WO2005056856A1

WO2005056856A1 - 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法

Info

Publication number: WO2005056856A1
Application number: PCT/JP2004/018776
Authority: WO
Inventors: Shunsuke Toyoda; Kei Sakata; Akio Sato; Kouichi Kaneko; Hiroshi Kawaguchi
Original assignee: Jfe Steel Corporation; Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha
Priority date: 2003-12-12
Filing date: 2004-12-09
Publication date: 2005-06-23
Also published as: CN100436629C; CA2548560C; US8747578B2; EP1693476B1; EP1693476A1; US20070144632A1; JP4443910B2; CA2548560A1; EP1693476A4; CN1890394A; JP2005171337A

Abstract

優れた成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性、耐遅れ破壊特性及び腐食疲労強度を有する鋼材を提供する。解決手段は、C：0.18～0.29％、Si：0.06～0.45％、Mn：0.91～1.85％、P：0.019％以下、S：0.0029％以下、sol.Al：0.015～0.075％、N：0.0049％以下、O：0.0049％以下、B：0.0001～0.0029％、Nb：0.001～0.019％、Ti：:0.001～0.029％、Cr：0.001～0.195％、Mo：0.001～0.195％、Ceqが0.4以上0.58未満を満足し、かつＢを考慮したGrossmannによる焼入れ性倍数の合計χが1.2以上1.7未満を満足する鋼スラブを1160～1320℃に加熱後、仕上圧延終了温度750～980℃とする熱間仕上圧延を行い、巻取りまでに2s以上の徐冷時間を設け、巻取温度560～740℃として平均フェライト円相当粒径dfが1.1～12μm未満、フェライト体積分率Vｆが30～98％である組織を有する熱延鋼帯とする。この熱延鋼帯を素材として、幅絞り率8％以下の電縫造管を施して鋼管とする。

Description

明細書

自動車構造部材用鋼材およびその製造方法

技術分野

本発明は、自動車構造部材用として好適な鋼材及びその製造方法に関する。特にサスぺンシヨンアーム、アクスルビームの成形、焼入れ用素材として供される鋼材の、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性および耐遅れ破壌特性の改善に関する。なお、本発明でいう鋼材には、鋼帯、鋼管を含むものとする。背景技術

特許文献 1には、高周波焼入により製造される車体捕強電縫鋼管用熱延鋼材の製造方法に関する技術が開示されている。特許文献 1に記載された技術によれば、高周波焼入れにより衝撃吸収特性に優れたドアインパクトバーやバンパー用芯材等の高強度を要求される車体補強電縫鋼管を得ることができる。.しかし、この技術では、サスペンション、シャシ一部材に必要な成形性、焼入れ後の疲労強度、低温性を得ることができないという問題がある。

特許文献 2には、焼入性に優れ、しかも焼入部が靭性を備えた、衝撃吸収特性に優れた高周波焼入用鋼板、高周波焼入強化部材ぉよびその製造法に関する技術が開示されている: 特許文献 2に記載された技術によれば、高周波焼入れにより衝突時の衝撃吸収能に優れたセンタービラーゃバンパーリンフォースといったポディ捕強部材を得ることができる。しかし、この技術では、サスペンションや、シャシ一部材に必要な焼入れ後の疲労特性や低温靭性を得ることができないという問題がある。

特許文献 3には、熱処理を施すことにより高い強度と靭性を付与することができる高靭性熱処理用電縫鋼管に関する技術が開示されている。特許文献 3に記載された技術によれば、例えば高周波加熱後焼入れにより、高強度で低温靭性に優れた自動車の鋼管製ドア補強材を得ることができる。し力し、この技術では、サスペンション、シャシ一部材に必要な疲労特性ゃ耐遅れ破壊特性、腐食疲労強度を得ることができないという問題がある。

特許文献 4には、高密度エネルギビーム照射による熱処理性、熱処理後の疲労特性、カロェ性が良好な低合金鋼板に関する技術が開示されている。特許文献 4に記載された技術によれば、局部の疲労特性を向上することができる。しかし、この技術では、サスペンション、シャシ一部材全体で必要な疲労特性を確保することができず、またこれら部材で必要な耐遅れ破壌特性、腐食疲労強度を得ることができないという問題がある。

特許文献 5には、加工性の優れた中空スタビライザー用電縫溶接管に関する技術が開示されている。特許文献 5に記载された技術によれば、電縫母鋼管を高周波加熱後縮径圧延することで、電鏠部及ぴ母材部の金属組織が均一で、加工性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管を得ることができる。しかし、この技術では、サスペンション、シャシ一部材に必要な疲労特性ゃ耐遅れ破壌特性、腐食疲労強度を得ることができないという問題がある。

特許文献 6、特許文献 7、特許文献 8には、耐水素割れ特性に優れた高.張力電鏠鋼管に関する技術が開示されている。これらの技術によれば、鋼帯段階で高張力化し、次いで造管することで耐水素割れ特性に優れた高張力鋼管を得ることができる。し力 ^し、これらの技術では、サスペンション、シャシ一部材に必要な成形性や疲労特性を得ることができないという問題がある。

特許文献 1 ：特公平 7-74382号公報

特許文献 2 ：特開 2000— 248338号公報

特許文献 3 ：特許第 2605171号公報

特許文献 4 ：特開 2000-248331号公報

特許文献 5 ：国際公開 W0 02/070767 A1号パンフレツト

特許文献 6 ：特許第 3111861号公報

特許文献 7 ：特許第 3374659号公報

特許文献 8 ：特開 2003-138316号公報発明の開示

本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、サスペンション、シャシ一部材において必要とされる、優れた成形性、優れた焼入れ後の疲労強度、優れた低温靭性、優れた耐遅れ破壌特性、及び優れた腐食疲労強度を有する鋼材及びその製造技術を提供することを目的とする。

なお、本発明でいう、「優れた成形性」とは、 JIS12号試験片を用いた引張試験での伸び E1が 20%以上を示す場合をいうものとする。また、「優れた焼入れ後の疲労強度」とは、平面曲げ疲労特性（応力比：一 1. 0) における疲労破壌しない最大の応力振幅 σ ίが 450MPa 以上である場合をいうものとする。また、「優れた低温靭性」とは、シャルピ^衝撃試験

(試験片： 1/4サイズ、 2mmVノツチ）における破面遷移温度 vT r sが _40°C以下である場合をいうものとする。また、「優れた耐遅れ破壊特性」とは、 0. IN塩酸中での 4点曲げ試験（負荷応力： 1180MPa) における破断時間が 2001ι以上である場合をいうものとする。また、「優れた腐食疲労強度」とは、腐食試験後の平面曲げ疲労試験 (応力比：— 1 )における疲労寿命が腐食無しの場合の 1/2サイクル以上である場合をいうものとする。

課題を解決するための手段

本発明者らは、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性、耐遅 bi皮壌特性、腐食疲労強度といった相反する特性がいずれも優れた鋼材を得るために、化学成分、焼入れ前ミクロ組織、焼入れ方法及ぴその条件等を種々変化させた系統的な実験検討を行った。その結果、化学成分、鋼帯製造条件、および素材鋼管製造条件、焼入れ前組織をある特定の限定された範囲内とすることにより、サスペンション、シャシ一部品において必要とされる、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温 ¾)性、耐遅れ破壌特性、および腐食疲労強度を全て同時に満足する鋼材が得られることを見出した。

本発明は、上記の知見に基づき、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。

( 1 ) 質量％で、 C： 0. 18~0. 29%、 Si： 0. 06〜0. 45%、 Mn： 0. 91〜： L. 85%、 P： 0. 019%以下、 S： 0. 0029%以下、 sol. A1： 0. 015~0. 075%、 N： 0. 0049%以下、 0： 0. 0049%以下、 B： 0. 0001~0. 0029%, Nb： 0. 00：！〜 0. 019%、 Ti： : 0. 001〜0· 029%、 Cr： 0. 001~0. 195%、 Mo： 0. 001~0. 195%を、次（ 1 ) 式

Ceq =C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ( 1 )

(ここで、 Mn、 Si、 Ni、 Cr、 Mo、 V：各元素含有量（質量⁰ /₀) )

で定義される炭素当量 Ceqが 0. 4以上 0. 58未満を満足し、かつ Bを考慮した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計ズが 1. 2以上 1. 7未満を満足するように、含有し、残部実質的に Feよりなる組成と、平均フェライト円相当粒径 dfが 1. 1 /Ζ Π1以上未満であり、フエライトの体積分率 V f が ³0%以上 98%未満である糸且織とを有することを特徴とする、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性おょぴ耐遅れ破壊特性に優れた自動車構造部材用鋼材。 (2) (1) において、前記組成に加え、さらに質量％で、 Cu： 0.001〜0.175%、 Ni：

0.001〜0.14⁵%、 V： 0.001〜0.029%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自動車構造部材用鋼材。

(3) (1) または（2) において、前記組成に加え、さらに質量⁰ /₀で、 Ca : 0.0001〜 0.0029%を含有することを特徴とする自動車構造部材用鋼材。

(4) 質量％で、 C： 0.18~0.29%、 Si： 0.06~0.45%、 Mn： 0.91~1.85%、 P： 0.019%以下、 S： 0.0029%以下、 sol. A1： 0.015~0.075%、 N： 0.0049%以下、 0： 0.0049%以下、 B： 0.0001~0.0029%、 b： 0.001〜0.019%、 Ti： :0.001〜0.029%、 Cr： 0.001〜0.195%、

Mo： 0·001~0· 195%を、次（1) 式

Ceq =C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 (1)

(ここで、 C、 Mn、 Si、 Ni、 Cr、 Mo、 V：各元素含有量（質量％) )

で定義される炭素当量 Ceqが 0. 以上 0.58未満を満足し、かつ Bを考慮した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計 Xが 1.2以上 1.7未満を満足するように、含有し、好ましくは残部実質的に Feからなる糸且成を有する鋼スラブを、 1160~1320°Cに加熱した後、仕上圧延終了温度を 750~980°Cとする熱間仕上圧延を行い、卷取りまでの間に 2s以上の徐冷時間を設け、卷取り温度を 560~740°Cとして卷取り、熱延鋼帯とすることを特徴とする、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性および耐遅れ破壊特性に優れた自動車構造部材用熱延鋼帯の製造方法。

(5) (4) において、前記組成に加えてさらに、質量⁰ /₀で、 Cu： 0.001〜0.175%、 Ni： 0.001~0.145% V： 0.001~0.029%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自動車構造部材用熱延鋼帯の製造方法。

(6) (4) または（5) において、前記組成に加えてさらに、質量⁰ /₀で、 Ca: 0.0001〜 0.0029%を含有することを特徴とする自動車構造部材用熱延鋼帯の製造方法。

(7) (4) ないし（6) のいずれかに記載の方法で製造された熱延鋼帯を素材として、熱間圧延まま、あるいは該素材に酸洗処理を施した後、幅絞り率 8%以下の電鏠造管を施して鋼管とすることを特徴とする、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性おょぴ耐遅れ破壊特性に優れた自動車構造部材用鋼管の製造方法。図面の簡単な説明

図 1は、炭素当量が、焼入れ後の 0. 1N塩酸中 4点曲げ試験における破断時間、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度、平面曲げ疲労試験の疲労限に及ぼす影響を示すグラフである。図 2は、 4点曲げ試験の応力負荷方法を模式的に示す説明図である。

図 3は、各元素の焼入れ性倍数の合計 Xが平面曲げ疲労試験の疲労限 _CT f に及ぼす影響を示すグラフである。

図 4は、焼入れ前組織の平均フェライト円相当径 d f が焼入れ後の疲労限 d fに及ぼす影' 響を示すグラフである。発明を実施するための最良の形態

まず、本発明鋼材の化学成分範囲の限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。

C： 0. 18〜0. 29%

Cは、焼入れ後の疲労特性を確保するために必要な元素であるが、 0. 18%未満では、所望の疲労強度を確保することが困難となり、一方、 0. 29%を超えると、耐遅れ破壌特性が劣化する。従って、 Cは 0· 18〜0· 29%の範囲に限定した。なお、好ましくは、 0. 18~0. 24% である。

Si： 0. 06~0. 45%

Siは、熱延工程でのフェライト変態を促進する元素であり、焼入れ前の成形性確保に必要なフェライト体積分率を確保するために、本発明では、 0. 06%以上の含有を必要とする _t Siが 0. 06%未満ではフェライト体積分率が不足し、成形性が劣化する。一方、 0. 45%を超える含有は、電縫溶接性が劣化するとともに、焼入れ後の低温靭性も低下する。従って Si は 0. 06〜0. 45%の範囲に限定した。なお、好ましくは、 0. 15~0. 35%である。

Mn： 0. 91〜1. 85%

Mnは、焼入れ工程でのフェライト変態を抑制する元素であり、 90%以上の焼戻しマルテンサイト組織として、必要とされる焼入れ後の疲労強度を確保するために、本発明では、 0. 91%以上の含有を必要とする。 Mn含有量が 0. 91%未満では、焼入れ時に特に表層部にフエライト組織が現出し所望の疲労特性が得られない。一方、 1. 85%を超える含有は、鋼のマルテンサイト変態温度 (Ms点）が低下し、焼入れ工程でのマルテンサイトの自己焼戻し（微細炭化物の析出）が抑制され、焼入れ部材の焼入れ歪が増大するとともに、耐遅れ破壌特性が化する。従って Mnは 0. 90〜1. 85%の範囲に限定した。なお、好ましくは、 1. 0%超え 1. 6%以下である。

P： 0. 019%以下

Pは、焼入れ加熱時に旧オーステナイト粒界へ偏祈し、あるいはマルテンサイトの焼戻し過程でのセメンタイト析出時にセメンタイト一Fe母相界面に偏析するなどして、低温 ¾)性、耐遅れ破壌特性を劣化させる元素であり.、 0. 019%を超えて含有すると、この悪影響が顕著となる。このため、 Pは 0. 019%以下に限定した。なお、好ましくは、 0. 014%以下である。

S： 0. 0029%以下

Sは、展伸した MnS介在物として鋼中に残存し、成形性、低温性、疲労特性全般を低下させることに加えて、塗膜下腐食の際のアノードとして作用し、局部腐食と水素の侵入を助長し、耐遅れ破壌特性、腐食疲労強度を著しく低下させる。 0. 00²⁹%を超えて含有すると、この悪影響が顕著となる。このため、 Sは 0. 0029%を上限とした。なお、好ましくは、 0. 0020%以下である。

sol. A1： 0. 015〜0. 075%

A1は、製鋼時の脱酸元素であるとともに、熱延工程でのオーステナイト粒の成長を抑制する元素であり、本発明では、熱延条件との組合わせで所望の組織、粒径を得るために 0. 015%以上の含有を必要とする。 sol. Al カ 0. 015%未満では上記した効果が少なく、一方、 0. 075%を超えると効果が飽和するとともに、酸化物系介在物が増加し、製造性や疲労特性が劣化する。従って sol. Alは 0. 015〜0. 075%に限定した。

N： 0. 0049%以下

Nは、 Tiと結合し TiNとして析出するが、その変動量は剰余固溶 Tiの変動量として強度、特性の変動量となるために、その成分範囲は厳格に規定する必要がある。 0. 0049%を超えて含有すると、過剰な TiNの析出により低温靭性が低下する。このため、 Nは 0. 0049%を上限とした。

〇： 0. 0049%以下

Oは，主に介在物として鋼中に残存し、成形性、疲労強度を低下させる。 0. 0049%を超える含有は、この悪影響が顕著となる。このため、 Oは 0. 004⁹%を上限とした。なお、好ましくは 0. 0020%以下である。上記した基本組成に加えてさらに、 Cu： 0. 001〜0. 175%、 Ni： 0. 001〜0. 145%、 V： 0. 001〜0. 029%のうちから選ばれた 1種または 2種以上、および Zまたは、 Ca： 0. 0001〜 0. 0029%を含有することができる。

Cu、 Ni、 Vは、いずれも耐遅れ破壊特性、低温 S性を向上させる元素であり、必要に応じ選択して 1種以上含有できる。

Cu： 0. 001〜0. 175%

Cuは、腐食の進行とともに表層、特に MnSアノード部分に金属元素として濃化し腐食の進行を抑制するとともに、鋼中への水素の侵入を抑制し、耐遅れ破壌特性を向上させる効果がある元素であり、必要に応じ含有できる。これらの効果は 0. 001%以上の含有で発現するが、 0. 175%を超える含有は、熱延時の溶融 Cuに起因する表面疵の発生の懸念が増加する。従って Cuは 0. 001〜0. 175%とすることが好ましい。

Ni： 0. 001~0. 145%

Niは、強度 -靭性バランスを向上させるとともに、表層に濃化して耐遅れ破壌特性を向上させる効果がある元素であり、必要に応じ含有できる。これらの効果は 0. 001%以上の含有で発現するが、 0. 145%を超える含有は、熱延時にオーステナイト一フェライト変態が抑制され、所望の組織が得られず、焼入れ前の成形性が低下する。従って Niは 0. 001~0. 145% とすることが好ましい。

V：：0. 001〜0. 029%

Vは， Nbの効果を補完する働きがある元素であり、必要に応じ含有できる。この効果は 0. 001%以上の含有で発現するが、 0. 029%を超える含有は、焼入れ前の成形性を低下させる。従って Vは 0. 001~0. 029%とすることが好ましい。

上記した各糸且成に加えてさらに、 Ca： 0. 0001-0. 002⁹%を含有することができる。

Ca： 0. 0001〜0. 0029%

Caは、粒状の CaS として鋼中に析出し、 MnSの展伸した介在物量を低減することにより、成形性、低温靱性、疲労特性、耐遅れ破壌特性、腐食疲労特性を向上させる元素であり、必要に応じ含有できる。この効果は 0. 0001%以上の含有で発現するが、 0. 0029%を超える含有は CaO系介在物によるこれら特性への悪影響が顕在化する。従って Caは 0. 0001〜 0. 0029%とことが好ましい。 B： 0. 0001~0. 0029%

Bは、耐遅れ破壊特性を劣化させずに、焼入れ性を確保するために必要な元素であり、このような効果は 0. 0001%以上の含有で発現する。一方、 0. 0029%を超える含有は、耐遅れ破壌特性を低下させる。従って Bは 0. 0001〜0. 0029%に限定した。なお、好ましくは、 0. 0008〜0. 0018%である。

b： 0. 001~0. 019%

Nbは、熱延工程で組織を微細化し、 A1Nとの相乗効果により所望の組織、粒径とすることができる元素であり、さらに成形後加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、焼入れ後.の低温靭性を向上させる。これらの効果は 0. 001%以上の微量な含有でも発現するが、 0. 019%を超える含有は焼入れ前の成形性を低下させる。従って Nbは 0. 001-0. 019%の範囲に限定した。

Ti： 0. 001〜0. 029%

Tiは、 Nと結合して TiNとして優先析出し固溶 Bを有効に残存させ、焼入れ性確保に寄与する。さらに固溶 Nを低減させることにより、焼入れ前の成形性確保に寄与する。これらの効果は 0. 001%以上の含有から発現するが、 0, 02⁹%を超える含有は、焼入れ前の成形性、低温靭性を低下させる。従って Tiは、 0. 001~0· 029%の範囲に限定した。

Cr： 0. 001~0. 195%

Crは、焼入れ性向上元素として Mn、 Bの作用を補完するために、本発明では含有する。 . また、 Crは添加による Ms点の低下度が Mnに比べて少ないため、焼入れ歪を抑制することができる。また、 Crは、焼入れ加熱時のオーステナイト粒界に Pと共偏析し難いため、添加による耐遅れ破壊特性への悪影響が小さい。これらの効果は 0. 001%以上の含有で発現するが、 0. 195%を超える含有は、焼入れ前の成形性を低下させる。従って Crは 0. 001〜 0. 195%とした。

Mo： 0. 001〜0. 195%

Moは、焼入れ性向上元素として Mn、 Bの作用を捕完するとともに、鋼中の Cポテンシャルを下げるため、焼入れ加熱時の表面脱炭を抑止し焼入れ後の疲労強度を著しく向上させる。これらの効果は 0. 001%以上の含有で発現するが、 0. 1⁹5%を超える含有は、焼入れ前の成形性を低下させる。従って Moは 0. 001〜0. 195%とした。本発明では、上記した成分を上記した範囲内で、かつ次（1 ) 式

Ceq =C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ( 1 )

(ここで、 C、 Mn、 Si、 Ni、 Gr、 Mo、 V：各元素含有量（質量⁰ /o) )

で定義される炭素当量 Ceqが 0. 以上 0. 58未満を満足し、かつ Bを考慮した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計が 1. 2以上 1. 7未満を満足するように、各元素を含有する。炭素当量 Ceq ： 0. 4以上 0. 58未満

炭素当量が 0. 4未満では、所望の焼入れ硬度、疲労強度が得られなくなる。一方 0. 58以上に過剰となると、焼入れ後の耐遅れ破壊特性と低温靭性が低下する。このため、炭素当量 Ceqは 0. 以上 0. 58未満とした。なお、好ましくは、 0. 44以上 0. 54以下である。なお、 ( 1 ) .式の計算においては、含有しない元素は零として計算するものとする。 ·

図 1に炭素当量 Ceqと、焼入れ後の 0. 1N塩酸中での 4点曲げ破断時間、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度 vTrs、平面曲げ疲労強度 σ f との関係を示す。図 1力ら、 Ceqが 0. 4 以上 0. 58未満であれば、焼入れ後の耐遅れ破壌特性、低温靱性、疲労強度がともに優れた鋼材となる。

4点曲げ試験は、成形-焼入れ処理した部材より、幅 5mm X長さ 80腿の試験片を切出して実施した。 4点曲げ試験は、試験片を 0. 1N塩酸中に浸漬し、次式

σ (MPa) = (12E t δ ) / (3Η²_4Α²) - (ここで、 Ε :縦弾性定数 (2. 06 X 10⁵MPa) 、 t ：試験片板厚 (腿)、 H：両端支点間距離 (醒)、 A= (H- h ) /2、 h：中間支点間距離 (醒)、 5 ：試験片中央の変位量 (mm) )

で計算される負荷応力 σ を、 1180MPaとして応力負荷し、最大 200 hまでの試験を実施し破断時間を求め、耐遅れ破壌特性を評価した。図 2に 4点曲げ試験の応力負荷方法を示す。また、成形-焼入れした部材より 1/4サイズ（厚さ： 2. 5醒）の 2 mmVノッチ衝撃試験片を採取して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度 vTrsを求め、低温靭性を評価した。

また、成形-焼入れした部材より幅 30墮 X長さ 90mmの試験片を切出し、平面曲げ疲労試験を実施し、疲労特性を評価した。平面曲げ疲労試験は、応力比： - 1. 0の両振りで、搡返し速度 25Hz、最大繰返数 10⁷サイクルで試験し、疲労破壌しない最大の応力振幅 σ f を疲労限として求めた。

Bを考慮した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計 χ ： 1. 2以上 1. 7未満 Grossmannによる焼入れ性倍数は、所望の原板の成形性、焼入れ後の硬度、疲労強度を得るために制御する必要のある材料パラメータである。 Grossmannによる焼入れ性倍数は、本発明では、例えば、レスリー著：鉄鋼材料学、丸善発行、 P . ⁴02-⁴0⁵の表 3に記載されている各元素についての値を参照して用いた。すなわち各元素について含有量に応じて数値を決定し、各元素についての合計 %をもとめて、用いた。なお、 Grossmannによる焼入れ性倍数において、 Cの焼入れ性倍数は ASTM粒度 No. 7の値を採用し、焼入れ性倍数の定めのない Bについては、 TiNによる固着を考慮して N当量以上固溶 Bが含有される場合には、含有量に関わらず 0. 2とした。

%が 1. 2未満では、焼入れ後の硬度が低下し、平面曲げ疲労試験における疲労破壊しない最大の応力振幅 σ f が 450MPa以上の優れた焼入れ後疲労強度を得ることができない。一方、ズが 1. 7以上では、鋼材のフェライト体積率が 30%未満となり、原板の成形性が低下し、局所的な減肉部が応力集中部となり、焼入れ後の σ f が 450MPa以上という優れた疲労強度を得ることができない。従って、 Bを考慮した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計 X ： 1. 2以上 1. 7未満に限定した。図 3に各元素の焼入れ性倍数の合計 X と平面曲げ疲労試験における疲労限との関係を示す。

なお、上記した成分以外の残部は、実質的に Feである。

また、本発明の鋼材は平均フェライト円相当粒径 dfが 1. 1 /ζ πι以上未満であり、フェライトの体積分率 V f が 30%以上 98%未満である組織を有する。

平均フェライト円相当粒径 df ： 1.： m以上 12 μ πι未満

焼入れ前の素材（鋼材）のミクロ組織は、優れた成形性、高い焼入れ後の疲労強度等確保する上で重要な素材パラメータである。平均フェライト円相当粒径 dfが 1. 1 x m未満では、所望の成形性が確保できず、局所的な減肉部が応力集中部となり、焼入れ後の疲労強度が大きく低下する。一方、 dfが 12 /z m以上では、特に素材表面の焼入れ性が低下し、疲労強度が大きく低下する。このため、鋼材の平均フェライト円相当粒径 df を 1. 1 /z m以上 12 μ ιη未満に限定した。

図 4に焼入れ前の素材（鋼材）組織の平均フェライト円相当粒径 df と焼入れ後の平面曲げ疲労試験における疲労限との関係を示す。焼入れ前の素材（鋼材）組織の平均フエライト円相当粒径 dfが、 Ι. ΐ μ πι以上、未満の場合には、 σ fが 450MPa以上の高い疲労強度が得られる。特に dfが、 2. 0~7. 9 i mの範囲では 500MPa以上という高い疲労強度が得られることがわかる。なお、ここでいう、フェライトとは、ポリゴナルフヱライト、ァシキユラ一フェライト、ウイッドマンステツテンフェライト、べィニティックフェライトを含むものとする。

なお、本発明でいう平均フェライト円相当粒径 dfは、組織を撮像し画像処理により、各フェライト粒の面積を測定し、各フェライト粒について円相当直径に換算し、得られた各フェライト円相当粒径を平均したものを用いた。本発明で扱う鋼材のように、焼入れ性を具備した材料では非定形なフェライト粒を含むため、平均フェライト粒径は切断法による値ではなく、面像処理による円相当径を揉用した。

なお、フェライト以外の第二相としては、カーパイド、パーライト、べィナイト、マルテンサイトおよびそれらの混合とすることが好ましい。第二相の平均円相当粒径 dsはフエライトと同様に、 Ι. ΐ μ πι以上、 12 /z m未満とすることが好ましい。

フェライト体積分率 V f ： 30%以上 98%未満

焼入れ前の素材（鋼材）のフェライト体積分率 Vfが 30%未満では、所望の成形性が確保できず、局所的な減肉部が応力集中部となり、焼入れ後の疲労特性が大きく低下する。一方、 98%以上のフヱライト体積分率を確保することは、上記した成分範囲では困難であるため、これを上限とした。フェライト体積分率は、断面をナイタールエッチ後、走査型電子顕微鏡 (SEM) によ.り 1000倍で 2視野以上観察、撮像して、粒界、第 2相を層別し、画像処理によりフェライト体積分率とする。

次に、本発明の熱延鋼帯の製造方法について、説明する。 '

まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等の通常の溶製方法で溶製し、連続鎳造法等の通常の鎳造方法でスラブ等の鋼スラブとすることが好ましい。ついで、上記した糸且成を有する鋼スラブは、加熱され、熱間圧延されて熱延鋼帯とされる。

つぎに、鋼スラブの好ましい熱延条件について説明する。

スラブ加熱温度： 1160〜1320°C

本発明では、 Nb、 Ti といった難溶解性の炭窒化物を形成する元素を必須元素としているこのため、スラブ加熱温度が 1160°C未満では、局所的に炭窒化物の再固溶が不充分となり. 部分的に熱延後のフヱライト粒径が 12 μ ιηを超え、焼入れ前の加工性が低下する。一方、スラブ加熱温度が 1320 を超えると、製品である鋼管■鋼帯の表面品質が低下する。従つてスラブ加熱温度は 1160〜： I320°Cとすることが好ましい。なお、より好ましくは 1180~ 1280°Cである。

仕上圧延終了温度： 750~980°C

熱間圧延の仕上圧延終了温度は、熱延後のフェライト粒径を決定する重要な製造パラメータである。仕上圧延終了温度が 750°C未満では、フェライト域圧延となり、圧延歪が巻取り後も残存し焼入れ前の成形性が低下する。 —方、 9S0°Cを超えると、フェライト粒径が粗大化し焼入れ前の成形性が低下する。従って仕上圧延終了温度は 750〜980°Cとすることが好ましい。なお、より好ましくは 820〜940°Cである。

卷取りまでの徐冷時間： 2s以上

熟間圧延の仕上圧延が終了したのち、直ちに卷き取るのではなく、巻取りまでの間に 2 s以上の徐冷時間を確保することが好ましい。仕上圧延終了後の徐冷とは、冷却速度： 20°C/s以下の冷却をいうものとする。これにより.、フェライト変態を十分に行わせることができ、焼入れ前の成形性が向上する。

卷取り温度： 560〜740°C

熱間圧延終了後の巻取り温度は、熱延後のフェライト体積分率を決定する重要な製造パラメータである。卷取り温度が、 5⁶0°C未満では、所望のフェライト体積分率が得られず、焼入れ前の成形性が低下する。巻取り温度が規定の範囲内で高いほど、裤入れ前の成形性は向上するが、 740°Cを超えると表層の C量低下が顕著となり、焼入れ後の疲労特性が低下する。従って巻取り温度は 560~740°Cとすることが好ましい。なお、より好ましくは 600 〜700°Cである。

上記した方法で熱延鋼帯を製造することにより.、焼入れ性が高く、所望のフェライト組織を得にくい鋼スラブにおいても、平均フェライト円相当粒径 l. l~12 /z m、フェライト体積分率 30〜98%といった焼入れ前の成形性、焼入れ後の疲労強度に最も好適な所望のミク口組織を有する熱延鋼帯となり、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性およぴ耐遅れ破壌特性に優れた自動車構造部材用熱延鋼帯を得ることができる。

本発明では、上記した製造方法で製造された熱延鋼帯を用いて、適正条件で電鏠造管することにより、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性おょぴ耐遅れ破壊特性に優れた自動車構造部材用鋼管とすることができる。

つぎに、好ましい鋼管の製造条件について説明する。本発明では、上記した条件で製造された熱延鋼帯を素材として用いる。素材は、熱延ままでもよいが、酸洗処理を施し表面の黒皮を除去して用いることが好ましい。熱間圧延まま、あるいは酸洗処理を施された素材は、 Φΐ絞り率 8%以下の電鏠造管を施して鋼管とされることが好ましい。

電縫造管条件：幅絞り率 8%以下

鋼帯を連続的に口ール成形し電鏠造管する場合においては、幅絞り率は焼入れ前に所望の成形性を確保するための重要な製造パラメータである。 Φ畐絞り率が 8%を超えると造管に伴う成形性の低下が顕著となり、焼入れ前の必要な成形性が得られない。従って幅絞り率は 8%以下 (0%を含む）とすることが好ましい。なお、幅絞り率は、次式で定義される値とする。

幅絞り率（％) = [ (素材鋼帯の幅)— π { (製品外径—製品肉厚) (製品外径)— (製品肉厚) } ] Χ 100

なお、本発明の鋼管の製造方法では、素材は熱延鋼帯に限定されることはない。上記した熱延鋼帯の製造方法で製造された熱延鋼帯を素材として、冷間圧延、焼鈍等を施された冷延焼鈍鋼帯、あるいはさらに各種表面処理を施された表面処理鋼帯を用いてもなんら問題はない。また、電鏠造管に代えて、ロールフォーミング、切板のプレス閉断面化、造管後の冷間 ·温間 ·熱間での縮径、熱処理等を組合せた造管工程としてもよい。さらに電鏠溶接に代えて、レーザー溶接、アーク溶接、プラズマ溶接などを用いても何ら問題はない。実施例

実施例 1

表 1に示す Α〜Ζの 26種類の鋼スラブを、表 3に示すスラブ加熱温度に再加熱した後、表 3に示す条件の、熱間圧延を施し板厚 2. 6腿の熱延鋼帯とした。得られた熱延鋼帯に、酸洗処理、スリテツイングを施した後、ロール成形し、電縫溶接する電鏠造管により、外径 101. 6脆の溶接鋼管とした。なお、造管時の幅絞り率は表 3に示すとおりとした。なお、表 2に各鋼の各元素の焼入れ性倍数の値とその合計を示す。

なお、得られた熱延鋼帯から、組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食して、 SEM (1000 倍）で観察し、撮像し、画像処理して、フェライト体積分率、平均フユライト円相当粒径、第二相円相当粒径を測定した。なお、円相当粒径の求め方は、各粒の面積を求め、その面積に相当する円の直径を各円相当粒径とし、各粒の平均値を用いた。

こうして得られた鋼管を、閉断面形状のアクスルビームに成形したのち、雰囲気制御した連続炉中で約 920°Cに加熱し、水冷する焼入れ処理を行った。焼入れ後に、断面硬さ試験、平面曲げ疲労試験、シャルピー衝撃試験、 4点曲げ試験、腐食試験後の平面曲げ疲労試験を行った。試験方法は次の通りとした。

(1) 断面硬さ試験

成形-焼入れした部材より、試験片を切出し、肉厚方向全域にわたりビッカース硬さ（荷重： lOkgf) を測定し、その平均値をその部材の焼入れ後の断面硬さとした。

(2) 平面曲げ疲労試験

平面曲げ疲労試験は、成形-焼入れした部材より、幅 30議 X長さ 90mmの試験片を切出し、応力比： - 1.0の両振りで、操返し速度 25Hz、最大繰返数 10⁷ サイクルで試験し、疲労破壊しない最大の応力振幅 σ f を疲労限として求め、焼入れ後の疲労強度を評価した。

(3) シャルピー衝搫試験

シャルピー衝撃試験は、成形-焼入れした部材より 1/4サイズ（厚さ： 2.5腿）の 2匪 V ノッチ衝撃試験片を採取して実施し、破面遷移温度 vTrsを求め、低温翻性を評価した。

(4) 4点曲げ試験

4点曲げ試験は、成形一焼入れ処理した部材ょり、幅 5mmX長さ 80醒の試験片を切出して、試験片を 0.1N塩酸中に浸漬し、次式

σ ( Pa) = (12E t δ ) / (3Η²- Α²)

(ここで、 Ε :縦弾性定数（2.06X10⁵MPa) 、 t ：試験片板厚 (醒)、 H：両端支点間距離 (mm)、 A= (H-h) /2、 h：中間支点間距離 (腿)、 δ ：試験片中央の変位量 (謹)）

で計算される負荷応力 σ を、 1180MPaとして図 2に示すように応力負荷し、最大 200hまでの試験を実施し破断時間を求め、耐遅れ破壌特性を評価した。

(5) 腐食試験後の平面曲げ疲労試験

腐食試験後の平面曲げ疲労試験は、成形—焼入れ処理した部材より、幅 30mmX長さ 90腿の試験片を切出し、 JIS Z2371の規定に準拠した 20日間の塩水嘖霧試験を行ったのち、応力振幅： σ fで、平面曲げ疲労試験（応力比：— 1、繰返し速度： 25Hz) を行い、疲労寿命を求め、疲労寿命が腐食無し試験片の 1/2サイクル以上であれば、〇とし、それ以外を Xとして評価した。

なお、焼入れ前の各鋼管について、 JIS 12号引張試験片により原管の引張試験を実施し、伸び E1を求め、成形性を評価した。得られた結果を表 4に示す。

本発明例はいずれも、原管の伸び E1が 20° /。以上（JIS12号試験片）、焼入れ後の断面硬度 HV (10)が 350~550、平面曲げ疲労限 σ fが 500MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度 vTrsが- 40°C以下、 0. 1N塩酸中での 4点曲げ破断時間が 200 h以上、腐食疲労試験による疲労寿命の低下度が無腐責材の 1/2サイクル以上、の優れた成形性、疲労強度、低温 IS性、耐遅れ破壌特性と腐食疲労強度を示している。

一方、鋼成分、炭素当量, Ceq、焼入れ性倍数の合計のいずれかが本発明の範囲を外れる比較例 No, 5〜No, 26は、成形性、疲労強度、低温靱性、耐遅れ破壊特性、腐食疲労強度のいずれかが低下している。鋼成分のうち、 C量、 Mn量、 B量が本発明の範囲を下回る比較例 No. 5、 No. 9、 No. 14は、焼入れ後の断面硬度 Hvが 350未満で、焼入れ後のが

450MPa未満と低い。また、 C量、 Mn量、 B量が本発明の範囲を超える比較例 No, 6、 No. 10、 No. 15は、 0. IN塩酸中 4点曲げ破断時間が 200 h未満と耐遅れ破壌特性が劣化している。また、 Siが本発明範囲を下回る比較例 No. 7は、フヱライト体積分率が 30%未満と低く原管の伸ぴ E1が 20%未満と低い。一方、 Siが本発明範囲を超える比較例 No. 8は、 vTrsが- 40°C以上と低温靭性が劣化している。 P、 S、 0量が本発明範囲を超える比較例 No. 11、 No.' 12, No. 13は、いずれも耐遅れ破壌特性或いは、疲労強度或いは原管の E1が低くい。また、 Nb、 Ti、 Cr、 Mo、 Ni、 Vが本発明範囲を超える比較例 No. 1δ、 No. 17、 No. 18、 No. 19、 No. 20、 No. 21はいずれも原管の Elが 20%未満と低く、成形性が劣化している。 Ca が本発明範囲を超える比較例 No. 22は、 El、疲労強度、低温靱性、耐遅れ破壌特性が全般に低い。炭素当量 Ceq或いは焼入れ性倍数の合計 %が本発明範囲を超える比較例 No. 23、 No. 25は原管の Elが低く、焼入れ後の硬度 HV (10)が 550超えと高く、 vTrsが高く、耐遅れ破壌特性が低下している。 Ceq或いはが本発明範囲を下回る比較例 No. 24、 No. 26は、平均フェライト円相当粒径が 12 / m以上と大きく、焼入れ後の硬度 HV (10)が 350未満と低く、焼入れ後の平面曲げ疲労限 σ fが 450MPa未満と疲労強度が低い。実施例 2

表 1に示す鋼 No. A〜Dの組成を有する鋼スラブを用いて、表 5に示すような熱延条件で熱延鋼帯を製造した。これら熱延鋼帯に酸洗処理を施して黒皮を除去したのち、表 5に示す造管条件で電縫鋼管を作製した。一部の熱延鋼帯では熱延まま（黒皮付）とした。また、一部の熱延鋼帯については、冷延ー焼鈍処理、 Zn、 A1表面処理を施して造管した。また、一部では、電鏠造管に代えて、プレス一溶接法、ロールフォーミング一溶接法を用いた。また、一部の鋼管については、造管後 Znめっきを施した。さらに、一部の鋼管では、得られた鋼管に温間縮径、熱間縮径を施した。

これら鋼管を管状素材として、アクスルビームに成形後（No. 41はサスペンションアームに成形後）、雰囲気制御した連続炉中で約 920°Cに加熱後水冷した。一部の部材については、焼入れ後、ショットブラスト、ショットピーニングを施した。

焼入れ後得られた部材について、断面硬度、平面曲げ疲労試験、シャルピー衝擊試験、 0. 1N塩酸中での 4点曲げ試験、 20日間の塩水噴霧試験 (JIS Z2371) 後の平面曲げ疲労試験を行った。試験方法は、実施例 1と同様とした。得られた結果を表 6に示す。

本発明例は、いずれも原管の伸ぴ E1が 20%以上（JIS12号試験片）、焼入れ後の断面硬度 HV (10)が 350〜550、平面曲げ疲労限 σ fが 500MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度 vTrsが- 40°C以下、 0. 1N塩酸中での 4点曲げ破断時間が 200 h以上、腐食疲労試験による疲労寿命が無腐食材の 1/2サイクル以上、の優れた成形性、疲労強度、低温靭性、耐遅れ破壊特性と腐食疲労強度を示している。

スラプ加熱温度が本発明の好適範囲を下回る No. 28、仕上圧延温度が本発明の好適範囲を上回る No. 30、仕上圧延温度が本発明の好適範囲を下回る No. 31、熱延ランナウトでの除冷時間が本発明の好適範囲を下回る No. 33、巻取り温度が本発明の好適範囲を下回る No. 35は、いずれもフェライト粒 dfが 12 /z mよりも大きいか、フェライト体積分率 Vfが 30°/。未満であるかして、原管の伸びが 20%未満と低く成形性が低下し、 No. 33を除き、焼入れ後の平面曲げ疲労限 σ f も 450MPa未満と低くなつている。熱延卷取り温度が本発明の好適範囲を上回る No. 36は原管の伸ぴ E1は 20%以上と高いが、表面脱炭により. o fが低くなつている。また、造管幅絞り率が本発明の好適範囲を上回り、巻取温度が本発明の好適範囲を下回る No. 38は原管の伸び E1が 15%と低く、また σ f も低くなつている。 No. 40は熱延後の酸洗を省略した例、 No. 41は φ 60. 5 X 2. 6 tのサスペンションアームに成形後焼入れした例、 No. 42は熱延後、冷延-焼鈍を行った鋼帯を電鏠造管した例、 No. 43 は鋼帯をプレス成形し、閉断面形状に溶接（アーク、レーザ、プラズマ）した例、 No. 44は鋼帯を閉断面にロールフォーミング'、し溶接した例、 No. 45、 No. 46は熱延後 Zn系、 A1系のめつきを施した原板を電縫造管した例、 No. 47は電鏠造管後 Zn系めつきした素管を成形後焼入れした例、 No. 48、 No. 49は電鏠造管後、熱間或いは温間で縮径圧延を行った例、 No. 50は素管のまま加熱し、成形しつつ焼入れを行った例、 No. 51は焼入れ後にショットブラストを行った例、 No. 52は焼入れ後にショットピーニング、、を行った例である。 No. 40~ No. 52いずれも、本発明例であり、原管の伸び E1が²0%以上（JIS1²号試験片）、焼入れ後の断面硬度 HV(10)が 350〜550、平面曲げ疲労限 σ fが 500MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度 vTrsカ 40°C以下、 0. 1N塩酸中での 4点曲げ破断時間が 200 h以上、腐食疲労試験による疲労寿命の低下度が無腐食材の 1/2サイクル未満の優れた成形性、疲労強度、低温靭性、耐遅れ破壌特性と腐食疲労強度を示している。産業上の利用可能性

本発明によれば、サスペンション、シャシ一部材において必要とされる、優れた成形性、優れた焼入れ後の疲労強度、優れた低温靭性、優れた耐遅れ破壊特性、及ぴ優れた腐食疲労強度を有する、自動車構造部材用鋼材が容易にかつ安価に製造できる。

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No. 鋼 o. 仕上皿度徐冷時間巻取り温度幅絞り率加熱温度

(°c) (s) (°C) (%) (°C)

1〜25 A〜Z 約 1240 約 910 約 4 約 660 約 3

表 4

*20日間の塩水噴霧試験後、応力振幅 σίで平面曲げ疲労試験を実施し、疲労寿命が無腐食材の 1/2サイクル以上のものを 0、それ以外を X

Claims

請求の範囲

. . 質量％で、

C ： 0. 18〜0. 29%、 Si： 0. 06〜0. 45%、

Mn： 0. 91〜： L. 85%、 P ： 0. 019%以下、

S ： 0. 0029%以下、 Sol. A1： 0. 015〜0. 075%,

N： 0. 0049%以下、 0 : 0. 0049%以下、

B ： 0. 0001〜0. 0029%, b： 0. 001~0. 019%,

Ti： 0. 001~0. 029%、 Cr： 0. 001~0. 195%、

Mo： 0. 001〜0. 195%

を、下記（1 ) 式で定義される炭素当量 Ceqが 0. 4以上 0. 58未満を満足し、かつ Bを考盧した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計 χが 1. 2以上 1. 7未満を満足するように、含有し、残部実質的に Feよりなる組成と、平均フェライト円相当粒径 dfが 1. Ι μ πι以上 12 ΠΙ 未満であり、フェライトの体積分率 V f が 30%以上 98°/₀未満である組織とを有することを特徴とする、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靱性および耐遅れ破壊特性に優れた自動車構造部材用鋼材。

記

Ceq =C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ( 1 )

ここで、 C、 Mn、 Si、 Ni、 Cr、 Mo、 V：各元素含有量（質量％)

2 . 前記組成に加え、さらに質量⁰ /₀で、 Cu： 0. 001~0. 175%、 Ni： 0. 001〜0. 145%、 V： 0. 001〜0. 029%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に記載の自動車構造部材用鋼材。

3 . 前記組成に加え、さらに質量⁰ /₀で、 Ca： 0. 0001〜0. 0029%を含有することを特徴とする請求項 1または 2に記载の自動車構造部材用鋼材。

4 . 質量％で、

C ： 0. 18〜0. 29%、 Si： 0. 06〜0. 45%、

Mn： 0. 91〜1. 85%、 P ： 0. 019%以下、

S ： 0. 0029%以下、 Sol. Al： 0. 015~0. 075%,

N： 0. 0049%以下、 O ： 0. 0049%以下、

B ： 0. 0001〜0. 0029%、 Nb： 0. 001〜0. 019%、

Ti： 0. 001〜0. 029%、 Cr： 0. 00：！〜 0. 195%、

Mo： 0. 001〜0. 195%

を、あるいはさらに

Cu： 0. 001~0. 175%, Ni： 0. 001〜0. 145%、 V： 0. 001~0. 029%のうちから選ばれた 1種または 2種以上およびまたは Ca： 0. 0001〜0. 0029%を、下記（1 ) 式で定義される炭素当量 Ceqが 0. 4以上 0. 58未満を満足し、かつ Bを考慮した Grossmannによる焼入れ性倍数の合計； Cが 1. 2以上 1. 7未満を満足するように、含有する組成を有する鋼スラブを、 1160~ 1320°Cに加熱した後、仕上圧延終了温度を 750~980 とする熱間仕上圧延を行い、卷取りまでの間に 2s以上の徐冷時間を設け、卷取り温度を 560~740°Cとして卷取り、熱延鋼帯とすることを特徴とする、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性おょぴ耐遅れ破壌特性に優れた自動車構造部材用熱延鋼帯の製造方法。

Ceq =C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/l4 ( 1 )

-こで、 C、 Mn、 Si、 Ni、 Cr、 Mo、 V：各元素含有量（質量％)

5 . 請求項 4に記载の方法で製造された熱延鋼帯を素材として、熱間圧延まま、あるいは該素材に酸洗処理を施した後、幅絞り率 8%以下の電縫造管を施して鋼管とすることを特徴とする、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性おょぴ耐遅れ破壌特性に優れた自動車構造部材用鋼管の製造方法。