冷加工性、切削性和淬透性优良的高碳钢管及其制造方法

摘要

本发明提供兼具优良的冷加工性、切削性和淬透性的高碳电阻焊钢管及其制造方法。具体而言，使具有以质量％计含有C：0.25～0.60％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.2～3.0％、Al：0.001～0.1％、P：0.001～0.05％、S：0.02％以下、N：0.0010～0.0100％、B：0.0003～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的高碳钢管为原材钢管，实施加热至Ac3相变点以上并进行均热后、使轧制结束温度为900℃～(Ac1相变点)、在900℃以下的温度范围的累积缩径率为30～70％的缩径轧制。由此，不进行球化退火而能够形成在铁素体相中分散有平均粒径d为0.1μm以上且小于0.5μm、并且邻接的渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离L为0.5～10μm的渗碳体粒子的组织，尤其是切削性显著地得以改善。

说明书

技术领域

本发明涉及适合用作组装于汽车的齿轮齿条式转向装置(rack and  pinion type steering device)等中的转向齿条(steering rack bar)、或者转向 轴(steering shaft)、驱动轴(drive shaft)等汽车部件(automotive parts)的高 碳钢管(high carbon steel tube)及其制造方法，尤其是涉及提高冷加工性 (cold workability)、切削性(machinability)和淬透性(hardenability)。

背景技术

近年来，从保护地球环境(conservation of the global environment) 这样的观点出发，强烈期望改善汽车的燃耗(automobile mileage)，正不 断推进汽车车身(automotive body)的轻量化。出于这样的汽车车身的轻 量化要求，对于在将汽车方向盘(steering wheel)的动作传达至车轮的转 向装置中所组装的例如转向齿条、转向轴等转向相关部件(associated  parts of steering)；或者将发动机(engine)的动力(power)传达至车轮 (wheel)的例如驱动轴等驱动轴相关部件(associated parts of drive shaft) 而言，越来越采用使用钢管而成的中空型部件(hollow parts)来代替使用 棒钢(steel bar)而成的实心型部件(solid-core parts)。

对于用作转向齿条、转向轴或者驱动轴等的原材料的钢管，实施 冷拉拔加工(cold drawing working)、冷压(cold press)或者冷锻(cold  forging)等冷加工，进而实施切削加工(cutting work)，从而形成最终部 件的形状，而且，多数情况下之后实施淬火处理(quenching treatment) 用于赋予作为部件的规定强度。

例如，对于中空转向齿条而言，如非专利文献1所记载，以高碳 钢管为原材料，通过冷加工在管上表面部加工出平坦部(flat part)，然后 通过切削加工在该平坦部形成齿轮的轮齿(gear tooth)而制成最终形状， 然后实施高频淬火(high-frequency hardening)，赋予规定的强度而制成 产品。如此，对于作为中空转向齿条的原材料的钢管而言，为了实施 冷加工、切削加工、淬火处理，要求其为冷加工性、切削性和淬透性 优良的钢管。

为了通过淬火处理确保规定的部件强度，需要提高原材钢管的C 含量。但是，如果提高C含量则冷加工性降低。因此，以往以来，对 于高碳钢实施通过进行球化退火(spheroidizing annealing)来降低强度。 但是，球化退火是在约700℃下数小时这样长时间的热处理，存在生产 率(productivity)降低、制造成本(production cost)高涨这样的问题。

针对这样的问题，例如在专利文献1中记载有如下棒钢的制造方 法：将含有2％以下的C的钢加热至Ac₁点以上后，在热轧中的精轧之 前，冷却至(Ar₁-50℃)以下且(Ar₁-200℃)以上的温度范围，然后接着通 过精轧施加10％以上的塑性变形(plastic deformation)，利用由此产生的 变形热(deformation heat)，再次达到Ac₃点以下且Ac₁-100℃以上的温 度范围，然后在Ae₁点以下且500℃以上的温度范围保持7分钟以上， 从而得到球化组织(spheroidizing microstructure)。在专利文献1所记载 的技术中，精轧前暂时生成碳化物，通过精轧使碳化物变形破坏 (deforming and crush)，与此同时通过变形热所引起的升温来实现碳化 物的分裂，通过之后的冷却、恒温保持实现碳化物的球化。根据专利 文献1中记载的技术，由于在轧制的状态下得到球化组织，因此能够 大幅缩短之后的球化退火时间，根据用途也能够完全省略球化退火。

另外，在专利文献2中记载了冷加工性和淬透性优良的电阻焊钢 管的制造方法，其中，将以质量％计含有C：0.25～0.50％、Si：0.35％ 以下、Mn：0.60～1.59％、S：0.0025％以下、P：0.010％以下的钢管加 热至(Ac₁相变点温度-20℃)～(Ac₁相变点温度)，在该温度保持规定时 间后进行空冷；或者加热至(Ac₁相变点温度)～(Ac₁相变点温度+30℃)， 在该温度保持规定时间后以0.01～1.0℃/秒冷却至(Ar₁相变点-20℃)～ (Ar₁相变点)的温度，然后进行空冷、或者在该温度保持规定时间后进 行空冷。根据专利文献2中记载的技术，可以得到具有良好的冷加工 性和能够得到淬火所带来的充分的强度上升的良好的淬透性的电阻焊 钢管。

另外，在专利文献3中，对具有以质量计含有C：0.3～0.8％、Si： 2％以下、Mn：3％以下的组成的原材钢管实施加热或均热处理后，在 至少从(Ac₁相变点-50℃)到Ac₁相变点的温度范围内进行累积缩径率达 到30％以上的缩径轧制，由此形成渗碳体的粒径为1.0μm以下的组织， 冷加工性、高频淬透性得以改善。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平05-76524号公报

专利文献2：日本特开2006-9141号公报

专利文献3：日本特开2001-355047号公报

非专利文献

非专利文献1：井上：住友金属、vol.48、No.4(1996)、p.29

发明内容

发明所要解决的问题

但是，对于专利文献1所记载的技术而言，依然残留有伴随碳化 物的球化而产生的高频淬透性的降低、切削阻力(cutting resistance)的增 加所导致的切削工具(cutting tool)的寿命降低(life shortening)、加工表面 (finished surface)变差等问题。另外，对于专利文献2所记载的技术而 言，虽然冷加工性、淬透性提高，但依然残留有切削阻力的增加所导 致的切削工具的寿命降低、加工表面变差等切削性降低这样的问题。

另外，在专利文献3中完全没有本专利所记载的技术中关于切削 性的记载。在本申请中，为了改善切削性，重要的是渗碳体的粒径与 粒子的分散距离一起落入适当范围内，为此使缩径轧制(Stretch  Reducing)在Ac₁相变点以上、优选为高于Ac₁相变点且900℃以下进行。 另一方面，在专利文献3中记载有缩径轧制在(Ac₁相变点-50℃)至Ac₁相变点的范围内进行，因此残留有不能得到充分的切削性这样的课题。

本发明有效地解决了所述现有技术的问题，其目的在于提供兼具 优良的冷加工性、切削性和淬透性的高碳电阻焊钢管及其制造方法。 需要说明的是，本发明的优良的冷加工性是指淬火前的伸长率El为 40％以上的情况。

用于解决问题的方法

为了达成上述目的，本发明人对各种因素对高碳电阻焊钢管的冷 加工性、切削性、淬透性带来的影响进行了深入研究。结果想到，组 织因素(microstructure factor)之中，在铁素体基体(ferrite base)中分散析 出的渗碳体(cementite)的粒径、渗碳体粒子的分散间隔(dispersion  spacing)是影响高碳钢管的冷加工性、切削性、淬透性、尤其是切削性 的重要因素(factor)。需要说明的是，本发明的铁素体是指粒状的铁素 体(有时也称为“多边形铁素体(polygonal ferrite)”)。

也就是说，在铁素体(ferrite)和渗碳体的混合组织(mixed  microstructure)中，铁素体与渗碳体在塑性变形能力(plastic  deformability)方面存在差异，因此尤其是在切削加工时，由于塑性变形 而在铁素体与渗碳体的界面产生空隙(void)，产生渗碳体的剥离、或者 多个空隙合并而容易形成裂纹(crack)。这样的渗碳体的剥离、空隙的合 并等产生时，导致切削加工表面变差、切削性降低。因此，进行进一 步研究的结果发现，存在切削加工时不会产生渗碳体的剥离、空隙的 合并等的渗碳体的粒径和分散间隔。得出如下见解：通过将渗碳体的 粒径和分散间隔调整为适当范围，切削加工时不会产生渗碳体的剥离、 空隙的合并等，可以得到良好的切削加工表面，切削性显著提高。

并且发现，切削性变得良好的渗碳体的粒径和分散间隔的范围是 以平均粒径计为0.1μm以上且小于0.5μm、各粒子的分散间隔以邻接的 粒子间的表面到表面的间隔计为0.5～10μm。发现如果是分散有这样的 渗碳体的组织的高碳钢管，则形成兼具优良的冷加工性、优良的切削 性、优良的淬透性的钢管。

此外，本发明人的进一步研究的结果发现，为了形成具有渗碳体 的分散为如上所述的适当范围的组织的高碳电阻焊钢管，重要的是将 高碳钢管加热至Ac₃相变点以上后，实施在900℃以下的温度范围的累 积轧制率为30～70％、且使轧制结束温度为900℃～(Ac₁相变点)的缩 径轧制。

本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。即，本发明的 主旨如下所述。

(1)一种冷加工性、切削性和淬透性优良的高碳钢管，其特征在于， 其具有：以质量％计含有C：0.25～0.60％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.2～ 3.0％、Al：0.001～0.1％、P：0.001～0.05％、S：0.02％以下、N：0.0010～ 0.0100％、B：0.0003～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％，余量由Fe和 不可避免的杂质构成的组成；和基体相为铁素体相且在该基体相中微 细分散有渗碳体粒子的组织，上述渗碳体粒子的平均粒径d为0.1μm 以上且小于0.5μm，并且邻接的渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离L 为0.5～10μm。

(2)如(1)所述的高碳钢管，其特征在于，在所述组成的基础上，以 质量％计还含有选自Cu：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、 W：2.0％以下、V：1.0％以下、Nb：0.1％以下中的一种或两种以上。

(3)如(1)或(2)所述的高碳钢管，其特征在于，在所述组成的基础上， 以质量％计还含有Ti：0.1％以下。

(4)一种冷加工性、切削性和淬透性优良的高碳钢管的制造方法， 其特征在于，以高碳钢管为原材钢管并且对该原材钢管进行加热和均 热后，实施缩径轧制，从而制成产品钢管，其中，使上述原材钢管为 具有如下组成的钢管，所述组成为：以质量％计含有C：0.25～0.60％、 Si：0.01～2.0％、Mn：0.2～3.0％、Al：0.001～0.1％、P：0.001～0.05％、 S：0.02％以下、N：0.0010～0.0100％、B：0.0003～0.0050％、Ca：0.0001～ 0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，使上述缩径轧制为：加 热至Ac₃相变点以上并进行均热后，使轧制结束温度为900℃～(Ac₁相 变点)，在900℃以下的温度范围的累积缩径率为30～70％的缩径轧制。

(5)如(4)所述的高碳钢管的制造方法，其特征在于，上述高碳钢管 为经过制管工序而成的高碳电阻焊钢管，所述制管工序如下：对上述 组成的高碳钢带连续地进行辊轧成形，制成大致圆筒状的开口管，对 该开口管的端部彼此进行电阻焊接。

(6)如(4)或(5)所述的高碳钢管的制造方法，其特征在于，在所述组 成的基础上，以质量％计还含有选自Cu：2.0％以下、Cr：2.0％以下、 Mo：2.0％以下、W：2.0％以下、V：1.0％以下、Nb：0.1％以下中的一 种或两种以上。

(7)如(4)～(6)中任一项所述的高碳钢管的制造方法，其特征在于， 在所述组成的基础上，以质量％计还含有Ti：0.1％以下。

发明效果

根据本发明，能够容易且廉价地制造不实施球化退火而具有与实 施了球化退火的材料同等以上的优良的冷加工性、并且切削性、高频 淬透性也优良的、适合用作转向齿条或者转向轴、驱动轴等汽车部件 的高碳钢管，在工业上发挥显著的效果。此外，根据本发明，还具有 有助于汽车车身的轻量化、对保护地球环境能够做出贡献这样的效果。

具体实施方式

首先，对本发明高碳钢管的组成限定的原因进行说明。以下，只 要没有特别说明，质量％仅记为％。

C：0.25～0.60％

C具有增加淬火硬度的作用，是用于确保所期望的部件强度的重 要元素。为了得到这样的效果，需要含有0.25％以上。另一方面，超过 0.60％含有时会显著降低冷加工性，并且降低焊接性，在进行电阻焊接 的情况下，会招致电阻焊焊接部的品质降低。出于上述原因，将C限 定于0.25～0.60％的范围。另外，优选为0.30～0.50％。

Si：0.01～2.0％

Si是作为脱氧剂发挥作用并且通过固溶而有助于增加强度的元 素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，超过2.0％ 含有时，不仅冷加工性降低，而且在进行电阻焊接的情况下，在电阻 焊接时形成氧化物，在镦锻后也会残留，因此会招致电阻焊焊接部的 品质降低。因此，将Si限定于0.01～2.0％的范围。另外，优选为0.1～ 0.5％。

Mn：0.2～3.0％

Mn是提高淬透性并且通过固溶而有助于增加强度的元素。为了得 到这样的效果，需要含有0.2％以上。另一方面，超过3.0％含有时，冷 加工性降低，并且进行电阻焊接的情况下，在电阻焊焊接部容易残留 有Mn氧化物，招致电阻焊焊接部的品质降低。出于上述原因，将Mn 限定于0.2～3.0％的范围。另外，优选为0.5～2.0％。

Al：0.001～0.1％

Al是作为脱氧剂有效地发挥作用的元素。为了得到这样的效果， 需要含有0.001％以上。另一方面，超过0.1％含有时，氧化铝系夹杂物 增加，使得表面性状降低。因此，将Al限定于0.001～0.1％的范围。 另外，优选为0.01～0.05％。

P：0.001～0.05％

P是有助于增加强度的元素，在含有0.001％以上的情况下这样的 效果变得显著。另一方面，P是容易发生偏析的元素，超过0.05％含有 时，晶界偏析、中心偏析变得显著，延展性降低，并且招致焊接性的 显著降低。因此，将P限定于0.001～0.05％的范围。另外，优选为0.001～ 0.02％。

S：0.02％以下

S在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在，在成形加工时夹杂物成 为裂纹的起点的可能性高，因此优选尽可能降低，但只要是0.02％以下 就能够允许。出于上述原因，S限定于0.02％以下。另外，优选为0.01％ 以下。另外，过度降低S会招致精炼成本的高涨，因此优选设定为 0.0001％以上。

N：0.0010～0.0100％

N是通过固溶而有助于增加强度的元素。为了得到这样的效果， 需要含有0.0010％以上。另一方面，超过0.0100％含有时会招致加工性 的降低。因此，将N限定于0.0010～0.0100％的范围。另外，优选为 0.0050％以下。

B：0.0003～0.0050％

B是在晶界发生偏析而以少量含有可显著提高钢的淬透性的元 素。为了得到这样的效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，即使含 有大于0.0050％，效果也饱和而不能期待与含量相符的效果，因此在经 济上变得不利，并且在晶界发生大量偏析而促进沿晶断裂。因此，将B 限定于0.0003～0.0050％的范围。另外，优选为0.0005～0.0030％。

Ca：0.0001～0.0050％

Ca是使非金属夹杂物(硫化物系夹杂物)的形状变为球形的、有效 地有助于控制夹杂物的形态的元素。使非金属夹杂物的形状为球形关 系到能够降低非金属夹杂物周围的应力集中度、减少成形加工时的裂 纹的起点、疲劳破坏时的裂纹的起点。为了得到这样的效果，需要含 有0.0001％以上。另一方面，超过0.0050％含有时，导致招致非金属夹 杂物量的增加、钢的洁净度的降低。因此，将Ca限定于0.0001～0.0050％ 的范围。另外，优选为0.0001～0.0030％。

上述成分为基础成分，但在本发明中，除了这些基础组成以外， 还能够选择含有选自Cu：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、 W：2.0％以下、V：1.0％以下、Nb：0.1％以下中的一种或两种以上和/ 或Ti：0.1％以下作为选择成分。

选自Cu：2.0％以下、Cr：2.0％以下、Mo：2.0％以下、W：2.0％ 以下、V：1.0％以下、Nb：0.1％以下中的一种或两种以上

Cu、Cr、Mo、W、V、Nb均是有助于增加钢的强度的元素，可以 根据需要选择含有一种或两种以上。

Cu是通过提高淬透性而有助于增加强度、对于提高耐疲劳特性有 效的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，超 过2.0％含有时，冷加工性显著降低。因此，含有的情况下，优选将Cu 限定于2.0％以下。另外，更优选为0.1～1.0％。

Cr是通过提高淬透性而有助于增加强度的元素。为了得到这样的 效果，优选含有0.01％以上。另一方面，Cr容易形成氧化物，超过2.0％ 含有时，进行电阻焊接的情况下，在电阻焊焊接部容易残留Cr氧化物， 电阻焊焊接部的品质容易降低。因此，含有的情况下，优选将Cr限定 于2.0％以下。另外，更优选为0.1～1.0％。

Mo在通过提高淬透性、进而由碳化物所引起的析出强化而有助于 增加强度、提高耐疲劳特性方面是有效的元素。为了得到这样的效果， 优选含有0.01％以上。另一方面，超过2.0％含有时冷加工性显著降低， 而且大量含有会导致材料成本的高涨。因此，含有的情况下，优选将 Mo限定于2.0％以下。另外，更优选为0.1～0.5％。

W是通过由碳化物所引起的析出强化而有助于增加强度的元素。 为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，超过2.0％含 有时，所需以上的大量碳化物析出，招致冷加工性的降低，而且大量 含有导致材料成本的高涨。因此，含有的情况下，优选将W限定于2.0％ 以下。另外，更优选为0.1～0.5％。

V是通过由碳化物所引起的析出强化而有助于增加强度并且增加 回火软化阻力的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另 一方面，即使含有超过1.0％，效果也达到饱和，经济上变得不利，而 且大量含有使得冷加工性降低。因此，含有的情况下，优选将V限定 于1.0％以下。另外，更优选为0.1～0.5％。

Nb是通过提高淬透性、进而由碳化物所引起的析出强化而有助于 增加强度的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.0010％以上。另一 方面，即使含有超过0.1％，效果也达到饱和，经济上变得不利，而且 大量含有使得冷加工性降低。因此，含有的情况下，优选将Nb限定于 0.1％以下。另外，更优选为0.0010～0.05％。

Ti：0.1％以下

Ti是具有形成碳化物、氮化物从而抑制热处理时的晶粒粗大化的 作用的元素，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有 0.001％以上，但超过0.1％含有时，冷加工性降低。因此，含有的情况 下，优选将Ti限定于0.1％以下。另外，更优选为0.0010～0.05％。

上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。另外，作为不 可避免的杂质，能够允许O：0.01％以下。

接着，对本发明高碳钢管的组织限定的原因进行说明。

本发明高碳钢管具有如下组织：基体相为铁素体相且具有规定范 围的平均粒径的渗碳体粒子在该基体相中以规定范围的间隔分散。通 过渗碳体球化，显示出冷加工性提高的趋势。

需要说明的是，基体相为铁素体相是指，利用硝酸乙醇腐蚀液对 与管的长度方向平行的截面(L截面)或者与圆周方向平行的截面(C截 面)进行腐蚀后，利用光学显微镜或者扫描显微镜进行金属组织观察时， 通过图像分析求得的铁素体相的面积率相比于其它各相的面积率最 多。

具体而言，铁素体的面积率为50％以上、优选为60％以上。作为 铁素体以外的组织，存在有珠光体、贝氏体和渗碳体，但这些组织的 合计面积率为40％以下、优选为30％以下。需要说明的是，本发明的 铁素体是指粒状的铁素体(有时也称为“多边形铁素体(polygonal  ferrite)”)，与“贝氏体铁素体(bainitic ferrite)”为不同组织。

此外，上述分散有渗碳体粒子的组织为如下组织：渗碳体粒子的 平均粒径d为0.1μm以上且小于0.5μm，并且邻接的渗碳体粒子的表面 -表面间的平均距离L为0.5～10μm。

渗碳体粒子的平均粒径d：0.1μm以上且小于0.5μm

渗碳体粒子的平均粒径d过度微细而小于0.1μm时，不能充分提 高冷加工性。另一方面，平均粒径d增大至0.5μm以上时，在淬火加 热(高频加热)时渗碳体的固溶变得不充分，淬透性降低，因此不能确保 所期望的淬火硬度(产品硬度)。另外，渗碳体的尺寸过大时，切削加工 时的阻力(切削阻力)增加，招致切削工具的寿命降低。出于上述原因， 将渗碳体粒子的平均粒径d限定为0.1μm以上且小于0.5μm的范围。 另外，优选为0.3μm以上且小于0.5μm。需要说明的是，渗碳体粒子d 的平均粒径的测定方法如实施例所述。

邻接的渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离L：0.5～10μm

邻接的渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离L影响切削加工后的 加工表面的性状。平均距离L小于0.5μm时，切削加工时在铁素体与 渗碳体的界面产生的空隙彼此连接而成为裂纹的可能性高，切削加工 表面的表面性状降低。另一方面，大于10μm时，渗碳体的尺寸必然变 大，淬透性降低，而且切削阻力增加，切削性降低。出于上述原因， 在本发明中，将邻接的渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离L限定于 0.5～10μm的范围。另外，优选为5μm以下。需要说明的是，渗碳体 粒子的表面-表面间的平均距离L的测定方法如实施例所述。

通过将渗碳体的平均粒径d和邻接的粒子的表面-表面间的平均距 离L调整为上述范围内，由此能够制成兼具冷加工性、淬透性和切削 性的高碳钢管。

接着，对本发明高碳钢管的优选制造方法进行说明。

首先，作为原材钢管，使用具有前述组成的高碳钢管。需要说明 的是，原材钢管只要是具有前述组成的钢管，则也可以为无缝钢管、 电阻焊钢管、锻焊钢管(Forge Welding Pipe)，无需特别限定原材钢管的 制造方法。

例如，电阻焊钢管通常是实施制管工序而成，所述制管工序如下： 对钢带连续地进行辊轧成形，制成大致圆筒状的开口管，对该开口管 (open pipe)的端部彼此进行电阻焊接。从降低制造成本这样的观点出 发，所使用的钢带优选为具有前述组成的热轧钢带(hot rolled steel  strip)，但即使为冷轧钢带也无任何问题。

将作为原材钢管的高碳钢管加热至Ac₃相变点以上、优选为 1100℃以下的加热温度，进行均热。加热温度低于Ac₃相变点时，碳向 电阻焊焊接部的扩散不充分，有可能在淬火时局部性硬度降低。另一 方面，加热温度达到高于1100℃的高温时，钢管的表面性状降低。需 要说明的是，从表面性状和均质化的观点出发，在加热温度下的保持 时间(均热时间)优选约为0.1～10分钟。

加热后，对原材钢管实施缩径轧制。

缩径轧制是使轧制结束温度为900℃～(Ac₁相变点)、使在900℃ 以下的温度范围的累积缩径率为30～70％的轧制。需要说明的是，从 轧制开始到轧制结束为止的累积缩径率取决于原材钢管的尺寸、产品 钢管的尺寸，但从分裂珠光体(pearlite)而形成微细的渗碳体这样的观点 出发，优选设定为35～70％的范围。

以钢管表面温度计，轧制结束温度为高于900℃的高温时，在轧制 中碳化物不再存在，不能达成渗碳体的球化。另外，产品钢管的表面 性状降低。另一方面，低于Ac₁相变点时，所得到的渗碳体变得过度微 细，分散间隔也狭窄，因此切削加工表面降低。因此，将轧制结束温 度限定于900℃以下～(Ac₁相变点)以上、优选限定于高于Ac₁相变点 的范围的温度。另外，优选为850～750℃。

另外，在900℃以下的温度范围的累积缩径率小于30％时，在缩 径轧制中珠光体(pearlite)的分裂不会充分进行，不能达成渗碳体的球 化。另一方面，在900℃以下的温度范围的累积缩径率大于70％时，渗 碳体的尺寸变得过小，加工硬化(work hardening)变得过大，冷加工性 降低。另外，部件制造时的生产率降低。

如果将上述制造方法应用于原材钢管，则能够容易地得到具有渗 碳体的平均粒径、邻接的各渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离为适 当范围的组织的高碳钢管。

以下，基于实施例，进一步对本发明进行说明。

实施例

实施对具有表1所示的组成的热轧钢带(板厚：7.0mm)连续地进行 辊轧成形，制成大致圆筒状的开口管，对该开口管的端部彼此进行电 阻焊接这样的制管工序，制成电阻焊钢管(外径：89.1mmφ)，作为原 材钢管。

对这些原材钢管以表2所示的条件实施缩径轧制而制成产品钢 管。需要说明的是，对于一部分钢管实施700℃×10小时的退火处理 (annealing treatment)或925℃×15分钟的正火处理(normalizing  treatment)，作为现有例。在现有例中，将原材钢管加工成40mmφ后 实施上述处理。

对于所得到的钢管，进行组织观察(microstructure observation)，考 察冷加工性、淬透性、切削性。对于考察方法如下所述。

(1)组织观察

从所得到的产品钢管裁取组织观察用试验片，对与管长度方向垂 直的截面(C截面)进行研磨，利用硝酸乙醇腐蚀液(nital corrosion  solution)进行腐蚀后，使用扫描电子显微镜(electron scanning  microscope)(倍率(magnification ratio)：2000倍)进行观察，按照以10个 视野以上计含有100个以上渗碳体进行拍摄。对所得到的照片进行图 像分析，求出各渗碳体粒子的面积，算出当量圆直径作为各粒子的粒 径，将其进行算术平均，作为该钢管的渗碳体粒子的平均粒径d。另外， 对所得到的照片进行图像分析，求出各邻接的渗碳体粒子与渗碳体粒 子的表面-表面间的距离，进行算术平均，算出该钢管的邻接的渗碳体 粒子与渗碳体粒子的表面-表面间的平均距离L。

(2)冷加工性

从所得到的产品钢管裁取JIS 11号A拉伸试验片(GL：50mm)， 依照JIS Z 2241实施拉伸试验，求出拉伸强度TS、伸长率El。将伸长 率El为40％以上的情况评价为“冷加工性优良”，设定为○。将除此 以外的情况设定为×。

(3)淬透性

从所得到的产品钢管裁取试验材(长度：300mm)，对该裁取的试验 材依照JIS G 0559使用高频感应加热装置(high-frequency dielectric  heater)加热至表面温度达到1000℃后，对管外表面喷射水进行淬火。 需要说明的是，加热条件设定为，频率：10kHz、感应加热线圈(induction  heating coil)的进给速度：20mm/秒。从淬火后的试验材裁取试验片，利 用维氏硬度计(Vickers hardness tester)(载荷：4.9N)测定板厚方向的截面 硬度分布，求出显示出与C量对应的最大硬度*¹⁾的95％以上的硬度的 区域的深度，作为有效硬化层深度。需要说明的是，*1)的与C量对应 的淬火硬度根据下述参考文献和换算式求得。

参考文献：レスリー鉄鋼材料学(莱斯利钢铁材料学)，丸善株式会 社，P235，表VII.2

硬度换算表(HRC硬度HV硬度换算表)：SAE J 417

在从管的外表面起为壁厚的95％以上的范围，将能够确保最大硬 度的95％以上的硬度的试样评价为“淬透性优良”，设定为○。将除 此以外的情况设定为×。

(4)切削性

对所得到的产品钢管实施管内表面切槽加工(V槽加工)。加工的条 件如下所述。

转速：100rpm

进给速度：0.3mm/rev

V槽切入深度：1mm

刀片(tip)：超硬刀片(cemented carbide tip(硬质合金刀片))

需要说明的是，上述超硬刀片为通常用于切削的钨超硬刀片。

对100根产品钢管进行上述加工后，更换车刀(turning tool)(工具)， 观察工具的情况。将无车刀切损、刀尖缺损、切削加工表面异常的情 况评价为○、只要有一种存在的情况则评价为×。

将所得到的结果示于表3中。

本发明例均成为表现出优于实施退火处理后的现有例的伸长率， 冷加工性优良，而且显示出优于实施正火处理后的现有例的淬透性， 高频淬透性优良，此外显示出优于实施正火处理后的现有例的工具磨 损、切削加工表面的表面性状，切削性优良的高碳钢管。另一方面， 对于在本发明的范围之外的比较例而言，冷加工性降低、或者淬透性 降低、或者切削性降低、或者冷加工性、高频淬透性、切削性均降低。

表2

表3

＊)F：铁素体、C：渗碳体、P：珠光体、B：贝氏体