：０～０．５０％
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を含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％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０．５０％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０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。

【0048】

Ｎｉ：０～０．５０％
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を含有させてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が０．５０％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０．５０％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０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０８％以上とすることがさらに好ましい。

【0049】

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を含有させてもよい。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。

【0050】

本発明の燃料噴射管用鋼管の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。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。

【0051】

２．金属組織
本発明に係る燃料噴射管用鋼管の肉厚中央部における金属組織は、実質的に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。具体的には、上記金属組織は、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを含み、かつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上である。

【0052】

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さ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高い引張強さを確保することが困難になる。

【0053】

また、上述のように、格子ひずみおよび転位に水素が吸収されることによって水素脆化が生じるのを抑制するため、格子ひずみおよび転位を低減する必要がある。具体的には、ＣｏＫα特性Ｘ線回折による（２１１）回折面の格子面間隔を１．１７１６Å以下とし、かつ（２１１）回折面の半価幅を１．２００°以下とする。測定にはＸ線回折装置を用い、測定条件はＣｏＫα特性Ｘ線、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡとする。

【0054】

（２１１）回折面に着目したのは、炭素が固溶した際に炭素原子が（００１）面間に侵入してその格子面間隔を広げること、（００１）面そのものは回折面にならず、（００１）面の変化が幾何学的には（２１１）面に影響するためである。格子面間隔ｄは、回折角（ピークの角度，２θ）から次式のブラッグの式を用いて計算した。
λ＝２×ｄ×ｓｉｎθ
但し、λは回折Ｘ線の波長であり、ＣｏＫα線では１．７８９Åである。

【0055】

回折角の較正は、Ｓｉ標準板を用いて特定面の回折ピーク位置が基準位置に対してずれがないかを確認することにより行う。また、半価幅については、ＬａＢ_６（六ホウ化ランタン）を標準試料として用い、予め装置の幅広がりを計測することにより、補正を行うこととする。

【0056】

さらに、耐水素脆化性を確保するためには、水素のトラップサイトとなる微細なセメンタイトを分散させる必要がある。一方、粗大なセメンタイトの量が多くなると、粗大なセメンタイト自身が水素割れの起点および進展経路となるだけでなく、微細なセメンタイトの確保が困難になる。そのため、直径が５０ｎｍ以上の粗大なセメンタイトの個数密度を２０／μｍ^２以下とする。

【0057】

本発明において、粗大なセメンタイトの個数密度は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察により測定するものとする。具体的には、鋼管の肉厚中央部から、厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、３００００倍の倍率でＴＥＭによる観察を行う。そして、直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトを特定する。なお、各粒を楕円近似して長径および短径を測定し、その平均値をセメンタイトの直径とする。そして、特定された粗大なセメンタイトの個数を視野面積で除することで、個数密度を求める。

【0058】

３．機械的性質
本発明に係る燃料噴射管用鋼管の肉厚中央部における硬さは、３５０～４６０ＨＶ１である。上記硬さが３５０ＨＶ１未満では、十分な強度および限界内圧を得ることができない。一方、上記硬さが４６０ＨＶ１を超えると、耐水素脆化性が顕著に低下する。なお、「ＨＶ１」は、試験力を９．８Ｎ（１ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９を参照）。

【0059】

肉厚中央部における硬さが３５０ＨＶ１以上となることによって、１１００ＭＰａ以上の引張強さと３５０ＭＰａ以上の限界内圧とが得られる。限界内圧が３５０ＭＰａ以上となることによって、破壊疲労に対する安全性を確保することが可能になる。１２００ＭＰａ以上の引張強さを得たい場合には、上記硬さは４００ＨＶ１以上であることが好ましい。

【0060】

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１０^７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、１０^７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。

【0061】

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、３．０ｍｍ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、２．０ｍｍ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。

【0062】

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（ｉ）式を満足することが望ましい。
Ｄ／ｄ≧１．５ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）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。

【0063】

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。

【0064】

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。

【0065】

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２００，０００ｍｍ^２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０．３～０．７ｍ／ｍｉｎで実施できる。

【0066】

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。

【0067】

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、焼入れおよび焼戻しの熱処理を行う。

【0068】

焼入れ処理においては、Ａｃ_３変態点＋３０℃以上の温度に加熱、急冷を行うのが好ましい。加熱温度をＡｃ_３変態点＋３０℃以上とすることで、焼入れによるマルテンサイト形成が十分となり、所望の引張強さを得ることができる。また、粗大なセメンタイトの個数を低減し、微細分散させるためには、加熱時に炭素を完全に固溶させる必要がある。加熱温度がＡｃ_３変態点＋３０℃未満では、炭素を完全に固溶することができないおそれがある。一方、加熱温度は、１１５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度が１１５０℃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１０００℃以上とすることがより好ましい。

【0069】

Ａｃ_３変態点は、非特許文献２に記載の下記式に従って算出する。
Ａｃ_３（℃）＝９１２－２３０．５Ｃ＋３１．６Ｓｉ－２０．４Ｍｎ－３９．８Ｃｕ－１８．１Ｎｉ－１４．８Ｃｒ＋１６．８Ｍｏ
但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合には０を代入するものとする。

【0070】

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。

【0071】

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。この場合、上記加熱温度での保持時間は１ｓ以下とすることが好ましい。また、加熱時に炭素を完全に固溶させるためには、加熱速度は比較的低くすることが好ましく、２０～８０℃／ｓとするのが好ましい。

【0072】

焼入れ時の冷却については、所望の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。

【0073】

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。それに加えて、固溶Ｃによる格子ひずみおよび転位により、耐水素脆化性が悪化するおそれがある。そのため、焼戻しするのが好ましい。但し、焼戻しの温度が４５０℃を超えると、硬さの低下が著しく、所望の強度を得ることが困難になる。一方、焼戻し温度が２５０℃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上に、格子ひずみおよび転位の低減が不十分となる。したがって、焼戻し温度は２５０～４５０℃とすることが好ましく、３００～４２０℃とすることがさらに好ましい。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よい。

【0074】

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。

【0075】

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】

【0076】

表１に示す化学成分を有する１１種の鋼素材を製造した。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２００，０００ｍｍ^２以上とした。

【0077】

【表1】

【0078】

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８．０ｍｍ、内径４．０ｍｍの鋼管に仕上げた。

【0079】

【表2】

【0080】

そして、表２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２中の試験Ｎｏ．１～８および１１～１９では表２に示す昇温速度で１１００℃まで高周波加熱し、５０℃／ｓ以上で急冷（保持時間１ｓ以下）し、試験Ｎｏ．９および１０では、それぞれ１０００℃および１１００℃で１０ｍｉｎ保持した後、５０℃／ｓ以上で水冷する条件で行った。焼戻し処理は、１５０～６４０℃で１０ｍｉｎ保持後放冷の条件で行った。具体的な焼戻し温度は表２に併記する。

【0081】

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、引張強さを求めた。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。

【0082】

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、実質的に焼戻しマルテンサイト単相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。すなわち、いずれの組織おいても、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率が９５％以上であった。

【0083】

また、Ｘ線回折装置を用いて、（２１１）回折面の格子面間隔および半価幅の測定を行った。測定条件はＣｏＫα特性Ｘ線、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡとした。回折角の較正は、Ｓｉ標準板を用いて特定面の回折ピーク位置が基準位置に対してずれがないかを確認することにより行い、半価幅については、ＬａＢ_６（六ホウ化ランタン）を標準試料として用い、予め装置の幅広がりを計測することにより、補正を行った。

【0084】

さらに、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、予備的なセメンタイトの観察を行った。その結果、試験Ｎｏ．７においては、セメンタイトと思われる粒状のコントラストが認められ、それ以外については、認められなかった。そこで、試験Ｎｏ．７に加えて、その他の試料の代表として試験Ｎｏ．４、５および８について、ＴＥＭを用いた観察を行った。

【0085】

具体的には、鋼管の肉厚中央部から、厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、３００００倍の倍率でＴＥＭによる観察を行い、直径が５０ｎｍ以上のセメンタイトを特定した。なお、各粒を楕円近似して長径および短径を測定し、その平均値をセメンタイトの直径とした。そして、特定された粗大なセメンタイトの個数を視野面積で除することで、個数密度を求めた。

【0086】

試験Ｎｏ．１～３、６および９～１９については、ＴＥＭ観察は行っていないが、焼入れ時の加熱条件が試験Ｎｏ．４および８と同じであることから、粗大なセメンタイトの個数密度については、試験Ｎｏ．４および８の値の範囲と同等であり、少なくとも焼入れ時の昇温速度の高い試験Ｎｏ．５の値を下回るものと考えられる。

【0087】

次に、鋼管の肉厚中央部において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に基づくビッカース硬さの測定を行った。試験力は９．８Ｎ（１ｋｇｆ）とした。

【0088】

内圧疲労試験は、以下の手順により実施した。まず、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１０^７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。

【0089】

さらに、耐水素脆化性の評価のため、以下の方法により、拡散性水素量の測定を行った。まず、各鋼管を長さ１０ｍｍに切断し、四重極水素分析計にセットした後、常温から３００℃まで昇温し、放出水素の総量を測定し、これを拡散性水素量Ｃ_０とした。

【0090】

続いて、図１に示す形状の試験片を作製し、水素チャージしながら試験荷重を最長２００時間かけ続ける水素チャージ定荷重試験を行った。なお、図１に示す寸法の単位はｍｍである。水素チャージは、試験片を電解液に浸漬し、陰極として電位を付与することにより行った。電解液には、チオシアン酸アンモニウムを添加した食塩水を用い、その濃度および電流密度を調整することで、侵入水素量を調整した。

【0091】

試験荷重については、以下の手順で決定した。鋼管の引張試験を行って得られた応力－ひずみ曲線を入力データとした弾塑性ＦＥＭ解析を実噴射管に対して行い、その最大応力を明らかにした。次に、試験片の弾塑性解析を行って、試験片切欠き部に生じる最大応力が実噴射管と同じになる荷重を明らかにし、これを試験荷重とした。

【0092】

水素チャージ定荷重試験中に破断した時点、または未破断のまま２００時間経過時点で、試験片を取り出し、その拡散性水素量を測定し、これを臨界拡散性水素量Ｃ_ｔｈとした。但し、未破断の場合のＣ_ｔｈは測定値以上ということになる。臨界拡散性水素量Ｃ_ｔｈを拡散性水素量Ｃ_０で除したＣ_ｔｈ／Ｃ_０を耐水素安全係数と呼び、これを評価指標とした。本発明においては、過去のデータに基づき、耐水素安全係数が２．０以下の場合に水素脆性のリスクがあり、２．０を超える場合に水素脆性のリスクはないと判断した。

【0093】

それらの結果を表２に併記する。

【0094】

表２に示すように、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．３～５、８および１１～１５では、高い限界内圧と優れた耐水素脆化性とを有することが分かる。これに対して、試験Ｎｏ．１、２、６、７、９、１０および１６～１９は、本発明の規定のいずれかを満足しない比較例である。

【0095】

具体的には、試験Ｎｏ．１および２では、焼戻し温度が高く、硬さが低下したため、限界内圧も劣る結果となった。一方、試験Ｎｏ．６、９および１０では、焼戻し温度が低く、格子ひずみが低減できておらず、また試験Ｎｏ．６および１０では硬さも過剰であったため、耐水素脆化性が劣化する結果となった。試験Ｎｏ．７では、焼入れ時の昇温速度が高いため、炭素を完全に固溶できず、粗大な炭化物の個数密度が過剰となったため、耐水素脆化性が劣化する結果となった。

【0096】

さらに、試験Ｎｏ．１６では、Ｃ含有量が低すぎるため、硬さが低く、限界内圧も劣る結果となった。試験Ｎｏ．１７では、Ｔｉ含有量が高すぎ、試験Ｎｏ．１８では、ＴｉおよびＮｂの含有量がいずれも低く、試験Ｎｏ．１９では、Ｎｂを含まなかったため、いずれも限界内圧が劣る結果となった。

【産業上の利用可能性】

【0097】

本発明によれば、１１００ＭＰａ以上の引張強さを有すると共に、耐水素脆化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。

【図1】