CN101646788B - 加工性优良的渗碳钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种加工性优良的渗碳钢管及其制造方法。该渗碳钢管的硬度是72～80HRB，在成型加工后，在比较温和的渗碳淬火条件下制成最终产品时，渗碳层表现出较高的强度及耐磨性和足够高的耐冲击断裂负荷，其通过以下方法制造：用具有钢组分以质量％计，包含：C：0.1～0.25％、Si：0.2～0.4％、Mn：0.3～0.9％、P：0.02％以下、S：0.001～0.15％、Cr：0.5～0.9％、Mo：0.15～1％、Al：0.01～0.1％、B：0.0005～0.009％、N：小于0.006％，剩余部分本质上由Fe构成的这样的钢组分的钢制作管，通过在880～980℃的温度下对获得的钢管进行均热之后以小于70℃/分钟的冷却速度进行冷却来实施正火，对进行正火处理后的钢管进行冷加工，对冷加工了的钢管在700～820℃的温度下进行退火。

Description

加工性优良的渗碳钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种渗碳淬火后的断裂负荷高的、高强度高韧性的渗碳钢管(渗碳钢制的钢管)及其制造方法。本发明特别是涉及加工性优良的渗碳钢管及其制造方法。
背景技术
以往，在制造汽车用、工业机械用等的各种机械结构零件、特别是轴、CVJ(等速万向节)、CVT(无级变速器、即连续可变变速器)以及以齿轮为代表的表面硬化零件时使用渗碳钢。通过对原材料的渗碳钢进行热锻、冷锻、更进一步进行机械加工来成型加工成所期望的零件形状。为了提高制作出的零件的耐磨性及疲劳强度，对其表面实施渗碳处理、渗碳氮化处理等表面硬化处理后供于使用。
这样的机械结构零件所要求的特性正在逐渐变高。即，除了作为自以往的要求特性的、渗碳淬火后的较高的表面硬度和弯曲疲劳强度之外，还期望具备更加优良的耐磨性和滚动疲劳特性、还有针对冲击性的负载的更高一级的耐冲击断裂特性和韧性。
对于渗碳钢，存在由在渗碳淬火处理时晶粒异常长大引起冲击断裂强度降低、疲劳特性降低、尺寸精度降低等成为问题的情况。特别是，从渗碳处理的合理化的观点考虑，若为了缩短渗碳时间而在990～1090℃的温度区域内进行所谓的高温渗碳，则出现生成粗大晶粒而不能获得必要的疲劳特性、滚动疲劳特性等问题。
在日本特开2005-240175公报(专利文献1)中提出了通过控制钢组分、Ti系的析出物来抑制渗碳钢在高温渗碳时生成粗大晶粒的方案。
也正在研究能够不用高温渗碳，而用比较温和的渗碳淬火条件来确保渗碳层具有较高的强度和耐磨性的钢材。日本特开平9-51350号公报(专利文献2)公开有一种方法，该方法即使在渗碳层表面存在缺口的情况下，也能够稳定地制造出表现出足够高的耐冲击断裂负荷的高强度高韧性的渗碳钢、和使用该渗碳钢来制造加工性优良且在渗碳淬火后表现出优良的耐冲击断裂强度的高强度高韧性的渗碳钢管。
根据专利文献2，现有技术所存在的问题的原因之一在于生成了不完全淬火组织，而生成该不完全淬火组织的最大原因是在对渗碳材料进行淬火时出现的、在奥氏体晶界上析出碳化物。在此，采用了为了防止析出上述碳化物而添加B，尽量抑制N，使得能够充分表现出B的效果的组分设计方法。
但是，虽然专利文献2所公开的高强度高韧性的渗碳钢管特别是作为渗碳钢的无缝钢管具有优良的特性，但因为相对硬度较高，所以，有时会出现在用户使用阶段的锻造加工等中加工性较差的问题。
另外，在专利文献2中，关于渗碳钢管的制造方法记载有：(i)对用热加工制管方法获得的钢管通过冷加工进行去应力退火的方法(实施例3)；(ii)在对用热加工制管方法获得的钢管实施1次退火之后，经冷加工进行去应力退火(2次退火)的方法(实施例4和5)。
专利文献1：日本特开2005-240175公报
专利文献2：日本特开平9-53150号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明提供一种加工性优良的渗碳钢管及其制造方法，具体地说，是硬度以HRB(B标尺洛氏硬度)计为72～80的渗碳钢管，在成型加工后，当在比较温和的条件下实施渗碳淬火而制成最终产品时，渗碳层表现出较高的强度和耐磨性及十分优良的耐冲击断裂特性。
本发明基于以下见解：
(1)采用专利文献2所记载的热加工制管后的热处理方法，即使在冷加工后实施退火，硬度以HRB计也大多在85以上，由于材质硬，客户不容易进行成型加工。
(2)特别是在专利文献2所记载的、用上述(ii)的冷加工前进行1次退火的方法中，若此时的退火温度是700℃左右，即使在冷加工后在专利文献2所记载的条件下实施2次退火，也难以使钢软化。在这种情况下，如果2次退火温度为730℃左右，则变成贝氏体组织。
(3)在上述(2)中，若在冷加工后的2次退火中将热处理温度提高到930℃左右而缓慢冷却，则能将钢软化到HRB＝75左右。但是，在该温度条件下，因在Ac3点以上区域中的相变而消除了冷加工的影响，因此，无法组合冷加工度和在2次退火中的热处理条件而将硬度自由地控制在HRB＝72～80的范围内。另外，由于冷加工后的高温加热，因此有时发生尺寸精度降低，产生表面脱碳的现象。钢组织成为铁素体+珠光体组织，容易粗晶化。
(4)在专利文献2中，作为冷加工前的1次退火的温度条件具体表示出了870℃。在该热处理条件下，一旦被加热到比Ac3点高的温度，则1次退火后的组织就成为铁素体+珠光体组织。但是，因为1次退火温度较低，所以，在冷加工后的2次退火时若不经充分长的时间来缓慢冷却，则无法使钢软化。
(5)与专利文献2所公开的方法不同，若作为冷加工前的热处理在880℃以上的温度下进行正火(冷却速度为70℃/分钟以下)，且优选是在进行了截面积减少率为20～50％的冷加工之后，在700～820℃的条件下进行退火，则珠光体的一部分球状化。以下，在本说明书中，只要没有特别预先说明，所谓“珠光体球状化”意味着珠光体中的渗碳体的球状化。因此，在能达到所期望的降低硬度的目的的同时，通过调整正火后的冷却速度和2次退火的温度，优选是再加上也调整冷加工时的截面积减少率，由此能调整硬度。
即，在本发明中，对具有能进行渗碳淬火的钢组分的、用热加工制管方法制作的钢管，首先实施正火(normalizing)，然后，进行冷加工，其后进行去应力退火。通过该退火，在正火时形成的铁素体+珠光体组织中的至少一部分珠光体发生球状化(即，珠光体中的渗碳体的球状化)，且钢被软化，能制造加工性优良的渗碳钢管。
另外，在本发明中，针对在正火时产生的铁素体+珠光体组织，通过调整后续工序的冷加工时的加工度和此后的退火时的热处理条件，从而能改变在退火过程中球状化的珠光体的比例，这样一来就能微调钢材的硬度。
一方面，本发明是一种渗碳钢管的制造方法，其特征在于，钢组分以质量％计，包含：C：0.1～0.25％、Si：0.2～0.4％、Mn：0.3～0.9％、P：0.02％以下、S：0.001～0.15％、Cr：0.5～0.9％、Mo：0.15～1％、Al：0.01～0.1％、B：0.0005～0.009％、N：小于0.006％，剩余部分本质上由Fe构成，用具有上述钢组分的钢制作管，对获得的钢管保持在880～980℃的温度下之后，通过在880～400℃的温度范围内以70℃/分钟以下的冷却速度进行冷却而实施正火，且对正火处理后的钢管进行冷加工，且在700～820℃的温度下对冷加工后的钢管进行退火。
另一方面，本发明是冷加工渗碳钢管，其特征在于，该冷加工渗碳钢管具有如下钢组分，以质量％计，包含：C：0.1～0.25％、Si：0.2～0.4％、Mn：0.3～0.9％、P：0.02％以下、S：0.001～0.15％、Cr：0.5～0.9％、Mo：0.15～1％、Al：0.01～0.1％、B：0.0005～0.009％、N：小于0.006％，剩余部分本质上由Fe构成，且钢组织是铁素体+珠光体+球状化渗碳体的混合组织，或铁素体+球状化渗碳体的混合组织。
上述钢组分还能含有从下述(1)和(2)中选择的1种或2种以上的元素：
(1)以质量％计，Ni：0.3～4.0％
(2)以质量％计，从Ti：0.01～0.3％、Nb：0.01～0.3％、V：0.01～0.3％、Zr：0.01～0.3％中选择的1种或2种以上。
在上述钢组分中，B含有量优选是B：0.0005～0.003％。
所谓“渗碳钢”和“渗碳钢管”，是在加工成产品(例如上述机械结构零件)的规定形状之后，最终实施渗碳淬火，在使表面层(渗碳层)高硬度化之后使用的钢和钢管。不言而喻，上述硬度是渗碳钢的硬度，即，是成型加工成零件形状之前的(当然是渗碳淬火前的)硬度。加工成规定的零件形状的成型加工和渗碳淬火通常是由客户(用户方)进行。
所谓“剩余部分本质上由Fe构成”，意味着剩余部分可以含有不可避免的杂质。
附图说明
图1是在用实施例获得的本发明的渗碳钢管的显微组织照片。
具体实施方式
在本发明中，对如以上所述地限定了渗碳钢管的钢组分的理由及其作用进行说明。在本说明书中，表示钢组分的“％”是“质量％”。
C：
C是确保钢的硬度和强度的基本成分。为了确保与在渗碳淬火零件的使用中不产生变形的强度相应的强度，需要Hv250以上的硬度。为确保该必要的硬度，使C含有量在0.1％以上。另一方面，若含有C超过0.25％，则钢的芯部韧性(thetoughness of the central portion)恶化。因此，C含有量是0.1～0.25％，优选是0.12～0.20％。
Si：
为了通过渗碳层的淬火来实现较高的耐冲击断裂特性，要积极地利用Si的淬透性提高效果。若Si含有量小于0.2％，则不能确保所期望的较高的渗碳层的淬透性。另一方面，若含有Si超过0.4％，则由于在渗碳时Si在晶界附近氧化而引起的晶界的脆化变得显著。因此，使Si含有量为0.2～0.4％。
Mn：
Mn也是为了提高渗碳层的淬透性、且实现较高的耐冲击断裂特性而添加的。若使Mn含有量减少至小于0.3％，则渗碳层的淬透性降低，无法确保所期望的较高的耐冲击断裂特性。现在已经弄清楚，即使Mn的含有量超过0.9％，由于在渗碳时在晶界附近的Mn的氧化而引起的晶界的脆化，在实用性上不存在问题。但是，若含有Mn超过0.9％，则冲压加工性和砂轮磨削性的恶化变得显著。称为冲压加工性、砂轮磨削性的特性在CVJ等高效加工方面特别重要。因此，使Mn含有量为0.3～0.9％。
P：
由于P在渗碳淬火时能够显著促进由于在奥氏体晶界上析出渗碳体而引起的晶界的脆化，因此，对渗碳钢来说是极其有害的杂质。因此，优选是要尽量减少P含有量。但是，由于P的减少伴随着在原料、精炼工序中的成本的增大，因此，出于目标性能和成本平衡的考虑，要设计容许值。在本发明中，考虑到后述的B的效果，将能容许的P含有量的上限值设为0.02％。
S：
S会导致钢的韧性恶化，另一方面，在改善机械加工性(切削性、冲压性)方面来看，也是期望积极添加的成分。若S含有量小于0.001％，则机械加工性改善效果不显著，若含有S超过0.15％，则钢的韧性恶化变得显著。因此，使S含有量为0.001～0.15％。在不太要求机械加工性也可那样的用法的情况下，将S含有量抑制得较低为上策。
Cr：
Cr是为了确保钢基体(除了表面的渗碳层之外的部分的钢)的淬透性和渗碳层在短时间内达到必要的碳浓度而不可缺的成分，因此，Cr含有量需要为0.5％以上。但是，由于Cr同时还显著促进由于在渗碳淬火时在奥氏体晶界上析出渗碳体引起的晶界脆化，因此，将其含有量限制在0.9％以下。但是，若将Cr含有量限制在0.9％以下，则钢的淬透性、特别是C量高的渗碳层部分的淬透性变得不充分。因此，在本发明中，通过添加不会导致晶界的脆化的B、Mo、Ni来弥补淬透性。这样一来，虽然Cr含有量为0.5～0.9％，但优选是调整为0.5～0.65％。
Mo：
Mo是为了提高钢基体及渗碳层的强度和韧性以及渗碳层在短时间内达到必要的碳浓度所必须的成分。因为Mo的淬透性提高效果几乎不受钢基体的C含有量的影响，所以，即使是在形成为高碳的渗碳层中，也能稳定地发挥提高淬透性的功效。
如上所述，在本发明中，为了抑制伴随着渗碳的晶界的脆化而减少Cr含有量，谋求通过添加B弥补淬透性。在这样的钢中，由于即使形成为高碳，也会显著地降低淬透性，所以，用Mo补偿渗碳层的淬透性是非常重要的。若Mo含有量小于0.15％，不仅不能补偿足够的淬透性，在短时间的渗碳处理中渗入的C的量也会降低。虽然从赋予上述效果的观点考虑，优选Mo含有量较多，但通过添加到1％就能获得足够的效果，添加超过该量的Mo，从经济方面考虑不是上策。因此，Mo含有量为0.15～1％，优选是0.2～0.7％，更加优选的是0.2～0.6％。
Al：
Al是对钢的脱氧和晶粒微细化有效的成分。其含有量小于0.01％则效果不好。另一方面，若含有Al超过0.1％，则会增加对韧性有害的杂质。因此，Al含有量为0.01～0.1％。
B：
B抑制在对渗碳材料进行淬火时生成的在奥氏体晶界上析出碳化物(Cr碳化物等)，由此阻止渗碳层生成不完全淬火组织，且防止晶界脆化，是为了确保渗碳淬火材料具有足够的耐冲击断裂特性、耐磨性、滚动疲劳特性等不可缺的成分。特别是，在本发明中，为了防止Cr的弊端，即Cr在渗碳淬火时通过在晶界上析出碳化物而显著促进晶界的脆化，而限制Cr含有量。如以上所述，B补偿了作为减少Cr含有量的结果而发生的钢基体的淬透性降低，也分担了确保钢芯部的淬透性的作用。
若B含有量小于0.0005％，则无法获得由于上述作用引起的所期望的效果。另一方面，若含有B超过0.009％，则相反，会出现由于B而引起的晶界脆化。因此，B含有量为0.0005～0.009％。
在本发明中，如后述的那样，在冷加工前，在Ac3点以上，具体地说，是在880℃以上的温度下进行热处理(正火)。该热处理为了达到在冷加工后通过退火而降低硬度的目的，而暂且设想使B固熔。若B多，则随着B的固熔使在正火时的热处理需要时间，所以，B含有量优选是在上述范围中稍低。具体地说，特别优选B含有量为0.003％以下(即在0.0005～0.003％的范围内)。
N：
如在专利文献2中也阐述过的那样，钢中的N量对于有效地发挥B的作用是非常重要的。即，在钢中的N的量减少到小于0.006％的区域的情况开始，能够显著地防止由于添加B而引起的在对渗碳材料进行淬火处理时在晶界析出碳化物，不仅能确保足够的冲击负荷强度，还能显著地改善滚动疲劳特性。虽然钢中的N含有量越少越理想，但在大气中进行工业化生产的过程中，以现在的制钢技术，要使N量小于0.001％是极其困难的。
Ni：
在本发明的渗碳钢管中，在用于一般的汽车的驱动车轴用万向节的内圈(inner race)、球保持架(ball cage)等的情况下，即使不添加Ni和以下要说明的Ti、Nb、V或Zr，强度、韧性等特性也足够。但是，在用于条件更加苛刻的用途的情况下，使其含有这些元素的1种或2种以上元素，能有效地谋求提高强度和韧性。
Ni是对提高钢基体的强度和韧性方面有效的成分，而且，与Mo共同作用还会较大地有助于提高渗碳层的强度和韧性。Ni含有量小于0.3％，则上述功效不充分。另一方面，使含有Ni超过4.0％，其效果也会饱和。因此，在添加Ni的情况下，使其含有量为0.3～4.0％。
Ti、Nb、V及Zr：
这些元素具有使钢的晶粒细化而提高韧性的效果。因此，在预料到使用条件很苛刻的情况下，优选是含有这些元素的1种或2种以上。这些各成分的含有量分别小于0.01％，则上述功效不充分。另一方面，若使其含有量分别超过0.3％，则相反，会导致钢的韧性、滚动疲劳特性恶化。因此，Ti、Nb、V及Zr的含有量分别为0.01～0.3％。
以下按工序对本发明的渗碳钢管的制造条件进行说明。
制管：
用适当的制管法，将具有上述钢组分的钢(渗碳钢)制作为成为管坯的管。管坯优选是热加工制管的无缝钢管。但是，如以下所述，因为在正火时暂且在Ac3以上的温度进行热处理，所以并不影响在前面工序的加工过程。因此，制管法并没有特别的限制，例如，也可以将电焊钢管作为管坯使用。虽然对于无缝钢管的热加工制管也没有特别的限制，但例如可以在通过热锻钢锭来使具有上述钢组分的钢成为钢坯的形式之后，通过钢坯→曼内斯曼穿孔轧制→用芯棒式无缝管轧机延伸轧制→定径轧制来制成无缝钢管。
正火：
在对用上述方法等制造的钢管(管坯)进行冷加工之前，并不进行专利文献1、2所公开的那样的退火，而是实施正火。正火通过例如将钢管装入适宜的加热炉而保持在规定温度(均热)和此后进行的冷却来进行。该正火的目的在于，使钢的组织为铁素体+珠光体的混合组织。在暂且使钢组织为铁素体+珠光体之后，在冷加工后，在特定温度范围内进行退火，从而使渗碳钢管显现所期望的特性。
正火的热处理温度为880℃以上、980℃以下。若热处理温度超过980℃，则有可能进行脱碳。880℃的下限温度是为了使B在短时间内固熔成奥氏体而使组织均匀的必要的温度。由于B的固熔，能使钢基体的硬度降低。若正火时的热处理温度低于880℃，则B不能达到完全固熔，即使长时间地进行温度保持，也与钢基体的硬度降低无关。
对于均热时间，若钢管的所有的部分为上述温度，则保持30秒的较短时间即可，但从抑制特性的偏差观点考虑，优选是1分钟以上。若均热时间超过30分钟，则担心会进行脱碳，所以优选是30分钟以下。
对于热处理(均热)后的冷却，用空冷即可，但在从热处理温度到400℃的范围内(以往至少是在800～400℃的范围内)，为70℃/分钟以下。若冷却速度比70℃/分钟大，则生成贝氏体，因此不能获得本发明的效果。冷却速度的下限，从以正火为前提的观点考虑，只要是空冷程度以上则没有特别的限定，但若考虑处理时间等经济性，则优选是在20℃/分钟以上。
冷加工：
在预先对用热加工制管方法获得的钢管实施正火之后，进行冷加工。在通常情况下冷加工是为确保钢管的规定尺寸、尺寸精度所必要的，但在本发明中，具有使钢管在紧接着冷加工进行的退火的2次热处理阶段中产生珠光体中的渗碳体的球状化(从而，珠光体的球状化)的效果。
作为冷加工的方法，可以采用冷拔、冷轧等，并没有特别的限制。冷加工的加工度优选为使截面积减少率为20～50％，更加优选的是25～50％。若加工度小于20％，则难以在下一道工序中使珠光体的一部分球状化。若加工度超过50％，则在冷加工时容易发生工具和材料间的划伤现象，而且，钢基体的应力累积增大，在渗碳热处理时出现奥氏体晶粒的异常成长，引起淬火组织的粗大和混晶化。还有，若冷加工度超过50％，则由于加工硬化使钢管的硬度显著上升，且在此后进行的退火中的软化变得困难，钢管的加工性恶化。
退火：
冷加工后的退火释放由于冷加工钢基体所累积的应力而使钢基体软化，通常情况下为了确保客户要求的加工性能而会进行该冷加工后的退火，但在本发明中也有使珠光体中的渗碳体的至少一部分球状化的目的。为了该目的，使冷加工后的退火温度在700～820℃的范围内。若退火温度小于700℃或是超过820℃，则珠光体不能充分地球状化。
若通过退火而使珠光体(珠光体中的渗碳体)全部球状化，则钢组织为铁素体+球状化渗碳体的混合组织。另一方面，在珠光体的一部分球状化了的情况下，钢组织为铁素体+珠光体+球状化渗碳体混合组织。本发明的渗碳钢管由于该钢组织和上述钢组分而能具有特征。
这样，由于珠光体的至少一部分球状化，钢管的硬度降低。由于退火引起的软化加上该效果，若采用本发明，则能够制造以HRB计硬度为72～80的加工性良好的渗碳钢管。能够通过根据冷加工时的加工度和退火条件而改变珠光体球状化的比例来将该硬度调节至所期望的值。
如上所述，对于渗碳钢，通常由需方进行成型加工及渗碳淬火处理而制造出目标零件。在由本发明的渗碳钢管制造零件的情况下，虽然对于成型加工和渗碳淬火条件没有限制，但由于可以采用比较温和的渗碳淬火条件，所以，优选这样进行。举一个渗碳淬火条件的例子，是通过920℃×2小时的均热进行的渗碳和其后的从870℃开始进行的淬火。
以下的实施例以作为本发明的示例为目的，并非对本发明进行限制。对于本领域技术人员，可在本发明的范围内增加各种变更和修改。
实施例
在通过铸入真空熔化了的钢水而获得表1所示的钢组分的钢锭(1吨)后，将其热锻成圆钢坯，在进一步穿孔轧制后，通过用芯棒式无缝管轧机进行的延伸轧制、用拉伸缩径轧机进行的定径轧制的热加工制管来制作了外径为80mm(直径)、壁厚为6.1mm的管坯(钢管)。
在表2所示的条件下，对该钢管进行1次热处理(正火)和此后的冷却之后，进行截面积减少率为28.4％的冷拔，精加工成外径是66.2mm(直径)、壁厚是5.3mm的尺寸的无缝钢管。在以作为2次热处理而示于表2的条件下，对该钢管实施退火。从结束了2次热处理(退火)的钢管上切取试样，测定管截面上的B标尺洛氏硬度(HRB)。将其结果汇总示于表2。
[表1]
  C   Si   Mn   P   S   Al   Cr   Mo   Ti   V   B   Ni   Nb   Zr
 钢A   0.16   0.27   0.53   0.012   0.013   0.020   0.56   0.34   0.027   0.01   0.0013
 钢B   0.17   0.29   0.57   0.008   0.004   0.020   0.58   0.34   0.026   0.0027   0.33   0.02
 钢C   0.17   0.28   0.58   0.011   0.002   0.023   0.55   0.32   0.024   0.02   0.0018   0.03
[表2]
Figure G2008800105171D00141
表2的No.1和No.2是在冷加工前的正火时的热处理温度低于Ac1点的700℃，HRB＝87以上的硬材质的精加工。另一方面，即使在冷加工前的热处理温度超过Ac3点的No.3～No.7中，在热处理温度低于880℃的情况下，除了No.3之外都是HRB＝82以上的硬度，未能达成使HRB为80以下的软化的目的。可知：在使热处理(均热)后的冷却速度慢到10℃/分钟的No.3中，HRB是77，虽然能达到软化的目的，但包含冷却过程的热处理时间变长，在设想是连续处理的情况下使保温设备变大，因此明显经济性较差。
No.8～No.18是通过在880℃或930℃的温度下均热而进行冷加工前的热处理的例子。在均热后的冷却速度超过70℃/分钟的No.9及No.13和冷加工后的退火温度过低或过高的No.14及No.16中，HRB超过80，无法充分地软化。另一方面，在均热后的冷却速度为70℃/分钟以下，冷加工后的退火温度在700～820℃的范围内的本发明例中，任一个都能达到HRB为80以下的软化的目的。
若观察结束了2次热处理(退火)的钢管的微观组织，No.1和No.2是贝氏体组织，No.3～No.7是铁素体+珠光体组织。在No.3可以看到有粗晶化的倾向。
另一方面，对于No.8～No.18来说，在HRB为80以下的本发明例中，形成为铁素体+珠光体+球状化渗碳体组织，可以看到珠光体组织的渗碳体的一部分球状化。但是，在No.8～No.18中，硬度超过HRB84的情况中则看不到球状化渗碳体。在冷却速度为80℃/分钟的No.9和No.13中可以看到一部分贝氏体。
因此，可以认为通过预先在880℃以上对钢管进行均热，以70℃/分钟以下的冷却速度进行冷却而实施正火，且在冷加工后，在700～820℃的温度下进行退火的工艺方法，能够从珠光体+铁素体的混合组织向珠光体+铁素体+球状化渗碳体的混合组织进行变化，能达到软化的目的。
对于表2的本发明例的钢管，在实施了冲孔试验(冲头材质：高速钢，冲头直径15.7mm，冲孔速度：2.5mm/秒)时，在冲孔面的凹凸、尺寸精度方面没有特别的问题。另外，即使在用球保持架模拟试验体进行的冲击拉伸试验中，也能获得满意的结果。还有，渗碳淬火后的特性也良好。
图1表示由表2的No.11获得的钢管的显微组织照片。能够看到，在铁素体+珠光体组织中，碳化物(渗碳体)正在球状化。

Claims (3)

1.一种渗碳钢管的制造方法，其特征在于，
钢组分以质量％计，包含：C：0.1～0.25％、Si：0.2～0.4％、Mn：0.3～0.9％、P：0.02％以下、S：0.001～0.15％、Cr：0.5～0.9％、Mo：0.15～1％、Al：0.01～0.1％、B：0.0005～0.009％、N：小于0.006％，剩余部分本质上由Fe构成，用具有上述钢组分的钢制作管，将获得的钢管保持在880～980℃的温度之后，通过在880～400℃的温度范围内以70℃/分钟以下的冷却速度进行冷却而实施正火，对正火处理后的钢管进行冷加工，在700～820℃的温度下对冷加工后的钢管进行退火。
2.根据权利要求1所述的方法，其中，
上述钢组分还含有从下述(1)和(2)中选择的1种或2种以上的元素：
(1)以质量％计，Ni：0.3～4.0％
(2)以质量％计，从Ti：0.01～0.3％、Nb：0.01～0.3％、V：0.01～0.3％、Zr：0.01～0.3％中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，
在上述钢组分中，含有B：0.0005～0.003％。
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