专利名称：耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器用钢、其制造方法及稳定器的制作方法
技术领域：
本发明涉及主要用于汽车的车辆用高强度稳定器(stabilizer)用钢及其制造方法，特别涉及拉伸强度在IlOOMPa以上的高强度且耐腐蚀性和低温韧性优异的稳定器。
背景技术：
稳定杆(以下称为稳定器)是具有车辆运行稳定性的功能、特别是以下功能的弹簧部件在转弯时藉由悬挂机构将自车轮传递的横移负荷朝反方向扭转换位、减轻作用于左右的悬挂机构的横移负荷以防止车体过度倾斜。为置于这种使用环境下，稳定器上所承载的负荷的重复次数与线圈弹簧相比一般较少，但从另一方面来看，稳定器上所承载的负荷还伴随加速度，因此要求作为原材料的钢具有充分的强度和耐久性、进而具有大于线圈弹簧的高韧性。以往的稳定器使用S48C等碳钢或JIS SUP9等弹簧钢，其制造工序例如 将热轧钢材切断为规定的尺寸后，藉热进行弯曲成形，然后经淬火回火的精炼处理调整到规定的强度，之后在表面上进行喷丸加工(shotpeening)，最后为防腐蚀进行涂装工序后使用。近年以汽车燃料费提高为目的的悬挂部件的高强度化而产生的轻量化要求变得更为强烈，另一方面，在稳定器中也开发出了 IOOOMPa以上的高强度稳定器。例如专利文献 1中，提出了通过添加适量的Ti、Nb、B，特别是Ti+Nb量在0. 08%以上而得到的强度120 150kgf/mm2级的非精炼弹簧用钢。专利文献日本专利第3409277号公报
发明内容
但是，车辆用稳定器虽然进行了涂装以确保防腐蚀性能，但结构上暴露于车外，因此容易因运行中的飞石等产生凹坑伤痕或涂装剥离。特别是有自涂装的剥离部位发生腐蚀、通过以该腐蚀部分为起点的疲劳龟裂的传播而导致构件破损之虞。更严重的是冬天，防止冻结用的融雪剂散布多处，处于腐蚀环境更为严酷的状况，在该状况下仅靠涂装的防腐蚀是不够的。此外，通常钢材的延韧性随高强度化而劣化，但在高强度化的同时高韧性化是必不可缺的特性，因为在用作弹簧时钢材的延韧性低而因上述理由产生了凹坑伤痕或腐蚀孔的场合下，以此为起点的龟裂的传播阻力下降，容易破损的危险性高，特别是提高在腐蚀环境严酷的冬天的低温状态下的韧性(低温韧性)非常重要。前述专利文献1中虽然有高强度，但没有关注耐腐蚀性和低温韧性。本发明着眼于这些情况，其目的是提供使原材料本身的耐腐蚀性提高、且拉伸强度在IlOOMPa以上的高强度下耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用稳定器用钢及其制造方法。为解决上述技术问题，本发明人反复进行了深入研究，结果得到以下发现。
(i)首先是为使原材料的耐腐蚀性提高，控制容易成为腐蚀凹槽的碳氮化物的生成量。具体来讲，是低碳化和使Ti或Nb等容易生成碳氮化物的合金元素的添加量达到最适，并适量添加Cu、Ni的耐腐蚀性合金元素，以达到提高耐腐蚀性的效果。(ii)另外，可通过低碳化和晶粒的细微化来同时实现高强度和高延韧性。具体来讲，是在适量添加Ti、Nb等合金元素的同时，使淬火时的加热前组织为贝氏体或马氏体的单一组织、或为贝氏体和马氏体的混合组织，从而缩短加热时碳化物的熔化时间，使得从细微而均一的奥氏体组织开始的淬火成为可能，结果，实现组织的细微化。再通过进行淬火时的加热速度在30°C/秒以上的急速加热，进一步促进晶粒的细微化，使延韧性的提高更为有效。本发明就是根据以上发现而完成的。(1)本发明的耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器用钢是如下的耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器用钢，其特征在于，以质量％计，包含C: 0. 07 0. 20%, Si 大于 0. 6%但在 1. 5% 以下、Mn 1 3%、Cr :0. 1 1. 0%、溶胶 Al 0. 005 0. 080%,Ti 0. 005 0. 060%,Nb :0. 005 0. 060%,Ti+Nb 彡 0. 070%,N :150ppm 以下、P :0. 0；35% 以下、S 0. 0；35% 以下、Cu :0. 01 1. 00%, Ni :0. 01 1. 00%，其余为 Fe 及不可避免的杂质，稳定器成形前的组织由贝氏体或马氏体或贝氏体/马氏体的混合组织的任何一者构成，且稳定器的热处理后的旧奥氏体晶粒度以粒度号计在9以上。(2)耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器的制造方法是如下的制造方法，其特征在于，在制造稳定器的过程中，其加热方法为高频感应加热或由直接通电而产生的电阻发热以30°C /秒以上的升温速度来加热，其中使用稳定器成形前的组织具有贝氏体或马氏体或贝氏体/马氏体的混合组织的任何一者的钢来制造该稳定器，所述钢以质量％ 计包含 C 0. 07 0. 20%, Si 大于 0. 6%但在 1. 5% 以下、Mn 1 3%、Cr :0. 1 1. 0%, 溶胶 Al 0. 005 0. 080%,Ti :0. 005 0. 060%,Nb :0. 005 0. 060%,Ti+Nb 彡 0. 070%, N :150ppm 以下、P :0. 035% 以下、S :0. 035% 以下、Cu :0. 01 1. 00%,Ni :0. 01 1. 00%, 其余为Fe及不可避免的杂质。(3)本发明的耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器的特征在于，由 (2)所述的方法制造。通过本发明，可提供具备拉伸强度在IlOOMPa以上的高强度、即使在极寒的腐蚀环境下耐腐蚀性和低温韧性也优异的车辆用高强度稳定器用钢、其制造方法及其部件，可对由部件的高强度化而实现的汽车轻量化、对伴随由此引起的燃料费用提高的地球环境改善作出较大贡献。
图1是显示车辆用稳定器的大体结构的立体图。图2是显示本发明的车辆用稳定器的制造方法的一例的工序图。图3是显示本发明的车辆用稳定器的制造方法的另一例的工序图。
具体实施例方式下面，对本发明中各成分元素的作用和制造条件等的限定理由分别进行说明。另外，如无特别说明，下述百分率以质量％表示。
C是确保钢的规定强度的必要元素，要确保拉伸强度在IlOOMPa以上则C必须在
0.07%以上。但是，如果C的含量超过0. 20%,则碳化物过剩，耐腐蚀性和韧性会一同降低， 因此其上限为0. 20%。本发明中，通过使用含碳量低的低碳钢材作为稳定器原材料，有效地防止了以往制造方法中令人担心的烧破或放置破裂的发生，使稳定器的安全性更高。(2) Si 大于 0. 6%但在 1. 5% 以下(0. 6% < Si 彡 1. 5% )Si作为熔炼时的脱氧剂是重要的。它还是在固溶强化上有效的元素，因此对于高强度化是重要元素。为发挥其效果，必须添加大于0.6%的Si。另一方面，如果Si量超过 1.5%，则韧性降低，因此其上限为1.5%。(3)Mn:l 3%Mn是使淬火性提高、作为固溶强化元素有效的元素，并在采用低碳钢的场合下对于确保强度非常重要。此外，Mn作为使组织细微化、使延韧性提高的元素也是重要的。为发挥该效果，必须添加以上的Mn。另一方面，如果添加超过3%的Mn，则回火时因低温而析出的碳化物量会过剩，耐腐蚀性和韧性会一同降低，因此其上限为3%。(4)Cr :0. 1 1. 0%Cr和Mn相同，在提高淬火性、固溶强化上有效，在采用低碳钢的场合下对于确保强度非常重要。为发挥其效果，必须添加0.1%以上的Cr。另一方面，如果添加超过1.0% 的Cr，则回火时的Cr碳化物量会过量析出，耐腐蚀性和韧性会一同降低，因此其上限为
1.0%。(5) Al 0. 005 0. 080%Al是作为熔炼时的脱氧剂的重要元素。为发挥其效果，必须添加0.005%以上的 Al。另一方面，如果添加超过0. 080%的Al，则氧化物和氮化物会过剩，耐腐蚀性和韧性会一同降低，因此其上限为0. 080%。(6) Ti 0. 005 0. 060%Ti是在钢中形成碳氮化物、在强度的提高和晶粒的细微化上有效的元素。为发挥这些效果，必须添加0. 005%以上的Ti。另一方面，如果添加超过0. 060%的Ti，则碳氮化物会过剩，耐腐蚀性和韧性会一同降低，因此其上限为0. 060%。(7) Nb 0. 005 0. 060%Nb是在钢中形成碳氮化物、在强度的提高和晶粒的细微化上有效的元素。为发挥这些效果，必须添加0. 005%以上的Nb。另一方面，如果添加超过0. 060%的Nb，则碳氮化物会过剩，耐腐蚀性和韧性会一同降低，因此其上限为0. 060%。(8) Ti+Nb 0. 070% 以下Ti和Nb如上所述具有在钢中形成碳氮化物、提高强度和韧性的效果，通过同时添加而发挥协同效应。另一方面，如果以(Ti+Nb)的总量超过0.070%的量过量添加Ti和 Nb，则碳氮化物会过剩，耐腐蚀性和韧性会一同降低，因此(Ti+Nb)的总添加量被控制在 0. 070% 以下。(9)Cu :0. 01 1. 00%Cu是使耐腐蚀性提高的有效元素。为发挥该效果，必须添加0.01%以上的Cu。另
5一方面，即使添加超过1.00%的Cu，也由于其效果饱和而不经济，再者由于热轧时会大量产生表面伤痕而影响到制造性，因此其上限为1. 00%。(IO)Ni :0. 01 1. 00%Ni和Cu相同，为使耐腐蚀性提高的元素。为发挥该效果，必须添加0. 01%以上的 Ni。另一方面，即使添加超过1.00%的Ni，也由于其效果饱和而不经济(Ni为出产国有限的稀有且高价的金属元素)，因此其上限为1. 00%。(Il)P :0. 0；35% 以下P为制钢过程中不可避免地残留或混入的杂质元素，偏析于晶界而使韧性下降，因此其上限为0. 035%。(12)S :0. 0；35% 以下S和P相同，为制钢过程中不可避免地残留或混入的杂质元素，偏析于晶界而使韧性下降。而且会使介入物MnS变得过剩，韧性和耐腐蚀性一同下降，因此其上限为0. 035%。(13)N :150ppm 以下N为在钢中形成碳氮化物、在强度的提高和组织的细微化上有效的元素，如果添加超过150ppm的N，则碳氮化物会过剩，韧性和耐腐蚀性一同下降，因此其上限为150ppm。(14)其它成分添加元素除了上述添加元素以外，只要是微量的，也可再添加Mo、V、B、Ca、Pb等成分元素。 只要将它们的添加量分别限定为Mo 1%以下、V 1%以下、B 0. 010%以下、Ca :0. 010%以下、Pb 0. 5%以下，则对本发明的效果没有特别妨碍。Mo是在淬火性的提高和韧性的提高上有效的元素。但是，即使过量添加Mo其效果也是饱和的，因此和Ni相同，从经济性上考虑以最大的限度为宜。V是能够在钢受到高温回火处理时抑制硬度下降、有效提高钢的软化阻力的有效元素。但是，V也和Ni相同，为稀有元素因而价格稳定性低，容易导致原料成本的上升，因此尽量不添加为宜，最大限度优选1%。B是通过微量添加而使钢的淬火性增大的元素。B的添加量为0. 010%左右时可见淬火性的增大效果，但B添加量超过0.010%则效果饱和。因此，B的添加量以最大0.010% 的限度为宜。Ca和1 为使钢材的切削性提高的元素，如果添加则稳定器端部的开孔加工性得
到进一步提高。(15)稳定器成形前组织的限定本发明中，稳定器的成形可以冷成形也可以热成形，没有特别的限定。此外，稳定器成形后进行淬火处理。稳定器成形前的组织是指不论是冷成形还是热成形，在用于进行淬火处理的加热处理前的组织。即，在热成形中为被切断的圆棒状态，在冷成形中为成形后的状态。从该组织的状态一旦加热到奥氏体区域，在弯曲成形后(热成形的场合)或立即 (冷成形的场合)用水等冷却剂进行淬火，可到所需的强度。加热到该奥氏体区域之前的组织(以下简称为“前组织”)为铁氧体-珠光体组织的话，特别是珠光体组织的渗碳体的熔入迟缓，因此需要长时间加热时间，并会形成粗大而不均的奥氏体组织，因而淬火后的钢材韧性降低。因此，为使加热到奥氏体区域时的碳化物的熔入加速、并得到细微而均一的奥氏体组织，前组织限定为贝氏体组织或马氏体组织、或它们的混合组织。
(16)稳定器制造时的加热条件本发明中的加热方法即使使用现有的淬火炉，如果前组织为贝氏体组织或马氏体组织或两者的混合组织，并且再添加适量的Ti和Nb则能使组织细微化。但是，在要达到拉伸强度在1300MPa以上的更高强度的场合下，为抑制高强度化而导致的低温韧性下降，希望组织更为细微化。为此，优选采用高频感应加热手段或直接通电加热手段，以30°C /秒以上的升温速度急速加热。另外，高频感应加热手段除了高频感应加热炉以外，还包括具有简单包围加热对象物的线圈的高频感应加热线圈装置。此外，直接通电加热手段包括具有对加热对象物直接通电以使其电阻发热的两极端子的直接通电加热装置。如果升温速度在 30°C /秒以下，则由于通电加热或高频加热在大气中进行而容易引起表面脱碳，有强度下降之虞，因此升温速度的下限设为30°C /秒。另外，关于加热温度，将下限设为奥氏体化温度+50°C，如果太高于上限，则会有产生晶粒的粗大化或脱碳等恶劣影响之虞，因此优选不到1050°C。此处，“稳定器制造时的加热”在热成形的场合下是指稳定器成形时的加热，在冷成形的场合下是指稳定器成形后用于进行热处理的加热。(17)旧奥氏体粒度本发明中，稳定器要求IlOOMPa以上的强度等级作为所需强度，因此，为得到在该强度等级下的高低温韧性，必需细微化至旧奥氏体结晶粒度号9以上。另外，结晶粒度根据 JIS G 0551的规定测定。具体来讲，通过将倍数为100倍的光学显微镜视野中的显微镜观察图像与规定的标准图比较，来判定结晶粒度号，对于1个试样取10个视野测定，算出它们的平均值作为测定值。另外，标准图的最小单位是每刻度1结晶粒度号，但在显微镜视野下的晶粒处于2个标准图的中间时用0.5表示。也就是说，显微镜视野下的晶粒(观察图像) 在粒度号为7的标准图和粒度号为8的标准图中间时，其结晶粒度号判定为7. 5 (参见表3、 表4)。此外，此处的旧奥氏体粒度是指淬火加热时的奥氏体组织的粒度。(18)回火处理淬火后的回火处理在本发明中为任意的处理，可进行也可不进行。这是因为，钢中的碳量减少，因此只要在本发明限定的范围内，即使在不特别进行淬火后的回火处理(即便是考虑到涂装时的温度上升)的场合下，有时也可得到所需的强度、发明的效果(耐腐蚀性和低温韧性)。以下，参照所附的附图和表格，对本发明的最佳实施形式进行说明。(稳定器的结构)如图1所示，稳定器10具有沿未图示的车体的宽度方向延伸而出的扭转部11、和从扭转部11连接到两端的左右一对臂部12。扭转部11藉由衬套14等被固定在车体侧。 臂部12的端末1 藉由稳定器铰链(未图示)等连结到左右的悬挂机构15上。为达到避开与其它部件的干扰的目的，扭转部11和臂部12在通常场合下有几处或十几处经弯曲加工。稳定器10在车辆转弯时，上下反向的力输入悬挂机构15，左右的臂部12朝反方向弯曲，扭转部11被扭转，作为抑制车体过度倾斜(横移)的弹簧发挥作用。(稳定器的制造例1)下面用图2来说明稳定器的制造例1。将圆棒切断为规定长度(工序Si)、弯曲成形为图1所示的所需形状(工序S2)、在现有的加热炉内加热或者用电阻发热装置或高频加热装置加热至奥氏体温度区域(工序S； )、在水中淬火(工序S4)、淬火后立即实施回火处理(工序S5)、将热变形的稳定器校正为所需的稳定器形状(工序S6)、对其进行喷丸加工 (工序S7)、用所需的涂料进行涂装(工序S8)。另外，本发明中，上述制造工序中的回火处理工序S5可省略。此外，如果进行受限淬火(日文拘束焼入Λ )，则形状校正工序S6也可省略。(稳定器的制造例2)下面用图3来说明稳定器的制造例2。将圆棒切断为规定长度(工序Kl)、在现有的加热炉内加热或者用电阻发热装置或高频加热装置加热至奥氏体温度区域(工序Κ2)、 弯曲成形为图1所示的所需形状(工序Κ3)、在水中淬火(工序Κ4)、淬火后立即实施回火处理(工序Κ5)、将热变形的稳定器校正为所需的稳定器形状(工序Κ6)、对其进行喷丸加工(工序Κ7)、用所需的涂料进行涂装(工序Κ8)。另外，本发明中，上述制造工序中的回火处理工序Κ5可省略。此外，如果进行受限淬火，则形状校正工序Κ6也可省略。(实施例)下面参照表1 4，将本发明的实施例与比较例进行对比的同时进行说明。表1所示的各种化学成分的钢经试验溶解而熔炼(150kg)后成为钢块，然后将其焊接于160mm见方的钢坯，通过热轧制得直径25mm的原材料。从该原材料获取直径20mm 的圆棒状试验片，进行淬火·回火处理，然后进行拉伸试验、冲击试验、耐腐蚀性试验、旧奥氏体结晶粒度试验。(1)淬火处理采用现有的淬火炉作为加热炉进行，在由钢的各化学成分和下式计算求得的奥氏体化温度(AC3)+50°C (精确到个位)下加热30分钟，然后进行淬火。回火处理调整为拉伸强度达到1250MI^左右的回火温度，但回火的最低温度为180°C。这是因为， 稳定器的制造工序中最后进行涂装时的材料温度要上升到180°C左右。AC3( "C ) = 908-2. 237X % CX 100+0. 4385X % PX 1000+0. 3049X % SiXlOO-O. 3443X % MnX 100-0. 23X % Ni X 100+2X ( % CX 100-54+0. 06X % Ni X 100) (出处热处理技术便览，第81页)。(2)拉伸试验，用JIS4号试验片进行。(3)冲击试验用JIS3号片Omm深U形切口)在_40°C的试验温度下进行。表2中， 低温韧性评价是吸收能的测定值不到40 (J/cn^)者为不合格(记号X)，该测定值在40 (J/ cm2)以上者为合格(记号〇)。(4)耐腐蚀性试验如下进行从在规定的强度下进行了热处理的圆棒材获取20mm 宽X 50mm长X 5mm厚的板状试验片，再将板状试验片中的15mm宽X 40mm长的范围作为腐蚀面(除此以外的地方进行了遮蔽)进行干湿反复的腐蚀试验，测定腐蚀减量。干湿反复条件是<5% NaCl,35°C> 小时 + < 50% RH,35°C> *16 小时=1 个循环，实施10个循环。腐蚀减量测定是在腐蚀试验前后进行重量测定并除以腐蚀面积而算出。除锈是在80°c的20%柠檬酸氢铵水溶液中进行。表2中，耐腐蚀性的评价是腐蚀减量值在1000 (g/m2)以上者为不合格(记号X)， 该值不到1000 (g/m2)者为合格(记号〇)。(5)旧奥氏体结晶粒度的判定根据JIS-G-0551进行，晶粒的呈现用淬火回火法 (Gh)进行，判定通过与标准图的比较进行。
(评价结果)表1中，实施例1 10(钢号16 25)为化学成分、热处理前组织、旧奥氏体结晶粒度在本发明范围内的钢材，尽管是拉伸强度在1200MPa以上的高强度等级，但如表2 所示仍得到了腐蚀减量不到1000 (g/π )的耐腐蚀性优异、冲击试验温度_40°C下冲击值在 100(J/cm2)以上和低温韧性也优异的结果。表1中，比较例1 5(钢号1 15)为化学成分在本发明范围以外的钢材，其中， 特别是比较例15(钢号15)由JIS SUP9构成。比较例1的C含量过低，因此即使进行180°C的回火处理也只有983MPa的拉伸强度，不能得到所需的强度，而且S含量过高，因此介入物MnS大量析出，结果韧性和耐腐蚀性都差。比较例2的C含量过多，为0. 4%，因此碳化物过量析出，结果耐腐蚀性和低温韧性都差。比较例3的Si含量过少，为0.45%，因此即使进行180°C的回火处理也只有 1015MPa的拉伸强度，不能得到所需的强度，而且Nb含量过高，因此碳氮化物过量析出，结果韧性和耐腐蚀性都差。比较例4的Si含量过多，因此低温韧性差，而且Cu过少，因此耐腐蚀性差。比较例5的Mn含量过低，因此即使进行180°C的回火处理也只有IOlOMPa的拉伸强度，不能得到所需的强度，而且Ti含量过高，因此碳氮化物过剩，结果韧性和耐腐蚀性都差。比较例6的Mn含量过多，因此韧性差，而且Ni过低，因此耐腐蚀性差。比较例7的Cr含量过低，因此即使进行180°C的回火处理也只有1023MPa的拉伸强度，不能得到所需的强度，而且P含量过高，因此韧性差。比较例8的Cr含量过高，因此碳化物过剩，韧性和耐腐蚀性都差。比较例9的Al含量过少，因此脱氧不充分而使氧化物过剩，韧性和耐腐蚀性都差。比较例10为Al含量过多的情况，A1203系氧化物或AlN等氮化物过剩，韧性和耐腐蚀性一同下降。比较例11为Ti含量过少的情况、比较例12为Nb含量过少的情况的例子。比较例11、12的旧奥氏体晶粒都粗大化，因此韧性均劣化。比较例13是Ti和Nb的各添加量虽然在本发明范围内、但两者的总量过多的情况。该比较例13中，碳氮化物过剩，韧性和耐腐蚀性一同劣化。比较例14的N过高，因此氮化物过剩，韧性和耐腐蚀性一同劣化。比较例15是使用SUP9作为稳定器用钢的例子，化学成分在本发明范围以外，韧性低，耐腐蚀性也差。(2)表3是显示加热前组织的影响的例子。实施例5-1 (钢号20)是前组织为本发明范围内的贝氏体+马氏体的混合组织。 而比较例16是比较经正火处理(日文焼準処理)为铁氧体+珠光体组织的材料经淬火·回火处理后的机械性质的例子。前组织为铁氧体+珠光体混合组织的场合下，晶粒为 Gh8. 0+Gh7. 5的混合粒，因此韧性差。(3)表4是显示淬火时的加热速度的影响的例子。
实施例5-2 (钢号20)是前组织也为本发明范围内的贝氏体+马氏体的混合组织、 加热方法为炉加热的例子，实施例5-3(钢号20)是加热方法为通电加热的例子。炉加热法的加热速度比实施例5-3的通电加热法快，因此采用实施例5-2的炉加热法时的组织更细微化，且韧性更高。表 权利要求
1.耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器用钢，其特征在于，以质量％计包含 C 0. 07 0. 20%, Si 大于 0. 6%但在 1. 5% 以下、Mn 1 3%、Cr :0. 1 1. 0%、溶胶 Al 0. 005 0. 080%, Ti :0. 005 0. 060%, Nb :0. 005 0. 060%, Ti+Nb ^ 0. 070%, N 150ppm 以下、P 0. 035% 以下、S :0. 035% 以下、Cu :0. 01 1. 00%, Ni :0. 01 1. 00%，其余为Fe及不可避免的杂质，稳定器成形前的组织由贝氏体或马氏体或贝氏体/马氏体的混合组织的任何一者构成，且稳定器的热处理后的旧奥氏体晶粒度以粒度号计在9以上。
2.耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器的制造方法，其特征在于，在制造稳定器的过程中，其加热方法为高频感应加热或由直接通电而产生的电阻发热以30°C / 秒以上的升温速度来加热，其中使用稳定器成形前的组织具有贝氏体或马氏体或贝氏体/ 马氏体的混合组织的任何一者的钢来制造该稳定器，所述的钢以质量％计包含C 0. 07 0. 20%、Si 大于 0. 6%至 1. 5% 以下、Mn :1 3 %、Cr :0. 1 1. 0%、溶胶 Al :0. 005 0. 080%, Ti 0. 005 0. 060%, Nb :0. 005 0. 060%, Ti+Nb 彡 0. 070%, N :150ppm 以下、 P 0. 0；35% 以下、S 0. 0；35% 以下、Cu :0. 01 1. 00%, Ni :0. 01 1. 00%，其余为 Fe 及不可避免的杂质。
3.耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器，其特征在于，由权利要求2所述的方法制造。
全文摘要
一种耐腐蚀性和低温韧性优异的车辆用高强度稳定器用钢，其特征在于，以质量％计，包含C0.07～0.20％、Si大于0.6％至1.5％以下、Mn1～3％、Cr0.1～1.0％、溶胶Al0.005～0.080％、Ti0.005～0.060％、Nb0.005～0.060％、Ti+Nb≤0.070％、N150ppm以下、P0.035％以下、S0.035％以下、Cu0.01～1.00％、Ni0.01～1.00％，其余为Fe及不可避免的杂质，稳定器成形前的组织由贝氏体或马氏体或贝氏体/马氏体的混合组织的任何一者构成，且稳定器的热处理后的旧奥氏体晶粒度以粒度号计在9以上。
文档编号C22C38/58GK102317493SQ20108000785
公开日2012年1月11日 申请日期2010年2月10日 优先权日2009年2月12日
发明者丹下彰, 井上关次, 冨田邦和, 后藤由利香, 服部和彰, 栗本清, 森则彦, 玉井丰, 菊地克彦 申请人:Jfe条钢株式会社, 日本发条株式会社