WO2013179934A1 - コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法 - Google Patents

コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法 Download PDF

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敦彦 竹田
吉原　直
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire for high-strength springs excellent in coiling property and hydrogen embrittlement resistance (hydrogen embrittlement resistance) and a method for producing the same.
  • a steel wire for a spring for example, a coil spring
  • a tempered (quenched and tempered) state has a high tensile strength of 1900 MPa or more, and is excellent in coiling and hydrogen brittleness, and a method for producing the same It is about.
  • Coil springs used in automobiles are required to be lighter in order to reduce exhaust gas and improve fuel efficiency, and require higher strength. ing.
  • the cold winding is performed by drawing a steel wire for a spring, quenching and tempering, cold coiling, and then sequentially performing strain relief annealing, setting, shot peening, and painting to produce a coil spring. It is a method to do.
  • spring winding (coiling) is performed after quenching and tempering instead of adjusting the strength by quenching and tempering after spring winding as in the hot winding. Therefore, a steel wire with high strength and low workability is used for the spring winding process, and it is easy to break during the spring winding. Such a tendency becomes remarkable as the strength increases. Therefore, in the case of the cold winding, the steel wire after quenching and tempering used for the spring winding process is required to have excellent ductility (coiling property). In addition, since the high strength spring is likely to be hydrogen brittle, the spring steel wire used for manufacturing the spring is also required to have excellent hydrogen brittleness resistance.
  • Patent Document 1 shows that the brittle fracture resistance can be improved by controlling the amount of solid solution C, the amount of Cr contained as a Cr-containing precipitate, and the TS value represented by a predetermined formula. ing.
  • Patent Document 1 discloses, as a production method, plastic working with a true strain of 0.10 or more; average heating rate at 200 ° C. or higher: TK from 850 to 1100 ° C. at 20 K / s or higher, and then average cooling Speed: Quenching treatment for cooling to 200 ° C. or higher at 30 K / s or higher; Heating to a temperature (T2 ° C.) or higher determined by a predetermined formula with an average temperature rising rate at 300 ° C. or higher being 20 K / s or higher, and 300 ° C. or higher It is shown that a tempering process is performed in which the residence time t1 is set to 240 sec or less and further cooled to 300 ° C. or less.
  • Patent Document 2 shows that the amount of retained austenite after quenching and tempering is suppressed to 20% by volume or less in order to ensure corrosion resistance in consideration of use in a corrosive environment.
  • Patent Document 3 shows that coiling properties and fatigue characteristics can be improved by controlling the component composition and controlling the size and density of carbides and the prior austenite grain size number.
  • Patent Document 4 shows that coiling property and hydrogen embrittlement resistance can be improved by controlling the prior austenite average particle size; and the amount of retained austenite, the average particle size and the maximum particle size. Yes.
  • alloy elements such as Cr are suppressed from the viewpoint of cost reduction. Further, from the viewpoint of improving the corrosion fatigue characteristics by appropriately (shallowing) the shape of the corrosion pit generated in the corrosive environment, it is required to suppress the Cr amount.
  • Patent Document 5 proposes that delayed fracture characteristics can be improved by controlling the grain size of the prior austenite crystal grains and the density of undissolved carbides of a certain size without making the alloy elements such as Cr essential. Has been.
  • Patent Document 5 is mostly examples using Cr and are not based on the assumption that Cr is not used.
  • an alloy element such as Cu, Ti, Nb or the like is used in an embodiment that does not contain Cr.
  • Patent Document 5 Cr or other alloy elements (Cu, Ti, Nb) are used to ensure strength. Therefore, Patent Document 5 does not show that high strength can be achieved without using these Cr and the like.
  • the present invention has been made paying attention to the above-mentioned circumstances, and the object thereof is a spring steel wire obtained by quenching and tempering by high-frequency heating, which does not use Cr, and is an alloy element such as Cu. Is to provide a steel wire for a spring that exhibits high strength of 1900 MPa or more and is excellent in coiling property and hydrogen brittleness resistance.
  • the steel wire for a high-strength spring of the present invention that has solved the above problems has C: 0.40 to 0.65% (meaning of mass%, the same applies to chemical components), Si: 1.0 to 3.0 %, Mn: 0.6 to 2.0%, P: 0.015% or less (not including 0%), S: 0.015% or less (not including 0%), and Al: 0.001 to 0.10%, balance of iron and inevitable impurities, tempered martensite: 70 area% or more and residual austenite: 6 to 15 area%, and the method specified in JIS G-0551
  • the prior austenite grain size number obtained in step (1) is 10.0 or more and the tensile strength is 1900 MPa or more.
  • the steel wire for high-strength springs can ensure desired characteristics with the above component composition, but it is further shown in the following (a) and (b) for the purpose of providing further corrosion resistance and the like depending on the use. It may contain an element.
  • A one or more elements selected from the group consisting of Cu: 0.05 to 1.5% and Ni: 0.05 to 1.5%;
  • the present invention also includes a spring obtained using the steel wire for high strength springs.
  • the present invention also includes a method for producing the steel wire for high-strength springs.
  • the production method is characterized in that a steel material satisfying the above component composition is used and quenching and tempering performed after wire drawing is performed so as to satisfy all of the following quenching conditions and the following tempering conditions.
  • Steel wire is obtained. Since the spring steel wire of the present invention does not use Cr as described above, the manufacturing cost can be suppressed and the corrosion resistance is excellent. Furthermore, since the spring steel wire of the present invention does not require an alloy element such as Cu as described above, the manufacturing cost of the steel wire can be further suppressed. As a result, a high-strength spring that hardly causes hydrogen embrittlement (for example, a coil spring such as a suspension spring, which is one of automotive parts) can be supplied at low cost.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to obtain a spring steel wire that exhibits high strength and excellent coiling and hydrogen embrittlement resistance without using an alloy element such as Cr. It was.
  • the composition consisting of basic components can be controlled without using expensive alloy elements, and in particular, the quenching and tempering conditions in the manufacturing process can be controlled to ensure the structure described below without reducing the strength.
  • the inventors have found that the above excellent characteristics can be achieved and completed the present invention.
  • the upper limit of the amount of retained austenite was set to 15 area%.
  • the amount of retained austenite is preferably 13 area% or less.
  • the prior austenite (old ⁇ ) grain size number determined by the method specified in JIS G 0551 is set to 10.0 or more.
  • the old ⁇ grain size number is preferably 10.5 or more, more preferably 11.0 or more.
  • the upper limit of the old ⁇ grain size number is about 14.0.
  • the steel material (steel wire) of the present invention has a tempered martensite main body (70% by area or more as a percentage of the entire structure). In order to ensure high strength and high toughness, it is necessary to perform a quenching and tempering process described later to obtain a structure mainly composed of the tempered martensite.
  • the tempered martensite is preferably 80 area% or more.
  • Other structures may include bainite, ferrite, pearlite, etc., but these are 10 area% or less even if included. Preferably it is 0 area%.
  • C is an element necessary for ensuring high strength, and is also an element effective for improving hydrogen embrittlement resistance by forming fine carbides. Therefore, C is contained at 0.40% or more.
  • the amount of C is preferably 0.50% or more, more preferably 0.58% or more.
  • C is also an element that deteriorates corrosion resistance. Therefore, it is necessary to suppress the amount of C in order to improve the corrosion fatigue characteristics of a spring product (such as a suspension spring) that is a final product. Therefore, in the present invention, the C content is set to 0.65% or less.
  • the amount of C is preferably 0.62% or less.
  • Si is an element necessary for ensuring strength and has an effect of making carbide fine. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain Si 1.0% or more.
  • the amount of Si is preferably 1.3% or more, more preferably 1.8% or more.
  • Si is also an element that promotes decarburization. If Si is excessively contained, formation of a decarburized layer on the surface of the steel material is promoted in the manufacturing process of the steel wire. As a result, a peeling process is required to delete the decarburized layer, resulting in an increase in manufacturing cost. Therefore, in the present invention, the upper limit of the Si amount is set to 3.0%.
  • the amount of Si is preferably 2.5% or less, more preferably 2.2% or less.
  • Mn is an element useful for detoxification of S by forming M and S which are harmful elements in steel while being used as a deoxidizing element. It is also an element contributing to strength improvement. In order to exhibit these effects effectively, the amount of Mn is made 0.6% or more. The amount of Mn is preferably 0.7% or more, more preferably 0.8% or more. However, when Mn is contained excessively, the residual ⁇ amount is likely to increase more than necessary, and the hydrogen embrittlement resistance and ductility (coiling properties) are reduced. For these reasons, the Mn content is set to 2.0% or less in the present invention. The amount of Mn is preferably 1.6% or less, more preferably 1.3% or less.
  • P 0.015% or less (excluding 0%)
  • P is a harmful element that deteriorates the ductility (coiling property) of the steel material. Therefore, it is desirable that the amount of P is low, and the upper limit is 0.015%.
  • the amount of P is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • S 0.015% or less (excluding 0%)] S is also a harmful element that deteriorates the ductility (coiling property) of the steel material in the same manner as P described above. Therefore, it is desirable that the amount of S is low, and the upper limit is 0.015%.
  • the amount of S is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • Al is mainly added as a deoxidizing element. Further, N and AlN are formed to render the solid solution N harmless and contribute to the refinement of the structure. In order to fully exhibit these effects, the Al amount needs to be 0.001% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.002% or more.
  • Al is an element that promotes decarburization as well as Si. Therefore, it is necessary to suppress the amount of Al in the spring steel wire containing a large amount of Si.
  • the amount of Al is set to 0.10% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.07% or less, more preferably 0.030% or less, and still more preferably 0.020% or less.
  • the components of the steel of the present invention are as described above, and the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • the spring steel wire of the present invention does not contain Cr as described above. Moreover, high strength and excellent coiling property and hydrogen embrittlement resistance can be achieved with the above component composition without using an alloy element such as Cu. Depending on the application, the following elements may be further contained for the purpose of providing further corrosion resistance and the like.
  • Cu is an element effective for suppressing surface layer decarburization and improving corrosion resistance.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the amount of Cu is more preferably 1.3% or less, still more preferably 0.7% or less, and still more preferably 0.4% or less.
  • the amount of Cu exceeds 0.5%, hot brittleness due to Cu can be prevented by making Ni equal to or more than Cu present [Ni amount (mass%) ⁇ Cu amount (mass%)]. Can be suppressed.
  • Ni is an element effective for suppressing surface decarburization and improving corrosion resistance.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the amount of Ni is more preferably 0.2% or more.
  • the Ni content is preferably 1.5% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.7% or less, and still more preferably 0.4% or less.
  • Ti 0.10% or less (not including 0%), B: 0.010% or less (not including 0%), Nb: 0.10% or less (not including 0%), Mo: 0.0. 5% or less (excluding 0%), and V: one or more elements selected from the group consisting of 0.3% or less (not including 0%)]
  • Ti is an element useful for forming a sulfide with S to make S harmless. Ti also has the effect of forming a carbonitride to refine the structure. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.02% or more of Ti. The amount of Ti is more preferably 0.05% or more. However, when the amount of Ti becomes excessive, coarse Ti sulfide is formed, and ductility may deteriorate. Therefore, in this invention, it is preferable to make Ti amount into 0.10% or less. From the viewpoint of cost reduction, it is more preferable to suppress the Ti amount to 0.07% or less.
  • B is a hardenability improving element. B also has an effect of strengthening the austenite grain boundary and is an element contributing to the suppression of destruction. In order to exert these effects, the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more. However, since the above effect is saturated even if B is added excessively, the amount of B is preferably 0.010% or less. The amount of B is more preferably 0.0050% or less.
  • Nb is an element that forms carbonitrides with C and N and mainly contributes to refinement of the structure.
  • the Nb content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • the Nb amount is preferably 0.10% or less. From the viewpoint of cost reduction, the Nb content is more preferably suppressed to 0.07% or less.
  • Mo is an element that forms carbonitrides with C and N in the same manner as Nb, and contributes to refinement of the structure. Mo is also an element effective for securing the strength after tempering. In order to sufficiently exhibit these effects, the Mo amount is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more. However, when the amount of Mo becomes excessive, coarse carbonitrides are formed and the ductility (coiling property) of the steel material is deteriorated. Therefore, the Mo amount is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.4% or less.
  • V is an element that effectively acts to increase the strength of steel by precipitation strengthening.
  • V is an element that increases toughness and contributes to improvement of sag resistance, and refines crystal grains to improve strength and proof stress ratio.
  • the V amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the V amount is preferably 0.3% or less.
  • the amount of V is more preferably 0.25% or less, still more preferably 0.22% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • the spring steel wire of the present invention contains a certain amount of retained austenite.
  • This retained austenite is a structure that is not a little present when carbon steel is generally quenched.
  • the amount of C and the alloy component are increased in order to increase the strength of the steel material, the residual austenite that is present during quenching increases, and it is difficult to decompose during tempering, thereby securing the retained austenite.
  • an alloy element effective for securing retained austenite is not essential.
  • quenching and tempering are performed using a high-frequency heating device under the conditions described later (particularly, rapid heating and short-time heating are performed in quenching and tempering). As a result, the strength is increased and retained austenite is secured.
  • the prior austenite crystal grains can be easily refined by performing the quenching and tempering described later using high-frequency heating as described above.
  • [Quenching process] Average heating rate (HR1) from 100 ° C. to quenching heating temperature (T1): 40 ° C./s or more)
  • the HR1 is set to 40 ° C./s or more.
  • the HR1 is preferably 50 ° C./s or higher, more preferably 100 ° C./s or higher.
  • the upper limit of HR1 is about 400 ° C./s from the viewpoint of temperature control.
  • the average rate of temperature increase from room temperature to 100 ° C. is not particularly limited.
  • the T1 is set to 1000 ° C. or less.
  • the T1 is preferably 980 ° C. or lower, more preferably 930 ° C. or lower.
  • the T1 is set to 850 ° C. or higher.
  • the T1 is preferably 870 ° C. or higher, more preferably 900 ° C. or higher.
  • the t1 is 90 seconds or less.
  • the t1 is preferably 60 seconds or less, more preferably 40 seconds or less.
  • this t1 should be 5 seconds or more.
  • the t1 is more preferably 10 seconds or more, and still more preferably 15 seconds or more.
  • the CR1 is set to 30 ° C./s or less.
  • the CR1 is preferably 25 ° C./s or less, more preferably 20 ° C./s or less.
  • the CR1 is set to 5 ° C./s or more.
  • the CR1 is preferably 10 ° C./s or higher, more preferably 15 ° C./s or higher.
  • the cooling method examples include water cooling (immersion in a water tank, etc.), spray cooling, mist cooling, cooling with He gas, etc., but the present invention is to be manufactured at a low cost, and from 300 ° C. to 80 ° C. Since it is necessary to control the average cooling rate (CR1) within the above range, the cooling at the time of quenching is preferably a method of adopting spray cooling or mist cooling and adjusting the water amount of the spray or mist.
  • the cooling rate at the time of quenching is controlled relatively gently to ensure retained austenite.
  • it cools to 200 degrees C or less by making average cooling rate CR1 after quenching heating into 30 K / s or more, and the amount of residual austenite is as small as 5% or less by volume ratio.
  • the cooling at the time of quenching and tempering is water cooling
  • Patent Document 3 the cooling after the quenching is water cooling, so both try to control the cooling at the time of quenching to ensure retained austenite. It is not what you do.
  • the average cooling rate of 50 ° C./s or more is required for quenching. It is better to cool with.
  • the cooling method include water cooling, spray cooling, mist cooling and the like.
  • the HR2 is set to 30 ° C./s or more.
  • the HR2 is preferably 40 ° C./s or higher, more preferably 50 ° C./s or higher.
  • the HR2 is preferably 300 ° C./s or less, more preferably 200 ° C./s or less.
  • the average rate of temperature increase from room temperature to 100 ° C. is not particularly limited.
  • T2 Temporal heating temperature (T2): 350 to 550 ° C.) If the tempering heating temperature (T2) is too low, there is a problem that the tempering is not sufficiently tempered, the strength becomes too high, and the aperture is extremely lowered. Therefore, T2 is set to 350 ° C. or higher. On the other hand, when the T2 exceeds 550 ° C., it becomes difficult to achieve a tensile strength of 1900 MPa or more. Therefore, T2 is set to 550 ° C. or lower.
  • the optimum range of the tempering heating temperature (T2) can be appropriately determined in the range of 350 to 550 ° C. according to the required strength.
  • the t2 is preferably 70 seconds or less, more preferably 50 seconds or less, still more preferably 40 seconds or less, and even more preferably 12 seconds or less.
  • the present invention is based on the premise that high-frequency heating is performed. If t2 is too short, hardness variation in the cross section in the circumferential direction is likely to occur in the case of a thick steel wire, and stable strength improvement is achieved. It becomes difficult to plan. Therefore, in the present invention, t2 is set to 5 seconds or more. The t2 is preferably 7 seconds or longer, more preferably 10 seconds or longer.
  • the said average cooling rate (said CR2) shall be 30 degrees C / s or more.
  • the CR2 is preferably 40 ° C./s or more, more preferably 50 ° C./s or more.
  • the upper limit of CR2 is about 300 ° C./s.
  • the cooling method includes water cooling, mist cooling and the like. Moreover, the average cooling rate from 100 degreeC to room temperature is not specifically limited.
  • the steel wire for springs of the present invention satisfying the above component composition / structure has a tensile strength of 1900 MPa or more and a drawing measured by a tensile test described later of 45% or more.
  • the drawing required by this tensile test is one of the indexes representing the ductility of the material. The higher the aperture, the higher the ductility and the less likely to break during spring forming, and the better the coiling property.
  • the steel wire for springs of the present invention is suitable as a steel wire for cold forming springs (particularly, a steel wire for suspension springs) because it has high strength, excellent coiling properties and hydrogen brittleness resistance as described above.
  • a coil spring for example, a valve spring or a suspension spring used for an engine, a suspension, etc.
  • high strength and excellent hydrogen brittleness resistance can be realized.
  • the above quenching was performed as follows. That is, it was heated from 100 ° C. to the quenching heating temperature (T1) shown in Tables 3 and 4 at an average temperature increase rate (HR1) shown in Tables 3 and 4, and held at T1 (holding time (t1) is As shown in Table 3 and Table 4). Thereafter, in all of the examples, spray cooling was performed from the heating temperature (T1) to 300 ° C. to cool at 50 ° C./s or more, and from 300 ° C. to 80 ° C., the averages shown in Table 3 and Table 4, respectively. Cooling was performed at a cooling rate (CR1). The cooling from 300 ° C. to 80 ° C. was performed by spray cooling, immersion in a water tank, or cooling using He gas in some examples (experimental scale). The temperature was allowed to cool from 80 ° C. to room temperature.
  • tempering was performed as follows. That is, the sample was heated from 100 ° C. to a temperature range (T2) of 350 to 550 ° C. at the average heating rate (HR2) shown in Tables 3 and 4 and held at T2 (holding time (t2) is shown in Table 3). And as shown in Table 4). Then, it cooled from the said T2 (however, when T2 is 400 degreeC or more) to 100 degreeC by the average cooling rate (CR2) shown in Table 3 and Table 4. This cooling was performed by spray cooling. In addition, it was left to cool from 100 ° C. to room temperature. In Table 4, No. 45-69 and no. Since the tempering heating temperature (T2) was changed from 70 to 94, spring steel wires having different strengths and the like were obtained as shown in Table 6 below.
  • evaluation of steel structure evaluation of retained austenite amount and prior austenite grain size number
  • evaluation of tensile properties evaluation of tensile strength and drawing
  • evaluation of hydrogen embrittlement resistance by the following methods Went.
  • the amount of residual ⁇ determined by the X-ray diffraction is calculated as a volume ratio, but the value of the volume ratio can be read as an area ratio as it is. Therefore, in the present invention, the unit of the residual ⁇ amount is treated as an area ratio.
  • Tables 1 to 6 can be considered as follows (the following numbers indicate the example numbers in Tables 3 to 6). That is, no. 1 to 4, 6, 7, 11 to 16, 18 to 21, 25, 26, 28, 29, 33 to 35, 37, 38, 41, and 45 to 94 satisfy the requirements defined in the present invention. It has high strength and excellent coiling and hydrogen embrittlement resistance.
  • No. No. 9 has an excessive amount of P.
  • No. 10 has an excessive amount of S.
  • No. 17 had an excessive amount of Nb, so that the aperture was small and the coiling property was lowered.
  • No. 22 to 24, 27, 30 to 32, 36, 39, 40, and 42 to 44 are examples in which steel materials having the specified component composition are used, but quenching and tempering were not performed under the specified conditions in the manufacturing process. is there. In these examples, the prescribed structure was not obtained, and as a result, the coiling property and the hydrogen embrittlement resistance deteriorated. Details are as follows.
  • No. 30 to 32 are examples of quenching under general conditions, but because the average cooling rate (CR1) during quenching is too fast, a specified amount of retained austenite cannot be secured, and coiling and hydrogen embrittlement resistance. At least one has deteriorated.
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Abstract

　合金元素を多量に添加せずとも高強度を示し、コイリング性に優れ、かつ耐水素脆性の高められた冷間巻きばねを得るための、ばね用鋼線を提供する。該ばね用鋼線は、Ｃ：０．４０～０．６５％（質量％）、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：０．６～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．００１～０．１０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、全組織に対し、焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上、および残留オーステナイト：６～１５面積％であると共に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で求められる旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０番以上であり、かつ、引張強度が１９００ＭＰａ以上である点に特徴を有する。

Description

コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法
　本発明は、コイリング性および耐水素脆性（耐水素脆化特性）に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法に関するものである。詳細には、調質（焼入れ焼戻し）した状態で使用され、引張強度が１９００ＭＰａ以上と高強度であって、コイリング性および耐水素脆性に優れたばね（例えばコイルばね）用鋼線と、その製造方法に関するものである。
　自動車等に用いられるコイルばね（例えば、エンジンやサスペンション等に使用される弁ばね、懸架ばねなど）は、排ガスの低減や燃費向上のために軽量化が求められており、高強度化が要求されている。
　上記コイルばねの製造方法には、熱間巻きと冷間巻きの２つの方法がある。前記冷間巻きは、ばね用鋼線材を伸線し、焼入れと焼戻しを行った後、冷間でコイリングし、その後、歪取り焼鈍、セッチング、ショットピーニング、塗装を順次行って、コイルばねを製造する方法である。
　上記冷間巻きの場合、前記熱間巻きの様にばね巻き加工後に焼入れ焼戻して強度を調整するのではなく、焼入れ焼戻し後にばね巻き加工（コイリング）を施す。よって、該ばね巻き加工には、高強度かつ加工性の低い鋼線が用いられることとなり、ばね巻き時に折損し易くなる。この様な傾向は高強度化が進むにつれて著しくなる。よって、前記冷間巻きの場合、ばね巻き加工に供される焼入れ焼戻し後の鋼線には、優れた延性（コイリング性）が備わっていることが要求される。また、高強度化されたばねは、水素脆性が生じ易いため、該ばねの製造に用いられるばね用鋼線には、耐水素脆性に優れていることも要求される。
　ところで近年では、上記焼入れ焼戻しを、比較的短時間で行える高周波加熱で行うことが試みられている。上記優れた延性（コイリング性）と耐水素脆性を兼備する鋼線を、高周波加熱で焼入れ焼戻して得る技術が幾つか提案されている。
　例えば特許文献１には、固溶Ｃ量と、Ｃｒ含有析出物として含まれるＣｒ量と、所定の式で表されるＴＳ値とを制御することによって、耐脆性破壊特性を改善できることが示されている。また特許文献１には、製造方法として、真ひずみが０．１０以上の塑性加工；２００℃以上での平均昇温速度：２０Ｋ／ｓ以上でＴ１：８５０～１１００℃まで加熱した後、平均冷却速度：３０Ｋ／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する焼入れ処理；３００℃以上での平均昇温速度を２０Ｋ／ｓ以上とし、所定の式によって定まる温度（Ｔ２℃）以上に加熱し、３００℃以上での滞在時間ｔ１を２４０ｓｅｃ以下とし、更に３００℃以下まで冷却する焼戻し処理；を施すことが示されている。
　特許文献２には、腐食環境下で使用されることを考慮して、耐食性を確保すべく、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量を２０体積％以下に抑えることが示されている。
　特許文献３には、成分組成を制御すると共に、炭化物のサイズや密度、および旧オーステナイト結晶粒度番号を制御することによって、コイリング性や疲労特性を向上できることが示されている。
　特許文献４には、旧オーステナイト平均粒径と；残留オーステナイトの量、平均粒径および最大粒径と；を制御することで、コイリング性と耐水素脆化特性を改善できたことが示されている。
　ところでコストダウンの観点から、Ｃｒ等の合金元素の使用が抑制されている。また、腐食環境下で発生する腐食ピットの形状を適正に（浅く）して腐食疲労特性を改善する観点から、Ｃｒ量を抑えることが求められている。
　しかし、上記Ｃｒ等の合金元素量を抑制すると、高強度を確保することが困難となる。
　特許文献５には、上記Ｃｒ等の合金元素を必須とせずに、旧オーステナイト結晶粒の粒度と、一定サイズの未溶解炭化物の密度とを制御することによって、遅れ破壊特性を改善できた旨提案されている。
特開２００７－１９１７７６号公報 特開２００６－２９１２９１号公報 特開２００２－１８０１９８号公報 特許第４４２３２５４号公報 特開２００４－１４３４８２号公報
　しかし、上記特許文献５に開示の実施例は、Ｃｒを用いた例がほとんどであり、Ｃｒを使用しないことを前提とするものでない。また、上記特許文献５に開示の実施例において、Ｃｒを含まない実施例ではＣｕ、Ｔｉ、Ｎｂ等の合金元素が用いられている。
　即ち、特許文献５の技術では、強度確保のために、Ｃｒまたはその他の合金元素（Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ）が用いられている。よって特許文献５には、これらＣｒ等を用いずとも高強度を達成できることまで示されていない。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高周波加熱で焼入れ焼戻して得られるばね用鋼線であって、Ｃｒを用いず、またＣｕ等の合金元素を必須としなくとも、１９００ＭＰａ以上の高強度を示し、かつコイリング性と耐水素脆性に優れたばね用鋼線を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の高強度ばね用鋼線は、Ｃ：０．４０～０．６５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：０．６～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．００１～０．１０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、全組織に対し、焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上、および残留オーステナイト：６～１５面積％を満たすと共に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で求められる旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０番以上であり、かつ、引張強度が１９００ＭＰａ以上であるところに特徴を有する。
　前記高強度ばね用鋼線は、上記成分組成で、所望の特性を確保することができるが、用途に応じ、更なる耐食性等の具備を目的に、更に、下記（ａ）（ｂ）に示す元素を含んでいてもよい。
（ａ）Ｃｕ：０．０５～１．５％、およびＮｉ：０．０５～１．５％よりなる群から選択される１種以上の元素； 
（ｂ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素；
　本発明には、上記高強度ばね用鋼線を用いて得られたばねも含まれる。
　また本発明には、上記高強度ばね用鋼線の製造方法も含まれる。該製造方法は、上記成分組成を満たす鋼材を用い、伸線後に行う焼入れ焼戻しを、下記の焼入れ条件および下記の焼戻し条件の全てを満たすように行うところに特徴を有する。
　（焼入れ条件）
・１００℃から下記焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）：４０℃／ｓ以上
・焼入れ加熱温度（Ｔ１）：８５０～１０００℃
・焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）：９０秒以下
・焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５～３０℃／ｓ
　（焼戻し条件）
・１００℃から下記焼戻し加熱温度（Ｔ２）までの平均昇温速度（ＨＲ２）：３０℃／ｓ以上
・焼戻し加熱温度（Ｔ２）：３５０～５５０℃
・焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）：５～９０秒
・焼戻し加熱後の、上記Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）：３０℃／ｓ以上
　本発明によれば、Ｃｒを用いず、またＣｕ等の合金元素を必須とせずに、高周波加熱で焼入れ焼戻しを行って、１９００ＭＰａ以上の高強度を示すと共に、コイリング性と耐水素脆性に優れたばね用鋼線が得られる。本発明のばね用鋼線は、上記の通りＣｒを用いていないので、製造コストを抑えることができ、かつ耐食性に優れる。更に本発明のばね用鋼線は、上記の通りＣｕ等の合金元素が必須でないため、該鋼線の製造コストをより抑えることができる。その結果、水素脆化の極めて生じ難い高強度のばね（例えば自動車用部品の一つである、懸架ばね等のコイルばね）を、安価に供給することができる。
　本発明者らは、前記課題を解決するために、まずＣｒ等の合金元素を用いずに、高強度を示すと共にコイリング性と耐水素脆性に優れたばね用鋼線を得るべく、鋭意研究を重ねた。その結果、高価な合金元素を用いなくとも、基本的な成分からなる組成を制御すると共に、特に、製造工程における焼入れ焼戻し条件を制御して、強度を低下させることなく下記に説明する組織を確保すれば、上記優れた特性を達成できることを見出し、本発明を完成した。
　まず、本発明において組織を規定した理由について説明する。
　［組織］
　〔残留オーステナイト（残留γ）量：６～１５面積％〕
　オーステナイトは、柔らかく、本質的に延性の高い相である。従って、硬質なマルテンサイト中に残留オーステナイトを適度に分散させることによって、絞りが向上し、良好なコイリング性を確保できる。更に残留オーステナイトは、水素トラップサイトとして有効に作用するため、水素脆化に対する感受性を低減させて耐水素脆性の向上にも寄与する。本発明では、優れたコイリング性と耐水素脆性の両特性を確保するため、残留オーステナイト量を６面積％以上とした。残留オーステナイト量は、好ましくは８面積％以上、より好ましくは１０面積％以上である。
　一方、残留オーステナイト量が多すぎると、加工誘起マルテンサイト変態により高硬度部が生成され、絞りが低下し、優れたコイリング性が得られにくくなる。また、生成した高硬度部が応力集中源として作用し、脆化するため、耐水素脆性の低下も招く。そこで、残留オーステナイト量の上限を１５面積％とした。残留オーステナイト量は、好ましくは１３面積％以下である。
　尚、前述の特許文献１の技術では、残留オーステナイト量が体積率で５％以下と少ないため（特許文献１の段落００３４）、コイリング性と耐水素脆性の両特性を確保することは難しいと思われる。
　〔旧オーステナイト結晶粒度番号：１０．０番以上〕
　旧オーステナイト結晶粒の微細化によってコイリング性と耐水素脆性が向上する。そのため、本発明では、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で求められる旧オーステナイト（旧γ）結晶粒度番号を１０．０番以上とした。該旧γ結晶粒度番号は、好ましくは１０．５番以上、より好ましくは１１．０番以上である。尚、前記旧γ結晶粒度番号の上限は１４．０番程度である。
　〔焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上〕
　本発明の鋼材（鋼線）は、組織が、焼戻しマルテンサイト主体（全組織に占める割合で７０面積％以上）である。高強度かつ高靭性を確保するため、後述する焼入れ焼戻し処理を行って、上記焼戻しマルテンサイト主体の組織とする必要がある。焼戻しマルテンサイトは、好ましくは８０面積％以上である。
　その他の組織として、ベイナイト、フェライト、パーライト等を含みうるが、これらは、含まれていても１０面積％以下である。好ましくは０面積％である。
　次に本発明の成分組成を規定した理由を説明する。
　〔Ｃ：０．４０～０．６５％〕
　Ｃは、高強度を確保するのに必要な元素であり、また微細な炭化物形成により耐水素脆性を向上させるのに有効な元素でもある。そのためＣを０．４０％以上含有させる。Ｃ量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．５８％以上である。しかしＣ量が過剰になると、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が必要以上に増加し、耐水素脆性がかえって低下する場合がある。またＣは、耐食性を劣化させる元素でもあるため、最終製品であるばね製品（懸架ばね等）の腐食疲労特性を高めるにはＣ量を抑える必要がある。よって本発明では、Ｃ量を０．６５％以下とした。Ｃ量は、好ましくは０．６２％以下である。
　〔Ｓｉ：１．０～３．０％〕
　Ｓｉは、強度を確保するのに必要な元素であると共に、炭化物を微細にする効果がある。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１．０％以上含有させる必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．８％以上である。一方、Ｓｉは脱炭を促進させる元素でもある。過度にＳｉが含まれていると、鋼線の製造工程において、鋼材表面の脱炭層形成が促進される。その結果、該脱炭層の削除のためにピーリング工程が必要となり、製造コストの増加を招く。よって、本発明ではＳｉ量の上限を３．０％とした。Ｓｉ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．２％以下である。
　〔Ｍｎ：０．６～２．０％〕
　Ｍｎは、脱酸元素として利用されると共に、鋼中の有害元素であるＳとＭｎＳを形成してＳの無害化に有益な元素である。また、強度向上に寄与する元素でもある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．６％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．８％以上である。しかしＭｎが過剰に含まれると、残留γ量が必要以上に増加しやすくなり、耐水素脆性や延性（コイリング性）がかえって低下する。これらの理由から、本発明ではＭｎ量を２．０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．６％以下、より好ましくは１．３％以下である。
　〔Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）〕
　Ｐは、鋼材の延性（コイリング性）を劣化させる有害元素である。よってＰ量は低い方が望ましく、その上限を０．０１５％とする。Ｐ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　〔Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）〕
　Ｓも、上記Ｐと同様に鋼材の延性（コイリング性）を劣化させる有害元素である。よってＳ量は低い方が望ましく、その上限を０．０１５％とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　〔Ａｌ：０．００１～０．１０％〕
　Ａｌは、主に脱酸元素として添加される。また、ＮとＡｌＮを形成して固溶Ｎを無害化すると共に組織の微細化にも寄与する。これらの効果を十分に発揮させるには、Ａｌ量を０．００１％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．００２％以上である。しかし、ＡｌはＳｉと同様に脱炭を促進させる元素でもある。よって、Ｓｉを多く含有するばね用鋼線ではＡｌ量を抑える必要があり、本発明ではＡｌ量を０．１０％以下とした。Ａｌ量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０３０％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
　本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなる。
　本発明のばね用鋼線は、上記の通りＣｒを含むものでない。またＣｕ等の合金元素を用いなくとも上記成分組成で、高強度かつ優れたコイリング性と耐水素脆性を達成できる。用途に応じて耐食性等の更なる具備を目的に、下記元素を更に含有させてもよい。
　〔Ｃｕ：０．０５～１．５％、およびＮｉ：０．０５～１．５％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
　Ｃｕは、表層脱炭の抑制や耐食性の向上に有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｕ量を０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしＣｕが過度に含まれると、熱間加工時に割れが発生したり、焼入れ後の残留オーステナイト量が極端に増えて、鋼材の延性が劣化する場合がある。よって、本発明ではＣｕ量を１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは１．３％以下、更に好ましくは０．７％以下、より更に好ましくは０．４％以下である。尚、Ｃｕ量が０．５％を超える場合には、Ｃｕと同量またはそれ以上のＮｉを存在させる［Ｎｉ量（質量％）≧Ｃｕ量（質量％）］ことによってＣｕによる熱間脆性を抑制できる。
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に表層脱炭の抑制や耐食性の向上に有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｎｉ量を０．０５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．２％以上である。しかしＮｉが過度に含まれると、焼入れ後の残留オーステナイト量が極端に増えて、鋼材の延性が劣化する場合がある。よって、本発明ではＮｉ量を１．５％以下とすることが好ましい。特に、熱間加工割れの防止やコスト低減の観点からは、Ｎｉ量を０．７％以下とするのがより好ましく、更に好ましくは０．４％以下である。
　〔Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素〕
　Ｔｉは、Ｓと硫化物を形成してＳの無害化を図るのに有用な元素である。またＴｉは炭窒化物を形成して組織を微細化する効果も有する。これらの効果を発揮させるには、０．０２％以上のＴｉを含有させることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＴｉ量が過剰になると、粗大なＴｉ硫化物が形成され延性が劣化する場合がある。よって本発明では、Ｔｉ量を０．１０％以下とすることが好ましい。コスト低減の観点からはＴｉ量を０．０７％以下に抑えることがより好ましい。
　Ｂは、焼入れ性向上元素である。またＢは、オーステナイト結晶粒界を強化する効果があり、破壊の抑制に寄与する元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Ｂ量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしＢを過剰に添加しても上記効果は飽和するため、Ｂ量は０．０１０％以下であることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｎｂは、ＣやＮと炭窒化物を形成し、主に組織微細化に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるため、Ｎｂ量は０．００３％以上であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしＮｂ量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材の延性（コイリング性）が劣化する。そのためＮｂ量は０．１０％以下であることが好ましい。コスト低減の観点からＮｂ量は０．０７％以下に抑えることがより好ましい。
　Ｍｏは、前記Ｎｂと同様にＣやＮと炭窒化物を形成し、組織微細化に寄与する元素である。またＭｏは、焼戻し後の強度確保に有効な元素でもある。これらの効果を十分発揮させるため、Ｍｏ量は０．１５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以上である。しかしＭｏ量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材の延性（コイリング性）が劣化する。よってＭｏ量は０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４％以下である。
　Ｖは、析出強化により鋼材の高強度化に有効に作用する元素である。またＶは、靭性を高めて耐へたり性の向上に寄与する他、結晶粒を微細化して強度や耐力比を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるため、Ｖ量は０．０３％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしＶ量が過剰になると粗大な炭窒化物が形成され、靭性と腐食疲労特性が劣化する。従ってＶ量は、０．３％以下であることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２２％以下、より更に好ましくは０．２０％以下である。
　次に、本発明のばね用鋼線を製造するための方法について説明する。
　［製造方法］
　本発明のばね用鋼線の上記組織を容易に確保するには、例えば鋼材を溶製後、圧延して線材を得た後に伸線加工を施し、次いで焼入れ焼戻し処理する工程において、該焼入れ焼戻し処理を下記要領で行う必要がある。
　本発明のばね用鋼線は、一定量の残留オーステナイトを含むものである。この残留オーステナイトは、一般に炭素鋼を焼入れ処理すると、少なからず存在する組織である。従来技術の通り、鋼材の高強度化を図るべくＣ量と合金成分を増加させると、焼入れ時に存在する残留オーステナイトが増加し、焼戻し時に分解し難くなり、残留オーステナイトを確保することができる。しかし本発明では、残留オーステナイトの確保に有効な合金元素を必須とするものではない。本発明では、ばね用鋼線の製造工程において、伸線後、高周波加熱装置を用いて後述する条件（特には、焼入れおよび焼戻しにおいて、急速加熱・短時間加熱を行う）で焼入れ焼戻しを実施することによって、高強度化と残留オーステナイトの確保を図る。本発明では、後述する焼入れ焼戻しを、上記の通り高周波加熱を利用して行うことによって、旧オーステナイト結晶粒の微細化を容易に図ることもできる。
　〔焼入れ工程〕
　（１００℃から焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）：４０℃／ｓ以上）
　１００℃から焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）が４０℃／ｓよりも遅いと、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（コイリング性および耐水素脆性）が低下する。よって、上記ＨＲ１を４０℃／ｓ以上とする。上記ＨＲ１は、好ましくは５０℃／ｓ以上、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。一方、上記ＨＲ１の上限は、温度制御の観点から４００℃／ｓ程度である。
　尚、室温から１００℃までの平均昇温速度は特に限定されない。
　（焼入れ加熱温度（Ｔ１）：８５０～１０００℃）
　焼入れ加熱温度（Ｔ１）が１０００℃よりも高いと、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（コイリング性および耐水素脆性）が低下する。よって前記Ｔ１を１０００℃以下とする。前記Ｔ１は、好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９３０℃以下である。一方、前記Ｔ１が８５０℃よりも低いと、炭化物が十分に固溶せず、オーステナイト化を十分図ることができない。その結果、この焼入れ焼戻し工程で、焼戻しマルテンサイト組織を十分確保できず、高強度が得られない。よって前記Ｔ１は８５０℃以上とする。前記Ｔ１は、好ましくは８７０℃以上、より好ましくは９００℃以上である。
　（焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）：９０秒（ｓｅｃ）以下）
　焼入れ加熱温度（Ｔ１）での保持時間（ｔ１）が９０秒よりも長いと、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（コイリング性および耐水素脆性）が低下する。よって前記ｔ１は９０秒以下とする。前記ｔ１は、好ましくは６０秒以下、より好ましくは４０秒以下である。
　尚、炭化物の溶け込み不足によるオーステナイト化の不足を防止して、規定の組織（焼戻しマルテンサイト主体とし、規定量の残留オーステナイトを含む組織）を得るには、このｔ１を５秒以上とすることが好ましい。前記ｔ１は、より好ましくは１０秒以上、更に好ましくは１５秒以上である。
　（３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５～３０℃／ｓ）
　焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）が３０℃／ｓよりも速いと、マルテンサイト変態が進行し、焼戻し後の残留オーステナイト量が規定範囲の下限値を下回る。よって本発明では、前記ＣＲ１を３０℃／ｓ以下とする。前記ＣＲ１は、好ましくは２５℃／ｓ以下、より好ましくは２０℃／ｓ以下である。一方、前記ＣＲ１が小さすぎると、残留オーステナイト量が規定範囲の上限を上回り、上述した通りコイリング性や耐水素脆性の低下を招く。よって本発明では、前記ＣＲ１を５℃／ｓ以上とする。前記ＣＲ１は、好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。
　冷却方法として、水冷（水槽に浸漬等）、スプレー冷却、ミスト冷却、Ｈｅガスによる冷却等が挙げられるが、本発明が、低コストで製造するものであること、および３００℃から８０℃までの平均冷却速度（前記ＣＲ１）を上記範囲内に制御する必要があることから、焼入れ時の冷却は、スプレー冷却やミスト冷却を採用し、該スプレーやミストの水量を調整する方法が好ましい。
　本発明では、上記の通り、焼入れ時の冷却速度を比較的緩やかに制御して、残留オーステナイトを確保する。これに対し特許文献１では、焼入れ加熱後の平均冷却速度ＣＲ１を３０Ｋ／ｓ以上として２００℃以下まで冷却しており、残留オーステナイト量は体積率で５％以下と少ない。また特許文献２および５でも焼入れ焼戻し時の冷却が水冷であり、特許文献３においても焼入れ後の冷却が水冷であることから、いずれも、焼入れ時の冷却を制御して残留オーステナイトを確保しようとするものでない。
　尚、上記ＣＲ１での冷却温度域（３００～８０℃）よりも高い温度域、即ち、上記Ｔ１で加熱保持後７００℃から３００℃までは、焼入れるために５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却するのがよい。該冷却の方法として、例えば水冷、スプレー冷却、ミスト冷却等が挙げられる。
　〔焼戻し工程〕
　（１００℃から焼戻し加熱温度（Ｔ２）までの平均昇温速度（ＨＲ２）：３０℃／ｓ以上）
　上記平均昇温速度（ＨＲ２）が遅いと、残留オーステナイトが分解し、減少して、規定量の残留オーステナイトを確保できない。よって本発明では、上記ＨＲ２を３０℃／ｓ以上とする。前記ＨＲ２は、好ましくは４０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。一方、上記平均昇温速度（ＨＲ２）が速すぎると、温度制御が困難になり強度バラツキが生じ易くなる。よって前記ＨＲ２は、好ましくは３００℃／ｓ以下であり、より好ましくは２００℃／ｓ以下である。
　尚、室温から１００℃までの平均昇温速度については特に問わない。
　（焼戻し加熱温度（Ｔ２）：３５０～５５０℃）
　焼戻し加熱温度（Ｔ２）が低すぎると、十分焼戻されず、強度が高くなりすぎて、絞りが極端に低下するといった不具合が生じる。よって、前記Ｔ２は３５０℃以上とする。一方、前記Ｔ２が５５０℃を超えると、引張強度１９００ＭＰａ以上を達成することが困難となる。よって前記Ｔ２は５５０℃以下とする。焼戻し加熱温度（前記Ｔ２）の最適範囲は、３５０～５５０℃の範囲内で要求強度に応じて適宜決定することができる。
　（焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）：５～９０秒（ｓｅｃ））
　焼戻し加熱温度（Ｔ２）での保持時間（ｔ２）が９０秒よりも長いと、残留γが分解し、規定量の残留γが得られない。前記ｔ２は、好ましくは７０秒以下、より好ましくは５０秒以下、更に好ましくは４０秒以下、より更に好ましくは１２秒以下である。一方、本発明は高周波加熱を行うことを前提とするものであり、前記ｔ２が短すぎると、太径鋼線の場合、円周方向の断面内の硬さバラツキが生じ易く、安定した強度向上を図ることが困難となる。よって本発明では、前記ｔ２は５秒以上とする。前記ｔ２は、好ましくは７秒以上、より好ましくは１０秒以上である。
　尚、前記ｔ２は、上記範囲内において要求強度に応じて適宜調整すればよい。
　（Ｔ２（但し、Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）：３０℃／ｓ以上）
　焼戻し加熱後の、上記Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）が遅いと、残留オーステナイトが分解、減少し、規定量の残留オーステナイトを確保できない。よって本発明では、上記平均冷却速度（前記ＣＲ２）を３０℃／ｓ以上とする。前記ＣＲ２は、好ましくは４０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。尚、前記ＣＲ２の上限は３００℃／ｓ程度である。
　上記冷却の方法としては、水冷、ミスト冷却等が挙げられる。また１００℃から室温までの平均冷却速度は特に限定されない。
　上記成分組成・組織を満たす本発明のばね用鋼線は、引張強度が１９００ＭＰａ以上であって、後述する引張試験で測定される絞りが４５％以上である。この引張試験で求められる絞りは、材料の延性を表す指標の一つである。この絞りが高くなるほど、延性が高くなり、ばね成形中の折損が生じにくくなることから、コイリング性が良好となる。
　本発明のばね用鋼線は、上記の通り高強度かつコイリング性と耐水素脆性に優れているため、冷間成形ばね用鋼線（特には、懸架ばね用鋼線）として好適である。本発明のばね用鋼線を用いて、高強度かつ耐水素脆性に優れたコイルばね（例えば、エンジンやサスペンション等に使用される弁ばね、懸架ばねなど）を実現できる。
　本願は、２０１２年５月３１日に出願された日本国特許出願第２０１２－１２４５８１号および２０１３年３月６日に出願された日本国特許出願第２０１３－０４４７６６号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１２年５月３１日に出願された日本国特許出願第２０１２－１２４５８１号の明細書の全内容、および２０１３年３月６日に出願された日本国特許出願第２０１３－０４４７６６号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　表１および表２に示す化学成分組成の鋼材を小型真空溶解炉にて溶製し、１５５ｍｍ角のビレットに鍛造した後、熱間圧延して直径１４．３ｍｍの線材を得た。そして、該線材を直径１３．０ｍｍまで１７％の減面率で引き抜き加工（伸線）してから、高周波誘導加熱炉にて、表３および表４に示す条件で焼入れ焼戻しを行い、ばね用鋼線を得た。
　上記焼入れは次の様にして行った。即ち、表３および表４に示す平均昇温速度（ＨＲ１）で１００℃から表３および表４に示す焼入れ加熱温度（Ｔ１）まで加熱して、該Ｔ１で保持した（保持時間（ｔ１）は表３および表４に示す通り）。その後、いずれの実施例も、前記加熱温度（Ｔ１）から３００℃まではスプレー冷却を行って５０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から８０℃までは、それぞれ表３および表４に示す平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却した。この３００℃から８０℃までの冷却は、スプレー冷却、または水槽に浸漬、または一部の例ではＨｅガスを用いた冷却（実験規模）で行った。尚、８０℃から室温までは放冷とした。
　次いで焼戻しは次の様にして行った。即ち、表３および表４に示す平均昇温速度（ＨＲ２）で１００℃から、３５０～５５０℃の温度域（Ｔ２）まで加熱して、該Ｔ２で保持した（保持時間（ｔ２）は表３および表４に示す通り）。その後、前記Ｔ２（但し、Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃まで、表３および表４に示す平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却した。この冷却はスプレー冷却で行った。尚、１００℃から室温までは放冷とした。尚、表４におけるＮｏ．４５～６９とＮｏ．７０～９４とは、上記焼戻し加熱温度（Ｔ２）を変えているため、後記の表６に示す通り、強度等の異なるばね用鋼線が得られた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた鋼線を用い、以下の方法で、鋼組織の評価（残留オーステナイト量と旧オーステナイト結晶粒度番号の測定）、引張特性の評価（引張強度と絞りの測定）、および耐水素脆性の評価を行った。
　〔鋼組織の評価〕
　（残留オーステナイト量の測定）
　残留オーステナイト量は、Ｘ線回折で測定した。分析装置は、株式会社リガク製 ２次元微小部Ｘ線回折装置 ＲＩＮＴ－ＲＡＰＩＤIIを用い、スポット径は直径３００μｍとした。α－Ｆｅのピーク強度（１１０）とγ－Ｆｅのピーク強度（２００）から、残留オーステナイト量（残留γ量）を求めた。
　尚、上記Ｘ線回折で求められる残留γ量は、体積率として算出されるが、この体積率の値はそのまま面積率と読み替えることができる。よって本発明では、残留γ量の単位を面積率とみなして取り扱う。
　（旧オーステナイト結晶粒度番号の測定）
　鋼線の横断面（ばね用鋼線の中心軸に垂直な断面）のＤ（直径）／４位置が観察面となるように試料を採取した。この採取した試料を樹脂に埋め込み、研磨後にピクリン酸系の腐食液を用いて旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で旧オーステナイト結晶粒度番号を求めた。
　尚、いずれの実施例の組織も、全組織に対し、焼戻しマルテンサイトが７０面積％以上であることを、光学顕微鏡にて倍率４００倍で確認した。
　〔引張特性の評価（コイリング性の評価）〕
　得られた鋼線を用い、ＪＩＳ１４号試験片に加工した。該試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って、万能試験機にてクロスヘッドスピード１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行って、ＴＳ（引張強度）と絞りを測定した。そして、引張強度が１９００ＭＰａ以上を高強度であると評価した。また、絞りが４５％以上のものを、コイリング性に優れると評価した。
　〔耐水素脆性の評価（水素脆化試験）〕
　鋼線から幅１０ｍｍ×厚さ１．５ｍｍ×長さ６５ｍｍの試験片を切り出した。該試験片に対して４点曲げにより１４００ＭＰａの応力を作用させた状態で、該試験片を硫酸（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とチオシアン酸カリウム（０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合溶液に浸漬させた。そして、ポテンションスタットを用いてＳＣＥ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。該破断時間が７００秒（ｓｅｃ）以上の場合を耐水素脆性に優れると評価した。
　尚、下記表５の実施例Ｎｏ．９、１０、および１７は、引張特性の評価で絞りが合格基準（４５％以上）に満たないため、上記耐水素脆性の評価を行わなかった。
　これらの結果を表５および表６に示す。表５および表６において、判定項目で（ＯＫ）と記載の例は、本発明で規定する要件を全て満足する実施例である。これに対し、判定項目で（ＮＧ）と記載の例は、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、コイリング性と耐水素脆性の少なくともいずれかが劣化している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表１～６から次の様に考察できる（下記のＮｏ．は、表３～６の実施例Ｎｏ．を示す）。即ち、Ｎｏ．１～４、６、７、１１～１６、１８～２１、２５、２６、２８、２９、３３～３５、３７、３８、４１、および４５～９４は、本発明で規定する要件を満足しており、高強度であってコイリング性および耐水素脆性に優れている。
　これに対し、Ｎｏ．５、８～１０および１７は、規定の成分組成を満たしていないため、コイリング性と耐水素脆性の少なくともいずれかが劣化した。詳細は次の通りである。
　まずＮｏ．５は、Ｃ量が過剰であるため、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が過剰となり、耐水素脆性およびコイリング性が低下した。
　Ｎｏ．８は、Ｍｎ量が過剰であるため、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が過剰となり、耐水素脆性およびコイリング性が低下した。
　Ｎｏ．９は、Ｐ量が過剰であるため、Ｎｏ．１０はＳ量が過剰であるため、またＮｏ．１７はＮｂ量が過剰であるため、いずれも絞りが小さくコイリング性が低下した。
　Ｎｏ．２２～２４、２７、３０～３２、３６、３９、４０、および４２～４４は、規定する成分組成の鋼材を用いているが、製造工程において、焼入れ焼戻しを規定の条件で行わなかった例である。これらの例では、規定する組織が得られず、その結果、コイリング性や耐水素脆性が劣化した。詳細は次の通りである。
　まずＮｏ．２２は、１００℃から焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）が遅いため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が生じ、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。
　Ｎｏ．２３および２４はいずれも、焼入れ加熱温度（Ｔ１）が高すぎるため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が生じ、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。
　Ｎｏ．２７および４３は、焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）が長すぎるため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が生じ、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。
　Ｎｏ．３０～３２は、一般的な条件で焼入れを行った例であるが、焼入れ時の平均冷却速度（ＣＲ１）が速すぎるため、規定量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性の少なくともいずれかが劣化した。
　Ｎｏ．３６は、焼入れ時の平均冷却速度（ＣＲ１）が遅すぎるため、残留オーステナイト量が過剰になり、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。
　Ｎｏ．３９は、焼戻し時の平均昇温速度（ＨＲ２）が遅すぎるため、残留オーステナイトが分解して、規定量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。
　Ｎｏ．４０および４４は、焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）が長すぎるため、残留オーステナイトが分解して、規定量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。
　Ｎｏ．４２は、焼戻し時の平均冷却速度（ＣＲ２）が遅すぎるため、残留オーステナイトが分解して、規定量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．４０～０．６５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
    Ｓｉ：１．０～３．０％、
    Ｍｎ：０．６～２．０％、
    Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
    Ａｌ：０．００１～０．１０％
    を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
    　全組織に対し、
    焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上、および
    残留オーステナイト：６～１５面積％を満たすと共に、
    ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で求められる旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０番以上であり、かつ、
    　引張強度が１９００ＭＰａ以上であることを特徴とするコイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線。
  2. 　更に、Ｃｕ：０．０５～１．５％、およびＮｉ：０．０５～１．５％よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の高強度ばね用鋼線。
  3. 　更に、
    Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
    Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、および
    Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）
    よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の高強度ばね用鋼線。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線を用いて得られたばね。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線を製造する方法であって、
    請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を満たす鋼材を用い、伸線後に行う焼入れ焼戻しを、下記の焼入れ条件および焼戻し条件の全てを満たすように行うことを特徴とするコイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線の製造方法。
    　（焼入れ条件）
    ・１００℃から下記焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）：４０℃／ｓ以上
    ・焼入れ加熱温度（Ｔ１）：８５０～１０００℃
    ・焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）：９０秒以下
    ・焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５～３０℃／ｓ
    　（焼戻し条件）
    ・１００℃から下記焼戻し加熱温度（Ｔ２）までの平均昇温速度（ＨＲ２）：３０℃／ｓ以上
    ・焼戻し加熱温度（Ｔ２）：３５０～５５０℃
    ・焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）：５～９０秒
    ・焼戻し加熱後の、上記Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）：３０℃／ｓ以上
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