(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１０重量％，Ｓｉ：０．２０〜１．０重量％，Ｍｎ：１．０〜２．５重量％，Ｐ：０．０３重量％以下，Ｓ：０．００５重量％以下，（Ｎ＋Ｏ）：１５０ｐｐｍ以下，Ｔｉ：０．０２〜０．２０重量％，Ｎｂ：０．０２〜０．１０重量％，トータルＡｌ：０．０１〜０．１重量％を含み，更にＢ：０．００５０重量％以下，Ｃｒ：０．３重量％以下，Ｃａ：０．００５０重量％以下の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１１５０〜１３００℃に加熱した後、仕上げ圧延でのトータル圧延率：９０％以上，仕上げ温度：Ａr3変態点〜Ａr3変態点＋１００℃の温度域で熱間圧延し、冷却速度１０〜５０℃／秒で冷却し、巻取り温度４５０〜５５０℃で巻き取って熱延コイルとし、該熱延コイルを酸洗後に電縫鋼管とする際、電縫溶接部の冷却後に連続して高周波加熱により電縫溶接部をＡc1変態点〜Ａc1変態点−７０℃の温度域で焼き戻すことを特徴とする疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用高強度鋼管の製造方法。
【請求項２】
熱間圧延時に、９００〜１１００℃の温度域でデスケーラ吐出圧力２００ｋｇｆ／ｃｍ2 以上のデスケールを少なくとも１パス以上行うことを特徴とする請求項１記載の疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用高強度鋼管の製造方法。
【請求項３】
電縫鋼管の肉厚外径比Ｔ／Ｄが０．０７〜０．１５である請求項１又は２に記載の疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車の走行安定性を保持する中空スタビライザに使用される高強度電縫鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上に関する改善は急速に進められており、その対策の一つとして軽量化が種々検討されている。たとえば、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保持するスタビライザとして、ＳＵＰ６，Ｓ４５Ｃ等の棒鋼をスタビライザ形状に加工した後、焼入れ・焼戻し処理した中実スタビライザに替えて、Ｓ２０Ｃ等の継目無し鋼管，電縫鋼管等に焼入れ・焼戻し処理を施した軽量な中空スタビライザが一部で使用されている。
最近では、更にコスト低減及び軽量化を図るため、熱延材を用い、焼入れ・焼戻し処理を省略したアズロール型中空スタビライザが検討されるようになってきた。アズロール型中空スタビライザの製造法としても、調質熱処理を前提にした従来の中空スタビライザのように比較的強度の低い鋼管を用いて複雑な曲げ加工を施す方法に替え、高強度鋼管を用いて比較的単純な形状に成形加工し、他の部品をアーク溶接等で接合する方法も採用され始めている。そのため、中空スタビライザとして使用される電縫鋼管には、電縫溶接部だけでなく、アーク溶接等による他部品との接合部における熱影響部についても硬化又は軟化が生じ難く、疲労耐久性に優れていることが要求される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
アズロール型中空スタビライザ用の電縫鋼管としてこれまで種々の提案がされているが、電縫溶接部に加え他部品との接合部における熱影響部についても十分な特性を備えた電縫鋼管が得られていないことが現状である。たとえば、Ｃ含有量を０．０８〜０．２３重量％とし、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｎｂ等を特定量以下に規制し、Ｃｒ，Ｍｏの１種又は２種を特定量以下で添加した鋼を熱間圧延した後、電縫溶接し、造管のままで、或いは歪取り焼鈍して引張強さ６０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ2 の鋼管が得られることが特開平２−１９７５２５号公報で紹介されている。また、特開平６−１００４６号公報では、溶接時の熱影響部が軟化し難い成分設計を採用し、疲労強度が改善された引張強さ１００〜１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 の鋼管を得ている。しかし、何れも中炭素鋼にＣｒ：０．３〜１．０重量％又はＭｏ：０．３〜１．０重量％を添加した鋼材であり、コスト高になると共に、溶接熱影響部にベイナイト，マルテンサイト等の低温変態相が生じ易い。そのため、高強度鋼管と他部品とを溶接した場合に溶接接合部の熱影響部に生じ易い硬化又は軟化によって、疲労特性がばらつきやすい電縫鋼管である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、微細フェライトと微細パーライトの混合組織にＴｉ，Ｎｂを含む析出物が微細に分散した金属組織とすることにより、他部品と溶接した場合に溶接接合部の熱影響部に硬化や軟化が生じ難く、６９０〜１１００Ｎ／ｍｍ2 の引張強さを示す電縫鋼管を低コストで製造することを目的とする。
【０００５】
本発明の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０３〜０．１０重量％，Ｓｉ：０．２０〜１．０重量％，Ｍｎ：１．０〜２．５重量％，Ｐ：０．０３重量％以下，Ｓ：０．００５重量％以下，（Ｎ＋Ｏ）：１５０ｐｐｍ以下，Ｔｉ：０．０２〜０．２０重量％，Ｎｂ：０．０２〜０．１０重量％，トータルＡｌ：０．０１〜０．１重量％を含み，更にＢ：０．００５０重量％以下，Ｃｒ：０．３重量％以下，Ｃａ：０．００５０重量％以下の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成をもつスラブを１１５０〜１３００℃に加熱した後、仕上げ圧延でのトータル圧延率：９０％以上，仕上げ温度：Ａr3変態点〜Ａr3変態点＋１００℃で熱間圧延し、冷却速度１０〜５０℃／秒で冷却し、巻取り温度４５０〜５５０℃で巻き取って熱延コイルとし、該熱延コイルを酸洗後に電縫鋼管とする際、電縫溶接部の冷却後に連続して高周波加熱により電縫溶接部をＡc1変態点〜Ａc1変態点−７０℃の温度域で焼き戻すことを特徴とする。
【０００６】
熱間圧延時に、９００〜１１００℃の温度域でデスケーラ吐出圧力２００ｋｇｆ／ｃｍ2 以上のデスケールを少なくとも１パス以上実施すると、疲労破壊の起点となる欠陥部のない良好な表面をもつ熱延鋼帯が得られる。
電縫鋼管は、疲労耐久性及び軽量化を両立させる上で、肉厚をＴ，外径をＤとして０．０７〜０．１５の肉厚外径比Ｔ／Ｄをもつことが好ましい。
【０００７】
【作用】
本発明者等は、中空スタビライザの要求特性を満足させるため、電縫鋼管の機械的性質に及ぼす成分条件，製造条件等を調査検討した。その結果、強度確保に有効であるＣ量を可能な限り低く抑えて溶接部の延性を確保し、Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物生成及び細粒化効果を活用して溶接熱影響部の軟化及び硬化を抑制することが有効であることを見出した。また、強度を向上させ、電縫溶接部やアーク溶接部の硬度差を小さくする上では微細なフェライト＋パーライト組織が効果的であることを解明し、このような組織を得るための成分条件及び製造条件を適正化した。
【０００８】
以下、本発明で使用する鋼材の合金成分，含有量，製造条件等を説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１０重量％
強度を確保する上で重要な合金成分である。Ｃ含有量が少ないほど溶接部の延性が良くなるものの、鋼管の強度が低下することから、本発明ではＣ含有量の下限を０．０３重量％に設定した。しかし、０．１０重量％を超える多量のＣが含まれると、ベイナイト又はマルテンサイト組織となり、加工性及び疲労耐久性が劣化する傾向がみられる。また、溶接熱影響部が軟化しやすくなる。
Ｓｉ：０．２０〜１．０重量％
固溶強化型の合金成分であり、本発明のようにＣ含有量を下げた鋼種にあっては、強度確保のために少なくとも０．２０重量％以上が必要である。しかし、１．０重量％を超える多量のＳｉが含まれると、スラブ加熱時にファイアライトが生成し、熱間圧延時にデスケール性が劣化しやすく、表面疵が疲労の起点となって疲労耐久性を劣化させる場合がある。多量のＳｉは、電縫鋼管の溶接性及び靭性にも悪影響を及ぼす。
【０００９】
Ｍｎ：１．０〜２．５重量％
強度及び靭性を確保する上で不可欠な合金成分であり、少なくとも１．０重量％以上のＭｎが必要である。しかし、２．５重量％を超えるＭｎ含有は、靭性を劣化させるばかりでなく焼入れ性が強化され、溶接部の靭性を劣化させ、溶接熱影響部では母材硬さより軟化することがある。
Ｐ：０．０３重量％以下
溶接時の耐割れ性や靭性に悪影響を及ぼす成分であり、本発明ではＰ含有量の上限を０．０３重量％に設定した。
Ｓ：０．００５重量％以下
展伸したＭｎＳとなり、加工性及び靭性を劣化させる有害元素である。特に、本発明のようにＭｎを添加した鋼種にあっては、Ｍｎの効果を損わないためＳ含有量の上限を０．００５重量％（好ましくは、０．００２重量％）に規制する。
【００１０】
（Ｎ＋Ｏ）：１５０ｐｐｍ以下
Ｎは、ＴｉＮを形成し、溶接時の結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。しかし、多量のＮが含まれると、固溶Ｎによる時効硬化が生じて靭性が劣化し、更にはＯが高い場合には破壊の起点となる酸化物を生成する。そこで、本発明においては、（Ｎ＋Ｏ）を１５０ｐｐｍ以下に設定した。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０重量％
ＴｉＮを生成し、溶接熱影響部の結晶粒を微細化する作用を呈し、強度改善に有効な合金成分である。結晶粒の微細化は、溶接熱影響部の靭性を向上させる上でも有効である。このような効果は、０．０２重量％以上のＴｉ添加で顕著になる。しかし、０．２０重量％を超える多量のＴｉが含まれると、ＴｉＮが粗大化して溶接熱影響部が硬化するため、靭性が劣化する。
【００１１】
Ｎｂ：０．０２〜０．１０重量％
Ｎｂ炭窒化物の生成によって結晶粒を微細化し、熱影響部の軟化を抑制する重要な合金成分である。結晶粒の微細化による軟化抑制効果及び母材の強度確保のためには、０．０２重量％以上のＮｂが必要である。しかし、０．１０重量％を超える過剰量のＮｂは、鋼材のコストを上昇させるばかりでなく、溶接性や靭性に悪影響を及ぼす。
Ｂ：０．００５０重量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、ごく微量の添加で結晶粒界の歪みエネルギを低下させ、靭性を改善する作用を呈する。しかし、０．００５０重量％を超えるＢを添加すると、溶接時にベイナイト組織になり易く、硬化する傾向がみられる。多量のＢ添加は、靭性にも悪影響を及ぼす。
【００１２】
Ｃｒ：０．３重量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、熱影響部の焼戻し軟化抵抗を大きくし、炭化物を微細化する作用を呈する。しかし、０．３重量％を超える多量のＣｒを添加すると、バンド状組織になりやすく、焼入れ性が増大し、溶接時に熱影響部の靭性が劣化する傾向がみられる。
Ｃａ：０．００５０重量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態を制御する作用を呈する。Ｃａ添加は、局部伸び及び靭性の向上にも有効に作用する。したがって、高い加工性が要求される場合には、Ｃａを添加することが好ましい。しかし、０．００５０重量％を超えると、非金属介在物が増加して鋼材の清浄度が損われ、溶接性も劣化する。
トータルＡｌ：０．０１〜０．１重量％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として使用される成分であり、Ｎを固定する作用をも呈する。このような作用は、０．０１重量％以上のＡｌ添加で顕著になる。しかし、脱酸生成物を含めた鋼中のＡｌ量がトータルで０．１重量％を超えると、鋼材の清浄度が損われ、鋼板表面に疵が発生しやすくなる。
【００１３】
スラブ加熱温度：１１５０〜１３００℃
熱間圧延に先立って、Ｔｉ，Ｎｂ等の合金成分をマトリックスに十分固溶させるため、１１５０℃以上の温度にスラブを加熱する。しかし、１３００℃を超える高い加熱温度では、結晶粒が粗大に成長して強度，靭性等の機械的性質が劣化する。
【００１４】
熱間圧延：
加熱されたスラブは、熱間圧延工程においてトータル圧延率９０％以上で仕上げ圧延される。トータル圧延率９０％以上を確保することにより、強度向上に有効な細粒組織が熱延後に得られる。
熱間圧延の仕上げ温度は、Ａr3変態点〜Ａr3変態点＋１００℃の範囲に設定される。仕上げ温度がＡr3変態点未満では、２相域で圧延されることになり、圧延条件が不安定になりやすい。しかし、Ａr3変態点＋１００℃を超える仕上げ温度では、熱延後のオーステナイト粒が粗大化し、熱延コイルで細粒組織が得られず強度が低下すると共に、溶接時に熱影響部が軟化する。
熱間圧延により得られた鋼帯は、冷却速度１０〜５０℃／秒で冷却され、４５０〜５５０℃で巻き取られる。
【００１５】
熱延後の冷却速度は、金属組織を制御するために重要なファクタであり、１０℃／秒未満の冷却速度ではフェライト変態が進行して軟質化し、必要な強度が得られない。逆に５０℃／秒を超える冷却速度では、熱延鋼帯の組織にベイナイト，マルテンサイト等が含まれやすくなる。ベイナイト，マルテンサイト等の組織は、鋼板の材質変動を大きくし、電縫溶接や他部品との溶接接合時に熱影響部の軟化の程度を高くする原因となる。
熱延鋼帯は、微細フェライトと微細パーライトとの混合組織となるように４５０〜５５０℃で巻き取られる。巻取り温度が４５０℃を下回ると、ベイナイトやマルテンサイト組織になり易く、電縫溶接等の溶接熱影響部が著しく軟化し、スタビライザとして使用する際に軟化部分に応力集中が発生し、結果的に耐久性が劣化することになる。逆に、５５０℃を超える巻取り温度では、粗大なフェライト＋パーライト組織となって必要な強度が得られず、疲労耐久性を劣化させる。
【００１６】
熱間圧延工程では、９００〜１１００℃の温度域でデスケーラ吐出圧力２００ｋｇｆ／ｃｍ2 以上のデスケールを少なくとも１パス以上行うことが好ましい。デスケーラ吐出圧力を２００ｋｇｆ／ｃｍ2 以上と設定することにより、鋼帯表面からスケールが効率よく除去され、表面性状の良好な熱延鋼帯が得られる。２００ｋｇｆ／ｃｍ2 未満のデスケーラ吐出圧力では、デスケールが不充分になり、表面に残存するスケールがその後の熱延で鋼帯表面に押し込まれ、鋼管における疲労破壊の起点となる凹凸が鋼帯表面に形成されやすい。
高いデスケーラ吐出圧力による高圧デスケールにおいても、デスケール温度を適正に設定することによって効率の良いデスケールが可能になる。デスケール温度が９００℃を下回ると、デスケール性が劣り、表面に残存するスケールで熱延鋼帯の表面性状が劣化し、最終的に鋼管とした場合に疲労耐久性が劣化する。逆に１１００℃を超えるデスケール温度では、熱延における熱効率が悪く、エッジ部の急激な温度低下によりエッジ割れが発生しやすくなる。
【００１７】
電縫溶接後の熱処理：
熱延鋼帯は、酸洗後に電縫溶接によって造管される。電縫鋼管は、肉厚をＴ，外径をＤとしたとき、疲労耐久性を向上させるため肉厚外径比Ｔ／Ｄを０．０７〜０．１５の範囲に設定することが好ましい。肉厚外径比Ｔ／Ｄが小さいほど、肉厚が薄く外径の大きな電縫鋼管となる。肉厚を薄くすることは軽量化の要求が強い車両搭載部品として好適であるが、肉厚外径比Ｔ／Ｄが０．０７を下回ると中空スタビライザとしての耐久性が確保できない場合がある。逆に０．１５を超える肉厚外径比Ｔ／Ｄで造管することは、軽量化に反して棒鋼に近くなり、また厚肉小径となって電縫鋼管の表面に残留する引張り応力が耐久性を劣化させる傾向が現れる。
【００１８】
電縫溶接を経た溶接部近傍は、高温への加熱と急速な冷却を受けているため、溶接のままでは粗大なマルテンサイト組織になっており、耐久性が著しく低い。そこで、電縫溶接後に一旦Ｍs 点以下に冷却してマルテンサイト変態させた後、直ちに連続して高周波加熱して電縫溶接部を焼き戻し、著しく硬化した電縫溶接部近傍を回復させる。Ａc1変態点―７０℃以下の温度で焼き戻すと、回復が不充分で、スタビライザへの曲げ加工に支障をきたす。しかし、Ａc1変態点を超える温度に加熱すると、再度オーステナイト化し、焼戻し後の冷却過程で再びマルテンサイトが生じて硬化する。
【００１９】
【実施例】
表１に掲げた各種鋼材のスラブを常法に従って製造し、表２の熱延条件で熱延鋼帯にした。粗圧延後の仕上げ圧延前に、デスケーラ吐出圧力１００，１６０，２５０ｋｇｆ／ｃｍ2 で高圧水を用いてデスケールし、巻取り温度を４００〜６００℃の範囲で変化させた。
【００２０】
0004055920.tif 000002
【００２１】
0004055920.tif 000003
【００２２】
各熱延鋼帯をスリットし、高周波電縫溶接で外径２１．０ｍｍ，肉厚２．６ｍｍ（肉厚外径比Ｔ／Ｄ＝０．１２３）の鋼管に造管し、直ちに高周波加熱して電縫溶接部を６８０℃に焼き戻した。
得られた各電縫溶接鋼管を、曲げ試験，電縫溶接時の熱影響部の軟化の有無，硬度差（ΔＨＶ：ＨＶmax −ＨＶmin ），偏平試験，ねじり疲労試験で評価した。ねじり疲労限は、１×１０7 サイクルで破断しない応力とした。
引張強さ：６９０〜１１００Ｎ／ｍｍ2 ，電縫溶接部の硬さ：軟化の有無及び硬さΔＨＶ≦４０，スタビライザの加工性として曲げ試験：９０度２Ｄ曲げで電縫溶接部にわれが生じないこと，偏平試験：８ｍｍ以下，衝撃靭性としてー６０℃における衝撃：エネルギ１１２０Ｎ・ｍでアール２５ｍｍのポンチを落下させたときに折損しないこと、疲労特性としてネジリ疲労試験による疲労限：４００Ｎ／ｍｍ2 以上を合格基準と設定した。
各電縫溶接鋼管の評価結果を表３に示す。
【００２３】
0004055920.tif 000004
【００２４】
試験番号１〜１４は、何れも本発明で規定した成分条件を満足する鋼種Ａ〜Ｅを使用している。しかし、試験番号２は、スラブの加熱温度が低く、Ｔｉ，Ｎｂの固溶が不充分なため、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きくなり、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きくなっていた。逆にスラブの加熱温度が高い試験番号４でも、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きくなり、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きくなっていた。試験番号７で使用した鋼種ＣのＡr3変態点は８４５℃であるが、仕上げ温度が９５０℃とＡr3変態点＋１００℃を超えるため、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きくなり、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きくなっていた。
【００２５】
デスケーラ吐出圧力が２５０ｋｇｆ／ｍｍ2 と高い試験番号９は、ねじり疲労において、デスケーラ吐出圧力１００ｋｇｆ／ｍｍ2 で製造した試験番号１０に比較してねじり疲労限が更に向上した。
トータル圧下率が低い試験番号１１では、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きく、ねじり疲労限も低い値を示した。また。曲げによって加工割れも発生し、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きくなっていた。
試験番号１２は、巻取り温度が高く、冷却速度が遅いため結晶粒径が大きくなり、ねじり疲労限が低い値を示した。他方、巻取り温度が低く冷却速度が速い試験番号１３は、ベイナイト組織になり、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きくなり、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きくなっていた。また、曲げによる加工割れも発生した。
【００２６】
試験番号１５〜２１は、本発明で規定した成分条件を外れる鋼種Ｆ〜Ｋを使用した例である。
試験番号１５は、Ｎｂ含有量の高い鋼種Ｆを使用したため、ＨＶmax が高くなり、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きくなっている。また、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きく、曲げによる加工割れも発生した。他方、Ｔｉ，Ｎｂを添加していない鋼種Ｇを用いた試験番号１６，１７では、電縫溶接部及びアーク溶接部の硬度差ΔＨＶが大きく、疲労限も低い値を示した。
【００２７】
Ｓ，Ｔｉ，Ｃａを多量に含む鋼種Ｈを使用した試験番号１８では曲げ加工性，偏平試験，低温靭性に劣り、Ｃ量が不足する鋼種Ｉを使用した試験番号１９では引張強さ及びねじり疲労限が低い値を示した。他方、多量のＣを含む鋼種Ｊを使用した試験番号２０は、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きく、曲げによる加工割れが発生し、低温衝撃試験でも折損した。また、アーク溶接部はＨmax が高く、硬度差ΔＨＶが大きくなった。多量のＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒを含む鋼種Ｋを使用した試験番号２１では、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きく、曲げによる加工割れが発生した。また、低温衝撃試験でも折損し、アーク溶接時の硬度差ΔＨＶも大きくなっていた。
【００２８】
これに対し、本発明で規定した成分条件及び製造条件を満足する試験番号１，３，５，６，８，９，１４は、何れも微細なフェライト＋パーライト組織となり、電縫溶接部及びアーク溶接部の硬度差ΔＨＶが小さく、ねじり疲労限も４００Ｎ／ｍｍ2 以上と高い値を示した。鋼種Ｃ（本発明例）及び鋼種Ｇ（比較例）を用いた電縫鋼管の電縫溶接部を６８０℃に高周波加熱して焼戻し、硬さを測定したところ、それぞれ図１に示す硬度分布をもっていた。
【００２９】
次いで、本発明で規定した製造条件で鋼種Ｃから外径，肉厚が異なる電縫溶接鋼管を製造し、電縫溶接部を高周波焼戻し処理した。焼戻し温度は、６１０〜６９０℃の範囲で変化させた。焼戻し処理された電縫鋼管について、機械的性質を同様に調査した。
【００３０】
0004055920.tif 000005
【００３１】
表４の調査結果にみられるように、焼戻し温度が低い試験番号２２では、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが高くなり、曲げによる加工割れが発生し、低温衝撃試験でも折損した。逆に焼戻し温度がＡr3点を超える試験番号２３では、電縫溶接部が再度部分的にオーステナイト化して焼入れ処理と同様な状態になったため、一部マルテンサイト組織となり、電縫溶接部の最大硬さＨＶmax が高くなった。そのため、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きくなり、曲げによる加工割れが発生し、低温衝撃試験でも折損した。焼戻し処理を施さない試験番号２４では、電縫溶接部の硬度差ΔＨＶが大きく、曲げによる加工割れが発生し、低温衝撃試験でも折損した。
【００３２】
これに対し、電縫溶接部を６８５℃に焼き戻した試験番号２５は、４５０Ｎ／ｍｍ2 を超える高い疲労限を示し、疲労耐久性が良好であることが判った。ただし、試験番号２５の電縫鋼管は、表３の試験番号６（肉厚外径比Ｔ／Ｄ：０．１２３）に比較して肉厚外径比Ｔ／Ｄが０．０６３と低いことから、若干低い値のねじり疲労限を示した。焼戻し温度を６９０℃に設定した試験番号２６も、４００Ｎ／ｍｍ２を超える高い疲労限を示したが、試験番号６と比較するとねじり疲労限の値は若干低くなっていた。
【００３３】
また、鋼種Ｃから作られた試験番号６の電縫鋼管（本発明例）及び鋼種Ｇから作られた試験番号１７の電縫鋼管（比較例）に電流２５０Ａ，電圧２５Ｖ，溶接速度５０ｃｍ／分，ワイヤＭＧＳ８０（径１．２ｍｍ）の溶接条件で他部品として同じ鋼管をアーク溶接した。そして、アーク溶接後の電縫鋼管の硬さを測定した。その結果、図２に示すように比較例の電縫鋼管では溶接部と母材部との硬度差が大きくなっていたのに対し、本発明例の電縫鋼管では硬度差ΔＨＶが２８の範囲に収まっていた。
【００３４】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明は、低Ｃ化して加工性を確保すると共に、Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物生成及び細粒化効果を活用して溶接熱影響部の軟化及び効果を抑制し、成分条件及び製造条件を適正化することにより、電縫溶接鋼管の疲労耐久性を改善している。この電縫鋼管は、高価なＭｏ，Ｖ等の合金成分の添加を必要とせず、しかも従来のＳ４５Ｃ，ＳＵＰ６等に比較して熱処理も不要であるため、低コストで疲労耐久性に優れた中空スタビライザとして使用される。また、他部品と溶接した場合に溶接部の硬さ変動が少なく、均一化することによって疲労破壊寿命が延長する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  ６８０℃に焼き戻した電縫溶接部を中心とする電縫鋼管の硬度分布
【図２】  アーク溶接部を中心とした電縫鋼管の硬度分布
【図１】
0004055920.tif 000006
【図２】
0004055920.tif 000007