(57)【要約】【課題】低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品とその製造方法を提供する【解決手段】本発明の自動車足回り部品は、部品を構成する鋼材のミクロ組織の８０％以上がベイナイトであり、かつ成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔの値が５以下であるので、成形後の部品に疲労亀裂の発生及び進展を促進する微小ボイドが少なく、(211)面のX線半価幅の値が5(deg)以下であり、また組織がベイナイト主体で均一な為、疲労損傷が局所化せず、疲労特性に優れる。また、ベイナイト主体で均一な為、低サイクル疲労域での高い応力振幅に対しては、同一強度レベルのＤＰ鋼のようなフェライト相主体の組織よりも、降伏応力が高い為に、繰り返し応力に対する転位のすべり抵抗が高く、疲労亀裂の発生を抑制できる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、Ｃ：0.02〜0.10、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.01以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.006、Ｂ：0.0001〜0.01、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、部品の８０％以上がベイナイト組織の鋼からなり、成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔの値が５以下であり、かつその部位の(211)面、のＸ線半価幅が5(deg)以下である事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品。
【請求項２】
請求項１に記載の自動車足回り部品を構成する鋼が、更に質量%で、
ベイナト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｃｒ：0.03〜1.0、Mo：0.1〜0.5、
結晶粒微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、Ｗ：0.001〜0.1、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の、１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有する鋼からなる事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品。
【請求項３】
質量%で、Ｃ：0.02〜0.10、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.01以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.006、Ｂ：0.0001〜0.01、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを、1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延終了温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後（Ａ）式により導かれる冷却速度Ｖ(℃/sec)の上下限の範囲内で500℃以下まで冷却した鋼を、BD(ブレークダウン)工程での鋼材最表面の造管歪Δεが、外径D、板厚tとした時に、以下（Ｂ）式で示される範囲で造管し、低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５以下となるように曲げ主体のプレス成形を行う事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品の製造方法。
300/Ｍ≦Ｖ≦3000/Ｍ・・・（Ａ）
但し、
Ｍ＝exp{6.2(Ｃ+0.27Ｍｎ+0.2Ｃｒ+0.05Ｃｕ+0.11Ｎｉ+0.25Ｍｏ)+0.74}・・・（Ｃ）
（Ｃ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量%。
0.7ｔ／（Ｄ−ｔ）≦Δε≦1.2ｔ／（Ｄ−ｔ）・・・（Ｂ）
【請求項４】
請求項３に記載の自動車足回り部品の製造方法に用いるスラブとして、更に質量%で、
ベイナト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｃｒ：0.03〜1.0、Mo：0.1〜0.5、
結晶粒微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、Ｗ：0.001〜0.1、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の、１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを用いる事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品とその製造方法に関するものである。本発明の自動車足回り部品としては、例えばアクスルビーム、サスペンションメンバー等がある。
【背景技術】
【０００２】
自動車足回り部品には、加工性は勿論であるが、走行中に繰り返して衝撃荷重やねじり荷重等を受けるため、高い強度とともに高い疲労特性が必要である。また、その荷重は素材の塑性域に及ぶ大きな荷重が加わる場合もあり、特に高応力振幅低サイクル域(破断回数が１０５回以下)での疲労特性が重要視される。
【０００３】
例えば、自動車足回り部品である自動車アクスルビームについては、特許文献１に示されるように筒状の被加工体（例えば鋼管）の内面に液体圧力を付与しつつプレス加工する方法とその方法で得られる異型断面筒状体のアクスルビームが提案されている。このアクスルビームでは、十分な疲労特性を確保する為に、鋼管をプレス加工した後に焼入れや焼鈍などの硬化熱処理を行って部品の疲労特性や強度を所望レベルまで向上させているのが現状である。こうした硬化熱処理を行うと部品のコストが高くなることは勿論であるが、熱処理を施すことから部品形状が変化して追加矯正が必要になる場合や、部品が軟化する場合には追加の強化手段（例えば表面硬質化処理など）が必要になる場合があるという問題があった。このために、プレス後の熱処理なしで十分な疲労特性を有する自動車足回り部品が産業界で待望されている。
【０００４】
また、疲労特性に優れた自動車足回り部品として、特許文献２に示す発明が提案されている。この部品を構成する鋼材は、ＮｂとＭｏの複合添加鋼であり、曲げ成形後に加工硬化で表層部が硬くなり、また疲労特性向上の為に行う内部応力除去焼鈍時の硬さの低下が少ない為に疲労特性に優れるとしている。確かにプレス成形後に焼鈍を行えば十分な疲労特性を有すると考えられるが、プレス成形ままの状態では、フェライトが存在する為にプレス成形後に疲労亀裂の起点となる微小ボイドが多数発生している懸念があり、また低サイクル域の疲労ではフェライト相の降伏応力を大きく超えた応力振幅となるので、フェライト相はすべりが容易となり、局所的に疲労損傷する為に十分な低サイクル疲労特性を有するとは考えられない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００１−３２１８４６
【特許文献２】特開２００８−６３６５６
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記した様に、このようにプレス成形まま熱処理無しで十分な低サイクル疲労特性を有する自動車足回り部品は、現在までに提案されていない。本発明の目的は、プレス成形後に熱処理無しで十分な低サイクル疲労特性を有する自動車足回り部品とその製造方法を提供する事である。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、十分な低サイクル疲労特性を有する自動車足回り部品を得るために、部品を構成する鋼材の微小ボイドの生成や疲労亀裂の発生・進展過程を成形の前後から疲労荷重負荷に至るまで継続して検討した。その結果、本発明者らは、鋼製の自動車足回り部品の疲労亀裂が、鋼材の製造時や成形加工時に生じた微小ボイドが、加工後に部品として使用する際に、疲労亀裂の発生や進展を促進することを新たに見出した。また、成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔの値により、低サイクル疲労特性に有利なミクロ組織が異なる事を新たに見出した。この知見に注目し種々検討した結果、本発明者らは、ベイナイト組織主体に制御し十分に欠陥の少ない鋼管を造管した後、成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５以下となる成形を行う事で、他の組織又は成形方法で製造された部品よりも飛躍的に優れた低サイクル疲労特性を有する事を見出したものである。
【０００８】
本発明の要旨は、（１）質量%で、Ｃ：0.02〜0.10、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.01以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.006、Ｂ：0.0001〜0.01、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、部品の８０％以上がベイナイト組織の鋼からなり、成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔの値が５以下であり、かつその部位の(211)面のＸ線半価幅が5(deg)以下である事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品。
【０００９】
（２）（１）に記載の自動車足回り部品を構成する鋼が、更に質量%で、
ベイナイト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｃｒ：0.03〜1.0、Mo：0.1〜0.5、
結晶粒微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、Ｗ：0.001〜0.1、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の、１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有する鋼からなる事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品。
【００１０】
（３）質量%で、Ｃ：0.02〜0.10、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.01以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.006、Ｂ：0.0001〜0.01、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを、1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延終了温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後（Ａ）式により導かれる冷却速度Ｖ(℃/sec) の上下限の範囲内で500℃以下まで冷却した鋼を、BD(ブレークダウン)工程での鋼材最表面の造管歪Δεが、外径D、板厚tとした時に、以下（Ｂ）式 で示される範囲で造管し、低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５以下となるように曲げ主体のプレス成形を行う事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品の製造方法。
300/Ｍ≦Ｖ≦3000/Ｍ・・・（Ａ）
但し、
Ｍ＝exp{6.2(Ｃ+0.27Ｍｎ+0.2Ｃｒ+0.05Ｃｕ+0.11Ｎｉ+0.25Ｍｏ)+0.74}・・・（Ｃ）
（Ｃ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量%。
0.7ｔ／（Ｄ−ｔ）≦Δε≦1.2ｔ／（Ｄ−ｔ）・・・（Ｂ）
【００１１】
（４）（３）に記載の自動車足回り部品の製造方法に用いるスラブとして、更に質量%で、
ベイナイト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｃｒ：0.03〜1.0、Mo：0.1〜0.5、
結晶粒微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、Ｗ：0.001〜0.1、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の、１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを用いる事を特徴とする、低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の自動車足回り部品は、次の要件１）、２）、３）を満足するため、低サイクル疲労特性に優れる。
１）ミクロ組織面分率の８０％以上(１００％以下)がベイナイト組織
２）低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５以下
３）低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の、(211)面、のＸ線半価幅が5(deg)以下
【００１３】
本発明の自動車足回り部品は、低サイクル疲労特性に優れる。
本発明者らが鋭意実験を重ねた結果、低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５以下で曲げ成形主体で成形された部品は、その部位の組織全体に強制的に歪が入る為に、ベイナイト主体の均一な組織とすると成形後の微小ボイドの発生が少なく低サイクル疲労寿命が長いが、本発明外の組織分率を有する鋼材からなる部品は、軟質な組織と硬質な組織の境界に多数の微小ボイドが形成され、そのボイドが疲労亀裂の発生及び進展を促進し、低サイクル疲労特性が劣る事を見出した。つまり、要件１）及び２）により、成形が曲げ主体でありまた組織がベイナイト主体で均一な為、成形時に微小ボイドが発生し難く、この微小ボイド起因の疲労亀裂の発生を抑えられ、またこの微小ボイドが連結してなる亀裂進展を抑制できる為に、低サイクル疲労特性が優れる。成形歪量が多ければ多い程、この傾向は顕著であり、本発明の自動車足回り部品と本発明外の自動車足回り部品との低サイクル疲労寿命の差は大きくなった。
また、本発明の自動車足回り部品は、鋼材の製造工程及び造管工程でも微小ボイドの発生を最小限に抑えており、（Ｂ）式により疲労亀裂の起点となる鋼材最表面に多くの歪が入るBD工程の造管歪を最小限に抑えている。これに要件１）、２）を加えると、製品での疲労亀裂の起点部となる部位の転位やボイド等の欠陥が少なくなる為要件３）を満たし、優れた低サイクル疲労特性を示す。
また、要件１）により組織がベイナイト主体で均一な為、疲労損傷が局所化せず、さらにベイナイト主体の組織な為、低サイクル疲労域での高い応力振幅に対しては、同一強度レベルのＤＰ鋼のようなフェライト相主体の組織よりも、降伏応力が高い為に、繰り返し応力に対する転位のすべり抵抗が高く、疲労亀裂の発生をさらに抑制できる。
【００１４】
従って本発明により得られた自動車足回り部品は、他の組織又は他の製造方法により製造された自動車足回り部品よりもはるかに優れた低サイクル疲労特性を有するので、成形後の硬質化又は高強度化等の熱処理を省略できる。前記の熱処理の省略により、熱処理コストの削減が可能である。更に熱処理時の酸化スケールが付着するのを防止できて前記部品の外観品位を損なわないばかりか、前記の熱処理に起因する形状変化も防止できる等、多くの利点がある。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】ベイナイトの組織面分率と低サイクル疲労特性との関係を示した図である。
【図２】低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔと低サイクル疲労特性との関係を示した図である。
【図３】熱間圧延−冷却時の温度と冷却速度の定義を示す模式図である。
【図４】実施例での自動車足回り部品の断面形状を示す図である。(特許文献１参照)
【図５】（Ａ）式とベイナイト分率との関係を示す図である。
【図６】（Ｂ）式とＸ線半価幅の値との関係を示す図である。
【図７】Ｘ線半価幅の値と低サイクル疲労特性の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明によれば、板厚０．７〜２０ｍｍの熱延鋼板（鋼帯含む）からなる鋼管が適用可能であり、引張強度が５９０ＭＰａ級、６８５ＭＰａ級、７８０ＭＰａ級、８６５ＭＰａ級、９８０ＭＰａ級のベイナイト組織が主体の鋼材を適用すると好適である。また、プレス成形方法に関しては方法は問わないが、低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔを５以下とする為には、鋼管を液封プレス等の方法で自動車足回り部品とすると、曲げ成形が主体の成形をし易い為に、好適である。
【００１７】
本発明において、部品を構成する鋼のミクロ組織及びＲ/ｔの値の限定理由について以下に述べる。部品を構成する鋼のベイナイト分率と低サイクル疲労特性の関係を図１に示す。ここで、低サイクル疲労特性は強度レベルによって異なる為、割れ発生部位にかかる応力振幅/ＴＳが０．８となるような部品の捻り疲労試験を実施した時の割れ発生回数とする。また、低サイクル疲労特性は、結晶粒径や介在物の存在状態によっても異なる為、図１は実施例の発明例１に対して、冷却速度を変化させベイナイトの面分率を変化させた部品に対して、低サイクル疲労試験を実施した結果である。図１に示すように、低サイクル疲労特性はベイナイトの面分率が８０%に至るまで急激に向上し、ベイナイトの面分率８０%で極めて高い値となりほぼ安定化する。ベイナイトの組織面分率は１００%に近い方が好ましく１００%でもかまわないが、ベイナイトの残部組織として、フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの１種または２種以上の合計が２０%以下含有する場合でも、前記の１）、２）を満足する場合には、本発明の効果は十分に得られる。このために部品を構成する鋼のベイナイト分率は８０%以上必要である。
ベイナイトより軟質な相が過度に存在する場合には、その軟質な相中に、微小ボイドや疲労亀裂が発生し易い。又、ベイナイトより硬質な相が鋼表層部に過度に存在する場合には、硬質な相とベイナイト相との界面やその界面付近で、微小ボイドや疲労亀裂が発生し易い。ベイナイトより軟質な相としてはフェライト、パーライト、安定的な残留オーステナイトなどがあり、ベイナイトより硬質な相としてはマルテンサイト、加工誘起マルテンサイトを生成する不安定な残留オーステナイトなどがある。
【００１８】
低サイクル疲労亀裂の起点及び低サイクル疲労特性について詳細に説明する。ここで低サイクル疲労特性は、割れ発生部位にかかる応力振幅/TSが0.8となるような部品の捻り疲労試験を実施した時の割れ発生回数とする。割れ発生部位は部品によって異なるが、疲労の応力を負荷した際、Rの頂点部が割れ発生部位となるのが一般的である。例えば、前述の特許文献1に示される製造方法と同様の方法で試作したアクスルビームの断面形状を図4に示す。この部品を本発明の実施例に示す方法で低サイクル疲労試験を実施した所、割れ発生部位は図4の矢印で示される部位(耳部)となった。
この部品の場合、耳部が割れ発生部位となる理由は2つある。1つ目は、R/tの小さい厳しい曲げ成形を行っている為、疲労亀裂の起点となる微小ボイドが、鋼中に多数生成する為と考えられる。2つ目は、捻り疲労試験を行った際、耳部の振幅が最も大きく、またRが小さく負荷応力の集中も大きくなり、部位にかかる応力自体が大きい為と考えられる。
前記したように、本発明の自動車足回り部品であれば、R/tの小さい厳しい曲げ成形を行った際のボイドの生成が少なく、低サイクル疲労特性に優れる。その効果を図２に示す。
図２は実施例１の発明例１に対して、成形型を変えてＲ/ｔを変化させた部品に対して、低サイクル疲労試験を実施した結果である。図の縦軸は、本願発明品と強度同一レベルのDP組織であるフェライト−ベイナイト鋼(実施例の比較例7)で成形された部品の割れ発生回数と比較する為に、両部品の割れ発生回数の比で示している。図２に示すように、Ｒ/ｔの値が５以下の時には本願発明品の方が大きく疲労寿命が優れ、値が５超になると急激に寿命の差が小さくなる。逆に、Ｒ/ｔの値が7超の時には、本願発明品よりもフェライト−ベイナイト鋼で成形された部品の方が低サイクル疲労寿命が長かった。これは、ベイナイト主体の均一組織では、曲げ主体の成形に対しては有利であるが、Ｒ/ｔの値が7超のような引張り主体の成形に対しては延性が低い為に不利であり、逆にフェライト−ベイナイト鋼のようなDP組織の方が延性が高い為に、ボイドの生成が少なくなる為と考えられる。
【００１９】
以下に、ベイナイト組織面積率、Ｒ/ｔの値の求め方を記す。
ベイナイトの組織面分率は、板厚断面を埋め込み研磨後、３%ナイタール溶液にて腐食し、光学顕微鏡にて４００倍で鋼のミクロ組織を１０視野観察し、ベイナイト部分の面積率を定量化して求めた。
低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔの値は、まず部品の捻り疲労試験を実施して、割れ発生部位を特定した。その部位に於いて、ｔは成形前の材料の板厚ｔの値を用い、Ｒは成形後の部品の外表面にＲゲージを当てて測定し、その値からＲ/ｔの値を求めた。
【００２０】
自動車足回り部品の低サイクル疲労特性は部品を構成する鋼の強度レベルによって異なる為、実際の走行時にかかる応力を模擬して、部品全体を捻る疲労試験を割れ発生部位の応力振幅が、応力振幅/ＴＳが０．８となるように条件を設定して、行った時の割れ発生回数で評価した。また疲労試験の周波数は１Ｈｚで応力条件は完全両振りで、行った。良好とする判断基準は、応力振幅/ＴＳが０．８となる低サイクル疲労試験を実施した時の割れ発生回数が６万回以上とした。
【００２１】
次に、前記の本発明の自動車足回り部品とする為に好適な鋼組成について述べる。
Ｃは鋼板で必要とされる強度レベル（例えば５９０ＭＰａ級、６９０ＭＰａ級、７８０ＭＰａ級、８６５ＭＰa級、９８０ＭＰａ級）を得るために0.02%以上が好ましい。一方、0.10%を超えるとベイナイト中に炭化物の個数が増える為に、成形時にその炭化物の界面に微小ボイドが発生し易くなり、また靭性も低下する為に十分な疲労特性が得られなくなる。また、0.10%を超えると強度が高くなり過ぎて成形性が確保できなくなり、また部品に溶接を施した際には遅れ破壊割れの懸念もでてくる。このため、Ｃの好ましい範囲は、0.02〜0.10%である。
Ｓｉは疲労特性や加工性を阻害する粗大な酸化物を抑制するための脱酸元素として0.05%以上を含有させることが有効である。一方、1.0%超添加するとＳｉＯ２などの介在物の生成を招き成形時に微小ボイドが発生し易くなる。このため、Ｓｉの好ましい範囲は0.05〜1.0%とする。
Ｍｎは焼入れ性を確保し、ベイナイト組織を得るために有効であり、そのためには0.3%以上が望ましい。2.5%を超えるとＭｎＯ２による欠陥発生及びＭｎＳによる中心偏析が顕著になる。このため、Ｍｎの好ましい範囲は0.3〜2.5%である。  
Ｐは、結晶粒界に濃化し易く、0.03%超では粒界の疲労強度を低下させる場合がある。このために、Ｐは0.03%以下が望ましい。また、Ｓは、0.01%超では粗大なＭｎＳを形成して疲労特性や成形性を損なう場合がある。このため、Ｓは0.01%以下が望ましい。
【００２２】
ＴｉはＮをＴｉＮとして固定させ、Ｂの焼入れ性を確保する為に有効である。この効果を得るには0.005%以上含有することが望ましい。一方、0.1%超では、粗大なＴｉＮを生成して微小ボイドが発生し易くなる。このため、Ｔｉの好ましい範囲は0.005〜0.1%である。
【００２３】
Ｓｏｌ．ＡｌとＮは、ＡｌＮを生成してベイナイト組織の微細化を促進して疲労特性を向上させる元素であり、Ａｌが0.005%未満Ｎが0.0005%未満ではその効果が不足し、Ａｌが0.1%、Ｎが0.006%を越えると鋼の清浄度が下がるとともに粗大なＡｌＮが生成して疲労特性及び成形性が低下する場合がある。このため、Ｓｏｌ．Ａｌは0.005〜0.1%が望ましく、Ｎは0.0005〜0.006%が望ましい。
【００２４】
Ｂは鋼の焼入性を向上し、ベイナイト組織を得るために極めて有効な元素であり、Ｂが0.0001%未満ではその効果は必ずしも十分でなく、0.01%を超えると粗大な硼化物（硼化炭化物、硼化窒化物、硼化炭窒化物など）を生成し易くなり焼入性を損ない、また曲げ成形の際や疲労荷重が負荷された際に割れ起点や微小ボイドの起点にもなり易い。このため、Ｂの好ましい範囲は0.0001〜0.01%である。
【００２５】
前記の基本的な鋼組成以外に、更に次の元素群I、II、IIIの中から一つまたは二つ以上の元素群を選択し、更に選択された元素群中の１種または２種以上の元素を含有することが可能である。
I．べイナト生成促進元素群として、Ｃｕ：0.005〜1.0%、Ｎｉ：0.005〜1.0%、Ｃｒ：0.03〜1.0%、Ｍｏ：0.1〜0.5%。
II．結晶微細化元素群として、Ｎｂ：0.003〜0.2%、Ｖ：0.001〜0.2%、Ｗ：0.001〜0.1%。
III．介在物形態制御元素群として、Ｃａ：0.0001〜0.02%、Ｍｇ：0.0001〜0.02%、Ｚr：0.0001〜0.02%、ＲＥＭ：0.0001〜0.02%。
【００２６】
前記の元素群Iのベイナイト生成促進元素群のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも焼入性を向上しベイナイト組織の生成に有効である。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏが、それぞれ、0.005%未満、0.005%未満、0.03%、0.1%未満の場合には、各元素のベイナイト生成促進作用が十分には得られにくい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏが、それぞれ、1.0%超、1.0%超、1.0%超、0.5%超の場合には硬質相が多量に生成し易いので、本発明の構成要件である、ベイナイトの組織分率を８０%以上を満足することが困難である。Ｃｕは0.005〜1.0%、Ｎｉは0.005〜1.0%、Ｃｒは0.03〜1.0%、Ｍｏは0.1〜0.5%の範囲で鋼中に含有することが出来る。
【００２７】
前記の元素群IIの結晶と粒界炭化物微細化元素群のＮｂ、ＶとＷは、いずれもベイナイト組織を微細化し、疲労特性及び成形性を向上させる為に有効である。このためには、Ｎｂは0.003%以上、Ｖは0.001%以上、Ｗは0.001%以上の含有が望ましい。また、Ｎｂが0.2%超、Ｖが0.2%超、Ｗが0.1%超では、鋼中に粗大炭化物が形成し易く、成形時にその炭化物の界面に微小ボイドが発生し易くなり、低サイクル疲労特性が低下する。よって、Ｎｂは0.003〜0.2%、Ｖは0.001〜0.2%、Ｗは0.001〜0.1%の範囲で鋼中に含有させる事が出来る。
【００２８】
前記の元素群IIIの介在物形態制御元素群として、Ｃａは0.0001〜0.02%、Ｍｇは0.0001〜0.02%、Ｚrは0.0001〜0.02%、ＲＥＭは0.0001〜0.02%で含有することが可能である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、とＲＥＭはいずれも硫化物を形態制御して成形性を高める作用がある。この作用を利用するには、Ｃａは0.0001%以上、Ｍｇは0.0001%以上、Ｚrは0.0001%以上、ＲＥＭは0.0001%以上含有することが望ましい。これら元素が0.02%を超えて過剰に含有する場合にはこれら元素の粗大硫化物やクラスター化した酸化物との複合化合物を形成して微小ボイドが発生し易くなる。このため、Ｃａは0.0001〜0.02%、Ｍｇは0.0001〜0.02%、Ｚrは0.0001〜0.02%、ＲＥＭは0.0001〜0.02%で含有することが望ましい。
【００２９】
次に、本発明の自動車足回り部品の好適な製造方法について述べる。  
質量%で、Ｃ：0.02〜0.10、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.01以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.006、Ｂ：0.0001〜0.01、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材を用いる。鋼組成の限定理由は、前記した通りである。
【００３０】
前記の組成の鋼スラブを、1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延終了温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施すことが疲労特性の優れたベイナイト組織を得るために有効である。
鋼スラブを1070℃以上に加熱すると、溶鋼凝固過程で析出した炭化物、窒化合物、炭窒化合物を鋼中で固溶させることによりベイナイト中の炭化物を微細に分散する事ができ、成形時に微小ボイドの発生を抑制できる。鋼スラブを1300℃超に加熱するとＡｌＮが熱間圧延工程で、又は圧延後の冷却工程で粗大に析出したり、Ｂの焼入性向上効果を阻害する硼化物（炭化硼素、窒化硼素、炭窒化硼素）を形成することがあるので望ましくない。鋼スラブの熱間圧延時の温度は1070℃以上1300℃以下が好ましい。
熱間圧延は、微細なベイナイトを多量に生成させるためには、オーステナイト単相でかつ再結晶域である850℃以上の温度域で行うことが望ましい。一方、1070℃超では、ベイナイト組織が粗大化してしまい、低サイクル疲労特性を低下させる懸念がある。よって、熱間圧延の仕上圧延温度は、850℃以上1070℃以下が好ましい。
【００３１】
更に、熱間圧延後に鋼板の冷却を冷却開始温度850℃以上1070℃以下から（Ａ）式の冷却速度Ｖ（℃／ｓ）で500℃以下まで制御することがベイナイト組織を生成させるのに有効である。ここで、温度及び冷却速度の定義は、図３に示す通りである。
冷却開始温度が850℃未満では、フェライト組織が出てベイナイト面分率が80%未満となってしまう懸念がある為、850℃以上が好ましい。また、仕上げ圧延終了温度が1070℃以下な為、冷却開始温度は必然的に1070℃以下となる。
冷却速度Ｖ（℃／ｓ）の上下限について
300/Ｍ≦Ｖ≦3000/Ｍ・・・（Ａ）
但し、Ｍ＝exp{6.2(Ｃ+0.27Ｍｎ+0.2Ｃｒ+0.05Ｃｕ+0.11Ｎｉ+0.25Ｍｏ)+0.74}・・・（Ｃ）、（Ｃ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量%
の式の範囲を超える場合には、ベイナイトより硬質な相が多量に生成してベイナイトの組織面分率が８０％未満になり易い。マルテンサイト面分率が著しく増加して所望のベイナイト面分率が得られず、成形時に微小ボイドが発生し、また疲労損傷が局所化する為に、十分な低サイクル疲労特性が得られない。また冷却速度Ｖ（℃／ｓ）が上記（Ａ）式の範囲より小さい場合には、ベイナイトより軟質な相が多量に生成してベイナイト面分率が８０%未満になり易い。フェライトやパーライトの生成が著しく増加して所望のベイナイトの組織面分率が得られず、成形時に微小ボイドが発生し、また疲労損傷が局所化する為に、十分な低サイクル疲労特性が得られない。ここで図５に（Ａ）式とベイナイト分率との関係を示す。（Ａ）式は本発明鋼とする為の冷却速度の上限と下限を規定する式になるが、成分によって（Ａ）式の値は異なるので、図５は実施例の発明例1の場合を示す。横軸に冷却速度、縦軸にベイナイト分率を示す。図より、Ｖが（Ａ）式の範囲外となるとベイナイト分率が80%未満となってしまう事が分かる。こうなると、図１から明らかなように十分な低サイクル疲労特性は期待出来ない。
前記のＶが発明範囲であっても、冷却停止温度が500℃超の場合にはフェライト及びパーライトの分率が増えて、ベイナイトの分率が８０％未満となってしまう。よって前記の鋼組成からなる熱延鋼板には、500℃以下まで本発明の（Ａ）式を満たすＶで制御冷却を行うことが望ましい。常温〜500℃以内の温度で本発明のＶでの制御冷却を止めて、熱延鋼板コイルが500℃以下の温度域で保持（例えば熱延コイルの段積みなど）しても本発明を逸脱するものではない。また表面の手入れや残留応力除去などで、鋼板表層が500℃以下の温度域で温度上昇する簡易熱処理が鋼材または自動車足回り部品に付加される場合でも本発明を逸脱するものではない。
【００３２】
得られた熱延鋼板から自動車足回り部品用の電縫鋼管の製造方法を説明する。電縫鋼管の成形はロールで行い、曲げ主体のＢＤ工程と絞り主体のＦＰ(フィンパス)工程とに分かれる。この中で部品の低サイクル疲労特性に大きく影響するのは、疲労亀裂の起点となる鋼材最表面に大きな曲げ歪が入るＢＤ工程である。
前記した要件３）を満足させる為には、ＢＤ工程で導入される鋼材最表面の造管歪Δεを（Ｂ）式の範囲内で造管する必要がある。Δεが、
0.7ｔ／（Ｄ−ｔ）≦Δε≦1.2ｔ／（Ｄ−ｔ）・・・（Ｂ）
の式で求められる値よりも大きい場合は、長手方向又は周方向の曲げ曲げ戻しにより多くの塑性歪が導入されている事を意味しており、ボイドが多数生成される為Ｘ線半価幅も大きくなり、低サイクル疲労特性が劣化する。また、Δεが上記（Ｂ）式よりも小さい値の場合は曲げ不足となり、その後の工程で鋼管とする事自体が困難となる。
ここで図６に（Ｂ）式と（211）面のX線半価幅との関係を示す。（Ｂ）式は本発明とするための外径Ｄ、板厚ｔによるΔεの上下限を規定する式になるが、外径Ｄと板厚ｔによって（Ｂ）式の値は異なるので、図６は後述の実施例の発明例１の場合を示す。図６は実施例の発明例1の場合に対して、Δεを変化させて製品とした後のX線半価幅の値を測定したものである。図より、Δεが（Ｂ）式の下限以下の場合は曲げ不足となり、その後の工程で鋼管とする事が出来なかった為、X線の測定は行っていない。また、Δεが（Ｂ）式の上限を超える場合は、X線半価幅の値が5超となった。後述するようにX線半価幅の値が5超となると、疲労亀裂の起点となりうる転位やボイド等の欠陥が多く存在する為に、十分な低サイクル疲労特性は期待出来ない。
ここで、Δεの求め方を示す。Δεの測定位置は、部品での疲労亀裂発生部位と対応させる必要がある。例えば今回の実施例の場合は、電縫溶接部と疲労亀裂発生部位は図４に示す位置関係となっており、41mm離れていた。よってΔεは、BD前の鋼板とBD後の鋼板を採取し、板エッジから41mm離れた位置で測定した。測定方法は、まず鋼板を板厚断面で埋め込み研磨し、最外表面の硬さを荷重100gfのマイクロビッカースで測定した。次に造管前の熱延鋼板で引張り試験を行い、種々の歪量で停止させた試験片の硬さを測定して、歪−硬さ関係を測定した。そして、BD前とBD後の硬さの値を歪に換算して、その歪量の差をΔεとして求めた。
具体的にΔεを低減する方法としては、ロールカリバーの曲率半径を小さくして曲げ量を少なくするか、長手方向のロール径を大きくして長手方向の曲げ曲げ戻し量を小さくする事等で対応できる。
【００３３】
次に、X線半価幅の値の設定理由について述べる。発明者らは、種々の製造方法で試作した自動車部品の疲労亀裂の起点となる部位のX線半価幅の値と低サイクル疲労特性との関係を調べ、明確な相関がある事を見出した。その関係が図７である。ここでX線測定は、装置は、理学電気製X線応力測定装置PSPC-MSF型を用いた。並傾法で測定し、測定条件は以下とした。
ターゲット：Cr-Kα/Vフィルター
管電圧/管電流：40ｋV/30mA
カウンター：位置敏感型比例計数管
コリメーター：0.5mmφ
回折面、面間隔：(211)、d=1.1702Å
ここで、(211)面で測定する理由は、図４のような湾曲した部位でも測定可能であり、かつピーク強度が高い為に半価幅値の信頼性が高いからである。
図７より、X線半価幅が5以下では低サイクル疲労特性は常に高い値で安定しているが、5超では急激に低サイクル疲労特性が低下した。発明者らはこの原因を調べる為に、X線測定後の部品の疲労亀裂の起点となる部位を切り出し、SEM観察を行った。その結果、X線半価幅が5以下では微小なボイドが点在している程度であったが、5超では微小なボイドが多数見られ、また微小なボイドが合体成長したボイドの集合も幾つか見られた。発明者らはこれらのボイドが疲労亀裂発生の直接的な原因と考え、種々検討を行った結果、ボイドの発生し難い組織、ボイドの発生し難い造管方法、ボイドの発生し難い成形条件を合わせることで、飛躍的に低サイクル疲労特性が優れる事を見出したものである。
【００３４】
得られた鋼管から自動車足回り部品をプレス成形にて製造するのが有効である。プレス成形方法は、例えば特許文献１に示されるような方法がある。ここで、低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔを５以下としたいので、事前にＦＥＭにて剛性解析を実施し、低サイクル疲労でどの部位の発生応力が高いかを事前に当りをつけ、その部位のＲ/ｔが５以下となるように型設計すると良い。
【実施例】
【００３５】
表１と表２に示す成分の鋼を真空溶解炉にて３０ｋｇの鋼塊とした。その鋼塊を表３と表４に示す条件で加熱後、板厚２ｍｍに熱間圧延し、その後冷却を行い熱延鋼板を得た。表１と表３は実施例であって表３は表１の続き、表２と表４は比較例であって表４は表２の続きである。表２と表４中、本発明の要件を逸脱するものは下線を付記した。尚、表１と表２で選択元素の空欄は無添加を示す。
【００３６】
ベイナイトの面分率は、板厚断面を埋め込み研磨後、３％ナイタール溶液にて腐食し、光学顕微鏡にて４００倍でミクロ組織を観察し、ベイナイト部分の面積率を定量化して求めた。また、残部組織も同様の方法で求めた。
【００３７】
得られた鋼板を造管してφ80.0×t2.0の鋼管とし、その鋼管から図４に示す異形断面形状の自動車足回り部品を試作した。但し発明例31及び32は、寸法の影響を調べる為にφ60.0×t2.0の鋼管から同様の方法でサイズ違いの部品を試作した。なおこの自動車足回り部品は、特許文献１(特開２００１−３２１８４６)に示される製造方法と同様の方法で試作したものである。この部品では、プレス成形後に低サイクル疲労試験を行うと、図４の矢印で示す部位で割れ発生する事が分かったので、図４の矢印の部位のＲ/ｔの値が、それぞれ２、３、５、１０となるように図４の矢印の部位の曲率半径Ｒを変えた４通りのプレス型を造り、自動車足回り部品を試作した。実施例のＲ/ｔの値は、この４通りの型のどれでプレス成形を行ったかを示している。
【００３８】
Δεの値は、本文中に記載した方法で求めた。また、X線半価幅の値は得られた自動車足回り部品の疲労試験での割れ発生部位(図４矢印部)を化学研磨後、そのままX線で測定して求めた。装置は、理学電気製X線応力測定装置PSPC-MSF型を用いた。並傾法で測定し、測定条件は以下とした。
ターゲット：Cr-Kα/Vフィルター
管電圧/管電流：40ｋV/30mA
カウンター：位置敏感型比例計数管
コリメーター：0.5mmφ
回折面、面間隔：(211)、d=1.1702Å 
【００３９】
低サイクル疲労特性は、図４に示す部品全体を捻る疲労試験を割れ発生部位の応力振幅が、応力振幅/ＴＳが０．８となるように条件を設定して行った時の割れ発生回数で評価した。また疲労試験の周波数は１Ｈｚで応力条件は完全両振りで行った。良好とする判断基準は、応力振幅/ＴＳが０．８となる低サイクル疲労試験を実施した時の割れ発生回数が６万回以上とした。
【００４０】
低サイクル疲労試験の結果を表３、表４に示す。本発明の自動車足回り部品は、部品を構成する鋼材のミクロ組織の８０％以上がベイナイトと均一な組織であり、またΔεが本発明の範囲内で造管時に導入されるボイド等の欠陥が少なく、かつ成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５以下であり、疲労亀裂の起点となる部位のX線半価幅が小さく部品とした後もボイド等の欠陥が少ない為、低サイクル疲労特性に優れる。また、ミクロ組織の80％以上がベイナイトと均一な組織な為、疲労損傷が局所化せず、さらに低サイクル疲労域での高い応力振幅に対しては、ＤＰ鋼のような組織よりも、降伏応力が高い為に、繰り返し応力に対する転位のすべり抵抗が高い為に、低サイクル疲労特性は良好であった。
【００４１】
これに対し本発明の範囲から逸脱した比較例では、低サイクル疲労特性が優れなかった。
比較例1では、部品を構成する鋼材のＣ量が高すぎる為に低サイクル疲労特性は優れなかった。これは、本文中に記載したように、炭化物の個数が増えて炭化物の界面に微小ボイドが発生し易くなり、また強度も高くなり過ぎてしまった為に、造管時及び成形時に多数のボイド等の欠陥が生成した為と考えられる。
比較例2では、Si量が高すぎる為に低サイクル疲労特性は優れなかった。これは前述したように、SiO2等の介在物の生成を招き成形時に微小ボイドを多数生成した為と考えられる。
比較例3では、Mn量が少な過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、焼入れ性が不足した為に十分なベイナイト分率が得られず、フェライトが主体で曲げ成形に適さない組織となってしまった為に、成形時に微小ボイドが多数生成した為と考えられる。
比較例4では、P量が高過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、Pが結晶粒界に濃化して粒界の疲労強度を低下させた為と考えられる。
比較例5では、S量が高過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、粗大なMnSが生成して疲労特性を劣化させた為と考えられる。
比較例6では、Ti量が少な過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、Ti量が足りない為にNをTiNとして固定できずBNとして析出してしまった為に、Bの焼入れ性向上効果が発揮されずに、十分なベイナイト分率が得られず、フェライトが主体で曲げ成形に適さない組織となってしまった為に、成形時に微小ボイドが多数生成した為と考えられる。
比較例7では、Al量が高過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、粗大なAlNが生成して疲労特性を劣化させた為と考えられる。
比較例8では、N量が高過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、粗大なAlNが生成して疲労特性を劣化させる上に、BNを生成してBの焼入れ性向上効果が発揮されずに、十分なベイナイト分率が得られず、フェライトが主体で曲げ成形に適さない組織となってしまった為に、成形時に微小ボイドが多数生成した為と考えられる。
比較例9では、B量が少な過ぎる為に低サイクル疲労特性が優れなかった。これは前述したように、Bの焼入れ性向上効果が発揮されずに、十分なベイナイト分率が得られず、フェライトが主体で曲げ成形に適さない組織となってしまった為に、成形時に微小ボイドが多数生成した為と考えられる。
比較例10及び11では、成形後の部品の低サイクル疲労亀裂の起点となる部位の板厚ｔと外表面曲率半径Ｒとの比Ｒ/ｔが５超であったので、低サイクル疲労特性は優れなかった。これは、曲げ主体の成形ではなかった為に、延性が不足した結果成形時に多数の微小ボイドが生成した為と考えられる。
比較例12、13、14、及び15では、部品を構成する鋼材の熱間圧延条件が本発明の範囲外である為に、低サイクル疲労特性は優れなかった。これは、十分なベイナイト分率が得られなかった為、成形時に微小ボイドが多数生成した為と考えられる。
比較例16、17では、ＢＤ工程で導入される鋼材最表面の造管歪Δεが本発明の範囲よりも大きく、造管時に多くのボイド等の欠陥が導入されてしまう為にX線半価幅の値も本発明の範囲外の値となり、低サイクル疲労特性は優れなかった。
比較例18では、BD工程で導入される鋼材表面の造管歪Δεが本発明の範囲よりも小さく、曲げ不足となって管形状に成形する事が出来なかった。その為、その後の評価は実施していない。
【００４２】
【表１】
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【００４３】
【表２】
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【００４４】
【表３】
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【００４５】
【表４】
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【産業上の利用可能性】
【００４６】
また本発明は自動車足回り部品だけでなく、本発明の条件を満たしてさえいれば、自動車のピラーや鉄道やシリンダー等の他分野にも適用可能な技術である。
【図３】
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【図１】
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【図２】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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