(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７％、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、焼入れ後の結晶粒が旧オーステナイト粒度番号で７．５〜１０．５の範囲にあり、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたことを特徴とする車両懸架用ばね部品用鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７％、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、焼入れ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る鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工し、前記成形加工後に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した後に直ちに焼入れを行い、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５〜１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたばね部品を得ることを特徴とする車両懸架用ばね部品の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７％、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、焼入れ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る鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工し、前記成形加工後に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した後に直ちに焼入れし、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５〜１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れていることを特徴とする車両懸架用ばね部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に自動車に用いられるスタビライザや板ばねなどの車両懸架用ばね部品に使用可能な鋼およびそれらのばね部品とその製造方法に係り、特に引張強度が１３００ＭＰａ以上の高強度で、かつ耐食性と低温靭性に優れる車両懸架用ばね部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
スタビライザは旋回時に横揺れを防止する機能を有する一種の懸架用ばね部品であり、一方、板ばねはトラックの懸架ばねに使用され、凸凹路での走行安定性を保証する懸架用ばね部品である。いずれも、自然環境化に曝された状態で応力の繰り返し負荷を受けるため、腐食しやすい事、ヘタリが起こる事、地域により−５０℃〜−３０℃の低温にさらされる事は共通している。よって、耐食性、耐ヘタリ性、低温靭性などの特性が優良な事が必要である。
【０００３】
これらの材料にはＪＩＳ  Ｓ４８Ｃなどの機械構造用炭素鋼やＪＩＳ Ｇ４８０１ 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、焼入れ焼戻しの調質処理で所定の強度・靭性に調整し、その後、表面にショットピーニングを施すものもあり、最後に防食のために塗装工程を経て使用される。
【０００４】
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板ばねにおいても１０００ＭＰａ以上の高強度な材料が開発されてきている。本発明者らも先の特許文献１において引張強さが１１００ＭＰａ以上のスタビライザを提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−１８５１０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながらスタビライザや板ばねなどの車両懸架用ばね部品は、低燃費化のためのさらなる軽量化が図られており、そのためには引張強さが１１００ＭＰａ以上では強度不足であり、さらに高強度化を行う必要が出てきている。一般に鋼材を単純に高強度化すると延靭性が劣化する。延靭性劣化により亀裂の伝播抵抗がさらに低下し、破損してしまう危険性がさらに高まる。また、板ばねやスタビライザは、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。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。そのため、高強度化と同時に延靭性低下抑制が必要不可欠であり、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。
【０００７】
本発明は従来品よりもさらに高強度の、引張強度が１３００ＭＰａ以上で、耐食性と低温靭性に優れた車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
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。
【０００９】
車両懸架用ばね部品の高強度化とともに、延靭性の向上と耐食性の向上の２つが必要である。
【００１０】
(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。
【００１１】
(ii)また、高強度と高延靭性を両立させるためには、低炭素含有鋼とするとともに、炭窒化物による結晶粒の微細化が効果的である。しかし、結晶粒を微細化しすぎた場合には焼入れ性が低下するために１３００ＭＰａの引張強さに到達しない事がわかった。そこで、結晶粒度の範囲を制限するとともにその結晶粒径をコントロールする炭窒化物形成元素の添加量を制限する事で焼入れ性を確保するとともに延靭性劣化を抑制できることが判った。
【００１２】
(iii)さらに焼入れで引張強さ１３００ＭＰａ以上とするために、引張強さ１１００ＭＰａ以上を狙う場合よりもさらに炭素含有量を多くしなければならないが、炭素を過剰に添加すると炭化物による延靭性の劣化を招くとともに、焼割れが発生しやすくなり、部品強度が低下してしまう。よって、延靭性をあまり低くすること無く高強度化を図るためには炭素量を適量範囲に限定する必要がある。さらに、炭素量を上げると耐食性が下がり、腐蝕孔が発生しやすくなり、そのために耐久性が劣化する。これに関して発明者らは鋭意研究を重ねた結果、炭化物生成合金元素の中で、Ｃｒの範囲をさらに限定する事と結晶粒のコントロールを同時に行うことで高強度・高靭性と高耐食性を両立させることが可能であることを見出した。
【００１３】
本発明は以上の知見に基づいてなされ、以下の特徴を有する。
【００１４】
本発明に係る車両懸架用ばね部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７％、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、焼入れ後の結晶粒が旧オーステナイト粒度番号で７．５〜１０．５の範囲にあり、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたことを特徴とする。
【００１５】
本発明に係る車両懸架用ばね部品の製造方法は、Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７％、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、焼入れ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る鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工し、前記成形加工後に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した後に直ちに焼入れを行い、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５〜１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたばね部品を得ることを特徴とする。
【００１６】
本発明に係る車両懸架用ばね部品は、質量％で、Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下、Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｃｒ：０．３〜０．８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７％、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、焼入れ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る鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工し、前記成形加工後に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した後に直ちに焼入れし、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５〜１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れていることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、引張強度が１３００ＭＰａ以上の高強度を有し、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または板ばね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。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】スタビライザの概略形状を示す斜視図。
【図２】（１）は冷間成形加工によりスタビライザを製造するときの工程図、（２）と（３）はそれぞれ熱間成形加工によりスタビライザを製造するときの工程図。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
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。
【００２０】
(1)Ｃ：０．２０％超え０．３５％以下
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１３００ＭＰａ以上確保するためには０．２０％を超える量が必要である。しかし、０．３５％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しすぎるので、その上限を０．３５％とした。本発明では、スタビライザおよび板ばね素材として炭素含有量の低い鋼材を用いることにより、従来の鋼材による製造方法において懸念されていた焼割れを防止するとともに、耐食性を向上させて、スタビライザおよび板ばねをさらに安全性の高いものとしている。
【００２１】
(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。
【００２２】
(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％を超えて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。
【００２３】
(4)Ｃｒ：０．３〜０．８％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて強度を上げるが、耐食性にも影響を及ぼす。１３００ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには０．３％以上のＣｒを添加する必要がある。しかし、０．８％を超えて添加しても、焼き戻し時のＣｒ含有炭化物が過剰に析出し、耐食性が極端に低下するので、その上限を０．８％に限定した。
【００２４】
(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。
【００２５】
(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。
【００２６】
(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。
【００２７】
(8)Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０７％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それぞれあり、両者を同時に複合添加することで相乗効果を発揮する。一方、（Ｔｉ＋Ｎｂ）合計量で０．０７％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０．０７％以下に抑える。
【００２８】
(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。
【００２９】
(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。
【００３０】
(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。
【００３１】
(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。
【００３２】
(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。
【００３３】
(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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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ライザ端部の穴あけ加工性が更に向上する。
【００３８】
(15)昇温速度３０℃/ｓｅｃ以上での焼入れ前組織の限定
本発明では、スタビライザライザあるいは板ばねの焼入れ加熱時にオーステナイト領域に一旦加熱し、その後、水や油などの冷却媒体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、昇温速度が３０℃/ｓｅｃ以上の場合には、焼入れ前組織（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、長い加熱保持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。本発明では、スタビライザライザ又は板ばねの成形加工は冷間または熱間のいずれでもよく特に限定はしない。熱間成形加工による場合は、図２の（２）に示すように熱間成形加工した直後にワークを焼入れするようにしてもよいし、また図２の（３）に示すように熱間成形加工後にワークを再加熱してから焼入れするようにしてもよい。
【００３９】
(16)スタビライザライザ又は板ばねの加熱条件：
本発明でのスタビライザまたは板ばねにおいて、加熱後に成形して焼入れする熱間成形法での加熱方法は、従来の大気加熱炉あるいは不活性ガス雰囲気炉の焼入れ炉でも、適量のＴｉとＮｂの適量添加により、組織は微細化され、引張強さ１３００ＭＰａ以上で充分な靭性が得られる。また、高周波誘導加熱手段または直接通電加熱手段を用いても良いが、昇温速度が３０℃/ｓｅｃ以上の急速加熱する場合には前記の通り加熱前組織を限定する事により所望の特性が得られる。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。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。
【００４０】
また、スタビライザあるいは板ばねを冷間成形後加熱して焼入れする場合、あるいは、熱間成形後に必要に応じて再加熱して焼入れする場合についても、同様のことがいえる。
【００４１】
(17)旧オーステナイト粒度
本発明では、所望の強度として１３００ＭＰａ以上の強度レベルが要求されているため、焼入れまま、または焼入れ・焼戻し後にこの強度レベルを得るためには結晶粒が微細化しすぎても焼入れ性が不足し、所望の強度が得られない。一方、一定以上の微細化を行う事により延靭性を確保する必要がある。その範囲としては旧オーステナイト結晶粒度番号で７．５〜１０．５の範囲にする必要がある。より好ましくは旧オーステナイト結晶粒度番号８．５〜１０．５の範囲である。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Gh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。
【００４２】
(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。
【００４３】
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。
【００４４】
（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。
【００４５】
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。
【００４６】
（スタビライザの製造例）
次に、図２を用いて種々のスタビライザの製造例（１）〜（３）を説明する。
【００４７】
製造例（１）；冷間成形加工
丸棒を所定長さに切断し、図１に示す所望の形状に冷間曲げ加工し、加熱炉内で加熱するか、また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た後、焼入れし、焼入れ後焼戻し処理を施し、必要に応じて形状を矯正し、ショットピーニングし、所望の塗料を用いて塗装した。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程も省略することが可能である。
【００４８】
製造例（２）；熱間成形加工後に直接焼入
丸棒を所定長さに切断し、加熱炉内で加熱するか、また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、その温度域において図１に示す所望の形状に熱間曲げ加工し、焼入れし、焼入れ後焼戻し処理を施し、必要に応じて形状を矯正し、これをショットピーニングし、所望の塗料を用いて塗装した。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程も省略することが可能である。
【００４９】
製造例（３）；熱間成形加工後に再加熱して焼入
丸棒を所定長さに切断し、加熱炉内で加熱するか、また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、その温度域において図１に示す所望の形状に熱間曲げ加工する。その後、必要に応じて再加熱し、焼入れし、焼入れ後焼戻し処理を施し、必要に応じて形状を矯正し、これをショットピーニングし、所望の塗料を用いて塗装した。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程も省略することが可能である。
【実施例】
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
(1)焼入れ処理は、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分間加熱し、その後焼入れを行った。焼戻し処理は、引張強度が１５００ＭＰa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。
【００５３】
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。
【００５４】
(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。
【００５５】
(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×長さ50mm×厚み5mmの板状試験片を採取し、更に板状試験片内の幅15mm×長さ40mm範囲の領域を腐食面（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。
【００５６】
乾湿繰返し条件は、温度35℃の5％NaCl水溶液中に8時間浸漬後、温度35℃で相対湿度50%に保たれた容器内に16時間保管する操作を１サイクルとして、合計１０サイクルを実施した。腐食減量測定は、腐食試験前後に重量を測定し、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。
【００５７】
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。
【００５８】
(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。
【００５９】
さらに、スタビライザならびに板ばね用素材の耐久性評価として、スタビライザ用素材評価としては棒形状での捩り疲労試験を行い、板ばね用素材評価としては板形状での曲げ疲労試験を行った。
【００６０】
捩り疲労試験では直径２０ｍｍの棒をそれぞれの成分の鋼塊より圧延し、２２０ｍｍ長さで切断加工した後、表２に示す温度条件で通電加熱焼入れ・炉加熱焼戻しを実施し、供試体とした。その試験片中央より両端面方向へ５０ｍｍづつ、計１００ｍｍ長さの部分を腐食試験と上記と同じ乾湿繰返し条件で合計３サイクルを実施し、その後に片端部固定で片振りの捩り疲労試験を実施した。評価としては繰返し１０万回達成時の最大応力で評価した。
【００６１】
曲げ疲労試験には各成分の鋼塊を溶製した後、５ｍｍ厚さの板状に圧延し、その圧延材より幅２５ｍｍ、長さ２２０ｍｍ、厚さ５ｍｍ（圧延まま表面）の試験片を作成した。その後、電気炉にて表２に示す温度条件で焼入れ（保持３０分）・焼戻しを行い、中央１００ｍｍ長さ部分を、捩り疲労試験片と同様の乾湿繰返し条件で行った後、下スパンが１５０ｍｍで上スパンが５０ｍｍの４点曲げ疲労試験を実施した。評価は１０万回達成最大応力で行った。
【００６２】
（評価結果）
表１−２において、鋼Ｎｏ．２２（参考例１）と鋼Ｎｏ．４５（参考例２４）を除いて、鋼Ｎｏ．２３〜４４（実施例２〜２３）および鋼Ｎｏ．４６〜５０（実施例２５〜２９）はそれぞれ化学成分、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１３００MPa以上の高強度レベルにあるにもかかわらず、表２−２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。また、疲労強度においても従来材であるＮｏ．２１（ＪＩＳ  ＳＵＰ９）よりも、捩り疲労試験、曲げ疲労試験いずれの疲労試験においても高強度であることが証明された。
【００６３】
それに対し、表１−１において、鋼Ｎｏ．１〜２１は化学成分において本発明の範囲外の鋼材（比較例１〜２１）であり、これらのうち特に鋼Ｎｏ．２１はJIS SUP9からなるものである。
【表１−１】
0005764383.tif 000002
【００６４】
【表１−２】
0005764383.tif 000003
【００６５】
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１００５ＭＰａとなり、所望の強度が得られず、疲労強度が低下した。
【００６６】
比較例２は、Ｃ含有量が０．３７％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。
【００６７】
比較例３は、Ｓｉ含有量が０．５８％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１１５４ＭＰａとなり、所望の強度が得られず、疲労強度が低下した。
【００６８】
比較例４は、Ｓｉ含有量が多すぎるために低温靭性が劣った。
【００６９】
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１２０５ＭＰａとなり、所望の強度が得られておらず、そのために疲労強度が低下した。
【００７０】
比較例６は、Ｍｎ含有量が高すぎるために所望の強度は得られたものの、耐食性と靭性が劣り、疲労試験では腐食が進行したために疲労強度が低下した。
【００７１】
比較例７はＰ添加量が多すぎるために靭性が劣り、疲労強度が低下した。
【００７２】
比較例８はＳ添加量が多すぎるために靭性が劣り、疲労強度が低下した。
【００７３】
比較例９は、Ｃｕ添加量が少なすぎるために耐食性が劣り、そのため疲労試験片の腐食が進行したため、疲労強度が低下した。
【００７４】
比較例１０は、Ｎｉ添加量が少なすぎるために耐食性が劣り、そのために疲労試験片の腐食が進行したため、疲労強度が低下した。
【００７５】
比較例１１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１２５８ＭＰａとなり、所望の強度が得られておらず、疲労強度が低下した。
【００７６】
比較例１２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り、疲労強度が低下した。
【００７７】
比較例１３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、腐食の進行と酸化物による応力集中で疲労強度が低下した。
【００７８】
比較例１４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、疲労強度も低下した。
【００７９】
比較例１５はＴｉ含有量が少なすぎて、１８０℃の焼戻しを行っても引張強さは１２１２ＭＰａと所望の強度が得られず、また組織が粗くなって靭性も低下しており、そのため疲労強度が低下した。
【００８０】
比較例１６はＴｉ添加量が多すぎるために、炭窒化物が過剰に析出し、靭性低下と耐食性劣化を引き起こした。そのため疲労強度も低下した。
【００８１】
比較例１７はＮｂ含有量が少なすぎるために、所望の強度が得られず、また結晶粒が微細化しなかったために靭性が低下した。
【００８２】
比較例１８はＮｂ添加量が多すぎて炭化物が多量に析出したため、耐食性が低下して疲労試験片の腐食が進行したため、疲労強度が低下した。
【００８３】
比較例１９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て、炭窒化物が過剰に析出したため、靭性と耐食性がともに劣化し、疲労強度も低下した。
【００８４】
比較例２０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、疲労強度が低下している。
【００８５】
比較例２１はスタビライザ用として使用されているＪＩＳ  ＳＵＰ９の例であるが、化学成分が本発明範囲外となり、靭性と耐食性が劣る。
【表２−１】
0005764383.tif 000004
【００８６】
【表２−２】
0005764383.tif 000005
【００８７】
(2)表３は結晶粒度の影響を示した例である。
【００８８】
鋼No.４８を用いて成形後の焼入れ温度を調整する事で結晶粒度の異なる試験片を作成した後、焼戻しにて引張強さを調整した。
【００８９】
実施例２７-１,２７−２,２７−３は、それぞれ結晶粒度を本発明範囲としたものであり、強度・靭性ともに優れ、高い疲労特性が得られている。
【００９０】
一方、比較例２２は、結晶粒度が本発明範囲より大きく、結晶粒が微細すぎて焼入れ性が低下しており、引張強さが低すぎて疲労強度が低下した。
【００９１】
比較例２３は、結晶粒度が本発明範囲より小さく、結晶粒が粗大なために靭性が劣化しすぎて、疲労特性が低下した。
【００９２】
比較例２４は、結晶粒が混粒となっており、そのために靭性が劣化し、疲労強度が低下した。
【表３】
0005764383.tif 000006
【００９３】
(3)表４は焼入れ時の加熱速度ならびに焼入れ前組織の影響を示したものである。
【００９４】
鋼No.４８を用いて焼入れ時の加熱速度と焼入れ前組織を変化させて試験片を作成して各種特性を調査した。実施例２７-４、２７-５、２７−６、２７−７はいずれも本発明の範囲である。実施例２７-４は、前組織をフェライト・パーライト（Ｆ＋Ｐ）とし、加熱速度が３０℃／ｓｅｃよりも遅い５℃／ｓｅｃの炉加熱としたもの、実施例２７-５、２７−６、２７−７は加熱方法を通電加熱として加熱速度を３０℃／ｓｅｃ以上とし、前組織をベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）またはベイナイト・マルテンサイト（Ｂ+Ｍ）としたものである。いずれも所望の強度ならびに靭性を有し、高い疲労強度が得られた。
【００９５】
それに対して、比較例２５は加熱速度を３０℃／ｓｅｃ以上とし、前組織をフェライト・パーライトとしたもの、比較例２６は加熱速度を１００℃／ｓｅｃとし、前組織をフェライト・ベイナイト（Ｆ+Ｂ）としたものであるが、いずれも焼入れ時の炭化物の溶け込み不足で引張強さが低くなり、結晶粒も混粒になったために靭性が低下し、疲労強度が低下した。
【表４】
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【符号の説明】
【００９６】
１０…スタビライザ、１１…トーション部、１２…アーム部、１２ａ…アーム末端、
１４…ブッシュ、１５…サスペンション機構。
【図１】
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【図２】
0005764383.tif 000009