(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
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：0.0001〜0.02％、
Ｎ：0.0010〜0.0100％、                   Ｂ：0.0003〜0.0050％、
Ca：0.0001〜0.0050％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、基地相がフェライト相で、該基地相中にセメンタイト粒子が微細分散した組織を有し、前記セメンタイト粒子の平均粒径ｄが0.1μm以上0.5μm未満で、かつ隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌが0.5〜10μmであることを特徴とする冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、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に記載の高炭素鋼管。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.1％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高炭素鋼管。
【請求項４】
素材鋼管に、加熱・均熱したのち縮径圧延を施し製品鋼管とする高炭素鋼管の製造方法であって、前記素材鋼管を、質量％で、
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：0.0001〜0.02％、
Ｎ：0.0010〜0.0100％、                  Ｂ：0.0003〜0.0050％、
Ca：0.0001〜0.0050％
を含み、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とし、
前記縮径圧延を、Ac３変態点以上に加熱・均熱したのち、圧延終了温度：900℃〜（Ac１変態点）とし、900℃以下の温度域での累積縮径率：30〜70％である縮径圧延として、基地相がフェライト相で、該基地相中にセメンタイト粒子が微細分散した組織を有し、前記セメンタイト粒子の平均粒径ｄが0.1μm以上0.5μm未満で、かつ隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌが0.5〜10μmである鋼管を得ることを特徴とする冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記素材鋼管が、前記した組成の高炭素鋼帯を、連続的にロール成形し、略円筒状のオープン管とし、該オープン管の端部同士を電縫溶接してなる造管工程を経た、高炭素電縫鋼管であることを特徴とする請求項４に記載の高炭素鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、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４または５に記載の高炭素鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.1％以下を含有することを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の高炭素鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のラックピニオン型ステアリング装置等に組み込まれるステアリングラックバー、あるいはステアリングシャフト、ドライブシャフト等の自動車部品用として好適な、高炭素鋼管およびその製造方法に係り、とくに、冷間加工性、被削性および焼入れ性の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の、地球環境の保全という観点から自動車の燃費改善が強く要望され、自動車車体の軽量化が進められている。このような自動車車体の軽量化要求から、自動車のハンドルの動きを車輪に伝達するステアリング装置に組み込まれる、例えば、ステアリングラックバー、ステアリングシャフトなどのステアリング関連部品、あるいは、エンジンの動力を車輪に伝達する、例えばドライブシャフトなどの駆動軸関連部品、においても、棒鋼を用いた中実タイプに代えて、鋼管を用いた中空タイプが採用されるようになっている。
【０００３】
ステアリングラックバー、ステアリングシャフト、あるいはドライブシャフト等の素材として使用される鋼管には、冷間引抜加工、冷間プレスあるいは冷間鍛造などの、冷間加工が施され、さらに切削加工が施されて、最終部品形状とされ、さらにその後、部品としての所定の強度を付与するために、焼入れ処理が施される場合が多い。
例えば、中空ステアリングラックバーでは、非特許文献１に記載されるように、高炭素鋼管を素材として、冷間で管上面部に平坦部を加工し、ついで該平坦部に切削加工で歯型を形成し最終形状としたのち、高周波焼入れを施して、所定の強度を付与され製品とされる。このように、中空ステアリングラックバーの素材である鋼管には、冷間加工、切削加工、焼入れ処理が施されるため、冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れる鋼管であることが要求される。
【０００４】
所定の部品強度を焼入れ処理により確保するためには、素材鋼管のＣ含有量を高くする必要がある。しかし、Ｃ含有量を高くすると冷間加工性が低下する。このため、従来から、高炭素鋼では球状化焼鈍を行い、強度を低下させることが行われていた。しかし、球状化焼鈍では、約700℃で数時間という長時間の熱処理となり、生産性が低下し、製造コストが高騰するという問題がある。
【０００５】
このような問題に対し、例えば特許文献１には、２％以下のＣを含有する鋼をＡc１点以上に加熱したのち、熱間圧延における仕上圧延前に、（Ａr１−50℃）以下（Ａr１−200℃）以上の温度域まで冷却し、その後引き続いて仕上圧延により10％以上の塑性変形を加え、それによって発生する変形熱により、再びＡc３点以下Ａc１−100℃以上の温度域に到着せしめ、その後、Ａe１点以下500℃以上の温度域に７分以上保持して球状化組織を得る棒鋼の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、仕上圧延前に一旦炭化物を生成させ、仕上圧延によって炭化物を変形破壊すると同時に変形熱による昇温により炭化物の分断を図り、その後の冷却、恒温保持で炭化物の球状化を図るとしている。特許文献１に記載された技術によれば、圧延ままで球状化組織が得られるため、その後の球状化焼鈍時間を大幅に短縮でき、用途によっては球状化焼鈍を完全に省略することも可能であるとしている。
【０００６】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：0.25〜0.50％、Si：0.35％以下、Mn：0.60〜1.59％、Ｓ：0.0025％以下、Ｐ：0.010％以下を含む鋼管に、（Ａc１変態点温度−20℃）〜（Ａc１変態点温度）に加熱し、その温度で所定時間保持したのち空冷するか、あるいは（Ａc１変態点温度）〜（Ａc１変態点温度＋30℃）に加熱し、その温度で所定時間保持したのち、0.01〜1.0℃/s  で（Ａr１変態点−20℃）〜（Ａr１変態点）の温度まで冷却し、その後空冷するか、あるいはその温度で所定時間保持したのち空冷する、冷間加工性と焼入れ性に優れた電縫鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、良好な冷間加工性と、焼入れによる十分な強度上昇が得られる良好な焼入れ性を有する電縫鋼管が得られるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特公平０５−７６５２４号公報
【特許文献２】特開２００６−９１４１号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】井上：住友金属、vol.48、No.４（1996）、p.29
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、炭化物の球状化にともなって生じる、高周波焼入れ性の低下や、切削抵抗の増加による切削工具の寿命低下、仕上げ面の劣化などの問題は依然として残されたままとなっている。また、特許文献２に記載された技術では、冷間加工性、焼入れ性は向上するが、切削抵抗の増加による切削工具の寿命低下、仕上げ面の劣化など、被削性低下という問題が、依然として残されたままとなっている。
【００１０】
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、優れた冷間加工性、被削性および焼入れ性を兼備した、高炭素電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、高炭素電縫鋼管の冷間加工性、被削性、焼入れ性に及ぼす各種要因の影響について、鋭意研究を行った。その結果、組織因子のうち、フェライト基地中に分散析出するセメンタイトの粒径、セメンタイト粒子の分散間隔が、高炭素鋼管の冷間加工性、被削性、焼入れ性、とくに被削性に影響する重要なファクターであることに想到した。
【００１２】
というのは、フェライトとセメンタイトの混合組織では、フェライトとセメンタイトで塑性変形能に差があるため、とくに切削加工時には、塑性変形により、フェライトとセメンタイトとの界面にボイドが発生し、セメンタイトの剥離が生じたり、複数のボイドが合体して、クラックとなりやすい。このようなセメンタイトの剥離やボイドの合体等が生じると、切削仕上げ面が劣化し、被削性が低下することになる。そこで、更なる研究を行った結果、切削加工に際し、セメンタイトの剥離やボイドの合体等が生じない、セメンタイトの粒径と分散間隔が存在することを見出した。セメンタイトの粒径と分散間隔を、適正な範囲に調整することにより、切削加工に際し、セメンタイトの剥離やボイドの合体等が生じないで、良好な切削仕上げ面が得られ、被削性が顕著に向上するという知見を得た。
【００１３】
そして、被削性が良好となる、セメンタイトの粒径と分散間隔の範囲が、平均粒径で0.1μｍ以上0.5μm未満、各粒子の分散間隔が隣接する粒子間の表面から表面の間隔で0.5〜10μmであることを見出した。このようなセメンタイトが分散した組織の高炭素鋼管であれば、優れた冷間加工性、優れた被削性、優れた焼入れ性を兼備する鋼管となることを知見した。
【００１４】
さらに、本発明者らは、更なる研究の結果、セメンタイトの分散が上記したような適正な範囲となる組織を有する高炭素電縫鋼管とするためには、高炭素鋼管を、Ａc３変態点以上に加熱したのち、900℃以下の温度域での累積圧下率：30〜70％で、圧延終了温度：900℃〜（Ａc１変態点）とする縮径圧延を施すことが肝要であることを見出した。
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。
【００１５】
（１）質量％で、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％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、基地相がフェライト相で、該基地相中にセメンタイト粒子が分散した組織を有し、前記セメンタイト粒子の平均粒径ｄが0.1μm以上0.5μm未満で、かつ隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌが0.5〜10μmであることを特徴とする冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管。
【００１６】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、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高炭素鋼管。
（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：0.1％以下を含有することを特徴とする高炭素鋼管。
【００１７】
（４）素材鋼管に、加熱・均熱したのち縮径圧延を施し製品鋼管とする高炭素鋼管の製造方法であって、前記素材鋼管を、質量％で、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％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する高炭素鋼管とし、前記縮径圧延を、Ac３変態点以上に加熱・均熱したのち、圧延終了温度：900℃〜（Ac１変態点）、900℃以下の温度域での累積縮径率：30〜70％である縮径圧延として、基地相がフェライト相で、該基地相中にセメンタイト粒子が微細分散した組織を有し、前記セメンタイト粒子の平均粒径ｄが0.1μm以上0.5μm未満で、かつ隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌが0.5〜10μmである鋼管を得ることを特徴とする冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管の製造方法。
【００１８】
（５）（４）において、前記素材鋼管が、前記した組成の高炭素鋼帯を、連続的にロール成形し、略円筒状のオープン管とし、該オープン管の端部同士を電縫溶接してなる造管工程を経た、高炭素電縫鋼管であることを特徴とする高炭素鋼管の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、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高炭素鋼管の製造方法。
【００１９】
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.1％以下を含有することを特徴とする高炭素鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、球状化焼鈍を施すことなく、球状化焼鈍を施したものと同等以上の優れた冷間加工性を有し、かつ被削性、高周波焼入れ性にも優れた、ステアリングラックバーあるいはステアリングシャフト、ドライブシャフト等の自動車部品用として好適な、高炭素鋼管を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。さらに、本発明によれば、自動車車体の軽量化に寄与し、地球環境の保全に貢献できるという効果もある。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
まず、本発明高炭素鋼管の組成限定の理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.25〜0.60％
Ｃは、焼入れ硬さを増加させる作用を有し、所望の部品強度を確保するために重要な元素である。このような効果を得るためには、0.25％以上の含有を必要とする。一方、0.60％を超える含有は、冷間加工性を顕著に低下させるとともに、溶接性を低下させ、電縫溶接を行なう場合には、電縫溶接部の品質低下を招く。このようなことから、Ｃは0.25〜0.60％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.30〜0.50％である。
【００２２】
Si：0.01〜2.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、冷間加工性が低下するのに加えて、電縫溶接を行う場合には、電縫溶接時に酸化物を形成し、アップセット後も残留するため、電縫溶接部の品質低下を招く。このため、Siは0.01〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.5％である。
【００２３】
Mn：0.2〜3.0％
Mnは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶して強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、冷間加工性が低下するとともに、電縫溶接を行う場合には、電縫溶接部にMn酸化物が残存しやすくなり、電縫溶接部の品質低下を招く。このようなことから、Mnは0.2〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜2.0％である。
【００２４】
Al：0.001〜0.1％
Alは、脱酸剤として有効に作用する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超えて含有すると、アルミナ系介在物が増加し、表面性状を低下させる。このため、Alは0.001〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
【００２５】
Ｐ：0.001〜0.05％
Ｐは、強度増加に寄与する元素であり、このような効果は0.001％以上の含有で顕著となる。一方、Ｐは偏析しやすい元素であり、0.05％を超えて含有すると、粒界偏析や中心偏析が顕著になり、延性が低下するとともに、溶接性の顕著な低下を招く。このため、Ｐは0.001〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.02％である。
【００２６】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、成形加工時に介在物が割れの起点になる恐れが高いため、できるだけ低減することが望ましいが、0.02％以下であれば許容できる。このようなことから、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。また、過度のＳの低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが好ましい。
【００２７】
Ｎ：0.0010〜0.0100％
Ｎは、固溶して強度の増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.0100％を超える含有は、加工性の低下を招く。このため、Ｎは0.0010〜0.0100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0050％以下である。
【００２８】
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、粒界に偏析して少量の含有で鋼の焼入れ性を顕著に向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果を期待できないため、経済的に不利となるうえ、粒界に多量に偏析して粒界破壊を促進する。このため、Ｂは0.0003〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0030％である。
【００２９】
Ca：0.0001〜0.0050％
Caは、非金属介在物（硫化物系介在物）の形状を球状とする、介在物の形態制御に有効に寄与する元素である。非金属介在物の形状を球状とすることは、非金属介在物まわりの応力集中度を低下でき、成形加工時の割れの起点、疲労破壊時の割れの起点の減少に繋がる。このような効果を得るためには、0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える含有は、非金属介在物量の増加を招き、鋼の清浄度の低下に繋がる。このため、Caは0.0001〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0001〜0.0030％である。
【００３０】
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、これら基本の組成に加えてさらに、選択成分として、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：0.1％以下を、選択して含有できる。
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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Cr、Mo、Ｗ、Ｖ、Nbはいずれも、鋼の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
【００３１】
Cuは、焼入れ性の向上を介して、強度増加に寄与し、耐疲労特性の向上に有効な元素であり、このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、冷間加工性が著しく低下する。このため、含有する場合には、Cuは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。
Crは、焼入れ性の向上を介して、強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、Crは酸化物を形成しやすく、2.0％を超える含有は、電縫溶接を行なう場合に、電縫溶接部にCr酸化物が残存しやすく、電縫溶接部の品質が低下しやすい。このため、含有する場合には、Crは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。
【００３２】
Moは、焼入れ性の向上、さらには炭化物による析出強化を介して、強度増加に寄与し、耐疲労特性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、冷間加工性が著しく低下するうえ、多量の含有は材料コストの高騰に繋がる。このため、含有する場合には、Moは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.5％である。
【００３３】
Ｗは、炭化物による析出強化を介して強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、2.0％を超える含有は、必要以上に多量の炭化物が析出し、冷間加工性の低下を招くうえ、多量の含有は材料コストの高騰に繋がる。このため、含有する場合には、Ｗは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.5％である。
【００３４】
Ｖは、炭化物による析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、焼戻軟化抵抗を増加させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となるうえ、多量の含有は冷間加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは1.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.5％である。
【００３５】
Nbは、焼入れ性の向上、さらには炭化物による析出強化を介して、強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0010％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となるうえ、多量の含有は冷間加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010〜0.05％である。
【００３６】
Ti：0.1％以下
Tiは、炭化物、窒化物を形成し、熱処理時の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する元素であり、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、0.001％以上含有することが望ましいが、0.1％を超える含有は、冷間加工性が低下する。このため、含有する場合には、Tiは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010〜0.05％である。
【００３７】
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。なお、不可避的不純物としては、Ｏ：0.01％以下が許容できる。
つぎに、本発明高炭素鋼管の組織限定の理由について説明する。
本発明高炭素鋼管は、基地相がフェライト相で、該基地相中に、所定範囲の平均粒径を有するセメンタイト粒子が所定範囲の間隔で分散した組織を有する。セメンタイトが球状化することにより、冷間加工性が向上する傾向を示す。
【００３８】
さらに、上記したセメンタイト粒子が分散した組織は、セメンタイト粒子の平均粒径ｄが0.1μm以上0.5μm未満で、かつ隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌが0.5〜10μmである組織とする。
セメンタイト粒子の平均粒径ｄ：0.1μm以上0.5μm未満
セメンタイト粒子の平均粒径ｄが、0.1μm未満と微細になりすぎると、冷間加工性を十分に向上させることができなくなる。一方、平均粒径ｄが、0.5μm以上と大きくなると、焼入れ加熱（高周波加熱）時にセメンタイトの固溶が不十分となり、焼入れ性が低下するため、所望の焼入れ硬さ（製品硬さ）を確保できなくなる。また、セメンタイトの大きさが大きすぎると、切削加工時の抵抗（切削抵抗）が増加し、切削工具の寿命低下を招く。このようなことから、セメンタイト粒子の平均粒径ｄを0.1μm以上0.5μm未満の範囲に限定した。なお、好ましくは0.3μm以上0.5μm未満である。
【００３９】
隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌ：0.5〜10μm
隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌは、切削加工後の仕上表面の性状に影響する。平均距離Ｌが0.5μm未満では、切削加工時にフェライトとセメンタイトとの界面で生じたボイド同士が連結し、クラックとなる可能性が高く、切削仕上げ面の表面性状が低下する。一方、10μmを超えると、セメンタイトの大きさが必然的に大きくなり、焼入れ性が低下するとともに、切削抵抗が増加し被削性が低下する。このようなことから、本発明では、隣接するセメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離Ｌを0.5〜10μmの範囲に限定した。なお、好ましくは５μm以下である。
【００４０】
セメンタイトの平均粒径ｄと、隣接する粒子の表面−表面間の平均距離Lとを、上記した範囲内に調整することにより、冷間加工性、焼入れ性および被削性を兼備した高炭素鋼管とすることができる。
つぎに、本発明高炭素鋼管の好ましい製造方法について説明する。
まず、素材鋼管として、上記した組成を有する高炭素鋼管を用いる。なお、素材鋼管は、上記した組成を有する鋼管であれば、継目無鋼管、電縫鋼管、鍛接鋼管でもよく、とくに素材鋼管の製造方法を限定する必要はない。
【００４１】
例えば、電縫鋼管は、通常、鋼帯を、連続的にロール成形し、略円筒状のオープン管とし、該オープン管の端部同士を電縫溶接してなる造管工程を施されて製造される。使用する鋼帯は、上記した組成を有する熱延鋼帯とすることが製造コストの低減という観点から好ましいが、冷延鋼帯でもなんら問題はない。
素材鋼管である高炭素鋼管を、Ac３変態点以上、望ましくは1100℃以下の加熱温度に加熱し、均熱する。加熱温度がAc３変態点未満では、電縫溶接部への炭素の拡散が十分でなく、焼入れ時に局部的に硬度が低くなる可能性がある。一方、加熱温度が1100℃を超える高温となると、鋼管の表面性状が低下する。なお、加熱温度での保持時間（均熱時間）は0.1〜10min程度とすることが表面性状、および均質化の観点から好ましい。
【００４２】
加熱後、素材鋼管には、縮径圧延が施される。
縮径圧延は、圧延終了温度：900℃〜（Ac１変態点）とし、900℃以下の温度域での累積縮径率：30〜70％とする圧延とする。なお、圧延開始から圧延終了までの累積縮径率は、素材鋼管の寸法、製品鋼管の寸法によるが、パーライトを分断し微細なセメンタイトを形成するという観点から30〜75％の範囲とすることが好ましい。
【００４３】
鋼管表面温度で、圧延終了温度が、900℃を超えた高温では、圧延中に炭化物が存在しなくなり、セメンタイトの球状化が達成されない。また、製品鋼管の表面性状が低下する。一方、Ac１変態点未満では、得られるセメンタイトが過度に微細になり、分散間隔も狭くなるため、切削仕上げ面が低下する。このため、圧延終了温度は900℃〜（Ac１変態点）の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは850〜750℃である。
【００４４】
また、900℃以下の温度域での累積縮径率が30％未満では、縮径圧延中にラメラー状パーライトの分断が十分に行われず、所望の球状化が達成できない。一方、900℃以下の温度域での累積縮径率が70％を超えると、セメンタイトの大きさが小さくなりすぎたり、加工硬化が大きくなりすぎたりして、冷間加工性が低下する。また、部品製造時の生産性が低下する。
【００４５】
上記した製造方法を素材鋼管に適用すれば、セメンタイトの平均粒径、隣接する各セメンタイト粒子の表面−表面間の平均距離が適正範囲である組織を有する高炭素鋼管が容易に得られる。
以下、実施例に基づいて、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００４６】
表1に示す組成を有する熱延鋼帯（板厚：7.0mm）に、連続的にロール成形し、略円筒状のオープン管とし、該オープン管の端部同士を電縫溶接する造管工程を施して、電縫鋼管（外径：89.1mmφ）とし、素材鋼管とした。
これら素材鋼管に、表２に示す条件で、縮径圧延を施し、製品鋼管とした。なお、一部の鋼管では、700℃×10hrの焼鈍処理、または925℃×15minの焼準処理を施し、従来例とした。従来例では、素材鋼管を40mmφに加工したのち上記した処理を施した。
【００４７】
得られた鋼管について、組織観察を行うとともに、冷間加工性、焼入れ性、被削性を調査した。調査方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた製品鋼管から組織観察用試験片を採取し、管長手方向に垂直な断面（Ｃ断面）を研磨し、ナイタール腐食液で腐食したのち、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて観察し、10視野以上でセメンタイト100個以上を含むように、撮像した。得られた写真を画像解析して、各セメンタイト粒の面積を求め、円相当径を算出して各粒の粒径とし、それらを算術平均して、その鋼管のセメンタイト粒の平均粒径ｄとした。また、得られた写真を画像解析して、各隣接するセメンタイト粒とセメンタイト粒との表面−表面間の距離を求め、算術平均して、その鋼管の隣接するセメンタイト粒とセメンタイト粒との表面−表面間の平均距離Ｌを算出した。
【００４８】
（２）冷間加工性
得られた製品鋼管から、JIS 11号Ａ引張試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、引張強さTS、伸びElを求めた。伸びElが40％以上である場合を「冷間加工性に優れる」と評価し、○とした。それ以外は×とした。
（３）焼入れ性
得られた製品鋼管から試験材（長さ：300mm）を採取し、該採取した試験材に、JIS G 0559に準拠して高周波誘導加熱装置を用いて、表面温度が1000℃になるように加熱したのち、管外面に水を噴射して焼入れた。なお、加熱条件は、周波数：10kHz、誘導加熱コイル送り速度：20mm/sとした。焼入れした試験材から試験片を採取し、ビッカース硬度計（荷重：4.9N）で板厚方向の断面硬さ分布を測定し、Ｃ含有量に応じた限界硬さ以上となる領域の深さを求め、有効硬化層深さとした。管の外表面から肉厚の95％以上の範囲において、限界硬さ以上の硬さを確保できるものを「焼入れ性に優れる」と評価し、○とした。それ以外は×とした。
【００４９】
（４）被削性
得られた製品鋼管に、管内面溝切加工（V溝加工）を実施した。加工の条件は下記のとおりとした。
回転数：100rpm
送り速度：0.3mm／rev
V溝切り込み深さ：１mm
チップ：超硬チップ
この加工を100本の製品鋼管に行ったのち、バイト（工具）を交換し、工具の状況を観察した。バイト切損、刃先欠損、切削仕上面の異常がない場合は○、ある場合は×として評価した。
【００５０】
得られた結果を表３に示す。
【００５１】
【表１】
0005679115.tif 000002
【００５２】
【表２】
0005679115.tif 000003
【００５３】
【表３】
0005679115.tif 000004
【００５４】
本発明例はいずれも、焼鈍処理を施した従来例と同等以上の伸びを示し、冷間加工性に優れ、さらに焼準処理を施した従来例と同等以上の焼入性を示し、高周波焼入れ性に優れ、さらに、焼準処理を施した従来例と同等以上の工具摩耗、切削仕上げ面の表面性状を示す、被削性に優れた高炭素鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、冷間加工性が低下しているか、焼入れ性が低下しているか、被削性が低下しているか、あるいは冷間加工性、高周波焼入れ性、被削性のいずれもが低下している。