(57)【要約】      （修正有）【課題】焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度の厚肉電縫溶接鋼管及びその製造方法を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、  Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、  Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｓｂ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．２〜０．５％の１種又は２種を含有し、  残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式＜１＞で表される臨界冷却速度Ｖｃが３０℃／ｓ未満であり、肉厚ｔと外径Ｄの比であるｔ／Ｄが０．１５超〜０．３０の範囲である厚肉電縫溶接鋼管。    ｌｏｇＶｃ＝２．９４−０．７５β          ・・・＜１＞    ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ【選択図】図２
2007056283.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％  を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．２〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．２％の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式＜１＞で表される臨界冷却速度Ｖｃが３０℃／ｓ未満であり、肉厚ｔと外径Ｄの比であるｔ／Ｄが０．１５超〜０．３０の範囲であることを特徴とする焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管。
ｌｏｇＶｃ＝２．９４−０．７５β          ・・・＜１＞
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．１〜１％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜１％の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に記載の焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管。
ただし、式＜１＞において、
β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ
【請求項３】
大気中において８００℃で１時間保持した後のフェライト脱炭層の厚さが０．１５ｍｍ未満であることを特徴とする請求項１又は２に記載の焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管。
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分を有する電縫溶接鋼管を、８００〜１２００℃に加熱し、断面減少率が４０〜８０％の範囲で縮径圧延することを特徴とする焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の走行安定性を確保するための中空スタビライザーに適し、焼入れ性および耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の燃費向上対策のひとつとして、車体の軽量化が進められている。自動車のコーナリング時に車体のローリングを緩和し、高速走行時に車体の安定性を確保するスタビライザーもその対象として挙げられている。従来、スタビライザーは、棒鋼などの中実材を所要の形状に加工して製造されていたが、軽量化を図るため継目無鋼管や電縫溶接鋼管などの中空材を使用して製造されることが多くなっている。
スタビラーザー用の電縫溶接鋼管として、特許文献１には、組成を規定することにより、電縫溶接部及び母材部の金属組織が均一で、電縫溶接部及び母材部の硬度差が小さく、加工性に優れた中空スタビライザー用電縫溶接鋼管が開示されており、また、特許文献２には、Ｔｉ、Ｎの含有量を規定することにより焼入れ性を確保する、中空スタビラーザー用電縫溶接鋼管が開示されている。
特開文献３には、肉厚と鋼管の外径との比ｔ／Ｄが２０％以上であり、引張強度が４００〜７５５Ｎ／ｍｍ２とする中空スタビライザー用電縫溶接鋼管が提案され、縮径圧延により肉厚を増加させることが開示されている。
また、特許文献４には、素管を縮径圧延し、引張強さが５８０ＭＰａ超、降伏比が７０％以下であるハイドロフォーミングに耐える加工性に優れた自動車構造部材用高強度鋼管が提案され、さらに、特許文献５には、縮径圧延における加熱温度、縮径率などを特定することにより、曲げ加工、縮径加工、管端扁平加工などの複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法が提案されている。
また、特許文献６には、素材素管を冷間曲げ加工によりスタビラーザー形状に成形する成形工程と、この成形鋼管に焼入れ、焼き戻し熱処理を施す中空スタビライザーの製造方法において、前記素材素管を、母鋼管に加熱処理を施した後、圧延温度６００〜８５０℃、累積縮径率４０％以上で絞り圧延を施したものとする耐疲労特性に優れた中空スタビライザーの製造方法が開示されている。
また、特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％を含み、更に、Ｓｉ≦０．４１％、Ｐ≦０．０２％、Ａｌ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．０２０％、Ｂ≦０．００１％、Ｔｉ≦０．０１％、Ｃｒ≦０．４２％のうちから選択される１種以上を含有し、不可避的不純物として、０≦Ｎｉ＋Ｍｏ＜０．１５％およびＳ≦０．００３％に限定し、残部がＦｅからなる加工性に優れ、腐食による水素侵入後の残留強度率の高い焼き入れ用電縫鋼管が開示されている。
【０００３】
ところで、例えば、スタビライザーは、電縫溶接鋼管をさらに縮径圧延し、所要の肉厚／外径比とした厚肉電縫溶接鋼管を、１）曲げ加工などの冷間成形加工により所要の形状に成形し、これを加熱、水冷して焼入れした後、焼戻しを施すか、或いは、２）厚肉電縫溶接鋼管を加熱し、プレスなどの熱間成形加工により所要の形状に成形し、引き続いて水冷して焼入れした後、焼戻しを施すことによって製造される。後者の熱間成形加工による方法は、前者の冷間成形加工による方法に比べて、加工成形が容易であり、複雑な形状にも対応できる点で優れているため、製造プロセスとして有利である。
しかしながら、この方法では、加熱後成形するので、焼入れまでの時間が長くなり、成形した部材の温度が低下すること、プレス金型と素材鋼管（電縫溶接鋼管）との接触による温度の低下、或いは加熱スケールの生成による温度の不均一の発生などのために、全体に十分な焼入れ状態を確保することが困難となり焼入れ不足の発生が懸念され、さらに焼入れ性の優れたものが必要である。
【０００４】
また、熱間成形の場合は、冷間成形と比べて加熱処理が増えるため、成形した鋼管部材に脱炭が生じることは避けられない。すなわち、焼入れ、焼き戻しのための加熱のほかに、成形のための加熱が加わるため、フェライト脱炭層が形成されやすいことは避けられない。このようなフェライト脱炭層が存在すると、自動車部材とした場合に、表層部の強度や硬さといった機械的材質が低下し、所要の表面硬さや表面の強度が得られないのみならず、曲げ加工やねじ切り加工、他の部材と接合といった二次加工を施す場合に割れや、切削不良、接合不良などのなどの加工不良の原因となる。従って、耐脱炭性の優れた電縫溶接鋼管が求められている。
また、車体の軽量化はさらに加速化する趨勢にあり、スタビライザー用の電縫溶接鋼管としてさらに、強度、靭性の高いものが求められている。
【０００５】
【特許文献１】ＷＯ２００２／０７０７６７号公報
【特許文献２】特開平２００４−０１１００９号公報
【特許文献３】特開２００４−００９１２６号公報
【特許文献４】特開２００３−２０１５４３号公報
【特許文献５】特開２００４−２９２９２２号公報
【特許文献６】特開２００５−０７６０４７号公報
【特許文献７】特許第３６５３８７１号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１〜特許文献７に記載のスタビライザー用電縫溶接鋼管や、高強度鋼管は、自動車構造部材用鋼管として有用ではあるが、上述のように自動車構造用部材の製造工程におけるプロセスの変化により生じている問題に対して十分対応できるものではない。
本発明は、上記の問題点に鑑み、十分な焼入れ性と優れた耐脱炭性を有する高強度の厚肉電縫溶接鋼管及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の厚肉電縫溶接鋼管は、上記の課題を解決するためになされたものであり、溶接性、靭性を損なわない程度にＣを極力増やして強度(硬度)を向上させると共に、Ｃｕ或いはＳｂを添加して耐脱炭性を向上させ、さらに、鋼材の組成を臨界冷却速度Ｖｃが特定の範囲となるように調整することによって、焼入れ性を確保するようにしたものである。そして、本発明の厚肉電縫溶接鋼管の製造においては、加熱温度、断面減少率を特定の範囲として電縫溶接鋼管に縮径圧延を施すものである。
その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．２〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．２％の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式＜１＞で表される臨界冷却速度Ｖｃが３０℃／ｓ未満であり、肉厚ｔと外径Ｄの比であるｔ／Ｄが０．１５超〜０．３０の範囲であることを特徴とする焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管。
ｌｏｇＶｃ＝２．９４−０．７５β          ・・・＜１＞
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ。
（２）質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１％の1種または2種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管。
ただし、式＜１＞において、
β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ。
（３）大気中において８００℃で１時間保持した後のフェライト脱炭層の厚さが０．１５ｍｍ未満であることを特徴とする(１)又は（２）に記載の焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管。
（４）（１）または（２）に記載の成分を有する電縫溶接鋼管を、８００〜１２００℃に加熱し、断面減少率が４０〜８０％の範囲で縮径圧延することを特徴とする焼入れ性及び耐脱炭性に優れた高強度厚肉電縫溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明の厚肉電縫溶接鋼管は、焼入れ性に極めて優れているため、スタビライザーなどの製造において熱間成形加工を行った後、直ちに焼入れ処理を行った場合でも十分な焼入れ効果を得ることができ、また、焼入れ手段も水冷に限らず、水冷に比べて冷却速度が小さい油焼入れによっても十分な焼入れ効果を得ることができる。
また、耐脱炭性に優れているため、自動車部材を製造するに際して、熱間成形し、焼入れ、焼き戻ししても、フェライト脱炭層の形成が従来に比べて格段に小さく、部材表面の硬さ、強度が内部と同様に維持されるとともに、二次加工における加工不良の発生を低減することができる。
さらに、強度、靭性に優れて、繰り返し荷重に対する耐久性にも優れており、スタビライザーをより軽量化することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
発明者らは、スタビラーザー用の厚肉電縫溶接鋼管の焼入れ性を向上させると共に、強度、靭性をさらに強化する方法を検討した。
先ず、強度について、Ｃ量を変えた表１に示すような組成の電縫溶接鋼管用の鋼材（試験材Ａ、Ｂ、Ｃ）、および比較の鋼材（従来材Ａ，Ｂ）について水冷焼入れ、焼き戻し後の硬さを調査した。図１は、水冷焼入れ、焼き戻し後の硬さの変化とＣ量との関係を示したものである。
図１から判るように、Ｃ量が増えることによって硬度が増加し、例えば、従来材の硬度レベルよりほぼ１０％以上高くなっており、強度を向上させることができることが判る。なお、その効果は、Ｃ：０．２５％以上とすると、一層顕著であることがわかる。
【表１】
2007056283.tif 000003
【００１０】
次に、焼入れ性について検討した。
図１には１００％および９０％マルテンサイト組織の硬さとＣ量の関係も同時に示したが、試験材Ａ、Ｂ、Ｃは少なくとも９０％マルテンサイト組織まで焼きが入れば従来材の１０％以上の硬さが確保できていることがわかる。従って、焼入れ性の指標としては、例えば、鉄と鋼７４（１９８８）ｐ．１０７３により従来から知られている、９０％マルテンサイト組織が得られる臨界冷却速度Ｖｃ（℃／sec）を用いれば良い。これは、通常、下記＜1＞式で表されている。
ｌｏｇＶｃ＝２．９４−０．７５β                ・・・＜１＞
ただし、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ、或いは、β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ。
図１から、水焼入れでは９０％以上のマルテンサイト組織が得られていることは明らかであるが、油焼入れの場合には水焼入れに比べて冷却速度が大きく減少する。通常、スタビライザーに用いられるサイズの鋼管を油焼入れした時に達せられる冷却速度は３０℃／ｓである。従って、油焼入れでも９０％マルテンサイト組織を確保するために、本発明においては、臨界冷却速度Ｖｃを３０℃／sec未満とした。
上述のように、素材鋼管の強度を向上させるために、Ｃ量を増やすとともに、＜１＞で示される臨界冷却速度Ｖｃが３０℃／sec未満となるように成分を選択するものである。
【００１１】
次に、本発明者らは、耐脱炭性を向上させる方法について検討した。
従来、ばね鋼などＣ含有量が０．５％を越える高Ｃ鋼においては、２相域の温度で熱処理する場合に、Ｃｕ，Ｓｂ、Ｓｎなどを添加することによって脱炭を抑制することが可能であることが知られている。
しかしながら、Ｃ含有量が０．３％前後の中Ｃ鋼において、しかも２相域の温度を急速に通過させるような場合、すなわち、γ相温度域〜水冷して焼入れする場合、さらには、熱間成形において加熱が加わるような場合において、脱炭を抑制する効果の有無については明らかではない。
そこで、発明者らは、Ｃ含有量を０．３％前後とする中Ｃ鋼にＳｂを添加した試験材を製作し、中Ｃ鋼を加熱して焼入れ、焼き戻しする場合の脱炭の抑制に対するＳｂ添加の効果を確認した。
【００１２】
すなわち、表１に示した試験材Ａ（Ｃ：０．２８％）に、Ｓｂ：０．０５％を含有させた厚肉電縫溶接鋼管用の鋼材、試験材Ａ’を準備し、さらに比較のため表1の厚肉電縫溶接鋼管用の鋼材、試験材Ａ（Ｃ：０．２８％）及び従来の中空スタビライザー用電縫溶接鋼管用の鋼材、従来材Ａ（Ｃ：０．２６％）を準備し、これらの鋼材から採取した試験片を大気中、８００℃で１ｈｒ加熱する脱炭熱処理したのち、断面組織を観察した。
なお、この脱炭熱処理は、脱炭性の差を明確にすることを目的としたため、本発明の厚肉電縫溶接鋼管が自動車構造用部材を製造するための成形ならびに調質処理の過程において受けると考えられる加熱条件よりは遙かに脱炭しやすい条件である。
【００１３】
図２は、断面組織を示す写真であり、（ａ）は従来材Ａ、（ｂ）は試験材Ａ、（ｃ）はＳｂを含有する試験材Ａ’をそれぞれ示す。
図２から判るように、Ｓｂを添加しない従来材Ａ、試験材Ａでは、表面から１８０〜２００μｍまでの表層部が脱炭されたフェライト相となり、結晶粒が粗大化しているのに対し、Ｓｂを添加した試験材Ａ’は、フェライト脱炭層は全く認められない。
脱炭抑制効果を、Ｃｕ，Ｓｎについても同様の方法を用いて確認したところ、Ｃｕについては、Ｓｂと同様に脱炭抑制効果が確認できた。しかしながら、Ｓｎについては十分ではないことがわかった。
フェライト脱炭層は、形成されないことがもっとも望ましいが、８００℃×１時間の加熱条件で、その厚さが表面から０．１５ｍｍ未満であれば、実際の製造プロセスでのフェライト脱炭層の厚さは、スタビラーザーなど、自動車構造用部材として許容できるレベルにあることから、本発明においては、大気中、８００℃で１ｈｒ時間加熱した際に形成されるフェライト脱炭層の厚さを０．１５ｍｍ未満とするものである。
このようにフェライト脱炭層を抑制するには、Ｓｂ：０．０１〜０．２％、好ましくは、０．０１〜０．１０％、または、Ｃｕ：０．２〜０．５％を単独又は複合して含有する必要がある。
【００１４】
従来、Ｃ含有量が０．３％前後の中Ｃ鋼においては、脱炭抑制効果に対するＳｂ及び／又はＣｕの添加効果は明らかではなかったが、上記のように、中Ｃ鋼においてＳｂ及び／又はＣｕを添加することにより、耐脱炭性を向上させることができることが確認された。
このように、本発明の厚肉電縫溶接鋼管は、Ｃ含有量を高めることにより高強度し、かつＳｂ及び／又はＣｕを添加することによって耐脱炭性を向上させ、さらに、その他の成分を適切に制御することによって、臨界冷却速度を低くし、焼入れ性を向上させたものである。
【００１５】
以下に、本発明における厚肉電縫溶接鋼管の化学成分について説明する。
Ｃは、基地中に固溶或いは炭化物として析出し、鋼の強度を増加させる元素である。
一般的な自動車構造用部材としては少なくとも１００ｋｇ／ｍｍ２の強度が必要であり、それに相当するＨｖ３２０前後の硬さが９０％マルテンサイト組織で得られるのは、Ｃ量が０．１５％の場合であるから、Ｃは０．１５％以上含有することが必要であるが、０．５％を超えて含有すると、加工性や溶接性が劣化するため、含有量を０．１５〜０．５％の範囲とする。なお、好ましくは、０．２５％〜０．４０％である。
【００１６】
Ｓｉは、固溶強化に寄与する合金元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上含有することが必要であるが、０．５％を超えて含有すると、電縫溶接時の溶接欠陥となるＳｉ−Ｍｎ系の介在物を生成しやすくなり、電縫溶接部の健全性に悪影響を及ぼす。
このため、含有量を０．０５〜０．５％の範囲とする。なお、好ましくは、０．１０〜０．３％である。
【００１７】
Ｍｎは、焼き入れ性を向上させる元素であり、含有量が０．３％未満では焼き入れ性の向上効果を十分に確保することができず、また、２％を超えると溶接性及び溶接部の健全性にも悪影響を及ぼすため、含有量を０．３〜２％の範囲とする。なお、好ましくは、０．８〜１．５％である。
【００１８】
Ａｌは、溶鋼の脱酸材として必要な元素であり、また、Ｎを固定する元素でもあるため、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。含有量が０．０５％を超えると、結晶粒径が粗大化して靱性が低下したり、非金属介在物が多くなって製品に表面疵が発生しやすくなるため、その含有量は０．０５％以下とする。なお、好ましくは、０．０３％以下である。
【００１９】
Ｂは、微量の添加で鋼材の焼き入れ性を大幅に向上させる元素であり、また、粒界強化の効果もある。含有量が０．０００５％未満で焼き入れ性を向上させる効果が期待できず、一方、０．０１％を超えると粗大なＢ含有相を生成する傾向があり、また脆化が起こりやすくなる。このため、その含有量は０．０００５％〜０．０１％とする。なお、好ましくは、０．００１０超〜０．００２０％である。
【００２０】
Ｔｉは、鋼中Ｎを固定してＢＮの析出を抑制することにより、Ｂ添加による焼き入れ性を安定的かつ効果的に向上させるために作用するが、含有量が０．００５％未満ではその効果が期待できず、一方、０．０５％を超えると靱性が劣化する傾向があるため、その含有量は０．００５〜０．０５％の範囲とする。なお、好ましくは、０．０１〜０．０２％である。
【００２１】
Ｎは、窒化物または炭窒化物を析出させ、強度を高めるための重要な元素である。その効果は０．００１％以上を含有させることにより発揮されるが、含有量が０．０１％を超えるとＢＮの析出による焼入れ性の低下や、窒化物の粗大化および時効硬化により靱性が劣化する傾向が見られる。このため、その含有量は０．００１〜０．０１％の範囲とする。なお、好ましくは、０．００２〜０．００５％である。
【００２２】
Ｐは、耐溶接割れ性および靱性に悪影響を及ぼす元素であるため、０．０５％以下に限定する。なお、好ましくは、０．０３％以下である。
【００２３】
Ｓは、鋼材の非金属介在物の形成に影響し、鋼管の曲げ性、扁平性などの加工性を劣化させると共に、靱性の劣化や異方性及び再熱割れ感受性の増大の原因となる。また、溶接部の健全性も影響を悪影響を及ぼす。このため、その含有量は０．０５％以下に限定する。なお、好ましくは、０．０１％以下である。
【００２４】
Ｃｕは、Ｓｂと同様に、脱炭を抑制する効果のある元素であるが、含有量が０．２％未満では、その効果を十分に得ることはできず、一方、０．５％を超えて含有してもその効果は飽和する一方、熱間加工性が低下し、表面性状が損なわれやすくなる。このため含有量は、０．２〜０．５％とする。なお、好ましくは、０．２〜０．４％である。
【００２５】
Ｓｂは、上述のように、脱炭を抑制する効果のある元素であるが、含有量が０．０１％未満では、その効果を十分に得ることはできず、一方、０．２％を超えて含有してもその効果は飽和する一方、熱間加工性が低下し、表面性状が損なわれやすくなる。このため含有量は、０．０１〜０．２％とする。なお、好ましくは、０．０１〜０．１０％である。
なお、本発明においては、上述のように、Ｃｕ、Ｓｂを、それぞれの含有量の範囲において、単独または複合して含有させることができる。
【００２６】
本発明の厚肉電縫溶接鋼管は、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ，Ｖ、Ｎｉの一種または二種以上を含有することができる。
【００２７】
Ｃｒは、焼き入れ性を向上させる元素であり、また、基地中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めると共に炭化物を微細化する作用を有する。含有量が０．１％未満ではこれらの作用、効果を十分に期待することはできず、また、１％を超えると電縫溶接時に欠陥を発生しやすくなる。このため、その含有量は０．１〜１％の範囲とする。なお、好ましくは、０．１〜０．６％である。
【００２８】
Ｍｏは、焼き入れ性を向上させる効果を有する元素であり、固溶強化をもたらす効果を有する元素である。含有量が０．０５％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、１％を超えると粗大炭化物を析出しやすく、靱性を劣化させるため、その含有量は０．０５〜１％の範囲とする。なお、好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００２９】
Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物による析出強化の効果を有するのに加えて、Ｃ含有量が０．３％前後の中炭素レベルの鋼材において、鋼材の結晶粒径を微細化し、靱性を向上させる効果を有している。
含有量が０．０１％未満では、強度、靱性の向上効果が十分ではなく、０．１％を超えて含有すると炭化物が増加し、靱性が低下する。このため、その含有量は０．０１〜０．１％の範囲とする。なお、好ましくは、０．０２〜０．０４％である。
【００３０】
Ｖは、焼き入れ性を向上させる効果を有する元素であり、Ｖ炭窒化物による析出強化の効果を有する元素である。含有量が０．０１％未満ではこれらの効果を十分期待することができず、一方、０．５％を超えると粗大炭化物を析出しやすく、靱性を劣化させるため、その含有量は０．０１〜０．５％の範囲とする。なお、好ましくは、０．０２〜０．０５％である。
【００３１】
Ｎｉは、焼き入れ性及び靱性を向上させる効果を有する元素である。含有量が０．１％未満ではその効果を期待できず、一方、１％を超えると焼き入れ後にも残留γが存在する可能性があり、疲労耐久性を劣化させる。このため、その含有量は、０．１〜１％の範囲とする。なお、好ましくは、０．０１５〜０．５％である。
【００３２】
次に、鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）と鋼管の外径Ｄ（ｍｍ）との比であるｔ／Ｄの範囲を０．１５超〜０．３０のとした理由について説明する。
スタビライザーの軽量化のためにはｔ／Ｄが小さいほど望ましい。しかし、ｔ／Ｄが小さいほど使用時に加わる主応力が大きくなるために疲労特性が低下する。一方、ｔ／Ｄが大きくなると軽量化の効果が少なくなるのに加えて、電縫鋼管の製造が困難になる。最低限の疲労強度を確保するためにｔ／Ｄの下限を０．１５超、製造性と軽量化の観点から上限を０．３０に定めた。
【００３３】
本発明の厚肉電縫溶接鋼管の製造方法について説明する。
所要の化学組成を有するように溶製した溶鋼を、鋳造して鋳片とするか、或いは一旦鋼塊とした後、熱間圧延して鋼片とし、この鋳片または鋼片を熱間圧延して熱間圧延鋼板とする。
この熱間圧延鋼板を通常の電縫溶接鋼管の製造方法、例えば熱間或いは冷間での電気抵抗溶接により電縫溶接鋼管とする。
本発明の肉厚電縫溶接鋼管は、上述のように鋼管の肉厚／外径の比、ｔ／Ｄ、を０．１５超〜０．３０とするものであり、電縫溶接鋼管造管機の能力がこのような範囲の肉厚／外径比の電縫溶接鋼管の造管能力を有する場合は、上記の熱間圧延鋼板を用いて直接、本発明の電縫溶接鋼管を製造することができる。
【００３４】
しかしながら、電縫溶接鋼管は、肉厚が厚いほど、管の外径が小さいほど、また鋼管用鋼材の強度が高いほど製造が困難となる。一般に肉厚／外径比ｔ／Ｄが０．１５以下の電縫溶接鋼管は、通常の電縫溶接鋼管造管機により製造可能であるが、ｔ／Ｄが０．１５を超えると製造能力を超えるため通常の電縫溶接鋼管造管機では、ｔ／Ｄが０．１５超〜０．３０とする本発明の厚肉電縫溶接鋼管を直接製造することは困難となることが多い。
従って、通常の電縫溶接鋼管の造管機にて肉厚／外径比が０．１５以下の電縫溶接鋼管（これを母管とも称する）を製造し、さらに、これに熱間で縮径圧延を施して肉厚／外径比が０．１５超〜０．３０の厚肉電縫溶接鋼管を製造するものである。
【００３５】
縮径圧延は、ストレッチレデューサーなどを用いて行うことができる。
ステレッチレデューサーは、圧延軸の周りに３ロール或いは４ロールを有する圧延スタンドを複数、圧延軸に直列に備えた圧延装置であり、この圧延装置の各圧延スタンドのロール回転数及び圧下力を調整することにより、鋼管の管軸方向（圧延方向）の張力及び円周方向の圧縮力を制御し、これによって肉厚／外径比を増加させる縮径圧延を行うことができる。
すなわち、縮径圧延においは、鋼管の外径の圧下力により外径が縮小される一方で肉厚は増加するが、他方、鋼管の管軸方向に働く張力により肉厚が減少するので、両者のバランスにより最終の肉厚が決定される。このように縮径圧延した鋼管の肉厚は、上記圧延スタンドの間の張力により主として決定されるので、目標肉厚を得るための圧延スタンド間の張力を圧延理論などから求め、その張力が働くように各圧延スタンドのロール回転数を設定することが必要である。
【００３６】
上述のように、本発明は、上記電縫溶接鋼管（母管）を８００〜１２００℃に加熱し、断面減少率４０〜８０％で熱間での縮径圧延を施して、肉厚／外径比を０．１５超〜０．３０とした厚肉電縫溶接鋼管とするものである。
ここで、断面減少率とは、（縮径前の鋼管の外径−縮径後の鋼管の外径）／縮径前の鋼管の外径×１００（％）である。
【００３７】
縮径圧延時の電縫溶接鋼管の加熱温度は、８００℃未満では変形抵抗が大きく、一方、１２００℃を超えると、加熱スケールの発生が著しくなり表面性状が劣化する。このため、加熱温度は、８００〜１２００℃の範囲とする。
【００３８】
また、縮径圧延時の断面減少率が４０％未満では圧縮力が不十分であり、肉厚／外径比が０．１５以下の電縫溶接鋼管（母管）から肉厚／外径比が０．１５超〜０．３０の厚肉電縫溶接鋼管とすることが困難である。一方、断面減少率が８０％を超えると、縮径圧延による鋼管の表面疵の発生が著しくなりまた、均一な形状の確保が困難になる。このため、縮径圧延における断面減少率は４０〜８０％とする。
【００３９】
なお、本発明の肉厚電縫溶接鋼管が縮径圧延により製造されたものであるか否かは、管軸方向に垂直な断面（Ｃ断面）の内面の角張り状態の観察或いは、肉厚測定によって判断することができる。
例えば、縮径圧延に用いられるストレッチレデューサーは、上述のように、圧延軸の周りに３ロール或いは４ロールを有する圧延スタンドを複数、圧延軸に直列に備えた圧延装置であり、通常、隣合う圧延スタンド（例えば、ＮおよびＮ＋１圧延スタンド）のロールは位相がずらされており、３ロール圧延スタンドの場合は６０゜、４ロール圧延スタンドの場合は４５゜だけ位相をずらした配置となっている。
従って、縮径圧延によって製造された厚肉電縫溶接鋼管の管軸方向に垂直な断面（Ｃ断面）の内面形状は、ストレッチレデューサーが３ロールの圧延スタンドを備える場合は六角形、４ロールの圧延スタンドを備える場合は八角形となる。
また、ストレッチレデューサーの連続する４つの圧延スタンド（例えば、Ｎ、Ｎ＋１、Ｎ＋２、Ｎ＋３圧延スタンド）においてロールの位相を、３ロール圧延スタンドの場合に３０゜、６０゜、９０゜とずらし、４ロール圧延スタンドの場合に２２．５゜、４５゜、６７．５゜、とずらした場合は、縮径圧延後の厚肉電縫溶接鋼管の管軸方向に垂直な断面（Ｃ断面）の内面形状は、それぞれ、３ロール圧延スタンドを備える場合は、十二角形、４ロール圧延スタンドを備える場合は、十六角形となる。
このように、厚肉電縫溶接鋼管の管軸方向に垂直な断面の内面形状が、上述のような多角形状を形成している場合は、この厚肉電縫溶接鋼管が縮径圧延により製造されたものであることがわかる。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明を実施例によりさらに具体的に説明する。
表２に示す組成を有する各種鋼を溶製し、鋳片に鋳造した。この鋳片を１１５０℃に加熱し、圧延仕上げ温度８９０℃、巻き取り温度６３０℃で熱間圧延し、板厚６ｍｍ鋼板とした。この熱間圧延鋼板を所定の幅にスリットし、高周波電縫溶接により外径９０ｍｍの電縫溶接鋼管（母管）とした。引き続き高周波誘導加熱によりこの鋼管を９８０℃に加熱した後、縮径圧延を施し、肉厚７ｍｍ、外径３５ｍｍの肉厚電縫溶接鋼管とした。
また、表２のＮｏ．８鋼にて製造した電縫溶接鋼管について、縮径圧延における断面減少率を変化させ、肉厚５〜７．５ｍｍ、外径３０〜３５ｍｍの肉厚電縫溶接鋼管を製造した。
得られた厚肉電縫溶接鋼管を９６０℃に加熱し水冷して焼入れを行い、３００℃×１ｈｒの焼き戻しを行なった。これらの鋼管より試験片を採取して各種の試験を行い、本発明の厚肉電縫溶接鋼管の特性を確認した。
硬さは肉厚中心部をＨｖ９．８Ｎで５点計測し平均値を求めた。弾性は５ｍｍサブサイズ２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を用いて試験し、ｖＴｒｓを求めた。疲労特性は、ばね論文集、２８（１９８３）ｐ．４９に記載の方法により、曲げ半径８０ｍｍで、中実材相当の第一主応力振幅の計算値が６００ＭＰａとなる条件で実施した。フェライト脱炭層の厚さは８００℃×１時間の条件で大気中で加熱した後、光学顕微鏡で撮影した写真から測定した。これらの特性の結果を表２および表３に示す。
【００４１】
【表２】
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【００４２】
【表３】
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【００４３】
表２に示した、本発明の化学成分を有するＮｏ．１〜１０の鋼は、硬さ、靭性、耐脱炭性において優れた特性を有していることがわかる。
それに対して、Ｎｏ．１１の鋼はＶｃが大きいために焼きが十分に入らず、０．２２％Ｃにしては十分な硬さが得られなかった例である。Ｎｏ．１２の鋼はＣｕやＳｂが無添加のため、激しく脱炭した例である。Ｎｏ．１３の鋼はＣ量が不足していたため、自動車構造用部材として最低限必要な硬さが得られなかったのに加えて、ＣｕやＳｂが無添加のため、激しく脱炭した例である。
表３に示した、本発明鋼管Ｎｏ．ａ〜ｅは、破断繰り返し数が５０×１０３回を超える十分な疲労強度を有していることがわかる。
それに対して、Ｎｏ．ｆの鋼管は、ｔ／Ｄが小さすぎて十分な疲労強度が得られなかった例である。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】厚肉電縫溶接鋼管用鋼材の焼入れ、焼き戻し後の硬さとＣ量との関係を示す図である。
【図２】脱炭熱処理後の鋼材の断面組織を示す写真であり、（ａ）は従来材の場合、（ｂ）はＣ：０．２８％を含有する試験材Ａの場合、（ｃ）は本発明のＣ：０．２８％、Ｓｂ：０．０５％を含有する試験材Ａ’の場合をそれぞれ示す。
【図１】
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【図２】
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