CN1152971C - 冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管及其制造方法。具体的方法包括：对含有0.3%-0.8%的C、2%以下的Si和3%以下的Mn的原材料钢管进行加热，接着在(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内对原材料钢管进行累积缩径率为30%以上的减径轧制。由此获得渗碳体小于1.0微米的组织并改善了冷加工性能和高频淬硬性能。

Description

冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及高碳钢管及其制造方法。确切地说，本发明涉及适用作汽车的转向轴和驱动轴的高碳钢缝焊钢管及其制造方法。
背景技术
近年来，从地球环保的观点出发，人们迫切希望减轻汽车车身重量。用缝焊钢管替代过去用钢棒制成的部件以减轻汽车车身重量的计划正在进展中。但当用缝焊钢管代替象钢棒所制部件中的转向轴和驱动轴这样的用高碳钢制造的部件时，存在下列问题。
迄今为止，用高碳钢制造的部件是将高碳钢棒切割成预定形状而制成的。当用缝焊钢管替代钢棒时，由于板材薄，所以缝焊钢管经常不能只通过切削加工被制成预定形状。而且，因为是由高碳钢制成的，所以其冷加工性能差，也很难通过锻造和扩管等冷加工方式形成预定形状。因此，例如在驱动轴的情况下，存在着把粗细不同的缝焊钢管压焊在一起的方法。但根据这种方法，除了压焊工序的生产成本高外，也很难保证接合部的可靠性。因此，人们迫切希望提高高碳钢缝焊钢管的冷加工性能。
由高碳钢制造的缝焊钢管是通过在冷态下把带钢辊卷为管形并接着通过电阻缝焊将两端相互焊接而制成的。制管时的加工淬硬增大并且焊缝部出现焊接淬硬，因此导致了钢管具有非常差的冷加工性能。因而，通常在冷加工前将其加热到奥氏体区并随后空冷，为了获得组织再结晶的铁素体和珠光体组织，通常在约850℃下进行约10分钟的正火。但是，通过该方法获得的高碳钢缝焊钢管的冷加工性能因珠光体太多而不够高。据说，获得良好的冷加工性能的含碳量的上限约为0.3％。不过，在含有这么多碳的缝焊钢管中，即使对钢管进行淬火回火热处理，也不能获得足够高的疲劳强度。缝焊钢管需要有相当高的含碳量以便获得高疲劳强度。
作为具有高疲劳强度的钢管的生产方法之一地，例如日本未审查专利申请公开号11-77116披露了一种疲劳强度高的钢管的制造方法，在400℃-750℃下，在含有大于0.30％-0.60％的碳的原材料钢管上进行累积缩径率为20％以上的减径轧制。日本未审查专利申请公开号11-77116披露的发明方案是在原材料钢管上进行减径轧制，以获得抗拉强度为600兆帕以上的高强度并提高疲劳强度。根据日本未审查专利申请公开号11-77116所述的发明方案，疲劳强度确实随着抗拉强度的提高而提高，但由于是在较低的减径轧制温度下获得更高的抗拉强度，所以不能始终保证获得冷加工性能出色的软质高碳钢管。
同样，作为韧性和延展性强的钢管的制造方法之一地，日本未审查专利申请公开号10-306339披露了这样一种韧性和延展性强的钢材(钢管)的制造方法，其中含有0.60％以下碳的原材料(钢管)在铁素体再结晶温区内接受面积缩小率为20％以上的轧制。在日本未审查专利申请公开号10-306339所述的发明中，希望使组织细化并获得细铁素体或细铁素体+珠光体组织、细铁素体+渗碳体组织地获得韧性和延展性强的钢材(钢管)。不过，在日本未审查专利申请公开号10-306339所述的发明中，其目的是要在通过结晶颗粒细化提高强度的同时，也获得高韧性和高延展性，但在利用较低减径轧制温度来避免结晶颗粒变粗的情况下，不能永远保证获得柔软的且冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管。
另一方面，为了提高疲劳强度高的高碳钢缝焊钢管的冷加工性能，考虑了对缝焊钢管进行退火并使渗碳体球化的方法。但是，球化退火通常需要在约700℃下热处理几个小时，因此增加了生产成本。此外，存在着这样一个问题，即随着渗碳体球化，高频淬硬性能降低，不能在热处理后获得所需的强度。
此外，为了促进渗碳体球化，也考虑了在正火后进行冷加工并接着进行退火的方法。但在该方法中，尽管珠光体中的渗碳体片层同样被机械地粉碎成片段，但由于在退火的升温过程中减少了促进碳扩散效果及用作渗碳体析出点的位错，所以没有获得碳化物球化的促进及其细微分散，因此，无法显著提高冷加工性能和高频淬硬性能。
本发明解决了现有技术的上述问题，其目的是提供一种加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢缝焊钢管及其制造方法。
发明内容
为解决上述问题，本发明人对提高含有球状渗碳体的高碳钢管的高频淬硬性能进行了刻苦研究。结果，本发明人发现，通过在至少(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内对高碳钢缝焊钢管进行累积缩径率为30％以上(本发明称之为“有效缩径率”)的减径轧制，母料(不用说也包括焊缝部)获得了其直径小于1微米的渗碳体细微分散于铁素体中的组织，在降低组织强度的同时，可以抑制高频淬硬性能的降低。同样，本发明人发现如此制成的高碳钢管的纵向具有过去无法获得的很高的r值。
尽管基于通过在至少(Ac1转变点-50℃)至Ac1转变点的温区内压下率更高地进行减径轧制而产生了其直径小于1.0微米的渗碳体细微分散于铁素体中的组织的机理还没有解释清楚，但本发明人对此的观点如下。
在钢组织为铁素体+珠光体的情况下，珠光体的渗碳体片层因减径轧制时的加工被机械粉碎成细微片段。在这种场合下，因为温度足够高且由于加工促进分散，所以渗碳体片段很快变成从能量观点出发是稳定的球形。因此，渗碳体可以在过去用单纯退火无法实现的短时间内变成球并可以实现良好的渗碳体分散。
另一方面，在减径轧制钢管具有马氏体组织的部分如焊缝部中，马氏体因加热和加工而被分解成铁素体和球状碳化物。此时，由于加工促进了碳化物析出并且产生了大量的析出点。因此，渗碳体可以在短时间内被球化并且获得了其球状渗碳体细微分散的组织。
此外，在减径轧制前的加热温度在Ac1转变点以上并因而在减径轧制时获得了铁素体+过超奥氏体组织的场合下，过冷奥氏体组织因加工而分解成铁素体和球状碳化物。此时，通过加工而促进碳化物的析出并且析出点增多，因而，可以获得含有在短时间内被球化的渗碳体和细微分散于其中的组织。
发明人对于通过在(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内压下率更高地进行减径轧制而获得高r值的机理的观点如下。
通过在(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内(此时组织主要是铁素体)对原材料钢管进行累积缩径为30％以上的减径轧制，形成了其中<110>轴平行于管纵向且<111>至<110>轴平行于其半径方向的理想的聚集组织，随后，通过恢复和再结晶而进一步长大。因轧制而产生的聚集组织产生非常强的动力，这是因为晶体通过加工应变而扭转。与在获得高r值薄钢板时通过再结晶所产生的聚集组织不同，因轧制而产生的聚集组织不受第二相和固溶碳量的影响。因此，即使对于由高碳钢制造的焊缝钢管来说，也可以获得高r值，尽管很难在高碳钢钢板中实现这样的高r值。注意，上述效果对减径轧制特别有效。即，因为在减径轧制中压下方向就是圆周方向，所以产生高r值的效果明显，相反地，在轧制板材时，由于压下方向是板厚方向，所以，r值减小了。
本发明是在上述认识的基础上实现的。
根据本发明的第一方面，制造冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管，其中钢管按质量百分比地含有0.3％-0.8％的C、2％以下的Si和3％以下的Mn和或许需要地含有0.10％以下的Al和余量Fe及不可避免的杂质，在包括焊缝的所有位置上，所述钢管具有不超过1.0微米的渗碳体颗粒的组织。在根据第一方面的高碳钢管中，除了上述成分外，钢管最好按质量百分比地还含有2％以下的Cr、2％以下的Mo、2％以下的W、2％以下的Ni、2％以下的Cu和0.01％以下的B中的至少一种元素。同样，在根据第一方面的高碳钢管中，除了前述成分，最好，钢管按质量百分比地还含有1％以下的Ti、1％以下的Nb和1％以下的V中的至少一种元素。
此外，在根据第一方面的高碳钢管中，最好，在包括焊缝的任何位置的钢管纵向上的r值不小于1.2。
根据本发明的第二方面，产生一种超冷加工性能和高频淬硬性能高碳钢管的制造方法，该方法包括：对按质量百分比地含有0.3％-0.8％的C、2％以下的Si和3％以下的Mn和或许需要地含有0.10％以下的Al及余量为Fe和不可避免的杂质的原材料钢管进行加热，在至少(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内对原材料钢管进行累积缩径率为30％以上的减径轧制。
同样，在根据第二方面高碳钢管的制造方法中，除了前述成分，钢管最好按质量百分比地还含有2％以下的Cr、2％以下的Mo、2％以下的W、2％以下的Ni、2％以下的Cu和0.01％以下的B的一种或两种以上元素。同样，在根据第二方面高碳钢管的制造方法中，除了前述成分，钢管最好按质量百分比地还含有1％以下的Ti、1％以下的Nb和1％以下的V中的至少一种元素。
此外，在根据第二方面高碳钢管的制造方法中，原材料钢管最好是通过将钢带纵切成预定宽度、除去切断面的松弛部并通过电阻缝焊而成的缝焊钢管。
图面简介
图1是表示渗碳体晶粒尺寸对高频淬硬性能的影响的曲线图。
本发明的最佳实施方式
本发明的钢管是高碳钢缝焊钢管，它具有出色的冷加工性能和高频淬硬性能，其中r值最好在1.2以上。高r值提高了存在弯曲、扩管、减径、轴向压缩等时的象鼓肚扩管这样的加工性。
首先，说明限定本发明钢管成分的理由。以下，简单地以％来表示质量％。
C：0.3％-0.8％
C是淬硬后提高硬度所需的元素。如果含碳量小于0.3％，则淬硬后的硬度不能足够高且疲劳强度同样地低。另一方面，如果含碳量超过0.8％，则淬硬后的硬度将饱和且冷加工性能将恶化。因此，在本发明中，含碳量被限定在0.3％-0.8％的范围内。
Si：2％以下
Si是有效抑制珠光体相变并提高硬度的元素。如果Si含量超过2％，则提高淬硬度的效果将饱和且冷加工性能将恶化。因此，在本发明中，Si含量被限定在2％以下。
Mn：3％以下
Mn是有效降低从奥氏体到铁素体转变的温度并提高硬度的元素。如果Mn含量超过3％，则提高淬硬度的效果将饱和且冷加工性能将恶化。因此，本发明把Mn含量被限定在3％以下。
Al：0.10％以下
Al是用作还原剂的元素并且在需要时含有这样的元素。但是，如果铝含量超过0.10％，将增加氧化物量且将恶化表面特性。因此，在本发明中，铝含量最好被限定在0.10％以下。
从2％以下的Cr、2％以下的Mo、2％以下的W、2％以下的Ni、2％以下的Cu和0.01％以下的B中选择至少一种元素。
Cr、Mo、W、Ni、Cu和B都是提高硬度的元素，如果需要，可以从中选择一种或多种元素。
Cr是有效提高强度的元素。但是，如果Cr含量超过2％，则硬度提高效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此除经济上不利外，冷加工性能也将恶化。此外，Cr是以渗碳体分布的且有效地降低高频淬火期间渗碳体的熔融率。因此，在本发明中，Cr含量最好被限定在2％以下且最佳地小于0.1％。
Mo是有效提高淬硬性能的元素。但是，如果Mo含量超过2％，则硬度提高效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此除经济上不利外，冷加工性能也将恶化。因此，在本发明中，Mo含量最好被限定在2％以下。
W是有效提高淬硬性能的元素。但如果W含量超过2％，则硬度提高效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此除经济上不利外，冷加工性能也将恶化。因此，在本发明中，W含量最好被限定在2％以下。
Ni不仅是有效提高淬硬性能的元素，也是提高韧性的元素。但如果Ni含量超过2％，则这些效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此除经济上不利外，冷加工性能也将恶化。因此，在本发明中，Ni含量最好被限定在2％以下。
Cu不仅是有效提高淬硬性能的元素，而且是提高韧性的元素。但如果Cu含量超过2％，则这些效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此除经济上不利外，冷加工性能也将恶化。因此，在本发明中，Cu含量最好被限定在2％以下。
B不仅是有效提高淬硬性能的元素，而且是加强晶粒边界和防止淬裂的元素。但如果B含量超过0.01％，则这些效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此除经济上不利外，冷加工性能也将恶化。因此，在本发明中，B含量最好被限定在0.01％以下。
从1％以下的Ti、1％以下的Nb和1％以下的V中选择一种或多种元素。
Ti、Nb和V都是有效形成碳化物和氮化物、抑制焊接中和热处理期间结晶颗粒变粗大及提高韧性的元素。当需要时，可以从这些元素中选择一种或多种。
Ti是具有固定N确保对淬硬性能有效的固溶B的元素并且它形成细微碳化物地抑制了焊接部和热处理时的结晶颗粒变粗大并提高韧性。但如果Ti含量超过1％，则这些效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此在经济上是不利的。因而，在本发明中，Ti含量最好被限定在1％以下。
Nb是有效抑制焊接部和热处理时的结晶颗粒变粗大且提高韧性的元素。但如果Nb含量超过1％，则这些效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，因此在经济上是不利的。因此，在本发明中，Nb含量最好被限定在1％以下。
V是有效产生细微碳化物、抑制焊接部和热处理时的结晶颗粒变粗大及提高韧性的元素。但如果V含量超过1％，则这些效果将达到饱和，因为不能预期获得与含量匹配的效果，所以在经济上是不利的。因此，在本发明中，V含量最好被限定在1％以下。
上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
接着，说明本发明钢管的组织。
本发明的高碳钢管具有细微的渗碳体析出在铁素体中的组织。在本发明的钢管中，渗碳体颗粒大小为1.0微米以下。如图1所示，当渗碳体颗粒小于1.0微米时，高频淬火深度几乎和传统的铁素体+珠光体高碳钢组织一样。如果渗碳体颗粒超过1.0微米，则高频淬硬性能将恶化，以致钢管不适用于汽车部件如驱动轴。
下面，说明本发明钢管的制造方法。
在本发明中，最好对具有上述成分的高碳钢管(原材料钢管)进行加热或均热处理并实施减径轧制。
用于减径轧制的原材料钢管可以是通过钢板成型、制管和缝焊而成的缝焊钢管，或者可以是接受焊缝退火或正火的缝焊钢管。制造缝焊钢管所用的钢板可以是任何热轧钢板、退火热轧钢板、冷轧钢板或退火冷轧钢板。另外，接受减径轧制的原材料钢管组织可以包括铁素体、珠光体、马氏体或碳化物。
本发明的减径轧制也不受先前经史的限制。例如，在本发明的减径轧制前的加热或均热温度可以是在奥氏体单相区、奥氏体+铁素体双相区、铁素体和碳化物等区域内。此外，在本发明的减径轧制之前，最好在奥氏体单相或以奥氏体为主的温度下进行轧制。
在本发明中，原材料钢管是通过在至少(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内在原材料钢管上进行累积缩径率为30％以上的减径轧制而形成的。
本发明同样把(Ac1转变点-50℃)至Ac1转变点的温区内的累积缩径率称为有效缩径率。通过设定30％以上的有效缩径率，促进了渗碳体球化，并且渗碳体被缩小至1.0微米或更小。结果，可以获得冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管。在本发明中，对减径轧制前的经历没有限制，只要通过在(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内在原材料钢管上进行累积缩径率为30％以上的减径轧制就而制成钢管就行。例如，可以这样设定轧制时间，即在加热原材料钢管到Ac3以上并且在Ac3-Ac1的范围内进行减径轧制之后，原材料钢管通过在(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内接受累积缩径率为30％以上的减径轧制而形成。
如果减径轧制温度超过Ac1转变点，则由于在轧制期间内没有碳化物，所以不会促进渗碳体球化。反之，如果减径轧制温度不到(Ac1转变点-50℃)，则轧制负荷剧增且加工难度增大，由此导致冷加工性能恶化。另一方面，如果累积缩径率小于30％，则无法获得上述结果。因此，在本发明中，在至少(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内进行累积缩径率为30％以上的减径轧制。
减径轧制也可以在使用润滑油的情况下进行。润滑油有利于抑制裂纹的产生并降低轧制负荷。
此外，如果管径减小至更小，则有可能获得更高的r值并可以提高如弯曲、扩管、减径等鼓肚扩管性等加工性能。
此外，在本发明中，原材料钢管最好是通过把钢带纵切成预定宽度、除去切断面的松弛部并通过电阻缝焊使其相互焊接而成的。
如果在纵切钢带成预定宽度后在留下切割面松弛部的情况下进行缝焊，则在中心偏析将明显分布在板厚方向上，因此导致焊缝加工性能和淬硬性能都恶化。因此，在制造本发明的钢管时，最好把钢带纵切成预定宽度、除去切割面的松弛部并通过电阻缝焊使其相互焊接。
另外，能够如此制造出更软的且尺寸精度更高的钢管，即又在低于Ac1转变点的温度下对本发明钢管进行退火，在低于Ac1转变点的温度下进行退火后，又进行冷拉伸，在低于Ac1转变点的温度下退火，或者在冷拉伸钢管后，在低于Ac1转变点的温度下进行退火。
实施例
缝焊钢管是通过将具有表1所示化学成分的每块钢板辊卷成管并通过电阻缝焊使管端相互焊接而成的。这些缝焊钢管被用作原材料钢管，减径轧制是在表2、3所示环境下在缝焊钢管上进行的，由此获得成品管(外径40mmΦ，壁厚6mm)。作为对比例，用具有同样成分的钢板制造缝焊钢管(外径40mmΦ，壁厚6mm)并且这些缝焊钢管接受(1)900℃×10分钟的正火或(2)700℃×10小时的球化退火。此外，作为对比例，缝焊钢管(外径50.8mmΦ，壁厚7mm)是用一些钢板经过缝焊而制成的。这些缝焊钢管接受900℃×10分钟的正火和随后的冷拉伸，由此获得外径40mmΦ和壁厚6mm的成品管。在这些成品管上进行700℃×10小时的球化退火。
在这些成品管中，从每个产品管的焊缝部并在圆周方向上与焊缝间隔180°的位置上采取拉伸样片(JIS 12-A)。在每个样片上进行拉伸测试以测量拉伸特性和r值。当在每个试样贴上具有2毫米标准长度的应变计后，测量相对施加6％-7％的名义应变时的长度方向的真应变eL的宽度方向的真应变eW的比率。根据比率ρ的斜率并基于公式r值＝ρ/(-1-ρ)，计算r值。
另外，其它样本是从每个产品管中抽出的。在用软皮打磨垂直于纵向的样本横截面并接着用硝酸乙醇腐蚀液蚀刻剂蚀刻之后，通过扫描电子显微镜测量100个渗碳体区域并确定符合球形的区域的直径。所测定的100个渗碳体的半数以上的渗碳体被判断为渗碳体长轴长度是其短轴长度的4倍以上而未球化。
此外，每个成品管经受频率10kHZ、表面温度1000℃和感应加热线圈输送速度20mm/s的高频淬火并调查淬火深度。
所测结果列于表4、5中。
本发明的所有例子与也对焊缝部和母材进行球化退火的对比例一样柔软并且显示出比经过球化退火的对比例更出色的拉伸率并显示出比所有对比例更高的r值。同样，本发明的例子都具有与经过正火的对比例一样高的高频淬硬性能。
另一方面，在不在本发明范围内的对比例中，那些经过正火的对比例显示出更高的强度和更小的拉伸率，而那些经过球化退火的对比例显示出更低的高频淬硬性能。
工业实用性
依照本发明，由高碳钢制成的并具有出色的冷加工性能和高频淬硬性能的缝焊钢管可以生产率高且便宜地制成。因此，高碳钢缝焊钢管可用于汽车部件如转向轴和驱动轴。结果，可以简化这些部件的制造工序、减轻这些部件的重量并在淬硬和回火后提高其强度，因而提高了可靠性。因此，本发明极大地有助于工业发展。
表1
钢板编号  化学成分(质量％)  Ac1℃
 C  Si  Mn  P  S  N  Cr  Mo  W  Ni  Cu  Ti  Nb  V  B
 A  0.30  0.46  0.75  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  -  -  -  -  -  738
 B  0.35  0.23  0.37  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  -  -  -  -  -  736
 C  0.45  0.25  0.67  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  -  -  -  -  -  733
 D  0.50  0.25  0.91  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  -  -  -  -  -  731
 E  0.34  0.23  1.20  0.01  0.004  0.003  0.10  -  -  -  -  0.036  -  -  0.0021  729
 F  0.34  0.23  1.30  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  -  0.036  -  -  0.0021  726
 G  0.42  0.30  1.60  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  -  -  -  -  -  725
 H  0.33  0.20  0.62  0.01  0.004  0.003  -  -  -  0.89  -  -  -  -  -  717
 I  0.32  0.20  0.64  0.01  0.004  0.003  -  -  -  -  1.14  -  -  -  -  713
 J  0.39  0.26  0.67  0.01  0.004  0.003  -  0.49  -  -  -  -  -  -  -  749
 K  0.32  0.19  0.51  0.01  0.004  0.003  1.37  0.48  -  3.02  -  -  -  0.18  -  720
 L  0.39  0.26  0.67  0.01  0.004  0.003  -  -  0.80  -  -  -  0.020  -  -  739
表2
成品管号 板号  减径轧制 热处理
 加热温度℃  轧机入侧温度℃  轧机出侧温度℃ 累积缩径率(％) 有效缩径率*(％)
1  A  749  736  706  50  50 -
2  A  - 球化退火：700℃×10小时
3  A  - 正火：900℃×15分钟
4  B  748  734  709  50  50 -
5  B  - 球化退火：700℃×10小时
6  B  - 正火：900℃×15分钟
7  C  743  729  700  50  50 -
8  C  - 球化退火：700℃×10小时
9  C  - 正火：900℃×15分钟
10  D  744  730  703  50  50 -
11  D  - 球化退火：700℃×10小时
12  D  - 正火：900℃×15分钟
13  E  738  727  700  50  50 -
14  E  - 球化退火：700℃×10小时
15  E  - 正火：9 00℃×15分钟
16  F  737  723  697  50  50 -
17  F  - 球化退火：700℃×10小时
18  F  - 正火：900℃×15分钟
*)有效缩径：在Ac3至(Ac3-50℃)的温区内缩径
表3
管号 板号 减径轧制 热处理
加热温度(℃) 轧机入侧温度(℃) 轧机出侧温度℃) 累积缩径率(％) 有效缩径率*(％)
 19  G  744  733  707  50  40 -
 20  G  735  724  695  20  20 -
 21  G  735  722  695  30  30 -
 22  G  733  722  696  50  50 -
 23  G  737  722  692  70  70 -
 24  G  - 球化退火：700℃×10小时
 25  G  - 正火：900℃×15分钟
 26  G  - 正火：900℃×15分钟-＞冷压延-＞球化退火：700℃×10小时
 27  H  728  714  687  50  50 -
 28  H  - 球化退火：700℃×10小时
 29  H  - 正火：900℃×15分钟
 30  I  723  709  681  50  50 -
 31  I  - 球化退火：700℃×10小时
 32  I  - 正火：900℃×15分钟
 33  J  756  745  717  50  50 -
 34  J  - 球化退火：700℃×10小时
 35  J  - 正火：900℃×15分钟
 36  K  730  719  690  50  50 -
 37  K  - 球化退火：700℃×10小时
 38  K  - 正火：900℃×15分钟
 39  L  748  734  704  50  50 -
 40  L  - 球化退火：700℃×10小时
 41  L  - 正火：900℃×15分钟
*)有效减径：在Ac3至(Ac3-50℃)的温区内减径
表4
成品管号     钢管截面的位置 备注
180° 焊缝部
组织  拉伸性能 r值 高频性能 组织 拉伸性能 r值 高频淬硬性能
渗碳体颗粒  TS  EI(％) r值 感应淬硬深度 渗碳体颗粒大小(um)  TS  EI(％) r值 感应淬硬深度
1 0.48  550  44 1.71  4.4 0.48  552  43  1.72  4.4 发明例
2 1.19  551  40 1.85  3.2 1.19  570  39  0.88  3.2 对比例(球化退火)
3 非球化  617  35 0.82  4.2 非球化  619  35  0.89  4.3 对比例(球化退火)
4 0.55  587  39 1.72  4.3 0.54  597  38  1.80  4.4 发明例
5 1.20  577  34 0.86  3.3 1.19  592  32  0.64  3.4 对比例(球化退火)
6 非球化  668  27 0.89  4.3 非球化  690  27  0.87  4.4 对比例(球化退火)
7 0.50  641  30 1.72  5.5 0.49  665  30  1.74  5.5 发明例
8 1.45  641  26 0.87  3.8 1.43  671  24  0.89  3.9 对比例(球化退火)
9 非球化  747  20 0.83  5.7 非球化  763  18  0.83  5.8 对比例(球化退火)
10 0.47  659  24 1.80  ＞6 0.45  687  23  1.71  ＞6 发明例
11 1.32  656  20 0.81  5.9 1.29  563  19  0.84  6.1 对比例(球化退火)
12 非球化  768  16 0.87  ＞6 非球化  791  15  0.81  ＞6 对比例(球化退火)
13 0.47  678  40 1.72  5.1 0.46  600  39  1.77  5.2 发明例
14 1.67  580  36 0.83  3.6 1.66  602  35  0.90  3.7 对比例(球化退火)
15 非球化  665  27 0.82  5.2 非球化  687  25  0.88  5.3 对比例(球化退火)
16 0.53  577  40 1.80  4.3 0.52  595  38  1.75  4.4 发明例
17 1.58  582  36 0.88  3.3 1.58  606  34  0.90  3.4 对比例(球化退火)
18 非球化  668  27 0.83  4.2 非球化  684  27  0.82  4.4 对比例(球化退火)
*)获得从最外表面的硬度起降低Hv200的硬度的深度
表5
成品管号     钢管截面的位置   备注
  180°   焊缝部
  组织 拉伸性能   R值 高频淬硬性能   组织   拉伸性能   R值   高频淬硬性能
  渗碳体颗粒大小(um) TS(MPa)   EI(％)   R值 感应淬硬深度(mm)*   渗碳体颗粒大小(um)   TS(MPa)   EI(％)   r值   感应淬硬深度(mm)*
  19   0.52   597   35   0.71   5.8   0.49   624   34   1.70   ＞6   发明例
  20   非球化   679   23   0.92   5.7   非球化   700   22   0.92   6.7   对比例(球化退火)
  21   0.90   607   33   1.15   5.5   1.00   615   32   1.11   5.4   发明例
  22   0.70   604   35   1.79   5.7   0.70   616   33   1.79   5.7   发明例
  23   0.49   611   35   2.12   5.7   0.49   626   33   2.17   5.7   发明例
  24   0.50   613   38   0.85   6.0   0.49   638   38   0.85   ＞6   对比例(球化退火)
  25   非球化   721   20   0.89   5.5   非球化   721   19   0.90   ＞6   对比例(球化退火)
  26   1.34   608   29   1.06   4.0   1.32   628   27   1.09   4.0   对比例(球化退火)
  27   0.42   582   40   1.79   5.8   0.42   596   38   1.78   5.9   发明例
  28   1.36   584   35   0.86   3.9   1.32   588   34   0.81   4.0   对比例(球化退火)
  29   非球化   665   27   0.80   5.5   非球化   668   28   0.82   5.6   对比例(球化退火)
  30   0.40   583   41   1.75   5.6   0.39   583   39   1.71   5.6   发明例
  31   1.52   583   35   0.81   4.0   1.45   613   36   0.84   4.1   对比例(球化退火)
  32   非球化   669   28   0.89   5.6   非球化   893   27   0.81   5.6   对比例(球化退火)
  33   0.50   637   31   1.76   5.6   0.49   657   29   1.76   ＞6   发明例
  34   1.43   642   28   0.85   4.0   1.41   670   25   0.85   4.1   对比例(球化退火)
  35   非球化   748   19   0.80   5.6   非球化   750   19   0.86   5.8   对比例(球化退火)
  36   0.46   580   39   1.73   5.4   0.46   608   38   1.73   5.4   发明例
  37   1.75   580   35   0.88   3.4   1.72   607   33   0.88   3.5   对比例(球化退火)
  38   非球化   666   27   0.84   5.7   非球化   674   27   0.88   ＞6   对比例(球化退火)
  39   0.46   645   31   1.70   5.4   0.45   673   29   1.79   5.6   发明例
  40   1.68   644   26   0.82   4.1   1.54   671   24   0.86   4.2   对比例(球化退火)
  41   非球化   755   19   0.83   5.3   非球化   771   18   0.63   5.4   对比例(球化退火)
*)获得从最外表面的硬度起降低Hv200的硬度的深度

Claims (5)

1.一种冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管，所述钢管按质量百分比地含有0.3％-0.8％的C、2％以下的Si、3％以下的Mn及余量为Fe和不可避免的杂质，在包括焊缝的所有位置上，所述钢管具有渗碳体颗粒大小为1.0微米以下的组织并且钢管纵向的r值为1.2以上。
2.如权利要求1所述的高碳钢管，其特征在于，所述钢管按质量百分比地还含有2％以下的Cr、2％以下的Mo、2％以下的W、2％以下的Ni、2％以下的Cu和0.01％以下的B中的一种或两种以上元素。
3.如权利要求1或2所述的高碳钢管，其特征在于，所述钢管按质量百分比地还含有1％以下的Ti、1％以下的Nb和1％以下的V中的一种或两种以上元素。
4.一种冷加工性能和高频淬硬性能出色的高碳钢管的制造方法，其特征在于，至少在(Ac1转变点-50℃)-Ac1转变点的温区内，对按质量百分比地含有0.3％-0.8％的C、2％以下的Si和3％以下的Mn的原材料钢管进行累积缩径率为30％以上的减径轧制。
5.如权利要求4所述的高碳钢管制造方法，其特征在于，所述原材料钢管是通过将带钢纵切成预定宽度、除去切断面的松弛部并通过电阻缝焊而成的缝焊钢管。
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