(57)【要約】      （修正有）【課題】  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】  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。【選択図】  図１
2005171337.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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：0.001〜0.195％、
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1.1μｍ以上12μm未満であり、フェライトの体積分率Vｆが30％以上98％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、低温靭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％）
【請求項２】
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請求項１に記載の自動車構造部材用鋼材。
【請求項３】
前記組成に加え、さらに質量％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に記載の自動車構造部材用鋼材。
【請求項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：0.001〜0.195％、
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χ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℃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、巻取りまでの間に2s以上の徐冷時間を設け、巻取り温度を560〜740℃として巻取り、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。
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％）
【請求項５】
請求項４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、低温靭性および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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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係り、特にサスペンションアーム、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壊特性の改善に関する。なお、本発明でいう鋼材は、鋼帯、鋼管を含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
特許文献１には、高周波焼入により製造される車体補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能の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が、この技術では、サスペンション、シャシー部材に必要な成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性を得ることができないという問題がある。
【０００３】
また、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お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ピラーやバンパーリンフォースといったボディ補強部材を得ることができるが、この技術では、サスペンションや、シャシー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。
【０００４】
また、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が、この技術では、サスペンション、シャシー部材に必要な疲労特性や耐遅れ破壊特性、腐食疲労強度を得ることができないという問題がある。
【０００５】
また、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、加工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はできるが、この技術では、サスペンション、シャシー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。
【０００６】
また、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に記載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、電縫部及び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が、この技術では、サスペンション、シャシー部材に必要な疲労特性や耐遅れ破壊特性、腐食疲労強度を得ることができないという問題がある。
【０００７】
さらに特許文献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縫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が、これら技術では、サスペンション、シャシー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WO 02/070767 A1号パンフレット
【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】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
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、シャシー部材において必要とされる優れた、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及びその製造技術を提供することを目的とする。
【０００９】
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El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：−1.0）における疲労破壊しない最大の応力振幅σf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、シャルピー衝撃試験（試験片：1/4サイズ、2mmVノッチ）における破面遷移温度vTｒsが−40℃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、0.1N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200ｈ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】
【００１０】
本発明者らは、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性、耐遅れ破壊特性、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、焼入れ方法及び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、シャシー部品において必要とされる、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性、耐遅れ破壊特性、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。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、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：0.91〜1.85％、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％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0.4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1.1μｍ以上12μm未満であり、フェライトの体積分率Vｆが30％以上98％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、低温靭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。
（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％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.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％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0.4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未満を満足するように、含有し、好ましくは残部実質的にFeからなる組成を有する鋼スラブを、1160〜1320℃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、巻取りまでの間に2s以上の徐冷時間を設け、巻取り温度を560〜740℃として巻取り、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％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％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、低温靭性および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。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、サスペンション、シャシー部材において必要とされる優れた、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、自動車構造部材用鋼材が容易にかつ安価でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
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。
【００１４】
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、耐遅れ破壊特性が劣化する。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。
【００１５】
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。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。
【００１６】
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ェ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、耐遅れ破壊特性が劣化する。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。
【００１７】
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析し、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−Fe母相界面に偏析するなどして、低温靭性、耐遅れ破壊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。
【００１８】
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、低温靭性、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、耐遅れ破壊特性、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。
【００１９】
sol.Al：0.015〜0.075％
Al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が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。
【００２０】
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。
【００２１】
O：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。
【００２２】
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、耐遅れ破壊特性を低下させる。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。
【００２３】
Nb：0.001〜0.019％
Nbは、熱延工程で組織を微細化し、AlN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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
Mo：0.001〜0.195％
Moは、焼入れ性向上元素としてMn、Bの作用を補完するとともに、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。
【００２７】
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／または、Ca：0.0001〜0.0029％を含有することができる。
【００２８】
Cu、Ni、Vは、いずれも耐遅れ破壊特性、低温靭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。
【００２９】
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、耐遅れ破壊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。
【００３０】
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壊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−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。
【００３１】
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。
【００３２】
上記した各組成に加えてさらに、Ca：0.0001〜0.0029％を含有することができる。
【００３３】
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、低温靭性、疲労特性、耐遅れ破壊特性、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。
【００３４】
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、Cr、Mo、V：各元素含有量（質量％））
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χ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。
【００３５】
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0.4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。
【００３６】
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σfとの関係を示す。図１から、Ceqが0.4以上0.58未満であれば、焼入れ後の耐遅れ破壊特性、低温靭性、疲労強度がともに優れた鋼材となる。
【００３７】
４点曲げ試験は、成形-焼入れ処理した部材より、幅5mm×長さ80mm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)＝（12Eｔδ）/（3H2-4A2）
（ここで、E：縦弾性定数（2.06×105MPa）、ｔ：試験片板厚(mm)、H：両端支点間距離(mm)、A＝（H-ｈ）/2、ｈ：中間支点間距離(mm)、δ：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200ｈまでの試験を実施し破断時間を求め、耐遅れ破壊特性を評価した。図２に４点曲げ試験の応力負荷方法を示す。
【００３８】
また、成形-焼入れした部材より1/4サイズ（厚さ：2.5mm）の２mmＶ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。
【００３９】
また、成形-焼入れした部材より幅30mm×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、繰返し速度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σｆを疲労限として求めた。
【００４０】
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、各元素について含有量に応じて決定し、各元素についての合計χをもとめて、用いるものとする。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。
【００４１】
χ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σｆ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、χ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σｆ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χ：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χと平面曲げ疲労試験における疲労限σfとの関係を示す。
【００４２】
なお、上記した成分以外の残部は、実質的にFeである。
【００４３】
また、本発明の鋼材は平均フェライト円相当粒径dfが1.1μｍ以上12μm未満であり、フェライトの体積分率Vｆが30％以上98％未満である組織を有する。
【００４４】
平均フェライト円相当粒径df：1.1μｍ以上12μm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1.1μm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12μm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1.1μｍ以上12μm未満に限定した。
【００４５】
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σfとの関係を示す。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が、1.1μm以上、12μm未満の場合には、σfが450MPa以上の高い疲労強度が得られる。特にdfが、2.0〜7.9μm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、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ウィッドマンステッテンフェライト、ベイニティックフェライトを含むものとする。
【００４６】
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、画像処理による円相当径を採用した。
【００４７】
なお、フェライト以外の第二相としては、カーバイド、パーライト、ベイナイト、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はフェライトと同様に、1.1μm以上、12μm未満とすることが好ましい。
【００４８】
フェライト体積分率Vｆ：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％以上のフェ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。
【００４９】
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、連続鋳造法等の通常の鋳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、上記した組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。
【００５０】
つぎに、鋼スラブの好ましい熱延条件について説明する。
【００５１】
スラブ加熱温度：1160〜1320℃
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℃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ェライト粒径が12μm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。従ってスラブ加熱温度は1160〜1320℃とすることが好ましい。なお、より好ましくは1180〜1280℃である。
【００５２】
仕上圧延終了温度：750〜980℃
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℃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。一方、980℃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℃とすることが好ましい。なお、より好ましくは820〜940℃である。
【００５３】
巻取りまでの徐冷時間：2s以上
熱間圧延の仕上圧延が終了したのち、直ちに巻き取るのではなく、巻取りまでの間に２ｓ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℃/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。
【００５４】
巻取り温度：560〜740℃
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。巻取り温度が、560℃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、焼入れ前の成形性は向上するが、740℃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℃とすることが好ましい。なお、より好ましくは600〜700℃である。    
【００５５】
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1.1〜12μm、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ロ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、低温靭性および耐遅れ破壊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。
【００５６】
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、適正条件で電縫造管することにより、成形性、焼入れ後の疲労強度、低温靭性および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。
【００５７】
つぎに、好ましい鋼管の製造条件について説明する。
【００５８】
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、幅絞り率8％以下の電縫造管を施して鋼管とされることが好ましい。
【００５９】
電縫造管条件：幅絞り率8％以下
鋼帯を連続的にロール成形し電縫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。幅絞り率が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。
【００６０】
幅絞り率（％）＝[(素材鋼帯の幅)−π{(製品外径−製品肉厚)}]／[π{(製品外径)−(製品肉厚)} ]×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、電縫造管に代えて、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。さらに電縫溶接に代えて、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】
【００６１】
（実施例１）
表１に示すA〜Z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2.6mmの熱延鋼帯とした。得られた熱延鋼帯に、酸洗処理、スリテッィングを施した後、ロール成形し、電縫溶接する電縫造管により、外径101.6mm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。
【００６２】
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、平均フェライト円相当粒径、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。
【００６３】
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℃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：10kgf）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30mm×長さ90mmの試験片を切出し、応力比：-1.0の両振りで、繰返し速度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σｆを疲労限として求め、焼入れ後の疲労強度を評価した。
（３）シャルピー衝撃試験
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：2.5mm）の２mmＶ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、低温靭性を評価した。
（４）  ４点曲げ試験
４点曲げ試験は、成形−焼入れ処理した部材より、幅5mm×長さ80mm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(MPa)＝（12Eｔδ）/（3H2-4A2）
（ここで、E：縦弾性定数（2.06×105MPa）、ｔ：試験片板厚(mm)、H：両端支点間距離(mm)、A＝（H-ｈ）/2、ｈ：中間支点間距離(mm)、δ：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、耐遅れ破壊特性を評価した。
（４）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30mm×長さ90mmの試験片を切出し、JIS  Z2371の規定に準拠した20日間の塩水噴霧試験を行ったのち、応力振幅：σｆ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、○とし、それ以外を×として評価した。
【００６４】
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Elを求め、成形性を評価した。
【００６５】
得られた結果を表４に示す。
【００６６】
【表１】
2005171337.tif 000003
【００６７】
【表２】
2005171337.tif 000004
【００６８】
【表３】
2005171337.tif 000005
【００６９】
【表４】
2005171337.tif 000006
【００７０】
本発明例はいずれも、原管の伸びEl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σfが500MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが-40℃以下、0.1N塩酸中での4点曲げ破断時間が200ｈ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。
【００７１】
一方、鋼成分、炭素当量,Ceq、焼入れ性倍数の合計χ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、低温靭性、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σf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、0.1N塩酸中4点曲げ破断時間が200ｈ未満と耐遅れ破壊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、フェライト体積分率が30％未満と低く原管の伸びEl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℃以上と低温靭性が劣化している。P、S、O量が本発明範囲を超える比較例No.11、No.12、No.13は、いずれも耐遅れ破壊特性或いは、疲労強度或いは原管のElが低くい。
【００７２】
また、Nb、Ti、Cr、Mo、Ni、Vが本発明範囲を超える比較例No.16、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、低温靭性、耐遅れ破壊特性が全般に低い。炭素当量Ceq或いは焼入れ性倍数の合計χ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、耐遅れ破壊特性が低下している。Ceq或いはχ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12μm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σf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−焼鈍処理、Zn、Al表面処理を施して造管した。また、一部では、電縫造管に代えて、プレス−溶接法、ロールフォーミング−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。
【００７３】
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℃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。
【００７４】
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、シャルピー衝撃試験、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。
【００７５】
得られた結果を表６に示す。
【００７６】
【表５】
2005171337.tif 000007
【００７７】
【表６】
2005171337.tif 000008
【００７８】
本発明例は、いずれも原管の伸びEl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σfが500MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが-40℃以下、0.1N塩酸中での4点曲げ破断時間が200ｈ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。
【００７９】
スラブ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12μm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σfも450MPa未満と低くなっている。熱延巻取り温度が本発明の好適範囲を上回るNo.36は原管の伸びElは20％以上と高いが、表面脱炭によりσfが低くなっている。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Elが15％と低く、またσｆも低くなっている。
【００８０】
No.40は熱延後の酸洗を省略した例、No.41はφ60.5×2.6ｔ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縫造管した例、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、Al系のめっきを施した原板を電縫造管した例、No.47は電縫造管後Zn系めっきした素管を成形後焼入れした例、No.48、No.49は電縫造管後、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El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σfが500MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが-40℃以下、0.1N塩酸中での4点曲げ破断時間が200ｈ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、耐遅れ破壊特性と腐食疲労強度を示している。
【図面の簡単な説明】
【００８１】
【図１】炭素当量と、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との関係を示すグラフである。
【図２】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】各元素の焼入れ性倍数の合計χと平面曲げ疲労試験の疲労限σfとの関係を示すグラフである。
【図４】焼入れ前組織の平均フェライト円相当径ｄｆと焼入れ後の疲労限σfとの関係を示すグラフである。
【図１】
2005171337.tif 000009
【図２】
2005171337.tif 000010
【図３】
2005171337.tif 000011
【図４】
2005171337.tif 000012