(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％，全Ａｌ：０．０１〜０．１重量％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、フェライト結晶粒径が１０μｍ以下の微細フェライト及びパーライトが混在する混合組織をもち、熱影響部を含む電縫溶接部の硬さが４００ＨＶ以下で最高硬さと最低硬さとの硬度差ΔＨＶが５０ＨＶ以下である疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用電縫溶接鋼管。
【請求項２】
更に０．００５０重量％以下のＢを含む請求項１記載の疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用電縫溶接鋼管。
【請求項３】
更に０．００５０重量％以下のＣａを含む疲労耐久性に優れた請求項１又は２記載の中空スタビライザ用電縫溶接鋼管。
【請求項４】
更に０．３０重量％以下のＣｒを含む請求項１〜３の何れかに記載の疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用電縫溶接鋼管。
【請求項５】
外側表面の引張残留応力が３００Ｎ／ｍｍ2 以下である請求項１〜４の何れかに記載の疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用電縫溶接鋼管。
【請求項６】
最大高さＲy が１０μｍ以下の表面粗さに調整された外側表面をもつ請求項１〜５の何れかに記載の疲労耐久性に優れた中空スタビライザ用電縫溶接鋼管。
【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適し、溶接熱影響部が硬化又は軟化し難く、疲労耐久性に優れた高強度電縫溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上に関する改善はめざましく、その対策の一つとして車体の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走行安定性を確保するため、スタビライザが使用されている。スタビライザとしては、ＳＵＰ６，Ｓ４５Ｃ等の棒鋼を製品形状に加工して焼入れ焼戻し処理した中実スタビライザ，軽量化を図るためＳ２０Ｃ等の継ぎ目無し鋼管や電縫溶接鋼管を焼入れ焼戻し処理した中空スタビライザ等が従来から使用されている。
コスト低減，軽量化が強く要求されている昨今では、焼入れ焼戻し等の熱処理工程を省略したアズロール型中空スタビライザの検討も進められている。アズロール型中空スタビライザでは、調質熱処理を前提にする中空スタビライザのように強度が比較的低い鋼管を用いて複雑な曲げ加工を施すことなく、高強度鋼管を比較的単純な形状に成形加工し、アーク溶接等により他の部品を接合して製造する方法も採用され始めている。このような製造方法から、中空スタビライザ用鋼管として、電縫溶接に加え、アーク溶接等による他部品と接合したときの熱影響部についても硬化や軟化が生じ難い電縫溶接鋼管が望まれている。
【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に使用される電縫溶接鋼管の特性を改善するため従来から種々の改良が提案されているが、電縫溶接部及び他部品との接合部の双方で硬化又は軟化を抑制する有効な方法は提案されていない。たとえば、特開平２−１９７５２５号公報では、Ｃ：０．０８〜０．２３重量％でＭｎ，Ｓｉ，Ｎｂを特定量以下に規制し、Ｃｒ，Ｍｏの１種以上を添加した鋼を熱間圧延後に電縫溶接し、造管ままで又は歪取り焼鈍して引張強さ６０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の鋼管を製造している。また、特開平６−１００４６号公報では、溶接時に熱影響部が軟化し難い合金設計を採用し、高強度鋼管の疲労強度を改善している。しかし、何れも０．３〜１．０重量％のＣｒ又は０．３〜１．０重量％のＭｏを添加した中炭素鋼を使用することから、鋼材コストが高くなるばかりか、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くなる。低温変態相は、熱影響部を硬化又は軟化させる原因となる。
【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、Ｃ含有量を下げた鋼種においてＳｉ，Ｍｎによる固溶強化，Ｔｉ，Ｎｂの析出硬化，フェライト粒の微細化による高強度化等を図ることにより、電縫溶接部及び他部品との溶接接合部が硬化又は軟化し難く、スタビライザとして重要な特性である疲労特性にも優れ、６９０〜１１００Ｎ／ｍｍ2 の引張強さをもつ高強度電縫溶接鋼管を提供することを目的とする。
【０００５】
本発明の中空スタビライザ用電縫溶接鋼管は、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％，全Ａｌ：０．０１〜０．１重量％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、フェライト結晶粒径が１０μｍ以下の微細フェライト及びパーライトが混在する混合組織をもち、熱影響部を含む電縫溶接部の硬さが４００ＨＶ以下で最高硬さと最低硬さとの硬度差ΔＨＶが５０ＨＶ以下であることを特徴とする。使用する鋼材は、更に０．００５０重量％以下のＢ，０．００５０重量％以下のＣａ及び０．３０重量％以下のＣｒの１種又は２種以上を含むことができる。電縫溶接鋼管は、外側表面の引張残留応力が３００Ｎ／ｍｍ2 以下，最大高さＲy １０μｍ以下の表面粗さに外側表面を調整することが好ましい。
【０００６】
【作用】
本発明が対象とする鋼材は、加工性を確保し、溶接部の硬化を防止するためにＣ含有量を低下させている。Ｃ含有量の低下に起因する強度不足は、Ｓｉ，Ｍｎによる固溶強化，Ｔｉ，Ｎｂの析出強化及びフェライト粒の微細化により解消している。また、Ｔｉ，Ｎｂ添加により、溶接熱影響部の軟化を防止している。このような合金設計に基づき、種々の調査実験から各合金成分を定量化することにより、電縫溶接部及び他部品との溶接接合部の双方において熱影響部が硬化又は軟化せず、優れた疲労強度及び引張強さを示す電縫溶接鋼管が得られる。
【０００７】
以下、本発明電縫溶接鋼管に含まれる合金成分，含有量等を説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１０重量％
強度向上のために０．０３重量％以上のＣが必要であるが、本発明では、加工性、溶接部の延性を確保するためＣ含有量を低く設定した。Ｃ含有量が０．１０重量％を超えて多量に含まれると、溶接部の延性や鋼管の強度が劣化し、ベイナイト又はマルテンサイト組織になり、溶接熱影響部が軟化しやすく、加工性及び疲労耐久性も劣化する。
Ｓｉ：０．２０〜１．０重量％
固溶強化型の合金成分であり、Ｃ含有量を下げた本発明の鋼種にあっては、強度を確保するために０．２０重量％のＳｉが必要である。しかし、１．０重量％を超えるＳｉが含まれると、スラブの加熱時にファイアライトが生成し、熱間圧延時のデスケール性が劣化する。その結果、疲労の起点となる表面疵が発生しやすく、疲労耐久性を劣化させる傾向がみられる。また、多量のＳｉ含有量は、電縫溶接鋼管の溶接性及び靭性にも悪影響を及ぼす。
【０００８】
Ｍｎ：１．０〜２．５重量％
強度及び靭性を確保するために必要な合金成分であり、１．０重量％以上でＭｎの添加効果が顕著になる。しかし、２．５重量％を超える過剰量のＭｎは、靭性に悪影響を及ぼすばかりでなく、焼入れ性を増大させて溶接部の靭性劣化，溶接熱影響部の軟化の原因になる。
Ｐ：０．０３重量％以下
耐溶接割れ性及び靭性に悪影響を及ぼす成分であるため、Ｐ含有量を０．０３重量％（好ましくは０．０２０重量％以下）に規制した。
Ｓ：０．００５重量％以下
展延性のある非金属介在物ＭｎＳを生成し、加工性及び靭性を劣化させる有害性分である。また、Ｍｎによる固溶強化を狙った鋼種であることから、Ｍｎの添加効果を損わないためにＳ含有量の上限を０．００５重量％（好ましくは、０．００２重量％）に設定した。
【０００９】
Ｎ＋Ｏ：１５０ｐｐｍ以下
Ｎは、ＴｉＮを形成し、溶接時に結晶粒の粗大化を抑制する合金成分である。しかし、多量のＮが存在すると、固溶Ｎによる時効硬化が現われ、靭性が劣化する傾向がみられる。他方、酸素は、疲労破壊の起点となる酸化物を生成し、疲労耐久性を劣化させる。そこで、本発明においては、Ｎ及びＯの合計含有量を１５０ｐｐｍ以下に規制した。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０重量％
溶接熱影響部の結晶粒を微細化する作用を呈する炭窒化物となり、強度向上に有効な合金成分である。結晶粒の微細化により、溶接熱影響部の靭性も向上する。このような効果は、０．０２重量％以上のＴｉ含有量で顕著になる。しかし、０．２０重量％を超える多量のＴｉが含まれると、却って靭性が劣化する。
【００１０】
Ｎｂ：０．０２〜０．１０重量％
結晶粒の微細化を促進させる炭窒化物となり、溶接熱影響部の軟化防止に有効な合金成分である。軟化抑制作用及び母材の高強度化は、０．０２重量％以上のＮｂ添加で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える多量のＮｂを添加すると、鋼材コストが上昇するばかりでなく、溶接性及び靭性が劣化する虞れがある。
全Ａｌ：０．０１〜０．１重量％
溶製段階で脱酸剤として添加される合金成分であり、Ｎを固定する作用も呈する。このような作用は、０．０１重量％以上のＡｌ含有量で顕著となる。しかし、鋼中のＡｌ量が０．１重量％を超えると、非金属介在物が多量になって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。
【００１１】
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、極微量の添加で結晶粒界の歪エネルギを低下させて靭性を改善する。しかし、０．００５０重量％を超える過剰量のＢを添加すると、溶接時にベイナイト組織が生じ易くなり、溶接熱影響部を硬化させ、靭性を劣化させる傾向が現れる。
【００１２】
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し、局部伸び及び靭性を向上させる作用を呈する合金成分である。そのため、優れた加工性が要求される場合に添加される。しかし、０．００５０重量％を超えるＣａの過剰添加は、非金属介在物の多量生成により鋼材の清浄度を低下させ、溶接性を劣化させる原因となる。
Ｃｒ：０．３０重量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、溶接熱影響部の焼戻し軟化抵抗を向上させると共に、炭化物を微細化する作用を呈する。しかし、０．３重量％を超える過剰量のＣｒを添加すると、バンド状組織が生じ易くなると共に、焼入れ性が増加して溶接熱影響部の靭性が劣化する。
【００１３】
結晶粒径１０μｍ以下のフェライトとパーライトとの混合組織：
金属組織は、本発明で重要な役割をもつ。強度レベルが同じ鋼材にあっては、素材組織をフェライト＋パーライトの混合組織にすることにより、フェライト＋ベイナイト組織，ベイナイト単相組織，フェライト＋マルテンサイト組織等に比較して、延性は若干低下するものの疲労強度が向上する。疲労強度の向上にフェライト＋パーライトの混合組織が有効なことは、本発明者等によって始めて見出されたものであり、詳細な理由は不明であるが次のように推察される。
軟質のフェライトと硬質のベイナイト又はマルテンサイトが混在する組織では、フェライト相とベイナイト又はマルテンサイト相との間で塑性変形能の差が大きく、相界面にミクロクラックが発生しやすい。これに対し、フェライト＋パーライト組織は、フェライト＋ベイナイト組織，ベイナイト単相組織，フェライト＋マルテンサイト組織等のようにラス状に変態したものに比較して、破壊亀裂の成長伝播を緩和する作用が強い。なかでも、フェライト結晶粒径を１０μｍ以下にすると、緩和作用が一層顕著になる。
【００１４】
しかも、電縫溶接部の熱影響部がマルテンサイトやベイナイトの混在する組織になった電縫溶接鋼管では、焼戻しによって組織が急激に軟化する。軟化部分は、応力が集中しやすく、疲労耐久性を劣化させる。これに対し、本発明では、微細なＴｉ及びＮｂの炭窒化物によりフェライトが結晶粒径１０μｍ以下に微細化され、パーライトと混在しているので、溶接熱影響部の軟化が抑制される。しかも、溶接熱影響部の硬化及び軟化に対する抑制効果は、他部品を電縫溶接鋼管に溶接する場合にも有効に発現され、スタビライザに要求される耐久性の劣化が抑制される。更には、溶融部においても、Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物によって結晶粒の粗大化が防止される。
【００１５】
電縫溶接部：硬さ４００ＨＶ以下，硬度差ΔＨＶ５０ＨＶ以下
疲労破壊の原因である応力集中は、溶接で生じた軟化部や溶接熱影響部の硬化部に生じ易い。また、最高硬さが４００ＨＶを超えると切欠き感受性が鋭くなり、疲労耐久性が劣化する。疲労耐久性の向上には硬さを均一化することも有効であり、溶接熱影響部を含む電縫溶接部の最高硬さと最低硬さ（軟化部の硬さ）との硬度差ΔＨＶを５０ＨＶ以下にすると、応力集中が緩和され疲労耐久性が向上する。
【００１６】
電縫溶接鋼管の外側表面：
電縫溶接鋼管の疲労耐久性は、表面の引張残留応力によって低下する。そこで、一般にはショットピーニングによって圧縮残留応力を負荷し、引張残留応力を抑えている。このことから、スタビライザ用素管として使用される電縫溶接鋼管の引張残留応力は可能な限り低くすることが好ましい。電縫溶接鋼管の引張残留応力が３００Ｎ／ｍｍ2 を超えると、ショットピーニングによる効果が小さくなり、疲労耐久性が劣化する傾向が現れる。また、電縫溶接鋼管の外側表面にある疵等は、疲労破壊の起点として働き、疲労耐久性を劣化させる。そこで、電縫溶接鋼管の外側表面を最大高さＲy で１０μｍ以下の表面粗さに調整して疲労破壊の起点をなくすとき、疲労耐久性が更に向上する。
【００１７】
【実施例】
表１の組成をもつ各種鋼を溶製し、スラブに鋳造した。スラブを１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度８８０℃，巻取り温度５００℃で板厚２．６ｍｍの熱延板に熱間圧延した。熱延板を酸洗し、スリットした後、直径２１．０ｍｍの高周波電縫溶接鋼管に造管し、直ちに高周波加熱により電縫溶接部を６８０℃に焼き戻した。
【００１８】
0004272284.tif 000002
【００１９】
得られた電縫溶接鋼管について、９０度２Ｄ曲げ試験で加工性を調査し、センタートルク振幅２１０Ｎ・ｍのねじり疲労試験で疲労特性を調査した。曲げ試験では、９０度２Ｄ曲げで電縫溶接部に割れが発生しないことを加工性良否の判定基準とした。ねじり疲労試験では、亀裂が発生したサイクル数を疲労寿命とした。また、電縫溶接部の熱影響部について硬さ分布を測定し、熱影響部を含む電縫溶接部の最高硬さ−最低硬さを硬度差ΔＨＶとして求めた。最高硬さが４００ＨＶ以下で、硬度差ΔＨＶが５０以下を合格と判定した。電縫溶接鋼管の引張残留応力は，Ｘ線式残留応力測定装置を用いて電縫溶接部の外側表面を測定した。一部のサンプルについては、電縫溶接鋼管をアーク溶接した後で熱影響部の硬さ分布を測定した。このときのアーク溶接条件は、直径１．２ｍｍのワイヤＭＧＳ８０−１．２ｍｍを用い、電流を１４０Ａ，電圧を１８Ｖ，溶接速度を４０ｃｍ／分に設定した。
【００２０】
表２の調査結果にみられるように、Ｃ含有量が高い試験番号１の電縫溶接鋼管では、電縫溶接部がマルテンサイト組織となって熱影響部の硬さが上昇するため、大きな硬度差ΔＨＶを示した。その結果、曲げ試験で割れが発生し、疲労試験においても電縫溶接部から亀裂が発生するため、短い疲労寿命であった。Ｃ含有量及びＭｎ含有量の低い試験番号２の電縫溶接鋼管では、引張強さが低く、疲労寿命も短かった。Ｎｂ，Ｔｉを過剰に添加した試験番号３の電縫溶接鋼管では、析出物が粗大化したことに加え、電縫溶接部がフェライト＋ベイナイト組織になったため、大きな硬度差ΔＨＶを示した。その結果、曲げ試験で割れが発生し、疲労試験で電縫溶接部から亀裂が発生し、短い疲労寿命であった。多量のＳｉ，Ｍｎを含む試験番号４の電縫溶接鋼管では、最高硬さが高くなり、曲げ試験で加工割れが発生した。また、素材がベイナイト＋マルテンサイトの組織になっているため、熱影響部が軟化し、大きな硬度差ΔＨＶを示した。その結果、疲労試験で電縫溶接部から亀裂が発生し、短い疲労寿命であった。Ｓ，Ｃａを過剰に含む試験番号５の電縫溶接鋼管は、疲労破壊の起点となる介在物が粗大に成長しているため、短い疲労寿命を示した。Ｎｂ，Ｔｉを添加していない試験番号６の電縫溶接鋼管では、熱影響部の軟化に起因して硬度差ΔＨＶが大きくなり、軟化部に応力が集中することから疲労寿命も短くなっていた。
【００２１】
これに対し、本発明で規定した条件を満足する試験番号７〜１４の電縫溶接鋼管は、何れも電縫溶接部の最高硬さが４００ＨＶ以下，硬度差ΔＨＶが５０ＨＶ以下になっており、試験番号１〜６に比較して疲労寿命が長く、曲げ加工によるわれも発生しなかった。アーク溶接した後でも、熱影響部の硬化が抑制されており、硬度差ΔＨＶも小さな値を示した。なかでも、試験番号７，８，１３の電縫溶接鋼管では、外側表面の引張残留応力が３００Ｎ／ｍｍ2 以下と低く、疲労耐久性に優れていた。
次いで、試験番号１０の鋼材を熱間圧延する際にデスケーリング条件を変化させることにより、表面粗さが異なる電縫溶接鋼管を製造した。電縫溶接鋼管の外側表面の表面粗さを最大高さＲy で測定し、疲労試験における繰り返し回数と最大高さＲy との関係を調査した。図１の調査結果から明らかなように、最大高さＲy が１０μｍ以下になったとき疲労耐久性が更に向上していた。
【００２２】
0004272284.tif 000003
【００２３】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明の電縫溶接鋼管は、Ｃ含有量を下げて加工性を確保する共に、Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物生成及び細粒化作用を利用して溶接熱影響部の軟化抑制と硬化抑制とを両立させることにより、疲労耐久性を改善している。しかも、高価なＭｏ，Ｖ等の合金元素を必要とせず、従来のＳ４５Ｃ，ＳＵＰ６等に比較して熱処理も必要としないことから、低コストで引張強さ６９０〜１１００Ｎ／ｍｍ2 の高強度中空スタビライザが提供される。更には、電縫溶接部が最高硬さ４００ＨＶ以下で硬度差も小さく、電縫溶接部や他部品との溶接部が均一化され、応力集中が緩和されるために疲労破壊寿命も長くなる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  電縫鋼管の外側表面の表面粗さが疲労特性に及ぼす影響を示したグラフ
【図１】
0004272284.tif 000004