WO2010092992A1 - 耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼及びその製造方法とスタビライザ - Google Patents

耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼及びその製造方法とスタビライザ Download PDF

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冨田　邦和
玉井　豊
服部　和彰
関次 井上
彰 丹下
則彦 森
由利香 後藤
清 栗本
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日本発條株式会社
Ｊｆｅ条鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high strength stabilizer steel for vehicles mainly used for automobiles and a method for producing the same, and more particularly to a stabilizer having a high tensile strength of 1100 MPa or more and excellent corrosion resistance and low temperature toughness.
  • the stabilizer bar (hereinafter simply referred to as the stabilizer) is a rolling load that acts on the left and right suspension mechanisms by twisting and displacing in the direction against the rolling load transmitted from the wheels via the suspension mechanism during turning, especially when the vehicle is turning.
  • This is a spring component that has a function of reducing the inclination and preventing excessive leaning of the vehicle body.
  • the number of repetitions of the load applied to the stabilizer is generally smaller than that of the coil spring.
  • the material steel Is required to have sufficient strength and durability, and toughness higher than that of a coil spring.
  • Conventional stabilizers use carbon steel such as S48C and spring steel such as JIS SUP9, and the manufacturing process is, for example, hot-rolled steel material is cut to a predetermined size, then hot-formed and then quenched and tempered. The tempering treatment is adjusted to a predetermined strength, and then the surface is subjected to shot peening, and finally used for the anticorrosion through a coating process.
  • Patent Document 1 a non-tempered spring steel having a strength of 120 to 150 kgf / mm 2 is obtained by adding appropriate amounts of Ti, Nb, and B, particularly by adding 0.08% or more of Ti + Nb. Proposed.
  • the vehicle stabilizer is painted to ensure anti-corrosion performance, it is exposed to the outside of the vehicle due to its structure, so that it is easy for dents and paint to peel off due to stepping stones during travel.
  • the corrosion progresses from the part where the paint is peeled off, and the component is damaged due to the propagation of the fatigue crack starting from the corroded part.
  • snow melting agents are often sprayed to prevent freezing, so the corrosive environment is becoming increasingly severe. In this situation, corrosion protection by painting alone is insufficient.
  • Patent Document 1 does not pay attention to corrosion resistance and low temperature toughness although it has high strength.
  • the present invention has been made paying attention to such circumstances, and has improved the corrosion resistance of the raw material itself, and has high tensile strength of 1100 MPa or more, and is excellent in corrosion resistance and low temperature toughness, and a steel for a vehicle stabilizer, and It aims at providing the manufacturing method.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • the high strength stabilizer steel for vehicles having excellent corrosion resistance and low temperature toughness according to the present invention is C: 0.07 to 0.20%, Si: more than 0.6% and 1.5% or less. , Mn: 1 to 3%, Cr: 0.1 to 1.0%, sol.
  • Al 0.005 to 0.080%, Ti: 0.005 to 0.060%, Nb: 0.005 to 0.060%, Ti + Nb ⁇ 0.070%, N: 150 ppm or less, P: 0 0.035% or less, S: 0.035% or less, Cu: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00%, the balance being made of Fe and inevitable impurities, before stabilizer molding Excellent in corrosion resistance and low temperature toughness, characterized in that the structure consists of either bainite or martensite or a mixed structure of bainite / martensite, and the prior austenite grain size after heat treatment of the stabilizer is 9 or more in grain size number Steel for high strength stabilizer for vehicles.
  • the manufacturing method of the high strength stabilizer for vehicles according to the present invention which is excellent in corrosion resistance and low temperature toughness, is mass%, C: 0.07-0.20%, Si: 0.6% over 1.5% Hereinafter, Mn: 1 to 3%, Cr: 0.1 to 1.0%, sol.
  • the heating method increases by 30 ° C / second or more by high-frequency induction heating or resistance heating due to direct energization. It is a manufacturing method of a high strength stabilizer for vehicles excellent in corrosion resistance and low temperature toughness characterized by heating at a temperature rate.
  • a high-strength stabilizer for a vehicle excellent in corrosion resistance and low-temperature toughness according to the present invention is characterized by being manufactured using the method (2).
  • FIG. 1 is a perspective view showing an outline of a vehicle stabilizer.
  • FIG. 2 is a process diagram showing an example of a method for manufacturing a vehicle stabilizer according to the present invention.
  • FIG. 3 is a process diagram showing another example of the method for manufacturing the vehicle stabilizer of the present invention.
  • C 0.07 to 0.20% C is an element necessary for steel to ensure a predetermined strength, and 0.07% or more is necessary to ensure a tensile strength of 1100 MPa or more. However, if the C content exceeds 0.20%, the carbides become excessive, and both the corrosion resistance and toughness are lowered, so the upper limit was made 0.20%.
  • a low-carbon steel material having a low carbon content as a stabilizer material, it is possible to effectively prevent the occurrence of burning cracks and set cracks, which have been a concern in conventional manufacturing methods, and to make the stabilizer even safer. It is said.
  • Si more than 0.6% and 1.5% or less (0.6% ⁇ Si ⁇ 1.5%) Si is important as a deoxidizer during melting. In addition, since it is an element effective for solid solution strengthening, it is an important element for increasing the strength. In order to exert the effect, it is necessary to add Si exceeding 0.6%. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the toughness decreases, so the upper limit was made 1.5%.
  • Mn 1 to 3%
  • Mn is an element that improves hardenability and is effective as a solid solution strengthening element.
  • Mn is important for ensuring strength.
  • Mn is also important as an element that refines the structure and improves ductility. In order to exert the effect, it is necessary to add 1% or more of Mn.
  • Mn is added in excess of 3%, the amount of carbides precipitated from a low temperature during tempering becomes excessive, and both corrosion resistance and toughness decrease, so the upper limit was made 3%.
  • Cr 0.1 to 1.0% Cr is effective for improving hardenability and solid solution strengthening in the same way as Mn, and is important for securing strength in the case of low carbon steel. In order to exert the effect, it is necessary to add 0.1% or more of Cr. On the other hand, if added over 1.0%, Cr carbide during tempering excessively precipitates, and both toughness and corrosion resistance decrease, so the upper limit was made 1.0%.
  • Al 0.005 to 0.080%
  • Al is an important element as a deoxidizer during melting. In order to exert the effect, it is necessary to add 0.005% or more of Al. On the other hand, if Al is added in excess of 0.080%, oxides and nitrides become excessive, and both corrosion resistance and toughness decrease. Therefore, the upper limit was made 0.080%.
  • Ti forms carbonitrides in steel and is an effective element for improving strength and refining crystal grains. In order to exhibit these effects, it is necessary to add 0.005% or more of Ti. On the other hand, when Ti is added over 0.060%, carbonitrides become excessive, and both corrosion resistance and toughness are lowered. Therefore, the upper limit was made 0.060%.
  • Nb 0.005 to 0.060%
  • Nb is an element that forms carbonitrides in steel and is effective in improving strength and refining the structure. In order to exert these effects, it is necessary to add 0.005% or more of Nb. On the other hand, when Nb is added over 0.060%, carbonitrides become excessive, and both the corrosion resistance and ductility decrease, so the upper limit was made 0.060%.
  • Ti and Nb form carbonitrides in steel as described above, and have the effect of increasing strength and toughness, and exhibit synergistic effects when added simultaneously.
  • Ti and Nb are added excessively with the total amount of (Ti + Nb) exceeding 0.070%, carbonitrides are excessive, and both corrosion resistance and toughness are reduced. Reduce to 070% or less.
  • Cu 0.01 to 1.00% Cu is an element effective for improving the corrosion resistance. In order to exert the effect, it is necessary to add 0.01% or more of Cu. On the other hand, even if Cu is added over 1.00%, the effect is saturated, so it is not economical. Further, surface flaws occur frequently during hot rolling, and the productivity is impaired. It was.
  • Ni 0.01 to 1.00%
  • Ni is an element that improves the corrosion resistance like Cu, and in order to exert its effect, it is necessary to add 0.01% or more of Ni.
  • adding Ni beyond 1.00% is not economical because the effect is saturated (Ni is a rare and expensive metal element whose production country is limited), and the upper limit was made 1.00% .
  • P 0.035% or less P is an impurity element inevitably remaining or mixed in the steelmaking process, and segregates at the grain boundaries to reduce toughness, so the upper limit was made 0.035%.
  • S 0.035% or less S, like P, is an impurity element that inevitably remains or is mixed in the steelmaking process, and segregates at the grain boundaries to lower toughness. Furthermore, since MnS which is an inclusion becomes excessive and both toughness and corrosion resistance decrease, the upper limit was made 0.035%.
  • N 150 ppm or less N is an element that forms carbonitrides in steel and is effective in improving strength and refining the structure, but if added over 150 ppm, carbonitrides become excessive. Since both toughness and corrosion resistance are lowered, the upper limit is made 150 ppm.
  • component elements such as Mo, V, B, Ca, and Pb may be further added if the amount is small.
  • the effects of the present invention can be achieved by limiting these addition amounts to Mo: 1% or less, V: 1% or less, B: 0.010% or less, Ca: 0.010% or less, and Pb: 0.5% or less. Is not particularly disturbed.
  • Mo is an element effective in improving hardenability and toughness. However, since the effect is saturated even if Mo is added excessively, it is desirable to limit it to 1% at the maximum in consideration of economy as in the case of Ni.
  • V is an effective element that can suppress the decrease in hardness when the steel is subjected to high-temperature tempering treatment and can effectively increase the softening resistance of the steel.
  • V is a rare element as well as Ni, and therefore has low price stability and is likely to lead to an increase in raw material cost. Therefore, it is desirable that V is not added as much as possible, and it is desirable to limit the maximum to 1%.
  • B is an element that increases the hardenability of steel by adding a small amount.
  • the effect of increasing hardenability is recognized up to about 0.010% of the B addition amount, but the effect is saturated when the B addition amount exceeds 0.010%. Therefore, it is desirable to limit the amount of B to 0.010% at the maximum.
  • Ca and Pb are elements that improve the machinability of the steel material, and if added, the drilling workability at the end of the stabilizer is further improved.
  • the stabilizer may be molded either cold or hot, and is not particularly limited. Further, after the stabilizer molding, a quenching process is performed.
  • the structure before stabilizer forming refers to a structure before heat treatment for performing quenching treatment in both cold forming and hot forming. That is, in hot forming, it indicates a state of a cut round bar, and in cold forming, it indicates a state after forming.
  • the desired strength is obtained by once heating the austenite region from this state of the structure and quenching in a coolant such as water after bending (in the case of hot forming) or immediately (in the case of cold forming).
  • pre-structure when heating to the austenite region is ferrite-pearlite structure, the cementite of the pearlite structure is slow to dissolve, which requires a long heating time and is coarse and uneven. It becomes an austenite structure and the toughness of the steel material after quenching decreases. For this reason, the carbide is rapidly dissolved when heated in the austenite region, and in order to obtain a fine and uniform austenite structure, the previous structure is limited to a bainite structure, a martensite structure, or a mixed structure thereof.
  • Heating conditions when manufacturing stabilizers In the heating method of the present invention, even in a conventional quenching furnace, the microstructure is refined if the previous structure is a bainite structure, a martensite structure, or a mixed structure of both, and an appropriate amount of Ti and Nb is added. However, when the tensile strength is further increased to 1300 MPa or more, it is desirable to further refine the structure in order to suppress a decrease in low temperature toughness due to the increased strength. For this purpose, it is more preferable to employ high-frequency induction heating means or direct current heating means to perform rapid heating at a rate of temperature rise of 30 ° C./second or more.
  • the high-frequency induction heating means includes a high-frequency induction heating coil device having a coil that simply surrounds an object to be heated in addition to the high-frequency induction heating furnace.
  • the direct current heating means includes a direct current heating device having a bipolar terminal for directly heating the object to be heated and causing resistance heat generation. If the rate of temperature rise is less than 30 ° C / sec, current heating and high-frequency heating are performed in the air, so surface decarburization tends to occur and the strength may be reduced. It was.
  • the lower limit is set to austenitizing temperature + 50 ° C., and if the upper limit is set too high, adverse effects such as crystal grain coarsening and decarburization are feared, and therefore it is preferable to set the heating temperature to less than 1050 ° C.
  • “heating at the time of manufacturing the stabilizer” means heating at the time of stabilizer molding in the case of hot forming, and means heating to perform heat treatment after the stabilizer forming in the case of cold forming.
  • the stabilizer requires a strength level of 1100 MPa or more as a desired strength, and in order to obtain high low temperature toughness at this strength level, the old austenite grain size number is finer than 9 or more. It is necessary to make it.
  • the crystal grain size was measured according to JIS G 0551. Specifically, the crystal grain size number is determined by comparing the microscope observation image with a predetermined standard diagram in an optical microscope field of view with a magnification of 100 times, and 10 fields per sample are measured, and the average value is calculated. And measured values.
  • the smallest unit is the crystal grain size number in increments of 1, but when the crystal grain under the microscope field is in the middle of the two standard diagrams, a display of 0.5 is used. That is, when the crystal grain (observed image) under the microscope field is between the standard diagram of grain size number 7 and the standard diagram of grain size number 8, the crystal grain size number is determined to be 7.5 (Table 3, Tables). 4).
  • the prior austenite grain size means the grain size of the austenite structure during quenching heating.
  • tempering treatment after quenching is an optional treatment in the present invention and may or may not be performed. This is because the amount of carbon in the steel is reduced, so that it is within the limits of the present application, even if the tempering treatment after quenching is not performed (even if the temperature rise during coating is taken into consideration) This is because the strength and the effects of the invention (corrosion resistance and low temperature toughness) may be obtained.
  • the stabilizer 10 includes a torsion portion 11 that extends in the width direction of the vehicle body (not shown), and a pair of left and right arm portions 12 that are continuous from the torsion portion 11 to both ends.
  • the torsion part 11 is fixed to the vehicle body side via a bush 14 or the like.
  • the terminal 12a of the arm unit 12 is connected to the left and right suspension mechanisms 15 via a stabilizer link (not shown).
  • the torsion part 11 and the arm part 12 are usually bent at a plurality of places or a dozen places for the purpose of avoiding interference with other parts.
  • the stabilizer 10 When the vehicle turns, the stabilizer 10 receives a reverse phase input to the suspension mechanism 15, the left and right arm portions 12 bend in the opposite direction, the torsion portion 11 is twisted, and the vehicle body is excessively tilted (rolled). It functions as a spring that suppresses).
  • step S1 the manufacture example 1 of a stabilizer is demonstrated using FIG.
  • a round bar is cut into a predetermined length (step S1), bent into a desired shape shown in FIG. 1 (step S2), and heated in a conventional heating furnace, using a resistance heating device or a high-frequency heating device. Heating to the austenite temperature range (step S3), quenching in water (step S4), tempering immediately after quenching (step S5), correcting the thermally deformed stabilizer bar to the desired stabilizer shape (step S6), This was shot peened (step S7) and applied with a desired paint (step S8).
  • the tempering step S5 in the above manufacturing steps can be omitted.
  • the shape correction step S6 can be omitted if constrained quenching is performed.
  • step K2 the manufacture example 2 of a stabilizer is demonstrated using FIG.
  • a round bar is cut into a predetermined length (step K1), heated in a conventional heating furnace, or heated to an austenite temperature range using a resistance heating device or a high-frequency heating device (step K2), as shown in FIG. (Step K3), quenched in water (step K4), immediately tempered after quenching (step K5), and the thermally deformed stabilizer bar is corrected to a desired stabilizer shape (step K6).
  • step K7 was shot peened
  • step K8 the shape correction step K6 can be omitted if constrained quenching is performed.
  • Quenching treatment is performed in a conventional quenching furnace, and the austenitizing temperature (AC3) + 50 ° C (rounded up to the first digit) calculated by using the chemical composition of each steel and the following equation is 30 Heated for a minute and then quenched.
  • the tempering temperature is adjusted so that the tensile strength is about 1250 MPa, but the minimum temperature for tempering is 180 ° C. This is because the final coating is performed in the stabilizer manufacturing process, but the material temperature at this time rises to about 180 ° C.
  • the corrosion weight loss measurement was calculated by measuring the weight before and after the corrosion test and dividing by the corrosion area. Rust removal was performed with a 20% aqueous solution of ammonium hydrogen citrate at 80 ° C.
  • the evaluation of corrosion resistance is that the value of corrosion weight loss is 1000 (g / m2) or more is rejected (symbol ⁇ ), and the value is less than 1000 (g / m2). Symbol ⁇ ).
  • the prior austenite grain size was determined according to JIS-G-0551.
  • the appearance of crystal grains was determined by quenching and tempering (Gh), and the determination was made by comparison with a standard drawing.
  • Examples 1 to 10 are steel materials in which the chemical composition, the structure before heat treatment, and the prior austenite grain size are within the scope of the present invention, and the tensile strength is at a high strength level of 1200 MPa or more. Regardless, as shown in Table 2, the corrosion weight loss is less than 1000 (g / m2) and the corrosion resistance is excellent, and the impact value at an impact test temperature of -40 °C is 100 (J / cm2) or more, and the low temperature toughness is also excellent. Results were obtained.
  • Comparative Examples 1 to 15 are steel materials that are out of the scope of the present invention in terms of chemical composition, and among them, Comparative Example 15 (Steel No. 15) is made of JIS SUP9.
  • Comparative Example 4 is inferior in low temperature toughness due to too much Si content, and inferior in corrosion resistance due to too little Cu.
  • Comparative Example 6 is inferior in toughness because the Mn content is too high, and inferior in corrosion resistance because Ni is too low.
  • Comparative Example 10 is a case where the Al content is too high, and Al2O3-based oxides and nitrides such as AlN become excessive, and both toughness and corrosion resistance are reduced.
  • Comparative Example 11 is an example when the Ti content is too low
  • Comparative Example 12 is an example when the Nb content is too low.
  • both Comparative Examples 11 and 12 since the prior austenite crystal grains became coarse, the toughness deteriorated.
  • Comparative Example 13 is a case where the added amounts of Ti and Nb are within the scope of the present invention, but the total amount of both is too large. Also in Comparative Example 13, carbonitride is excessive, and both toughness and corrosion resistance are deteriorated.
  • Comparative Example 15 is an example of SUP9 used as a steel for stabilizers, but the chemical components are outside the scope of the present invention, have low toughness and poor corrosion resistance.
  • Table 3 is an example showing the influence of the structure before heating.
  • Example 5-1 (steel No. 20), the previous structure was a mixed structure of bainite + martensite which is within the scope of the present invention.
  • Comparative Example 16 is an example in which mechanical properties of materials made into a ferrite + pearlite structure by normalizing treatment were compared by quenching / tempering treatment.
  • the previous structure is a mixed structure of ferrite and pearlite, the crystal grains are mixed grains of Gh8.0 + Gh7.5, so that the toughness is inferior.
  • Table 4 shows the effect of heating rate during quenching.
  • Example 5-2 (steel No. 20) is a mixed structure of bainite and martensite whose previous structure is also within the scope of the present invention, and the heating method is furnace heating, and Example 5-3 (steel No. 20) is a heating method. Is the electric heating. Since the heating rate of the energization heating method of Example 5-3 was higher than that of the furnace heating method, the structure was further refined and the toughness was further improved as compared with the furnace heating method of Example 5-2.

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｃｒ：０．１～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０６０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ+Ｎｂ≦０．０７０％、Ｎ：１５０ｐｐｍ以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、スタビライザ成形前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかからなり、かつスタビライザの熱処理後の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号で９以上であることを特徴とする耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼。

Description

耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼及びその製造方法とスタビライザ
　本発明は、主として自動車に用いられる車両用の高強度スタビライザ用鋼およびその製造方法に係り、特に引張強度が１１００ＭＰａ以上の高強度で、かつ耐食性と低温靭性に優れたスタビライザに関する。
　スタビライザバー（以下、単にスタビライザという）は車両の走行安定性、とくに旋回時にサスペンション機構を介して車輪から伝達される横揺れ荷重に逆らう方向に捩れて変位し、左右のサスペンション機構に働く横揺れ荷重を軽減して過度の車体の傾きを防止する機能を有するばね部品である。このような使用環境下におかれるため、スタビライザに負荷される荷重の繰り返し回数はコイルばねに比べて概して少ないが、その反面、スタビライザに負荷される荷重が加速度をともなうために、素材となる鋼には十分な強度と耐久性、更にコイルばね以上の高靭性が要求される。従来のスタビライザにはＳ４８Ｃなどの炭素鋼やＪＩＳ ＳＵＰ９などのばね鋼が用いられ、その製造工程は例えば、熱間圧延鋼材を所定の寸法に切断後、熱間で曲げ成形を行い、その後焼入れ焼戻しの調質処理で所定の強度に調整し、その後、表面にショットピーニングを施し、最後に防食のために塗装工程を経て使用される。
　近年の自動車の燃費向上を目的とした足回り部品への高強度化による軽量化要求は更に強くなるいっぽうで、スタビライザにおいても１０００ＭＰａ以上の高強度なスタビライザが開発されてきている。例えば特許文献１ではＴｉ、Ｎｂ、Ｂを適正量添加することにより、特にＴｉ+Ｎｂ量を０．０８％以上添加することにより強度が１２０～１５０ｋｇｆ／ｍｍ2級の非調質ばね用鋼が提案されている。
特許第３４０９２７７号公報
　しかしながら、車両用スタビライザは、防食性能を確保するために塗装は行なっているが、構造上車外に露出しているため、走行中の飛び石などによる凹み疵や塗装剥離が起きやすい。特に塗装の剥れた箇所から腐食が進行し、この腐食部分を起点とする疲労亀裂の伝播により部品が破損することが懸念される。更に冬の間、凍結防止用に融雪剤が散布されることが多いので腐食環境はますます過酷化している状況であり、この状況では塗装のみの防食では不十分である。
　また、一般的に、鋼材が高強度化すると延靭性は劣化するが、ばねの場合、鋼材の延靭性が低いと上記のような理由で凹み疵や腐食孔が発生した場合、これを起点とした亀裂の伝播抵抗が低下し、容易に破損してしまう危険性が高まるので、高強度化とともに高靭性化は必要不可欠な特性で、特に腐食環境が過酷化している冬場の気温の低い状態での靭性（低温靭性）の向上は非常に重要であるが、前記特許文献１では高強度ではあるが、耐食性および低温靭性には着目していない。
　本発明はこのような事情に着目してなされたものであり、素材自体の耐食性を向上させ、かつ引張強度が１１００ＭＰａ以上の高強度で、耐食性と低温靭性に優れた車両用スタビライザ用鋼、およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者等は上記の課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
　(i)先ず素材の耐食性を向上させるには、腐食ピットになりやすい炭窒化物の生成量を制限する。具体的には、低炭素化とＴｉやＮｂなどは炭窒化物を生成しやすい合金元素の添加量を適正化し、Ｃｕ、Ｎｉの耐食性合金元素を適量添加することが耐食性の向上に効果がある。
　(ii)また、高強度と高い延靭性を両立させるためには、低炭素化と結晶粒の微細化とが効果的である。具体的にはＴｉ、Ｎｂなどの合金元素を適正量添加するとともに、焼入れ時の加熱前組織をベイナイトまたはマルテンサイトの単一組織とするか、あるいはベイナイトとマルテンサイトの混合組織とすることで、加熱時の炭化物溶け込み時間が短縮され、微細で均一なオーステナイト組織からの焼入れが可能となり、その結果、組織が微細化される。さらに、焼入れ時の加熱速度を３０℃/秒以上とする急速加熱を行なうことで、よりいっそう結晶粒の微細化が促進され、延靭性の向上にさらに有効である。
　本発明は以上の知見に基づいてなされたものである。
　（１）本発明に係る耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｃｒ：０．１～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０６０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ+Ｎｂ≦０．０７０％、Ｎ：１５０ｐｐｍ以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、スタビライザ成形前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかからなり、かつスタビライザの熱処理後の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号で９以上であることを特徴とする耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼である。
　（２）本発明に係る耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザの製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｃｒ：０．１～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０６０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ+Ｎｂ≦０．０７０％、Ｎ：１５０ｐｐｍ以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、スタビライザ成形前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかを有する鋼を用いてスタビライザを製造するにあたり、その加熱方法が高周波誘導加熱または直接通電による抵抗発熱により３０℃/秒以上の昇温速度で加熱することを特徴とする耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザの製造方法である。
　（３）本発明に係る耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザは、（２）の方法を用いて製造されたことを特徴とする。
　本発明によれば、引張強度が１１００ＭＰａ以上の高強度で、極寒の腐食環境下においても耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼およびその製造方法とその部品の提供が可能となり、部品の高強度化による自動車の軽量化、それによる燃費向上に伴う地球環境改善に大きく貢献することができる。
図１は、車両用スタビライザの概要を示す斜視図である。 図２は、本発明の車両用スタビライザの製造方法の一例を示す工程図である。 図３は、本発明の車両用スタビライザの製造方法の他の一例を示す工程図である。
　以下に、本発明における各成分元素の作用および製造条件などの限定理由についてそれぞれ説明する。なお、とくに断わらない限りは下記の百分率は質量％を示す。
　(1)Ｃ：０．０７～０．２０％
　Ｃは鋼が所定の強度を確保するために必要な元素であり、引張強度で１１００ＭＰａ以上確保するためには０．０７％以上が必要である。しかし、０．２０％を超えてＣを含有すると、炭化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を０．２０％とした。本発明では、スタビライザ素材として炭素含有量の低い低炭素鋼材を用いることにより、従来の製造方法において懸念されていた焼割れや置き割れの発生を有効に防止し、スタビライザをさらに安全性の高いものとしている。
　(2)Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下（０．６％＜Ｓｉ≦１．５％）
　Ｓｉは溶製時の脱酸剤として重要である。また固溶強化に有効な元素なので、高強度化するには重要な元素である。その効果を発揮させるためには０．６％を超えてＳｉを添加する必要がある。一方、Ｓｉ量が１．５％を超えると、靭性が低下するので、その上限を１．５％とした。
　(3)Ｍｎ：１～３％
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、固溶強化元素として有効な元素であり、低炭素鋼の場合、強度を確保するために重要である。また、Ｍｎは組織を微細化し、延靭性を向上させる元素としても重要である。その効果を発揮するためには１％以上のＭｎを添加する必要がある。一方、３％を越えてＭｎを添加すると、焼戻し時に低温から析出する炭化物量が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を３％とした。
　(4)Ｃｒ：０．１～１．０％
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性向上、固溶強化に有効で、低炭素鋼の場合、強度を確保するために重要である。その効果を発揮させるためには０．１％以上のＣｒを添加する必要がある。一方、１．０％を超えて添加すると、焼き戻し時のＣｒ炭化物が過剰に析出し、靭性と耐食性がともに低下するので、その上限を１．０％とした。
　(5)Ａｌ：０．００５～０．０８０％
　Ａｌは溶製時の脱酸剤として重要な元素である。その効果を発揮させるためには０．００５％以上のＡｌを添加する必要がある。一方、０．０８０％を越えてＡｌを添加すると、酸化物および窒化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を０．０８０％とした。
　(6)Ｔｉ：０．００５～０．０６０％
　Ｔｉは鋼中で炭窒化物を形成し、強度の向上と結晶粒の微細化に有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには０．００５％以上のＴｉを添加する必要がある。一方、０．０６０％を越えてＴｉを添加すると、炭窒化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を０．０６０％とした。
　(7)Ｎｂ：０．００５～０．０６０％
　Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、強度の向上と組織の微細化に有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには０．００５％以上のＮｂを添加する必要がある。一方、０．０６０％を越えてＮｂを添加すると、炭窒化物が過剰になり、耐食性と延靭性がともに低下するので、その上限を０．０６０％とした。
　(8)Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０７０％以下
　ＴｉとＮｂは上述のように鋼中で炭窒化物を形成し、強度と靭性を高める効果があり、同時に添加することで相乗効果を発揮する。一方、（Ｔｉ＋Ｎｂ）合計量で０．０７０％を超えてＴｉとＮｂを過剰に添加すると、炭窒化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、（Ｔｉ＋Ｎｂ）合計添加量を０．０７０％以下に抑える。
　(9)Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、耐食性を向上させるのに有効な元素である。その効果を発揮させるためには０．０１％以上のＣｕを添加する必要がある。一方、１．００％を越えてＣｕを添加してもその効果は飽和するので経済的ではなく、さらに熱間圧延時に表面疵が多発して製造性を損なうため、その上限を１．００％とした。
　(10)Ｎｉ：０．０１～１．００％
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に耐食性を向上させる元素であり、その効果を発揮させるためには０．０１％以上のＮｉを添加する必要がある。一方、１．００％を越えてＮｉを添加してもその効果は飽和するので経済的ではなく（Ｎｉは産出国が限られる希少かつ高価な金属元素）、その上限を１．００％とした。
　(11)Ｐ：０．０３５％以下
　Ｐは製鋼プロセスにおいて不可避的に残留または混入する不純物元素であり、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるので、その上限を０．０３５％とした。
　(12)Ｓ：０．０３５％以下
　Ｓは、Ｐと同様に製鋼プロセスにおいて不可避的に残留または混入する不純物元素であり、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる。さらに介在物であるＭｎＳが過剰になり、靭性と耐食性がともに低下するので、その上限を０．０３５％とした。
　(13)Ｎ：１５０ｐｐｍ以下
　Ｎは、鋼中で炭窒化物を形成し、強度の向上と組織の微細化に有効な元素であるが、１５０ｐｐｍを超えて添加すると、炭窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに低下するので、その上限を１５０ｐｐｍとする。
　(14)その他の成分添加元素
　前記添加元素の他に、微量であればＭｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｐｂなどの成分元素をさらに添加してもよい。これらの添加量をＭｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｐｂ：０．５％以下にそれぞれ制限すれば、本発明の効果はとくに阻害されない。
　Ｍｏは焼入性の向上および靭性の向上に効果のある元素である。しかし、Ｍｏを過剰に添加してもその効果は飽和するので、Ｎｉと同様に経済性を考慮すると最大で１％を限度とすることが望ましい。
　Ｖは鋼が高温焼戻し処理を受けたときに硬さの低下を抑制し、鋼の軟化抵抗を有効に高めることができる有効な元素である。しかし、ＶもＮｉと同様に希少な元素であるため価格安定性が低く、原料コストの上昇につながりやすいことからできるだけ添加しないほうが望ましく、最大で１％を限度とすることが望ましい。
　Ｂは微量の添加により鋼の焼入れ性を増大させる元素である。焼入れ性の増大効果はＢ添加量が０．０１０％程度まで認められるが、Ｂ添加量が０．０１０％を超えると効果が飽和してしまう。よって、Ｂの添加量は最大で０．０１０％を限度とすることが望ましい。
　ＣaとＰbは鋼材の被削性を向上させる元素であり、添加すればスタビライザ端部の穴あけ加工性が更に向上する。
　(15)スタビライザ成形前組織の限定
　本発明では、スタビライザの成形は冷間でも熱間でもどちらでもよく、特に限定しない。また、スタビライザ成形後は焼入れ処理を行なう。スタビライザ成形前組織とは、冷間成形でも、熱間成形でも焼入れ処理を行なうための、加熱処理前の組織を指す。すなわち、熱間成形では切断された丸棒の状態、冷間成形では成形後の状態を指す。この組織の状態からオーステナイト領域に一旦加熱し、曲げ成形後（熱間成形の場合）あるいは直ちに（冷間成形の場合）水などの冷媒に焼入れを行うことで所望の強度を得る。そのオーステナイト領域に加熱する際の前組織（以下、単に「前組織」という）がフェライト－パーライト組織では、特にパーライト組織のセメンタイトの溶け込みが遅いので、長時間加熱時間が必要となり粗大で不均一なオーステナイト組織になり、焼入れ後の鋼材の靭性が低下する。このことからオーステナイト領域に加熱したときに炭化物の溶け込みが速く、微細で均一なオーステナイト組織を得るために前組織をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織、またはこれらの混合組織に限定する。
　(16)スタビライザ製造時の加熱条件：
　本発明での加熱方法は、従来の焼入れ炉でも、前組織をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織または両者の混合組織とし、更に適量のＴｉとＮｂを添加すれば組織は微細化される。しかし、引張強度を１３００ＭＰａ以上の更なる高強度化とする場合には、高強度化による低温靭性の低下を抑制するために更に組織を微細化することが望ましい。そのためには高周波誘導加熱手段または直接通電加熱手段を採用して、昇温速度が３０℃/秒以上の急速加熱することがより好ましい。なお、高周波誘導加熱手段は、高周波誘導加熱炉の他に加熱対象物を簡易に取り囲むコイルを有する高周波誘導加熱コイル装置を含むものである。また、直接通電加熱手段は、加熱対象物に直接通電して抵抗発熱させるための両極端子を有する直接通電加熱装置を含むものである。昇温速度が３０℃/秒を下回ると、通電加熱や高周波加熱は大気中で行なうために表面脱炭が起きやすくなり、強度が低下するおそれがあるので昇温速度の下限を３０℃/秒とした。なお、加熱温度に関しては、下限をオーステナイト化温度＋５０℃とし、上限を高くしすぎると結晶粒の粗大化や脱炭などの悪影響が懸念されるため１０５０℃未満とすることが好ましい。ここで、「スタビライザ製造時の加熱」とは、熱間成形の場合はスタビライザ成形時の加熱を意味し、冷間成形の場合はスタビライザ成形後、熱処理を行なうための加熱を意味する。
　(17)旧オーステナイト粒度
　本発明では、所望の強度として１１００ＭＰａ以上の強度レベルがスタビライザに要求されているため、この強度レベルにおいて高い低温靭性を得るためには旧オーステナイト結晶粒度番号で９以上に微細化する必要がある。なお、結晶粒度はＪＩＳ Ｇ ０５５１の規定に準じて測定した。具体的には、倍率を１００倍とする光学顕微鏡視野において顕微鏡観察像を所定の標準図と比較することにより結晶粒度番号を判定し、１サンプルにつき１０視野ずつ測定し、それらの平均値を算出して測定値とした。なお、標準図は最小単位が結晶粒度番号で１刻みであるが、顕微鏡視野下の結晶粒が２つの標準図の中間にあたる場合は０．５という表示を用いた。すなわち、顕微鏡視野下の結晶粒（観察像）が粒度番号７の標準図と粒度番号８の標準図との中間にあるときは、その結晶粒度番号を７．５と判定する（表３、表４を参照）。なお、ここで旧オーステナイト粒度とは、焼入れ加熱時のオーステナイト組織の粒度のことをいう。
　(18)焼戻し処理
　焼入れ後の焼戻し処理は、本発明において任意の処理であり、行なってもよいし、行なわなくてもよい。これは鋼中炭素量を低減しているので、本願限定の範囲内であれば特に焼入れ後の焼戻し処理を行わない場合であっても（塗装時の温度上昇を考慮しても）、所望の強度、発明の効果（耐食性と低温靭性）を得ることができる場合があるからである。
　以下、添付の図面および表を参照して本発明を実施するための最良の形態について説明する。
　（スタビライザの構成）
　図１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複数個所もしくは十数箇所の曲げ加工がなされている。
　スタビライザ１０は、車両が旋回するときに、サスペンション機構１５に上下逆相の入力が入り、左右のアーム部１２が逆方向にたわみ、トーション部１１がねじられて、車体の過度の傾き（横揺れ）を抑制するばねとして機能する。
　（スタビライザの製造例１）
　次に図２を用いてスタビライザの製造例１を説明する。丸棒を所定長さに切断し（工程Ｓ１）、図１に示す所望の形状に曲げ成形し（工程Ｓ２）、従来の加熱炉内での加熱、あるいは抵抗発熱装置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Ｓ３）、水中に焼入れし（工程Ｓ４）、焼入れ後ただちに焼戻し処理を施し（工程Ｓ５）、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Ｓ６）、これをショットピーニングし（工程Ｓ７）、所望の塗料を用いて塗装した（工程Ｓ８）。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理工程Ｓ５は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程Ｓ６も省略することが可能である。
　（スタビライザの製造例２）
　次に図３を用いてスタビライザの製造例２を説明する。丸棒を所定長さに切断し（工程Ｋ１）、従来の加熱炉内での加熱、あるいは抵抗発熱装置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Ｋ２）、図１に示す所望の形状に曲げ成形し（工程Ｋ３）、水中に焼入れし（工程Ｋ４）、焼入れ後ただちに焼戻し処理を施し（工程Ｋ５）、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Ｋ６）、これをショットピーニングし（工程Ｋ７）、所望の塗料を用いて塗装した（工程Ｋ８）。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理工程Ｋ５は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程Ｋ６も省略することが可能である。
　（実施例）
　以下、表１～４を参照して本発明の実施例を比較例と対比しながら説明する。
　表１に示す種々の化学成分の鋼を試験溶解にて溶製（150kg)後、鋼塊となし、次いで160mm角ビレットに溶接し、熱間圧延にて直径２５mmの素材を作製した。この素材から直径２０mmの丸棒状試験片を採取し、焼入れ・焼戻し処理を行い、引張試験、衝撃試験、耐食性試験、旧オーステナイト結晶粒度試験を行なった。
　(1)焼入れ処理は、加熱炉は従来の焼入炉で行ない、各鋼の化学成分と下式を用いて計算で求めたオーステナイト化温度（ＡＣ３）＋５０℃（一桁目は切り上げ）に３０分加熱し、その後焼入れを行った。焼戻し処理は、引張強度が１２５０ＭＰa程度になるように焼戻し温度を調整するが、焼戻しの最低温度は１８０℃とした。これは、スタビライザの製造工程において最後に塗装を行なうが、このときの材料温度が１８０℃程度に上昇するためである。
　ＡＣ３（℃）＝908－2.237×％Ｃ×100＋0.4385×％Ｐ×1000＋0.3049×％Ｓｉ×100－0.3443×％Ｍｎ×100－0.23×％Ｎｉ×100＋2×（％Ｃ×100－54＋0.06×％Ｎｉ×100）(出典：熱処理技術便覧、Ｐ81）
　(2)引張試験は、JIS4号試験片で行なった。
　(3)衝撃試験はJIS3号片（Ｕノッチ２ｍｍ深さ)で、試験温度はマイナス４０℃で行なった。表２において、低温靭性評価は吸収エネルギの測定値が４０(J/cm2）未満であったものを不合格（記号×）とし、同値が４０（J/cm2)以上であったものを合格（記号○）とした。
　(4)耐食性試験は、所定の強度に熱処理を行なった丸棒材から20mm幅*50mm長さ*5mm厚みの板状試験片を採取し、更に板状試験片内の15mm幅*40mm長さ範囲を腐食面（それ以外はマスキングした）として乾湿繰返しの腐食試験を行い、腐食減量を測定した。
　乾湿繰返し条件は、＜5％NaCl、35℃＞*8時間+＜50%RH、35℃＞*16時間＝１サイクルとして、１０サイクル実施した。腐食減量測定は、腐食試験試験前後に重量測定し腐食面積で除して算出した。除錆は80℃の20％クエン酸水素アンモニウム水溶液で行なった。
　表２において、耐食性の評価は、腐食減量の値が1000（g/m2)以上であったものを不合格（記号×）とし、同値が1000（g/m2)未満であったものを合格（記号○）とした。
　(5)旧オーステナイト結晶粒度の判定は、JIS-G-0551に従い、結晶粒の現出は焼入れ焼戻し法（Gh)で行い、判定は標準図との比較で行なった。
　（評価結果）
　表１において、実施例１～１０（鋼No16～25）は化学成分、熱処理前組織、旧オーステナイト結晶粒度が本発明範囲内の鋼材であり、引張強度が1200MPa以上の高強度レベルにあるにもかかわらず、表２に示すように腐食減量が1000（g/m2）未満で耐食性に優れ、衝撃試験温度－４０℃における衝撃値が100（J/cm2)以上と低温靭性にも優れているという結果が得られた。
　表１において、比較例１～１５（鋼No１～15）は化学成分において本発明の範囲外の鋼材であり、これらのうち特に比較例１５（鋼No15）はJIS SUP9からなるものである。
　比較例１は、Ｃ含有量が低すぎるために１８０℃の焼き戻し処理を行っても引張強さが９８３ＭＰａとなり、所望の強度が得られず、またＳ含有量が高すぎるために介在物となるＭｎＳが多量に析出し、靭性と耐食性がともに劣るという結果が得られた。
　比較例２は、Ｃ含有量が０．４％と多すぎるため、炭化物が過剰に析出して耐食性および低温靭性がともに劣るという結果が得られた。
　比較例３は、Ｓｉ含有量が０．４５％と少なすぎるため、１８０℃の焼き戻し処理を行っても引張強さが１０１５ＭＰａとなり、所望の強度が得られず、またＮｂ含有量が高すぎるために炭窒化物が過剰に析出し、靭性と耐食性がともに劣るという結果が得られた。
　比較例４は、Ｓｉ含有量が多すぎるために低温靭性が劣り、またＣｕが少なすぎるために耐食性が劣る。
　比較例５は、Ｍｎ含有量が低すぎるために１８０℃での焼き戻し処理を行っても引張強さが１０１０ＭＰａとなり、所望の強度が得られておらず、またＴｉが高すぎるために炭窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに劣る。
　比較例６は、Ｍｎ含有量が高すぎるために靭性が劣り、またＮｉが低すぎるために耐食性が劣る。
　比較例７は、Ｃｒ含有量が低すぎるために１８０℃での焼き戻し処理を行っても引張強さが１０２３ＭＰａとなり、所望の強度が得られておらず、またＰ含有量が高すぎるために靭性が劣る。
　比較例８は、Ｃｒ含有量が高すぎるために炭化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに劣る。
　比較例９は、Ａｌ含有量が少なすぎるために脱酸が不十分で酸化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに低下している。
　比較例１０は、Ａｌ含有量が多すぎる場合であり、Al2O3系の酸化物やAlNなどの窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに低下している。
　比較例１１はＴｉ含有量が少なすぎる場合、比較例１２はＮｂ含有量が少なすぎる場合の例である。比較例１１，１２ともに旧オーステナイト結晶粒が粗大化したために、それぞれ靭性が劣化している。
　比較例１３は、ＴｉとＮｂの各添加量は本発明の範囲内であるが、両者の合計量が多すぎる場合である。この比較例１３においても炭窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに劣化している。
　比較例１４は、Ｎが高すぎるために窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに劣化している。
　比較例１５は、スタビライザ用鋼として使用されているＳＵＰ９の例であるが、化学成分は本発明の範囲外であり、靭性が低く、耐食性も劣る。
　(2)表３は加熱前組織の影響を示した例である。
　実施例５-１（鋼No20）は、前組織を本発明の範囲であるベイナイト+マルテンサイトの混合組織とした。一方、比較例１６は、焼準処理にてフェライト+パーライト組織にした材料を焼入れ・焼戻し処理にて機械的性質を比較した例である。前組織がフェライト＋パーライト混合組織の場合は、結晶粒がＧｈ8.0+Ｇｈ7.5の混粒となっており、そのため靭性が劣る。
　(3)表４は焼入れ時の加熱速度の影響を示したものである。
　実施例５-２（鋼No20）は、前組織も本発明の範囲であるベイナイト＋マルテンサイトの混合組織で、加熱方法を炉加熱としたもの、実施例５-３（鋼No20）は加熱方法を通電加熱としたものである。実施例５-３の通電加熱法のほうが炉加熱法よりも加熱速度が大きいので、実施例５-２の炉加熱法よりも組織がより微細化され、さらに靭性が向上した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｃｒ：０．１～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０６０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ+Ｎｂ≦０．０７０％、Ｎ：１５０ｐｐｍ以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、スタビライザ成形前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかからなり、かつスタビライザの熱処理後の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号で９以上であることを特徴とする耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ用鋼。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．０７～０．２０％、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｃｒ：０．１～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０６０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ+Ｎｂ≦０．０７０％、Ｎ：１５０ｐｐｍ以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、スタビライザ成形前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかを有する鋼を用いてスタビライザを製造するにあたり、その加熱方法が高周波誘導加熱または直接通電による抵抗発熱により３０℃/秒以上の昇温速度で加熱することを特徴とする耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザの製造方法。
  3. 　請求項２の方法を用いて製造されたことを特徴とする耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザ。
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