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WO2015151448A1 - 燃料噴射管用継目無鋼管 - Google Patents

燃料噴射管用継目無鋼管 Download PDF

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WO2015151448A1
WO2015151448A1 PCT/JP2015/001590 JP2015001590W WO2015151448A1 WO 2015151448 A1 WO2015151448 A1 WO 2015151448A1 JP 2015001590 W JP2015001590 W JP 2015001590W WO 2015151448 A1 WO2015151448 A1 WO 2015151448A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
steel pipe
fuel injection
content
seamless steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2015/001590
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English (en)
French (fr)
Inventor
河端　良和
学 西埜
牧男 郡司
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to KR1020167027196A priority patent/KR101869311B1/ko
Priority to EP15773005.2A priority patent/EP3128025B1/en
Priority to CN201580017608.8A priority patent/CN106133176B/zh
Priority to US15/300,810 priority patent/US10308994B2/en
Publication of WO2015151448A1 publication Critical patent/WO2015151448A1/ja
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    • F02M2200/00—Details of fuel-injection apparatus, not otherwise provided for
    • F02M2200/90—Selection of particular materials
    • F02M2200/9053—Metals

Definitions

  • the present invention relates to a seamless steel pipe suitable for a fuel injection pipe for injecting fuel into a combustion chamber such as a diesel engine.
  • the present invention relates to improvement of the internal pressure fatigue resistance of a seamless steel pipe for a fuel injection pipe used particularly at a high pressure.
  • a diesel engine is known as an internal combustion engine with a small amount of CO 2 emission, and has already been used as an automobile engine.
  • the diesel engine has a problem that black smoke is easily generated although the amount of CO 2 emission is small.
  • Black smoke in diesel engines is generated when oxygen is insufficient for the injected fuel.
  • the generated black smoke is likely to cause air pollution and adversely affect the human body. Therefore, since the amount of black smoke generated can be reduced by increasing the fuel injection pressure to the combustion chamber of the diesel engine, the fuel injection pressure to the diesel engine combustion chamber is being increased.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.12 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 0.8 to 2.0 1% or more of Cr: 1% or less, Mo: 1% or less, Ti: 0.04% or less, Nb: 0.04% or less, and V: 0.1% or less.
  • Ca in the impurities is 0.001% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, and a tensile strength of 500 N / mm 2 (500 MPa) or more, at least in the steel pipe
  • a steel pipe for fuel injection is described in which the maximum diameter of non-metallic inclusions existing at a depth of 20 ⁇ m from the surface is 20 ⁇ m or less. According to the technique described in Patent Document 1, the fuel injection pressure into the combustion chamber can be further increased, and the amount of black smoke emitted can be reduced while reducing the amount of CO 2 emitted.
  • Patent Document 2 includes, in mass%, C: 0.12 to 0.27%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 0.8 to 2.0%, or Cr 1% or less, Mo: 1% or less, Ti: 0.04% or less, Nb: 0.04% or less, V: 0.1% or less Ca is 0.001% or less, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, tensile strength is 900 N / mm 2 (900 MPa) or more, and at least a depth of 20 ⁇ m from the inner surface of the steel pipe A seamless steel pipe for fuel injection in which the maximum diameter of the non-metallic inclusions present is 20 ⁇ m or less is described.
  • the tensile strength is set to 900 N / mm 2 or more by quenching at a temperature not lower than the Ac 3 transformation point and tempering at a temperature not higher than the Ac 1 transformation point.
  • the technique described in Patent Document 2 since it is possible to prevent fatigue failure starting from non-metallic inclusions present in the vicinity of the inner surface, while ensuring a high strength of a tensile strength of 900 N / mm 2 or more, The limit internal pressure can be increased, and fatigue does not occur even if the fuel injection pressure into the combustion chamber is further increased.
  • Japanese Patent No. 5033345 Japanese Patent Laid-Open No. 2007-284711
  • Japanese Patent No. 5065781 Japanese Patent Laid-Open No. 2009-19503
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art, and to stably provide a seamless steel pipe for a fuel injection pipe having high strength and excellent internal pressure fatigue resistance.
  • excellent internal pressure fatigue resistance means that the durability ratio, which is the ratio ⁇ / TS of the stress ⁇ and the tensile strength TS calculated by the following equation, is 30% or more. To do. The durability ratio is preferably 35% or more.
  • inner diameter and thickness refer to the target inner diameter and thickness of the fuel injection pipe.
  • ⁇ Inner diameter (mm) ⁇ Internal pressure fatigue strength (MPa) / (2 ⁇ Wall thickness) (mm)
  • the present inventors diligently studied the progress of fatigue cracks generated from inclusions.
  • FIG. 1 shows that the internal pressure fatigue strength is improved by reducing the old ⁇ grain size. Further, from the observation of the propagation form of the fatigue cracks generated from the inclusions, even if the old ⁇ grain size is 150 ⁇ m or less, even if the fatigue cracks are generated starting from inclusions whose maximum diameter exceeds 20 ⁇ m, the cracks are almost It has been found that the crack does not progress and becomes a stationary crack (the plot satisfying the component composition of the present invention has an old ⁇ particle size of 150 ⁇ m or less).
  • the refinement of the former ⁇ grain size to 150 ⁇ m or less reduces the stress transmission to the surroundings due to subgrain boundaries, grain boundaries, crystal orientation differences, precipitates, etc., and the hardening area at the crack tip is reduced. It becomes difficult to grow. As a result, it is surmised that the deformation at the fractured portion during the crack growth is increased, the amount of elongation is increased, and it becomes easy to become a stationary crack.
  • FIG. 2 shows the relationship between the prior ⁇ grain size and [Al%] ⁇ [N%].
  • FIG. 2 shows that [Al%] ⁇ [N%] needs to be 27 ⁇ 10 ⁇ 5 or less in order to reduce the old ⁇ particle size to 150 ⁇ m or less (a plot satisfying the component composition of the present invention).
  • [Al%] ⁇ [N%] is 27 ⁇ 10 ⁇ 5 or less).
  • [Al%] ⁇ [N%] is preferably 2 ⁇ 10 ⁇ 5 or more.
  • the present invention has been completed based on such knowledge and further investigation. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a high-strength seamless steel pipe excellent in internal pressure fatigue resistance suitable for a fuel injection pipe can be easily and inexpensively produced, and the industrial effect is remarkable.
  • the generated fatigue cracks hardly develop and become stationary cracks, so that the internal pressure fatigue resistance can be improved.
  • FIG. 1 is a graph showing the influence of the prior ⁇ grain size on the internal pressure fatigue strength.
  • FIG. 2 is a graph showing the effect of [Al%] ⁇ [N%] on the prior ⁇ grain size.
  • the seamless steel pipe for a fuel injection pipe of the present invention (in the present specification, sometimes referred to as a seamless steel pipe) is C: 0.155 to 0.38%, Si: 0.01 to 0.49% in mass%. , Mn: 0.6 to 2.1%, Al: 0.005 to 0.25%, N: 0.0010 to 0.010%, and [Al%] ⁇ [N%] ⁇ 27 ⁇ 10 ⁇ 5 (where, Al%, N%: content of each element (mass%)), P, S, O as impurities, P: 0.030% or less, S: 0.025% Hereinafter, O: 0.005% or less is contained, and the composition is composed of the balance Fe and inevitable impurities.
  • the seamless steel pipe of the present invention has a structure in which the old ⁇ particle diameter after cold drawing and heat treatment is 150 ⁇ m or less in the cross section in the pipe axis direction.
  • the tensile strength TS of the seamless steel pipe of the present invention is 500 MPa or more.
  • C 0.155 to 0.38%
  • C is an element having an action of increasing the strength of the steel pipe through solid solution, precipitation, or improvement of hardenability. In order to acquire such an effect and to secure a desired high strength, it is necessary to contain 0.155% or more of C.
  • the C content exceeds 0.38%, the hot workability is lowered and it becomes difficult to process into a steel pipe having a predetermined size and shape. Therefore, the C content is limited to the range of 0.155 to 0.38%.
  • the content is 0.16 to 0.21%.
  • Si 0.01-0.49%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer in the present invention.
  • it is necessary to contain 0.01% or more of Si.
  • the Si content is limited to the range of 0.01 to 0.49%.
  • the content is 0.15 to 0.35%.
  • Mn 0.6 to 2.1%
  • Mn is an element having an action of increasing the strength of the steel pipe through solid solution or through improvement of hardenability. In order to obtain such an effect and ensure a desired high strength, it is necessary to contain 0.6% or more of Mn.
  • the Mn content exceeds 2.1%, segregation is promoted and the toughness of the steel pipe is lowered. Therefore, the Mn content is limited to the range of 0.6 to 2.1%. Preferably, the content is 1.20 to 1.40%.
  • Al acts as a deoxidizer and binds to N to precipitate as AlN, effectively contributing to refinement of crystal grains, particularly ⁇ grains, and improving internal pressure fatigue resistance through refinement of crystal grains. It is an element. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain Al 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.25%, the precipitated AlN becomes coarse, and the desired crystal grain refinement cannot be achieved, and the desired high toughness and excellent internal pressure fatigue resistance characteristics cannot be ensured.
  • the content is 0.015 to 0.050%.
  • N 0.0010 to 0.010%
  • N is an element that combines with Al and precipitates as AlN, contributes effectively to refinement of crystal grains, particularly ⁇ grains, and improves internal pressure fatigue resistance through refinement of crystal grains. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain N 0.0010% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.010%, the precipitated AlN becomes coarse and the desired crystal grain refinement cannot be achieved. Therefore, the N content is limited to the range of 0.0010 to 0.010%. From the viewpoint of age hardening that lowers the cold drawability, the content is preferably 0.0020 to 0.0050%.
  • Al content [Al%] and the N content [N%] are adjusted so that [Al%] ⁇ [N%] satisfies the formula (1).
  • [Al%] ⁇ [N%] is preferably 20 ⁇ 10 ⁇ 5 or less.
  • P, S, and O are contained as impurities, respectively, P: 0.030% or less, S: 0.025% or less, and O: 0.005% or less.
  • P, S, and O are all elements that adversely affect hot workability and toughness, and it is desirable to reduce them as much as possible in the present invention.
  • P: 0.030%, S: 0.025%, and O: 0.005% are acceptable. Therefore, in the present invention, P, S, and O as impurities are adjusted so that the P content is 0.030% or less, the S content is 0.025% or less, and the O content is 0.005% or less. To do.
  • the above-mentioned components are basic components.
  • Cu 0.70% or less
  • Ni 1.00% or less
  • Cr 1.20%
  • Mo 0.50% or less
  • B One or more selected from 0.0060% or less
  • / or Ti 0.20% or less
  • Nb 0.050% or less
  • V One or two or more selected from 0.20% or less and / or Ca: 0.0040% or less may be selected and contained.
  • Cu 0.70% or less, Ni: 1.00% or less, Cr: 1.20% or less, Mo: 0.50% or less, B: 0.0060% or less
  • Cu, Ni, Cr, Mo and B are all elements contributing to an increase in strength through the improvement of hardenability, and can be selected from one or two or more as necessary.
  • the Cu is an element that contributes to the improvement of toughness in addition to the increase in strength, and can be contained if necessary.
  • the Cu content is preferably 0.03% or more.
  • Ni is an element that contributes to improvement of toughness in addition to an increase in strength, and can be contained if necessary. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.10% or more of Ni. From this viewpoint, the Ni content is preferably 0.10% or more. If the Ni content exceeds 1.00%, the amount of residual ⁇ increases, leading to a decrease in strength. For this reason, when Ni is contained, the Ni content is preferably limited to a range of 0.10 to 1.00%. More preferably, it is 0.20 to 0.60%.
  • the Cr content is an element contributing to an increase in strength and can be contained as necessary.
  • the Cr content is preferably 0.02% or more.
  • the Cr content exceeds 1.20%, extremely coarse carbonitrides are formed, and the fatigue strength may be lowered even in the present invention which is not easily affected by coarse precipitates and inclusions.
  • the Cr content is preferably limited to a range of 0.02 to 1.20%. More preferably, the content is 0.02 to 0.40%.
  • Mo is an element that contributes to the improvement of toughness in addition to the increase in strength, and can be contained if necessary. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.03% or more of Mo. From this viewpoint, the Mo content is preferably 0.03% or more. If the Mo content exceeds 0.50%, extremely coarse carbonitrides are formed, and the fatigue strength may be lowered even in the present invention which is not easily affected by coarse precipitates and inclusions. For this reason, when it is contained, the Mo content is preferably limited to a range of 0.03 to 0.50%. More preferably, it is 0.04 to 0.35%.
  • B is an element that contributes to the improvement of hardenability when contained in a small amount, and can be contained as required. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain B 0.0005% or more. From this viewpoint, the B content is preferably 0.0005% or more. Even if it contains B exceeding 0.0060%, the effect is saturated and, on the contrary, improvement in hardenability may be hindered. Therefore, when it is contained, the B content is preferably limited to 0.0005 to 0.0060%. More preferably, the content is 0.0010 to 0.0030%.
  • Ti 0.20% or less
  • Nb 0.050% or less
  • V 0.20% or less Ti
  • Nb and V are all strengthened through precipitation strengthening. It is an element contributing to the increase, and one or more elements can be selected and contained as necessary.
  • Ti is an element that contributes to the improvement of toughness in addition to the increase in strength, and can be contained if necessary. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more of Ti. From this viewpoint, the Ti content is preferably 0.005% or more. When the Ti content exceeds 0.20%, extremely coarse carbonitrides are formed, and the fatigue strength may be lowered even in the present invention that is not easily affected by coarse precipitates and inclusions. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.20%. More preferably, the content is 0.005 to 0.020%.
  • Nb is an element that contributes to the improvement of toughness in addition to the increase in strength, similarly to Ti, and can be contained if necessary. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Nb in an amount of 0.005% or more. From this viewpoint, the Nb content is preferably 0.005% or more. When the Nb content exceeds 0.050%, extremely coarse carbonitrides are formed, and the fatigue strength may be lowered even in the present invention that is not easily affected by coarse precipitates and inclusions. For this reason, when contained, the Nb content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.050%. More preferably, it is 0.020 to 0.050%.
  • V is an element that contributes to an increase in strength and can be contained if necessary. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain V 0.005% or more. From this viewpoint, the V content is preferably 0.005% or more. If the V content exceeds 0.20%, extremely coarse carbonitrides are formed, and the fatigue strength may be lowered even in the present invention which is not easily affected by coarse precipitates and inclusions. For this reason, when contained, the V content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.20%. More preferably, it is 0.025 to 0.060%.
  • Ca 0.0040% or less Ca is an element contributing to the form control of inclusions, and can be contained as necessary.
  • Ca is an element that controls the form of inclusions, finely disperses inclusions, and contributes to improving ductility, toughness, and corrosion resistance.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.0040%. More preferably, the content is 0.0005 to 0.0015%.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the seamless steel pipe of the present invention has the above-described composition, and is cold drawn and heat treated, and baititic ferrite including ferrite, pearlite, and acicular ferrite, bainite, or a martensitic phase including tempered martensite. And a structure having an old ⁇ grain size of 150 ⁇ m or less in the cross section in the tube axis direction.
  • Limiting the old ⁇ particle size to 150 ⁇ m or less means refinement of the structure. Due to the refinement of the structure, the internal pressure fatigue crack progresses slowly, and further, the fatigue crack stops and the propagation of the crack stops, and the internal pressure fatigue resistance is improved. When the old ⁇ grain size exceeds 150 ⁇ m, the structure becomes coarse and the internal pressure fatigue resistance is deteriorated. Therefore, the old ⁇ particle size is limited to 150 ⁇ m or less. In addition, Preferably it is 100 micrometers or less.
  • the seamless steel pipe of the present invention is manufactured using a steel pipe material having the above composition as a starting material.
  • a steel pipe material having the above composition is melted by using a conventional melting method such as a converter or a vacuum melting furnace, and a slab such as a round billet by a conventional casting method such as a continuous casting method ( Steel pipe material) is preferable.
  • a conventional melting method such as a converter or a vacuum melting furnace
  • a slab such as a round billet by a conventional casting method such as a continuous casting method ( Steel pipe material) is preferable.
  • a steel slab produced by the ingot-bundling rolling method may be used as a steel pipe material.
  • the obtained steel pipe material is heated and subjected to piercing and stretching using a Mannesmann-plug mill method or Mannesmann-Mandrel mill type rolling equipment, or further to constant diameter rolling using a stretch reducer, etc. And it is preferable to set it as the seamless steel pipe of a predetermined dimension.
  • the heating for piercing and stretching is preferably performed at a temperature in the range of 1100 to 1300 ° C.
  • a preferable heating temperature for piercing and rolling is set to a temperature in the range of 1100 to 1300 ° C.
  • the temperature is more preferably 1150 to 1250 ° C.
  • pipes are produced by piercing and stretching using a normal Mannesmann-plug mill type or Mannesmann-mandrel mill type rolling mill, or by constant diameter rolling using a stretch reducer, etc. It is assumed that the process is to make a pipe. In addition, it is good also as a seamless steel pipe by the hot extrusion by a press system.
  • the obtained seamless steel pipe is then subjected to cold drawing or the like as necessary to obtain a predetermined size, and then subjected to heat treatment to have a desired tensile strength: 500 MPa or more.
  • normalization or quenching and tempering is appropriately selected so that a predetermined strength can be secured.
  • the normalizing treatment it is preferable to heat at 850 to 1150 ° C. within a range not exceeding 30 minutes and then cool at a cooling rate of about 2 to 5 ° C./s, which is about air cooling. If the heating temperature is less than 850 ° C., the desired strength cannot be ensured. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1150 ° C. or the heating time is longer than 30 minutes, the crystal grains are coarsened and the fatigue strength is reduced.
  • the quenching treatment is preferably performed at a temperature of 850 to 1150 ° C. within a range not exceeding 30 min and cooled at a cooling rate exceeding 5 ° C./s. If quenching heating temperature is less than 850 degreeC, desired high intensity
  • the tempering process is preferably a process of heating to a temperature not higher than the Ac 1 transformation point, preferably 450 to 650 ° C., and air cooling.
  • the tempering temperature exceeds the Ac 1 transformation point, it becomes impossible to stably secure desired characteristics.
  • the heat treatment is preferably a quenching and tempering treatment.
  • the heat treatment conditions are appropriately adjusted so that the old ⁇ particle size is 150 ⁇ m or less. Unlike the case of simply heat-treating a hot-rolled sheet or a cold-rolled sheet, the manufacturing condition of performing heat treatment after repeatedly performing cold drawing as described above tends to increase the ⁇ grain size, If the ingredients are not properly adjusted, there are no suitable heat treatment conditions.
  • the steel pipe material having the composition shown in Table 1 is heated to a heating temperature of 1150 to 1250 ° C., pierced and stretched with a Mannesmann-mandrel mill type rolling facility, and further subjected to constant diameter rolling with a stretch reducer. It was a steelless tube (outside diameter 34 mm ⁇ ⁇ inside diameter 25 mm ⁇ ). Using these seamless steel tubes as a raw material, cold drawing was repeated to obtain cold drawn steel tubes (outer diameter 6.4 mm ⁇ ⁇ inner diameter 3.0 mm ⁇ ). Next, the obtained cold-drawn steel pipe was subjected to the heat treatment shown in Table 2.
  • Specimens were collected from the obtained seamless steel pipe (cold drawn steel pipe) and subjected to structure observation, tensile test, and internal pressure fatigue test.
  • the test method was as follows.
  • (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained steel pipe, polished so that a cross section perpendicular to the pipe axis direction (cross section in the pipe axis direction) becomes an observation surface, and conforms to the provisions of JIS G 0511. In conformity, the corrosive liquid (saturated aqueous solution of picric acid or nital liquid) corroded, and the revealed structure was observed with an optical microscope (magnification: 200 times), imaged, and the average particle size was analyzed by image analysis.
  • an optical microscope magnification: 200 times
  • All of the examples of the present invention have a high strength of tensile strength TS: 500 MPa or more, and the durability ratio ( ⁇ / TS) is 30% or more, and have excellent internal pressure fatigue resistance. It has sufficient characteristics as a steel pipe for fuel injection pipes for diesel engines. On the other hand, in the comparative example which departs from the present invention, the tensile strength is less than 500 MPa, or the internal pressure fatigue resistance ⁇ / TS is lowered to less than 30%.

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Abstract

　高強度で、優れた耐内圧疲労特性を有する燃料噴射管用継目無鋼管を提供する。　特定の組成と、冷間引抜き、熱処理を施した後の旧γ粒径の平均粒径が、管軸方向断面で、１５０μｍ以下である組織とを有する。これにより、疲労亀裂の進展が抑制され、高噴射圧の燃料噴射管として好適な、引張強さＴＳ：５００ＭＰａ以上で、耐内圧疲労特性に優れた継目無鋼管とすることができる。なお上記した組成に加えて、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａを含有してもよい。

Description

燃料噴射管用継目無鋼管
　本発明は、ディーゼルエンジン等の燃焼室に燃料を噴射するための燃料噴射管用として好適な、継目無鋼管に係る。本発明は、とくに高圧で使用される燃料噴射管用継目無鋼管の耐内圧疲労特性の向上に関する。
　近年、地球環境の保全という観点から、燃料の燃焼に伴うＣＯ２の排出量を低減することが強く要求されている。とくに、自動車のＣＯ２排出量の低減が強く求められている。ＣＯ２排出量の少ない内燃機関としては、ディーゼルエンジンが知られており、自動車のエンジンとしてもすでに、利用されている。しかし、ディーゼルエンジンでは、ＣＯ２排出量は少ないが、黒煙が発生しやすいという問題がある。
　ディーゼルエンジンにおける黒煙は、噴射された燃料に対し酸素が不足した場合に発生する。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。そこで、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、黒煙の発生量を低減することができることから、ディーゼルエンジン燃焼室への燃料の噴射圧を高めることが進められている。しかし、燃焼室への燃料の噴射圧を高めるためには、高い内圧疲労強度を有する燃料噴射管を使用することが必要となる。
　このような要望に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１２～０．２７％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．８～２．０％を含み、さらにＣｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０４％以下、Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有し、不純物中のＣａが０．００１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下であり、引張強さが５００Ｎ／ｍｍ２（５００ＭＰａ）以上で、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用鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、燃焼室への燃料の噴射圧をより高めることができ、ＣＯ２排出量を減少させながら、黒煙の排出量も低減することができるとしている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１２～０．２７％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．８～２．０％を含み、あるいはさらにＣｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０４％以下、Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有し、不純物中のＣａが０．００１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下であり、引張強さが９００Ｎ／ｍｍ２（９００ＭＰａ）以上で、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用継目無鋼管が記載されている。特許文献２に記載された技術では、Ａｃ３変態点以上の温度で焼入れし、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻して、引張強さを９００Ｎ／ｍｍ２以上にするとしている。特許文献２に記載された技術によれば、内表面付近に存在する非金属介在物を起点とする疲労破壊を防止できるため、引張強さが９００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度を確保しつつ、限界内圧を高くすることが可能となり、燃焼室への燃料の噴射圧をより高めても、疲労が生じることはないとしている。
特許第５０３３３４５号公報（特開２００７－２８４７１１号公報） 特許第５０６５７８１号公報（特開２００９－１９５０３号公報）
　特許文献１および２に記載された技術では、少なくとも鋼管の内表面から２０μｍまでの深さに、２０μｍを超える非金属介在物が存在しないとしている。しかし、特許文献１および２に記載された技術でも、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以下である鋼管を、安定して製造することには、多くの問題がある。即ち、高強度で、優れた耐内圧疲労特性を有する燃料噴射管用継目無鋼管を安定して製造することは困難である。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、高強度で、優れた耐内圧疲労特性を有する燃料噴射管用継目無鋼管を安定して提供することを目的とする。なお、ここでいう「優れた耐内圧疲労特性」とは、次式で計算される応力σと引張強さＴＳの比σ／ＴＳである耐久比が、３０％以上である場合をいうものとする。なお、好ましくは、耐久比は３５％以上である。ここで「内径」「肉厚」とは、目標とする燃料噴射管の内径、肉厚をいう。
　　　　　　　　σ＝内径（ｍｍ）×内圧疲労強度（ＭＰａ）／（２×肉厚）（ｍｍ）
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、介在物から発生した疲労亀裂の進展形態について鋭意検討した。
　まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
　質量％で、おおよそ、０．１７％のＣ、０．２６％のＳｉ、１．２７％のＭｎ、０．０３％のＣｒ、０．０１３％のＴｉ、０．０３６％のＮｂ、０．０３７％のＶ、０．００４～０．３０％のＡｌ、０．０００５～０．０１１％のＮを含有する鋼管（外径３４ｍｍφ×内径２５ｍｍφ）から試験材を採取し、冷間引抜を繰返して素管（外径６．４ｍｍφ×内径３．０ｍｍφ）とし、熱処理（加熱温度：１０００℃、加熱後放冷）を施して、引張強さＴＳ：５６０ＭＰａの鋼管とした。得られた鋼管は、管軸方向断面における旧γ粒径（旧γ粒径の平均粒径）が８０～２００μｍの範囲で変化していた。これら鋼管について、内圧疲労試験を実施した。
　内圧疲労試験は、正弦波圧力（最低内圧圧力：１８ＭＰａ、最高内圧圧力：２５０～１９０ＭＰａ）を印加し、繰返回数：１０７回で疲労破壊が生じない最大内圧を求め、内圧疲労強度とした。
　得られた結果を、内圧疲労強度と旧γ粒径との関係で図１に示す。図１から、旧γ粒径を小さくすることにより、内圧疲労強度が向上することがわかる。また、介在物から発生した疲労亀裂の進展形態の観察から、最大径が２０μｍを超える介在物を起点として発生した疲労亀裂であっても、旧γ粒径が１５０μｍ以下であれば、亀裂はほとんど進展せず停留亀裂となることを知見した（本発明の成分組成を満たすプロットは、旧γ粒径が１５０μｍ以下にある。）。
　この機構については、現在までのところ明確になってはいないが、本発明者らは、つぎのように考えている。
　亀裂（疲労亀裂）は、その先端で、亀裂進行方向と垂直な方向に作用する繰返し応力により材料を破断させながら進行する。亀裂先端では、繰返し応力の作用により硬化し、通常ではほとんど伸びることなく破断する。しかし、先端での硬化域が小さく、ある程度変形してから破断する場合がある。その場合には、変形して伸びた部分が亀裂の先端部を覆い、亀裂が閉口し、進展しにくくなり、いわゆる停留亀裂となり、亀裂の伝播が停止する場合があると考えられる。旧γ粒径が１５０μｍ以下と組織が微細化することにより、亜粒界、粒界、結晶方位差および析出物等の影響により、周囲への応力伝達が低下し、亀裂先端での硬化域が大きくなりにくくなる。その結果、亀裂進展時の破断部における変形が大きくなり、伸び量が増加して、停留亀裂になりやすくなったものと推察される。
　しかし、冷間引抜きを行ったのち熱処理を施すと、γ粒は粗大化しやすい。そこで、本発明者らは、実施施例の表１のＢ～Ｑの試験材を用い、更なる検討を行ない、冷間引抜きおよび熱処理を施した後の旧γ粒径を１５０μｍ以下と小さくするためには、Ａｌ含有量とＮ含有量とを適正範囲内としたうえで、［Ａｌ％］×［Ｎ％］を適正範囲内とする必要があることを知見した。
　旧γ粒径と［Ａｌ％］×［Ｎ％］との関係を図２に示す。図２から、旧γ粒径を１５０μｍ以下とするためには、［Ａｌ％］×［Ｎ％］を２７×１０－５以下にする必要があることがわかる（本発明の成分組成を満たすプロットは、［Ａｌ％］×［Ｎ％］が２７×１０－５以下にある）。また、［Ａｌ％］×［Ｎ％］を２×１０－５以上にすることが好ましい。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
　［１］燃料噴射管用継目無鋼管であって、質量％で、Ｃ：０．１５５～０．３８％、Ｓｉ：０．０１～０．４９％、Ｍｎ：０．６～２．１％、Ａｌ：０．００５～０．２５％、Ｎ：０．００１０～０．０１０％を含み、かつ下記（１）式を満足し、不純物としてのＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間引抜き、熱処理を施した後の旧γ粒径の平均粒径が、管軸方向断面で、１５０μｍ以下である組織を有し、引張強さＴＳ：５００ＭＰａ以上であることを特徴とする燃料噴射管用継目無鋼管。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　　　　　［Ａｌ％］×［Ｎ％］≦２７×１０－５　　（１）
　　　　　　　　ここで、Ａｌ％、Ｎ％：各元素の含有量（質量％）
　［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．１０～０．７０％、Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．２％、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、Ｂ：０．０００５～０．００６０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
　［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．００５～０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
　［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％を含有することを特徴とする［１］ないし［３］のいずれかに記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
　本発明によれば、燃料噴射管用として好適な、高強度で、耐内圧疲労特性に優れた継目無鋼管を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、表層近傍に介在物が存在しても、発生した疲労亀裂はほとんど進展することなく、停留亀裂となるため、耐内圧疲労特性を向上させることができ、従来より内圧を高く設定した燃料噴射管用として適用可能であるという効果もある。
図１は、内圧疲労強度に及ぼす旧γ粒径の影響を示すグラフである。 図２は、旧γ粒径に及ぼす［Al％］×［N％］の影響を示すグラフである。
　本発明の燃料噴射管用継目無鋼管（本明細書において、継目無鋼管という場合がある）は、質量％で、Ｃ：０．１５５～０．３８％、Ｓｉ：０．０１～０．４９％、Ｍｎ：０．６～２．１％、Ａｌ：０．００５～０．２５％、Ｎ：０．００１０～０．０１０％を含み、かつ［Ａｌ％］×［Ｎ％］≦２７×１０－５を満足し（ここで、Ａｌ％、Ｎ％：各元素の含有量（質量％））、不純物としてのＰ、Ｓ、Ｏを、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００５％以下含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明の継目無鋼管は、冷間引抜き、熱処理を施した後の旧γ粒径が、管軸方向断面で、１５０μｍ以下である組織を有する。
　また、本発明の継目無鋼管の引張強さＴＳは、５００ＭＰａ以上である。
　まず、本発明の継目無鋼管の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらないかぎり質量％は、単に％で記す。
　Ｃ：０．１５５～０．３８％
　Ｃは、固溶して、あるいは析出し、あるいは焼入れ性の向上を介して、鋼管の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得て、所望の高強度を確保するためには、Ｃを０．１５５％以上含有する必要がある。一方、Ｃ含有量が０．３８％を超えると、熱間加工性が低下し、所定の寸法形状の鋼管に加工することが困難となる。このため、Ｃ含有量は０．１５５～０．３８％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１６～０．２１％である。
　Ｓｉ：０．０１～０．４９％
　Ｓｉは、本発明では脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が０．４９％を超えても、効果が飽和し経済的に不利となる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１～０．４９％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．１５～０．３５％である。
　Ｍｎ：０．６～２．１％
　Ｍｎは、固溶して、あるいは焼入れ性の向上を介して、鋼管の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得て、所望の高強度を確保するためには、Ｍｎを０．６％以上含有する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．１％を超えると、偏析を助長し、鋼管の靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．６～２．１％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．２０～１．４０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．２５％
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合してＡｌＮとして析出し、結晶粒、とくにγ粒の微細化に有効に寄与し、結晶粒微細化を介して耐内圧疲労特性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ａｌを０．００５％以上含有する必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．２５％を超えると、析出するＡｌＮが粗大化し、所望の結晶粒の微細化を達成できず、所望の高靭性および優れた耐内圧疲労特性を確保できなくなる。なお、好ましくは０．０１５～０．０５０％である。
　Ｎ：０．００１０～０．０１０％
　Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮとして析出し、結晶粒、とくにγ粒の微細化に有効に寄与し、結晶粒の微細化を介して耐内圧疲労特性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎを０．００１０％以上含有する必要がある。一方、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、析出するＡｌＮが粗大化し、所望の結晶粒微細化を達成できなくなる。このため、Ｎ含有量は０．００１０～０．０１０％の範囲に限定した。なお、冷間引抜き性を低下させる時効硬化の観点から、好ましくは０．００２０～０．００５０％である。
　［Ａｌ％］×［Ｎ％］≦２７×１０－５　　（１）
　Ａｌ含有量［Ａｌ％］とＮ含有量［Ｎ％］の積（［Ａｌ％］×［Ｎ％］）が、（１）式を満足するように調整することにより、旧γ粒径を所定値以下に微細化でき、鋼管靭性および鋼管の耐内圧疲労特性が向上する。一方、［Ａｌ％］×［Ｎ％］が、（１）式を満足しない、すなわち、［Ａｌ％］×［Ｎ％］が２７×１０－５を超えて大きくなると、ＡｌＮが粗大化し、結晶粒の微細化作用が低下する。このため、所望の耐内圧疲労特性を確保できなくなる。このようなことから、［Ａｌ％］×［Ｎ％］が（１）式を満足するように、Ａｌ含有量［Ａｌ％］とＮ含有量［Ｎ％］を調整することとした。なお、好ましくは［Ａｌ％］×［Ｎ％］は２０×１０－５以下である。
　なお、本発明では、不純物として、Ｐ、Ｓ、Ｏをそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００５％以下含有する。
　Ｐ、Ｓ、Ｏは、いずれも熱間加工性および靭性に悪影響を及ぼす元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。本発明ではＰ：０．０３０％、Ｓ：０．０２５％、Ｏ：０．００５％までは許容できる。このため、本発明では不純物としてのＰ、Ｓ、Ｏは、Ｐ含有量が０．０３０％以下、Ｓ含有量が０．０２５％以下、Ｏ含有量が０．００５％以下になるように調整する。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、必要に応じて、Ｃｕ：０．７０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．２０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００４０％以下、を選択して含有してもよい。
　Ｃｕ：０．７０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．２０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢはいずれも、焼入れ性向上を介して強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて、１種または２種以上を選択して含有できる。
　Ｃｕは、強度増加に加えて靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためにはＣｕ含有量は０．０３％以上が好ましい。また、このような効果を十分に得るためには、Ｃｕを０．１０％以上含有する必要がある。Ｃｕ含有量が０．７０％を超えると、熱間加工性が低下するか、残留γ量が増加し、強度の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．０３～０．７０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２０～０．６０％である。
　Ｎｉは、強度増加に加えて靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．１０％以上含有する必要がある。この観点からＮｉ含有量は０．１０％以上が好ましい。Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、残留γ量が増加し、強度の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．１０～１．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２０～０．６０％である。
　Ｃｒは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためにはＣｒ含有量は０．０２％以上が好ましい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｒを０．１％以上含有する必要がある。Ｃｒ含有量が１．２０％を超えると、極めて粗大な炭窒化物が形成され、粗大な析出物、介在物の影響を受けにくい本発明においても疲労強度が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．０２～１．２０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２～０．４０％である。
　Ｍｏは、強度増加に加えて靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｍｏを０．０３％以上含有する必要がある。この観点からＭｏ含有量は０．０３％以上が好ましい。Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、極めて粗大な炭窒化物が形成され、粗大な析出物、介在物の影響を受けにくい本発明においても疲労強度が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．０３～０．５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０４～０．３５％である。
　Ｂは、微量含有で焼入れ性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためにはＢを０．０００５％以上含有する必要がある。この観点からＢ含有量は０．０００５％以上が好ましい。Ｂを０．００６０％を超えて含有しても効果が飽和するうえ、かえって焼入れ性向上を阻害する場合がある。このため、含有する場合にはＢ含有量は０．０００５～０．００６０％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００１０～０．００３０％である。
　Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶはいずれも、析出強化を介して強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて、１種または２種以上を選択して含有できる。
　Ｔｉは、強度増加に加えて靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．００５％以上含有する必要がある。この観点からＴｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、極めて粗大な炭窒化物が形成され、粗大な析出物、介在物の影響を受けにくい本発明においても疲労強度が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．００５～０．２０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５～０．０２０％である。
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、強度増加に加えて靭性向上にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有する必要がある。この観点からＮｂ含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、極めて粗大な炭窒化物が形成され、粗大な析出物および介在物の影響を受けにくい本発明においても疲労強度が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２０～０．０５０％である。
　Ｖは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｖを０．００５％以上含有する必要がある。この観点からＶ含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｖ含有量が０．２０％を超えると、極めて粗大な炭窒化物が形成され、粗大な析出物および介在物の影響を受けにくい本発明においても疲労強度が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｖ含有量は０．００５～０．２０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２５～０．０６０％である。
　Ｃａ：０．００４０％以下
　Ｃａは、介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。
　Ｃａは、介在物の形態を制御して、介在物を微細分散させて、延性および靭性、さらには耐食性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上含有する必要がある。この観点からＣａ含有量は０．０００５％以上が好ましい。Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、極めて粗大な介在物が生成し、粗大な析出物および介在物に影響を受けにくい本発明においても疲労強度が低下する場合がある。さらには耐食性が低下する場合もある。このため、含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００４０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００５～０．００１５％である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　次に、本発明の継目無鋼管の組織について説明する。
　本発明継目無鋼管は、上記した組成を有し、冷間引抜き、熱処理を施されて、フェライト、パーライト、アシキュラーフェライトを含むベイニティックフェライト、ベイナイトまたは、焼戻マルテンサイトを含むマルテンサイト相のいずれか１種または２種以上からなる組織を形成するとともに、管軸方向断面で、旧γ粒径が１５０μｍ以下である組織を有する。
　旧γ粒径を１５０μｍ以下に限定することは、組織の微細化を意味する。組織の微細化により、内圧疲労亀裂の進展が遅く、さらには疲労亀裂が停留し、亀裂の伝播が停止して、耐内圧疲労特性が向上する。なお、旧γ粒径が１５０μｍを超えて大きくなると、組織が粗大化し、耐内圧疲労特性が低下する。このため、旧γ粒径は１５０μｍ以下に限定した。なお、好ましくは１００μｍ以下である。
　旧γ粒径は、ＪＩＳ　Ｇ　０５１１の規定に準拠して、アシキュラーフェライト相を含むベイニティックフェライト相、ベイナイト相または、焼戻マルテンサイトを含むマルテンサイト相のいずれかの組織の部分に関しては、ピクリン酸飽和水溶液を用いて腐食し、現出した組織から決定した。また、フェライト－パーライト組織や初析フェライトが観察される組織の部分については、ナイタール液を用いて腐食し、現出した網目状フェライトの網目の大きさから決定した。
　つぎに、本発明の継目無鋼管の好ましい製造方法について説明する。
　本発明の継目無鋼管は、上記した組成の鋼管素材を出発素材として製造される。なお、使用する鋼管素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、常用の製造方法がいずれも適用できる。例えば、上記した組成を有する溶鋼を、転炉または、真空溶解炉等の、常用の溶製方法を用いて溶製し、連続鋳造法等の、常用の鋳造方法で丸ビレット等の鋳片（鋼管素材）とすることが好ましい。なお、連続鋳造製鋳片を、熱間加工して所望の寸法形状の鋼片として、鋼管素材としてもなんら問題はない。また、造塊－分塊圧延法による鋼片を、鋼管素材としてもよいことはいうまでもない。
　得られた鋼管素材を、加熱し、マンネスマン－プラグミル方式、あるいはマンネスマン－マンドレルミル方式の圧延設備を用いて、穿孔圧延および延伸圧延し、あるいはさらにはストレッチレデューサを用いる定径圧延等で、造管して、所定寸法の継目無鋼管とすることが好ましい。
　穿孔圧延および延伸圧延のための加熱は、１１００～１３００℃の範囲の温度で行うことが好ましい。
　加熱温度が、１１００℃未満では、変形抵抗が増大し、穿孔圧延が困難になるか、あるいは適正寸法の孔が形成できなくなる。一方、加熱温度が１３００℃を超えて高温となると、酸化減量が増大し、歩留りが低下するとともに、結晶粒が粗大化しすぎて、材料特性が低下する。このため、穿孔圧延のための好ましい加熱温度は１１００～１３００℃の範囲の温度とした。なお、より好ましくは１１５０～１２５０℃である。
　また、造管は、通常のマンネスマン－プラグミル方式、あるいはマンネスマン－マンドレルミル方式の圧延機を用いて、穿孔圧延および延伸圧延し、あるいはさらにストレッチレデューサによる定径圧延等により、所定寸法の継目無鋼管に造管する工程とする。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管としてもよい。
　得られた継目無鋼管は、ついで、冷間引抜き加工等を必要に応じて繰返し施して所定の寸法としたのち、熱処理を施され、所望の引張強さ：５００ＭＰａ以上の高強度を有する継目無鋼管とされる。なお、冷間引抜き加工では、加工前の内径切削加工や、加工後の内面の化学研摩等により、素管の初期表面欠陥や、冷間引抜きで生じたシワ等を除去することが好ましい。
　熱処理は、所定の強度が確保できるように、焼準または焼入れ焼戻を適宜選択する。
　焼準処理では、８５０～１１５０℃で３０ｍｉｎを超えない範囲で加熱したのち、空冷程度の約２～５℃／ｓの冷却速度で冷却する処理とすることが好ましい。加熱温度が８５０℃未満では、所望の強度を確保することができない。一方、加熱温度が１１５０℃を超えた高温または、加熱時間が３０ｍｉｎを超える長時間では、結晶粒が粗大化し、疲労強度が低下する。
　焼入れ処理は、８５０～１１５０℃の温度で３０ｍｉｎを超えない範囲で加熱し、５℃／ｓを超える冷却速度で冷却することが好ましい。焼入れ加熱温度が８５０℃未満では、所望の高強度を確保できない。一方、加熱温度が１１５０℃を超える高温、加熱時間が３０ｍｉｎを超える長時間では、結晶粒が粗大化し、疲労特性が低下する場合がある。
　焼戻処理は、Ａc１変態点以下、好ましくは４５０～６５０℃の温度に加熱し、空冷する処理とすることが好ましい。焼戻温度が、Ａc１変態点を超えると、安定して所望の特性を確保できなくなる。とくに、７８０ＭＰａ以上の高強度を確保するためには、熱処理は焼入れ焼戻処理とすることが好ましい。
　なお、本発明では、旧γ粒径が１５０μｍ以下となるように熱処理条件を適切に調整する。上記したように繰返し冷間引抜き加工を施した後に熱処理するという製造条件では、熱延板や冷延板を単純に熱処理する場合と異なり、γ粒径が大きくなりやすく、本発明におけるような化学成分を適切に調整しなければ、適切な熱処理条件が存在しない。
　表１に示す組成の鋼管素材を、加熱温度：１１５０～１２５０℃に加熱し、マンネスマン－マンドレルミル方式の圧延設備で、穿孔圧延および延伸圧延し、さらにストレッチレデューサで定径圧延を行って、継目無鋼管（外径３４ｍｍφ×内径２５ｍｍφ）とした。これら継目無鋼管を素材として、冷間引抜き加工を繰返し、冷間引抜き鋼管（外径６．４ｍｍφ×内径３．０ｍｍφ）とした。ついで、得られた冷間引抜き鋼管に、表２に示す熱処理を施した。
　得られた継目無鋼管（冷間引抜き鋼管）から、試験片を採取して、組織観察、引張試験、および内圧疲労試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
　得られた鋼管から、組織観察用試験片を採取し、管軸方向に直交する断面（管軸方向断面）が観察面となるように、研磨し、ＪＩＳ　Ｇ　０５１１の規定に準拠して、腐食液（ピクリン酸飽和水溶液又はナイタール液）を用いて腐食し、現出した組織について、光学顕微鏡（倍率：２００倍）で観察し、撮像して、画像解析により、平均粒径を算出し、当該鋼管の旧γ粒径とした。なお、Ｎｏ．１～１７、Ｎｏ．２０～２６については、ピクリン酸飽和水溶液を用いた。また、Ｎｏ．１８、１９については、ナイタール液を用い、網目状フェライトの網目の大きさを求めて、旧γ粒径とした。
（２）引張試験
　得られた鋼管から、引張方向が管軸方向となるように、ＪＩＳ　１１号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（引張強さＴＳ）を求めた。
（３）内圧疲労試験
　得られた鋼管から、内圧疲労試験片（管状）を採取し、内圧疲労試験を実施した。内圧疲労試験は、管内側に正弦波圧力（内圧）を負荷し、繰返し回数が１０７回で破壊が起こらない最大内圧を、内圧疲労強度とした。なお、正弦波圧力（内圧）は、最低内圧：１８ＭＰａ、最高内圧：２５０～１９０ＭＰａとした。
得られた結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：５００ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、耐久比（σ／ＴＳ）の目安が３０％以上を示し、優れた耐内圧疲労特性を有する継目無鋼管となっており、ディーゼルエンジン用燃料噴射管用鋼管として十分な特性を有している。一方、本発明を外れる比較例は、引張強さが５００ＭＰａ未満であるか、あるいは耐内圧疲労特性σ／ＴＳが、３０％未満と低下している。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５５～０．３８％、Ｓｉ：０．０１～０．４９％、Ｍｎ：０．６～２．１％、Ａｌ：０．００５～０．２５％、Ｎ：０．００１０～０．０１０％を含み、かつ下記（１）式を満足し、不純物としてのＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    　冷間引抜き、熱処理を施した後の旧γ粒径の平均粒径が、管軸方向断面で、１５０μｍ以下である組織を有し、
    　引張強さＴＳ：５００ＭＰａ以上であることを特徴とする燃料噴射管用継目無鋼管。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　［Ａｌ％］×［Ｎ％］≦２７×１０－５　　（１）
    　　　　　　　　ここで、Ａｌ％、Ｎ％：各元素の含有量（質量％）
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．７０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．２０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．００４０％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
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