JP4980496B2 - 高強度ばね用伸線熱処理鋼線および高強度ばね用伸線前鋼線 - Google Patents

Description

本発明は、冷間でコイリングされて製造される高強度ばねの素材として用いられる高強度ばね用伸線熱処理鋼線および伸線前鋼線に関するものである。

自動車のエンジンやクラッチ等に用いられるばねは、自動車の軽量化、高性能化に対応するため、要求性能が高度化し、さらに高い耐久性が求められてきている。そのため、その素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線にも高い素材強度が求められる。一般にこのような小型高強度ばねの製造では、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線を焼入れ焼戻しして高い素材強度を付与した高強度ばね用伸線熱処理鋼線としたのち、冷間でコイリング（冷間コイリング）してコイルばね形状とする。更に、歪取り焼鈍などの熱処理や、窒化処理が施されてコイルばねとして仕上げられる。そのため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線は高い強度だけではなく、冷間コイリングで折損しない高い加工性とコイリング後に施される焼鈍や窒化などの加熱熱処理による軟化の抑制、即ち、焼戻し軟化抵抗が要求される。

ばねには疲労特性が要求されるため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材とし、更に、窒化処理やショットピーニングによって、ばねの表層の硬さを高めている。ばねの耐久性には疲労特性とへたり特性がある。疲労特性には表層硬さが影響する。へたり特性（ばねが使用中にその負荷方向へ塑性変形を生じてしまう性質）には、表層硬さだけでなく、ばねの母材の硬度も大きく影響する。そのため、高強度ばね用鋼線には窒化後の表層硬さと窒化によって窒素が導入されない内部での焼戻し軟化抵抗が重要である。

更に、ばねを冷間コイリングで製造する場合、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線を製造する際に、急速加熱及び急速冷却が可能なオイルテンパー処理や高周波処理などを用いることができる。そのため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の旧オーステナイト粒径を小さくすることが可能であり、破壊特性に優れたばねが得られる。しかし、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の強度が高くなると、冷間コイリングでは、折損が発生し、ばね形状に成形できないこともある。

このような問題に対して、本発明者らの一部は、炭化物を制御し、旧オーステナイトを微細化し、強度と冷間コイリング性との両立を図った高強度ばね用伸線熱処理鋼線を提案した（特許文献１）。更に、残留オーステナイト及び炭化物を制御し、旧オーステナイトを微細化し、強度と冷間コイリング性との両立を図った高強度ばね用伸線熱処理鋼線を提案した（特許文献２〜特許文献４）。特に、破壊起点となる粗大な酸化物や炭化物の生成を抑制し、強度確保に必要とされるセメンタイト系の微細炭化物の分布を均一化することにより高強度ばね用伸線熱処理鋼線の疲労特性及び加工性の劣化を抑制したものである。

特許文献２は、微細球状炭化物（特にセメンタイト）の分布が希薄な領域の円相当径が２μｍ以上の球状炭化物希薄領域が力学特性に影響することに着目し、その領域を規定したものである。

特許文献３、特許文献４は、合金元素であるＶ添加による微細炭化物析出効果に着目し、窒素（Ｎ）含有量を制限して未溶解球状炭化物を抑制したものである。つまり、Ｖの炭化物・窒化物・炭窒化物の析出効果を利用したもので、焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層硬化に利用できる。さらに、析出物の生成によるオーステナイト粒径の粗大化抑制にも効果があり、Ｖ添加の効果は顕著である。しかし、未溶解の炭化物や窒化物が生成し易いため、窒素（Ｎ）を抑制したとしても、その析出制御は精度よく行う必要がある。

そこで、特許文献４は、最終的なばね性能に有効な析出Ｖ炭化物を極力多く得るため、未溶解球状炭化物と析出炭化物を定量的に比較し、その量で規定したものである。具体的には、定電位での電解液中のＶ炭化物残渣を計量し、フィルター通過Ｖ量（析出Ｖ量）と比較することを提案している。

特開２００２−１８０１９８号公報 特開２００６−１８３１３７号公報 特開２００６−３４２４００号公報 国際公開公報ＷＯ２００７／１１４４９１号

近年、高強度ばねの耐久性を高めるために、窒化による表層硬化が一般的となっており、さらにその窒化深さを深め、窒化時間を短縮するため処理温度の高温化が検討されている。そのため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線には、焼戻し軟化抵抗の更なる向上が要求されるようになった。
つまり、従来の高強度ばね用伸線熱処理鋼線よりも、さらに冷間コイリング性に優れ、５００℃で１時間保持された後であっても焼戻し軟化抵抗が優れ、内部の軟化を最低限に抑制するとともに、最表層の硬さを高めることが求められている。

上記した従来の高強度ばね用伸線熱処理鋼線は、疲労特性や加工性の向上のため微細炭化物の均一分散化はある程度確保されている。しかし、焼戻し軟化抵抗の向上のためには、さらに均一分散化する必要がある。特に、特許文献３、特許文献４で提案されたＶ添加は、確かに焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層硬化、オーステナイトの微細化効果はある。しかし、その一方で、窒素（Ｎ）含有量の制御が容易ではなく、結果として粗大炭化物や窒化物、炭窒化物を析出し、疲労強度の低下の原因ともなっている。

特許文献３では、ＮｂやＴｉの添加することで余分な窒素（Ｎ）を補足する効果も狙っている。しかし、これにしても適量なＮ含有量の制御は容易ではないことにかわりはない。

特許文献４では、結果としての未溶解球状炭化物の残渣を採取して溶解炭化物と比較している。したがって、微細炭化物の均一分散を積極的に制御しているわけではない。
以上のことから、本発明は、Ｖなどの合金元素添加を極力抑え、つまりＮ含有量を精度よく制御することなく、優れた引張強度及び硬さと加工性を有し、窒化処理後にも優れた表層硬さと内部硬さを有する高強度ばね用伸線熱処理鋼線の開発を課題とするものである。

また、特許文献３、特許文献４に記載されているように、優れた引張強度及び硬さと加工性を有するためには、鋼中の未溶解球状炭化物の大きさは小さい方がよく、その有効径は０．１μｍ以下とすることが望ましく、１μｍを超えると強度や加工性への貢献はなくなり、単に変形特性を劣化させるだけである。そのため、円相当径０．２μｍ以上の未溶解球状炭化物の存在密度が重要な指標となる。そこで本発明は、円相当径０．２μｍ以上の未溶解球状炭化物を存在させない高強度ばね用鋼線の開発を目的としている。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、以下の知見を得た。
（ａ）鋼線中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量を厳密に制御して球状炭化物の生成を抑制し、かつ残留オーステナイトを活用することにより、Ｖのような合金元素を添加せずとも、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の強度及び冷間コイリング性が従来よりも向上することを見出した。

（ｂ）鋼線中にＣｒとともにＳｉを適量に添加することで、未溶解の球状炭化物の生成やコイリング後の焼鈍や窒化時の軟化を抑制し、さらには窒化層の高硬度化が達成できることを見出した。
つまり、疲労特性の高強度化にはＣｒの添加が有効であるが、Ｃｒは冷間コイリング性に悪影響を及ぼす未溶解の球状炭化物を残りやすくする元素である。そのため、その添加量を制限せざるを得なかった。本発明者らは、未溶解の球状炭化物の成長とセメンタイトの生成を抑制するＳｉにも着目した。Ｓｉの添加と、あわせてＣｒ添加量を増量すれば、伸線熱処理鋼線の高強度化が図れることを見出した。定量的にはＳｉとＣｒの両者を多量に添加し、相互の関係としてＳｉの添加量とＣｒ添加量の差、（Ｓｉ−Ｃｒ）％を制御すればよいことを見出した。

（ｃ）また、ブルームでの加熱温度を１２５０℃以上にすることで、鋼材中のＣｒ等の合金元素を均一拡散させ、粗大な未溶解球状炭化物の生成を抑制することができ、さらに微細炭化物を均一分散させることもできることを見出した。
未溶解球状炭化物は、鋳造後の鋼から存在し、コイリング性だけでなく、圧延や伸線においても断線の原因となる。そのため、鋳造後の分塊、線材圧延、パテンティング、焼入れ、伸線などの各工程で悪影響がでないように、各工程の加熱温度を高温化し、未溶解球状炭化物を常に抑制することが有効であることも見出した。

（ｄ）さらに、Ｖの添加はばね用鋼線の機械的特性や疲労強度に悪影響を及ぼすことを見出した。
即ち、鋳造後からバネに加工されるまで、鋼材は加熱の繰り返しを受けることになる。通常、未溶解球状炭化物は、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）が主体である。しかし、加熱の繰り返しにより未溶解球状炭化物にＣｒやＶなどが含まれることが多く、ＣｒやＶなどの合金元素を無駄に消費するだけで、窒化後の機械的特性（表面硬度、内部硬度など）を悪化させる可能性があることもわかった。
また、前記したようにＶの添加は窒素（Ｎ）含有量の制御が容易ではなく、結果として粗大炭化物や窒化物、炭窒化物を析出し、疲労強度の低下の原因ともなっている。

これらのことから、Ｖを添加せず、添加したとしても極微量にとどめ、さらに前記したようにＣｒ量もＳｉ量とのバランスで制御することにより、未溶解球状炭化物の粗大化を抑制することができることを見出した。

ここで、未溶解球状炭化物とは、最大径（長径）と最小径（短径）の比（アスペクト比）が２以下の未溶解炭化物のことをいう。また、単に「炭化物」「球状炭化物」も未溶解であり、ここでは強調する意味から同義ではあるが、それぞれ「未溶解炭化物」「未溶解球状炭化物」とも称している。
本発明はこれら知見に基づいてなされたものであり、その発明の要旨は以下のとおりである。

（１） 質量％で、
Ｃ ：０．６７％以上、０．９％未満、
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％
を含有し、かつＳｉとＣｒが次式
０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
を満たし、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
不純物としてのＰ、Ｓが
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２５％以下であり、
さらに、
未溶解球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線。
（２） さらに、質量％で、
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
のうち１種または２種以上を含有し、
Ｖを含有する場合は
１．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％、および０．７０％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％を満たし、
ＭｏとＷを含有する場合は０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
を満たすことを特徴とする（１）に記載の高強度ばね用伸線前鋼線。
（３） 質量％で、
Ｃ ：０．６７％以上、０．９％未満、
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％
を含有し、かつＳｉとＣｒが次式
０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
を満たし、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
不純物としてのＰ、Ｓが
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２５％以下であり、
さらに、
金属組織として、少なくとも残留オーステナイトが体積率で６％超１５％以下存在し、
旧オーステナイト粒度番号が１０番以上であり、
未溶解球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
（４）さらに、質量％で、
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
のうち１種または２種以上を含有し、
Ｖを含有する場合は
１．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％、および０．７０％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％を満たし、
ＭｏとＷを含有する場合は０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
を満たすことを特徴とする（３）に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
（５）前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が２１００〜２４００ＭＰａであることを特徴とする（３）または（４）に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
（６）前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点が１６００〜１９８０ＭＰａであることを特徴とする（３）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
（７）前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線を５００℃で１時間保持する軟窒化処理することにより、表層ビッカース硬さがＨＶ７５０以上であり、内部ビッカース硬さがＨＶ５７０以上となることを特徴とする（３）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
（８）質量％で、
Ｃ ：０．６７％以上、０．９％未満、
Ｓｉ：２．０〜３．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．２％、
Ｃｒ：１．３〜２．５％、
Ｎ ：０．００３〜０．００７％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．０００５％〜０．００３％
を含有し、かつＳｉとＣｒが次式
０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
を満たし、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
不純物としてのＰ、Ｓが
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２５％以下であるブルームを１２５０℃以上に加熱後熱間圧延を施してビレット製造し、当該ビレットを１２００℃以上に加熱後熱間圧延により伸線前鋼線を製造することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。
（９）さらに、質量％で、
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
のうち１種または２種以上を含有し、
Ｖを含有する場合は
１．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％、および０．７０％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％を満たし、
ＭｏとＷを含有する場合は０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
を満たすことを特徴とする（８）に記載の高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。
（１０）（８）または（９）に記載の伸線前鋼線を、さらに９００℃以上に加熱し、その後６００℃以下のパテンティング処理することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。
（１１）（８）〜（１０）のいずれか１項に記載の伸線前鋼線の製造方法により製造した前記伸線前鋼線を伸線加工した後、１０℃／秒以上の加熱速度でＡ_３点以上の温度まで加熱し、Ａ_３点以上の温度で１分以上５分以下保持した後、５０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却することを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。
（１２）さらに４００〜５００℃で１５分以下保持し焼戻し処理することを特徴とする（１１）に記載の高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。

本発明によれば、特に、冷間コイリング性及び焼戻し軟化抵抗に優れることにより、５００℃で１時間の軟窒化処理後も表層硬さと内部硬さが高い高強度ばね用伸線熱処理鋼線、更には、耐久性に優れた高強度ばねの提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

図１は、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の球状炭化物の一例を示す金属組織の顕微鏡写真である。図中の矢印の先に未溶解球状炭化物が観察される。
図２は、試験片にノッチを設けるポンチの形状を示す図である。
図３は、試験片にノッチを設ける工程を示す図である。
図４は、ノッチ曲げ試験の概要を示す図である。
図５は、ノッチ曲げ角度の測定方法を示す図である。

一般に、ばね用線材は、次のように製造される。もちろん、ばねの製造は、この工程に限定されることはなく、一例として紹介する。
所定の成分を含有した鋼製のブルームを圧延しビレットとする。次にビレットを圧延し、所定の径の鋼線を製造する。この段階で製造された鋼線を「伸線前鋼線」と称する。
圧延後製造された鋼線をパテンティングし、伸線によりさらに細径の鋼線とし、表層の加工歪の除去と後続の冷間コイリング加工性を得るために熱処理（焼入れ焼戻し）を行う。この段階で製造された鋼線を「伸線熱処理鋼線」と称する。

次に、ばね加工するため冷間コイリング加工を行い、強度、表面硬度を得るために窒化処理を行う。こうして「ばね」として製品化される。
まず、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線およびその素材である高強度ばね用伸線前鋼線の成分について説明する。ここで、成分についての％は、特に記載がある場合を除き、質量％を意味する。

Ｃ：０．６７％以上、０．９％未満
Ｃは、鋼材の強度に大きな影響を及ぼし、残留オーステナイトの生成にも寄与する重要な元素である。本発明では、十分な強度を得られるように、Ｃ量の下限値を０．６７％以上とする。強度を高めるには、Ｃ量を０．７０％以上にすることが好ましい。さらに好ましくは０．７５％以上とするとよい。
一方、Ｃ量が０．９％以上になると、過共析となり、粗大なセメンタイトが多量に析出し、靱性が著しく低下する。また、Ｃ量が過剰であると、粗大な球状炭化物が生成し、コイリング性を損なう。したがって、Ｃ量の上限を０．９％未満とする。球状炭化物の生成を抑える観点から、Ｃ量の上限は０．８５％が好ましく、０．８０％であればさらに好ましい。

Ｓｉ：２．０〜３．５％
Ｓｉは、鋼の焼戻し軟化抵抗及びばねのへたり特性を向上させる重要な元素であり、これらの効果を得るためには２．０％以上添加することが必要である。また、Ｓｉは、セメンタイトの球状化及び微細化にも有効であり、粗大な球状炭化物の生成を抑制するために、２．１％以上のＳｉを添加することが好ましい。窒化処理など、表層を硬化させる処理を行った後、内部硬度を高めるためには、２．２％以上のＳｉを添加することがさらに好ましい。さらに、ＣｒとのバランスからＳｉを２．３％以上とすることがより好ましい。Ｓｉを３．０％以上とする場合もある。
一方、Ｓｉを過剰に添加すると、鋼線が硬化し、脆化するため、Ｓｉ量の上限を３．５％以下とする。脆化防止の観点から、上限は３．４％とすることが好ましく、さらに好ましくは３．３％以下とするとよい。

Ｍｎ：０．５〜１．２％
Ｍｎは、焼入れ性を高め、残留オーステナイト量を安定的に確保するために重要な元素である。本発明では、鋼線の引張強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、Ｍｎを０．５％以上添加することが必要であり、０．６５％以上とすることが好ましく、さらには０．７０％以上とするとよい。
一方、Ｍｎを過剰に添加すると、残留オーステナイトが増加し、加工時に、加工誘起マルテンサイトが生成し、冷間コイリング性を損なう。過剰なＭｎの添加による脆化を防止するために、Ｍｎ量の上限を１．２％以下とし、１．１％以下にすることが好ましく、さらには１．０％以下とするとよい。

Ｃｒ：１．３〜２．５％
Ｃｒは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元素であり、これらの効果を得るためには、１．３％以上のＣｒを添加することが必要である。窒化処理を行う場合には、Ｃｒの添加によって窒化による硬化層を深くすることができる。したがって、窒化での硬化と窒化温度での軟化抵抗を付与する場合には、１．５％超のＣｒを添加することが好ましく、さらには、１．７％以上添加することよい。
一方、Ｃｒ量が過剰であると、製造コストが高くなるだけでなく、炭化物の溶解を阻害し、未溶解球状炭化物が多くなりコイリング性を阻害するため、Ｃｒ量の上限を２．５％以下とする。また、Ｃ量が多い場合は、粗大なセメンタイトの生成を抑制するために、Ｃｒ量を２％以下に抑制することが好ましい。更に、強度とコイリング性とを両立させるためには、Ｃｒ量の上限を１．８％以下にすることが好ましい。

Ｎ：０．００３〜０．００７％
Ｎは、本発明では、鋼中に不純物として含まれるＡｌ等と窒化物を形成する元素である。微細な窒化物を利用し、旧オーステナイトを微細化するために、０．００３％以上のＮを含有させることが必要である。一方、Ｎ量が過剰であると、窒化物が粗大化し、冷間コイリング性や疲労特性が低下する。したがって、Ｎ量の上限を０．００７％以下とする。また、熱処理などの容易性を考慮するとＮ量は０．００５％以下が好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは不純物であり、鋼を硬化させ、偏析を生じ、脆化させるため、Ｐ量の上限を０．０２５％以下に制限する。また、旧オーステナイト粒界に偏析したＰは、靭性や耐遅れ破壊特性などを低下させるため、Ｐ量の上限を０．０１５％以下に制限することが好ましい。さらに、鋼線の引張強度が２１５０ＭＰａを超えるような場合には、Ｐ量を０．０１０％未満に制限することが好ましい。

Ｓ：０．０２５％以下
Ｓも不純物であり、鋼中に存在すると鋼を脆化させるため、Ｓ量の上限を０．０２５％以下に制限する。Ｓの影響を抑制するには、Ｍｎの添加が有効である。しかし、ＭｎＳは介在物であり、特に高強度鋼では、ＭｎＳが破壊の起点になることがある。したがって、破壊の発生を抑制するには、Ｓ量の上限を０．０１５％以下に制限することが好ましい。更に、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が２１５０ＭＰａを超えるような場合には、Ｓ量を０．０１％未満に制限することが好ましい。

Ａｌ：０．０００５〜０．００３％
Ａｌは脱酸元素であり、酸化物の生成に影響し、硬質の酸化物を生成すると、疲労耐久性が低下する。特に、高強度ばねにおいては、Ａｌを過剰に添加すると、疲労強度がばらついて、安定性を損なう。本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線では、Ａｌ量が０．００３％を超えると、介在物に起因する破断発生率が多くなるため、Ａｌ量を０．００３％以下に制限する。Ａｌ量の上限値は、望ましくは０．００２８％、より望ましくは０．００２５％とするとよい。

一方、Ａｌ量が０．０００５％未満となるとシリカ系硬質酸化物が生じやすくなる。そのため、Ａｌ量を０．０００５％以上とする。Ａｌ量の下限値は、望ましくは０．０００７％、より望ましくは０．０００８％、さらには０．００１％以上あるとよい。

次に本発明のポイントとなるＳｉとＣｒの関係について述べる。ＳｉとＣｒは両者ともばね鋼の高強度化にとって重要であることは既に知られている。しかし過剰な添加は弊害を生じる。

０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
Ｓｉ量が規定量を超えると脆化が激しくなりコイリング時の加工性が損なわれるだけでなく、中間工程における脱炭が激しくなる。そのため、最終製品のばねにおいて表層硬さが低くなり耐久性が低下する。また、脱炭部分がランダムに生じるため、ばね製品の強度の安定性が損なわれる。Ｓｉ量が規定量よりも少ない場合には強度が低くなり、さらにへたり特性が不十分である。このことは窒化後の硬さにも現れ、表層、内部とも十分な硬さを確保できない。

しかし、鋼中セメンタイトを介して、ＳｉとＣｒとの関係が重要である。すなわちＳｉはセメンタイトを不安定化させる元素であり、Ｃｒなどセメンタイトを安定化させる元素を多量に添加する場合には、加熱時にセメンタイトの固溶を促進させる効果がある。したがって多量Ｃｒを添加しているにも関わらずＳｉ量の添加量が少ない場合には未溶解球状炭化物の量が多くなり、加工性を顕著に低下させる。本発明者らは、鋼中のＳｉ含有量（質量％）とＣｒ含有量（質量％）の差分、つまりＳｉ−Ｃｒ量を目安とすることができることを見出した。すなわち、Ｓｉ−Ｃｒの値が０．３％より小さい場合にはＣｒ量が相対的に多く、未溶解球状炭化物が残留しやすくなる。一方、１．２％を超える場合にはＳｉが相対的に過剰であり、脆化や脱炭などの弊害を引き起こしやすい。したがって、Ｓｉ−Ｃｒの値を０．３以上、１．２％以下とするとよい。

炭化物の生成抑制観点からＳｉ−Ｃｒ量が大きい方が未溶解炭化物を抑制できるが、工業的にはＳｉが多くなりすぎると窒化による硬化層深さが浅くなりやすい。そのため、未溶解球状炭化物挙動と窒化による硬化層を考慮すると、好ましくはＳｉ−Ｃｒ≦０．９％、さらに好ましくはＳｉ−Ｃｒ≦０．７５％とするとよい。また、Ｃｒ量を相対的に少なくし、未溶解球状炭化物の残留を減らす観点から、その下限は、好ましくは０．３５≦Ｓｉ−Ｃｒ、より好ましくは０．４≦Ｓｉ−Ｃｒとするとよい。

次いで、任意選択的に添加する成分について説明する。

Ｖ：０．０３〜０．１０％
Ｖは、窒化物、炭化物、炭窒化物を生成する元素である。円相当径が０．２μｍ未満である微細なＶの窒化物、炭化物、炭窒化物は、旧オーステナイトの微細化に有効である。また、窒化処理による表層の硬化にも利用することができる。しかし、一方で未溶解の炭化物や窒化物が生成し易いため、窒素（Ｎ）を抑制したとしても、その析出制御は精度よく行う必要がある。
そのため、本発明においては、Ｖを積極的には添加しない。
前記したようなＶ添加の効果を得るために微量添加することはできる。これらの効果を得るためには、Ｖを０．０３％以上添加するとよい。好ましくは０．０３５％以上であり、０．０４％以上であればさらによい。

一方、０．１０％超のＶを添加すると、粗大な球状炭化物が生成し、冷間コイリング性及びばねの疲労特性を損なう。したがって、Ｖ含有量は０．１％以下とするとよい。また、Ｖの添加によって、伸線加工前に、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織を生じ易くなる。そのため、Ｖ量の上限を０．０９％以下にすることが好ましく、さらに０．０８％以下、もっとさらには０．０５％以下とするとよい。特に微量のＮｂを添加する場合にはＶの添加量を０．０５％以下にすることが望ましい。また、Ｖは、Ｍｎと同様に残留オーステナイトの生成に大きく影響する元素であるため、Ｖ量を、Ｍｎ量とともに、精密に制御することが必要である。

Ｎｂ：０．０１５％以下
Ｎｂは鋼中で窒化物、炭化物、炭窒化物を生成する元素であり、それら析出物によってオーステナイト粒径の制御などに用いられる場合がある。しかし同時に過剰な添加は熱間での延性を低下させ、圧延や熱間鍛造で割れを生じやすくする。そのため過剰な添加は避けなければならない。

Ｎｂの添加はＮ量を制御することを目的としており、析出物による直接的な材質制御ではない。弁ばねなどのばねは焼入れ焼戻し後に冷間コイリングされて製造されるが、その際、固溶窒素は冷間変形を妨げ、その限界ひずみを低下させる。そのため、コイリング性を損なう。そこでＮｂを添加し、高温で窒化物を生成することで鋼マトリックスの鋼中固溶窒素を低下させ、冷間加工性を向上させる効果がある。

また、Ｎｂの微量添加は、不可避的不純物として混入するＶなどの未溶解球状炭化物の抑制にも効果がある。Ｖは窒化時の焼戻し軟化抵抗や最表層硬さを向上させるために有効な元素である。しかし、その添加量が多くなると、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を製造するためのパテンティングや焼入れなどのオーステナイト相にするための加熱においてもＶ窒化物、Ｖ炭化物、Ｖ炭窒化物は十分に固溶しない場合が多くなる。Ｖの未溶解球状炭化物は通常高温において生成したＶ系窒化物を核として成長しているため、結果として、未溶解球状炭化物が残留しコイリング性を損なう場合がある。そのため未溶解球状炭化物を極力抑制する場合にはＶの添加量を抑制する必要があり、本発明においては、あえてＶを必須元素とはしなかった。

これに対してＮｂはＶより高温で窒化物を生成する。そのため製鋼工程ではＮｂ添加によりＶ窒化物の生成が抑制される。すなわちＶが固溶し、窒化物を生成しない高温域でＮｂが窒化物を生成する。さらに、Ｖ窒化物の生成する高温で、Ｎｂが窒素を消費するため、冷却された場合にもＶ窒化物が生成しにくくなる。そのためＮｂの微量添加はＶを多く添加した場合に未溶解球状炭化物の抑制とコイリング性の確保に特に有効になる。

Ｎｂ添加量が０．０１５％を超えると熱間延性を損ない、圧延での疵発生などの弊害を生じやすい。そのため、０．０１５％以下の添加量とする。好ましくは、０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下、もっとさらには０．００１％未満とするとよい。
一方、Ｎｂがばね鋼のＮ量制御する効果は、０．０００５％から表れるので、Ｎｂを添加する場合は、０．０００５％以上添加することが好ましい。また、Ｖを添加する場合などは、微量Ｎｂを添加することさらに効果的であり、その範囲は０．００３〜０．０１２％の範囲が好ましく。さらには０．００５〜０．００９％の範囲％が好ましく、０．００５〜０．００１％でもその効果は得られる。

１．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％
本発明においては、Ｖを積極的に添加しない。しかし、前記したように微量のＶ添加は、旧オーステナイトの微細化や残留オーステナイトの生成に影響する。Ｖに対し、ＣｒとＶの添加量の和を精密に制御することで窒化後の表層硬さと内部硬さを高強度ばねに適するように高強度化することができる。

ＣｒとＶは両者ともばねコイリング後に行う焼鈍や窒化等による加熱によっても軟化しないいわゆる焼戻し軟化抵抗を付与する元素である。特に窒化では表層の窒化部で窒化物を析出させることで表面硬度を向上させ、窒化効果を大きくする。また窒化が拡散しない内部においても炭化物の分解を抑制する。また、炭化物を析出することで軟化を抑制する効果がある。その一方で、両者とも未溶解球状炭化物を生じやすくなる元素でもある。Ｃｒはセメンタイト中に固溶しその安定性を増すためにセメンタイトを固溶すべき加熱工程（パテンチングでの加熱、焼き入れ時の加熱）でセメンタイトの固溶を抑制するため未溶解球状炭化物として残留することが多い。またＶもその析出物の固溶温度は鋼のＡ３点よりも高温であるため、未溶解球状炭化物として残留しやすい。

ＣｒとＶの含有量の合計であるＣｒ＋Ｖが１．４％未満であると高強度ばねとしての表層硬度がＨＶ７５０を下回り、内部硬度もＨＶ５７０を下回る。そのためにＣｒ＋Ｖは１．４％以上が好ましい。さらには１．５％以上が好ましい。一方、Ｃｒ＋Ｖが２．６％を超える過剰な添加は未溶解球状炭化物が多く残留するためにコイリング性を損なうため、２．６％を上限とする。また、Ｃｒ＋Ｖは２％以下が好ましく、さらには１．８％以下が好ましい。

０．７％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％
ＭｎとＶは焼入れ性を向上させる元素であり、残留オーステナイトの生成に対する影響も大きい。Ｍｎが規定より多い場合には残留オーステナイトが多く残留させる。したがって、Ｍｎと不可避的不純物として混入するＶの両者の和がオーステナイト挙動に直接影響し、それらが規定を超えると残留オーステナイト量が多くなり、加工性に影響するだけでなく、降伏点にも大きく影響し、十分な耐久性を確保できない。

そのため、本発明では、Ｍｎ及びＶの含有量の合計Ｍｎ＋Ｖを０．７〜１．３％とする。体積率で６％超の残留オーステナイト量を確保するには、Ｍｎ＋Ｖの下限値を０．７％以上にすることが必要である。

その結果、変態誘起塑性によって延性が向上し、冷間コイリング性を確保することができる。一方、残留オーステナイトを体積率で１５％以下にするには、Ｍｎ＋Ｖの上限値を１．３％以下にすることが必要である。これにより、冷間コイリング時の打ち疵による加工誘起マルテンサイトの生成が抑制され、局所的な脆化を防止することができる。

Ｍｏ：０．０５〜０．３０％
Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であり、また、焼戻し軟化抵抗の向上にも極めて有効である。本発明では、特に、焼戻し軟化抵抗をさらに高めるため、０．０５％以上のＭｏを添加することができる。また、Ｍｏは、鋼中でＭｏ系炭化物を生成する元素でもあり、Ｍｏ系炭化物が析出する温度は、Ｖ等の炭化物に比べると低い。そのため、適量のＭｏの添加は炭化物の粗大化の抑制にも有効であり、０．１０％以上のＭｏを添加することが好ましい。一方、Ｍｏの添加量が０．３０％を超えると、熱間圧延や、伸線加工前のパテンティングなどで過冷組織を生じ易くなる。したがって、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織の生成を抑制するため、Ｍｏ量の上限を０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下とする。また、Ｍｏ量が多いと、パテンティング処理で、パーライト変態終了までの時間が長くなるため、Ｍｏ量を０．２０％以下、さらにパテンティング時間を短時間化し、パーライト変態を安定して終了させるには０．１５％以下にすることが好ましい。

Ｗ：０．０５〜０．３０％
Ｗは、Ｍｏと同様、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素であり、かつ、鋼中で炭化物として析出する元素である。本発明では、特に、焼戻し軟化抵抗を高めるため、０．０５％以上のＷを添加する。

一方、Ｗを過剰に添加すると、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織を生成するため、Ｗ量を０．３０％以下にすることが必要である。

更に、熱処理の容易性などを考慮すると、Ｗ量は、０．１〜０．２％が好ましく、更には０．１３〜０．１８％が好ましい。

０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
Ｍｏ及びＷは、焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素である。両者を複合して添加すると、Ｍｏ、Ｗを単独で添加するよりも、炭化物の成長が抑制され、焼戻し軟化抵抗を著しく高めることができる。特に、５００℃に加熱した際の焼戻し軟化抵抗を高めるには、Ｍｏ＋Ｗを０．０５％以上、好ましくは０．１５％以上にすることが必要である。
一方、Ｍｏ＋Ｗが０．５％を超えると、熱間圧延や、伸線加工前のパテンティングなどでマルテンサイトやベイナイトなどのいわゆる過冷組織を生じ、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織の生成を抑制するため、Ｍｏ＋Ｗの上限を０．５％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。

次にＭｇ、Ｃａ、Ｚｒについて説明する。
Ｍｇ：０．００２％以下
ＭｇはＭｎＳ生成温度よりも高い溶鋼中で酸化物を生成し、ＭｎＳ生成時には既に溶鋼中に存在している。従ってＭｎＳの析出核として用いることができ、これによりＭｎＳの分布を制御できる。またその個数分布もＭｇ系酸化物は従来鋼に多く見られるＳｉ、Ａｌ系酸化物より微細に溶鋼中に分散するため、Ｍｇ系酸化物を核としたＭｎＳは鋼中に微細に分散することとなる。従って、同じＳ含有量であってもＭｇの有無によってＭｎＳ分布が異なり、それらを添加する方がＭｎＳ粒径はより微細になる。ＭｎＳを微細分散させることで、ＭｎＳの疲労等の破壊起点としての作用を無害化することができる。その効果は微量でも十分得られ、好ましくは、Ｍｇ０．０００２％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上の添加がよい。

しかし０．００１％を超える添加は溶鋼中に残留しにくいこと、酸化物組成にも影響を与え、疲労起点としての酸化物出現率が高くなるため、０．００２％が上限である。そこでＭｇ添加量の上限を０．００２％とした。好ましくは０．００１５％以下、さらにばね鋼の場合、他の構造用鋼よりもＳ添加量を抑制しているため、歩留まり等を考慮すると０．００１％以下が好ましい。また高強度弁ばねに用いる場合には介在物感受性が高いため、ＭｇはＭｎＳ分布等の効果により、耐食性、遅れ破壊の向上および圧延割れ防止などに効果があり、極力添加する方が望ましいので０．０００２〜０．００１％の非常に狭い範囲での添加量制御が好ましい。

Ｃａ：０．００２％以下
Ｃａは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においてはＭｎＳを球状化させることで、疲労等の破壊起点としてのＭｎＳの長さを抑制し、無害化することができる。その効果はＭｇと似ており、０．０００２％以上の添加が好ましい。また０．００２％を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やＣａＳなどの硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので０．００２％以下とした。この添加量は高強度弁ばねに用いる場合には介在物感受性が高いため、好ましくは０．００１５％以下、さらには０．００１％以下であることが好ましい。

Ｚｒ：０．００３％以下
Ｚｒは酸化物、硫化物および窒化物生成元素である。ばね鋼においては酸化物を微細に分散するため、Ｍｇと同様、ＭｎＳの析出核となり、ＭｎＳを微細に分散させることができる。それにより疲労耐久性を向上させ、また、延性を増すことでコイリング性を向上させる。０．０００２％以上添加することが好ましい。また０．００３％を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やＺｒＮ、ＺｒＳなどの窒化物、硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので０．００３％以下とした。この添加量は好ましくは０．００２５％以下、さらに高強度弁ばねに用いる場合には硫化物制御によりコイリング性を向上させる効果もあるため、添加することがこのましいが、介在物寸法への影響を最小限にするために０．００１５％以下に抑制することが好ましい。

なお、上記に述べた任意添加成分は、微量含有されていても本発明の基本成分からなる鋼線の効果を損なうものではない。

次に、本発明の高強度ばね用鋼線の金属組織について説明する。

未溶解球状炭化物
未溶解球状炭化物は、高強度ばね用鋼線においては、強度確保のために重要な役割を果たす。反面、未溶解球状炭化物の存在はコイリング性を悪化させ、また、粗大な炭化物が疲労特性も悪化させる。したがって、コイリング時に未溶解球状炭化物を抑制し、最終窒化処理後には、微細炭化物を均一分散させることが、本発明の課題解決に不可欠である。

本発明の高強度ばね用鋼線は、その未溶解球状炭化物の長径が０．２μｍ以下であること、つまり粗大化が抑制されていることが特徴である。この未溶解球状炭化物は、線材圧延後（つまり伸線前鋼線）において既に存在している。
この未溶解球状炭化物は、その後の熱処理（パテンティング、伸線時の加工発熱、焼入れ焼き戻し工程）では固溶されにくい。むしろ、それらの熱処理工程において成長し、粗大化する場合もある。すなわち伸線前鋼線中の未溶解球状炭化物は自身の粗大化の核となる場合がある。
そのため、熱処理後の鋼線（熱処理鋼線）の粗大化した未溶解球状炭化物を制限するためには、伸線前鋼線中に存在する未溶解球状炭化物を極力小さいくしておくことが重要である。以上のことから、未溶解球状炭化物の規定は、本発明に係る高強度ばね用伸線前鋼線だけでなく高強度ばね用伸線熱処理鋼線においても重要な意味を持つ。

本発明の高強度ばね用鋼線は、強度を高めるために、Ｃに加えて、Ｍｎ、Ｃｒを加え、さらにＭｏ、Ｗなどのいわゆる合金元素を添加する。Ｃや、特に、Ｃｒなどの窒化物、炭化物、炭窒化物を形成する合金元素を多量に添加した場合、球状のセメンタイト系炭化物及び合金系炭化物が鋼中に残留し易くなる。球状のセメンタイト系炭化物及び合金系炭化物は、熱間圧延の加熱時に鋼中に固溶しなかった、未溶解球状炭化物である。

なお、本発明では、球状の合金系炭化物及び球状のセメンタイト系炭化物を総称して球状炭化物という。鋼中には、焼戻しマルテンサイトの針状組織に対応する針状炭化物が存在するが、この針状炭化物は本発明の球状炭化物には含まれない。この針状炭化物は、焼入れた直後には存在せず、焼き戻し過程で析出する炭化物である。この焼き戻しマルテンサイト組織は強度と靭性、加工性を両立するのに適した組織で、針状であることはある意味、炭化物の中でも理想的な形態である。

厳密には、アスペクト比２以上の炭化物（針状炭化物）も粗大になれば加工性に弊害を生じる可能性はある。しかし、現実的には針状炭化物が粗大になるということは焼き戻し温度が高いか、焼き戻し時の保持時間が極端に長い結果である。その性能への影響は、強度、硬さが不足することになり、未溶解球状炭化物とは異なる面で弊害を生じる。本発明の対象とする２１００ＭＰａ程度の強度の鋼線においては、粗大な針状炭化物は発生しない。したがって、本発明において針状炭化物は対象にしていない。前述したように、通常の析出した炭化物は未溶解であるが、本発明においては敢えて「未溶解」を冠している。未溶解を強調しているだけであり、本発明において「未溶解球状炭化物」も「球状炭化物」も同義である。

未溶解球状炭化物は、高強度ばね用伸線前鋼線または伸線熱処理鋼線から採取した試料を鏡面研磨し、ピクラールによるエッチングや、電解エッチングなどを施すと、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察が可能になる。また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）のレプリカ法で観察することができる。

図１に、電解エッチング後の試料をＳＥＭによって観察した組織写真の一例を示す。図１の組織写真では、鋼にはマトリックスの針状組織と球状組織の２種が認められる。このうち、針状組織は、焼入れ焼戻しによって生成した、焼戻しマルテンサイトである。一方、球状組織は、熱間圧延の加熱によって鋼中に固溶せず、オイルテンパー処理や高周波処理による焼入れ焼戻しによって、球状化した炭化物（未溶解球状炭化物）１である。図１中の矢印の先端に、球状炭化物が観察できる。

未溶解球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満
本発明では、未溶解球状炭化物が、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の特性に影響を及ぼすため、サイズを以下のように制御する。なお、本発明では、従来技術に比べて、更に微細な球状炭化物について規定し、より高い性能と加工性の両立を図っている。円相当径で０．２μｍ未満の球状炭化物は、鋼の強度、焼戻し軟化抵抗を確保するために極めて有効である。

一方、円相当径で０．２μｍ以上の球状炭化物は、強度や焼戻し軟化抵抗の向上に寄与せず、冷間コイリング性を劣化させる。そのため、本発明では、円相当径で０．２μｍ以上の球状炭化物を発生させないことが特徴である。
本発明の伸線前鋼線および伸線熱処理鋼線は、未溶解球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満となることが特徴である。そのため、強度を確保しつつ、加工性も確保できるのである。
前記したように、伸線前鋼線は、その後パテンティングや伸線加熱、焼入れ焼戻し等の熱処理をする必要があるため、未溶解球状炭化物が成長し、粗大化する可能性がある。そのため伸線前鋼線における未溶解球状炭化物の円相当径は、０．２μｍよりさらに小さいことが望ましい。
発明者らの実験結果から、伸線前鋼線の未溶解炭化物の円相当径は、０．１８μｍ以下にできることが確認されている。また、ビレット加熱温度を１２５０℃以上とすれば、０．１５μｍ以下とできることも確認されている。

ここで、球状炭化物の円相当径及び存在密度の測定方法について説明する。高強度ばね用鋼線から採取した試料を研磨し、電解エッチングする。なお、観察部位は、脱炭や中心偏析などの特殊な状況を排除できるように、熱処理線材（鋼線）の半径の中央付近、いわゆる１／２Ｒ部を無作為に観察する。また、測定面積は３００μｍ^２以上である。電解エッチングでは、電解液（アセチルアセトン１０質量％、テトラメチルアンモニウムクロライド１質量ｍａｓｓ％、残成分メチルアルコールの混合液）中にサンプルを陽極、白金を陰極として低電位による電流発生装置を用いて電解作用によりサンプル表面を腐食する。電位は−５０〜−２００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥの範囲でサンプルに適した電位で一定とする。本発明の鋼線に対しては、−１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥで一定にすることが好ましい。

通電量は、試料の総表面積×０．１３３［ｃ／ｃｍ^２］で求めることができる。なお、試料を樹脂に埋め込んだ場合、研磨面だけでなく、樹脂内の試料面の面積も加えて試料の総表面積を算出する。通電を開始してから１０秒間保持した後、通電を停止し、洗浄する。

その後、試料をＳＥＭで観察し、球状炭化物の組織写真を撮影する。ＳＥＭで、比較的白く観察され、最大径（長径）と最小径（短径）の比（アスペクト比）が２以下の組織が球状炭化物である。ＳＥＭでの撮影倍率は１０００倍以上であり、５０００〜２００００倍が好ましい。その測定部位は、中心偏析部を避け、線材表面から０．５〜１ｍｍ程度の深さの場所を無作為に１０視野選んで行う。このようにして撮影したＳＥＭ組織写真を画像処理し、測定視野内に見られる球状炭化物の最小径（短径）および最大径（長径）を測定し、円相当径を算出する。円相当径は、対象とする未溶解炭化物を画像処理により視野中での面積を算出し、その同一面積の円に換算した場合の直径を円相当径とする。また、測定視野内に見られる円相当径０．２μｍ以上の球状炭化物の存在密度を測定することもできる。

高強度ばね用伸線前鋼線および伸線熱処理鋼線の金属組織
本発明に係る高強度ばね用伸線熱処理鋼線の金属組織は、体積率で６％超、１５％以下の残留オーステナイトと、残部焼戻しマルテンサイトとからなり、微量の介在物を許容する。微量介在物とは、酸化物、硫化物であり、酸化物はＡｌやＳｉなどの脱酸生成物、硫化物はＭｎＳやＣａＳなどが該当する。また、残部焼戻しマルテンサイト組織には、未溶解球状炭化物も微量ながら含まれる。

組織中の旧オーステナイト粒度番号が１０番以上であり、球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満である。
また、本発明に係る高強度ばね用伸線前鋼線の金属組織は、パーライト組織が９０％以上を占める。望ましくは、９５％以上であり、さらに望ましくは９８％以上、ほぼ１００％パーライト組織となることが理想的である。

旧オーステナイト粒度番号：１０番以上
本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線は、焼戻しマルテンサイトを主要な組織としており、旧オーステナイト粒度が特性に大きな影響を及ぼす。即ち、旧オーステナイトの粒径を微細にすると、細粒化の効果により、疲労特性やコイリング性が向上する。本発明では、十分な疲労特性やコイリング性を得るため、旧オーステナイト粒度番号を１０番以上とする。

旧オーステナイトの微細化は、特に高強度ばね用伸線熱処理鋼線の特性の向上に有効であり、旧オーステナイト粒度番号を１１番、更には１２番以上とすることが好ましい。旧オーステナイトの粒径を微細にするには、焼入れの加熱温度を低下させることが有効である。なお、旧オーステナイト粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して測定する。実質的には焼入れ時の加熱温度を低温かつ短時間処理すれば旧オーステナイト粒径は微細にすることができるが、無理な低温、短時間処理は未溶解球状炭化物の増加のみならず、オーステナイト化そのものが不十分で二相域焼入れとなる場合もあり、逆にコイリング性や疲労特性を低下させる場合もある。そのため通常は、１３．５番が上限である。

残留オーステナイト：６％超〜１５％（体積率）
焼入れ焼戻し後の高強度ばね用伸線熱処理鋼線でのミクロ組織は、焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトおよびわずかな体積分率の介在物（ここでは、析出物も介在物に含めて表現する）とからなっている。残留オーステナイトは、冷間コイリング性の向上に有効である。本発明では冷間コイリング性を確保するために、残留オーステナイトの体積率を６％超とする。好ましくは７％以上であり、さらに好ましくは８％以上であるとよい。

一方、残留オーステナイトが体積率で１５％を超えると、加工誘起変態によって生成したマルテンサイトにより、冷間コイリング特性が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率を１５％以下とする。好ましくは１４％以下であり、さらに好ましくは１２％以下であるとよい。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法や、磁気測定法によって求めることができる。このうち、磁気測定法は、簡便に残留オーステナイトの体積率を測定できるため、好ましい測定方法である。ここでは、体積率を測定しているが、得られた数値は面積率と同じ値となる。

なお、残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトに比べて軟質であるため降伏点を低下させる。また、変態誘起塑性によって延性を向上させるため、冷間コイリング性の向上に著しく寄与する。一方、残留オーステナイトは、偏析部、旧オーステナイト粒界やサブグレインに挟まれた領域付近に残留することが多いため、加工誘起変態によって生成したマルテンサイト（加工誘起マルテンサイト）が、破壊の起点となる。また、残留オーステナイトが増加すると、相対的に焼戻しマルテンサイトが減少する。

そのため、従来は、残留オーステナイトによる強度及び冷間コイリング性の低下が問題とされていた。しかし、２０００ＭＰａを超える高強度鋼線では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどの添加量が多くなるため、冷間コイリング性の向上には残留オーステナイトの利用が極めて有効である。また、最近では、高精度のばね加工技術により、ばね成形時に生成する加工誘起マルテンサイトによって、局部的に高硬度部が生成しても、コイリング特性の劣化を抑制することが可能になってきた。

次に、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の機械特性について説明する。
ばねの小型化や軽量化を図るためには、高強度化が有効であり、また、ばねには優れた疲労強度が要求される。本発明では、高強度ばねは、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線を曲げ加工して所望の形状とし、窒化処理、ショットピーニングなど、表面を硬化させる処理を施して製造される。窒化処理では、５００℃程度に加熱されるため、ばねは、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線よりも軟化することがある。

したがって、ばねを高強度化し、疲労特性を高めるには、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度を確保することが必要になる。また、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を所望の形状のばねに加工するためには、冷間コイリング性が要求されるため、引張強度の上限を制限することが必要である。

引張強度：２１００〜２４００ＭＰａ
高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が高ければ、窒化処理などの表面を硬化する処理を施したばねの疲労特性及びへたり特性を高めることができる。本発明では、ばねの疲労特性及びへたり特性を高めるために、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度を２１００ＭＰａ以上とする。
また、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が高いほど、ばねの疲労特性が向上するため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度を好ましくは２２００ＭＰａ以上、更に好ましくは２２５０ＭＰａ以上とする。

一方、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が高すぎると冷間コイリング性が低下するため、引張強度を２４００ＭＰａ以下とする。

降伏点（降伏点が見られない場合は０．２％耐力）：１６００〜１９８０ＭＰａ
本発明において、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏強度または降伏点とは、単軸引張試験において、応力−歪み曲線に、降伏点が見られる場合は上降伏点、降伏点が見られない場合は０．２％耐力とする。繰り返し応力によって弾性変形するばねの強度や耐へたり性を確保するためには、降伏点を高めることが好ましい。ばねの降伏点を高めるには、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点を高めることが好ましい。

一方、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点が高くなると、冷間コイリング性を損なうことがある。したがって、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点は、ばねの強度や耐へたり性を確保するために、１６００ＭＰａ以上が好ましい。

さらに高い耐久性を付与するためには１７００ＭＰａ以上にすることが好ましい。
一方、降伏点が１９８０ＭＰａを超えると、冷間コイリング性を損なうことがあるため、降伏点を１９８０ＭＰａ以下とすることが好ましい。なお短時間の焼入れ焼戻し直後に同一の引張強度を有する素材の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点を高めるには、残留オーステナイトの体積率を低下させることが好ましい。

５００℃で１時間保持する窒化処理後のビッカース硬さ：表層硬さＨＶ≧７５０、内部硬さＨＶ≧５７０
高強度ばねは、窒化処理の際に、表層硬さは向上するが、内部は軟化する。例えば５００℃でのガス軟窒化では、従来加熱温度が５００℃になると、高強度ばね用伸線熱処理鋼線内部の軟化を抑制することが困難であった。本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線は、焼戻し軟化抵抗に優れており、５００℃で加熱した後のばねの疲労特性及びへたり性を確保することができる。本発明では、ガス軟窒化後の表層硬さと内部硬さを規定する。

表層硬さは表層から５０〜１００μｍの深さにおけるマイクロビッカース硬さで７５０以上とする。７５０未満では表層硬さが不足し、疲労耐久性にも劣るため、ショットピーニング後の残留応力を十分に付与できない。好ましくは、表層硬さは７８０以上が好ましい。

一方、内部硬さではビッカース硬さの測定は、焼入れの際に、鋼線の表層の温度が内部よりも高くなることがあるため、表面から５００μｍ深さ位置で行うことが好ましい。ばねの疲労特性及びへたり性を確保するには、５００℃で１時間保持する加熱処理後のビッカース硬さは、５７０以上であればよく、さらには５７５以上とすることが好ましい。
なお、５００℃で１時間保持する加熱処理後のビッカース硬さの上限は、特に規定しないが、加熱処理前のビッカース硬さを超えることはないため、通常、７８３以下である。

さらに、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材として高強度ばねを製造する場合、ショットピーニングや窒化処理などにより、表層は硬化する。一方、高強度ばねの表面から５００μｍ深さ位置におけるビッカース硬さ（内部硬度）は、窒化処理時の加熱の影響を受ける。したがって、実際にばねを製造する際には、窒化処理の温度によって内部硬度が変動する。

なお、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材として、高強度ばねを製造する際には、冷間コイリング及び窒化処理が施される。そのため、高強度ばねの、表面から５００μｍ深さ位置での残留オーステナイトは、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線に比べて、若干、減少する。
しかし、成分組成、球状炭化物、旧オーステナイト結晶粒度は、冷間コイリング及び窒化処理による影響は小さいと考えられる。したがって、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材とする高強度ばねの成分組成、球状炭化物、旧オーステナイト結晶粒度は、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の成分組成、球状炭化物、旧オーステナイト結晶粒度と同程度である。

次に、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の製造方法について説明する。
所定の成分に調整された鋼片（ブルーム）を圧延し、サイズダウンした鋼片（ビレット）製造する。そしてビレットを加熱後、熱間圧延し、高強度ばね用伸線前鋼線とする。この高強度ばね用伸線前鋼線をパテンティング処理後、シェービングを施し、さらに、硬化層を軟質化するための焼鈍を行い、伸線加工して、焼入れ及び焼戻しを施して、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を製造する。パテンティング処理は、熱間圧延後の鋼線の組織をフェライト・パーライトとする熱処理であり、伸線加工前に鋼線を軟化させるために行う。伸線加工後、オイルテンパー処理や高周波処理などの焼入れ及び焼戻しを施し、鋼線の組織及び特性を調整する。

本発明の高強度ばね用伸線前鋼線を製造方法においては、球状炭化物の粗大化を防止するプロセスとすることが重要である。

特に本発明のような高Ｃかつ高Ｃｒを含有する場合、圧延前の鋼片の状態で十分に加熱し、鋼中の偏析を緩和させるとともに、内部の粗大な炭化物（合金炭化物やセメンタイト）を固溶させ、材質の均質化を図ることが極めて重要である。粗大な球状炭化物の生成を防止するためには、鋼片に生じた粗大な炭化物を鋼中に固溶させることが必要であり、さらに、鋼中に均一に拡散させることが必要である。そのため、加熱温度を高めることが好ましい。

そこで、最初に、鋳造後の鋼片（ブルーム）の加熱温度を１２５０℃以上とする。これにより未溶解球状炭化物を十分に固溶させることができる。そのため、その後の圧延、パテンティングおよび焼き入れ時の加熱では加熱温度、加熱時間不足のために未溶解球状炭化物が残りやすいものの、初期に十分に固溶させているため、未溶解球状炭化物の寸法を０．２μｍ未満に抑制することが可能になる。ブルーム加熱温度は、好ましくは１２７０℃以上あるとよい。

次に、ブルームを圧延して製造したビレットを、さらに熱間圧延（線材圧延）して高強度ばね用伸線前鋼線を製造する。その際、ビレットの加熱温度を１２００℃以上とする。好ましくは、ビレットの加熱温度も１２５０℃以上とするとよい。
加熱炉から抽出した後は、温度が低下して析出物が成長する。そのため、加熱炉から抽出した後、５分以内に熱間圧延を完了させることが好ましい。ブルーム、ビレットの上記加熱により、鋼中の粗大炭化物が、均一に拡散、固溶され、その後の析出に際し、均一に微細析出することができる。
なお、ブルームからビレットを経ずに鋼線に圧延する場合は、ブルーム（鋼片）の圧延前加熱温度は１２５０℃以上、このましくは１２７０℃以上とするとよい。

前記したように、熱処理後の鋼線の未溶解炭化物の粗大化を抑制するためには、伸線前（つまり線材圧延後）に存在する未溶解炭化物を極力少なくするとともに、たとえ未溶解炭化物が存在していたとしても、容易に粗大化しないようにその径を微細にしておくことが必要である。
従って、伸線前の加熱工程である圧延工程において、ブルーム加熱温度やビレット加熱温度を、炭化物が固溶するために十分高くしておくことが重要である。それによって未溶解球状炭化物の径は小さく抑制することができる。ばね鋼の圧延はビレットが加熱炉から抽出されてからφ１０ｍｍ程度の伸線前素材径まで数分で完了する。このため、ビレット加熱温度の影響が最も大きく、１２００℃以上に加熱することが重要である。１２５０℃以上であればより好ましく、１２７０℃以上であればさらに好ましい。

圧延後はコイル状に巻き取られ、その際空冷されることが一般的である。このため、通常、伸線前鋼線（線材圧延後の鋼線）のミクロ組織はＣ量が高いため、パーライト組織分率が高いフェライト・パーライトまたはパーライト相のみで構成される。このような母材の中に未溶解球状炭化物が存在する。

未溶解球状炭化物は研磨エッチングした検鏡サンプルをＳＥＭにて観察することで観察可能であり、未溶解炭化物は球状であるため母材のパーライト組織に含まれるラメラ状のセメンタイトとは明確に区別して見分けることができる。もちろん、その大きさも測定可能である。
以上の工程により、ばね用伸線前鋼線（圧延線材）が得られる。

熱間圧延後、ばね用伸線前鋼線にパテンティングを施す。このパテンティングの加熱温度は、炭化物の固溶を促進するために、９００℃以上とするとよい。９３０℃以上の高温であることがより好ましく、更には９５０℃以上が好ましい。その後６００℃以下でパテンティング処理を施してもよい。本発明によるばね用伸線前鋼線では、パテンティングおよび伸線の方法は限定しない。一般的な鋼線のパテンティング処理、伸線方法であれば、通常と同様に施すことができる。
要求される線材径や精度によって伸線工程が省略される場合、伸線工程に先立つパテンティング工程も省略されることがある。その場合は、以下に述べる焼入れの加熱温度を高温化し（例えば、９７０℃以上）によって、未溶解球状炭化物の固溶を促進する。

伸線加工後の焼入れは、Ａ_３点以上の温度に加熱して行う。炭化物の固溶を促進するためには、焼入れの加熱温度を高くすることが好ましい。焼入れでは、炭化物の成長を抑制するため、加熱速度を１０℃／秒以上とし、Ａ_３点以上の温度での保持時間を１分以上５分以下とすることが好ましい。オーステナイトの粒成長を抑制するために、保持時間を短くすることが好ましい。焼入れは、マルテンサイト変態を促進するため、冷却速度を５０℃／秒以上とし、１００℃以下まで冷却することが好ましい。

焼入れ時の冷媒は１００℃以下、更に８０℃以下と低温である方が好ましいが、本発明では、残留オーステナイト量を精密に制御するために、冷媒温度を４０℃以上とする。冷媒は、オイル、水溶性焼入れ剤、水など、焼入れが可能な冷媒であれば、特に限定されるものではない。また冷却時間はオイルテンパー処理や高周波熱処理のように短くても良く、残留オーステナイトを極端に少なくするための低温での保持時間の延長や冷媒温度の３０℃以下への低温化は避ける方が望ましい。すなわち焼入れは５分以内に終了させることが好ましい。

焼入れ後、焼戻しを行う。焼戻しは、炭化物の成長を抑制するため、加熱速度を１０℃／秒以上、保時時間を１５分以下とすることが好ましい。保持温度は、成分と目標とする強度によって変動するが、通常は４００〜５００℃で保持する。

高強度ばね用伸線前鋼線を冷間コイリングによって所望のばね形状に加工し、歪取り焼鈍を施し、更に、窒化処理及びショットピーニングを施して、ばねを製造する。

冷間コイリングされた鋼線は、歪取り焼鈍や窒化処理などにより、再加熱される。その際、内部は軟質化するため、ばねとしての性能が低下する。特に、本発明では窒化処理を５００℃程度の高温で施しても、十分な硬さを保持している。その結果、本発明の高強度ばね用伸線前鋼線を素材とすれば、高強度ばねの、表層から５００μｍ深さのマイクロビッカース硬度をＨＶ５７５以上とすることが可能である。なお、ばねの表層から５００μｍ深さでマイクロビッカース硬度を測定するのは、窒化処理及びショットピーニングによる硬化の影響がない母材のビッカース硬度を評価するためである。

表１−１〜４に示した成分を有する鋼を１０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳造して鋼片を製造した。これら真空溶解材はφ８ｍｍまで熱間鍛造した。その後、φ８ｍｍまで熱間鍛造した材料は１２７０℃×４ｈｒに加熱した。また一部の試料は、２５０ｔｏｎの転炉で精錬し、連続鋳造してブルームを作製、１２７０℃×４ｈｒ以上加熱したのち、断面１６０ｍｍ×１６０ｍｍのビレットとした。さらに圧延によってφ８ｍｍの圧延線材とした。圧延前のビレットの加熱温度は１２００℃以上とした。

直径８ｍｍの伸線前鋼線（圧延線材）は伸線し易い組織とするために伸線前にパテンティングした。パテンティングにおける加熱温度は十分に炭化物等が固溶するように９００℃以上に加熱することが望ましく、９３０℃で加熱後６００℃の流動層に投入することでパテンティングした。パテンティング後には伸線加工により、直径４ｍｍの伸線材とした。このように、ブルームを高温で加熱したのち、圧延、パテンティングおよび焼き入れ時の加熱を可能な限り高温化することで未溶解球状炭化物の成長を抑制することができ、その寸法を０．２μｍ以下に抑制することが可能になる。

パテンティングおよび伸線した鋼線の引張強度を調整するため、焼入れ焼戻し処理を施し、ばね用伸線前鋼線を製造した。なお、伸線加工で断線が生じた試料には、焼入れ焼戻し処理を施していない。焼入れは焼戻し処理は、伸線加工した鋼線を１０℃／秒以上の加熱速度で９５０℃もしくは１１００℃（Ａ_３点以上の温度）まで加熱し、その加熱到達温度で４分〜５分間保持した後、５０℃／秒以上の冷却速度となるように室温の水槽に投入し、１００℃以下になるまで冷却した。

評価結果として断線状況、旧オーステナイト粒度番号、残留オーステナイト量（体積％）、炭化物の円相当径と存在密度、引張強度、０．２％耐力、ノッチ曲げ角度、平均疲労強度及びガス軟窒化後のビッカース硬さを示す。
合格とする目標数値は、従来の高強度ばね用鋼線を参考として、次のとおりとした。
旧オーステナイト粒度番号：１０度以上
残留オーステナイト量（体積％）：２０％以下
球状炭化物の円相当径：０．２μｍ以下
引張強度：２１００ＭＰａ以上
０．２％耐力：１８００ＭＰａ以上
降伏比：７５％以上９５％以下
ノッチ曲げ角度：２８度以上
平均疲労強度（中村式回転曲げ強度）：９００ＭＰａ以上、
ガス軟窒化後のビッカース硬さで内部硬さ：５９０Ｈｖ以上
ガス軟窒化後のビッカース硬さで窒化層硬さ：７５０Ｈｖ以上
なお、本発明による鋼線においては、強度と加工性（コイリング性）を両立させる必要があるため、降伏比が高すぎると加工性が悪化する。従って、降伏比の上限は好ましくは９０％、さらに好ましくは８８％以下とするとよい。

得られたばね用伸線熱処理鋼線から試料を採取し、旧オーステナイト粒度、残留オーステナイトの体積率、炭化物の評価、引張試験、ノッチ曲げ試験、マイクロビッカース硬さ試験に供した。なお、疲労特性は、ばねの製造を模擬した処理（以下、ばね製造処理という。）として、加工後のばねに施す窒化処理を模したガス軟窒化処理（５００℃、６０分）、ショットピーニング（カットワイヤーの直径０．６ｍｍ、２０分）及び低温歪取り処理（１８０℃、２０分）を施して評価した。

旧オーステナイト粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して測定した。炭化物の円相当径及び存在密度は、電解エッチングを施した試料を用いて、ＳＥＭ組織写真を撮影し、画像処理して測定した。また、残留オーステナイトの体積率は、磁気測定法によって測定した。

疲労試験は中村式回転曲げ疲労試験（２点支持のおもりにより湾曲させ，モータで回転させて線の表面に圧縮および引張応力を与える疲労試験）であり、１０本のサンプルが５０％以上の確率で１０７サイクル以上の寿命を示す最大負荷応力を平均疲労強度とした。ノッチ曲げ試験は、冷間コイリング性を評価する試験であり、以下のようにして行った。

図２に示す、先端の角度が１２０°であるポンチ２を用いて、試験片に最大深さ３０μｍの溝（ノッチ）を設けた。なお、図３に示すように、ノッチ４は、試験片３の長手方向の中央部に、長手方向と直角に設けた。次に、図４に示すように、ノッチ４の反対側から、押金具５により最大引張応力の荷重Ｐを負荷用治具６を介して負荷し、３点曲げ変形を加えた。なお、負荷用治具６の先端の曲率半径ｒは４．０ｍｍとし、支え間の距離Ｌは、Ｌ＝２ｒ＋３Ｄとした。ここで、Ｄは試験片の直径である。

ノッチ部から破断するまで曲げ変形を加え続け、破断時の曲げ角度（ノッチ曲げ角度）を図５に示したようにして測定した。なお、試験片が分離した場合は、破断部を付き合わせて、ノッチ曲げ角度θを測定した。本発明では、ノッチ曲げ角度が２８°以上のものを、冷間コイリング性が良好であると判断した。

窒化後のマイクロビッカース硬さは表層から５００μｍ以上の深さを内部硬さとし、表層から５０μｍ深さのマイクロビッカース硬度を窒化層硬さとして評価した。測定荷重は１０ｇである。

これらの試験結果を表１−５〜８に示す。なお、表１−５〜８中で、金属組織は残留オーステナイト（γ）以外は焼き戻しマルテンサイトとわずかな介在物である。また、成分の残部は鉄及び不可避不純物である。
伸線前鋼線（線材圧延後の鋼線）の評価は、未溶解球状炭化物の円相当径のみを行った。熱処理前であるので、機械特性やオーステナイト粒度等の測定をしてもあまり意味がないからである。

本発明の実施例である１から４７は、いずれも、冷間コイリング性の指標であるノッチ曲げ角度が２８°以上と良好であり、ばねの耐久性の指標である中村式回転曲げ疲労強度（以下単に疲労耐久性ともいう）およびへたり性および焼戻し軟化抵抗の指標である窒化層硬さが優れている。

比較例４８、４９はＣ添加量が請求項の範囲外れた例であり、Ｃが規定を超える（比較例４８）と未溶解球状炭化物が多くなり、冷間コイリング性の指標であるノッチ曲げ角度が低い。一方、Ｃが規定量よりも少ない場合（比較例４９）には十分な引張強度を確保できない。特に窒化後の内部硬さが低くなり、ばねとしての疲労耐久性（中村式回転曲げ疲労強度）やへたり特性（窒化後内部硬さ）に劣る。

比較例５０、５１はＳｉ添加量が請求項の範囲外れた例であり、Ｓｉが規定を超えるとマトリックスが脆化し加工性が損なわれる、すなわちノッチ曲げ角度が低い。一方、Ｓｉが規定量よりも少ない場合には、焼戻し軟化特性が劣化するため、窒化による加熱後に十分な強度を確保できない。特に窒化後の内部硬さと窒化層硬さが低くなった。

比較例５２、５３はＭｎ添加量が請求項の範囲外れた例であり、Ｍｎが規定を超えると残留オーステナイトが多くなり、耐力が低下し、その疲労耐久性（中村式回転曲げ疲労強度）が劣る。一方、Ｍｎが規定量よりも少ない場合には残留オーステナイトは低下しすぎ、加工が劣化するため、ノッチ曲げ角度が低下した。

比較例５４、５５はＣｒ添加量が請求項の範囲外れた例であり、Ｃｒが規定を超えるとセメンタイトが安定化し、高温での鋼片加熱や焼入れ焼戻しなどでも未固溶炭化物が増加し、ばね加工性を大いに低下させる。そのため、ノッチ曲げ角度が低下した。一方、Ｃｒが規定量よりも少ない場合には窒化などでの加熱処理にて軟化してしまうなど、いわゆる焼戻し軟化抵抗が不足するため窒化層硬さが低下した。

比較例５６、５７、５８はそれぞれＭｏ，Ｗ、Ｍｏ＋Ｗの添加量が請求項の範囲外れて過剰に添加した例であり、ＭｏおよびＷが規定を超えると圧延冷却時やパテンティングなどの加熱処理後にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織を生じ、搬送や伸線時に断線が生じ、測定試験を実施することができなかった。

比較例５９はＶを過剰に添加した例であり、Ｖは鋼中で炭化物を生成する元素であり、過剰な添加によりＶを中心とした未固溶炭化物を生じ、加工性が劣化、ノッチ曲げ角度が低下した。

比較例６０、６１はＮ量が請求項の範囲よりも過剰に含まれる場合である。この過剰なＮはＶ、Ｎｂなどの窒化物や炭窒化物生成温度を高温化させ、これらを核として炭化物などの析出物を粗大化させる。また本発明のような繰り返し加熱して用いる場合にはこの窒化物、炭窒化物、炭化物の固溶が不完全になり、粗大な未溶解球状炭化物が多量に残留する。その結果、加工性が損なわれる。ノッチ曲げ角度が低下した例である。

比較例６２、６３はＮｂ添加量が請求項の範囲外れた例であり、Ｎｂが規定を超えると熱間延性を著しく損ない、圧延材の表面疵を多発し、伸線中に断線し、測定試験ができなかった。

比較例６４はＭｎとＶの添加量の和が本発明で説明した範囲より過剰の場合であり、鋼線の残留オーステナイト量を規定より多く残り、ノッチ曲げ試験ではノッチ部は応力誘起変態により硬化して加工性は低下している。ノッチ曲げ角度が低下した例である。繰り返しになるが、本発明ではＶは無添加であるが、不可避的不純物としてのＶの混入があるため、そのＶを無害化するための限定である。

比較例６５はＭｎとＶの添加量の和が本発明で説明した範囲より低い場合であり、残留オーステナイト量が最適範囲よりも少ないため、加工性、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。

比較例６６はＣｒとＶの添加量の和が本発明で説明した範囲より過剰の場合であり、未溶解球状炭化物が過剰に残り、加工性、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。

比較例６７はＣｒとＶの添加量の和が本発明で説明したの範囲より不足する場合であり、加工性は良好であるが、窒化後の内部硬さと窒化層硬さが不足しばね性能が十分ではない。

比較例６８〜７０はＳｉ量とＣｒ量の差（［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］）が請求項の範囲よりはずれ、Ｓｉ量に比べＣｒ量が多い場合である。ＣｒがＳｉ量に対して過剰であると未溶解球状炭化物が残留し、加工性が劣化、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。

同様に比較例７１、７２はＳｉ量とＣｒ量の差（［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］）が請求項の範囲の上限よりも大きいばあいであり、ＳｉがＣｒ量に対して大幅に過剰である。これらの場合、圧延材の表層脱炭層が大きく成長し、微量の表層シェービングなどでは十分に除去しきれない。そのため疲労耐久性（中村式回転曲げ疲労強度）に劣った。

比較例７３、７４は、それぞれ発明例１、発明例２３の鋼をビレット加熱温度１１００℃で圧延したものである。圧延初期において未溶解球状炭化物が残留し、その影響が最終的に残っているため、加工性が劣化、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。

発明例１０１〜１０９は、発明例１〜５および２０〜２３の伸線前鋼線の実施例である。比較例１１０，１１１は発明例１０１，１０６のビレット加熱温度を１１００℃としたものである。
伸線前鋼線での評価であるので、未溶解球状炭化物の最大円相当径のみで評価している。ビレット加熱温度が高いと、未溶解球状炭化物の円相当径が小さくなることがわかる。

本発明は、高強度ばね用鋼線の製造に利用できる。高強度ばね材料は、自動車工業を始めとする多くの産業分野で利用することができる。

１ 球状炭化物
２ ポンチ
３ 試験片
４ ノッチ
５ 押金具
６ 負荷用治具
Ｐ 荷重
Ｌ 支え間の距離
θ ノッチ曲げ角度

Claims (14)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．６７％以上、０．９％未満、
   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％
   を含有し、かつＳｉとＣｒが次式
   ０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
   を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   不純物としてのＰ、Ｓが
   Ｐ ：０．０２５％以下、
   Ｓ ：０．０２５％以下であり、
   さらに、未溶解球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線。
2. さらに、質量％で、
   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
   のうち１種または２種以上を含有し、
   Ｖを含有する場合は
   １．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％、および０．７０％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％を満たし、
   ＭｏとＷを含有する場合は
   ０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
   を満たすことを特徴とする請求項１に記載の高強度ばね用伸線前鋼線。
3. 質量％で、
   Ｃ ：０．６７％以上、０．９％未満、
   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％
   を含有し、かつＳｉとＣｒが次式
   ０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
   を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   不純物としてのＰ、Ｓが
   Ｐ ：０．０２５％以下、
   Ｓ ：０．０２５％以下であり、
   さらに、金属組織として、少なくとも残留オーステナイトが体積率で６％超１５％以下存在し、
   旧オーステナイト粒度番号が１０番以上であり、
   未溶解球状炭化物の円相当径が０．２μｍ未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
4. さらに、質量％で、
   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
   のうち１種または２種以上を含有し、
   Ｖを含有する場合は
   １．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％、および０．７０％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％を満たし、
   ＭｏとＷを含有する場合は
   ０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
   を満たすことを特徴とする請求項３に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
5. 前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が２１００〜２４００ＭＰａであることを特徴とする請求項３または４に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
6. 前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点が１６００〜１９８０ＭＰａであることを特徴とする請求項５に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
7. 前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線を５００℃で１時間保持する軟窒化処理することにより、表層ビッカース硬さがＨＶ７５０以上であり、内部ビッカース硬さがＨＶ５７０以上となることを特徴とする請求項３または４に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。
8. 質量％で、
   Ｃ ：０．６７％以上、０．９％未満、
   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％
   を含有し、かつＳｉとＣｒが次式
   ０．３％≦Ｓｉ−Ｃｒ≦１．２％
   を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   不純物としてのＰ、Ｓが
   Ｐ ：０．０２５％以下、
   Ｓ ：０．０２５％以下
   であるブルームを１２５０℃以上に加熱後熱間圧延を施してビレット製造し、当該ビレットを１２００℃以上に加熱後熱間圧延により伸線前鋼線を製造することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。
9. さらに、質量％で、
   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
   のうち１種または２種以上を含有し、
   Ｖを含有する場合は
   １．４％≦Ｃｒ＋Ｖ≦２．６％、および０．７０％≦Ｍｎ＋Ｖ≦１．３％を満たし、
   ＭｏとＷを含有する場合は
   ０．０５％≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．５％
   を満たすことを特徴とする請求項８に記載の高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。
10. 請求項８または９に記載の伸線前鋼線を、さらに９００℃以上に加熱し、その後６００℃以下のパテンティング処理することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。
11. 請求項８または９に記載の伸線前鋼線を、伸線加工した後、１０℃／秒以上の加熱速度でＡ_３点以上の温度まで加熱し、Ａ_３点以上の温度で１分以上５分以下保持した後、５０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却することを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。
12. 請求項１０に記載の伸線前鋼線を、伸線加工した後、１０℃／秒以上の加熱速度でＡ_３点以上の温度まで加熱し、Ａ_３点以上の温度で１分以上５分以下保持した後、５０℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却することを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。
13. さらに４００〜５００℃で１５分以下保持し焼戻し処理することを特徴とする請求項１１に記載の高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。
14. さらに４００〜５００℃で１５分以下保持し焼戻し処理することを特徴とする請求項１２に記載の高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。