具体实施方式

本发明人等为了解决上述技术问题反复进行研究，结果获得了以下的发现。

为了确保规定的强度，需要通过将金相组织制成实质上为回火马氏体单相、或者包含回火马氏体和回火贝氏体的复相组织，提高硬度。

另一方面，发现了硬度过大时，耐氢脆性显著下降。因此，需要将钢的硬度控制在规定范围内。

此外，研究发现，仅仅是降低钢的硬度有时不能抑制氢脆化。可以认为这是因为固溶C引起的晶格的应变和位错吸收氢而使耐氢脆性恶化。使用各种钢材进行了调查，结果发现，通过减小晶格应变和位错，具体而言，通过将(211)衍射面的晶面间距和半值宽度控制在规定值以下，可以确保优异的耐氢脆性。

另外，钢中粗大碳化物的存在为氢裂纹提供了起点和扩展路径。另外，难以确保捕获氢的微细碳化物，并且无法获得抑制氢吸收到晶格应变和位错中的效果。

本发明是基于上述发现作成的。以下，针对本发明的各要件进行详细说明。

1.化学组成

各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。

C：0.17～0.27％

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，需要将C含量设为0.17％以上。但是，C含量超过0.27％时，导致加工性下降。因此，C含量设为0.17～0.27％。C含量优选为0.20％以上。另外，C含量优选为0.25％以下，更优选为0.23％以下。

Si：0.05～0.40％

Si是不仅具有脱氧作用，还具有提高钢的淬火性以提高强度的作用的元素。为了可靠地获得这些效果，需要将Si含量设为0.05％以上。但是，Si含量超过0.40％时，导致韧性下降。因此，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。

Mn：0.30～2.00％

Mn是不仅具有脱氧作用，还是对提高钢的淬火性以提高强度和韧性有效的元素。但是，如果其含量小于0.30％，则无法获得充分的强度，另一方面，如果超过2.00％，则发生MnS的粗大化，热轧时伸展，反而韧性下降。因此，Mn含量设为0.30～2.00％。Mn含量优选为0.40％以上，更优选为0.50％以上。另外，Mn含量优选为1.70％以下，更优选为1.50％以下。

P：0.020％以下

P是不可避免地作为杂质存在于钢中的元素。其含量超过0.020％时，不仅导致热加工性下降，还因晶界偏析使韧性显著下降。因此，P含量需要设为0.020％以下。需要说明的是，P的含量越低越好，优选设为0.015％以下，更优选设为0.012％以下。但是，过度下降会导致制造成本增加，因此其下限优选设为0.005％。

S：0.0100％以下

S与P同样是不可避免地作为杂质存在于钢中的元素。其含量超过0.0100％时，在晶界偏析，并且生成硫化物系夹杂物而导致疲劳强度下降。因此，S含量需要设为0.0100％以下。需要说明的是，S的含量越低越好，优选设为0.0050％以下，更优选设为0.0035％以下。但是，过度下降会导致制造成本增加，因此其下限优选设为0.0005％。

O：0.0040％以下

O形成粗大的氧化物，由此容易引起临界内压下降。从这种角度来看，O含量需要设为0.0040％以下。需要说明的是，O的含量越低越好，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。但是，过度下降会导致制造成本增加，因此其下限优选设为0.0005％。

Ca：0.0010％以下

Ca具有凝聚硅酸盐系夹杂物(JIS G 0555的C组)的作用，Ca含量超过0.0010％时，由于生成粗大的C系夹杂物，临界内压下降。因此Ca含量设为0.0010％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，如果涉及制钢精炼的设备长期不进行Ca处理，则可以消除设备的Ca污染，因此钢中的Ca含量实质上能够设为0％。

Al：0.005～0.060％

Al是对钢的脱氧有效的元素，还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，需要含有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，特别是在含有Ti的钢中，产生Ti-Al复合夹杂物的风险变高。因此，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，在本发明中，Al含量是指酸溶性Al(sol.Al)的含量。

N：0.0020～0.0080％

N是不可避免地作为杂质存在于钢中的元素。但是本发明中为了利用TiN的钉扎效应防止的晶粒的粗大化，需要残留0.0020％以上的N。另一方面，当N含量超过0.0080％时，产生大型Ti-Al复合夹杂物的风险变高。因此，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。

Ti：0.005～0.015％

Ti是通过以TiN等的形式微细析出而有助于防止晶粒的粗大化的元素。为了获得该效果，需要将Ti含量设为0.005％以上。

在此，使用试样进行内压疲劳试验时，疲劳裂纹从高应力的内表面开始产生并扩展，到达外表面的同时断裂。此时，起点部有时存在夹杂物也有时不存在。

当起点部没有夹杂物时，在那里识别出被称为刻面状断口的平坦断口形态。这是由晶粒单元中产生的裂纹以被称为模式Ⅱ的剪切型扩展到其周围的几个晶粒上形成的。当该刻面状断口生长至临界值时，扩展方式变化成被称为模式I的开口型，达到损坏。刻面状断口的生长取决于作为初始裂纹产生的尺寸单位的原奥氏体粒径(以下称为“原γ粒径”)，当原γ粒径大时得到促进。这意味着即使夹杂物不成为起点，当原γ粒径粗大时，基体组织的疲劳强度也会下降。

在Ti含量较高时，从进行内压疲劳试验的钢管的断口观察，观察到了Ti为主要成分的膜状薄层交联了多个直径20μm以下的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)。特别是当Ti含量超过0.015％时，有产生大型Ti-Al复合夹杂物的风险。大型的Ti-Al复合夹杂物有导致在非常高的内压条件下的损坏寿命下降的风险。因此，Ti含量需要设为0.015％以下。

为了防止原γ粒的粗大化，Ti含量优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。另外，从防止形成Ti-Al复合夹杂物的角度来看，Ti含量优选为0.013％以下，更优选为0.012％以下。

Nb：0.015～0.045％

Nb在钢中以碳化物或碳氮化物的形式微细分散，牢固地钉扎晶界，从而有助于组织的微细化，具有提高临界内压的效果。另外，Nb的碳化物或碳氮化物的微细分散提高了钢的韧性。为实现这些目的，需要含有0.015％以上的Nb。另一方面，当Nb含量超过0.045％时，碳化物、碳氮化物粗大化，反而韧性下降。因此，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。

Cr：0～1.00％

Cr是具有提高淬火性和耐磨耗性的效果的元素，因此可以根据需要含有。但是，Cr含量超过1.00％时韧性和冷加工性会下降，因此在含有的情况下Cr含量设为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将Cr含量设为0.03％以上，更优选设为0.05％以上，进一步优选设为0.20％以上，再进一步优选设为0.30％以上。

Mo：0～1.00％

Mo是由于提高淬火性且增强回火软化阻力而有助于确保高强度的元素。因此，可以根据需要含有Mo。但是，Mo含量即使超过1.00％，其效果也饱和了，结果是合金成本增加。因此，在含有的情况下，Mo含量设为1.00％以下。Mo含量优选为0.45％以下。需要说明的是，希望获得上述效果时，优选将Mo含量设为0.03％以上，更优选设为0.08％以上。

Cu：0～0.50％

Cu是具有通过提高钢的淬火性来提高强度和韧性的效果的元素。因此，可以根据需要含有Cu。但是，Cu含量即使超过0.50％其效果也饱和了，结果是导致合金成本增加。因此，在含有的情况下，Cu含量设为0.50％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，希望获得上述效果时，优选将Cu含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上，进一步优选设为0.05％以上。

Ni：0～0.50％

Ni是具有通过提高钢的淬火性来提高强度和韧性的效果的元素。因此，可以根据需要含有Ni。但是，Ni含量即使超过0.50％其效果也饱和了，结果是导致合金成本增加。因此，在含有的情况下，Ni含量设为0.50％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，希望获得上述效果时，优选将Ni含量设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上，进一步优选设为0.08％以上。

V：0～0.15％

V是在回火时作为微细碳化物(VC)析出以提高回火软化阻力、实现高温回火、有助于钢的高强度化和高韧性化的元素。因此，可以根据需要含有V。但是，当V含量超过0.15％时，反而导致韧性下降，因此在含有的情况下，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，希望获得上述效果时，优选将V含量设为0.02％以上，更优选设为0.04％以上。

在本发明的燃料喷射管用钢管的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，“杂质”是指在不对本发明产生不良影响的范围内被允许的、工业制造钢时由于矿石、废料等原料以及制造工序的各种因素混入的成分。

2.金相组织

本发明涉及的燃料喷射管用钢管的壁厚中央部的金相组织实质上由回火马氏体组织或者回火马氏体与回火贝氏体的混合组织构成。具体而言，上述金相组织包含回火马氏体、或者回火马氏体和回火贝氏体，且回火马氏体和回火贝氏体的总面积率为95％以上。

如果组织中存在铁素体/珠光体组织，即使夹杂物起点的损坏得到解决，损坏也会从局部硬度低的铁素体相开始产生，无法获得从宏观硬度和拉伸强度预期的临界内压。另外，不含有回火马氏体的组织或铁素体/珠光体组织难以确保高拉伸强度。

另外，如上所述，为了抑制晶格应变和位错吸收氢而引起氢脆化，需要减小晶格应变和位错。具体而言，将基于CoKα特征X射线衍射的(211)衍射面的晶面间距设为以下，且将(211)衍射面的半值宽度设为1.200°以下。测定使用X射线衍射装置，测定条件设为CoKα特征X射线、管电压30kV、管电流100mA。

着眼于(211)衍射面是因为，碳固溶时碳原子侵入(001)面之间而使晶面间距变宽，(001)面本身不成为衍射面，(001)面的变化在几何上影响(211)面。晶面间距d使用下式的布拉格方程由衍射角(峰值的角度、2θ)计算。

λ＝2×d×sinθ

其中，λ为衍射X射线的波长，在CoKα射线为

通过使用Si标准板确认特定面的衍射峰值位置是否偏离基准位置来校正衍射角。另外，通过使用LaB₆(六硼化镧)作为标准试样并预先测量装置的宽幅来补正半值宽度。

此外，为了确保耐氢脆性，需要使作为氢捕获位点的微细渗碳体分散。另一方面，当粗大渗碳体的量变多时，不仅粗大渗碳体自身成为氢裂纹的起点和扩展路径，而且难以确保微细渗碳体。因此，直径为50nm以上的粗大渗碳体的个数密度设为20/μm²以下。

本发明中，粗大渗碳体的个数密度是通过透射电子显微镜(TEM)观察来测定的。具体而言，从钢管的壁厚中央部制作厚度100nm的薄膜，通过TEM以30000倍的倍率进行观察。然后，确定直径为50nm以上的渗碳体。需要说明的是，将各晶粒近似为椭圆来测定长径和短径，并且取它们的平均值作为渗碳体的直径。然后，通过将确定的粗大渗碳体的个数除以视场面积来求得个数密度。

3.机械性质

本发明涉及的燃料喷射管用钢管的壁厚中央部的硬度为350～460HV1。如果上述硬度小于350HV1，则难以获得充分的强度和临界内压。另一方面，上述硬度超过460HV1时，耐氢脆性显著下降。需要说明的是，“HV1”是指以9.8N(1kgf)的试验力进行维氏硬度试验时的“硬度符号”(参照JIS Z 2244：2009)。

通过使壁厚中央部的硬度为350HV1以上，能够获得1100MPa以上的拉伸强度和350MPa以上的临界内压。通过使临界内压为350MPa以上，能够确保对断裂疲劳的安全性。希望获得1200MPa以上的拉伸强度时，上述硬度优选为400HV1以上。

需要说明的是，在本发明中，临界内压是指在内压疲劳试验中将最低内压设为18MPa并给出相对于时间呈正弦波的重复内压变动、即使重复次数达到10⁷次也不会发生损坏(泄漏)的最高内压(MPa)。具体而言，在纵轴为最大内压、横轴为损坏重复次数的S-N线图上，将发生损坏的最大内压的最小值与即使10⁷次也未损坏的最大值的中间值设为临界内压。

4.尺寸

本发明涉及的燃料喷射管用钢管的尺寸没有特别限定。但是，通常燃料喷射管需要一定的容量以减少使用过程中的内部压力变动。因此，本发明涉及的燃料喷射管用钢管的内径希望为2.5mm以上，更希望为3.0mm以上。另外，由于燃料喷射管需要承受高内压，因此钢管的壁厚希望为1.5mm以上，更希望为2.0mm以上。另一方面，钢管的外径过大时，弯曲加工等变得困难。因此，钢管的外径希望为20mm以下，更希望为10mm以下。

此外，为了承受高内压，希望钢管的内径越大，相应的壁厚也越大。如果钢管的内径不变，则随着壁厚增加，钢管的外径也增加。即，为了承受高内压，希望钢管的内径越大，钢管的外径也越大。为了获得足够的燃料喷射管用钢管的临界内压，希望钢管的外径和内径满足下述式(i)。

D/d≥1.5···(i)

其中，上述式(i)中的D为燃料喷射管用钢管的外径(mm)，d为内径(mm)。

需要说明的是，上述钢管的外径与内径的比D/d更希望为2.0以上。另一方面，D/d的上限没有特别限定，但该值过大时，弯曲加工变得困难，因此希望为3.0以下，更希望为2.8以下。

5.制造方法

本发明涉及的燃料喷射管用钢管的制造方法没有特别限定，例如，在由无缝钢管制造的情况下，通过以下方法准备预先抑制了夹杂物的钢锭，通过曼内斯曼制管等方法由该钢锭制造管坯，并且通过冷加工制成期望的尺寸形状后，对其进行热处理来制造。

为了抑制夹杂物的形成，优选如上所述调整化学组成，并且增加浇铸时的铸坯的截面积。这是因为在浇铸后凝固为止的期间大的夹杂物浮上。浇铸时的铸坯的截面积希望为200000mm²以上。此外，通过降低铸造速度，可以使轻的非金属夹杂物作为熔渣浮上以减少钢中的非金属夹杂物本身。例如，在连续铸造中可以以0.3～0.7m/分钟的浇铸速度实施。

通过例如初轧等方法由如此获得的铸坯准备制管用的条形坯。然后，例如通过曼内斯曼-芯轴轧机制管法进行穿孔轧制和拉伸轧制，并通过拉伸减径机等进行定径轧制以加工成规定的热制管的尺寸。接下来，重复几次冷拉加工以获得规定的冷加工尺寸。通过在冷拉之前或中间进行应力去除退火可以便于冷拉加工。另外，还可以使用芯棒轧管机制管法等其它制管法。

这样，在进行最终冷拉加工之后，为了满足目标燃料喷射管的机械特性，进行淬火和回火的热处理。

在淬火处理中，优选加热至Ac₃相变点+30℃以上的温度进行骤冷。通过将加热温度设为Ac₃相变点+30℃以上，淬火的马氏体的形成充分，能够获得期望的拉伸强度。另外，为了减少粗大渗碳体的个数并使其微细分散，需要在加热时使碳完全固溶。这是因为如果加热温度小于Ac₃相变点+30℃，则碳可能不会完全固溶。另一方面，加热温度优选设为1150℃以下。这是因为当加热温度超过1150℃时容易发生γ粒的粗大化。加热温度更优选为1000℃以上。

Ac₃相变点根据非专利文献2所述的下述式计算。

Ac₃(℃)＝912-230.5C+31.6Si-20.4Mn-39.8Cu-18.1Ni-14.8Cr+16.8Mo

其中，上述式中的元素符号表示钢材中所含的各元素的含量(质量％)，如果不含有，则代入0。

淬火时的加热方法没有特别限定，但是，在不是保护气氛的情况下，高温长时间的加热会增加在钢管表面生成的氧化皮，导致尺寸精度和表面性状的变差，因此，在步进式炉等炉加热的情况下，优选为10～20分钟左右的短时间的保持时间。从抑制氧化皮的角度来看，优选氧化能力低的气氛或非氧化性的还原气氛作为加热气氛。

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，可以实现短时间保持的加热，将在钢管表面产生的氧化皮抑制到最小，因此是优选的。在该情况下，上述加热温度下的保持时间优选设为1s以下。另外，为了在加热时使碳完全固溶，优选加热速度比较低，优选设为20～80℃/s。

关于淬火时的冷却，为了稳定且可靠地获得期望的强度，优选将500～800℃的温度范围内的冷却速度设为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，优选采用水淬火等骤冷处理。

已骤冷而冷却至常温的钢管本身硬而脆。而且，固溶C引起的晶格应变和位错可能会使耐氢脆性恶化。因此，优选进行回火。不过，当回火的温度超过450℃时，硬度显著下降，变得难以获得期望的强度。另一方面，如果回火温度小于250℃，则有回火容易不充分、韧性和加工性不充分的风险，而且晶格应变和位错的减少不充分。因此，回火温度优选设为250～450℃，更优选设为300～420℃。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，回火之后，可以适当地用矫直机等矫正弯曲。

本发明的燃料喷射管用钢管例如可以通过在其两端部分形成连接头部而制成高压燃料喷射管。

以下，将通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。

实施例

制造具有表1所示化学成分的11种钢坯料。连续铸造中浇铸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。

[表1]

由上述钢坯料制造制管用条形坯，通过曼内斯曼-芯轴制管法进行穿孔轧制和拉伸轧制，通过拉伸减径机定径轧制，热加工制成外径34mm、壁厚4.5mm的尺寸的管。为了对该热加工成的管坯进行抽拉，首先缩小管坯顶端并涂上润滑剂。随后，使用拉模和芯棒进行拉拔加工，根据需要进行软化退火，逐渐缩小管径，加工成外径8.0mm、内径4.0mm的钢管。

[表2]

然后，在表2所示条件下进行淬火回火处理，并且进行内外表面的除氧化皮·平滑处理。此时，关于淬火处理，在表2中的试验No.1～8以及11～19中，以表2所示的升温速度高频加热至1100℃，并以50℃/s以上的速度骤冷(保持时间1s以下)，在试验No.9以及10中，分别在1000℃和1100℃下保持10分钟之后，在以50℃/s以上的速度水冷的条件下进行。回火处理在以150～640℃保持10分钟后自然冷却的条件下进行。具体的回火温度一并记载于表2。

针对得到的钢管，使用JIS Z 2241(2011)规定的11号试验片进行拉伸试验，求出拉伸强度。需要说明的是，如果钢管不具有足够长的直管部，则可以切出如非专利文献1所示的薄壁的哑铃形状的小型试验片进行拉伸试验。

另外，从各钢管中取出组织观察用试样，对垂直于管轴方向的截面进行机械抛光。用砂纸和磨轮进行抛光，并使用硝酸乙醇腐蚀液，从而确认到实质上为回火马氏体单相或者回火马氏体和回火贝氏体的混合组织。即，在所有组织中，回火马氏体和回火贝氏体的总面积率为95％以上。

另外，使用X射线衍射装置测定(211)衍射面的晶面间距和半值宽度。测定条件设为CoKα特征X射线、管电压30kV、管电流100mA。通过使用Si标准板确认特定面的衍射峰值位置是否偏离基准位置来校正衍射角，通过使用LaB₆(六硼化镧)作为标准试样并预先测量装置的宽幅来补正半值宽度。

此外，使用扫描电子显微镜(SEM)进行了初步渗碳体观察。其结果，在试验No.7中，观察到被认为是渗碳体的粒状的对比，除此之外没有观察到其它对比。为此，除了试验No.7之外，使用TEM对作为其它试样的代表的试验No.4、5以及8进行观察。

具体而言，从钢管的壁厚中央部制作厚度100nm的薄膜，通过TEM以30000倍的倍率进行观察，确定直径为50nm以上的渗碳体。需要说明的是，将各晶粒近似为椭圆来测定长径和短径，并且取它们的平均值作为渗碳体的直径。然后，通过将确定的粗大渗碳体的个数除以视场面积来求得个数密度。

虽然试验No.1～3、6以及9～19未进行TEM观察，但是淬火时的加热条件与试验No.4以及8相同，因此可以认为粗大渗碳体的个数密度等同于试验No.4以及8的值的范围，至少低于淬火时升温速度较高的试验No.5的值。

接下来，根据JIS Z 2244(2009)在钢管的壁厚中央部测定维氏硬度。试验力设为9.8N(1kgf)。

按照以下步骤实施内压疲劳试验。首先，将各钢管切成200mm的长度，进行管端加工，制成内压疲劳试验用喷射管试验片。在疲劳试验中，将试样的一个端面密封，从另一个端面将作为压力介质的液压油封入试样内部，使封入部的内压在最大内压～最小18MPa的范围内以相对于时间呈正弦波的方式重复变动。内压变动的频率设为8Hz。将作为内压疲劳试验结果的即使重复次数达到10⁷次也不会发生损坏(泄漏)的最大内压作为临界内压进行评价。

此外，为了评价耐氢脆性，通过以下的方法进行了扩散性氢量的测定。首先，将各钢管切成10mm的长度，置于四极杆氢分析仪中，然后从常温升到300℃为止，测定释放的氢的总量，将其设为扩散性氢量C₀。

接下来，准备图1所示形状的试验片，进行充氢恒负荷试验，其中在充氢的同时连续施加试验负荷最长达200小时。需要说明的是，图1所示尺寸的单位为mm。通过将试验片浸渍于电解液并施加电位作为阴极来进行充氢。电解液使用添加有硫氰酸铵的食盐水，通过调整其浓度和电流密度来调整侵入氢量。

通过以下步骤确定试验负荷。对实际喷射管进行将钢管拉伸试验得到的应力-应变曲线作为输入数据的弹塑性FEM解析，明确了最大应力。接下来，对试验片进行弹塑性解析，明确试验片缺口部产生的最大应力与实际喷射管相同时的负荷，并将其作为试验负荷。

在充氢恒负荷试验中断裂时或经过200小时也未断裂时，取出试验片，测定其扩散性氢量，将其作为临界扩散性氢量C_th。其中，未断裂的情况下的C_th为测定值以上。将临界扩散性氢量C_th除以扩散性氢量C₀得到的C_th/C₀称为耐氢安全系数，将其作为评价指标。在本发明中，根据以往的数据，判定耐氢安全系数为2.0以下时存在氢脆性的风险，超过2.0时不存在氢脆性的风险。

将这些结果一并记载于表2。

如表2所示可知，满足本发明的限定的试验No.3～5、8以及11～15中具有高临界内压和优异的耐氢脆性。与此相对，试验No.1、2、6、7、9、10以及16～19是不满足本发明的任一限定的比较例。

具体而言，试验No.1以及2中回火温度高，硬度下降，因此结果是临界内压也差。另一方面，试验No.6、9以及10中回火温度低，无法减少晶格应变，在试验No.6以及10中硬度也过大，因此结果是耐氢脆性变差。试验No.7中淬火时的升温速度快，导致碳无法完全固溶，粗大碳化物的个数密度过大，因此结果是耐氢脆性变差。

此外，试验No.16中C含量过低，因此结果是硬度低，临界内压也差。试验No.17中Ti含量过高，试验No.18中Ti和Nb的含量均低，试验No.19中不含Nb，因此结果是临界内压均差。

产业上的可利用性

根据本发明，能够获得具有1100MPa以上的拉伸强度且耐氢脆性优异的燃料喷射管用钢管。因此，本发明涉及的燃料喷射管用钢管能够特别适合用作汽车用燃料喷射管。