CN102482747B - 高强度弹簧用拉伸热处理钢线及高强度弹簧用拉伸前钢线 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其以质量％计，含有C：0.67％以上且低于0.9％、Si：2.0～3.5％、Mn：0.5～1.2％、Cr：1.3～2.5％、N：0.003～0.007％、Al：0.0005％～0.003％，且Si和Cr满足式{0.3≤Si-Cr≤1.2}，剩余部分包含铁及不可避免的杂质；作为杂质的P、S为P：0.025％以下、S：0.025％以下；未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm；而且，作为金属组织，至少残留的奥氏体以体积率计存在超过6％且为15％以下；原奥氏体粒度号在10号以上；未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。

Description

高强度弹簧用拉伸热处理钢线及高强度弹簧用拉伸前钢线

技术领域

本发明涉及可作为通过冷态卷绕而制造的高强度弹簧的原材料而使用的高强度弹簧用拉伸热处理钢线及拉伸前钢线。 

背景技术

汽车的发动机及离合器等中使用的弹簧，为了与汽车的轻量化、高性能化对应，要求性能高度化，而且要求高的耐久性。因此，作为其原材料的高强度弹簧用拉伸热处理钢线也要求高的原材料强度。一般在如此的小型高强度弹簧的制造中，在通过对原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线进行淬火回火以赋予高的原材料强度，并形成高强度弹簧用拉伸热处理钢线后，通过冷态卷绕(冷卷绕)形成盘簧形状。另外，通过实施消除应力退火等热处理或氮化处理，对盘簧进行精加工。因此，高强度弹簧用拉伸热处理钢线不仅要求高的强度，而且还要求冷卷绕时不折损的高加工性和对卷绕后实施的退火或氮化等加热热处理造成的软化的抑制即抗回火软化性。 

由于弹簧要求疲劳特性，因而将高强度弹簧用拉伸热处理钢线作为原材料，而且，通过氮化处理或喷丸硬化来提高弹簧的表层的硬度。作为弹簧的耐久性有疲劳特性和弹性减衰特性。表层硬度影响疲劳特性。对于弹性减衰特性(弹簧在使用中向其负载方向产生塑性变形的性质)，不仅表层硬度，而且弹簧母材的硬度也有大的影响。因此，对于高强度弹簧用钢线，氮化后的表层硬度和通过氮化未导入氮的内部的抗回火软化性是重要的。 

另外，在通过冷卷绕制造弹簧的情况下，在制造原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线时，能够采用可进行急速加热及急速冷却的油回火处理或高频处理等。因此，可减小高强度弹簧用拉伸热处理钢线的原奥氏体粒径，得到断裂特性优良的弹簧。可是，如果高强度弹簧用拉伸热处理钢线的强度增高，则有时在冷卷绕中发生折损，不能成形为弹簧形状。 

对于这样的问题，本发明人中的一部分提出了通过控制碳化物使原奥氏体微细化，谋求强度和冷卷绕性兼顾的高强度弹簧用拉伸热处理钢线(专利文献1)。另外，提出了通过控制残留奥氏体及碳化物使原奥氏体微细化，谋求强度和冷卷绕性兼顾的高强度弹簧用拉伸热处理钢线(专利文献2～专利文献4)。特别是，通过抑制成为断裂起点的粗大的氧化物或碳化物的生成，使确保强度所必要的渗碳体系的微细碳化物的分布均匀化，控制了高强度弹簧用拉伸热处理钢线的疲劳特性及加工性的劣化。 

专利文献2着眼于微细球状碳化物(特别是渗碳体)的分布稀薄的区域的当量圆直径为2μm以上的球状碳化物稀薄区域对力学特性的影响，规定了该区域。 

专利文献3、专利文献4着眼于添加合金元素即V带来的微细碳化物析出效果，通过限制氮(N)含量抑制未溶解的球状碳化物。也就是说，利用V的碳化物、氮化物、碳氮化物的析出效果，能够用于回火温度下的钢线的硬化或氮化时的表层硬化。另外，对于析出物的生成导致的奥氏体粒径的粗大化的抑制也具有效果，添加V的效果是显著的。可是，容易生成未溶解的碳化物或氮化物，因此即使抑制了氮(N)，也需要高精度地控制其析出。 

因而，专利文献4为了尽量多地得到对最终的弹簧性能有效的析出V碳化物，对未溶解的球状碳化物和析出碳化物进行了定量比较，并根据其量进行了规定。具体而言，提出了计量恒电位时的电解液中的V碳化物残渣，与通过过滤器的V量(析出V量)相比较。 

现有技术文献 

专利文献 

专利文献1：日本特开2002-180198号公报 

专利文献2：日本特开2006-183137号公报 

专利文献3：日本特开2006-342400号公报 

专利文献4：国际公开公报WO2007/114491号 

发明内容

发明所要解决的问题 

近年来，为了提高高强度弹簧的耐久性，一般通过氮化进行表层硬化，而且为了加深该氮化深度，缩短氮化时间，研究了处理温度的高温化。因此，高强度弹簧用拉伸热处理钢线要求进一步提高抗回火软化性。 

也就是说，要求与以往的高强度弹簧用拉伸热处理钢线相比，冷卷绕性更优良，即使在500℃下保持1小时后抗回火软化性也优良，将内部的软化抑制在最低限，同时提高最表层的硬度。 

上述的以往的高强度弹簧用拉伸热处理钢线为了提高疲劳特性及加工性，某种程度地确保了微细碳化物的均匀分散化。可是，为了提高抗回火软化性，需要进一步均匀分散化。特别是，专利文献3、专利文献4中提出的添加V，对于回火温度下的钢线的硬化或氮化时的表层硬化、奥氏体的微细化确实具有效果。可是，另一方面，不容易控制氮(N)含量，结果析出粗大碳化物或氮化物、碳氮化物，成为疲劳强度下降的原因。 

在专利文献3中，也以通过添加Nb或Ti取得补充多余的氮(N)的效果为目标。可是，即使这样也没有解决难以控制适量N含量的问题。 

在专利文献4中，采集作为结果的未溶解的球状碳化物的残渣，与溶解碳化物进行比较。所以，并非积极地控制微细碳化物的均匀分散。 

针对以上问题，本发明的课题是开发一种高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其中，即使不尽量抑制V等合金元素的添加，即不高精度地控制N含量，也具有优良的抗拉强度及硬度和加工性，氮化处理后也具有优良的表层硬度和内部硬度。 

此外，如专利文献3、专利文献4中记载的那样，为了具有优良的抗拉强度及硬度和加工性，钢中的未溶解的球状碳化物的尺寸最好较小，其有效直径最好为0.1μm以下，如超过1μm则对强度及加工性的贡献消失，只使变形特性劣化。因此，当量圆直径为0.2μm以上的未溶解的球状碳化物的存在密度为重要的指标。因而，本发明的目的是：开发不存在当量圆直径为0.2μm以上的未溶解的球状碳化物的高强度弹簧用钢线。 

用于解决问题的手段 

本发明人等为解决上述问题进行了锐意研究，结果得到以下见识。 

(a)发现：通过严格控制钢线中的C、Si、Mn、Cr的含量而抑制球状碳化物的生成，且通过应用残留奥氏体，即使不添加V这样的合金元素， 高强度弹簧用拉伸热处理钢线的强度及冷卷绕性也比以往提高。 

(b)发现：通过在钢线中与Cr一同适量添加Si，可对未溶解的球状碳化物的生成及卷绕后的退火或氮化时的软化进行抑制，而且能够实现氮化层的高硬度化。 

也就是说，对于疲劳特性的高强度化添加Cr是有效的，但Cr是容易残留对冷卷绕性产生不良影响的未溶解的球状碳化物的元素。因此，不得不限制其添加量。本发明人等还着眼于可抑制未溶解的球状碳化物的生长和渗碳体的生成的Si。发现：如果与添加Si一同增加Cr添加量，则可谋求拉伸热处理钢线的高强度化。还发现：只要定量地大量添加Si和Cr两者，作为相互关系控制Si添加量和Cr添加量的差、(Si-Cr)％就可以。 

(c)此外，发现：通过使钢锭的加热温度在1250℃以上，能够使钢材中的Cr等合金元素均匀扩散，能够抑制粗大的未溶解的球状碳化物的生成，而且能够使微细碳化物均匀分散。 

未溶解的球状碳化物从铸造后的钢开始存在，不仅损害卷绕性，而且在轧制或拉伸中也成为断线的原因。因此，还发现：为了在铸造后的开坯、线材轧制、铅浴淬火、淬火、拉伸等各工序中不产生不良影响，使各工序的加热温度高温化，时常抑制未溶解的球状碳化物是有效的。 

(d)另外，发现：V的添加对弹簧用钢线的机械特性及疲劳强度产生不良影响。 

即，从铸造后到加工成弹簧，钢材经受反复加热。通常，未溶解的球状碳化物以渗碳体(Fe₃C)为主体。可是，由于反复加热，多在未溶解的球状碳化物中含有Cr或V等，因无用地消耗Cr或V等合金元素，而有使氮化后的机械特性(表面硬度、内部硬度等)恶化的可能性。 

此外，如前所述，V的添加使得氮(N)含量不容易控制，结果析出粗大碳化物或氮化物、碳氮化物，也成为疲劳强度下降的原因。 

由此发现：通过不添加V，即使添加也限于极微量，而且如前所述与Si量平衡地控制Cr量，能够抑制未溶解的球状碳化物的粗大化。 

这里，所谓未溶解的球状碳化物，指的是最大直径(长径)和最小直径(短径)的比(纵横尺寸比)为2以下的未溶解的碳化物。此外，仅仅“碳化物”、“球状碳化物”为未溶解，这里从强调的意思出发，虽为同义 但也都分别称为“未溶解的碳化物”、“未溶解的球状碳化物”。 

本发明是基于上述见识而完成的，本发明的要旨如下。 

(1)一种高强度弹簧用拉伸前钢线，其特征在于： 

以质量％计，含有C：0.67％以上且低于0.9％、Si：2.0～3.5％、Mn：0.5～1.2％、Cr：1.3～2.5％、N：0.003～0.007％、Al：0.0005％～0.003％，且Si和Cr满足下式：0.3％≤Si-Cr≤1.2％，剩余部分包含铁及不可避免的杂质； 

作为杂质的P、S为P：0.025％以下、S：0.025％以下； 

而且，未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。 

(2)根据(1)所述的高强度弹簧用拉伸前钢线，其特征在于： 

以质量％计，进一步含有V：0.03～0.10％、Nb：0.015％以下、Mo：0.05～0.30％、W：0.05～0.30％、Mg：0.002％以下、Ca：0.002％以下、Zr：0.003％以下中的1种或2种以上； 

在含有V时，满足式：1.4％≤Cr+V≤2.6％及0.70％≤Mn+V≤1.3％； 

在含有Mo和W时，满足式：0.05％≤Mo+W≤0.5％。 

(3)一种高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于： 

以质量％计，含有C：0.67％以上且低于0.9％、Si：2.0～3.5％、Mn：0.5～1.2％、Cr：1.3～2.5％、N：0.003～0.007％、Al：0.0005％～0.003％，且Si和Cr满足下式：0.3％≤Si-Cr≤1.2％，剩余部分包含铁及不可避免的杂质； 

作为杂质的P、S为P：0.025％以下、S：0.025％以下； 

而且，作为金属组织，至少残留的奥氏体以体积率计存在超过6％且为15％以下； 

原奥氏体粒度号在10号以上； 

未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。 

(4)根据(3)所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于： 

以质量％计，进一步含有V：0.03～0.10％、Nb：0.015％以下、Mo：0.05～0.30％、W：0.05～0.30％、Mg：0.002％以下、Ca：0.002％以下、Zr：0.003％以下中的1种或2种以上； 

在含有V时，满足式：1.4％≤Cr+V≤2.6％及0.70％≤Mn+V≤1.3％； 

在含有Mo和W时，满足式：0.05％≤Mo+W≤0.5％。 

(5)根据(3)或(4)所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：所述高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度为2100～2400MPa。 

(6)根据(3)～(5)中任一项所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：所述高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服点为1600～1980MPa。 

(7)根据(3)～(6)中任一项所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：通过对所述高强度弹簧用拉伸热处理钢线进行在500℃下保持1小时的软氮化处理，表层维氏硬度达到HV750以上，内部维氏硬度达到HV570以上。 

(8)一种高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法，其特征在于： 

通过将钢锭加热到1250℃以上后实施热轧来制造钢坯，且通过将该钢坯加热到1200℃以上后实施热轧来制造拉伸前钢线； 

其中，所述钢锭以质量％计，含有C：0.67％以上且低于0.9％、Si：2.0～3.5％、Mn：0.5～1.2％、Cr：1.3～2.5％、N：0.003～0.007％、Al：0.0005％～0.003％，且Si和Cr满足下式：0.3％≤Si-Cr≤1.2％，剩余部分包含铁及不可避免的杂质； 

作为杂质的P、S为P：0.025％以下、S：0.025％以下。 

(9)根据(8)所述的高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法，其特征在于： 

所述高强度弹簧用拉伸前钢线，以质量％计，进一步含有V：0.03～0.10％、Nb：0.015％以下、Mo：0.05～0.30％、W：0.05～0.30％、Mg：0.002％以下、Ca：0.002％以下、Zr：0.003％以下中的1种或2种以上； 

在含有V时，满足式：1.4％≤Cr+V≤2.6％及0.70％≤Mn+V≤1.3％； 

在含有Mo和W时，满足式：0.05％≤Mo+W≤0.5％。 

(10)一种高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法，其特征在于：将(8)或(9)所述的拉伸前钢线进一步加热到900℃以上，然后进行600℃以下的铅浴淬火处理。 

(11)一种高强度弹簧用热处理钢线的制造方法，其特征在于：在对(8)～(10)中任一项所述的拉伸前钢线进行了拉伸加工后，以10℃/秒 以上的加热速度加热到A₃点以上的温度，在A₃点以上的温度下保持1分钟～5分钟后，以50℃/秒以上的冷却速度冷却到100℃以下。 

(12)根据(11)所述的高强度弹簧用热处理钢线的制造方法，其特征在于：进一步在400～500℃下保持15分钟以下进行回火处理。 

发明效果 

根据本发明，特别是可提供通过使冷卷绕性及抗回火软化性优良，在500℃进行1小时软氮化处理后表层硬度和内部硬度也高的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，进而提供耐久性优良的高强度弹簧，对产业上的贡献是非常显著的。 

附图说明

图1是表示本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线的球状碳化物的一例子的金属组织的显微镜照片。沿着图中的箭头的尖端观察到未溶解的球状碳化物。 

图2是表示在试验片上设置缺口所用的冲头的形状的图。 

图3是表示在试验片上设置缺口的工序的图。 

图4是表示缺口弯曲试验的概要的图。 

图5是表示缺口弯曲角度的测定方法的图。 

具体实施方式

通常弹簧用线材按以下方法进行制造。当然，弹簧的制造并不限定于此工序，这里作为一例子进行介绍。 

轧制含有规定成分的钢制的钢锭形成钢坯。接着轧制钢坯，制造规定直径的钢线。将此阶段制造的钢线称为“拉伸前钢线”。 

对轧制后制造的钢线进行铅浴淬火，通过拉伸形成更细直径的钢线，为了除去表层的加工应变和得到后续的冷卷绕加工性，进行热处理(淬火回火)。将此阶段制造的钢线称为“拉伸热处理钢线”。 

接着，为加工弹簧而进行冷卷绕加工，为得到强度、表面硬度而进行氮化处理。如此作为“弹簧”被制品化。 

首先，对本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线及其原材料即高强度 弹簧用拉伸前钢线的成分进行说明。这里，有关成分的％，除有特别记载时以外，表示质量％。 

C：0.67％以上且低于0.9％ 

C是对钢材强度产生大的影响，并有助于生成残留奥氏体的重要元素。在本发明中，为得到足够的强度，将C量的下限值规定为0.67％以上。为提高强度，优选将C量规定为0.70％以上。更优选规定为0.75％以上。 

另一方面，如果C量达到0.9％以上，则为过共析，粗大的渗碳体大量析出，韧性显著降低。此外，如果C量过剩，则生成粗大的球状碳化物，损害卷绕性。所以，将C量的上限规定为低于0.9％。从抑制球状碳化物生成的观点出发，C量的上限优选为0.85％，如果为0.80％则更优选。 

Si：2.0～3.5％ 

Si是改善钢的抗回火软化性及弹簧的弹性减衰特性的重要元素，为了得到这些效果，添加2.0％以上是必要的。此外，Si对于渗碳体的球状化及微细化也是有效的，为了抑制粗大的球状碳化物的生成，优选添加2.1％以上的Si。在进行了氮化处理等使表层硬化的处理后，为了提高内部硬度，更优选添加2.2％以上的Si。另外，从与Cr的平衡出发，更优选将Si规定为2.3％以上。也有时将Si规定为3.0％以上。 

另一方面，如果过剩地添加Si，则钢线硬化、脆化，因此将Si量的上限规定为3.5％以下。从防止脆化的观点出发，优选将上限规定为3.4％，更优选规定为3.3％以下。 

Mn：0.5～1.2％ 

Mn对于提高淬火性，稳定地确保残留奥氏体量是重要元素。在本发明中，为了提高钢线的抗拉强度，确保残留奥氏体，添加0.5％以上的Mn是必要的，优选为0.65％以上，更优选为0.70％以上。 

另一方面，如果过剩地添加Mn，则残留奥氏体增加，在加工时，生成加工诱变马氏体，损害冷卷绕性。为了防止因添加过剩的Mn而导致的脆化，将Mn量的上限规定为1.2％以下，优选为1.1％以下，更优选为1.0％以下。 

Cr：1.3～2.5％ 

Cr对于提高淬火性及抗回火软化性是有效的元素，为了得到这些效果，添加1.3％以上的Cr是必要的。在进行氮化处理的情况下，通过添加Cr能 够使氮化形成的硬化层加深。所以，在赋予利用氮化的硬化和氮化温度下的抗软化性的情况下，优选添加超过1.5％的Cr，更优选添加1.7％以上。 

另一方面，如果Cr量过剩，则不仅制造成本增高，而且妨碍碳化物的溶解，使未溶解的球状碳化物增多，损害卷绕性，因此将Cr量的上限规定为2.5％以下。此外，在C量多时，为了抑制粗大的渗碳体的生成，优选将Cr量抑制在2％以下。另外，为了使强度和卷绕性兼顾，优选将Cr量的上限规定为1.8％以下。 

N：0.003～0.007％ 

N在本发明中是与钢中作为杂质含有的Al等形成氮化物的元素。为了利用微细的氮化物，使原奥氏体微细化，含有0.003％以上的N是必要的。另一方面，如果N量过剩，则氮化物粗大化，冷卷绕性或疲劳特性降低。所以，将N量的上限规定为0.007％以下。此外，如果考虑到热处理等的容易性，则N量优选为0.005％以下。 

P：0.025％以下 

P是杂质，使钢硬化、产生偏析、使钢脆化，因而将P量的上限限制在0.025％以下。此外，在原奥氏体晶界偏析的P使韧性或耐延迟断裂特性等降低，因此优选将P量的上限限制在0.015％以下。另外，在钢线的抗拉强度超过2150MPa的情况下，优选将P量限制在低于0.010％。 

S：0.025％以下 

S也是杂质，如果存在于钢中则使钢脆化，因此将S量的上限限制在0.025％以下。对于抑制S的影响，添加Mn是有效的。可是，MnS是夹杂物，特别是在高强度钢中，有时MnS成为断裂的起点。所以，要抑制断裂的发生，优选将S量的上限限制在0.015％以下。另外，在高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度超过2150MPa的情况下，优选将S量限制在低于0.01％。 

Al：0.0005～0.003％ 

Al是脱氧元素，影响氧化物的生成，如果生成硬质的氧化物，则疲劳耐久性降低。特别是，在高强度弹簧中，如果过剩地添加Al，则疲劳强度出现偏差，损害稳定性。在本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线中，如果Al量超过0.003％，则起因于夹杂物的断裂发生率增高，因此将Al量限 制在0.003％以下。Al量的上限值优选为0.0028％，更优选为0.0025％。 

另一方面，如果Al量低于0.0005％则容易产生二氧化硅系硬质氧化物。因此，将Al量规定为0.0005％以上。Al量的下限值优选为0.0007％，更优选为0.0008％，进一步优选将Al量规定为0.001％以上。 

接着，对成为本发明的要点的Si和Cr的关系进行论述。已知Si和Cr两者对于弹簧钢的高强度化都是重要的。可是过剩的添加产生弊端。 

0.3％≤Si-Cr≤1.2％ 

如果Si量超过规定量则脆化严重，不仅损害卷绕时的加工性，而且中间工序中的脱碳变得激烈。因此，在最终制品的弹簧中表层硬度降低，耐久性下降。此外，因无规则地产生脱碳部分而损害弹簧制品的强度的稳定性。在Si量小于规定量的情况下，强度下降，而且弹性减衰特性不充分。此现象在氮化后的硬度中也出现，表层、内部都不能确保充分的硬度。 

可是，通过钢中渗碳体，Si和Cr的关系是重要的。即Si是使渗碳体不稳定化的元素，在大量添加Cr等使渗碳体稳定化的元素的情况下，具有加热时促进渗碳体的固溶的效果。所以，尽管添加大量Cr，但是在Si添加量少的情况下，未溶解的球状碳化物的量增大，使加工性显著降低。本发明人等发现，能够以钢中的Si含量(质量％)和Cr含量(质量％)的差额，即Si-Cr量为标准。即，在Si-Cr的值小于0.3％的情况下，Cr量相对增多，容易残留未溶解的球状碳化物。另一方面，在超过1.2％的情况下，Si相对过剩，容易引起脆化及脱碳等弊端。所以，优选将Si-Cr的值规定为0.3～1.2％。 

从抑制碳化物的生成的观点出发，Si-Cr量大的一方能够抑制未溶解碳化物，但如果工业上Si过多，则氮化形成的硬化层深度容易变浅。因此，如果考虑到未溶解的球状碳化物行为和氮化形成的硬化层，优选为Si-Cr≤0.9％，更优选为Si-Cr≤0.75％。此外，从相对减少Cr量，减少未溶解的球状碳化物的残留的观点出发，其下限优选为0.35≤Si-Cr，更优选为0.4≤Si-Cr。 

接着，对任意选择性地添加的成分进行说明。 

V：0.03～0.10％ 

V是生成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素。当量圆直径低于0.2μm 的微细的V的氮化物、碳化物、碳氮化物对原奥氏体的微细化是有效的。此外，也可利用于氮化处理形成的表层硬化。可是，另一方面，由于容易生成未溶解的碳化物或氮化物，因此即使抑制了氮(N)，也需要高精度地控制其析出。 

因此，在本发明中，不积极添加V。 

为得到所述的添加V的效果，能够微量添加V。为得到这些效果，优选添加0.03％以上的V。优选为0.035％以上，如果在0.04％以上则更优选。 

另一方面，如果添加V超过0.10％，则生成粗大的球状碳化物，损害冷卷绕性及弹簧的疲劳特性。所以，优选将V含量规定为0.1％以下。此外，通过添加V，在拉伸加工前，容易产生成为裂纹或拉伸时的断线的原因的过冷组织。因此，优选将V量的上限规定为0.09％以下，更优选规定为0.08％以下，进一步优选规定为0.05％以下。特别是在添加微量的Nb的情况下，优选使V的添加量在0.05％以下。此外，V与Mn同样是对残留奥氏体的生成有较大影响的元素，因此与Mn量一同精密地控制V量是必要的。 

Nb：0.015％以下 

Nb是在钢中生成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素，有时可通过它们的析出物用于控制奥氏体粒径等。可是，同时过剩的添加使热延展性降低，在轧制或热锻造中容易产生裂纹。因此必须避免过剩地添加。 

添加Nb的目的是为了控制N量，不是利用析出物的直接的材质控制。阀簧等弹簧可通过在淬火回火后进行冷卷绕来制造，但此时，固溶氮妨碍冷变形，使其极限应变降低。因此，损害卷绕性。因而通过添加Nb，在高温下生成氮化物，具有使钢基体的钢中固溶氮降低、提高冷加工性的效果。 

此外，Nb的微量添加对于抑制作为不可避免的杂质混入的V等的未溶解的球状碳化物也具有效果。V是用于提高氮化时的抗回火软化性或最表层硬度的有效的元素。可是，如果其添加量增多，则在用于制造高强度弹簧用拉伸热处理钢线的铅浴淬火或淬火等用于形成奥氏体相的加热中，V氮化物、V碳化物、V碳氮化物多不能充分固溶。V的未溶解的球状碳化物通常以高温时生成的V系氮化物为核进行生长，结果有时残留未溶解的球状碳化物，损害卷绕性。因此，在尽量抑制未溶解的球状碳化物的情况下，有必要抑制V的添加量，在本发明中，不强行将V作为必需元素。 

与此相对，Nb与V相比在高温下生成氮化物。因此在炼钢工序中通过添加Nb可抑制V氮化物的生成。即在V固溶、不生成氮化物的高温区Nb生成氮化物。另外，在生成V氮化物的高温下，Nb消耗氮，因而即使在被冷却的情况下也难生成V氮化物。因此Nb的微量添加在较多添加V的情况下，对于抑制未溶解的球状碳化物和确保卷绕性是特别有效的。 

如果Nb添加量超过0.015％则损害热延展性，容易产生轧制时发生缺陷等弊端。因此，将添加量规定为0.015％以下。优选为0.010％以下，更优选0.005％以下，进一步优选为低于0.001％。 

另一方面，Nb的控制弹簧钢的N量的效果从0.0005％开始表现出来，因此在添加Nb时，优选添加0.0005％以上。此外，在添加V时等，添加微量Nb更具有效果，其范围优选0.003～0.012％的范围。更优选0.005～0.009％的范围％，即使在0.005～0.001％也可得到其效果。 

1.4％≤Cr+V≤2.6％ 

在本发明中，不积极地添加V。可是，如上所述微量V的添加影响原奥氏体的微细化或残留奥氏体的生成。对于V，能够以通过精密控制Cr和V的添加量的和来使氮化后的表层硬度和内部硬度适合于高强度弹簧的方式进行高强度化。 

Cr和V两者都是通过在弹簧卷绕后进行的退火或氮化等形成的、加热也不软化的所谓赋予抗回火软化性的元素。特别是通过在氮化中在表层的氮化部使氮化物析出，使表面硬度提高，氮化效果增大。此外氮化即使在没有扩散到的内部也抑制碳化物的分解。此外，还具有通过析出碳化物抑制软化的效果。另一方面，两者都是容易生成未溶解的球状碳化物的元素。Cr在渗碳体中固溶，为增加其稳定性而在应使渗碳体固溶的加热工序(铅浴淬火中的加热、淬火时的加热)中抑制渗碳体的固溶，因而其多以未溶解的球状碳化物的形式残留。此外V由于其析出物的固溶温度与钢的A3点相比为高温，因此容易以未溶解的球状碳化物的形式残留。 

如果Cr和V的含量的合计即Cr+V低于1.4％，则作为高强度弹簧的表层硬度低于HV750，内部硬度也低于HV570。因此Cr+V优选为1.4％以上，更优选为1.5％以上。另一方面，Cr+V超过2.6％的过剩的添加因未溶解的球状碳化物残留较多而损害卷绕性，所以将2.6％作为上限。此外， Cr+V优选为2％以下，更优选为1.8％以下。 

0.7％≤Mn+V≤1.3％ 

Mn和V是提高淬火性的元素，对残留奥氏体的生成的影响也较大。在Mn比规定多的情况下，使残留奥氏体残留较多。所以，Mn和作为不可避免的杂质混入的V的两者的和直接影响奥氏体行为，如果它们超过规定，则残留奥氏体量增多，不仅影响加工性，而且对屈服点也有较大的影响，不能确保充分的耐久性。 

因此，在本发明中，将Mn及V的含量的合计Mn+V规定为0.7～1.3％。要确保以体积率计超过6％的残留奥氏体量，使Mn+V的下限值在0.7％以上是必要的。 

其结果是，通过相变诱发塑性，延展性提高，能够确保冷卷绕性。另一方面，要使残留奥氏体以体积率计在15％以下，使Mn+V的上限值在1.3％以下是必要的。由此，可抑制冷卷绕时的硬伤造成的加工诱变马氏体的生成，能够防止局部的脆化。 

Mo：0.05～0.30％ 

Mo是提高淬火性的元素，此外，对于提高抗回火软化性也是非常有效的。在本发明中，特别是为了进一步提高抗回火软化性，能够添加0.05％以上的Mo。此外，Mo也是在钢中生成Mo系碳化物的元素，Mo系碳化物析出的温度比V等的碳化物低。因此，适量的Mo的添加对于抑制碳化物的粗大化也有效，优选添加0.10％以上的Mo。另一方面，如果Mo的添加量超过0.30％，则在热轧或拉伸加工前的铅浴淬火等中容易产生过冷组织。所以，为了抑制成为裂纹或拉伸时的断线的原因的过冷组织的生成，将Mo量的上限规定为0.30％以下，优选规定为0.25％以下。此外，如果Mo量多，则在铅浴淬火处理中，直到珠光体相变结束的时间延长，因而使Mo量在0.20％以下，另外为了缩短铅浴淬火时间，使珠光体相变稳定地结束，优选使Mo量在0.15％以下。 

W：0.05～0.30％ 

W与Mo同样，是对提高淬火性及抗回火软化性有效的元素，且是在钢中以碳化物的形式析出的元素。在本发明中，特别是为了提高抗回火软化性，添加0.05％以上的W。 

另一方面，如果过剩地添加W，则生成成为裂纹或拉伸时的断线的原因的过冷组织，因而使W量在0.30％以下是必要的。 

另外，如果考虑到热处理的容易性等，则W量优选为0.1～0.2％，更优选为0.13～0.18％。 

0.05％≤Mo+W≤0.5％ 

Mo及W是对提高抗回火软化性有效的元素。如果两者复合地添加，则与单独添加Mo、W相比，可抑制碳化物的生长，能够显著提高抗回火软化性。特别是为了提高加热至500℃时的抗回火软化性，使Mo+W为0.05％以上、优选为0.15％以上是必要的。 

另一方面，如果Mo+W超过0.5％，则在热轧或拉伸加工前的铅浴淬火等中产生马氏体或贝氏体等所谓过冷组织，为了抑制成为裂纹或拉伸时的断线的原因的过冷组织的生成，将Mo+W的上限规定为0.5％以下，优选为0.35％以下。 

接着，对Mg、Ca、Zr进行说明。 

Mg：0.002％以下 

Mg在温度比MnS生成温度高的钢水中生成氧化物，在生成MnS时已经存在于钢水中。所以，能够作为MnS的析出核使用，从而能够控制MnS的分布。此外，关于其个数分布，由于Mg系氧化物比以往钢中多见的Si、Al系氧化物更微细地分散在钢水中，因而以Mg系氧化物为核的MnS可微细地分散在钢中。所以，即使是相同的S含量，MnS分布也因Mg的有无而不同，通过添加它们使MnS粒径更微细。通过使MnS微细分散，能够使MnS的疲劳等成为断裂起点的作用无害化。即使是微量也可充分得到其效果，Mg的添加优选为0.0002％以上，更优选0.0005％以上。 

可是，在添加超过0.001％时，难以在钢水中残留，对氧化物组成也产生影响，作为疲劳起点的氧化物出现率增高，因此0.002％为上限。因而将Mg添加量的上限规定为0.002％。优选为0.0015％以下，另外在弹簧钢时，与其它结构用钢相比抑制了S添加量，因而如果考虑到成品率等，则优选为0.001％以下。此外在用于高强度阀簧的情况下，夹杂物敏感性高，因此Mg通过MnS分布等效果，对提高耐蚀性、延迟断裂性及防止轧制裂纹等也具有效果，优选尽量添加，因而优选将添加量控制在0.0002～0.001％的 非常窄的范围内。 

Ca：0.002％以下 

Ca是氧化物及硫化物的生成元素。在弹簧钢中通过使MnS球状化，能够抑制作为疲劳等的断裂起点的MnS的长度，使其无害化。其效果与Mg类似，优选添加0.0002％以上。此外即使添加超过0.002％，不仅成品率差，而且生成氧化物或CaS等硫化物，制造上麻烦或弹簧的疲劳耐久特性降低，因而规定为0.002％以下。该添加量在用于高强度阀簧时，夹杂物敏感性高，因而优选为0.0015％以下，更优选为0.001％以下。 

Zr：0.003％以下 

Zr是氧化物、硫化物及氮化物的生成元素。在弹簧钢中使氧化物微细地分散，因而与Mg同样，能够成为MnS的析出核，使MnS微细地分散。从而提高疲劳耐久性，此外，通过增加延展性可提高卷绕性。优选添加0.0002％以上。此外即使添加超过0.003％，不仅成品率差，而且生成氧化物或ZrN、ZrS等氮化物、硫化物，制造上麻烦或弹簧的疲劳耐久特性降低，因此规定为0.003％以下。在该添加量优选为0.0025％以下，而且用于高强度阀簧的情况下，还具有通过控制硫化物提高卷绕性的效果，因而优选添加，但为了使对夹杂物尺寸的影响在最小限度，优选抑制在0.0015％以下。 

再有，以上所述的任意添加成分即使微量含有，也不损害由本发明的基本成分构成的钢线的效果。 

接着，对本发明的高强度弹簧用钢线的金属组织进行说明。 

未溶解的球状碳化物 

未溶解的球状碳化物在高强度弹簧用钢线中，对于确保强度起到重要的作用。相反，未溶解的球状碳化物的存在使卷绕性恶化，而且粗大的碳化物还使疲劳特性恶化。所以，在卷绕时抑制未溶解的球状碳化物，且在最终氮化处理后使微细碳化物均匀分散，对于解决本发明的课题是不可缺的。 

本发明的高强度弹簧用钢线的特征是：其未溶解的球状碳化物的长径为0.2μm以下，也就是说抑制了粗大化。该未溶解的球状碳化物在线材轧制后(即拉伸前钢线中)就已经存在。 

该未溶解的球状碳化物在其后的热处理(铅浴淬火、拉伸时的加工发 热、淬火回火工序)中难以固溶。当然，有时在这些热处理工序中生长、粗大化。即拉伸前钢线中的未溶解的球状碳化物有时成为本身粗大化的核。 

因此，为了对热处理后的钢线(热处理钢线)的粗大化的未溶解的球状碳化物进行限制，尽量减小拉伸前钢线中存在的未溶解的球状碳化物是重要的。由以上得知，未溶解的球状碳化物的规定不仅在本发明的高强度弹簧用拉伸前钢线中，而且在高强度弹簧用拉伸热处理钢线中也具有重要的意义。 

本发明的高强度弹簧用钢线为了提高强度，除了C以外还加入Mn、Cr，而且还添加Mo、W等所谓合金元素。在大量添加C、特别是Cr等形成氮化物、碳化物、碳氮化物的合金元素的情况下，球状的渗碳体系碳化物及合金系碳化物容易残留在钢中。球状的渗碳体系碳化物及合金系碳化物为在热轧加热时在钢中不固溶的未溶解的球状碳化物。 

再有，在本发明中，将球状的合金系碳化物及球状的渗碳体系碳化物统称为球状碳化物。在钢中，存在与回火马氏体的针状组织对应的针状碳化物，但在本发明的球状碳化物中不含该针状碳化物。该针状碳化物是在淬火后立即不存在、在回火过程中析出的碳化物。该回火马氏体组织为适合兼顾强度和韧性、加工性的组织，为针状，在某种意义上讲即使在碳化物中这也是理想的形态。 

严格地讲，如果纵横尺寸比为2以上的碳化物(针状碳化物)也变得粗大，则有对加工性产生弊端的可能性。可是，现实上针状碳化物粗大是回火温度高、或回火时的保持时间极端长的结果。对其性能的影响，使强度、硬度不足，在与未溶解的球状碳化物不同的面产生弊端。在作为本发明的对象的强度为2100MPa左右的钢线中，没有产生粗大的针状碳化物。所以，在本发明中针状碳化物不作为对象。如前所述，通常析出的碳化物为未溶解，但在本发明中强行冠以“未溶解”。只是强调未溶解，在本发明中“未溶解的球状碳化物”、“球状碳化物”都为同义。 

对于未溶解的球状碳化物，如果对从高强度弹簧用拉伸前钢线或拉伸热处理钢线采集的试样进行镜面研磨，实施利用苦醛的腐蚀或电解腐蚀等，则可用扫描式电子显微镜(SEM)进行观察。此外，也能够用透射式电子显微镜(TEM)的复制试样(replica)法进行观察。 

图1中示出用SEM观察电解腐蚀后的试样的组织照片的一例子。在图1的组织照片中，在钢中发现基体的针状组织和球状组织这两种组织。其中，针状组织为通过淬火回火而生成的回火马氏体。另一方面，球状组织为通过热轧的加热在钢中不固溶的、通过油回火处理或利用高频处理的淬火回火形成球状化的碳化物(未溶解的球状碳化物)1。沿着图1中的箭头的尖端可观察到球状碳化物。 

未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm 

在本发明中，未溶解的球状碳化物对高强度弹簧用拉伸热处理钢线的特性施加影响，因而按以下控制尺寸。再有，在本发明中，与以往技术相比，对更微细的球状碳化物进行了规定，谋求更高的性能和加工性的兼顾。当量圆直径低于0.2μm的球状碳化物用于确保钢的强度、抗回火软化性是非常有效的。 

另一方面，当量圆直径为0.2μm以上的球状碳化物不有助于强度或抗回火软化性的提高，使冷卷绕性劣化。因此，本发明的特征是不产生当量圆直径为0.2μm以上的球状碳化物。 

本发明的拉伸前钢线及拉伸热处理钢线的特征是，未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。因此，能够在确保强度的同时确保加工性。 

如上所述，对于拉伸前钢线，其后有必要进行铅浴淬火或拉伸加热、淬火回火等热处理，因而有未溶解的球状碳化物生长、粗大化的可能性。因此优选拉伸前钢线中的未溶解的球状碳化物的当量圆直径小于0.2μm。 

从发明人等的实验结果确认：能够使拉伸前钢线的未溶碳化物的当量圆直径在0.18μm以下。此外，还确认：如果将钢坯加热温度规定为1250℃以上，则能够使未溶碳化物的当量圆直径在0.15μm以下。 

这里，对球状碳化物的当量圆直径及存在密度的测定方法进行说明。对从高强度弹簧用钢线采集的试样进行研磨、电解腐蚀。再有，关于观察部位，为了能够排除脱碳或中心偏析等特殊的状况，随意观察热处理线材(钢线)的半径的中央附近，即所谓1/2R部。此外，测定面积为300μm²以上。在电解腐蚀中，电解液(乙酰丙酮10质量％、四甲基氯化铵1质量质量％、剩余成分为甲醇的混合液)中将样品作为阳极、将铂作为阴极，采用低电位的电流发生装置，通过电解作用腐蚀样品表面。电位在-50～- 200mV vs SCE的范围，以适合样品的电位恒定。对于本发明的钢线，优选恒定在-100mV vs SCE。 

关于通电量，能够通过试样的总表面积×0.133[c/cm²]来求出。再有，在将试样埋入树脂中的情况下，不仅研磨面，还加上树脂内的试样面的面积，算出试样的总表面积。通电开始后在保持10秒钟后，停止通电，进行清洗。 

然后，用SEM观察试样，摄影球状碳化物的组织照片。用SEM较白地观察到的、最大直径(长径)和最小直径(短径)的比(纵横尺寸比)为2以下的组织为球状碳化物。SEM的摄影倍率为1000倍以上，优选为5000～20000倍。关于其测定部位，避开中心偏析部，在从线材表面到0.5～1mm左右深度的位置随意选择10个视野进行。对如此摄影的SEM组织照片进行图像处理，对测定视野内见到的球状碳化物的最小直径(短径)及最大直径(长径)进行测定，算出当量圆直径。关于当量圆直径，对作为对象的未溶解碳化物进行图像处理，从而算出视野中的面积，换算成其相同面积的圆，将此时的直径作为当量圆直径。此外，还能够对测定视野内见到的当量圆直径为0.2μm以上的球状碳化物的存在密度进行测定。 

高强度弹簧用拉伸前钢线及拉伸热处理钢线的金属组织 

本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线的金属组织以体积率计由超过6％且在15％以下的残留奥氏体和剩余的回火马氏体构成，容许有微量的夹杂物。所谓微量夹杂物为氧化物、硫化物，氧化物相当于Al或Si等的脱氧产物，硫化物相当于MnS或CaS等。此外，在剩余的回火马氏体组织中，也含有微量的未溶解的球状碳化物。 

组织中的原奥氏体粒度号为10号以上，球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。 

此外，在本发明的高强度弹簧用拉伸前钢线的金属组织中，珠光体组织占90％以上。优选为95％以上，更优选为98％以上，理想的是大致100％为珠光体组织。 

原奥氏体粒度号：10号以上 

本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线以回火马氏体作为主要组织，原奥氏体粒度对特性有较大影响。即，如果使原奥氏体的粒径微细，则通 过细粒化的效果，疲劳特性或卷绕性提高。在本发明中，为了得到充分的疲劳特性或卷绕性，而将原奥氏体粒度号规定为10号以上。 

原奥氏体的微细化对高强度弹簧用拉伸热处理钢线的特性的提高特别有效，优选将原奥氏体粒度号规定为11号，更优选规定为12号以上。要使原奥氏体的粒径微细，降低淬火的加热温度是有效的。再有，原奥氏体粒度号可按照JIS G 0551进行测定。实质上只要将淬火时的加热温度规定为低温，且进行短时间处理，就能够使原奥氏体粒径微细，但不合适的低温、短时间处理不仅增加未溶解的球状碳化物，而且奥氏体化本身也不充分，还有时成为双相区淬火，有时反而使卷绕性或疲劳特性降低。因此，通常，13.5号为上限。 

残留奥氏体：超过6％且小于等于15％(体积率) 

淬火回火后的高强度弹簧用拉伸热处理钢线中的显微组织包含回火马氏体和残留奥氏体及微量的体积分率的夹杂物(这里，析出物也包括在夹杂物中来表示)。残留奥氏体对于冷卷绕性的提高是有效的。在本发明中为了确保冷卷绕性，将残留奥氏体的体积率规定为超过6％。优选为7％以上，更优选为8％以上。 

另一方面，如果残留奥氏体以体积率计超过15％，则因通过加工诱变相变而生成的马氏体，使冷卷绕特性降低。所以，将残留奥氏体的体积率规定为15％以下。优选为14％以下，更优选12％以下。 

残留奥氏体的体积率可通过X射线衍射法或磁测定法求出。其中，磁测定法能够简便地测定残留奥氏体的体积率，因此是优选的测定方法。其中，虽测定体积率，但得到的数值与面积率为相同值。 

再有，残留奥氏体与回火马氏体相比为软质，因而使屈服点降低。此外，通过相变诱发塑性使延展性提高，因而非常有助于冷卷绕性的提高。另一方面，残留奥氏体多残留在被偏析部、原奥氏体晶界或亚晶粒夹着的区域附近，因而通过加工诱变相变而生成的马氏体(加工诱变马氏体)成为断裂的起点。此外，如果残留奥氏体增加，则回火马氏体相对减少。 

因此，以往残留奥氏体造成的强度及冷卷绕性的降低成为了问题。可是，在超过2000MPa的高强度钢线中，C、Si、Mn、Cr等的添加量增高，因而对于提高冷卷绕性，利用残留奥氏体是非常有效的。此外，最近，通 过高精度的弹簧加工技术，即使因弹簧成形时生成的加工诱变马氏体，局部生成高硬度部，也可抑制卷绕特性的劣化。 

接着，对本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线的机械特性进行说明。 

为了谋求弹簧的小型化或轻量化，高强度化是有效的，此外，作为弹簧要求优良的疲劳强度。在本发明中，高强度弹簧可通过对原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线进行弯曲加工形成所希望的形状，实施氮化处理、喷丸硬化等使表面硬化的处理来制造。在氮化处理中，由于加热到500℃左右，因此弹簧有时比原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线软化。 

所以，为了使弹簧高强度化，提高疲劳特性，需要确保原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度。此外，为了将高强度弹簧用拉伸热处理钢线加工成所希望形状的弹簧而要求冷卷绕性，因而限制抗拉强度的上限是必要的。 

抗拉强度：2100～2400MPa 

如果高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度高，则能够提高实施了氮化处理等使表面硬化的处理的弹簧的疲劳特性及弹性减衰特性。在本发明中，为了提高弹簧的疲劳特性及弹性减衰特性，而将高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度规定为2100MPa以上。 

此外，高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度越高，弹簧的疲劳特性越提高，因而优选将高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度规定为2200MPa以上，更优选规定为2250MPa以上。 

另一方面，如果高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度过高，则冷卷绕性降低，因而将抗拉强度规定为2400MPa以下。 

屈服点(没有发现屈服点时为0.2％屈服强度)：1600～1980MPa 

在本发明中，所谓高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服强度或屈服点，在单轴拉伸试验中，在应力-应变曲线上发现屈服点时为上屈服点，在没有发现屈服点时为0.2％屈服强度。为了确保因重复应力而弹性变形的弹簧的强度或耐弹性减衰性，优选提高屈服点。为了提高弹簧的屈服点，优选提高原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服点。 

另一方面，如果高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服点提高，则有时损害冷卷绕性。所以，对于高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服点，为了 确保弹簧的强度或耐弹性减衰性，优选为1600MPa以上。 

另外，为了赋予高的耐久性，优选为1700MPa以上。 

另一方面，如果屈服点超过1980MPa，则有时损害冷卷绕性，因而优选将屈服点规定为1980MPa以下。再有，为了在短时间的淬火回火后立即提高具有相同抗拉强度的原材料的高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服点，优选使残留奥氏体的体积率降低。 

在500℃保持1小时的氮化处理后的维氏硬度：表层硬度HV≥750、内部硬度HV≥570 

高强度弹簧，在氮化处理时表层硬度提高，但内部软化。例如在500℃的气体软氮化中，以往如果加热温度达到500℃，则难以抑制高强度弹簧用拉伸热处理钢线内部的软化。本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线抗回火软化性优良，能够确保500℃加热后的弹簧的疲劳特性及弹性减衰性。在本发明中，对气体软氮化后的表层硬度和内部硬度进行规定。 

将表层硬度按从表层到50～100μm深度的显微维氏硬度规定为750以上。在低于750时表层硬度不足，疲劳耐久性也劣化，因而不能充分赋予喷丸硬化后的残余应力。表层硬度优选为780以上。 

另一方面，关于内部硬度，维氏硬度的测定因淬火时钢线的表层的温度有时高于内部，因而优选在从表面到500μm深度的位置进行。为了确保弹簧的疲劳特性及弹性减衰性，在500℃保持1小时的加热处理后的维氏硬度只要在570以上就可以，更优选规定为575以上。 

再有，在500℃保持1小时的加热处理后的维氏硬度的上限没有特别规定，但不超过加热处理前的维氏硬度，因此通常为783以下。 

另外，在以本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线作为原材料制造高强度弹簧时，通过喷丸硬化或氮化处理等使表层硬化。另一方面，从高强度弹簧的表面到500μm深度位置的维氏硬度(内部硬度)受氮化处理时的加热的影响。所以，在实际制造弹簧时，内部硬度根据氮化处理的温度而变动。 

再有，在以本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线作为原材料制造高强度弹簧时，实施冷卷绕及氮化处理。因此，高强度弹簧的从表面到500μm深度位置的残留奥氏体，与原材料即高强度弹簧用拉伸热处理钢线相比减 少少许。 

可是，认为成分组成、球状碳化物、原奥氏体晶粒度受冷卷绕及氮化处理的影响小。所以，以本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线作为原材料的高强度弹簧的成分组成、球状碳化物、原奥氏体晶粒度，为与本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线的成分组成、球状碳化物、原奥氏体晶粒度同等的程度。 

接着，对本发明的高强度弹簧用拉伸热处理钢线的制造方法进行说明。 

对调整到规定成分的钢片(钢锭)进行轧制，制造尺寸减小的钢片(钢坯)。然后在将钢坯加热后进行热轧，形成高强度弹簧用拉伸前钢线。在对该高强度弹簧用拉伸前钢线进行了铅浴淬火处理后，实施修整，进而进行用于使硬化层软质化的退火，在拉伸加工后实施淬火及回火，制造高强度弹簧用拉伸热处理钢线。铅浴淬火处理是使热轧后的钢线的组织成为铁素体、珠光体的热处理，为了在拉伸加工前使钢线软化而进行。在拉伸加工后，实施油回火处理或高频处理等淬火及回火，调整钢线的组织及特性。 

在本发明的高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法中，重要的是设定用于防止球状碳化物粗大化的工艺。 

特别是在含有本发明这样的高C以及高Cr的情况下，非常重要的是以轧制前的钢片的状态充分加热，使钢中的偏析缓和，同时使内部的粗大的碳化物(合金碳化物或渗碳体)固溶，谋求材质的均质化。为了防止粗大的球状碳化物的生成，使钢片中产生的粗大的碳化物在钢中固溶是必要的，另外，在钢中使其均匀扩散也是必要的。因此，优选提高加热温度。 

因而，最初，将铸造后的钢片(钢锭)的加热温度规定为1250℃以上。由此能够使未溶解的球状碳化物充分固溶。因此，在其后的轧制、铅浴淬火及淬火时的加热中，尽管因加热温度、加热时间不足容易残留未溶解的球状碳化物，但是由于初期使其充分固溶，因而可将未溶解的球状碳化物的尺寸抑制在低于0.2μm。钢锭加热温度优选为1270℃以上。 

接着，对通过轧制钢锭而制成的钢坯再进行热轧(线材轧制)，制造高强度弹簧用拉伸前钢线。此时，将钢坯的加热温度规定为1200℃以上。钢坯的加热温度也优选规定为1250℃以上。 

在从加热炉抽出后，温度降低，析出物生长。因此，在从加热炉抽出 后，优选在5分钟以内完成热轧。通过钢锭、钢坯的上述加热，钢中的粗大碳化物被均匀地扩散、固溶，在其后的析出时，能够均匀地微细析出。 

再有，在不经由钢坯而直接从钢锭轧制成钢线的情况下，将钢锭(钢片)的轧制前加热温度规定为1250℃以上，优选规定为1270℃以上。 

如上所述，为了抑制热处理后的钢线的未溶碳化物的粗大化，尽量减少拉伸前(即线材轧制后)存在的未溶解的碳化物，而且即使存在未溶解的碳化物，为了使其不容易粗大化，先使其直径微细化也是必要的。 

所以，在拉伸前的加热工序即轧制工序中，为了使碳化物固溶，预先充分提高钢锭加热温度或钢坯加热温度是重要的。由此能够将未溶解的球状碳化物的直径抑制在较小。关于弹簧钢的轧制，在将钢坯从加热炉抽出后直到轧制成Φ10mm左右的拉伸前原材料直径在几分钟内完成。因此，钢坯加热温度的影响最大，重要的是加热到1200℃以上。如果为1250℃以上则更优选，如果为1270℃以上则进一步优选。 

轧制后卷取成盘状，此时一般进行空气冷却。因此，通常，拉伸前钢线(线材轧制后的钢线)的显微组织因C量高而只由珠光体组织分数高的铁素体-珠光体或珠光体相构成。在如此的母材中存在未溶解的球状碳化物。 

未溶解的球状碳化物可通过用SEM观察研磨腐蚀过的显微镜检查样品来观察，未溶碳化物由于为球状，因此能够与含在母材的珠光体组织中的层状的渗碳体明确地区别并识别。当然，也可测定其大小。 

通过以上工序，可得到弹簧用拉伸前钢线(轧制线材)。 

热轧后，对弹簧用拉伸前钢线实施铅浴淬火。对于该铅浴淬火的加热温度，为了促进碳化物的固溶，优选规定为900℃以上。更优选930℃以上的高温，进一步优选为950℃以上。然后也可以在600℃以下实施铅浴淬火处理。在本发明的弹簧用拉伸前钢线中，铅浴淬火及拉伸的方法没有限定。只要是一般的钢线的铅浴淬火处理、拉伸方法，就能够与通常同样地实施。 

在根据所要求的线材直径或精度将拉伸工序省略的情况下，有时也将拉伸工序前的铅浴淬火工序省略。在此种情况下，通过使以下所述的淬火的加热温度高温化(例如970℃以上)，可促进未溶解的球状碳化物的固溶。 

拉伸加工后的淬火可通过加热至A₃点以上的温度来进行。为了促进碳化物的固溶，优选提高淬火的加热温度。在淬火时，为了抑制碳化物的生 长，优选将加热速度规定为10℃/秒以上，将A₃点以上的温度下的保持时间规定为1分钟～5分钟。为了抑制奥氏体晶粒的生长，优选缩短保持时间。关于淬火，为了促进马氏体相变，优选将冷却速度规定为50℃/秒以上，且冷却到100℃以下。 

淬火时的制冷剂优选温度低至100℃以下、进一步优选低至80℃以下的低温的制冷剂，但在本发明中，为了精密地控制残留奥氏体量，将制冷剂温度规定为40℃以上。制冷剂只要是油、水溶性淬火剂、水等可进行淬火的制冷剂，就不特别限定。此外冷却时间也可以如油回火处理或高频热处理一样缩短，优选避免延长用于极度减少残留奥氏体的低温下的保持时间或制冷剂温度向30℃以下的低温化。即优选淬火在5分钟以内结束。 

淬火后进行回火。关于回火，为了抑制碳化物的生长，优选将加热速度规定为10℃/秒以上，将保持时间规定为15分钟以下。保持温度根据成分和作为目标的强度而变动，但通常保持在400～500℃。 

通过冷卷绕将高强度弹簧用拉伸前钢线加工成所希望的弹簧形状，然后实施消除应力退火，进而通过实施氮化处理及喷丸硬化而制成弹簧。 

冷卷绕的钢线通过消除应力退火或氮化处理等被再加热。此时，内部软质化，因此作为弹簧的性能降低。特别是，在本发明中在500℃左右的高温下实施氮化处理，也可保持充分的硬度。其结果是，如果以本发明的高强度弹簧用拉伸前钢线作为原材料，则可使高强度弹簧的从表层到500μm深度的显微维氏硬度在HV575以上。再有，从弹簧的表层到500μm深度对显微维氏硬度进行测定，是为了对没有受到氮化处理及喷丸硬化导致的硬化的影响的母材的维氏硬度进行评价。 

实施例 

用10kg真空熔炼炉熔炼具有表1-1～4所示的成分的钢，然后铸造，制造了钢片。将这些真空熔炼材热锻造到Φ8mm。然后，将热锻造到Φ8mm的材料加热到1270℃×4hr。此外，用250ton的转炉精炼一部分试样，通过连续铸造制作钢锭，在加热到1270℃×4hr以上后，形成断面为160mm×160mm的钢坯。进而通过轧制形成Φ8mm的轧制线材。将轧制前的钢坯的加热温度规定为1200℃以上。 

为了形成容易拉伸的组织，对直径为8mm的拉伸前钢线(轧制线材)在拉伸前实施铅浴淬火。关于铅浴淬火中的加热温度，为了充分固溶碳化物等，优选加热到900℃以上，通过在930℃下加热后投入到600℃的流动层来进行铅浴淬火。铅浴淬火后通过拉伸加工，形成直径为4mm的拉伸材。如此，在高温下将钢锭加热后，通过尽可能地使轧制、铅浴淬火及淬火时的加热高温化，能够抑制未溶解的球状碳化物的生长，可将其尺寸抑制在0.2μm以下。 

为了调整铅浴淬火及拉伸的钢线的抗拉强度，实施淬火回火处理，制造了弹簧用拉伸前钢线。再有，对拉伸加工中产生断线的试样，不实施淬火回火处理。关于淬火回火处理，将拉伸加工过的钢线以10℃/秒以上的加热速度加热到950℃或1100℃(A₃点以上的温度)，在该加热到达温度保持4分钟～5分钟后，以达到50℃/秒以上的冷却速度的方式投入室温的水槽中，冷却到100℃以下。 

作为评价结果，示出断线状况、原奥氏体粒度号、残留奥氏体量(体积％)、碳化物的当量圆直径和存在密度、抗拉强度、0.2％屈服强度、缺口弯曲角度、平均疲劳强度及气体软氮化后的维氏硬度。 

作为合格的目标数值，以以往的高强度弹簧用钢线作为参考，如下所示。 

原奥氏体粒度号：10度以上 

残留奥氏体量(体积％)：20％以下 

球状碳化物的当量圆直径：0.2μm以下 

抗拉强度：2100MPa以上 

0.2％屈服强度：1800MPa以上 

屈服比：75％～95％ 

缺口弯曲角度：28度以上 

平均疲劳强度(中村式旋转弯曲强度)：900MPa以上、 

以气体软氮化后的维氏硬度计的内部硬度：590Hv以上 

以气体软氮化后的维氏硬度计的氮化层硬度：750Hv以上 

再有，在本发明的钢线中，有必要使强度和加工性(卷绕性)兼顾，因此如果屈服比过高，则加工性恶化。所以，优选将屈服比的上限规定为 90％，更优选将屈服比规定为88％以下。 

从得到的弹簧用拉伸热处理钢线采集试样，供于原奥氏体粒度、残留奥氏体的体积率、碳化物的评价，及拉伸试验、缺口弯曲试验、显微维氏硬度试验。再有，关于疲劳特性，作为模拟弹簧制造的处理(以下称为弹簧制造处理)，实施对加工后的弹簧实施的模拟氮化处理的气体软氮化处理(500℃、60分钟)、喷丸硬化(切制钢丝的直径为0.6mm、20分钟)及低温消除应力处理(180℃、20分钟)，从而进行评价。 

原奥氏体粒度号按照JIS G 0551进行了测定。碳化物的当量圆直径及存在密度通过采用实施了电解腐蚀的试样，摄制SEM组织照片，通过图像处理进行了测定。此外，残留奥氏体的体积率利用磁测定法进行了测定。 

疲劳试验为中村式旋转弯曲疲劳试验(利用2点支撑的重物使其弯曲，用电动机使其旋转，对线表面施加压缩及拉伸应力的疲劳试验)，将10根样品以50％以上的概率显示107个循环以上的寿命的最大负载应力作为平均疲劳强度。缺口弯曲试验为用于评价冷卷绕性的试验，按以下进行。 

采用图2所示的、前端的角度为120°的冲头2，在试验片上设置最大深度为30μm的槽(缺口)。再有，如图3所示，缺口4在试验片3的长度方向的中央部，与长度方向成直角地设置。接着，如图4所示，从缺口4的相反侧，通过负载用夹具6来负载压紧件5产生的最大拉伸应力的载荷P，施加3点弯曲变形。再有，将负载用夹具6的前端的曲率半径r规定为4.0mm，将支撑物间的距离L规定为L＝2r+3D。其中，D为试验片的直径。 

从缺口部继续施加弯曲变形直到断裂，如图5所示测定了断裂时的弯曲角度(缺口弯曲角度)。再有，在试验片分离时，接上断裂部，测定了缺口弯曲角度θ。在本发明中，将缺口弯曲角度为28°以上判断为冷卷绕性良好。 

关于氮化后的显微维氏硬度，将从表层到500μm以上的深度的硬度作为内部硬度，将从表层到50μm深度的显微维氏硬度作为氮化层硬度进行了评价。测定载荷为10g。 

上述试验结果示于表1-5～8。再有，在表1-5～8中，金属组织除残留奥氏体(γ)以外为回火马氏体和微量的夹杂物。此外，成分的剩余部分为铁及不可避免的杂质。 

关于拉伸前钢线（线材轧制后的钢线）的评价，只进行未溶解的球状碳化物的当量圆直径的评价。由于是在热处理前，因此即使进行机械特性或奥氏体粒度等的测定也没有多大意义。 

本发明的实施例1～47中，冷卷绕性的指标即缺口弯曲角度都在28゜以上，为良好，弹簧的耐久性的指标即中村式旋转弯曲疲劳强度（以下也简称为疲劳耐久性）及弹性减衰性及抗回火软化性的指标即氮化层硬度都优良。 

比较例48、49是C添加量偏离0.67%以上且低于0.9%的规定范围的例子，如果C超过规定（比较例48），则未溶解的球状碳化物增多，冷卷绕性的指标即缺口弯曲角度降低。另一方面，在C小于规定量（比较例49）的情况下，不能确保充分的抗拉强度。特别是氮化后的内部硬度降低，作为弹簧的疲劳耐久性（中村式旋转弯曲疲劳强度）或弹性减衰特性（氮化后内部硬度）劣化。 

比较例50、51是Si添加量偏离2.0～3.5%的规定范围的例子，如果Si超过规定，则基体脆化，损害加工性，即缺口弯曲角度降低。另一方面，在Si大于规定量的情况下，回火软化特性劣化，因此在利用氮化的加热后不能确保充分的强度。特别是氮化后的内部硬度和氮化层硬度降低。 

比较例52、53是Mn添加量偏离0.5～1.2%的规定范围的例子，如果Mn超过规定，则残留奥氏体增多，屈服强度降低，其疲劳耐久性（中村式旋转弯曲疲劳强度）劣化。另一方面，在Mn小于规定量的情况下，残留奥氏体过于降低，加工劣化，因而缺口弯曲角度降低。 

比较例54、55为Cr添加量偏离1.3～2.5%的规定范围的例子，如果Cr超过规定，则渗碳体稳定化，即使在高温下的钢片加热或淬火回火等中，未固溶碳化物也增加，使弹簧加工性大大降低。因此，缺口弯曲角度降低。另一方面，在Cr小于规定量的情况下，因通过利用氮化等的加热处理被软化等，所谓抗回火软化性不足，因而氮化层硬度降低。 

比较例56、57、58分别是Mo的添加量偏离0.05～0.30%的规定范围、W的添加量偏离0.05～0.30%的规定范围、Mo＋W的添加量偏离0.05～0.5%的规定范围而过剩地添加的例子，如果Mo及W超过规定，则在轧制冷却时或铅浴淬火等加热处理后产生马氏体或贝氏体等过冷组织，在搬送或拉伸时产生断线，不能实施测定试验。 

比较例59是过剩地添加V的例子，V是在钢中生成碳化物的元素，因 过剩的添加而产生以V为中心的未固溶碳化物，使加工性劣化，缺口弯曲角度降低。 

比较例60、61为与0.003～0.007%的规定范围相比过剩地含有N量的例子。该过剩的N使V、Nb等的氮化物或碳氮化物生成温度高温化，使以它们为核的碳化物等析出物粗大化。此外，在采用本发明这样的重复加热的情况下，该氮化物、碳氮化物、碳化物的固溶不完全，大量残留粗大的未溶解的球状碳化物。其结果是，损害加工性。为缺口弯曲角度降低的例子。 

比较例62、63是Nb添加量偏离0.015%以下的规定范围的例子，如果Nb超过规定，则显著损害热延展性，多发生轧制材的表面损伤，在拉伸中发生断线，不能进行测定试验。 

比较例64为Mn和V的添加量的和与本发明中说明的范围相比过剩的情况。钢线的残留奥氏体量比规定残留更多，在缺口弯曲试验中缺口部因应力诱变相变而硬化，使加工性降低。为缺口弯曲角度降低的例子。尽管能反复，在本发明中V为无添加，但有作为不可避免的杂质混入的V，因而是为了使该V无害化的限定。 

比较例65为Mn和V的添加量的和低于本发明中说明的范围的情况，残留奥氏体量比最佳范围少，因此加工性即缺口弯曲角度降低。 

比较例66为Cr和V的添加量的和与本发明中说明的范围相比过剩的情况，未溶解的球状碳化物过剩地残留，加工性即缺口弯曲角度降低。 

比较例67为Cr和V的添加量的和与本发明中说明的范围相比不足的情况，尽管加工性良好，但是氮化后的内部硬度和氮化层硬度不足，弹簧性能不良好。 

比较例68～70为Si量和Cr量的差（［Si%］－［Cr%］）偏离0.3～1.2%的规定范围，与Si量相比Cr量多的情况。如果Cr相对于Si量过剰，则未溶解的球状碳化物残留，加工性劣化，即缺口弯曲角度降低。 

同样比较例71、72为Si量和Cr量的差（［Si%］－［Cr%］）大于0.3～1.2%的规定范围的上限的情况，Si相对于Cr量大幅度过剰。在此种情况下，轧制材的表层脱碳层较大生长，在微量的表层修整等中不能充分除尽。因此疲劳耐久性（中村式旋转弯曲疲劳强度）差。 

比较例73、74分别是在钢坯加热温度1100℃下对发明例1、发明例23 的钢进行轧制的例子。在轧制初期残留未溶解的球状碳化物，其影响最终残存，因而加工性劣化，即缺口弯曲角度降低。 

发明例101～109为发明例1～5及20～23的拉伸前钢线的实施例。比较例110、111为将发明例101、106的钢坯加热温度规定为1100℃的例子。 

由于是对拉伸前钢线的评价，因而只通过未溶解的球状碳化物的最大当量圆直径进行评价。得知：如果钢坯加热温度高，则未溶解的球状碳化物的当量圆直径减小。 

产业上的可利用性 

本发明能够用于制造高强度弹簧用钢线。高强度弹簧材料能够在以汽车工业为代表的多种产业领域中应用。 

符号说明 

1球状碳化物 

2冲头 

3试验片 

4缺口 

5压紧件 

6负载用夹具 

P载荷 

L支撑物间的距离 

θ缺口弯曲角度 

Claims (14)

1.一种高强度弹簧用拉伸前钢线，其特征在于：

以质量%计，由C：0.67%以上且低于0.9%、Si：2.0～3.5%、Mn：0.5～1.2%、Cr：1.3～2.5%、N：0.003～0.007%、Al：0.0005%～0.003%和剩余部分的铁及不可避免的杂质构成，且Si和Cr满足下式：0.3%≤Si－Cr≤1.2%；

作为杂质的P、S为P：0.025%以下、S：0.025%以下；

而且，未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。

2.根据权利要求1所述的高强度弹簧用拉伸前钢线，其特征在于：

以质量%计，进一步含有V：0.03～0.10%、Nb：0.015%以下、Mo：0.05～0.30%、W：0.05～0.30%、Mg：0.002%以下、Ca：0.002%以下、Zr：0.003%以下中的1种或2种以上；

在含有V时，满足式：1.4%≤Cr＋V≤2.6%及0.70%≤Mn＋V≤1.3%；

在含有Mo和W时，满足式：0.05%≤Mo＋W≤0.5%。

3.一种高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：

以质量%计，由C：0.67%以上且低于0.9%、Si：2.0～3.5%、Mn：0.5～1.2%、Cr：1.3～2.5%、N：0.003～0.007%、Al：0.0005%～0.003%和剩余部分的铁及不可避免的杂质构成，且Si和Cr满足下式：0.3%≤Si－Cr≤1.2%；

作为杂质的P、S为P：0.025%以下、S：0.025%以下；

而且，作为金属组织，至少残留奥氏体以体积率计存在超过6%且为15%以下；

原奥氏体粒度号在10号以上；

未溶解的球状碳化物的当量圆直径低于0.2μm。

4.根据权利要求3所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：

以质量%计，进一步含有V：0.03～0.10%、Nb：0.015%以下、Mo：0.05～0.30%、W：0.05～0.30%、Mg：0.002%以下、Ca：0.002%以下、Zr：0.003%以下中的1种或2种以上；

在含有V时，满足式：1.4%≤Cr＋V≤2.6%及0.70%≤Mn＋V≤1.3%；

在含有Mo和W时，满足式：0.05%≤Mo＋W≤0.5%。

5.根据权利要求3或4所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：所述高强度弹簧用拉伸热处理钢线的抗拉强度为2100～2400MPa。

6.根据权利要求5所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：所述高强度弹簧用拉伸热处理钢线的屈服点为1600～1980MPa。

7.根据权利要求3或4所述的高强度弹簧用拉伸热处理钢线，其特征在于：通过对所述高强度弹簧用拉伸热处理钢线进行在500℃下保持1小时的软氮化处理，表层维氏硬度达到HV750以上，内部维氏硬度达到HV570以上。

8.一种高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法，其特征在于：

通过将钢锭加热到1250℃以上后实施热轧来制造钢坯，且通过将该钢坯加热到1200℃以上后实施热轧来制造拉伸前钢线；

其中，所述钢锭以质量%计，由C：0.67%以上且低于0.9%、Si：2.0～3.5%、Mn：0.5～1.2%、Cr：1.3～2.5%、N：0.003～0.007%、Al：0.0005%～0.003%和剩余部分的铁及不可避免的杂质构成，且Si和Cr满足下式：0.3%≤Si－Cr≤1.2%；

作为杂质的P、S为P：0.025%以下、S：0.025%以下。

9.根据权利要求8所述的高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法，其特征在于：

所述高强度弹簧用拉伸前钢线以质量%计，进一步含有V：0.03～0.10%、Nb：0.015%以下、Mo：0.05～0.30%、W：0.05～0.30%、Mg：0.002%以下、Ca：0.002%以下、Zr：0.003%以下中的1种或2种以上；

在含有V时，满足式：1.4%≤Cr＋V≤2.6%及0.70%≤Mn＋V≤1.3%；

在含有Mo和W时，满足式：0.05%≤Mo＋W≤0.5%。

10.一种高强度弹簧用拉伸前钢线的制造方法，其特征在于：将权利要求8或9所述的拉伸前钢线进一步加热到900℃以上，然后进行600℃以下的铅浴淬火处理。

11.一种高强度弹簧用热处理钢线的制造方法，其特征在于：在对权利要求8或9所述的拉伸前钢线进行了拉伸加工后，以10℃／秒以上的加热速度加热到A₃点以上的温度，在A₃点以上的温度下保持1分钟～5分钟后，以50℃／秒以上的冷却速度冷却到100℃以下。

12.一种高强度弹簧用热处理钢线的制造方法，其特征在于：在对权利要求10所述的拉伸前钢线进行了拉伸加工后，以10℃／秒以上的加热速度加热到A₃点以上的温度，在A₃点以上的温度下保持1分钟～5分钟后，以50℃／秒以上的冷却速度冷却到100℃以下。

13.根据权利要求11所述的高强度弹簧用热处理钢线的制造方法，其特征在于：进一步在400～500℃下保持15分钟以下进行回火处理。

14.根据权利要求12所述的高强度弹簧用热处理钢线的制造方法，其特征在于：进一步在400～500℃下保持15分钟以下进行回火处理。

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