JP4102195B2 - 中空スタビライザー用電縫溶接鋼管 - Google Patents
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Description
技術分野
本発明は、自動車の走行安定性を確保する中空スタビライザーに適し、溶接衝合部および熱影響部を含む溶接部とそれ以外の母材部との金属組織および硬度が均一であり、かつ加工性に優れた電縫溶接鋼管に関するものである。
背景技術
自動車の燃費向上対策の一つとして車体の軽量化が進められており、コーナリング時に車体のローリングを緩和し、高速走行時に車体の走行安定性を確保するスタビライザーもその中に含まれる。従来のスタビライザーは、棒鋼を製品形状に加工した中実材であるが、軽量化を図るため継目無鋼管や電縫溶接鋼管等の中空材である鋼管を使用されることが多くなってきている。
また、スタビライザーの製造においては、複雑形状への加工、あるいは端部圧着等の加工が実施されるため、加工性および溶接部健全性の向上が要求される。更に、高い疲労強度を得るために実施される熱処理において、焼入れ性確保が要求される。
中空スタビライザー用電縫溶接鋼管の化学成分は、特公平１−５８２６４号公報および特公昭６１−４５６８８号公報に記載されている。しかしながら、焼入れ性向上に重要な元素であるＭｏの規制がなく、熱処理において焼入れ性を確保するには不十分である。また、ＮおよびＯについては各々の量的制限がないため、靱性および酸化物の制御が不十分である。また、何れの特許においても金属組織、ｎ値、硬度について記載がなく、これらの制限無しに加工性を向上させることは困難である。
加工性、溶接部健全性、焼入れ性等の特性が要求される中空スタビライザー素管として、構造用合金鋼鋼管あるいは機械構造用炭素鋼鋼管等の適用がある。しかし、構造用合金鋼鋼管は素管の曲げ加工性に問題があり、また機械構造用鋼鋼管は焼入れに問題を有している。
発明の開示
本発明は、このような中空スタビライザー製造上の諸問題を解消すべく、スタビライザーとして適した特性を有する新しい電縫溶接鋼管を提供することを目的とする。
本発明は上記課題を解決するため、以下の構造を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．２０〜０．３５％、 Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜１．００％、 Ｍｏ：０．００５〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、式Ｎ／１４＜Ｔｉ／４７．９を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなることを特徴とする中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（２）更に、下式の理想臨界直径Ｄｉが１．０（ｉｎ）以上であることを特徴とする前記（１）に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
Ｄｉ＝（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×
（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×
（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ２｝
（３）更に、質量％で、
Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１５％以下
であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（４）更に、鋼管の管軸方向のｎ値が０．１２以上であることを特徴とする前記（１）乃至（３）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（５）電縫溶接部および母材の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴とする前記（１）乃至（４）の何れが１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（６）更に、平均フェライト結晶粒径が３〜４０μｍであることを特徴とする前記（１）乃至（５）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（７）アスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒が、フェライト相全体に占める面積率で９０％以上であることを特徴とする前記（１）乃至（６）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（８）更に、平均サイズ２０μｍ以下の第２相を有することを特徴とする前記（１）乃至（７）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
発明を実施するための最良の形態
本発明では、特定の化学組成を有する熱延素材を用いるが、その熱延素材を製造する手段は特に限定されない。また、電縫溶接鋼管の製造方法として、高周波電流を利用した電気抵抗溶接法における冷間または熱間で成形される電縫溶接鋼管のいずれも好適に適用可能である。
先ず、鋼管の化学成分について説明する。
Ｃは地鉄中に固溶あるいは炭化物として析出し、鋼の強度を増加させる元素であり、また、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質な第２相として析出し、高強度化と一様伸びの向上に寄与する。強度向上のために０．２０％以上のＣが必要であるが、Ｃ含有量が０．３５％を超えると加工性や溶接性が劣化するため、０．２０〜０．３５％の範囲に規定した。
Ｓｉは固溶強化型の合金元素であり、強度を確保するために０．１０％以上のＳｉが必要であるが、０．５０％を超えると、電縫溶接時に溶接欠陥となるＳｉ−Ｍｎ系の介在物を生成しやすくなり電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。このため０．１０〜０．５０％の範囲に規定した。なお好ましくは０．１０から０．３０％である。
Ｍｎは強度および焼入れ性を向上させる元素であり、０．３０％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また１．００％を超えると溶接性および溶接部の健全性にも悪影響を及ぼすため、０．３０〜１．００％の範囲に規定した。
Ａｌは溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素であり、またＮを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。このような効果を有するためには０．０１％以上の含有量が必要であるが、０．１０％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このため０．０１〜０．１０％の範囲に規定した。
Ｃｒは焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めると共に炭化物を微細化する作用を有する。０．１０％未満ではこれらの効果が十分期待できず、また１．０％を超えると、溶接時にペネトレーターを発生しやすくなるため、０．１０〜１．０％の範囲に規定した。
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素であり、また固溶強化をもたらす元素であると共にＭ２３Ｃ６を安定化させる元素である。０．００５％未満ではこの効果が十分期待できず、１．００％を超えると粗大炭化物を析出しやすく、靱性を劣化させるため、０．００５〜１．０％の範囲に規定した。
ＴｉはＢ添加による焼入れ性を安定かつ効果的に向上させるために作用するが、０．００１％未満では効果が期待できず、０．０２％を超えると靱性が劣化する傾向があるため、０．００１〜０．０２％の範囲に規定した。なお好ましくはＮ／１４＜Ｔｉ／４７．９の式を満足する範囲である。
Ｂは微量添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる元素であり、また粒界強化およびＭ２３（Ｃ，Ｂ）６などとして析出強化の効果もある。添加量が０．０００５％未満では焼入れ性に効果が期待できず、また０．００５０％を超えると粗大なＢ含有相を生成する傾向があり、また脆化が起こりやすくなる。このため０．０００５〜０．００５０％の範囲に規定した。
Ｎは窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高める重要な元素の一つである。０．００１０％以上の添加により効果を発揮するが、０．０１％を超えると窒化物の粗大化および固溶Ｎによる時効硬化により、靱性が劣化する傾向がみられる。このため０．００１０〜０．０１００％の範囲に規定した。
Ｐは溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、０．０３０％以下に規制した。なお好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓは鋼中の非金属介在物に影響し、鋼管の曲げ性、扁平性を劣化させると共に、靱性劣化、異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる。また溶接部の健全性にも影響を及ぼすため、０．０２０％以下に規定した。なお好ましくは０．０１０％である。
Ｏは靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となると共に、疲労破壊の起点となる酸化物を生成し、疲労耐久性を劣化させるため、上限を０．０１５％に規定した。
下式にしたがう理想臨界直径Ｄｉ（ｉｎ）は、中空スタビライザーに加工後の焼入れ硬さに影響し、Ｄｉが１．０（ｉｎ）未満では必要硬さが得られないため、その下限を１．０（ｉｎ）に規定した。
Ｄｉ＝（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×
（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×
（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ２｝
また鋼管の加工において、管軸方向のｎ値が０．１２未満の場合は、加工性の著しい向上が得られないため、ｎ値を０．１２以上に制限した。なお好ましくは０．１５以上である。
疲労破壊の原因である応力集中は、溶接で生じた軟化部や溶接熱影響部の硬化部に生じやすいため、鋼管の円周方向の硬さを均一化することも疲労耐久性の向上には有効な手段の一つである。母材および溶接熱影響部を含む電縫溶接部の最高硬さと最低硬さとの硬度差を３０Ｈｖ以下にすると、応力集中が緩和され疲労耐久性が向上する。
次に、製品鋼管の金属組織について説明する。
本発明におけるフェライト相および第２相は、測定断面をバフ研磨後、ナイタール液にて腐食し、鋼管長手方向に平行な断面を光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡にて組織観察を実施した。なお第２相のサイズが０．５μｍ未満のものについては、平均サイズの計算から除外した。
鋼管長手方向に平行な断面でフェライト相の平均結晶粒径は、３μｍより小さいと一様伸びが低下し、４０μｍを超えると一様伸びの向上が期待できないため、加工性の著しい向上が得られない。このためフェライト相の平均結晶粒径を３μｍ以上４０μｍ以下に規定した。なお好ましくは３μｍ以上２０μｍ以下である。
鋼管長手方向に平行な断面におけるフェライト相の長辺／短辺のアスペクト比が０．５未満あるいは３．０を超えると、鋼管長手方向、円周方向および肉厚方向の伸びが不均一となり、延性向上の効果が少なくなり、加工性の著しい向上が得られなくなる。このため長辺／短辺のアスペクト比を０．５〜３．０に制限した。なお好ましくは、長辺／短辺のアスペクト比は０．５〜２．０である。
また、フェライト相の長辺／短辺のアスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％未満の場合は、延性向上の効果が少なくなり、加工性の著しい向上が得られなくなるため、長辺／短辺のアスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒の面積率を９０％以上に規定した。
鋼管長手方向に平行な断面で第２相の平均サイズは、２０μｍを超えると一様伸びの向上が期待できないため、加工性の著しい向上が得られない。このため、第２相の平均サイズを２０μｍ以下に規定した。なお、好ましくは１０μｍ以下であると共に、平均サイズはフェライト平均結晶粒径以下である。
実施例
表１の組成をもつ各種鋼を溶製し、スラブに鋳造した。このスラブを１１５０℃に加熱し、圧延仕上温度８９０℃、巻取温度６３０℃で板厚６．５ｍｍの鋼板に熱間圧延した。この熱延鋼板をスリットした後、高周波電縫溶接により外径８９．１ｍｍの母鋼管とした。引き続き高周波誘導加熱により母鋼管を９８０℃に加熱した後、縮径圧延を実施し、直径２８ｍｍ、肉厚７．５ｍｍの鋼管とした。
また、表１のＮｏ．Ｎ鋼の母鋼管を用い、縮径圧延条件を変化させた直径２５ｍｍ、肉厚６．０ｍｍの鋼管とし、ｎ値、硬度、および金属組織を調査する鋼管とし、評価結果を表２に示した。
得られた鋼管について引張試験を実施し、ｎ値を測定した。また押拡げ試験、９０度２Ｄ曲げ試験および管端の圧着試験で加工性を調査し、電縫溶接部に割れが発生しないことを加工性良否の判定基準とした。また、母材および熱影響部を含む電縫溶接部について硬さ分布を測定し、硬度差ΔＨｖが３０以下を合格判定とした。
表１に示した本発明範囲の本発明例（Ｎｏ．Ｂ，Ｅ，Ｈ，Ｋ，Ｎ，Ｑ，Ｓ）は、理想臨界直径を満足し、かつ曲げ試験および管端密着扁平試験においても割れが生じていない。それに比較して本発明の範囲を外れた比較例では、下記のように加工性が劣化している。
比較例（Ｎｏ．Ａ，Ｄ，Ｇ，Ｊ，Ｍ，Ｐ）は、焼入れ性に必要な元素が不足し、理想臨界直径を満足していない。比較例Ｎｏ．Ｃは、Ｃ量が既定値を超えているために加工性が低下し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．ＦはＳｉ量および比較例Ｎｏ．ＲはＭｎ量が、それぞれ規定値を超えているために、電縫溶接時にＳｉ−Ｍｎ系の介在物を生成し、溶接衝合部の加工性が低下したために、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。
比較例Ｎｏ．Ｌは、Ｃｒ量が既定値を超えているために電縫溶接時にペネトレーターが多く生成し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｔは、Ｏ量が既定値を超えているために酸化物が多く生成し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｉは、Ｔｉ量が既定値を超えているために靱性が低下し、管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｏは、Ｍｏ量が既定値を超えているために粗大炭化物が多く生成し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。
なお、表１に示した本発明例のｎ値は０．１０〜０．１１、硬度差はＨｖ３２、平均フェライト結晶粒径は４１〜４５μｍ、アスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒がフェライト相全体に占める面積率は８６〜８９％、第２相の平均サイズは２１〜２５μｍである。
表２に示した本発明範囲を外れた比較例では、下記のように加工性が劣化している。
比較例Ｎｏ．１はｎ値が小さいために加工性が低下し、管端圧着試験において割れが発生した。比較例Ｎｏ．２は硬度差がＨｖ５１と大きいために加工性が低下し、管端圧着試験において割れが発生した。比較例Ｎｏ．５は平均フェライト結晶粒径が１μｍと小さいために一様伸びが低下し、管端圧着試験で割れた。比較例Ｎｏ．７は平均フェライト結晶粒径が５０μｍと大きく、第２相との粒界での加工性が低下し、また硬度差が大きいために、曲げ試験および管端圧着試験で割れた。
比較例Ｎｏ．８はアスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒がフェライト相全体に占める面積率が７５％と低く、またｎ値が０．０９と低いために加工性が低下し、管端圧着試験で割れた。比較例Ｎｏ．１０は第２相平均サイズが４５μｍと大きく、また硬度差がＨｖ３７であるために、曲げ試験および管端圧着試験で割れた。
それに比較して本発明例（Ｎｏ．２，４，６，９，１１）は、曲げ試験および管端密着扁平試験においても割れが生じていない。
産業上の利用可能性
本発明の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管は、電縫溶接部および母材部の金属組織が均一であり、電縫溶接部と母材部の硬度差が小さく、加工性にも優れているため、軽量化に寄与すると共に加工工程の省略化に貢献することが可能である。
本発明は、自動車の走行安定性を確保する中空スタビライザーに適し、溶接衝合部および熱影響部を含む溶接部とそれ以外の母材部との金属組織および硬度が均一であり、かつ加工性に優れた電縫溶接鋼管に関するものである。
背景技術
自動車の燃費向上対策の一つとして車体の軽量化が進められており、コーナリング時に車体のローリングを緩和し、高速走行時に車体の走行安定性を確保するスタビライザーもその中に含まれる。従来のスタビライザーは、棒鋼を製品形状に加工した中実材であるが、軽量化を図るため継目無鋼管や電縫溶接鋼管等の中空材である鋼管を使用されることが多くなってきている。
また、スタビライザーの製造においては、複雑形状への加工、あるいは端部圧着等の加工が実施されるため、加工性および溶接部健全性の向上が要求される。更に、高い疲労強度を得るために実施される熱処理において、焼入れ性確保が要求される。
中空スタビライザー用電縫溶接鋼管の化学成分は、特公平１−５８２６４号公報および特公昭６１−４５６８８号公報に記載されている。しかしながら、焼入れ性向上に重要な元素であるＭｏの規制がなく、熱処理において焼入れ性を確保するには不十分である。また、ＮおよびＯについては各々の量的制限がないため、靱性および酸化物の制御が不十分である。また、何れの特許においても金属組織、ｎ値、硬度について記載がなく、これらの制限無しに加工性を向上させることは困難である。
加工性、溶接部健全性、焼入れ性等の特性が要求される中空スタビライザー素管として、構造用合金鋼鋼管あるいは機械構造用炭素鋼鋼管等の適用がある。しかし、構造用合金鋼鋼管は素管の曲げ加工性に問題があり、また機械構造用鋼鋼管は焼入れに問題を有している。
発明の開示
本発明は、このような中空スタビライザー製造上の諸問題を解消すべく、スタビライザーとして適した特性を有する新しい電縫溶接鋼管を提供することを目的とする。
本発明は上記課題を解決するため、以下の構造を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．２０〜０．３５％、 Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜１．００％、 Ｍｏ：０．００５〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、式Ｎ／１４＜Ｔｉ／４７．９を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなることを特徴とする中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（２）更に、下式の理想臨界直径Ｄｉが１．０（ｉｎ）以上であることを特徴とする前記（１）に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
Ｄｉ＝（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×
（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×
（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ２｝
（３）更に、質量％で、
Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１５％以下
であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（４）更に、鋼管の管軸方向のｎ値が０．１２以上であることを特徴とする前記（１）乃至（３）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（５）電縫溶接部および母材の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴とする前記（１）乃至（４）の何れが１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（６）更に、平均フェライト結晶粒径が３〜４０μｍであることを特徴とする前記（１）乃至（５）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（７）アスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒が、フェライト相全体に占める面積率で９０％以上であることを特徴とする前記（１）乃至（６）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
（８）更に、平均サイズ２０μｍ以下の第２相を有することを特徴とする前記（１）乃至（７）の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
発明を実施するための最良の形態
本発明では、特定の化学組成を有する熱延素材を用いるが、その熱延素材を製造する手段は特に限定されない。また、電縫溶接鋼管の製造方法として、高周波電流を利用した電気抵抗溶接法における冷間または熱間で成形される電縫溶接鋼管のいずれも好適に適用可能である。
先ず、鋼管の化学成分について説明する。
Ｃは地鉄中に固溶あるいは炭化物として析出し、鋼の強度を増加させる元素であり、また、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質な第２相として析出し、高強度化と一様伸びの向上に寄与する。強度向上のために０．２０％以上のＣが必要であるが、Ｃ含有量が０．３５％を超えると加工性や溶接性が劣化するため、０．２０〜０．３５％の範囲に規定した。
Ｓｉは固溶強化型の合金元素であり、強度を確保するために０．１０％以上のＳｉが必要であるが、０．５０％を超えると、電縫溶接時に溶接欠陥となるＳｉ−Ｍｎ系の介在物を生成しやすくなり電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。このため０．１０〜０．５０％の範囲に規定した。なお好ましくは０．１０から０．３０％である。
Ｍｎは強度および焼入れ性を向上させる元素であり、０．３０％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また１．００％を超えると溶接性および溶接部の健全性にも悪影響を及ぼすため、０．３０〜１．００％の範囲に規定した。
Ａｌは溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素であり、またＮを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。このような効果を有するためには０．０１％以上の含有量が必要であるが、０．１０％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このため０．０１〜０．１０％の範囲に規定した。
Ｃｒは焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めると共に炭化物を微細化する作用を有する。０．１０％未満ではこれらの効果が十分期待できず、また１．０％を超えると、溶接時にペネトレーターを発生しやすくなるため、０．１０〜１．０％の範囲に規定した。
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素であり、また固溶強化をもたらす元素であると共にＭ２３Ｃ６を安定化させる元素である。０．００５％未満ではこの効果が十分期待できず、１．００％を超えると粗大炭化物を析出しやすく、靱性を劣化させるため、０．００５〜１．０％の範囲に規定した。
ＴｉはＢ添加による焼入れ性を安定かつ効果的に向上させるために作用するが、０．００１％未満では効果が期待できず、０．０２％を超えると靱性が劣化する傾向があるため、０．００１〜０．０２％の範囲に規定した。なお好ましくはＮ／１４＜Ｔｉ／４７．９の式を満足する範囲である。
Ｂは微量添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる元素であり、また粒界強化およびＭ２３（Ｃ，Ｂ）６などとして析出強化の効果もある。添加量が０．０００５％未満では焼入れ性に効果が期待できず、また０．００５０％を超えると粗大なＢ含有相を生成する傾向があり、また脆化が起こりやすくなる。このため０．０００５〜０．００５０％の範囲に規定した。
Ｎは窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高める重要な元素の一つである。０．００１０％以上の添加により効果を発揮するが、０．０１％を超えると窒化物の粗大化および固溶Ｎによる時効硬化により、靱性が劣化する傾向がみられる。このため０．００１０〜０．０１００％の範囲に規定した。
Ｐは溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、０．０３０％以下に規制した。なお好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓは鋼中の非金属介在物に影響し、鋼管の曲げ性、扁平性を劣化させると共に、靱性劣化、異方性および再熱割れ感受性の増大の原因となる。また溶接部の健全性にも影響を及ぼすため、０．０２０％以下に規定した。なお好ましくは０．０１０％である。
Ｏは靱性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となると共に、疲労破壊の起点となる酸化物を生成し、疲労耐久性を劣化させるため、上限を０．０１５％に規定した。
下式にしたがう理想臨界直径Ｄｉ（ｉｎ）は、中空スタビライザーに加工後の焼入れ硬さに影響し、Ｄｉが１．０（ｉｎ）未満では必要硬さが得られないため、その下限を１．０（ｉｎ）に規定した。
Ｄｉ＝（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×
（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×
（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ２｝
また鋼管の加工において、管軸方向のｎ値が０．１２未満の場合は、加工性の著しい向上が得られないため、ｎ値を０．１２以上に制限した。なお好ましくは０．１５以上である。
疲労破壊の原因である応力集中は、溶接で生じた軟化部や溶接熱影響部の硬化部に生じやすいため、鋼管の円周方向の硬さを均一化することも疲労耐久性の向上には有効な手段の一つである。母材および溶接熱影響部を含む電縫溶接部の最高硬さと最低硬さとの硬度差を３０Ｈｖ以下にすると、応力集中が緩和され疲労耐久性が向上する。
次に、製品鋼管の金属組織について説明する。
本発明におけるフェライト相および第２相は、測定断面をバフ研磨後、ナイタール液にて腐食し、鋼管長手方向に平行な断面を光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡にて組織観察を実施した。なお第２相のサイズが０．５μｍ未満のものについては、平均サイズの計算から除外した。
鋼管長手方向に平行な断面でフェライト相の平均結晶粒径は、３μｍより小さいと一様伸びが低下し、４０μｍを超えると一様伸びの向上が期待できないため、加工性の著しい向上が得られない。このためフェライト相の平均結晶粒径を３μｍ以上４０μｍ以下に規定した。なお好ましくは３μｍ以上２０μｍ以下である。
鋼管長手方向に平行な断面におけるフェライト相の長辺／短辺のアスペクト比が０．５未満あるいは３．０を超えると、鋼管長手方向、円周方向および肉厚方向の伸びが不均一となり、延性向上の効果が少なくなり、加工性の著しい向上が得られなくなる。このため長辺／短辺のアスペクト比を０．５〜３．０に制限した。なお好ましくは、長辺／短辺のアスペクト比は０．５〜２．０である。
また、フェライト相の長辺／短辺のアスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒が面積率で９０％未満の場合は、延性向上の効果が少なくなり、加工性の著しい向上が得られなくなるため、長辺／短辺のアスペクト比が０．５〜３．０の結晶粒の面積率を９０％以上に規定した。
鋼管長手方向に平行な断面で第２相の平均サイズは、２０μｍを超えると一様伸びの向上が期待できないため、加工性の著しい向上が得られない。このため、第２相の平均サイズを２０μｍ以下に規定した。なお、好ましくは１０μｍ以下であると共に、平均サイズはフェライト平均結晶粒径以下である。
実施例
表１の組成をもつ各種鋼を溶製し、スラブに鋳造した。このスラブを１１５０℃に加熱し、圧延仕上温度８９０℃、巻取温度６３０℃で板厚６．５ｍｍの鋼板に熱間圧延した。この熱延鋼板をスリットした後、高周波電縫溶接により外径８９．１ｍｍの母鋼管とした。引き続き高周波誘導加熱により母鋼管を９８０℃に加熱した後、縮径圧延を実施し、直径２８ｍｍ、肉厚７．５ｍｍの鋼管とした。
また、表１のＮｏ．Ｎ鋼の母鋼管を用い、縮径圧延条件を変化させた直径２５ｍｍ、肉厚６．０ｍｍの鋼管とし、ｎ値、硬度、および金属組織を調査する鋼管とし、評価結果を表２に示した。
得られた鋼管について引張試験を実施し、ｎ値を測定した。また押拡げ試験、９０度２Ｄ曲げ試験および管端の圧着試験で加工性を調査し、電縫溶接部に割れが発生しないことを加工性良否の判定基準とした。また、母材および熱影響部を含む電縫溶接部について硬さ分布を測定し、硬度差ΔＨｖが３０以下を合格判定とした。
表１に示した本発明範囲の本発明例（Ｎｏ．Ｂ，Ｅ，Ｈ，Ｋ，Ｎ，Ｑ，Ｓ）は、理想臨界直径を満足し、かつ曲げ試験および管端密着扁平試験においても割れが生じていない。それに比較して本発明の範囲を外れた比較例では、下記のように加工性が劣化している。
比較例（Ｎｏ．Ａ，Ｄ，Ｇ，Ｊ，Ｍ，Ｐ）は、焼入れ性に必要な元素が不足し、理想臨界直径を満足していない。比較例Ｎｏ．Ｃは、Ｃ量が既定値を超えているために加工性が低下し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．ＦはＳｉ量および比較例Ｎｏ．ＲはＭｎ量が、それぞれ規定値を超えているために、電縫溶接時にＳｉ−Ｍｎ系の介在物を生成し、溶接衝合部の加工性が低下したために、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。
比較例Ｎｏ．Ｌは、Ｃｒ量が既定値を超えているために電縫溶接時にペネトレーターが多く生成し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｔは、Ｏ量が既定値を超えているために酸化物が多く生成し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｉは、Ｔｉ量が既定値を超えているために靱性が低下し、管端圧着試験で割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｏは、Ｍｏ量が既定値を超えているために粗大炭化物が多く生成し、曲げ試験および管端圧着試験で割れが発生した。
なお、表１に示した本発明例のｎ値は０．１０〜０．１１、硬度差はＨｖ３２、平均フェライト結晶粒径は４１〜４５μｍ、アスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒がフェライト相全体に占める面積率は８６〜８９％、第２相の平均サイズは２１〜２５μｍである。
表２に示した本発明範囲を外れた比較例では、下記のように加工性が劣化している。
比較例Ｎｏ．１はｎ値が小さいために加工性が低下し、管端圧着試験において割れが発生した。比較例Ｎｏ．２は硬度差がＨｖ５１と大きいために加工性が低下し、管端圧着試験において割れが発生した。比較例Ｎｏ．５は平均フェライト結晶粒径が１μｍと小さいために一様伸びが低下し、管端圧着試験で割れた。比較例Ｎｏ．７は平均フェライト結晶粒径が５０μｍと大きく、第２相との粒界での加工性が低下し、また硬度差が大きいために、曲げ試験および管端圧着試験で割れた。
比較例Ｎｏ．８はアスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒がフェライト相全体に占める面積率が７５％と低く、またｎ値が０．０９と低いために加工性が低下し、管端圧着試験で割れた。比較例Ｎｏ．１０は第２相平均サイズが４５μｍと大きく、また硬度差がＨｖ３７であるために、曲げ試験および管端圧着試験で割れた。
それに比較して本発明例（Ｎｏ．２，４，６，９，１１）は、曲げ試験および管端密着扁平試験においても割れが生じていない。
本発明の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管は、電縫溶接部および母材部の金属組織が均一であり、電縫溶接部と母材部の硬度差が小さく、加工性にも優れているため、軽量化に寄与すると共に加工工程の省略化に貢献することが可能である。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ ：０．２０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜１．００％、
Ｍｏ：０．００５〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、Ｎ／１４＜Ｔｉ／４７．９を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よりなることを特徴とする中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。 - 更に、下式の理想臨界直径Ｄｉが１．０（ｉｎ）以上であることを特徴とする請求項１に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
Ｄｉ＝（０．０６＋０．４×％Ｃ）×（１＋０．６４×％Ｓｉ）×
（１＋４．１×％Ｍｎ）×（１＋２．３３×％Ｃｒ）×
（１＋３．１４×％Ｍｏ）×｛１＋１．５×（０．９−％Ｃ）×％Ｂ２｝ - 更に、質量％で、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１５％以下
であることを特徴とする請求項１または２に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。 - 更に、鋼管の管軸方向のｎ値が０．１２以上であることを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
- 電縫溶接部および母材の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
- 更に、平均フェライト結晶粒径が３〜４０μｍであることを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
- アスペクト比０．５〜３．０のフェライト結晶粒が、フェライト相全体に占める面積率で９０％以上であることを特徴とする請求項１乃至６の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
- 更に、平均サイズ２０μｍ以下の第２相を有することを特徴とする請求項１乃至７の何れか１項に記載の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管。
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