(57)【要約】      （修正有）【課題】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の提供。【解決手段】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が、［Al％］×［N％］≦27×10−5を満足するように含有し、不純物としてのP、S、Oを、P：0.030％以下、S：0.025％以下、O：0.005％以下に調整し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、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以下である組織とを有する、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燃料噴射管用継目無鋼管。【選択図】図２
2015196895.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項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Al、Nが下記（１）式を満足するように含有し、不純物としてのP、S、Oを、P：0.030％以下、S：0.025％以下、O：0.005％以下に調整し、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耐内圧疲労特性に優れた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％）
【請求項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請求項１に記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
【請求項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請求項１または２に記載の燃料噴射管用継目無鋼管。
【請求項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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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、継目無鋼管に係り、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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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が、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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第5033345号公報
【特許文献２】特許第5065781号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１，２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１，２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、多くの問題を残していた。
【０００８】
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
σ＝内径（mm）×内圧疲労強度（MPa）/（2×肉厚）（mm）
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。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
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％C−0.26％Si−1.27％Mn−0.03％Cr−0.013％Ti−0.036％Nb−0.037％V−0.004〜0.30％Al−0.0005〜0.011％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、旧γ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。
【００１０】
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。
【００１１】
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が、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、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り、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。
【００１２】
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、更なる検討を行ない、冷間引抜き、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。
【００１３】
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Al、Nが次（１）式
［Al％］×［N％］≦ 27×10−5        ‥‥（１）
（ここで、Al％、N％：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、不純物としてのP、S、Oを、P：0.030％以下、S：0.025％以下、O：0.005％以下に調整し、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耐内圧疲労特性に優れた燃料噴射管用継目無鋼管。
（２）（１）において、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燃料噴射管用継目無鋼管。
（３）（１）または（２）において、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燃料噴射管用継目無鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、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燃料噴射管用継目無鋼管。
【発明の効果】
【００１４】
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。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】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】旧γ粒径に及ぼす［Al％］×［N％］の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明継目無鋼管は、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し、引張強さTS：500MPa以上を有する燃料噴射管用鋼管である。
そして、本発明継目無鋼管は、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が
［Al％］×［N％］≦ 27×10−5‥‥（１）
（ここで、Al％、N％：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、不純物としてのP、S、Oを、P：0.030％以下、S：0.025％以下、O：0.005％以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼管である。
【００１７】
まず、本発明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、0.155％以上含有する必要がある。一方、0.38％を超えて含有すると、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。
【００１８】
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、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.49％を超えて含有しても、効果が飽和し経済的に不利となる。このため、Si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、0.6％以上含有する必要がある。一方、2.1％を超えて多量に含有すると、偏析を助長し、鋼管の靭性を低下させる。このため、Mn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。
【００１９】
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、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超えて多量に含有すると、析出するAlNが粗大化し、所望の結晶粒微細化を達成できず、所望の高靭性、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。
【００２０】
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、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.010％を超えて多量に含有すると、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。
【００２１】
［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。
【００２２】
なお、本発明では、不純物としてのP、S、Oは、P：0.030％以下、S：0.025％以下、O：0.005％以下に調整する。
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が、P：0.030％、S：0.025％、O：0.005％までは、悪影響は許容できる。このため、本発明では不純物としてのP、S、Oは、P：0.030％以下、S：0.025％以下、O：0.005％以下に調整することとした。
【００２３】
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：0.10〜0.70％、Ni：0.01〜1.00％、Cr：0.1〜1.20％、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、および／または、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、および／または、Ca：0.0005〜0.0040％、を選択して含有してもよい。
【００２４】
Cu：0.10〜0.70％、Ni：0.10〜1.00％、Cr：0.10〜1.00％、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
Cu、Ni、Cr、Mo、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、0.10％以上含有する必要があるが、0.70％を超えて含有すると、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は0.10〜0.70％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。
【００２５】
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、0.10％以上含有する必要があるが、1.00％を超えて含有すると、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、0.10％以上含有する必要があるが、1.20％を超えて含有すると、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は0.10〜1.20％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。
【００２６】
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、0.03％以上含有する必要があるが、0.50％を超えて含有すると、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。
【００２７】
Bは、微量含有で焼入性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0.0005％以上含有する必要があるが、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。
【００２８】
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
Ti、Nb、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、0.005％以上含有する必要があるが、0.20％を超えて含有すると、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。
【００２９】
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、0.005％以上含有する必要があるが、0.050％を超えて含有すると、極めて粗大な炭窒化物窒素化合物が形成され、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、Nb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。
【００３０】
V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、0.005％以上含有する必要があるが、0.20％を超えて含有すると、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、V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。
【００３１】
Ca：0.0005〜0.0040％
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、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、0.0005％以上の含有を必要とするが、0.0040％を超えて含有すると、極めて粗大な介在物が生成し、粗大な析出物、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、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。
【００３２】
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。
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、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイトを含むマルテンサイト相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。
【００３３】
旧γ粒径を150μm以下に限定することにより、組織が微細化する。これにより、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。
【００３４】
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、焼戻マルテンサイトを含むマルテンサイト相を主相とする組織については、ピクリン酸飽和水溶液を用いて腐食、現出した組織から決定した。また、フェライト−パーライトを主とする組織や初析フェライトが観察される組織については、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。
【００３５】
つぎに、本発明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、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。
【００３６】
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、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、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。
【００３７】
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、穿孔圧延のための加熱温度は1100〜1300℃の範囲の温度とした。なお、好ましくは1150〜1250℃である。
【００３８】
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、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。
【００３９】
熱処理は、所定の強度が確保できるように、焼準、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、1150℃を超えた高温または、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。
【００４０】
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、1150℃を超える高温、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。
【００４１】
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。
【実施例】
【００４２】
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、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。
【００４３】
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、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、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、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。
【００４４】
得られた結果を表２に示す。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
【表２】
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【００４７】
【表３】
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【００４８】
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、引張強さが所定値未満であるか、あるいは耐内圧疲労特性が低下している。
【図１】
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【図２】
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