JPWO2013175821A1 - 中空スタビライザ並びに中空スタビライザ用鋼管及びその製造方法 - Google Patents

中空スタビライザ並びに中空スタビライザ用鋼管及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

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％を含有し、Ａｌ：０．０８％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３０％未満、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値が０．００２５以下であり、所定の式で表される臨界冷却速度Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下となる成分組成を有し、金属組織が焼戻しマルテンサイトからなり、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さが１５０μｍ以下であり、ＨＲＣが４０〜５０、肉厚／外径比が０．１４以上であり、内表面部の脱炭層深さが、内表面から２０μｍ以下である、従来よりも高強度で、かつ、疲労特性に優れた中空スタビライザおよびその素材として用いられる中空スタビライザ用鋼管。

Description

本発明は、自動車等の車両に使用される中空スタビライザ、並びにその素材である中空スタビライザ用鋼管およびその製造方法に関するものである。
自動車等の車両には、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安定性を確保するスタビライザが採用されている。従来、スタビライザは、棒鋼などの中実材を所要の形状に加工して製造されていたが、近年では、軽量化を図るために、継目無鋼管や電縫溶接鋼管などの中空素材を使用した、中空スタビライザが増加している。
中実スタビライザから中空スタビライザに設計変更する場合、同一のロール剛性を維持するために、中空スタビライザの外径は、中実スタビライザよりも大きくする必要がある。その結果、同一荷重に対する発生応力は、中空スタビライザの方が高くなり、肉厚／外径比（ｔ／Ｄ）を大きくして、発生応力の増加を抑制することが必要になる。
従来は、設計応力が低い小型車を対象に、ｔ／Ｄが０．１０〜０．１７である薄肉の中空スタビライザが適用されていたが、設計応力が高い大型車に適用するには、ｔ／Ｄを大きくすることが必要になる。そのため、電縫管に熱間で縮径圧延を施し、更に引抜き加工を施す中空スタビライザの製造方法（例えば、特許文献１）や、電縫管に熱間で縮径圧延を施して製造された厚肉の中空スタビライザ用鋼管が提案されている（例えば、特許文献２）。
また、中空スタビライザは、中実スタビライザには存在しない内面から疲労破壊が発生することがある。これは、鋼管の高強度化によって外面の疲労強度を向上させても、内面の脱炭層が疲労破壊の起点となるためである。このような問題に対して、ｔ／Ｄを０．２０以上にし、内面の脱炭層の生成を抑制した中空スタビライザ用鋼管が提案されている（例えば、特許文献３）。
特開２０００−２３３６２５号公報 国際公開２００７−０２３８７３号公報 特開２００７−２７０３４９号公報
中空スタビライザを製造するための電縫管素材の強度を高くするためにＣ量を増加させると、焼割れが発生し、更に、素材の高強度化によって、新たに、電縫溶接部近傍の疲労強度の低下が顕在化することがわかった。図１（ａ）は、電縫溶接管の斜視図であり、図１（ｂ）は、図１（ａ）の円Ｓ１で囲んだ電縫溶接管１６を横断面で見たときの母材部１７のメタルフロー１８の拡大図、図１（ｃ）は、図１（ａ）の円Ｓ２で囲んだ電縫溶接管１６を横断面で見た溶接部１９のメタルフロー１８の拡大図であり、そして、図１（ｄ）は、電縫溶接管１６の電縫溶接衝合部を、その延在方向（Ｌ方向）に沿う縦断面で見たときのＭｎＳの存在状態を示す拡大図であって、いずれの図も模式図として示したものであるが、図１（ｂ）および図１（ｃ）の比較からも明らかなように、電縫溶接部１９の近傍では、溶接時の突合せ面の強いアップセットにより、鋼板の中心偏析帯が肉厚方向に垂直に立つメタルフロー１８が形成される。そのため、鋼板の中心偏析帯に、圧延によって長手方向に延伸したＭｎＳ２０が存在していると、溶接ビードが切断された後の電縫溶接部１９の近傍の表面に、図１（ｄ）に示すような、延伸したＭｎＳ２０が存在することになり、疲労破壊の起点となる。
本発明の目的は、このような実情に鑑みてなされたものであり、従来よりも高強度で、かつ、疲労特性に優れた中空スタビライザ及びその素材である中空スタビライザ用鋼管を提供することにある。
中空スタビライザは、材質を調整するために、焼入れ及び焼戻しを施して製造される。本発明者らの検討の結果、Ｃ量が多すぎると焼入れの際に焼割れが発生することがわかった。しかし、Ｃ量を低下させると強度が不足するため、本発明では、Ｃｒの添加によって焼入れ性を確保する。更に、電縫溶接部の近傍で、ＭｎＳに起因する疲労強度の劣化を防止するために、Ｍｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｏに制限を加えることが必要である。好ましくは、内面からの疲労破壊を防ぐためにｔ／Ｄと脱炭層の厚さを制限し、より好ましくは、ショットピーニング処理により圧縮残留応力を付与させる。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）化学成分として、質量％で、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％を含有し、Ａｌ：０．０８％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３０％未満、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値が０．００２５以下であり、（式１）で表される臨界冷却速度Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下となる成分組成を有し、金属組織が焼戻しマルテンサイトからなり、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さが１５０μｍ以下であり、ロックウェルＣスケールの硬さ（ＨＲＣ）が４０〜５０、肉厚／外径比が０．１４以上であり、内表面部の脱炭層深さが、内表面から２０μｍ以下であることを特徴とする中空スタビライザ。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５β ・・・ （式１）
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒである。
（２）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、（式１）中のβを、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．８Ｎｉとすることを特徴とする上記（１）に記載の中空スタビライザ。
（３）外表面の最大圧縮残留応力が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の中空スタビライザ。
（４）外表面および内表面に、ショットピーニング加工が施されてなることを特徴とする上記（３）に記載の中空スタビライザ。
（５）上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の中空スタビライザの素材として用いられる中空スタビライザ用鋼管であって、化学成分として、質量％で、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％を含有し、Ａｌ：０．０８％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３０％未満、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．００４％以下に制限し、さらに、必要に応じて、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値が０．００２５以下であり、（式１）で表される臨界冷却速度Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下となる成分組成を有し、金属組織がフェライトとパーライトの混合組織からなり、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さが１５０μｍ以下であり、ロックウェルＢスケールの硬さ（ＨＲＢ）が９５以下、肉厚／外径比が０．１４以上であり、内表面部の脱炭層深さが、内表面から２０μｍ以下であることを特徴とする中空スタビライザ用鋼管。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５β ・・・ （式１）
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．８Ｎｉである。
（６）上記（５）に記載の中空スタビライザ用鋼管を製造する方法において、該鋼管が電縫鋼管であって、電縫溶接後に８００〜１２００℃に加熱し、断面減少率が４０〜８０％の範囲になるように熱間で縮径圧延する工程を含むことを特徴とする中空スタビライザ用鋼管の製造方法。
（７）上記（５）に記載の中空スタビライザ用鋼管を製造する方法において、該鋼管が電縫鋼管であって、電縫溶接後に冷間で引抜加工して伸管する工程を含むことを特徴とする中空スタビライザ用鋼管の製造方法。
本発明によれば、従来の自動車用中空スタビライザと同等の、疲労特性、遅れ破壊特性を維持しながら、従来よりも疲労耐久性に優れた高強度な自動車用中空スタビライザを提供することができる。
図１（ａ）〜（ｃ）は、電縫溶接部の表層と中心偏析帯のＭｎＳとの関係を説明する図であって、図１（ａ）は電縫溶接管、図１（ｂ）は、図１（ａ）の円Ｓ１で囲んだ電縫溶接管を横断面で見たときの母材部のメタルフローの拡大図、図１（ｃ）は、図１（ａ）の円Ｓ２で囲んだ電縫溶接管を横断面で見た溶接部のメタルフローの拡大図、そして、図１（ｄ）は、電縫溶接管の電縫溶接衝合部を、その延在方向（Ｌ方向）に沿う縦断面で見たときの拡大図である。 図２は、スタビライザの一例を示す図である。 図３（ａ）、（ｂ）は、電縫溶接管から平面曲げ疲労試験片用平板を作製する方法を説明するための図であって、図３（ａ）が電縫溶接管に長手方向に切り込みを入れた後の状態を示す斜視図であり、図３（ｂ）が図３（ａ）の電縫溶接管を平面状に展開したときの状態を示す斜視図である。 図４（ａ）、（ｂ）は、図３（ｂ）の平板を用いて作製した平面曲げ疲労試験片を説明するための図であって、図４（ａ）が平面図、図４（ｂ）が側面図である。 図５（ａ）、（ｂ）は、疲労試験後の試験片の破面を示したものであって、図５（ａ）が試験片の破面を観察した時のSEM写真、図５（ｂ）が図５（ａ）に示す破面の楕円で囲んだ位置で行ったEDX分析結果である。 図６は、疲労試験後の試験片の破面と垂直な断面のメタルフローを示す写真であって、破面位置で写真を貼り合わせて示したものである。 焼入れ時の冷却速度と硬さとの関係の一例を示す図である。 冷間成形によりスタビライザを製造する工程の一例を示す図である。 熱間成形によりスタビライザを製造する工程の一例を示す図である。 中空スタビライザ用鋼管の焼戻し軟化曲線の一例を示す図である。
（スタビライザの構成）
図２に示すように、スタビライザ１０は、図示しない車体の幅方向に延び出すトーション部１１と、トーション部１１から両端に連続する左右一対のアーム部１２とを有している。トーション部１１はブッシュ１４などを介して車体側に固定されている。アーム部１２の端末１２ａは、左右のサスペンション機構１５にスタビライザリンク（図示せず）などを介して連結される。トーション部１１およびアーム部１２は他の部品との干渉を避ける目的で通常の場合は数個所もしくは十数箇所の曲げ加工がなされている。
車両が旋回するときに、サスペンション機構１５には上下逆相の入力が入るが、このとき、スタビライザ１０が取り付けられた車両の場合、スタビライザ１０は、左右のアーム部１２が逆方向にたわみ、トーション部１１がねじられる結果、車体の過度の傾き（横揺れ）を抑制するばねとして機能し、車両の走行中は直進と旋回が繰り返される。したがって、スタビライザには、硬さ及び疲労特性を有することが要求される。
本発明の中空スタビライザの硬さは、Ｃ量の上限が０．３０％であることを考慮して、達成可能な硬さとしてＨＲＣ５０を上限にし、従来材の実質的な上限値ＨＲＣ４０を下限とした。
また、本発明の中空スタビライザの肉厚／外径比ｔ／Ｄは、疲労破壊の起点が外面になるようにするため、０．１４以上とする。すなわち、ｔ／Ｄが０．１４よりも小さいと、外面と内面の応力差が小さく、先在する疲労起点が見つかりにくい内面から疲労が起こりやすいからである。なお、ｔ／Ｄの上限については、特に限定はしないが、理論的にｔ／Ｄが０．５で中実になることから、本発明のｔ／Ｄの上限は実質的に０．５未満であり、実用的な観点から言えば、ｔ／Ｄが０．２５以上では軽量化効果が小さくなるとともに、製造が難しくなることから、ｔ／Ｄを０．２５未満にすることが好ましい。ここで、ＨＲＣ及びｔ／Ｄは、中空スタビライザを製造する際に曲げ加工が加わっていない部位のものとする。
更に、電縫溶接部では、延伸したＭｎＳが疲労破壊の起点になる場合がある。本発明者らは、図３（ａ）および図３（ｂ）に示すように、電縫溶接管２１から平面曲げ疲労試験片用平板２２を作製し、図４（ａ）および図４（ｂ）に示すように、電縫鋼管２１の電縫溶接部２３を、疲労試験片２４の長手方向中央部位置であって、試験片２４の長手方向に対して垂直方向に延在する位置に配置した試験片２４を用いて平面曲げ疲労試験を行った。試験後、試験片２４の破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察するとともに、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いて、疲労破壊の起点に存在する介在物の組成を分析した。
その結果、図５（ａ）および図５（ｂ）に示すように、破断した試験片の破壊起点にＭｎＳが存在することを確認した。次に、疲労試験後の試験片の破面と垂直な断面のメタルフローを観察した結果を図６に示す。図６から、試験片の破面位置は、溶接部ではなく、溶接部位置から幾分外れた位置であることがわかる。また、電縫溶接部を挟む両側近傍部の表面が、母材部の肉厚中央部の偏析帯に相当していることを確認した。更に、本発明者らの検討の結果、電縫溶接部からの疲労破壊の発生を防止するには、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さを制限する必要があることがわかった。なお、ＭｎＳの延伸化を抑制するには、Ｃａを添加して、ＣａＳを生成させることが有効である。
本発明では、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さは１５０μｍ以下とする。これは、延伸したＭｎＳの長さが１５０μｍを超えると、電縫溶接部の疲労破壊の起点になるためである。長さ１５０μｍ超えのＭｎＳの存在の有無は、中空スタビライザから長手方向に10mmの長さで切り出して、断面組織用試験片を採取し、この試験片の断面内にある肉厚中央部において、光学顕微鏡でＭｎＳの長さを確認する。走査型電子顕微鏡観察とエネルギー分散型Ｘ線分光法を併用することによりＭｎＳの存在を確認しても良い。なお、「ＭｎＳの長さ」は、各１０本の試験片について、前記断面内にある肉厚中央部を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察し、観察した領域内に存在するＭｎＳのうち、最も寸法の大きいＭｎＳの長さを測定する。
更に、中空スタビライザの内表面からの疲労破壊の発生を抑制するためには、内表面部の脱炭層深さを、内表面から２０μｍ以下とする。脱炭層は母材よりも強度が低く、疲労破壊の起点となりやすいので存在しないことが望ましいが、ｔ／Ｄを０．１４以上とした場合、脱炭層を２０μｍ以下にすることにより、内表面からの疲労破壊の発生を防止することができる。なお、脱炭層とは、焼戻しマルテンサイト組織であるべき本発明の中空スタビライザにおいて、内表面に存在するフェライトの内表面からの最大深さとする。
焼き入れ前のスタビライザ用鋼管の内表面のフェライト粒径は、１０〜２０μｍ程度であり、内表面に連続して存在するフェライト粒の粒径に相当する寸法分の幅を層とみなしたとき、１層の寸法までに抑えれば鋼管のフェライト脱炭層を２０μｍ以下にすることができる。脱炭層の発生を抑制するには、焼き入れ時の内表面の温度を低く、保持時間を短く、冷却速度を速くすることが好ましい。中空スタビライザを製造する際の焼入れ条件を適正に選択することにより、脱炭層深さを２０μｍ以下にとすることができる。脱炭層は、高温から室温まで冷却される途中の２相域で形成される。２相域とは、オーステナイトからフェライトへの変態が開始するＡｒ3変態温度以下であって、オーステナイトとフェライトとが共存する温度域である。
本発明の中空スタビライザは、外表面に圧縮残留応力が付与されていると、疲労強度が向上し、外表面の最大圧縮残留応力が４００ＭＰａ以上であると、効果が顕著になる。また、中空スタビライザの内表面は、外表面に比べ発生する応力が低いが、場合によっては疲労耐久性向上のため内表面にも圧縮残留応力を付与することが好ましい。残留応力の付与方法は特に限定されるものではないが、ショットピーニングが最も容易である。残留応力はＸ線回折法によって求めることができる。
次に、本発明の中空スタビライザに含有する各成分の限定理由を説明する。なお、各成分の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃは、中空スタビライザの強度を決定する元素である。従来の中空スタビライザよりも高強度化するためには、Ｃ含有量を０．２６％以上にする必要がある。しかし、Ｃ含有量が０．３０％を超えると焼割れが生じるため、Ｃ含有量の上限を０．３０％とした。
Ｓｉは、脱酸元素であり、また固溶強化に寄与する。さらに、焼き戻し軟化抵抗性を高める効果があり、それらの効果を得るためには０．０５％以上含有することが必要であるが、０．３５％を超えて含有すると靱性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．３５％の範囲とする。好ましくは、Ｓｉ含有量の下限を０．２０％、上限を０．３０％とする。
Ｍｎは、焼き入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量が０．５％未満では焼き入れ性の向上効果を十分に確保することができず、また、１．０％を超えると遅れ破壊特性が劣化するとともに、ＭｎＳが析出しやすくなり、電縫溶接部近傍の疲労強度を低下させるため、Ｍｎ含有量を０．５〜１．０％の範囲とし、好ましくは、０．５％以上０．８％未満とする。
Ｐは、耐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、０．０５％以下に限定する。なお、好ましくは、０．０３％以下である。
Ｓは、靱性を劣化させるとともに、ＭｎＳの析出により電縫溶接部近傍の疲労強度を低下させるため、Ｓ含有量は０．００３０％未満に限定し、好ましくは０．００２６％以下である。
また、本発明では、ＭｎＳの析出を抑制するため、Ｓ含有量だけの抑制ではなく、Ｍｎ含有量との関係で抑制することが必要であり、具体的には、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値を０．００２５以下に限定する。すなわち、ＭｎおよびＳ含有量が上記の適正範囲を満たしていても、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値が０．００２５超えだと、電縫溶接部近傍の疲労強度が十分に得られなくなるからである。
Ｃｒは、焼き入れ性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が０．０５％未満ではこれらの作用、効果を十分に期待することはできず、また、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると電縫溶接時に欠陥を発生しやすくなる。このため、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．０％の範囲とする。
Ａｌは、溶鋼の脱酸材として有用な元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、ＡｌはＮを固定する元素でもあるため、Ａｌ量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。Ａｌ含有量が０．０８％を超えると、非金属介在物が多くなって製品に表面疵が発生しやすくなるため、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。なお、Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Ｔｉは、鋼中ＮをＴｉＮとして固定してＢＮの析出を抑制することにより、Ｂ添加による焼き入れ性を安定的かつ効果的に向上させるために作用する。従って、ＴｉＮの化学量論に見合うように、Ｎ含有量の３．４２倍以上の添加が最低限必要であり、Ｎ含有量の範囲からＴｉ含有量の範囲も自動的に決定される。しかし、炭化物として析出する分もあるので、Ｎの固定をより確実にするために、理論値よりも高めの０．００５〜０．０５％の範囲とする。なお、好ましくは、０．０１〜０．０２％である。
Ｂは、微量の添加で鋼材の焼き入れ性を大幅に向上させる元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００５％未満では焼き入れ性を向上させる効果が期待できず、一方、０．００５％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、Ｂ含有量は０．０００５％〜０．００５％とする。なお、Ｂ含有量は、好ましくは、０．００１〜０．００２％である。
Ｎは、窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｂ添加鋼においてはＢＮの析出による焼入れ性の低下や、前述のように、ＢＮの析出を防止させるために添加されるＴｉによって、ＴｉＮの析出による熱間加工性や疲労強度の低下、さらには靱性の低下が問題となる。一方で、ＴｉＮは高温時でのγ粒径の粗大化を抑制し靱性を向上させる効果も有する。そのため、熱間加工性、疲労強度および靱性のバランスを最適なものとするために、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。なお、Ｎ含有量は、好ましくは、０．００１〜０．００５％、より好ましくは０．００２〜０．００４％である。
Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定することにより、靱性を向上させるとともに、ＭｎＳによる電縫溶接部近傍の疲労強度の低下を防ぐ効果を有する元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、０．００５％を超えると鋼中酸化物が増えて靱性を劣化させるため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００５％の範囲とする。
Ｏは、ＣａＯとなってＣａの添加効果を損なわせる元素であるため、Ｏ含有量は０．００４％以下に制限する。
本発明の中空スタビライザは、上記成分組成を必須の成分組成とするが、必要に応じて、さらに、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＮｉを含有させることができる。
Ｍｏは、焼き入れ性を向上させる効果を有する元素である。Ｍｏ含有量が０．０５％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると合金コストが上昇するため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５％の範囲とする。
Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物による析出強化の効果を有するのに加えて、鋼材の結晶粒径を微細化し、靱性を向上させる効果を有している。Ｎｂ含有量が０．０１％未満では、強度・靱性の向上効果が十分ではなく、一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えて含有しても、それ以上の向上効果は期待できず、コストの上昇をもたらすにすぎないため、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１％の範囲とする。
Ｖは、Ｖ炭窒化物による析出強化の効果を有する元素である。Ｖ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、０．１％を超えて含有しても、それ以上の向上効果は期待できず、合金コストの上昇をもたらすにすぎないため、Ｖ含有量は０．０１〜０．１％の範囲とする。
Ｎｉは、焼き入れ性及び靱性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｉ含有量が０．１％未満ではその効果を期待できず、一方、Ｎｉ含有量が１％を超えると合金コストが上昇するため、Ｎｉ含有量は、０．１〜１．０％の範囲とする。
また、本発明では、焼入れによって、中空スタビライザの組織をマルテンサイトとするために、素材の焼入れ性を十分に確保することが必要である。焼入れ性の指標としては、例えば、鉄と鋼、７４（１９８８）Ｐ．１０７３により従来から知られている、臨界冷却速度Ｖｃ９０（℃／ｓ）を用いれば良い。これは、下記（式１）で表される指標であり、マルテンサイトの体積率が９０％以上になる冷却速度を意味している。したがって、Ｖｃ９０が低いほど焼き入れ性が高く、冷却速度が遅くなってもマルテンサイト組織が得られる。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５β ・・・ （式１）
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．８Ｎｉである。
本発明者らは、種々の成分の電縫鋼管を製造し、Ｖｃ９０と焼き入れ後の硬さとの関係を調査した。その結果、Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下であれば水焼き入れによって、確実に内面までマルテンサイト組織が得られるという知見が得られたことから、本発明ではＶｃ９０の上限を４０℃／ｓとした。本発明者らは、０．３０％のＣ、０．３０％のＳｉ、０．３５％のＣｒを含有する、表１に示す鋼No.１の、Ｖｃ９０が２７．１℃／ｓである電縫鋼管を用いて、冷却速度と肉厚中心部のロックウェルＣ硬さとの関係を調査した。ロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠して測定した。図７に示すように冷却速度が２０℃／ｓ以上になると、マルテンサイトが９０％の組織に相当する硬さが得られる。水焼き入れの冷却速度は２０℃／ｓ以上であることから、水焼き入れにより、マルテンサイトが９０％以上の組織を得ることができる。
本発明の中空スタビライザの金属組織は、焼戻しマルテンサイトに限定した。その理由は、組織と硬さのバラツキが少なく、また硬さの調整がしやすいためである。焼入れによって、確実に内面までマルテンサイト組織を得るために、Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下になるようにして、素材の焼入れ性を十分に確保する。中空スタビライザの金属組織が焼戻しマルテンサイトであることは、光学顕微鏡によって観察することができる。
本発明の中空スタビライザの素材として用いられる中空スタビライザ用鋼管の金属組織はフェライトとパーライトの混合組織からなることが好ましい。中空スタビライザ用鋼管の金属組織がフェライトとパーライトの混合組織からなることは、光学顕微鏡によって観察することができる。中空スタビライザは冷間で鋼管を曲げて製造される場合が多く、十分な加工性を確保するためには、ロックウェルＢスケールの硬さ（ＨＲＢ）で９５以下が望ましい。金属組織をフェライトとパーライトの混合組織からなることにより、加工性を確保することができる。中空スタビライザ用鋼管のロックウェルＢスケールの硬さ（ＨＲＢ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠して測定することができる。
本発明の中空スタビライザ用鋼管の内表面のフェライト脱炭層深さは、２０μｍ以下とする。これにより、焼入れ後の中空スタビライザの内面の脱炭層深さを２０μｍ以内に抑えることができる。ここで、フェライト脱炭深さとは、鋼管の長手方向断面（Ｌ断面）の金属組織を光学顕微鏡によって観察した際に、内表面から測定して、Ｌ方向にセメンタイトが存在せずフェライト粒のみが並ぶ領域の最大深さである。
中空スタビライザ用鋼管の内表面の脱炭層は、例えば、電縫溶接鋼管に熱間で縮径圧延を行った後に、室温まで冷却される途中の２相域で形成される。金属組織がオーステナイト単相となる高温から冷却され、２相温度域を通過する際に、中空スタビライザ用鋼管の内表面に脱炭層が形成されやすい。脱炭層ではオーステナイト安定化元素であるＣ量が減少し、金属組織がフェライトとなる。中空スタビライザ用鋼管の内表面の脱炭層の形成を抑制するには、２相温度域の通過時間を短くすることが好ましい。
例えば、電縫溶接鋼管を縮径圧延した鋼管の外表面に水を供給し、２相温度域を通過する際の冷却速度を５℃／ｓ以上にすれば、中空スタビライザ用鋼管の内表面に発生する脱炭層の深さを２０μｍ以下に抑制することができる。なお、中空スラビライザ用鋼管の外表面のみから水を供給して冷却してもよいが、内表面にも水を供給して冷却することも可能である。中空スタビライザ用鋼管の内表面の冷却速度を上昇させることにより、脱炭層の深さをより浅くすることができる。
本発明の中空スタビライザ用鋼管の製造方法について説明する。まず、所要の化学組成を有するように溶製した溶鋼を、鋳造して鋳片とするか、或いは一旦鋼塊とした後、熱間圧延して鋼片とし、この鋳片または鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とする。この熱延鋼板を通常の電縫溶接鋼管の製造方法、例えば熱間或いは冷間での電気抵抗溶接または高周波誘導加熱溶接により電縫溶接鋼管とする。さらに、これに熱間で縮径圧延を施して、厚肉の鋼管を製造してもよい。
縮径圧延は、ストレッチレデューサーなどを用いて行うことができる。ストレッチレデューサーは、圧延軸の周りに３ロール又は４ロールを有する圧延スタンドを複数、圧延軸に直列に備えた圧延装置であり、この圧延装置の各圧延スタンドのロール回転数及び圧下力を調整することにより、鋼管の管軸方向（圧延方向）の張力及び円周方向の圧縮力を制御し、これによって肉厚／外径比を増加させる縮径圧延を行うことができる。
すなわち、縮径圧延においては、鋼管の外径の圧下力により外径が縮小される一方で肉厚は増加するが、他方、鋼管の管軸方向に働く張力により肉厚が減少するので、両者のバランスにより最終の肉厚が決定される。このように縮径圧延した鋼管の肉厚は、上記圧延スタンドの間の張力により主として決定されるので、目標肉厚を得るための圧延スタンド間の張力を圧延理論などから求め、その張力が働くように各圧延スタンドのロール回転数を設定することが必要である。
縮径圧延は、電縫鋼管を８００〜１２００℃に加熱し、断面の減少率４０〜８０％で施すことが好ましい。中空スタビライザ用鋼管は、熱間で縮径圧延された電縫管であることが望ましいが、それに限定されることなく、電縫溶接したままの電縫管、電縫溶接後に冷間で伸管した引き抜き管でも良い。
（スタビライザの製造例１）冷間成形
次に図８を用いてスタビライザの製造例１を説明する。所定の長さに切断した鋼管（電縫管、シームレス管、熱間縮径管、またこれらの引抜管）を図２に示す所望の形状に曲げ成形し（工程：曲げ成形）、炉加熱、あるいは通電加熱または高周波加熱装置を用いてオーステナイト温度域まで加熱し（工程：加熱）、水中（又は他の焼入れ媒体）に焼入れする（工程：焼き入れ）。更に、熱変形したスタビライザバーを所望のスタビライザ形状に矯正し（工程：形状矯正）、焼戻し処理を施し（工程：焼戻し）、この焼き戻した管の外面のみ、又は外面及び内面の双方をショットピーニングし（工程：ショットピーニング）、所望の塗料を用いて塗装した（工程：塗装）。なお、拘束焼入れを行えば形状矯正（工程：形状矯正を）は省略することが可能である。
（スタビライザの製造例２）熱間成形
次に図９を用いてスタビライザの製造例２を説明する。所定の長さに切断した鋼管（電縫管、シームレス管、熱間縮径管、またこれらの引抜管）を炉加熱、あるいは通電加熱または高周波加熱装置を用いてオーステナイト温度域まで加熱し（工程：加熱）、図２に示す所望の形状に曲げ成形し（工程：曲げ成形）、水中（又は他の焼入れ媒体）に焼入れし（工程：焼き入れ）する。更に、熱変形したスタビライザバーを所望のスタビライザ形状に矯正し（工程：形状矯正）、焼戻し処理を施し（工程：焼き戻し）、この焼き戻した管の外面のみ、又は外面及び内面の双方をショットピーニングし（工程：ショットピーニング）、所望の塗料を用いて塗装した（工程：塗装）。なお、拘束焼入れを行えば形状矯正（工程：形状矯正）は省略することが可能である。
上述の熱間成形では、曲げ成形後に焼入れを施し、中空スタビライザの金属組織をマルテンサイトにする。そのため、曲げ成形をＡｃ3点以上で終了する必要がある。冷間成形後の焼き入れでは、加熱温度は９００℃以上が好ましく、より好ましくは９５０℃以上に加熱する。焼戻し温度は、中空スタビライザ用鋼管の焼き戻し軟化曲線に基づいて決定する。図１０に、０．３０％のＣ、０．３０％のＳｉ、０．３５％のＣｒを含有する、表１に示す鋼No.１の、Ｖｃ９０が２７．１℃である電縫鋼管の焼戻し軟化曲線を示す。図９に示す焼戻し軟化曲線から、ロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）が４０〜５０となる焼戻し温度を決定することができる。
以下、本発明を実施例によりさらに具体的に説明する。
表１に示す組成を有する各鋼種を溶製し、鋳造して鋳片とし、得られた鋳片を１２００℃に加熱し、熱間仕上げ温度８９０℃、巻き取り温度６３０℃で熱間圧延し、板厚５ｍｍの鋼板とした。これらの鋼板を所定の幅に切断し、管状にロール成形した後、高周波電縫溶接により外径９０ｍｍの電縫鋼管を製造した。更に、得られた電縫鋼管を高周波誘導加熱により９８０℃に加熱し、縮径圧延を施して、外径３０ｍｍ、肉厚４．５ｍｍ（ｔ／Ｄ：０．１５）の鋼管（中空スタビライザ用鋼管）または、外径２２ｍｍ、肉厚４．５ｍｍ（ｔ／Ｄ：０．２０）の鋼管（中空スタビライザ用鋼管）を製造した。縮径圧延直後に外表面側から１〜５℃／ｓの冷却速度で水冷した。
Figure 2013175821
得られた中空スタビライザ用鋼管の金属組織を光学顕微鏡で観察し、全ての中空スタビライザ用鋼管の金属組織がフェライトとパーライトの混合組織であり、内表面の脱炭層深さが１５μｍ以下であることを確認した。また、ロックウェル硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠して測定した結果、全ての中空スタビライザ用鋼管のロックウェル硬さは、Ｂスケール（ＨＲＢ）で９５以下であった。更に、光学顕微鏡、ＳＥＭ及ＥＤＳを併用して、長さ１５０μｍ超えのＭｎＳの存在の有無を確認した結果、表２に示したように、比較例Ｎｏ．Ｈ〜Ｋには、長さ１５０μｍ超えのＭｎＳが存在していた。
これらの中空スタビライザ用鋼管に、電縫溶接部の位置、又は図３（ａ）に示すように、電縫溶接部から１８０°の位置に切り込みを入れ、冷間で展開して、図３（ｂ）に示すような板状片にした。更に、９５０℃で１０分間加熱して水焼入れした後、種々の温度で焼き戻し、ロックウェル硬さＣスケール（ＨＲＣ）をＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠して測定し、焼き戻し軟化曲線を作成した。
次に、中空スタビライザ用鋼管に、図３（ａ）および（ｂ）に示したように、電縫溶接部から１８０°の位置に切り込みを入れて展開した板状片から、図４（ａ）および（ｂ）に示すような長手方向中央部が電縫溶接部となる平面曲げ疲労試験片を作製した。同様に、電縫溶接部の位置に切り込みを入れて展開した板状片から、長手方向中央部が母材部となる平面曲げ疲労試験片を作製した。試験片の長手方向中央部は、厚さｔａ：３ｍｍ、幅Ｗａ：１５ｍｍとした。各試験片について、ロックウェル硬さがＣスケール（ＨＲＣ）で４０になるように、焼き戻し軟化曲線に基づいて焼戻しを行い、５００万回を疲労限とする平面曲げ疲労試験を行った。その試験結果を表２に示す。なお、焼戻しの保持時間は３０分とした。
表２に示す結果から、本発明例である鋼管Ｎｏ．Ａ〜Ｋは、母材部と電縫溶接部との疲労限の差がいずれも１５ＭＰａ以下と小さく、電縫溶接部の疲労特性が良好である。一方、比較例である鋼管Ｎｏ．Ｌ〜Ｏは、母材部と電縫溶接部との疲労限の差がいずれも１４０ＭＰａ以上と大きく、電縫溶接部の疲労特性が母材部に比べて著しく劣っている。また、平面曲げ疲労試験後の破面をＳＥＭで観察するとともに、ＳＥＭに付属するＥＤＳを用いて、疲労破壊の起点に存在する介在物の組成を分析したところ、試験片の長手方向中央部を電縫溶接部とする比較例のＬ〜Ｏの場合、破壊起点にＭｎＳの存在が確認された。
Figure 2013175821
次に、実施例１で製造した鋼管Ａ〜Ｒを用い、各鋼管を、長さ：１０００ｍｍに切断した後、冷間で両管端から２００ｍｍの位置で、９０°に曲げて、Ｕ字形に成型する。このとき、成型されたＵ字形管の、Ｕ字に見える方向で眺めたときに見える部分、すなわち、Ｕ字形管の側面部に沿って、電縫溶接部が位置するように成型し、種々の試験材ａ〜ｖを得た。その後、本発明例である試験材ａ〜ｎ（試験材ｃは除く。）は、９５０℃に１０分間加熱して水焼入れした後、２００℃で３０分焼戻して硬さをＨＲＣ４９に調整した。また、試験材ｃについては、９５０℃に１０分間加熱して水焼入れした後、３５０℃で３０分焼戻して硬さをＨＲＣ４３に調整した。さらに、全ての試験材ａ〜ｖについて、熱処理後に、外表面に圧縮残留応力が４５０ＭＰａとなるショットピーニング加工を施した。さらに、試験材ｂおよびｆについては、内表面にも圧縮残留応力が４５０ＭＰａとなるショットピーニング加工を施した。
なお、試験材ｒおよびｓは、従来から使用されている中空スタビライザの典型的な成分組成を有する比較鋼（表１の鋼１２）を素材として作製したものであるが、鋼中のＣ含有量が少なく、ＨＲＣ４９にはならないため、試験材ｒは、得られる硬さの上限であるＨＲＣ４７に、また、試験材ｓは、実際に使用される硬さの上限であるＨＲＣ４０に調整した。
また、比較のため、表１に示す適合鋼である鋼１を素材として用いるものの、内表面部の脱炭層深さが２５μｍである試験材ｏ、肉厚／外径比が０．１３である試験材ｐ、および、焼き入れの際の冷却速度を１５℃／ｓと水焼入れの場合よりも遅くして、ＨＲＣ３５のベイナイト組織とした試験材ｑも併せて準備した。
これらの試験材ａ〜ｖの長手方向中央部を固定して、端部を、各々、反対方向に振幅させる疲労耐久試験を、曲げ部外表面における最大主応力が５００ＭＰａとなる条件で１００万回まで実施した。試験回数は各２０本ずつとした。また、試験材の金属組織の観察及び内表面部の脱炭層の測定は光学顕微鏡で行い、ロックウェル硬さはＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠して測定した。更に、長さ１５０μｍ超えのＭｎＳの存在の有無は、ＳＥＭ及びＥＤＳを併用して確認した。
表３に示すように、本発明例である試験材ａ〜ｎは、全て疲労耐久の基準である５０万回を超える疲労耐久性を有した。なお、内面にショットピーニング加工を施していない試験材ｃ〜ｅ、ｇおよびｈでは、折損の起点が内表面側になる場合があったが、いずれの場合も５０万回は超えた。
一方、内表面部の脱炭層深さが２０μｍ超えである試験材ｏと、ｔ／Ｄが０．１３と小さい試験材ｐは、内面折損の本数が多めで、耐久基準である５０万回に達しない場合もあった。また、金属組織がベイナイトで、硬さがＨＲＣ３５と低い試験材ｑは、疲労耐久回数が著しく小さかった。
さらに、比較鋼を用いて製造された比較例である試験材ｒ〜ｖは、いずれも長さ１５０μｍ超えのＭｎＳが鋼中に存在するために、２０本中２本以上で外面の電縫溶接部付近から早期に破断する場合があった。
Figure 2013175821
本発明によれば、従来の自動車用中空スタビライザと同等の、疲労特性、遅れ破壊特性を維持しながら、従来よりも疲労耐久性に優れた高強度な自動車用中空スタビライザを提供することができ、これは、自動車の軽量化にも大きく寄与する。
１０ スタビライザ
１１ トーション部
１２ アーム部
１２ａ （アーム部の）端末
１４ ブッシュ
１５ サスペンション機構
１６ 電縫溶接管
１７ 母材部
１８ メタルフロー
１９ 溶接部
２０ ＭｎＳ
２１ 電縫溶接管
２２ 平面曲げ疲労試験片用平板
２３ 電縫溶接部
２４ 疲労試験片

Claims (7)

  1. 化学成分として、質量％で、
    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％
    を含有し、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００３０％未満、
    Ｎ：０．００６％以下、
    Ｏ：０．００４％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値が０．００２５以下であり、（式１）で表される臨界冷却速度Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下となる成分組成を有し、金属組織が焼戻しマルテンサイトからなり、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さが１５０μｍ以下であり、ロックウェルＣスケールの硬さ（ＨＲＣ）が４０〜５０、肉厚／外径比が０．１４以上であり、内表面部の脱炭層深さが、内表面から２０μｍ以下であることを特徴とする中空スタビライザ。
    ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５β ・・・ （式１）
    ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒである。
  2. 質量％で、さらに、
    Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｖ：０．０１〜０．１％、
    Ｎｉ：０．１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、（式１）中のβを、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．８Ｎｉとす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。
  3. 外表面の最大圧縮残留応力が４００ＭＰａ以上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。
  4. 外表面および内表面に、ショットピーニング加工が施されてなることを特徴とする請求項４に記載の中空スタビライザ。
  5. 請求項１〜５の何れか１項に記載の中空スタビライザの素材として用いられる中空スタビライザ用鋼管であって、
    化学成分として、質量％で、
    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％
    を含有し、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００３０％未満、
    Ｎ：０．００６％以下、
    Ｏ：０．００４％以下
    に制限し、
    さらに、必要に応じて、
    Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｖ：０．０１〜０．１％、
    Ｎｉ：０．１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量とＳ含有量の積の値が０．００２５以下であり、（式１）で表される臨界冷却速度Ｖｃ９０が４０℃／ｓ以下となる成分組成を有し、金属組織がフェライトとパーライトの混合組織からなり、肉厚中央部に存在する延伸したＭｎＳの長さが１５０μｍ以下であり、ロックウェルＢスケールの硬さ（ＨＲＢ）が９５以下、肉厚／外径比が０．１４以上であり、内表面部の脱炭層深さが、内表面から２０μｍ以下であることを特徴とする中空スタビライザ用鋼管。
    ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５β ・・・ （式１）
    ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．８Ｎｉである。
  6. 請求項５に記載の中空スタビライザ用鋼管を製造する方法において、該鋼管が電縫鋼管であって、電縫溶接後に８００〜１２００℃に加熱し、断面減少率が４０〜８０％の範囲になるように熱間で縮径圧延する工程を含むことを特徴とする中空スタビライザ用鋼管の製造方法。
  7. 請求項５に記載の中空スタビライザ用鋼管を製造する方法において、該鋼管が電縫鋼管であって、電縫溶接後に冷間で引抜加工して伸管する工程を含むことを特徴とする中空スタビライザ用鋼管の製造方法。
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