CN104395487A - 空心稳定杆和空心稳定杆用钢管及其制造方法 - Google Patents

空心稳定杆和空心稳定杆用钢管及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种强度高于以往且疲劳特性优异的空心稳定杆以及作为其原材料使用的空心稳定杆用钢管，其具有如下的成分组成：按质量％计含有C：0.26～0.30％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.5～1.0％、Cr：0.05～1.0％、Ti：0.005～0.05％、B：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％，将Al限制在0.08％以下、P限制在0.05％以下、S限制在低于0.0030％、N限制在0.006％以下、O限制在0.004％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；Mn含量与S含量的乘积的值为0.0025以下；使得由规定的式子表示的临界冷却速度Vc90为40℃/s以下，金相组织由回火马氏体构成，存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度为150μm以下，HRC为40～50，壁厚/外径比为0.14以上，内表面部的脱碳层深度是自内表面起20μm以下。

Description

空心稳定杆和空心稳定杆用钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车等车辆中使用的空心稳定杆、以及作为其原材料的空心稳定杆用钢管及其制造方法。
背景技术
汽车等车辆中，采用了在转弯时缓和车身的摆动、在高速行驶时确保车身的稳定性的稳定杆(stabilizer)。以往，稳定杆是将棒钢等实心材料加工成所需的形状来制造的，但近年来，为了实现轻量化，使用了无缝钢管、电焊焊接钢管等空心原材料的空心稳定杆逐渐增加。
在从实心稳定杆设计变更为空心稳定杆的情况下，为了维持相同的侧摆刚度(roll stiffness)，空心稳定杆的外径需要比实心稳定杆大。结果，面对相同载重的预应力，空心稳定杆的预应力更高，需要增大壁厚/外径比(t/D)来抑制预应力的增加。
以往，以设计应力低的小型车为对象，应用t/D为0.10～0.17的薄壁的空心稳定杆，而应用于设计应力大的大型车则需要增大t/D。因此，提出了对电焊管实施热减径轧制并进一步实施拉拔加工的空心稳定杆的制造方法(例如专利文献1)、对电焊管实施热减径轧制而制造的厚壁的空心稳定杆用钢管(例如专利文献2)。
另外，空心稳定杆会由实心稳定杆中不存在的内表面发生疲劳破坏。这是因为，即使通过钢管的高强度化使外表面的疲劳强度提高，内表面的脱碳层仍会成为疲劳破坏的起点。针对这种问题，提出了将t/D设定为0.20以上，抑制了内表面的脱碳层的生成的空心稳定杆用钢管(例如专利文献3)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-233625号公报
专利文献2：国际公开2007-023873号公报
专利文献3：日本特开2007-270349号公报
发明内容
发明要解决的问题
为了提高用于制造空心稳定杆的电焊管原材料的强度而增加C量时，发生淬火裂纹，此外，通过原材料的高强度化，新发现了电焊焊接部附近的疲劳强度的降低显著化。图1的(a)为电焊管的立体图，图1的(b)是在横截面上观看图1的(a)的被圆S1包围的电焊焊接管16时的母材部17的金属流线(metalflow)18的放大图，图1的(c)是在横截面上观看图1的(a)的被圆S2包围的电焊焊接管16的焊接部19的金属流线18的放大图，而图1的(d)所示为在沿着电焊焊接钢管的延伸方向(L方向)的纵截面上观看电焊焊接管16的电焊焊接对接部时的MnS的存在状态的放大图，所有的图均以示意图形式显示，从图1的(b)和图1的(c)的比较可以看出，在电焊焊接部19的附近由于焊接时的对接面的强烈端压(upset)而形成了钢板的中心偏析带沿壁厚方向直竖的金属流线18。因此，钢板的中心偏析带中存在由于轧制而沿长度方向伸长了的MnS20时，在切断焊缝之后的电焊焊接部19的附近的表面存在如图1的(d)所示的伸长了的MnS20，成为疲劳破坏的起点。
本发明是鉴于这种实情而做出的，目的在于提供强度高于以往且疲劳特性优异的空心稳定杆及作为其原材料的空心稳定杆用钢管。
用于解决问题的方案
为了调整材质，空心稳定杆是实施淬火和回火来制造的。本发明人等的研究的结果发现，C量过多的话，在淬火时发生淬火裂纹。然而，使C量降低时，强度不足，因此，在本发明中，通过添加Cr来确保淬透性。此外，为了防止在电焊焊接部的附近因MnS引起的疲劳强度的劣化，需要对Mn、S、Ca、O加以限制。优选地，为了防止始于内表面的疲劳破坏而限制t/D和脱碳层的厚度，更优选地，通过喷丸处理赋予压缩残留应力。
本发明的要旨如下所述。
(1)一种空心稳定杆，其特征在于，具有如下的成分组成：作为化学成分，按质量％计含有C：0.26～0.30％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.5～1.0％、Cr：0.05～1.0％、Ti：0.005～0.05％、B：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％，将Al限制在0.08％以下、P限制在0.05％以下、S限制在低于0.0030％、N限制在0.006％以下、O限制在0.004％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；Mn含量与S含量的乘积的值为0.0025以下；使得(式1)所示的临界冷却速度Vc90为40℃/s以下，金相组织由回火马氏体构成，存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度为150μm以下，C标尺洛氏硬度(HRC)为40～50，壁厚/外径比为0.14以上，内表面部的脱碳层深度是自内表面起20μm以下。
logVc90＝2.94-0.75β…(式1)
其中，β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr。
(2)根据上述(1)所述的空心稳定杆，其特征在于，按质量％计还含有Mo：0.05～0.5％、Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％、Ni：0.1～1.0％中的一种或两种以上，将(式1)中的β设为β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+2.0Mo+0.8Ni。
(3)根据上述(1)或(2)所述的空心稳定杆，其特征在于，外表面的最大压缩残留应力为400MPa以上。
(4)根据上述(3)所述的空心稳定杆，其特征在于，外表面和内表面被实施了喷丸加工。
(5)一种空心稳定杆用钢管，其特征在于，该空心稳定杆用钢管作为上述(1)～(4)任一所述的空心稳定杆的原材料使用，具有如下的成分组成：作为化学成分，按质量％计含有C：0.26～0.30％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.5～1.0％、Cr：0.05～1.0％、Ti：0.005～0.05％、B：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％，将Al限制在0.08％以下、P限制在0.05％以下、S限制在低于0.0030％、N限制在0.006％以下、O限制在0.004％以下，根据需要还含有Mo：0.05～0.5％、Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％、Ni：0.1～1.0％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成；Mn含量与S含量的乘积的值为0.0025以下；使得(式1)所示的临界冷却速度Vc90为40℃/s以下，金相组织由铁素体和珠光体的混合组织构成，存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度为150μm以下，B标尺洛氏硬度(HRB)为95以下，壁厚/外径比为0.14以上，内表面部的脱碳层深度是自内表面起20μm以下。
logVc90＝2.94-0.75β…(式1)
其中，β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+2.0Mo+0.8Ni。
(6)一种空心稳定杆用钢管的制造方法，其特征在于，该方法用于制造上述(5)所述的空心稳定杆用钢管，其中，该钢管是电焊钢管，所述方法包括以下工序：电焊焊接之后，加热至800～1200℃，以截面减少率为40～80％的范围的方式进行热减径轧制。
(7)一种空心稳定杆用钢管的制造方法，其特征在于，该方法用于制造上述(5)所述的空心稳定杆用钢管，其中，该钢管是电焊钢管，所述方法包括以下工序：电焊焊接之后，进行冷拔加工而拉管。
发明的效果
根据本发明，可以提供在维持与以往的汽车用空心稳定杆同等的疲劳特性、延迟破坏特性的同时，疲劳耐久性比以往更优异的高强度的汽车用空心稳定杆。
附图说明
图1的(a)～(c)是用于说明电焊焊接部的表层与中心偏析带的MnS的关系的图，图1的(a)为电焊管，图1的(b)是在横截面上观看图1的(a)的被圆S1包围的电焊焊接管时的母材部的金属流线的放大图，图1的(c)是在横截面上观看图1的(a)的被圆S2包围的电焊焊接管的焊接部的金属流线的放大图，以及图1的(d)是沿着电焊焊接管的延伸方向(L方向)的纵截面观看电焊焊接管的电焊焊接对接部时的放大图。
图2所示为稳定杆的一个例子的图。
图3的(a)、(b)是用于说明由电焊焊接管制作平面弯曲疲劳试验片用平板的方法的图，图3的(a)所示为电焊焊接管中沿长度方向开设切口之后的状态的立体图，图3的(b)所示为将图3的(a)的电焊焊接管展开为平面状时的状态的立体图。
图4的(a)、(b)是用于说明使用图3的(b)的平板制作的平面弯曲疲劳试验片的图，图4的(a)是俯视图，图4的(b)为侧视图。
图5的(a)、(b)所示为疲劳试验后的试验片的断裂面，图5的(a)为观察试验片的断裂面时的SEM照片，图5的(b)为在图5的(a)所示的断裂面的用椭圆圈着的位置进行的EDX分析结果。
图6所示为疲劳试验后的试验片的与断裂面垂直的截面的金属流线的照片，是将断裂面位置的照片拼贴而显示的。
图7所示为淬火时的冷却速度与硬度的关系的一个例子的图。
图8所示为通过冷成型制造稳定杆的工序的一个例子的图。
图9所示为通过热成型制造稳定杆的工序的一个例子的图。
图10所示为空心稳定杆用钢管的回火软化曲线的一个例子的图。
具体实施方式
(稳定杆的构成)
如图2所示，稳定杆10具有沿未图示的车身的宽度方向伸出的扭转部11，以及从扭转部11向两端延续的左右一对臂部12。扭转部11介由衬套14等固定在车身侧。臂部12的末端12a介由稳定杆连杆(stabilizer link，未图示)等连接于左右的悬架机构15。扭转部11和臂部12在通常的情况下经过几处或几十处的弯曲加工以免干涉其他的部件。
在车辆转弯时，悬架机构15受到上下反相的力，而此时，安装有稳定杆10的车辆的情况下，稳定杆10的左右的臂部12反相地弯曲、扭转部11发生扭转，结果起着抑制车身过度倾斜(左右摇晃)的弹簧的作用，车辆的行驶中能够反复直行和转弯。因此，要求稳定杆具有硬度和疲劳特性。
关于本发明的空心稳定杆的硬度，考虑C量的上限为0.30％，作为可达成的硬度，将HRC50设定为上限，将以往材料的实质的上限值HRC40作为下限。
另外，本发明的空心稳定杆的壁厚/外径比t/D为了使得疲劳破坏的起点为外表面而设定为0.14以上。即，因为t/D小于0.14时，外表面与内表面的应力差小，容易从已有的(pre-existent)疲劳起点难以被发觉的内表面发生疲劳。另外，对于t/D的上限没有特别限制，理论上t/D为0.5时变为实心，因此本发明的t/D的上限实质上低于0.5，从实用的观点来看，t/D为0.25以上时，轻量化效果变小，并且难以制造，因此优选将t/D设定为低于0.25。其中，HRC和t/D是指在制造空心稳定杆时没有施加弯曲加工的部位的HRC和t/D。
此外，对于电焊焊接部来说，存在伸长了的MnS成为疲劳破坏的起点的情况。本发明人等如图3的(a)和图3的(b)所示，由电焊焊接管21制作平面弯曲疲劳试验用平板22，如图4的(a)和图4的(b)所示，使用将电焊钢管21的电焊焊接部23配置在沿着垂直于试验片24的长度方向的方向延伸的位置(即疲劳试验片24的长度方向中央部位置)的试验片24进行平面弯曲疲劳试验。试验后，用扫描电子显微镜(SEM)观察试验片24的断裂面，并且使用SEM附带的能量色散型X射线分析装置(EDS)对存在于疲劳破坏的起点的夹杂物的组成进行分析。
结果，如图5的(a)和图5的(b)所示，确认了在断裂的试验片的破坏起点上存在MnS。接着，将观察疲劳试验后的试验片的与断裂面垂直的截面的金属流线的结果示于图6。从图6可以看出，试验片的断裂面位置不是焊接部，而是稍微偏离焊接部位置的位置。另外，确认了夹着电焊焊接部的两侧附近部的表面相当于母材部的壁厚中央部的偏析带。此外，本发明人等的研究的结果，发现为了防止从电焊焊接部发生疲劳破坏，有必要限制存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度。另外，为了抑制MnS的伸长化，有效的是添加Ca、生成CaS。
在本发明中，将存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度设定为150μm以下。这是因为，伸长了的MnS的长度超过150μm时，成为电焊焊接部的疲劳破坏的起点。关于长度超过150μm的MnS的存在的有无，从空心稳定杆中沿长度方向切取10mm长，采取截面组织用试验片，对处于该试验片的截面内的壁厚中央部用光学显微镜确认MnS的长度。通过将扫描电子显微镜观察和能量色散型X射线光谱法组合使用，也可以确认MnS的存在。其中，“MnS的长度”是针对各10个试验片，用光学显微镜或扫描电子显微镜观察处于前述截面内的壁厚中央部，测定所观察到的区域内存在的MnS中尺寸最大的MnS的长度。
此外，为了抑制从空心稳定杆的内表面发生疲劳破坏，将内表面部的脱碳层深度设定为自内表面起20μm以下。脱碳层的强度低于母材，容易成为疲劳破坏的起点，因此理想的是不存在，而将t/D设定为0.14以上时，通过将脱碳层设定为20μm以下，可以防止从内表面发生疲劳破坏。需要说明的是，脱碳层是指，在应该为回火马氏体组织的本发明的空心稳定杆中，存在于内表面的铁素体自内表面起的最大深度。
淬火前的稳定杆用钢管的内表面的铁素体粒径为10～20μm左右，将与连续存在于内表面的铁素体晶粒的粒径相当的大小程度的范围视为层时，如果抑制为1层大小程度，就能使钢管的铁素体脱碳层为20μm以下。为了抑制脱碳层的发生，优选降低淬火时的内表面的温度、缩短保持时间、加快冷却速度。通过适当选择制造空心稳定杆时的淬火条件，可以使脱碳层深度为20μm以下。脱碳层是从高温冷却到室温的途中的二相域所形成的。二相域是指，开始由奥氏体相变为铁素体的Ar3相变温度以下，是奥氏体与铁素体共存的温度域。
关于本发明的空心稳定杆，赋予外表面以压缩残留应力时，疲劳强度升高，外表面的最大压缩残留应力为400MPa以上时，效果变得显著。另外，虽然空心稳定杆的内表面产生的应力低于外表面，但优选根据情况为了提高疲劳耐久性而对于内表面也赋予压缩残留应力。对残留应力的赋予方法没有特别限制，喷丸是最容易的。残留应力可以通过X射线衍射法来求出。
接着说明本发明的空心稳定杆中含有的各成分的限定理由。其中，表示各成分的含量的“％”是指“质量％”。
C是决定空心稳定杆的强度的元素。为了较以往的空心稳定杆提高强度，有必要将C含量设定为0.26％以上。然而，C含量超过0.30％时，发生淬火裂纹，因此将C含量的上限设定为0.30％。
Si是脱氧元素，另外有助于固溶强化。此外，具有提高抗回火软化性的效果，为了获得这些效果，有必要含有0.05％以上，但含有超过0.35％时，韧性降低。因此，将Si含量设定为0.05～0.35％的范围。优选地，将Si含量的下限设定为0.20％，将上限设定为0.30％。
Mn是提高淬透性的元素，Mn含量低于0.5％时，不能充分确保淬透性的提高效果，另外，超过1.0％时，延迟破坏特性劣化，并且MnS容易析出，使电焊焊接部附近的疲劳强度降低，因此将Mn含量设定为0.5～1.0％的范围，优选设定为0.5％以上且低于0.8％。
P是对焊接裂纹耐性和韧性具有不良影响的元素，因此限定在0.05％以下。另外，优选为0.03％以下。
S使韧性劣化，并且由于MnS的析出，使电焊焊接部附近的疲劳强度降低，因此S含量限定在低于0.0030％，优选为0.0026％以下。
另外，在本发明中，为了抑制MnS的析出，并不单抑制S含量，需要用与Mn含量的关系来抑制，具体而言，将Mn含量与S含量的乘积的值限定在0.0025以下。即，即使Mn和S含量满足上述的适当范围，而Mn含量与S含量的乘积的值超过0.0025时，也不能充分获得电焊焊接部附近的疲劳强度。
Cr是提高淬透性的元素。Cr含量低于0.05％时，不能充分预期它的作用、效果，另外，Cr含量超过1.0％时，在电焊焊接时容易发生缺陷。因此，Cr含量设定为0.05～1.0％的范围。
Al是可用作钢水的脱氧材料的元素，优选添加0.01％以上。另外，由于Al也是固定N的元素，因此Al量对晶体粒径、机械性质有很大影响。Al含量超过0.08％时，非金属夹杂物增多，制品容易发生表面瑕疵，因此Al含量设定为0.08％以下。另外，Al含量优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。
Ti的作用如下：将钢中N以TiN形式固定而抑制BN的析出，由此基于添加B而稳定且有效地提高淬透性。因此，为了符合TiN的化学计量，最低限度需要添加N含量的3.42倍以上，也可由N含量的范围自动决定Ti含量的范围。然而，由于也有以碳化物形式析出的部分，为了更可靠地固定N，设定为高于理论值的0.005～0.05％的范围。另外，优选为0.01～0.02％。
B是通过微量添加而使钢材的淬透性大幅提高的元素。然而，B含量低于0.0005％时，不能预期有提高淬透性的效果，另一方面，超过0.005％时，趋向于生成粗大的含B相，且容易发生脆化。因此B含量设定为0.0005％～0.005％。另外，B含量优选为0.001～0.002％。
N是具有使氮化物或碳氮化物析出，提高强度的效果的元素。然而，由于为了防止在添加B的钢中BN析出导致的淬透性降低、如上所述的BN的析出而添加的Ti，TiN析出导致的热加工性、疲劳强度的降低以及韧性的降低成为问题。另一方面，TiN还具有抑制高温时γ粒径的粗大化、提高韧性的效果。因此，为了使热加工性、疲劳强度和韧性的平衡达到最佳，N含量设定为0.006％以下。另外，N含量优选为0.001～0.005％，更优选为0.002～0.004％。
Ca是通过将S以CaS形式固定而提高韧性，并且具有防止MnS导致的电焊焊接部附近的疲劳强度降低的效果的元素。Ca含量低于0.0005％时，不能充分预期有这些效果，另一方面，超过0.005％时，钢中氧化物增加而使韧性劣化，因此Ca含量设定为0.0005～0.005％的范围。
O是形成CaO而损害Ca的添加效果的元素，因此O含量限制在0.004％以下。
本发明的空心稳定杆将上述成分组成设定为必需的成分组成，但根据需要还可以含有Mo、Nb、V和Ni。
Mo是具有提高淬透性的效果的元素。Mo含量低于0.05％时，不能充分预期有这些效果，另一方面，Mo含量超过0.5％时，合金成本上升，因此Mo含量设定为0.05～0.5％的范围。
Nb具有由Nb碳氮化物获得的析出强化的效果，而且具有将钢材的晶体粒径微细化、提高韧性的效果。Nb含量低于0.01％时，强度和韧性的提高效果不充分，另一方面，Nb含量即使含有超过0.1％，也预期没有更高的提高效果，只会导致成本上升，因此Nb含量设定为0.01～0.1％的范围。
V是具有由V碳氮化物获得的析出强化的效果的元素。V含量低于0.01％时，不能充分预期有这些效果，另一方面即使含有超过0.1％，也预期没有更高的提高效果，只会导致合金成本上升，因此V含量设定为0.01～0.1％的范围。
Ni是具有提高淬透性和韧性的效果的元素。Ni含量低于0.1％时，预期没有该效果，另一方面，Ni含量超过1％时，合金成本上升，因此Ni含量设定为0.1～1.0％的范围。
另外，在本发明中，为了通过淬火使空心稳定杆的组织为马氏体，需要充分确保原材料的淬透性。作为淬透性的指标，例如使用迄今从“铁与钢，74(1988)P.1073”中得知的、临界冷却速度Vc90(℃/s)即可。这是下述(式1)所示的指标，是指马氏体的体积分数达到90％以上的冷却速度。因此，Vc90越低，淬透性越高，冷却速度变慢也可获得马氏体组织。
logVc90＝2.94-0.75β…(式1)
其中，β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+2.0Mo+0.8Ni。
本发明人等制造了各种成分的电焊钢管，调查了Vc90与淬火后的硬度的关系。结果获得了如下的认识：如果Vc90为40℃/s以下，则通过水淬火能够可靠地获得直至内表面的马氏体组织，因此在本发明中将Vc90的上限设定为40℃/s。本发明人等使用含有0.30％的C、0.30％的Si、0.35％的Cr的表1所示的钢编号1的、Vc90为27.1℃/s的电焊钢管，调查了冷却速度与壁厚中心部的C标尺洛氏硬度的关系。C标尺洛氏硬度(HRC)根据JIS Z 2245来测定。如图7所示，冷却速度达到20℃/s以上时，获得了与90％为马氏体的组织相当的硬度。由于水淬火的冷却速度为20℃/s以上，通过水淬火可以获得90％以上为马氏体的组织。
本发明的空心稳定杆的金相组织限定为回火马氏体。其理由是，组织和硬度的波动小，另外容易调整硬度。为了通过淬火可靠地得到直至内表面的马氏体组织，使Vc90为40℃/s以下，充分确保原材料的淬透性。空心稳定杆的金相组织为回火马氏体可以通过光学显微镜来观察。
优选作为本发明的空心稳定杆的原材料使用的空心稳定杆用钢管的金相组织由铁素体和珠光体的混合组织构成。空心稳定杆用钢管的金相组织由铁素体和珠光体的混合组织构成可以通过光学显微镜来观察。空心稳定杆大多是将钢管冷弯来制造的，为了确保充分的加工性，理想的是B标度洛氏硬度(HRB)为95以下。通过由铁素体和珠光体的混合组织构成金相组织，可以确保加工性。空心稳定杆用钢管的B标度洛氏硬度(HRB)可以根据JIS Z2245来测定。
本发明的空心稳定杆用钢管的内表面的铁素体脱碳层深度设定为20μm以下。由此，可以将淬火后的空心稳定杆的内表面的脱碳层深度抑制在20μm以内。其中，铁素体脱碳层深度是指，通过光学显微镜观察钢管的长度方向截面(L截面)的金相组织时，自内表面起进行测定，L方向上仅排布铁素体晶粒而不存在渗碳体的区域的最大深度。
空心稳定杆用钢管的内表面的脱碳层是例如在对电焊焊接钢管进行热减径轧制之后冷却到室温的途中的二相域所形成的。在由金相组织为奥氏体单相的高温开始冷却并通过二相温度域的过程中，空心稳定杆用钢管的内表面上容易形成脱碳层。在脱碳层中，作为奥氏体稳定化元素的C量减少，金相组织为铁素体。为了抑制空心稳定杆用钢管的内表面的脱碳层的形成，优选缩短二相温度域的通过时间。
例如，如果对将电焊焊接钢管减径轧制得到的钢管的外表面供给水，使通过二相温度域时的冷却速度为5℃/s以上，则可以将空心稳定杆用钢管的内表面上产生的脱碳层的深度抑制在20μm以下。需要说明的是，可以仅从空心稳定杆用钢管的外表面供给水来进行冷却，也可以对内表面供给水来进行冷却。通过使空心稳定杆用钢管的内表面的冷却速度上升，可以使脱碳层的深度更浅。
对于本发明的空心稳定杆用钢管的制造方法进行说明。首先，将以具有所需化学组成的方式熔炼得到的钢水铸造而制成铸坯、或者先制成钢锭之后进行热轧而制成钢坯，对该铸坯或钢坯进行热轧而制成热轧钢板。采用通常的电焊焊接钢管的制造方法、例如热或冷的电阻焊接或者高频感应加热焊接而将该热轧钢板制成电焊焊接钢管。进一步对其实施热减径轧制，可以制造厚壁的钢管。
减径轧制可以使用张力减径机(stretch reducer)等来进行。张力减径机是多台在轧制轴的附近具有3个辊或4个辊的轧机沿轧制轴串联设置的轧制装置，通过调整该轧制装置的各轧机的辊转速和压下力，可以控制钢管的管轴方向(轧制方向)的张力和圆周方向的压缩力，由此进行使壁厚/外径比增加的减径轧制。
即，在减径轧制中，钢管的外径的压下力使外径缩小而壁厚增加，另一方面，作用于钢管的管轴方向的张力使壁厚减少，因此由两者的平衡来决定最终的壁厚。如此减径轧制得到的钢管的壁厚主要由上述轧机之间的张力来决定，因此有必要由轧制理论等求出用于获得目标壁厚的轧机间的张力，并设定各轧机的辊转速以使该张力起作用。
减径轧制优选将电焊钢管加热至800～1200℃、以截面的减少率40～80％来实施。空心稳定杆用钢管理想的是经过热减径轧制的电焊管，但不限于此，也可以是电焊焊接的电焊管、电焊焊接之后经过冷拉管的拉拔管。
(稳定杆的制造例1)冷成型
接着，使用图8，说明稳定杆的制造例1。将切断为规定长度的钢管(电焊管、无缝管、热减径管、或者它们的拉拔管)弯曲成型为图2所示的所需形状(工序：弯曲成型)，使用炉加热或通电加热或高频加热装置，加热至奥氏体温度域(工序：加热)，在水中(或者其他的淬火介质)进行淬火(工序：淬火)。进一步，将热变形的稳定杆矫正为所需的稳定杆形状(工序：形状矫正)，实施回火处理(工序：回火)，仅对该经过回火的管的外表面、或者对外表面和内表面这两者进行喷丸(工序：喷丸)，使用所需的涂料进行涂装(工序：涂装)。其中，如果进行约束淬火，则可以省略形状矫正(工序：形状矫正)。
(稳定杆的制造例2)热成型
接着，使用图9，说明稳定杆的制造例2。使用炉加热或通电加热或高频加热装置将切断为规定长度的钢管(电焊管、无缝管、热减径管、或者它们的拉拔管)加热至奥氏体温度域(工序：加热)，弯曲成型为图2所示的所需形状(工序：弯曲成型)，在水中(或者其他的淬火介质)进行淬火(工序：淬火)。进一步，将热变形的稳定杆矫正为所需的稳定杆形状(工序：形状矫正)，实施回火处理(工序：回火)，仅对该经过回火的管的外表面、或者对外表面和内表面这两者进行喷丸(工序：喷丸)，使用所需的涂料进行涂装(工序：涂装)。其中，如果进行约束淬火，则可以省略形状矫正(工序：形状矫正)。
在上述热成型中，弯曲成型之后实施淬火，使空心稳定杆的金相组织为马氏体。因此，有必要在Ac3点以上结束弯曲成型。在冷成型后的淬火中，加热温度优选为900℃以上，更优选加热至950℃以上。回火温度根据空心稳定杆用钢管的回火软化曲线来决定。图10中示出了含有0.30％的C、0.30％的Si、0.35％的Cr的表1所示的钢编号1的Vc90为27.1℃的电焊钢管的回火软化曲线。根据图9所示的回火软化曲线可以决定C标尺洛氏硬度(HRC)为40～50的回火温度。
实施例1
以下通过实施例来更具体地说明本发明。
将具有表1所示的组成的各钢种熔炼，进行铸造而制成铸坯，将所得铸坯加热至1200℃，在热精加工温度890℃、卷取温度630℃下进行热轧，制成板厚5mm的钢板。将这些钢板切断成规定的宽度，滚轧成型为管状之后，通过高频电焊焊接而制造外径90mm的电焊钢管。进一步，通过高频感应加热将所得电焊钢管加热至980℃，实施减径轧制，制造外径30mm、壁厚4.5mm(t/D：0.15)的钢管(空心稳定杆用钢管)或者外径22mm、壁厚4.5mm(t/D：0.20)的钢管(空心稳定杆用钢管)。减径轧制之后立刻从外表面侧以1～5℃/s的冷却速度进行水冷。
[表1]
用光学显微镜观察所得空心稳定杆用钢管的金相组织，确认了所有的空心稳定杆用钢管的金相组织为铁素体和珠光体的混合组织，内表面的脱碳层深度为15μm以下。另外，根据JIS Z 2245测定洛氏硬度，结果所有的空心稳定杆用钢管的洛氏硬度按B标度(HRB)计为95以下。此外，组合使用光学显微镜、SEM和EDS，确认长度超过150μm的MnS的存在的有无，结果如表2所示，比较例编号H～K存在长度超过150μm的MnS。
对于这些空心稳定杆用钢管，在电焊焊接部的位置或如图3的(a)所示在距电焊焊接部180°的位置开设切口，冷展开，从而制成如图3的(b)所示的板状片。进一步，在950℃下加热10分钟，进行水淬火，之后在各种温度下回火，按照JIS Z 2245测定C标尺洛氏硬度(HRC)，制作回火软化曲线。
接着，由对于空心稳定杆用钢管如图3的(a)和(b)所示地在距电焊焊接部180°的位置开设切口并展开而得到的板状片，制作如图4的(a)和(b)所示的长度方向中央部为电焊焊接部的平面弯曲疲劳试验片。同样地，由在电焊焊接部的位置开设切口并展开而得到的板状片，制作长度方向中央部为母材部的平面弯曲疲劳试验片。试验片的长度方向中央部为厚度ta：3mm，宽度Wa：15mm。对于各试验片，根据回火软化曲线进行回火，使得C标尺洛氏硬度(HRC)为40，进行以500万次为疲劳限度的平面弯曲疲劳试验。该试验结果示于表2中。其中，回火的保持时间为30分钟。
根据表2所示的结果，属于本发明例的钢管编号A～K的母材部与电焊焊接部的疲劳限度之差均小至15MPa以下，电焊焊接部的疲劳特性是良好的。另一方面，属于比较例的钢管编号L～O的母材部与电焊焊接部的疲劳限度之差均高达140MPa以上，电焊焊接部的疲劳特性明显差于母材部。另外，用SEM观察平面弯曲疲劳试验后的断裂面，并且使用SEM附带的EDS对存在于疲劳破坏的起点的夹杂物的组成进行分析，结果在试验片的长度方向中央部为电焊焊接部的比较例的L～O的情况下，确认在破坏起点存在MnS。
[表2]
实施例2
接着，使用实施例1中制造的钢管A～R，将各钢管切断为长度：1000mm之后，在距两管端200mm的位置冷弯90°而成型为U字形。此时，以电焊焊接部沿着在所成型的U字形管的显示U字的方向眺望时看到的部分、即U字形管的侧面部列置的方式进行成型，获得各种试验材料a～v。此后，对于属于本发明例的试验材料a～n(试验材料c除外)，950℃下加热10分钟，进行水淬火，然后在200℃下回火30分钟，将硬度调整为HRC49。另外，对于试验材料c，950℃下加热10分钟，进行水淬火，然后在350℃下回火30分钟，将硬度调整为HRC43。进一步，对于所有的试验材料a～v，热处理之后对外表面实施使压缩残留应力为450MPa的喷丸加工。进一步，对于试验材料b和f，对内表面也实施使压缩残留应力为450MPa的喷丸加工。
需要说明的是，试验材料r和s是以具有以往使用的空心稳定杆的典型组成的比较钢(表1的钢12)作为原材料而制作的，钢中的C含量少，达不到HRC49，因此试验材料r调整为能够获得的硬度的上限HRC47，而试验材料s调整为实际使用的硬度的上限HRC40。
另外，为了比较，还一并准备了虽然使用表1所示的适合钢(钢1)作为原材料，但内表面部的脱碳层深度为25μm的试验材料o、壁厚/外径比为0.13的试验材料p、以及淬火时的冷却速度为15℃/s慢于水淬火的情况而制成HRC35的贝氏体组织的试验材料q。
以弯曲部外表面的最大主应力为500MPa的条件实施100万次将这些试验材料a～v的长度方向中央部固定、使端部彼此反向地振摆的疲劳耐久试验。试验次数为各20片。另外，试验材料的金相组织的观察和内表面部的脱碳层的测定用光学显微镜进行，洛氏硬度根据JIS Z 2245来测定。此外，对于长度超过150μm的MnS的存在的有无，组合使用SEM和EDS来确认。
如表3所示，属于本发明例的试验材料a～n全部具有超过疲劳耐久的基准50万次的疲劳耐久性。另外，未对内表面实施喷丸加工的试验材料c～e、g和h存在破损的起点为内表面侧的情况，但在所有情况下均超过50万次。
另一方面，内表面部的脱碳层深度超过20μm的试验材料o和t/D小至0.13的试验材料p由于内表面破损的片数多，还存在达不到耐久基准的50万次的情况。另外，金相组织为贝氏体、硬度小至HRC35的试验材料q的疲劳耐久次数明显小。
此外，使用比较钢制造的属于比较例的试验材料r～v均有长度超过150μm的MnS存在于钢中，因此存在20片中有2片以上早期自外表面的电焊焊接部附近断裂的情况。
[表3]
产业上的可利用性
根据本发明，可以提供在维持与以往的汽车用空心稳定杆同等的疲劳特性、延迟破坏特性的同时，疲劳耐久性比以往更优异的高强度的汽车用空心稳定杆，这还大大有助于汽车的轻量化。
附图标记说明
10  稳定杆
11  扭转部
12  臂部
12a (臂部的)末端
14  衬套
15  悬架机构
16  电焊焊接管
17  母材部
18  金属流线
19  焊接部
20  MnS
21  电焊焊接管
22  平面弯曲疲劳试验片用平板
23  电焊焊接部
24  疲劳试验片

Claims (7)

1.一种空心稳定杆，其特征在于，具有如下的成分组成：作为化学成分，按质量％计含有C：0.26～0.30％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.5～1.0％、Cr：0.05～1.0％、Ti：0.005～0.05％、B：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％，将Al限制在0.08％以下、P限制在0.05％以下、S限制在低于0.0030％、N限制在0.006％以下、O限制在0.004％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；Mn含量与S含量的乘积的值为0.0025以下；使得(式1)所示的临界冷却速度Vc90为40℃/s以下，
金相组织由回火马氏体构成，存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度为150μm以下，C标尺洛氏硬度(HRC)为40～50，壁厚/外径比为0.14以上，内表面部的脱碳层深度是自内表面起20μm以下，
logVc90＝2.94-0.75β…(式1)
其中，β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr。
2.根据权利要求1所述的空心稳定杆，其特征在于，按质量％计还含有Mo：0.05～0.5％、Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％、Ni：0.1～1.0％中的一种或两种以上，将(式1)中的β设为β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+2.0Mo+0.8Ni。
3.根据权利要求1或2所述的空心稳定杆，其特征在于，外表面的最大压缩残留应力为400MPa以上。
4.根据权利要求4所述的空心稳定杆，其特征在于，外表面和内表面被实施了喷丸加工。
5.一种空心稳定杆用钢管，其特征在于，该空心稳定杆用钢管作为权利要求1～5的任一项所述的空心稳定杆的原材料使用，具有如下的成分组成：作为化学成分，按质量％计含有C：0.26～0.30％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.5～1.0％、Cr：0.05～1.0％、Ti：0.005～0.05％、B：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％，将Al限制在0.08％以下、P限制在0.05％以下、S限制在低于0.0030％、N限制在0.006％以下、O限制在0.004％以下，根据需要还含有Mo：0.05～0.5％、Nb：0.01～0.1％、V：0.01～0.1％、Ni：0.1～1.0％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成；Mn含量与S含量的乘积的值为0.0025以下；使得(式1)所示的临界冷却速度Vc90为40℃/s以下，
金相组织由铁素体和珠光体的混合组织构成，存在于壁厚中央部的伸长了的MnS的长度为150μm以下，B标尺洛氏硬度(HRB)为95以下，壁厚/外径比为0.14以上，内表面部的脱碳层深度是自内表面起20μm以下，
logVc90＝2.94-0.75β…(式1)
其中，β＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+2.0Mo+0.8Ni。
6.一种空心稳定杆用钢管的制造方法，其特征在于，该方法用于制造权利要求5所述的空心稳定杆用钢管，其中，该钢管是电焊钢管，所述方法包括以下工序：电焊焊接之后，加热至800～1200℃，以截面减少率为40～80％的范围的方式进行热减径轧制。
7.一种空心稳定杆用钢管的制造方法，其特征在于，该方法用于制造权利要求5所述的空心稳定杆用钢管，其中，该钢管是电焊钢管，所述方法包括以下工序：电焊焊接之后，进行冷拔加工而拉管。
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