WO2016068082A1 - 高強度中空ばね用鋼の製造方法 - Google Patents

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琢哉 高知
畑野　等
彰 丹下
清 栗本
由利香 後藤
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株式会社神戸製鋼所
日本発條株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing high strength hollow spring steel.
  • steel for hollow spring means steel obtained by quenching and tempering a seamless pipe used as a material for a hollow spring.
  • springs such as valve springs, clutch springs, suspension springs, etc. used for engines, clutches, suspensions, etc. are also in the direction of increasing strength and diameter. .
  • the characteristics required for springs such as hydrogen embrittlement resistance, fatigue resistance and sag resistance have increased, and it is strongly desired to provide spring steel that can produce springs with even better characteristics. ing.
  • Patent Document 1 hot isostatic pressing is performed to form a hollow seamless pipe, and then spheroidizing annealing is performed, followed by cold stretching (drawing) by pilger mill rolling or drawing.
  • a seamless steel pipe that can reduce the depth of continuous ridges formed on the inner and outer peripheral surfaces of the steel pipe to 50 ⁇ m or less from each surface.
  • Patent Document 2 after hot rolling a bar, it is drilled with a gun drill and cold worked (drawing, rolling). As a result, the C content on the inner peripheral surface and the outer peripheral surface can be controlled to 0.10% or more, and the thickness of the total decarburized layer on each of the inner peripheral surface and the outer peripheral surface can be reduced to 200 ⁇ m or less.
  • a seamless pipe is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a seamless steel pipe for a high-strength hollow spring in which the relationship between the metal structure and durability of a seamless pipe is examined, and the carbide has a circle equivalent diameter of 1.00 ⁇ m or less.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its main object is to provide a method for producing a steel for high-strength hollow springs having excellent hydrogen embrittlement resistance. Another object of the present invention is to provide a method for producing a high-strength hollow spring steel excellent in fatigue resistance.
  • a method for producing a steel for a hollow spring according to the present invention that has solved the above problems is a method for producing a steel for a hollow spring obtained by quenching and tempering a seamless pipe used as a material for a hollow spring,
  • the components in the steel of the seamless pipe are, by mass, C: 0.35 to 0.5%, Si: 1.5 to 2.2%, Mn: 0.1 to 1%, Cr: 0.1 to 1 .2%, Al: more than 0% and 0.1% or less, P: more than 0% and 0.02% or less, S: more than 0% and 0.02% or less, N: more than 0% and 0.02% or less And at least one element selected from the group consisting of V: more than 0% and not more than 0.2%, Ti: more than 0% and not more than 0.2%, and Nb: more than 0% and not more than 0.2%, and Ni : Containing at least one element selected from the group consisting of more than 0% and 1% or less and Cu: more than 0% and 1% or less
  • T1 means a quenching temperature (° C.)
  • t1 means a residence time (seconds) in a temperature range of 900 ° C. or higher.
  • T2 means the tempering temperature (° C.)
  • t2 means the total time (seconds) from the start of heating to the completion of cooling.
  • the amount of hydrogen in the steel may be controlled to 0 mass ppm or more and 0.16 mass ppm or less.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an example of a heat pattern when producing the steel for hollow springs of the present invention.
  • the present inventors conducted various studies using seamless pipes. Specifically, from the viewpoint of improving the quality of the seamless pipe as a raw material as in Patent Documents 1 to 3, when the respective heat treatment conditions of quenching and tempering applied to the obtained seamless pipe are optimized. We examined from the viewpoint of.
  • the quenching temperature (° C) is T1
  • the tempering temperature (° C.) is T2
  • the total time (seconds) from the start of heating to the completion of cooling is t2, after quenching to satisfy the quenching condition (1) below. It was found that the intended purpose was achieved if tempering was performed so as to satisfy the tempering condition of 2), and the present invention was completed.
  • each temperature of “quenching temperature T1” and “tempering temperature T2” means a surface temperature.
  • “Temperature range of 900 ° C. or higher”, and “heating start temperature” and “cooling completion temperature” also mean surface temperatures.
  • the surface temperature can be measured, for example, with a radiation thermometer or by placing a thermocouple on the surface.
  • quenching temperature means the heating temperature (surface temperature) when hardening and hardening a seamless pipe.
  • FIG. 1 shows t2 when the heating start temperature is 200 ° C. and the cooling completion temperature is 200 ° C. based on the examples described later, the present invention is not limited to this.
  • quenching conditions are important in order to ensure excellent hydrogen embrittlement resistance even if the strength is particularly high.
  • the refinement of the prior austenite grain size, the increase in the interfacial area of the prior austenite grain, and the increase in the amount of retained austenite proceed in the hollow spring. It is presumed that the durability including it is improved.
  • a quenching parameter represented by a balance between the quenching temperature T1 shown in FIG. 1 and the stay time t1 (seconds) in the temperature range of 900 ° C. or higher shown in FIG. “(T1 + 273) ⁇ (log (t1) +20)” needs to satisfy 26000 or more and 29000 or less.
  • the above equation (1) is derived by various basic experiments under the following concept.
  • the prior austenite grain size after quenching the interfacial area of prior austenite grains, and the amount of retained austenite tend to increase.
  • the promotion of solid solution of carbides and the suppression of ferrite decarburization tend to proceed. Since these are affected by both T1 and t1, it is necessary to appropriately control the balance between T1 and t1. Considering the former requirements (reduction of prior austenite grain size, increase in interfacial area of prior austenite grains, increase in retained austenite amount), quenching at a low temperature for a short time is considered preferable.
  • the upper limit of the quenching parameter is preferably 28700 or less, more preferably 28500 or less, and still more preferably 28300 or less.
  • the lower limit of the quenching parameter is preferably 26300 or more, more preferably 26500 or more.
  • the desired high-strength hollow spring steel can be obtained only by performing quenching in which the range of T1 and the upper limit of t1 are further limited among T1 and t1 that can satisfy the range of the above formula (1). .
  • T1 is preferably 920 ° C. or higher, more preferably 925 ° C. or higher, and further preferably 930 ° C. or higher.
  • the upper limit of T1 is not particularly problematic as long as T1 is high, but considering the refinement of the prior austenite grain size, the increase in interfacial area of the prior austenite grains, and the increase in the amount of retained austenite, It ’s better not to be too expensive. Therefore, in this invention, the upper limit of T1 shall be 1050 degrees C or less. Preferably it is 1020 degrees C or less, More preferably, it is 1000 degrees C or less, More preferably, it is 970 degrees C or less.
  • the upper limit of the stay time t1 in the temperature range of 900 ° C. or higher is 1800 seconds or less.
  • the stay time t1 can be rephrased as a time for passing through a temperature range of 900 ° C. or higher. If the T1 is controlled to 900 ° C. or higher and quenching is performed, the solid solution of the carbide proceeds even in a relatively short time. In consideration, t1 should not be too long. Therefore, t1 is preferably 600 seconds or less, more preferably 300 seconds or less, and even more preferably 100 seconds or less.
  • the lower limit of t1 can be set within a range that satisfies the above formula (1) and the range of T1, but considering the actual operation level, the lower limit of t1 is 10 seconds or more.
  • the heat pattern of the “temperature range of 900 ° C. or higher” is not particularly limited as long as the quenching condition (1) is satisfied.
  • the residence time t 1 in the temperature range of 900 ° C. or higher is (1 ) May be heated at a constant average rate of temperature rise (for example, 0.1 to 300 ° C./second).
  • the cooling step may be performed at a constant average cooling rate (for example, 0.1 to 300 ° C./second).
  • an isothermal holding step of holding at a constant temperature for a certain time may be included in a part of the temperature range of 900 ° C. or higher.
  • an isothermal holding step of holding a temperature of 900 to 1000 ° C. at a constant temperature for 10 to 500 seconds may be included.
  • the heat pattern until reaching the temperature of 900 ° C. is not particularly limited.
  • the room temperature to 900 ° C. (and further to T1) may be heated at the same average temperature increase rate as described above.
  • the average cooling rate from 900 to 300 ° C. is preferably cooled at an average cooling rate of 20 to 1000 ° C./second.
  • tempering is performed.
  • the tempering conditions specified in the present invention are important in order to ensure particularly excellent fatigue resistance.
  • the strength and amount of retained austenite increase in the hollow spring, and the size of the tempered carbide and the presence form of the tempered carbide are appropriately controlled. It is estimated that durability is improved.
  • the total time t2 from the start of heating to the completion of cooling means the total time spent in the tempering process. Specifically, it means the total time for heating from the “heating start” temperature (eg, room temperature to 200 ° C.) to the tempering temperature T2 and then cooling to the “cooling complete” temperature (eg, 200 ° C. to room temperature).
  • the reason for defining the total time t2 of the tempering treatment as described above, rather than defining the tempering time at the tempering temperature T2 is that the tempering behavior proceeds by heating.
  • the tempering holding time at the tempering temperature T2 is not particularly limited.
  • the “cooling completion temperature” is 200 ° C. That is, when the surface temperature reaches 200 ° C. after heating to the tempering temperature T 2 and cooling, it is determined as “cooling complete”.
  • the upper limit of the tempering parameter is preferably 15200 or less, more preferably 15000 or less, and still more preferably 14700 or less.
  • the lower limit of the return parameter is preferably 13200 or more, more preferably 13500 or more, and further preferably 13700 or more.
  • the upper limit of t2 is 3600 seconds or less in consideration of the actual operation level.
  • the preferable upper limit of t2 is 2400 seconds or less.
  • the lower limit of t2 is not particularly limited as long as it satisfies the tempering condition of the above formula (2). However, considering the actual operation level, it is preferably about 10 seconds or longer.
  • the upper limit of T2 is 550 ° C or less. This is because fatigue resistance and the like decrease as T2 increases.
  • the upper limit of T2 is preferably 500 ° C. or lower, more preferably 450 ° C. or lower.
  • the lower limit of T2 can be set so as to satisfy the range of the above formula (2), but in consideration of strength reduction, etc., it is preferably 300 ° C. or higher, more preferably 325 ° C. or higher, and further preferably 350 It is above °C.
  • the heat pattern of the tempering conditions in the present invention is not particularly limited.
  • the average temperature increase rate in the heating step can be controlled to 1 to 300 ° C./second, for example. preferable.
  • the average cooling rate in the cooling step is preferably controlled to 1 to 1000 ° C./second, for example.
  • an isothermal holding step of holding at a constant temperature for a certain time may be included in a part of the heat pattern.
  • an isothermal holding step of holding T2 at a constant temperature for 0 to 2000 seconds may be included.
  • T2 is 200 to 450 ° C., it is preferably held at a constant temperature for 10 to 2000 seconds.
  • the components in the steel of the seamless pipe in the present invention are within the range normally used for hollow springs.
  • the reasons for limiting the chemical components will be described.
  • [C: 0.35 to 0.5%] C is an element necessary for ensuring high strength.
  • the lower limit of the amount of C is set to 0.35% or more.
  • the lower limit of the C amount is preferably 0.37% or more, more preferably 0.40% or more.
  • the upper limit of the amount of C is made 0.5% or less.
  • the upper limit of the C amount is preferably 0.48% or less, more preferably 0.47% or less.
  • Si is an element effective for the fatigue resistance necessary for the spring, and in order to ensure the sag resistance necessary for the high-strength spring, the lower limit of the Si amount is 1.5% or more.
  • the lower limit of the Si amount is preferably 1.6% or more, and more preferably 1.7% or more.
  • Si is also an element that promotes decarburization, and if Si is excessively contained, there is a problem that formation of a decarburized layer on the steel surface is promoted. Therefore, the upper limit of Si content is set to 2.2% or less.
  • the upper limit of the Si amount is preferably 2.1% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn is used as a deoxidizing element and is a useful element for detoxifying S and MnS which are harmful elements in steel.
  • the lower limit of the amount of Mn is set to 0.1% or more.
  • the lower limit of the amount of Mn is preferably 0.15% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the upper limit of the Mn amount is 1% or less.
  • the upper limit of the amount of Mn is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • Cr 0.1-1.2%
  • Cr is an effective element for securing strength and improving corrosion resistance after tempering, and is an important element for suspension springs that require a high level of corrosion resistance.
  • the lower limit of the Cr amount is set to 0.1% or more.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the upper limit of Cr content is 1.2% or less.
  • the upper limit of the Cr amount is preferably 1.1% or less, more preferably 1.0% or less.
  • Al more than 0% and 0.1% or less
  • Al is mainly added as a deoxidizing element. Moreover, Al combines with N to form AlN, detoxifies the solid solution N and contributes to the refinement of the structure.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • Al, like Si, is also a decarburization promoting element, so when it contains a lot of Si, it is necessary to suppress the addition of a large amount of Al. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.1% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.07% or less, more preferably 0.05% or less.
  • P more than 0% and 0.02% or less
  • P is a harmful element that deteriorates toughness and ductility, it is important to reduce it as much as possible, and its upper limit is made 0.02% or less.
  • the upper limit of the amount of P is preferably 0.017% or less, more preferably 0.015% or less. Note that P is an impurity inevitably contained in the steel, and it is difficult to make the amount 0% in industrial production.
  • S is a harmful element that deteriorates toughness and ductility, so it is important to reduce it as much as possible, and the upper limit is made 0.02% or less.
  • the upper limit of the amount of S is preferably 0.017% or less, more preferably 0.015% or less. Note that S is an impurity inevitably contained in the steel, and it is difficult to make the amount 0% in industrial production.
  • N more than 0% and 0.02% or less
  • the lower limit of the N amount is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • the upper limit of the N amount is 0.02%.
  • the upper limit of the N amount is preferably 0.01% or less, more preferably 0.007% or less.
  • V at least one element selected from the group consisting of more than 0% and 0.2% or less, Ti: more than 0% and 0.2% or less, and Nb: more than 0% and 0.2% or less]
  • V, Ti, and Nb have the effect of detoxifying these elements by forming precipitates such as carbides, nitrides, carbonitrides, and sulfides with elements such as C, N, and S.
  • the formation of the precipitates also exhibits the effect of refining the austenite structure during heating in the annealing process during seamless pipe manufacturing and the quenching process during spring manufacturing.
  • these elements also have the effect of improving delayed fracture resistance. These elements may be contained alone or in combination of two or more.
  • At least one amount of Ti, V, and Nb (a single amount when included alone, a total amount when two or more types are included.
  • the same. .) Is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit is made 0.2% or less.
  • the upper limit of the element amount is preferably 0.18% or less, more preferably 0.15% or less.
  • Ni and Cu are effective elements for suppressing surface decarburization and improving corrosion resistance. These elements may be contained alone or in combination of two or more.
  • the lower limit of the amount of Ni is not particularly limited.
  • the lower limit of the Ni amount is preferably set to 0.2% or more.
  • the upper limit of the Ni amount is 1% or less. Further, considering the cost reduction, the upper limit of the Ni amount is preferably 0.8% or less, more preferably 0.6% or less.
  • the lower limit of the Cu amount is 0.2% or more.
  • the upper limit of the Cu amount is 1% or less. Further, considering the cost reduction, the upper limit of the Cu amount is preferably 0.8% or less, more preferably 0.6% or less.
  • the basic components of the seamless pipe used in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the inevitable element impurities include Sn and As.
  • the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements for which the upper limit of the content is separately defined.
  • the hollow spring steel manufacturing method according to the present invention is characterized in that the above-described (1) quenching and (2) tempering are performed on the seamless pipe having a predetermined composition as described above. It does not specifically limit and the method used normally can be employ
  • a steel material having a predetermined composition is melted by a normal melting method, and the obtained molten steel is cooled (that is, cast).
  • the heating temperature for the block rolling is preferably 1100 to 1300 ° C., for example.
  • the heating temperature for hot forging is preferably 1000 to 1200 ° C., for example.
  • a seamless pipe may be manufactured by a known method. For example, after forming into a predetermined shape using the known hollowing method after the hot forging, hot extrusion, cooling, cold working, annealing, pickling, if necessary, inner surface polishing, cold working To produce a seamless pipe.
  • annealing after cold working, A 3 points or more it is preferably carried out by heating to a temperature range of 1000 ° C. or less. Also, the residence time in the temperature range of not lower than 3 points A, i.e., then cooled to a temperature of more than three points A, total time until the temperature of the A 3 point is preferably controlled to less than 5 minutes .
  • production at the time of annealing is suppressed and a carbide
  • a 3-point can be determined as follows.
  • [] indicates mass%.
  • [C] means mass% of C contained.
  • a 3 894.5 ⁇ 269.4 ⁇ [C] + 37.4 ⁇ [Si] ⁇ 31.6 ⁇ [Mn] ⁇ 19.0 ⁇ [Cu] ⁇ 29.2 ⁇ [Ni] ⁇ 11.9 ⁇ [Cr] + 19.5 ⁇ [Mo] + 22.2 ⁇ [Nb]
  • the annealing after the cold working is preferably performed in an inert or reducing gas atmosphere.
  • an inert or reducing gas atmosphere By controlling the annealing atmosphere, it is possible to suppress the occurrence of decarburization during annealing. Moreover, since the scale generation at the time of annealing can also be suppressed, the pickling process can be omitted.
  • the pickling time during seamless pipe production is preferably controlled to 30 minutes or less, or the pickling itself is preferably omitted. Thereby, the amount of hydrogen contained in the seamless pipe can be reduced, and the amount of hydrogen after quenching and tempering can be reduced.
  • a quenching process and a tempering process for obtaining a steel for a hollow spring are performed in a spring forming process in hot forming or cold forming.
  • hot forming after the seamless pipe is manufactured, the above-mentioned (1) quenching is performed. At this time, the spring forming is also performed during the quenching heating, and then the above-described (2) tempering is performed.
  • cold forming after the seamless pipe is manufactured, the above (1) quenching and the above (2) tempering are performed, and then the spring is formed without heating.
  • the amount of hydrogen in the steel for hollow springs obtained by the production method of the present invention is preferably controlled to 0 mass ppm or more and 0.16 mass ppm or less.
  • the upper limit is preferably 0.16 mass ppm or less. As a result, as shown in the examples described later, very high fatigue resistance can be obtained. The lower the amount of hydrogen, the better.
  • the upper limit of the hydrogen content is preferably 0.15 mass ppm or less, more preferably 0.14 mass ppm or less.
  • a method for reducing the amount of hydrogen in the steel for hollow springs is known, and in the present invention, a conventionally used method can be appropriately selected and used.
  • a method for reducing hydrogen in steel for example, there is a method of shortening the pickling time in the seamless pipe manufacturing process to approximately 30 minutes or less. Alternatively, the pickling itself may be omitted.
  • the method of performing a dehydrogenation process after quenching and tempering of the steel manufacture for hollow springs is mentioned. Examples of the dehydrogenation treatment include methods such as heat treatment at 300 ° C. or lower.
  • a hollow spring can be obtained by using the steel for hollow spring thus obtained and finally subjecting it to treatment such as setting and shot peening.
  • treatment such as setting and shot peening.
  • setting and shot peening after giving spring shaping
  • the hollow spring is preferably used for, for example, an automobile engine, a clutch, and a suspension as a valve spring, a clutch spring, a suspension spring, and the like.
  • the characteristic part of the present invention has the greatest characteristic when a predetermined heat treatment is performed on the seamless pipe.
  • the inner peripheral surface or the outer peripheral surface obtained after the heat treatment in the seamless pipe is solid. Since the steel material has substantially the same surface properties as the outer peripheral surface obtained after the above heat treatment, the effect of the present invention does not depend on the shape of the material. Therefore, in the following Example 1 and Example 2, it evaluated after performing each heat processing of hardening and tempering prescribed
  • Example 1 in order to clarify the influence of quenching and tempering conditions particularly on hydrogen embrittlement susceptibility, experiments were conducted as follows.
  • the steel type No. 1 in Table 1 which is a medium carbon steel satisfying the requirements of the present invention. A1 was used.
  • the obtained molten steel is cooled (that is, cast), heated to 1100 to 1300 ° C. and subjected to block rolling, and the cross-sectional shape is 155 mm ⁇ 155 mm. I got a slab.
  • hot forging was performed under the condition of heating at 1000 to 1200 ° C. to form a round bar having a diameter of 150 mm. Further, hot forging was performed under the condition of heating at 1000 to 1200 ° C. to produce a round bar having a diameter of 15 mm.
  • the round bar thus obtained was subjected to various quenching and tempering described in Table 2 to cut out a flat plate test piece having a width of 10 mm, a thickness of 1.5 mm and a length of 65 mm.
  • the hydrogen embrittlement resistance and Vickers hardness were evaluated as follows.
  • Detailed conditions of quenching and tempering are as follows. First, the temperature range from room temperature to T1 was heated at an average temperature increase rate of 10 ° C./second, and then held at T1 for a predetermined time. Subsequently, the temperature range from T1 to 300 ° C. was cooled at an average cooling rate of 50 ° C./second. At this time, the holding time at T1 was changed so that the stay time t1 of 900 ° C. or higher was 600 seconds.
  • tempering was performed. Specifically, the temperature range from 200 ° C. to T2 was heated at an average rate of temperature increase of 10 ° C./second, and then held at T2 for a predetermined time. Subsequently, the temperature range from T2 to 200 ° C was cooled at an average cooling rate of 300 ° C / second. At this time, the holding time at T2 was changed so that t2 (time from heating to 200 ° C. or higher to cooling to 200 ° C. or lower) was 2400 seconds.
  • the test piece was immersed in a mixed solution in which 1 mol of sulfuric acid was 0.5 mol and potassium thiocyanate was 0.01 mol in a state in which a stress of 1400 MPa was applied to the test piece by four-point bending. .
  • a voltage of -700 mV which is lower than that of a saturated calomel electrode (SCE) electrode (saturated calomel electrode) was applied, and the time until fracture occurred (break time) was measured. In this example, a fracture life of 1000 seconds or longer was considered acceptable.
  • Examples 1 to 4 and 8 to 11 are examples in which the steel satisfying the requirements of the present invention was used, and (1) quenching and (2) tempering defined in the present invention were performed. All of these have a high fracture strength and a long fracture life of 1000 seconds or more, and are excellent in hydrogen embrittlement resistance.
  • test no. Nos. 5 to 7 are examples in which the quenching conditions are the same and exceed the upper limit of the tempering parameter defined by the formula (2).
  • the numerical values of the tempering parameters increase in the order of 5, 6, and 7.
  • Test No. slightly exceeding the upper limit of tempering parameters. In 5, the hardness is good, but the breaking life is short.
  • test no As the numerical values of the tempering parameters 6 and 7 increased, the hardness decreased, but the fracture life reached 1000 seconds or more as defined in the present invention.
  • test no. Nos. 12 to 14 are other examples in which the quenching conditions are the same and the upper limit of the tempering parameter defined by the formula (2) is exceeded.
  • the numerical values of the tempering parameters increase in the order of 12, 13, and 14. No. slightly exceeding the upper limit of tempering parameters. No. 12, the hardness is good, but the breaking life is short. On the other hand, no. As the numerical values of the tempering parameters 12 and 13 were increased, the hardness was reduced, but the fracture life was 1000 seconds or more as defined in the present invention.
  • the upper limit of the tempering parameter is an important requirement for ensuring the desired high strength and hydrogen embrittlement resistance characteristics, and the upper limit of the tempering parameter is not desired until it is controlled within the range specified in the present invention. It was confirmed that the above characteristics were exhibited.
  • test no. Nos. 15 to 21 are examples in which the quenching conditions are the same and slightly exceed the upper limit of the quenching parameter defined by the formula (1).
  • test no. 15 to 18 are examples produced under the tempering conditions (2) defined in the present invention.
  • the fracture life was shortened because the upper limit of the quenching parameter was exceeded.
  • test no. Nos. 19 to 21 are examples exceeding the upper limit of the tempering parameter defined by the formula (2).
  • the numerical values of the tempering parameters increase in the order of 19, 20, and 21. No. slightly exceeding the upper limit of tempering parameters. In 19, the hardness is good, but the fracture life is short. On the other hand, no. As the numerical values of tempering parameters 20 and 21 increased, the hardness decreased, but the fracture life increased. In No. 21, it became 1000 seconds or more prescribed
  • the upper limit of the quenching parameter is an important requirement to ensure the desired hydrogen embrittlement resistance characteristics, and the desired characteristics cannot be obtained unless the scope of the present invention is satisfied. Was confirmed.
  • Example 2 In this example, the following experiment was conducted using the round bar produced in Example 1 in order to clarify the influence of quenching and tempering conditions particularly on fatigue resistance.
  • the above round bar was subjected to various quenching and tempering as shown in Table 3, then processed into a JIS test piece (JIS Z2274 fatigue test piece), and subjected to a rotational bending fatigue test at a stress of 900 MPa and a rotational speed of 3000 rpm. went.
  • the details of the quenching condition and the tempering condition are the same as those in the first embodiment. In this example, the number of repetitions until breakage was 100,000 or more, and was accepted.
  • test no. 10 and 17 are the test Nos. In Table 2 described above. Corresponding to 10 and 17, the same heat treatment conditions were applied.
  • test no. Contrast 10 and 17. are examples of the same tempering conditions and tempering under the tempering conditions defined in the present invention.
  • No. 10 is an example satisfying the quenching conditions specified in the present invention
  • Test No. 10. 17 is an example that slightly exceeds the upper limit of the quenching parameter defined in the present invention.
  • test no. Contrast 22 and 23 are examples in which the tempering conditions are the same and exceed the tempering parameters defined in the present invention.
  • No. 22 is an example satisfying the quenching conditions specified in the present invention
  • Test No. No. 23 is an example slightly exceeding the upper limit of the quenching parameter defined in the present invention.
  • Example 3 in order to clarify the influence of tempering conditions on the fatigue resistance characteristics, using a steel for hollow springs, a seamless pipe was prepared as follows, and the amount of hydrogen in the steel was measured and fatigue resistance was measured. Characteristics were evaluated.
  • pickling treatment was performed by pickling in a pickling solution of 5 to 10% hydrochloric acid for 10 to 30 minutes.
  • the process of cold working, annealing, and pickling was repeated a plurality of times to produce a seamless pipe having an outer diameter of 16 mm and an inner diameter of 8.0 mm.
  • Quenching and tempering treatments were performed on the seamless pipe thus obtained.
  • Detailed conditions for quenching and tempering are as follows. First, the temperature range from room temperature to T1 was heated at an average temperature increase rate of 100 ° C./second, and then held at T1 for a predetermined time. Subsequently, the temperature range from T1 to 300 ° C. was cooled at an average cooling rate of 50 ° C./second. At this time, the holding time at T1 was changed so that the stay time t1 of 900 ° C. or higher was 60 seconds.
  • tempering was performed. Specifically, the temperature range from 200 ° C. to T2 was heated at an average rate of temperature increase of 10 ° C./second, and then held at T2 for a predetermined time. Subsequently, the temperature range from T2 to 200 ° C was cooled at an average cooling rate of 300 ° C / second. At this time, the holding time at T2 was changed so that t2 (time from heating to 200 ° C. or higher to cooling to 200 ° C. or lower) was 2400 seconds.
  • a ring-shaped test piece having a width of 1 mm was cut out from the obtained hollow spring steel, and the amount of released hydrogen was measured.
  • the amount of released hydrogen was measured by temperature analysis using APIMS (Atmospheric Pressure Ionization Mass Spectrometry). The rate of temperature increase was measured at 720 ° C./hour, and the amount of released hydrogen up to 720 ° C. was defined as the amount of hydrogen in steel.
  • Fatigue resistance was evaluated using the hollow spring steel. In this example, a torsional fatigue test was performed at a load stress of 735 ⁇ 600 MPa. Those having 50,000 or more repetitions until breakage were evaluated as having excellent fatigue resistance.
  • Test No. in Table 4 In all of Nos. 1 to 4, the quenching conditions were the same, and quenching was performed under the conditions of the present invention, but the tempering conditions were different. Nos. 1 and 2 are examples in which the tempering conditions specified in the present invention were applied, test Nos. Examples 3 and 4 are examples that slightly exceed the upper limit of the tempering parameters defined in the present invention.
  • Test No. 1 and No. 2 was compared, the amount of hydrogen in steel was 0.16 ppm by mass, which was controlled to the preferred upper limit defined in the present invention. 1, No. 1 which is not controlled to the above upper limit. Compared with 2, the number of durability was remarkably increased and very high fatigue resistance was obtained.
  • test no When the tempering was performed with the upper limit of the tempering parameter exceeding only the upper limit (15500) defined in the present invention by 1 as in 3, 4 and 4, the number of times of durability decreased. Even when the amount of hydrogen in the steel was controlled to a preferable upper limit as shown in 3, it was not possible to reach the acceptance standard of 50,000 times.
  • Example 3 the fracture life which is an index of hydrogen embrittlement resistance was not measured. 1 and 2 satisfy the quenching condition (1) above, and therefore, it is judged that good hydrogen embrittlement resistance can be obtained.

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Abstract

　耐水素脆化特性に優れた高強度中空ばね用鋼を製造する方法を提供する。中空ばねの素材として用いられるシームレスパイプを焼入れ、焼戻しして得られる中空ばね用鋼を製造する方法であって、所定成分を含有するシームレスパイプに下記（１）の焼入れ条件、および下記（２）の焼戻し条件を満足するように熱処理を行う。 （１）焼入れ条件　２６０００≦（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ１）＋２０）≦２９０００・・・式（１）　９００℃≦Ｔ１≦１０５０℃、１０秒≦ｔ１≦１８００秒　ここで、Ｔ１は焼入れ温度（℃）、ｔ１は９００℃以上の温度域の滞在時間（秒）を意味する。 （２）焼戻し条件　１３０００≦（Ｔ２＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ２）＋２０）≦１５５００・・・式（２）　Ｔ２≦５５０℃、ｔ２≦３６００秒　ここで、Ｔ２は焼戻し温度（℃）、ｔ２は加熱開始から冷却完了までの合計時間（秒）を意味する。

Description

高強度中空ばね用鋼の製造方法
　本発明は、高強度中空ばね用鋼の製造方法に関する。本明細書において「中空ばね用鋼」とは、中空ばねの素材として用いられるシームレスパイプを焼入れ、焼戻しして得られる鋼を意味する。
　自動車などの軽量化や高出力化の要請が高まるにつれて、エンジン、クラッチ、サスペンションなどに使用される弁ばね、クラッチばね、懸架ばねなどのばね類も、高強度化・細径化する方向にある。それに伴い、耐水素脆化特性、耐疲労性や耐へたり性などのばねに要求される特性も益々高くなり、これらの特性に一層優れたばねを製造可能なばね用鋼の提供が強く望まれている。
　耐水素脆化特性、耐疲労性などのばね特性に優れ、且つ、軽量のばねを得るために、ばね用鋼の素材として、これまで用いられている棒状鋼材などの中実の鋼材ではなく、中空にしたパイプ状の鋼材であって溶接部分のない鋼材、即ち、シームレスパイプが用いられている。シームレスパイプは、シームレス鋼管とも呼ばれる。
　しかしながら、中空ばねの素材としてシームレスパイプを用いた場合、特にシームレスパイプの製造上の観点から、種々の問題がある。すなわち、中空でないばねの素材として用いられる中実の鋼材では、疲労強度を確保するため、ショットピーニングなどにより表層部を硬化し、外面に残留応力を付与することが一般に行なわれている。これに対し、シームレスパイプでは、外周面は同様にショットピーニングができるが、内周面はショットピーニングを施せないため、内周面側のパイプ表層部に脱炭が生じると、ばね製造段階の焼入れ時での内周面側の硬化が不十分となり、ばねに必要な疲労強度を確保できなくなる。また、内周面の表層部に疵が存在すると、そこが応力集中部となり早期折損の原因となる。
　また、割れの原因となる鋼中水素は、鋼材製造時に不可避的に侵入し、微量存在する。中実ばねでは、微量水素は問題にならないが、中空ばねでは耐久性に大きく影響する。特に中空ばねでは、前述したように内面にショットピーニングが施せないため、中実ばねよりも、水素脆化に対して一層の品質が求められている。
　このような問題に対し、素材となるシームレスパイプ製造の観点から、いくつか技術検討が行われている。特許文献１では、熱間静水圧押出しを行なって、中空シームレスパイプの形状とした後、球状化焼鈍を行ない、引続き冷間でピルガーミル圧延や引抜き加工等によって伸展（抽伸）している。その結果、鋼管の内周面および外周面に形成される連続疵の深さを、各面から５０μｍ以下に低減できるシームレス鋼管が開示されている。
　特許文献２には、棒材を熱間圧延した後、ガンドリルで穿孔して、冷間加工（抽伸、圧延）している。その結果、内周面および外周面におけるＣ含有量が０．１０％以上に制御できると共に、上記内周面および外周面の各々における全脱炭層の厚みが２００μｍ以下に低減できる高強度ばね用中空シームレスパイプが開示されている。
　特許文献３には、シームレスパイプの金属組織と耐久性との関係について検討し、炭化物が円相当径で１．００μｍ以下である高強度中空ばね用シームレス鋼管が開示されている。
特開２００７－１２５５８８号公報 特開２０１０－２６５５２３号公報 特開２０１１－１８４７０４号公報
　また、ばねの強度が高くなると耐水素脆化特性も低下する傾向にあるため、高強度であっても耐水素脆化特性に優れたばねの提供が切望されている。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、耐水素脆化特性に優れた高強度中空ばね用鋼の製造方法を提供することにある。本発明の他の目的は、耐疲労特性に優れた高強度中空ばね用鋼の製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明に係る中空ばね用鋼の製造方法は、中空ばねの素材として用いられるシームレスパイプを焼入れ、焼戻しして得られる中空ばね用鋼を製造する方法であって、上記シームレスパイプの鋼中成分は、質量％で、Ｃ：０．３５～０．５％、Ｓｉ：１．５～２．２％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｃｒ：０．１～１．２％、Ａｌ：０％超０．１％以下、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．０２％以下、Ｎ：０％超０．０２％以下を含有すると共に、Ｖ：０％超０．２％以下、Ｔｉ：０％超０．２％以下、およびＮｂ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、並びに、Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｕ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有すると共に、上記焼入れは下記（１）の焼入れ条件を満足し、上記焼戻しは下記（２）の焼戻し条件を満足するように行うところに要旨を有するものである。
（１）焼入れ条件
　２６０００≦（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ１）＋２０）≦２９０００・・・式（１）
　９００℃≦Ｔ１≦１０５０℃
　１０秒≦ｔ１≦１８００秒
　ここで、Ｔ１は焼入れ温度（℃）、ｔ１は９００℃以上の温度域の滞在時間（秒）を意味する。
（２）焼戻し条件
　１３０００≦（Ｔ２＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ２）＋２０）≦１５５００・・・式（２）
　Ｔ２≦５５０℃
　ｔ２≦３６００秒。
　ここで、Ｔ２は焼戻し温度（℃）、ｔ２は加熱開始から冷却完了までの合計時間（秒）を意味する。
　上記鋼中の水素量を０質量ｐｐｍ以上０．１６質量ｐｐｍ以下に制御してもよい。
　本願において開示される発明のうち、代表的なものによって得られる効果を簡単に説明すれば、以下のとおりである。すなわち、本発明は上記のように構成されているため、高強度であっても耐水素脆化特性に優れた高強度中空ばね用鋼を製造することができる。
図１は、本発明の中空ばね用鋼を製造する場合のヒートパターンの一例を示す概略図である。
　本発明者らは、シームレスパイプを用いて、種々の検討を行った。具体的には、上記特許文献１～３のように素材となるシームレスパイプの品質を向上するという観点からではなく、得られたシームレスパイプに施される焼入れ、焼戻しの各熱処理条件を適正化するとの観点から検討を行った。その結果、鋼中成分が適切に制御されたシームレスパイプに焼入れ、焼戻しを行って中空ばね用鋼を製造するに当たり、焼入れ温度（℃）をＴ１、９００℃以上の温度域の滞在時間（秒）をｔ１とし、焼戻し温度（℃）をＴ２、加熱開始から冷却完了までの合計時間（秒）をｔ２としたとき、下記（１）の焼入れ条件を満足するように焼入れを行った後、下記（２）の焼戻し条件を満足するように焼戻しを行えば所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
（１）焼入れ条件
　２６０００≦（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ１）＋２０）≦２９０００・・・式（１）
　９００℃≦Ｔ１≦１０５０℃
　１０秒≦ｔ１≦１８００秒
（２）焼戻し条件
　１３０００≦（Ｔ２＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ２）＋２０）≦１５５００・・・式（２）
　Ｔ２≦５５０℃
　ｔ２≦３６００秒
　本明細書において「焼入れ温度Ｔ１」および「焼戻し温度Ｔ２」の各温度は、表面温度を意味する。「９００℃以上の温度域」、並びに「加熱開始温度」および「冷却完了温度」の各温度も表面温度を意味する。表面温度は、例えば放射温度計で測定するか、または熱電対を表面に設置することにより測定できる。
　本明細書において、「焼入れ温度」とはシームレスパイプを焼入れ硬化させる際の加熱温度（表面温度）を意味する。
　はじめに、図１を用いて本発明を特徴付ける焼入れ条件および焼戻し条件について、詳しく説明する。但し、図１は、後記する実施例に基づき加熱開始温度２００℃、冷却完了温度２００℃としたときのｔ２を示しているが、本発明はこれに限定されない。
　（１）焼入れ条件
本発明において焼入れ条件は、特に高強度であっても優れた耐水素脆化特性を確保するために重要である。本発明で規定する焼入れ条件を施すことにより、中空ばねにおいて旧オーステナイト粒径の微細化、旧オーステナイト粒界面積の増加、残留オーステナイト量の増加が進むようになり、疵や水素による脆化感受性を含む耐久性が向上すると推察される。
　本発明では上式（１）に規定するように、図１に示す焼入れ温度Ｔ１と、図１に示す９００℃以上の温度域の滞在時間ｔ１（秒）とのバランスで表される焼入れパラメータ：「（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ１）＋２０）」は、２６０００以上、２９０００以下を満足する必要がある。上式（１）は、以下の思想の下、種々の基礎実験によって導出されたものである。
　まず、耐水素脆化特性の観点からは、焼入れ後の旧オーステナイト粒径の微細化、旧オーステナイト粒界面積の増加、残留オーステナイト量の増加が進む傾向にあることが好ましい。一方、焼入れ時の加熱中は、耐水素脆化特性の観点から、炭化物の固溶促進、フェライト脱炭の抑制が進む傾向にあることが好ましい。これらは、上記Ｔ１とｔ１の両方の影響を受けるため、Ｔ１とｔ１のバランスを適切に制御する必要がある。前者の要件（旧オーステナイト粒径の微細化、旧オーステナイト粒界面積の増加、残留オーステナイト量の増加）を考慮すれば、低温、且つ短時間の焼入れが好ましいと考えられる。一方、後者の要件（炭化物の固溶促進、フェライト脱炭抑制）のうち炭化物の固溶促進は、高温、且つ長時間の焼入れが好ましいと考えられる。また、フェライト脱炭抑制は高温、且つ短時間が好ましいと考えられる。これらを総合的に勘案して、上式（１）を規定した。
　上式（１）において、上記焼入れパラメータの上限は、好ましくは２８７００以下、より好ましくは２８５００以下、更に好ましくは２８３００以下である。一方、上記焼入れパラメータの下限は、好ましくは２６３００以上、より好ましくは２６５００以上である。
　本発明では、上式（１）を満足すると共に、９００℃≦Ｔ１≦１０５０℃、且つ、１０秒≦ｔ１≦１８００秒を満足するように焼入れを行うことが必要である。すなわち、上式（１）の範囲を満足し得るＴ１およびｔ１のうち、Ｔ１の範囲、およびｔ１の上限が更に限定された焼入れを行うことによって初めて、所望とする高強度中空ばね鋼が得られる。
　焼入れ温度Ｔ１の下限は９００℃以上とする。この数値は以下の観点から設定されたものである。まず、焼入れ温度は、少なくともα（フェライト）→γ（オーステナイト）変態温度であるＡ３点以上に設定する必要がある。本発明の成分系ではＡ３点は、おおむね８５０℃付近になる。但し、上述した炭化物の固溶促進の観点からは、焼入れ温度は高い方がよく、Ａ３点＋５０℃程度にする場合が多い。このような考え方の下、本発明でも焼入れ温度Ｔ１の下限を８５０℃（Ａ３）＋５０℃＝９００℃とした。炭化物の固溶促進、更にはフェライト脱炭抑制の観点からは、上記Ｔ１は、９２０℃以上が好ましく、より好ましくは９２５℃以上、更に好ましくは９３０℃以上である。一方、上記Ｔ１の上限は、Ｔ１が高くても短時間の処理であれば特に問題はないが、旧オーステナイト粒径の微細化、旧オーステナイト粒界面積の増加、残留オーステナイト量の増加を考慮すると、高すぎない方が良い。従って、本発明では、Ｔ１の上限を１０５０℃以下とする。好ましくは１０２０℃以下、より好ましくは１０００℃以下、更により好ましくは９７０℃以下である。
　また、９００℃以上の温度域の滞在時間ｔ１の上限は１８００秒以下とする。上記滞在時間ｔ１は、９００℃以上の温度域を通過する時間と言い換えることもできる。上記Ｔ１を９００℃以上に制御して焼入れを行えば、比較的短時間でも炭化物の固溶が進むが、旧オーステナイト粒径の微細化、旧オーステナイト粒界面積の増加、残留オーステナイト量の増加を考慮すると、ｔ１はあまり長くない方が良い。従って、上記ｔ１は、好ましくは６００秒以下、より好ましくは３００秒以下、更に好ましくは１００秒以下である。なお、上記ｔ１の下限は、上式（１）および上記Ｔ１の範囲を満足する範囲内で設定することができるが、実操業レベルを考慮すると、ｔ１の下限は１０秒以上である。
　ここで、上記「９００℃以上の温度域」のヒートパターンは、上記（１）の焼入れ条件を満足する限り、特に限定されない。例えば、図１に示すように、９００℃からＴ１に向けて加熱した後、Ｔ１から９００℃に向けて冷却するヒートパターンを想定した場合、９００℃以上の温度域における滞在時間ｔ１が上記（１）を満足するように、上記加熱工程を一定の平均昇温速度（例えば、０．１～３００℃／秒）で加熱しても良い。また、上記冷却工程を一定の平均冷却速度（例えば、０．１～３００℃／秒）で冷却しても良い。或いは、図１に示すように、９００℃以上の温度域の一部に、一定温度で一定時間保持する等温保持工程が含まれていても良い。例えば、９００～１０００℃の温度を１０～５００秒間、一定温度で保持する等温保持工程が含まれていても良い。これらは本発明で適用可能なパターンの一例であり、要するに上記（１）の焼入れ条件を満足する限り、種々のヒートパターンを採用することができる。
　また、上記９００℃の温度に到達するまでのヒートパターンも特に限定されない。例えば、図１に示すように、室温から９００℃まで（更にはＴ１まで）を、上記と同じ平均昇温速度で加熱しても良い。或いは、上記平均昇温速度の範囲内で、室温から９００℃までの温度域と、９００℃からＴ１までの温度域の各平均昇温速度を異なるように設定しても良い。
　上記のように加熱した後、急冷する。例えば、９００～３００℃までの平均冷却速度を、おおむね平均冷却速度２０～１０００℃/秒で冷却することが好ましい。
（２）焼戻し条件
　上記（１）のように焼入れを行った後、焼戻しを行う。本発明で規定する焼戻し条件は、特に優れた耐疲労特性を確保するために重要である。本発明で規定する焼戻し条件を施すことにより、中空ばねにおいて強度、残留オーステナイト量が増加すると共に、焼戻し炭化物のサイズおよび焼戻し炭化物の存在形態が適切に制御されるようになるため、疲労強度などの耐久性が向上すると推察される。
　本発明では上式（２）に規定するように、図１に示す焼戻し温度Ｔ２（℃）と、図１に示す加熱開始から冷却完了までの合計時間ｔ２（秒）とのバランスで表される焼戻しパラメータ：「（Ｔ２＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ２）＋２０）」は、１３０００以上、１５５００以下を満足する必要がある。上式（２）は、以下の思想の下、種々の基礎実験によって導出されたものである。
　ここで上記「加熱開始から冷却完了までの合計時間ｔ２」とは、要するに焼戻し処理に費やされるトータルの時間を意味する。具体的には、「加熱開始」温度（例えば室温～２００℃）から焼戻し温度Ｔ２まで加熱した後、「冷却完了」温度（例えば２００℃～室温）まで冷却するときの合計時間を意味する。本発明において、焼戻し温度Ｔ２での焼戻し時間を規定するのではなく、上記のように焼戻し処理の合計時間ｔ２を規定した理由は、加熱により焼戻し挙動が進行するからである。なお、上記要件を満足する限り、上記焼戻し温度Ｔ２での焼戻し保持時間は、特に限定されない。なお、本発明において、「冷却完了温度」は２００℃である。すなわち、焼戻し温度Ｔ２まで加熱後、冷却して表面温度が２００℃に達した時をもって、「冷却完了」とする。
　まず、高強度、耐疲労特性向上の観点からは、低温、且つ短時間の焼戻しを行うことが好ましい。但し、強度が高くなると耐水素脆化特性が低下する傾向にある。そこで、これらを総合的に勘案して、特に良好な耐疲労特性を発揮させるため、上式（２）の下限、上限を定めた。
　上式（２）において、上記焼戻しパラメータの上限は、好ましくは１５２００以下、より好ましくは１５０００以下、更に好ましくは１４７００以下である。一方、上記戻しパラメータの下限は、好ましくは１３２００以上、より好ましくは１３５００以上、更に好ましくは１３７００以上である。
　上記ｔ２の上限は、実操業レベルを考慮して３６００秒以下とする。ｔ２の好ましい上限は２４００秒以下である。なお、ｔ２の下限は、上式（２）の焼戻し条件を満足する範囲であれば特に限定されないが、実操業レベルを考慮すると、おおむね、１０秒以上であることが好ましい。
　上記Ｔ２の上限は５５０℃以下とする。Ｔ２が高くなると耐疲労特性などが低下するためである。Ｔ２の上限は、好ましくは５００℃以下、より好ましくは４５０℃以下である。Ｔ２の下限は、上式（２）の範囲を満足するように設定することができるが、強度低下などを考慮すると、好ましくは３００℃以上であり、より好ましくは３２５℃以上、更に好ましくは３５０℃以上である。
　上記要件を満足する限り、本発明における焼戻し条件のヒートパターンは特に限定されない。例えば、室温からＴ２に向けて加熱した後、Ｔ２から室温に向けて冷却するヒートパターンを想定した場合、上記加熱工程における平均昇温速度は、例えば、１～３００℃／秒に制御することが好ましい。また、上記冷却工程における平均冷却速度は、例えば、１～１０００℃／秒に制御することが好ましい。或いは、図１に示すように、上記ヒートパターンの一部に、一定温度で一定時間保持する等温保持工程が含まれていても良い。例えば、Ｔ２を一定温度で０～２０００秒保持する等温保持工程が含まれていても良い。また、Ｔ２が２００～４５０℃の場合、一定温度で１０～２０００秒保持することが好ましい。これらは本発明で適用可能なパターンの一例であり、要するに上記（２）の焼戻し条件を満足する限り、種々のヒートパターンを採用することができる。
　以上、本発明を特徴付ける焼入れおよび焼戻しの各条件について詳述した。
　次に、素材として用いられるシームレスパイプの鋼中成分について説明する。本発明におけるシームレスパイプの鋼中成分は、中空ばねに通常用いられる範囲内である。以下、化学成分の限定理由を説明する。
［Ｃ：０．３５～０．５％］
　Ｃは、高強度を確保するのに必要な元素であり、そのためにＣ量の下限を０．３５％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．３７％以上、より好ましくは０．４０％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると延性が低下するようになるため、Ｃ量の上限を０．５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．４８％以下、より好ましくは０．４７％以下である。
［Ｓｉ：１．５～２．２％］
　Ｓｉは、ばねに必要な耐疲労特性に有効な元素であり、高強度ばねに必要な耐へたり性を確保するためには、Ｓｉ量の下限を１．５％以上とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは１．６％以上、より好ましくは１．７％以上である。しかしながら、Ｓｉは脱炭を促進させる元素でもあり、Ｓｉを過剰に含有させると鋼表面の脱炭層形成が促進されるという問題がある。そのため、Ｓｉ量の上限を２．２％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは２．１％以下、より好ましくは２．０％以下である。
［Ｍｎ：０．１～１％］
　Ｍｎは、脱酸元素として使用されると共に、鋼中の有害元素であるＳとＭｎＳを形成して無害化するのに有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．１％以上とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、偏析帯が形成されて材質のばらつきが生じる。そのため、Ｍｎ量の上限を１％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．８％以下である。
［Ｃｒ：０．１～１．２％］
　Ｃｒは焼戻し後の強度確保や耐食性向上に有効な元素であり、特に高レベルの耐食性が要求される懸架ばねに重要な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量の下限を０．１％以上とする。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、過冷組織が発生し易くなると共に、セメンタイトに濃化して塑性変形能を低下させ、冷間加工性の劣化を招く。また、Ｃｒ量が過剰になると、セメンタイトとは異なるＣｒ炭化物が形成され易くなり、強度と延性のバランスが悪くなる。そのため、Ｃｒ量の上限を１．２％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下である。
［Ａｌ：０％超０．１％以下］
　Ａｌは、主に脱酸元素として添加される。また、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、固溶Ｎを無害化すると共に組織の微細化にも寄与する。このような効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量の下限を、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。しかしながら、ＡｌはＳｉと同様、脱炭促進元素でもあるため、Ｓｉを多く含有する場合、Ａｌの多量添加を抑える必要がある。そのため、Ａｌ量の上限を０．１％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
［Ｐ：０％超０．０２％以下］
　Ｐは、靭性や延性を劣化させる有害元素であるため、極力低減することが重要であり、その上限を０．０２％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上困難である。
［Ｓ：０％超０．０２％以下］
　Ｓは、上記Ｐと同様、靭性や延性を劣化させる有害元素であるため、極力低減することが重要であり、その上限を０．０２％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業生産上困難である。
［Ｎ：０％超０．０２％以下］
　Ｎは、ＡｌやＴｉなどが存在すると窒化物を形成して組織を微細化させる効果がある。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎ量の下限を、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上とする。但し、Ｎが固溶状態で存在すると、靱性、延性、耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、Ｎ量の上限を０．０２％とする。Ｎ量の上限は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００７％以下である。
［Ｖ：０％超０．２％以下、Ｔｉ：０％超０．２％以下およびＮｂ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素］
　Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂは、Ｃ、Ｎ、Ｓなどの元素と炭化物、窒化物、炭窒化物、硫化物などの析出物を形成して、これらの元素を無害化する作用を有する。また、上記析出物の形成により、シームレスパイプ製造時の焼鈍工程や、ばね製造時の焼入れ工程における加熱時にオーステナイト組織を微細化する効果も発揮する。更にこれらの元素は、耐遅れ破壊特性を改善するという効果も有する。これらの元素は、単独で含有しても良いし、二種以上を併用しても良い。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ、Ｖ、およびＮｂの少なくとも１種の量（単独で含むときは単独の量であり、二種以上を含むときは合計量である。以下、同じ。）の下限は、０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、上記元素の量が過剰になると、粗大な炭化物、窒化物などが形成されて靭性や延性が劣化する場合があるため、その上限を０．２％以下とする。上記元素量の上限は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。
［Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｕ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素］
　ＮｉおよびＣｕは、表層脱炭の抑制、および耐食性の向上に有効な元素である。これらの元素は、単独で含有しても良いし、二種以上を併用しても良い。
　これらのうちＮｉは、コスト低減を考慮した場合には添加しなくても良いため、Ｎｉ量の下限は特に限定さない。但し、Ｎｉ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｎｉ量の下限を、０．２％以上とすることが好ましい。但し、Ｎｉ量が過剰になると、圧延材に過冷組織が発生したり、焼入れ後に残留オーステナイトが存在し、耐疲労特性などが劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ量の上限を１％以下とする。更にコスト低減などを考慮すると、Ｎｉ量の上限は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。
　また、Ｃｕ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃｕ量の下限を０．２％以上とすることが好ましい。但し、Ｃｕ量が過剰になると、Ｎｉと同様、過冷組織が発生したり、熱間加工時に割れが生じる場合がある。そのため、Ｃｕ量の上限を１％以下とする。更にコスト低減などを考慮すると、Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下である。
　本発明に用いられるシームレスパイプの基本成分は上記のとおりであり、残部は、鉄および不可避的不純物である。上記不可避的元素不純物として、例えば、Ｓｎ、Ａｓなどが挙げられる。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その含有量の上限を上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その含有量の上限が規定されている元素を除いた概念である。
　本発明に係る中空ばね用鋼の製造方法は、上記のとおり、所定組成のシームレスパイプに、上述した（１）の焼入れおよび（２）の焼戻しを行うところに特徴があり、それ以外の工程は特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。以下では、中空ばね用鋼の好ましい製造方法について説明する。
　まず、所定の組成の鋼材を通常の溶製法によって溶製し、得られた溶鋼を冷却（すなわち、鋳造）する。
　その後、分塊圧延を行う。分塊圧延の加熱温度は、例えば、１１００～１３００℃で行うことが好ましい。
　次いで、上記分塊圧延により得られたスラブを熱間鍛造して丸棒に成形する。熱間鍛造の加熱温度は、例えば、１０００～１２００℃で行うことが好ましい。
　その後、公知の方法によってシームレスパイプを製造してもよい。例えば、上記熱間鍛造後に公知の中空化手法を用いて、所定の形状に成形した後、熱間押出し、冷却、冷間加工、焼鈍、酸洗、必要に応じて内表層研磨、冷間加工を行ってシームレスパイプを製造することができる。
　上記工程のうち、冷間加工後の焼鈍は、Ａ３点以上、１０００℃以下の温度域まで加熱して行うことが好ましい。また、Ａ３点以上の温度域における滞在時間、すなわち、Ａ３点以上の温度に加熱してから冷却し、Ａ３点の温度になるまでの合計時間は５分以下に制御することが好ましい。上記範囲に制御することにより、焼鈍時の脱炭発生が抑制され、炭化物が微細化されるため、疲労特性を向上することができる。
　ここで、Ａ３点は以下のように求めることができる。尚、下記の式中、［ ］は質量％を示す。例えば、［Ｃ］は、含有するＣの質量％を意味する。
　Ａ３＝８９４．５－２６９．４×［Ｃ］＋３７．４×［Ｓｉ］－３１．６×［Ｍｎ］－１９．０×［Ｃｕ］－２９．２×［Ｎｉ］－１１．９×［Ｃｒ］＋１９．５×［Ｍｏ］＋２２．２×［Ｎｂ］
　上記冷間加工後の焼鈍は、不活性または還元性のガス雰囲気中で行うことが好ましい。
このような焼鈍雰囲気の制御により、焼鈍時の脱炭発生を抑制することができる。また、焼鈍時のスケール生成も抑制できるため、酸洗工程の省略が可能となる。
　シームレスパイプ製造時における酸洗時間は３０分以下に制御するか、酸洗自体を省略することが好ましい。これにより、シームレスパイプ中に含まれる水素量を低減し、焼入れ焼戻し後の水素量低減することができる。
　上記のようにしてシームレスパイプを製造した後、熱間成形または冷間成形でのばね成形過程において中空ばね用鋼を得るための焼入れ処理および焼戻し処理を行う。熱間成形の場合、シームレスパイプの製造後、上記（１）の焼入れを行うが、このときの焼入れ加熱時にばね成形も行い、その後、上記（２）の焼戻しを行う。一方、冷間成形の場合、シームレスパイプの製造後、上記（１）の焼入れ、および上記（２）の焼戻しを行い、その後加熱せずにばね成形する。
　更に、本発明の製造方法によって得られる中空ばね用鋼の水素量は、０質量ｐｐｍ以上、０．１６質量ｐｐｍ以下に制御されていることが好ましい。
　前述したとおり、中空ばねでは、内周面にショットピーニングを施せないため、疵や水素による脆化感受性に関する耐久性への要請は厳しい。中空ばね用鋼中の水素は、微量であっても耐久性に大きく影響するため、その上限を０．１６質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。その結果、後記する実施例に示すように、非常に高い耐疲労特性が得られる。上記水素量は低いほど良い。上記水素量の上限は、好ましくは０．１５質量ｐｐｍ以下、更に好ましくは０．１４質量ｐｐｍ以下である。
　中空ばね用鋼中の水素量を低減する方法は公知であり、本発明でも、従来、使用されている方法を適宜選択して用いることができる。鋼中水素低減方法の具体例として、例えば、シームレスパイプ製造工程における酸洗時間を、おおむね、３０分以下に短縮する方法が挙げられる。或いは、酸洗そのものを省略しても良い。或いは、中空ばね用鋼製造の焼入れ焼戻し後に脱水素処理を行う方法が挙げられる。脱水素処理としては、例えば、３００℃以下での熱処理などの方法が挙げられる。
　以上、本発明に係る中空ばね用鋼の製造方法について説明した。
　このようにして得られた中空ばね用鋼を用い、最終的にセッチング、ショットピーニングなどの処理を施すことによって中空ばねが得られる。なお、上述の冷間成形を行う場合には、ばね用鋼にばね成形を施してからセッチング、ショットピーニングを施せばよい。
　上記中空ばねは、例えば、弁ばね、クラッチばね、懸架ばねなどとして、自動車のエンジン、クラッチ、サスペンションなどに好ましく用いられる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　前述したとおり本発明の特徴部分は、シームレスパイプに所定の熱処理を施したところに最大の特徴があるが、シームレスパイプにおいて上記熱処理をしたのちに得られる内周面または外周面は、中実の鋼材において上記熱処理をしたのちに得られる外周面とほぼ同質の表面性状を有しているため、本発明の効果の有無は素材の形状にかかわらない。従って、以下の実施例１および実施例２では、シームレスパイプでなく、中実の鋼材を用いて、本発明で規定する焼入れ、焼戻しの各熱処理を行った後、その評価を実施した。
・実施例１
　本実施例では、特に水素脆化感受性に及ぼす焼入れ焼戻し条件の影響を明らかにするため、以下のように実験を行った。ここでは、本発明の要件を満足する中炭素鋼である表１の鋼種Ｎｏ．Ａ１を用いた。
　まず、上記鋼を通常の溶製法によって溶製した後、得られた溶鋼を冷却（すなわち、鋳造）し、１１００～１３００℃に加熱して分塊圧延を行って、断面形状が１５５ｍｍ×１５５ｍｍのスラブを得た。次いで、１０００～１２００℃の加熱の条件で熱間鍛造を行い、直径：１５０ｍｍの丸棒に成形した。更に、１０００～１２００℃の加熱の条件で熱間鍛造を行い、直径：１５ｍｍの丸棒を作製した。
　　（表１）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
　このようにして得られた丸棒に対し、表２に記載の種々の焼入れ、焼戻しを行い、幅１０ｍｍ×厚さ１．５ｍｍ×長さ６５ｍｍの平板試験片を切り出した。この平板試験片を用いて、以下のように耐水素脆化特性およびビッカース硬さを評価した。
　詳細な焼入れおよび焼戻しの各条件は以下のとおりである。まず、室温からＴ１までの温度域を１０℃／秒の平均昇温速度で加熱した後、Ｔ１で所定時間保持した。次いで、Ｔ１から３００℃までの温度域を５０℃／秒の平均冷却速度で冷却した。このとき、９００℃以上の滞在時間ｔ１が６００秒になるように、Ｔ１での保持時間を変化させた。
　次に２００℃まで冷却した後、焼戻しを行った。具体的には、２００℃からＴ２までの温度域を１０℃／秒の平均昇温速度で加熱した後、Ｔ２で所定時間保持した。次いで、Ｔ２から２００℃までの温度域を３００℃／秒の平均冷却速度で冷却した。このとき、ｔ２（２００℃以上に加熱してから２００℃以下に冷却されるまでの時間）が２４００秒になるように、Ｔ２での保持時間を変化させた。
（耐水素脆化特性の評価）
　上記の試験片に対して４点曲げにより１４００ＭＰａの応力を作用させた状態で、試験片を、１Ｌ中に硫酸が０．５ｍｏｌ、チオシアン酸カリウムが０．０１ｍｏｌとなるような混合溶液に浸漬した。ポテンションスタットを用いてＳＣＥ（Ｓａｔｕｒａｔｅｄ Ｃａｌｏｍｅｌ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ）電極（飽和カロメル電極）よりも卑な－７００ｍＶの電圧をかけ、割れが発生するまでの時間（破断時間）を測定した。本実施例では、破断寿命が１０００秒以上を合格とした。
（ビッカース硬さ）
　上記平板試験片の幅、厚さ断面が露出するように樹脂に埋込み、研磨・鏡面仕上げを行った後、表層から深さ板厚中心部の位置を５００ｇの荷重でビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。本実施例では、ビッカース硬さが５５０Ｈｖ以上のものを高強度と評価した。これらの評価結果を表２に併記する。
　　（表２）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
　表２の試験Ｎｏ．１～４、８～１１は、本発明の要件を満足する鋼を用い、本発明で規定する（１）の焼入れ、および（２）の焼戻しを行った例である。これらは、いずれも、高強度であるにもかかわらず、破断寿命が１０００秒以上と長く、耐水素脆化特性に優れている。
　これに対し、試験Ｎｏ．５～７は、いずれも、焼入れ条件が同じで、式（２）で規定する焼戻しパラメータの上限を超える例であり、試験Ｎｏ．５、６、７の順に、上記焼戻しパラメータの数値は大きくなっている。焼戻しパラメータの上限をわずかに超える試験Ｎｏ．５では、硬さは良好であるが破断寿命が短い。一方、試験Ｎｏ．６、７と、焼戻しパラメータの数値が大きくなるにつれ、硬さは低下したが、破断寿命は、本発明で規定する１０００秒以上になった。
　上記試験Ｎｏ．５～７と同様の傾向は、Ｎｏ．１２～１４でも見られた。すなわち、試験Ｎｏ．１２～１４は、いずれも、焼入れ条件が同じで、式（２）で規定する焼戻しパラメータの上限を超える他の例であり、Ｎｏ．１２、１３、１４の順に、上記焼戻しパラメータの数値は大きくなっている。焼戻しパラメータの上限をわずかに超えるＮｏ．１２では、硬さは良好であるが破断寿命が短い。一方、Ｎｏ．１２、１３と、焼戻しパラメータの数値が大きくなるにつれ、硬さは低下したが、破断寿命は、本発明で規定する１０００秒以上になった。
　これらの結果より、焼戻しパラメータの上限は、所望とする高強度、且つ耐水素脆化特性の特性を確保するのに重要な要件であり、本発明で規定する範囲に制御することによって初めて、所望とする上記特性が発揮されることが確認された。
　また、試験Ｎｏ．１５～２１は、いずれも焼入れ条件が同じで、式（１）で規定する焼入れパラメータの上限をわずかに超える例である。
　上記のうち、試験Ｎｏ．１５～１８は、本発明で既定する（２）の焼戻し条件で製造した例である。焼入れパラメータの上限を超えているため、破断寿命が短くなった。
　一方、試験Ｎｏ．１９～２１は、式（２）で規定する焼戻しパラメータの上限を超える例であり、Ｎｏ．１９、２０、２１の順に、上記焼戻しパラメータの数値は大きくなっている。焼戻しパラメータの上限をわずかに超えるＮｏ．１９では、硬さは良好であるが破断寿命が短い。一方、Ｎｏ．２０、２１と、焼戻しパラメータの数値が大きくなるにつれ、硬さは低下したが、破断寿命は増加するようになり、Ｎｏ．２１では、本発明で規定する１０００秒以上になり、耐水素脆化特性が改善された。
　これらの結果より、焼入れパラメータの上限は、所望とする耐水素脆化特性の特性を確保するのに重要な要件であり、本発明の範囲を満足しないと、所望とする特性が得られないことが確認された。
・実施例２
本実施例では、特に耐疲労特性に及ぼす焼入れ焼戻し条件の影響を明らかにするため、実施例１で作製した丸棒を用いて、以下の実験を行った。
（耐疲労特性の評価）
　上記丸棒に対して、表３に記載の種々の焼入れ、焼戻しを行った後、ＪＩＳ試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２７４疲労試験片）に加工し、応力：９００ＭＰａ、回転速度：３０００ｒｐｍで回転曲げ疲労試験を行った。焼入れ条件、焼戻し条件の詳細は前述した実施例１と同じである。本実施例では、破断までの繰り返し数が１０万回以上のものを合格とした。
　これらの結果を表３に併記する。表３中、試験Ｎｏ．１０と１７は、前述した表２の試験Ｎｏ．１０と１７に対応し、同じ熱処理条件を施したものである。
　　（表３）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
　まず、試験Ｎｏ．１０と１７を対比する。これらは焼戻し条件が同じで、本発明で規定する焼戻し条件で焼戻した例であるが、焼入れ条件が相違し、試験Ｎｏ．１０は本発明で規定する焼入れ条件を満足する例、試験Ｎｏ．１７は本発明で規定する焼入れパラメータの上限をわずかに超える例である。
　表３に示すように、耐疲労特性に関してのみ言えば、焼入れ条件による差は見られず、試験Ｎｏ．１７のように焼入れパラメータの上限を超えて焼入れしても、試験Ｎｏ．１０のように本発明で規定する焼入れ条件を施した場合と同様、良好な耐疲労特性が得られた。但し、前述した表２に示したように、上記試験Ｎｏ．１７は、焼戻しパラメータの上限を超えるために破断寿命が低下したため、所望とする耐水素脆化特性および高強度を満足させるためには、本発明で規定する焼入れ条件、および焼戻し条件の両方を具備することが不可欠であることが確認される。
　次に、試験Ｎｏ．２２と２３を対比する。これらは焼戻し条件が同じで、本発明で規定する焼戻しパラメータを超える例であるが、焼入れ条件が相違し、試験Ｎｏ．２２は本発明で規定する焼入れ条件を満足する例、試験Ｎｏ．２３は本発明で規定する焼入れパラメータの上限をわずかに超える例である。
　表３に示すように、上記試験Ｎｏ．２２と２３はいずれも、本発明で規定する焼戻し条件を外れるため、耐疲労特性が低下した。よって、耐疲労特性に関してのみ言えば、焼入れ条件による差は見られず、試験Ｎｏ．２３のように焼入れパラメータの上限を超えて焼入れしても、試験Ｎｏ．２２のように本発明で規定する焼入れ条件を施した場合と同様、耐疲労特性が低下した。
・実施例３
本実施例では、中空ばね用鋼を用い、特に耐疲労特性に及ぼす焼戻し条件の影響を明らかにするため、以下のようにシームレスパイプを作製して、鋼中水素量を測定すると共に、耐疲労特性を評価した。
（鋼中水素量の測定）
　前述した実施例１で作製した直径１５０ｍｍの丸棒を用い、機械加工により押出用ビレットを作製した後、１１００℃に加熱の条件で熱間押出を行って外径：５４ｍｍ、内径：３７ｍｍの押出管を作製した。次に、冷間加工（詳細には、抽伸加工：非連続型ドローベンチ、圧延加工：ピルガー圧延機）を行った後、９２０～１０００℃の温度で９００℃以上の加熱総時間が２０分以内の時間焼鈍した。次いで、鋼中水素量を変化させるため、酸洗時間を変えて酸洗を行った。具体的には、５～１０％塩酸の酸洗液に１０～３０分間酸洗する酸洗処理を実施した。冷間加工、焼鈍、酸洗の工程を複数回繰返し、外径：１６ｍｍ、内径：８．０ｍｍのシームレスパイプを作製した。
　このようにして得られたシームレスパイプに対し、焼入れ処理および焼戻し処理を行った。詳細な焼入れおよび焼戻しの各条件は以下のとおりである。まず、室温からＴ１までの温度域を１００℃／秒の平均昇温速度で加熱した後、Ｔ１で所定時間保持した。次いで、Ｔ１から３００℃までの温度域を５０℃／秒の平均冷却速度で冷却した。このとき、９００℃以上の滞在時間ｔ１が６０秒になるように、Ｔ１での保持時間を変化させた。
　次に２００℃まで冷却した後、焼戻しを行った。具体的には、２００℃からＴ２までの温度域を１０℃／秒の平均昇温速度で加熱した後、Ｔ２で所定時間保持した。次いで、Ｔ２から２００℃までの温度域を３００℃／秒の平均冷却速度で冷却した。このとき、ｔ２（２００℃以上に加熱してから２００℃以下に冷却されるまでの時間）が２４００秒になるように、Ｔ２での保持時間を変化させた。
　このようにして、得られた中空ばね用鋼から幅１ｍｍのリング状試験片を切り出し、放出水素量を測定した。放出水素量は、ＡＰＩＭＳ（Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｉｏｎｉｚａｔｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）にて昇温分析により測定した。昇温速度は７２０℃／時で測定し、７２０℃までの放出水素量を鋼中水素量とした。
（耐疲労特性の測定）
　上記中空ばね用鋼を用いて、耐疲労特性を評価した。本実施例では、負荷応力７３５±６００ＭＰａにてねじり疲労試験を行った。破断までの繰り返し数が５万回以上のものを、耐疲労特性に優れると評価した。
　これらの結果を表４に併記する。
　　（表４）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
　表４の試験Ｎｏ．１～４は、いずれも、焼入れ条件が同じであり、本発明の条件で焼入れを行ったが、焼戻し条件が異なっており、試験Ｎｏ．１、２は本発明で規定する焼戻し条件を施した例、試験Ｎｏ．３、４は本発明で規定する焼戻しパラメータの上限を、ほんのわずかに超える例である。
　試験Ｎｏ．１とＮｏ．２を対比すると、鋼中水素量を０．１６質量ｐｐｍと、本発明で規定する好ましい上限に制御したＮｏ．１では、上記上限に制御しないＮｏ．２に比べて、耐久回数が著しく増加し、非常に高い耐疲労特性が得られた。
　これに対し、試験Ｎｏ．３、４のように焼戻しパラメータの上限が、本発明で規定する上限（１５５００）をわずか１だけ超えて焼戻しを行った場合、耐久回数は減少し、試験Ｎｏ．３のように鋼中水素量を好ましい上限に制御したとしても、合格基準である５万回に到達できなかった。
　これらの結果より、中空ばねの耐疲労特性を確保するためには、特に焼戻し条件を適切に制御することが重要であることが確認された。また、本発明で規定する焼戻し条件を行ったうえで、更に鋼中水素量の上限を好ましい範囲に制御すると、耐疲労特性は著しく増加することも分かった。
　なお、実施例３では、耐水素脆化特性の指標となる破断寿命を測定していないが、試験Ｎｏ．１、２は上記（１）の焼入れ条件を満足するため、良好な耐水素脆化特性が得られると判断される。
　本出願は、出願日が２０１４年１０月３１日である日本国特許出願、特願第２０１４－２２２８４０号を基礎出願とする優先権主張を伴い、特願第２０１４－２２２８４０号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (2)

  1. 　中空ばねの素材として用いられるシームレスパイプを焼入れ、焼戻しして得られる中空ばね用鋼を製造する方法であって、
    　前記シームレスパイプの鋼中成分は、質量％で、
    　Ｃ　：０．３５～０．５％、
    　Ｓｉ：１．５～２．２％、
    　Ｍｎ：０．１～１％、
    　Ｃｒ：０．１～１．２％、
    　Ａｌ：０％超０．１％以下、
    　Ｐ　：０％超０．０２％以下、
    　Ｓ　：０％超０．０２％以下、
    　Ｎ　：０％超０．０２％以下を含有すると共に、
    　Ｖ：０％超０．２％以下、Ｔｉ：０％超０．２％以下、およびＮｂ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、並びに、
    　Ｎｉ：０％超１％以下、およびＣｕ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有すると共に、
    　前記焼入れは下記（１）の焼入れ条件を満足し、前記焼戻しは下記（２）の焼戻し条件を満足するように行うことを特徴とする中空ばね用鋼の製造方法。
    （１）焼入れ条件
    　２６０００≦（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ１）＋２０）≦２９０００・・・式（１）
    　９００℃≦Ｔ１≦１０５０℃
    　１０秒≦ｔ１≦１８００秒
    　ここで、Ｔ１は焼入れ温度（℃）、ｔ１は９００℃以上の温度域の滞在時間（秒）を意味する。
    （２）焼戻し条件
    　１３０００≦（Ｔ２＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ２）＋２０）≦１５５００・・・式（２）
    　Ｔ２≦５５０℃
    　ｔ２≦３６００秒
    　ここで、Ｔ２は焼戻し温度（℃）、ｔ２は加熱開始から冷却完了までの合計時間（秒）を意味する。
  2. 　前記鋼中の水素量を０質量ｐｐｍ以上０．１６質量ｐｐｍ以下に制御する請求項１に記載の製造方法。
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