高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線及高強度彈簧用拉伸前鋼線的制作方法

專利名稱：高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線及高強度彈簧用拉伸前鋼線的制作方法
技術領域：
本發明涉及可作為通過冷態卷繞而制造的高強度彈簧的原材料而使用的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線及拉伸前鋼線。
背景技術：
汽車的發動機及離合器等中使用的彈簧，為了與汽車的輕量化、高性能化對應，要求性能高度化，而且要求高的耐久性。因此，作為其原材料的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線也要求高的原材料強度。一般在如此的小型高強度彈簧的制造中，在通過對原材料即高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線進行淬火回火以賦予高的原材料強度，并形成高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線后，通過冷態卷繞(冷卷繞)形成盤簧形狀。另外，通過實施消除應力退火等熱處理或氮化處理，對盤簧進行精加工。因此，高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線不僅要求高的強度，而且還要求冷卷繞時不折損的高加工性和對卷繞后實施的退火或氮化等加熱熱處理造成的軟化的抑制即抗回火軟化性。由于彈簧要求疲勞特性，因而將高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線作為原材料，而且， 通過氮化處理或噴丸硬化來提高彈簧的表層的硬度。作為彈簧的耐久性有疲勞特性和彈性減衰特性。表層硬度影響疲勞特性。對于彈性減衰特性(彈簧在使用中向其負載方向產生塑性變形的性質)，不僅表層硬度，而且彈簧母材的硬度也有大的影響。因此，對于高強度彈簧用鋼線，氮化后的表層硬度和通過氮化未導入氮的內部的抗回火軟化性是重要的。另外，在通過冷卷繞制造彈簧的情況下，在制造原材料即高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線時，能夠采用可進行急速加熱及急速冷卻的油回火處理或高頻處理等。因此，可減小高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的原奧氏體粒徑，得到斷裂特性優良的彈簧。可是，如果高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的強度增高，則有時在冷卷繞中發生折損，不能成形為彈簧形狀。對于這樣的問題，本發明人中的一部分提出了通過控制碳化物使原奧氏體微細化，謀求強度和冷卷繞性兼顧的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線(專利文獻1)。另外，提出了通過控制殘留奧氏體及碳化物使原奧氏體微細化，謀求強度和冷卷繞性兼顧的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線(專利文獻2 專利文獻4)。特別是，通過抑制成為斷裂起點的粗大的氧化物或碳化物的生成，使確保強度所必要的滲碳體系的微細碳化物的分布均勻化，控制了高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的疲勞特性及加工性的劣化。專利文獻2著眼于微細球狀碳化物(特別是滲碳體)的分布稀薄的區域的當量圓直徑為2 μ m以上的球狀碳化物稀薄區域對力學特性的影響，規定了該區域。專利文獻3、專利文獻4著眼于添加合金元素即V帶來的微細碳化物析出效果，通過限制氮(N)含量抑制未溶解的球狀碳化物。也就是說，利用V的碳化物、氮化物、碳氮化物的析出效果，能夠用于回火溫度下的鋼線的硬化或氮化時的表層硬化。另外，對于析出物的生成導致的奧氏體粒徑的粗大化的抑制也具有效果，添加V的效果是顯著的。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，專利文獻4為了盡量多地得到對最終的彈簧性能有效的析出V碳化物，對未
4溶解的球狀碳化物和析出碳化物進行了定量比較，并根據其量進行了規定。具體而言，提出了計量恒電位時的電解液中的V碳化物殘渣，與通過過濾器的V量(析出V量)相比較。現有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開2002-180198號公報專利文獻2 日本特開2006-183137號公報專利文獻3 日本特開2006-342400號公報專利文獻4 國際公開公報W02007/114491號

發明內容
發明所要解決的問題近年來，為了提高高強度彈簧的耐久性，一般通過氮化進行表層硬化，而且為了加深該氮化深度，縮短氮化時間，研究了處理溫度的高溫化。因此，高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線要求進一步提高抗回火軟化性。也就是說，要求與以往的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線相比，冷卷繞性更優良，即使在500°C下保持1小時后抗回火軟化性也優良，將內部的軟化抑制在最低限，同時提高最表層的硬度。上述的以往的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線為了提高疲勞特性及加工性，某種程度地確保了微細碳化物的均勻分散化。可是，為了提高抗回火軟化性，需要進一步均勻分散化。特別是，專利文獻3、專利文獻4中提出的添加V，對于回火溫度下的鋼線的硬化或氮化時的表層硬化、奧氏體的微細化確實具有效果。可是，另一方面，不容易控制氮(N)含量，結果析出粗大碳化物或氮化物、碳氮化物，成為疲勞強度下降的原因。在專利文獻3中，也以通過添加Nb或Ti取得補充多余的氮(N)的效果為目標。可是，即使這樣也沒有解決難以控制適量N含量的問題。在專利文獻4中，采集作為結果的未溶解的球狀碳化物的殘渣，與溶解碳化物進行比較。所以，并非積極地控制微細碳化物的均勻分散。針對以上問題，本發明的課題是開發一種高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其中，即使不盡量抑制V等合金元素的添加，即不高精度地控制N含量，也具有優良的抗拉強度及硬度和加工性，氮化處理后也具有優良的表層硬度和內部硬度。此外，如專利文獻3、專利文獻4中記載的那樣，為了具有優良的抗拉強度及硬度和加工性，鋼中的未溶解的球狀碳化物的尺寸最好較小，其有效直徑最好為0. Ιμπι以下，如超過Iym則對強度及加工性的貢獻消失，只使變形特性劣化。因此，當量圓直徑為 0. 2μπι以上的未溶解的球狀碳化物的存在密度為重要的指標。因而，本發明的目的是開發不存在當量圓直徑為0. 2μπι以上的未溶解的球狀碳化物的高強度彈簧用鋼線。用于解決問題的手段本發明人等為解決上述問題進行了銳意研究，結果得到以下見識。(a)發現通過嚴格控制鋼線中的C、Si,Mn, Cr的含量而抑制球狀碳化物的生成， 且通過應用殘留奧氏體，即使不添加V這樣的合金元素，高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的強度及冷卷繞性也比以往提高。
(b)發現通過在鋼線中與Cr 一同適量添加Si，可對未溶解的球狀碳化物的生成及卷繞后的退火或氮化時的軟化進行抑制，而且能夠實現氮化層的高硬度化。也就是說，對于疲勞特性的高強度化添加Cr是有效的，但Cr是容易殘留對冷卷繞性產生不良影響的未溶解的球狀碳化物的元素。因此，不得不限制其添加量。本發明人等還著眼于可抑制未溶解的球狀碳化物的生長和滲碳體的生成的Si。發現如果與添加Si — 同增加Cr添加量，則可謀求拉伸熱處理鋼線的高強度化。還發現只要定量地大量添加Si 和Cr兩者，作為相互關系控制Si添加量和Cr添加量的差、(Si-Cr) %就可以。(c)此外，發現通過使鋼錠的加熱溫度在1250°C以上，能夠使鋼材中的Cr等合金元素均勻擴散，能夠抑制粗大的未溶解的球狀碳化物的生成，而且能夠使微細碳化物均勻分散。未溶解的球狀碳化物從鑄造后的鋼開始存在，不僅損害卷繞性，而且在軋制或拉伸中也成為斷線的原因。因此，還發現為了在鑄造后的開坯、線材軋制、鉛浴淬火、淬火、拉伸等各工序中不產生不良影響，使各工序的加熱溫度高溫化，時常抑制未溶解的球狀碳化物是有效的。(d)另外，發現V的添加對彈簧用鋼線的機械特性及疲勞強度產生不良影響。S卩，從鑄造后到加工成彈簧，鋼材經受反復加熱。通常，未溶解的球狀碳化物以滲碳體(F%C)為主體。可是，由于反復加熱，多在未溶解的球狀碳化物中含有Cr或V等，因無用地消耗Cr或V等合金元素，而有使氮化后的機械特性(表面硬度、內部硬度等)惡化的可能性。此外，如前所述，V的添加使得氮(N)含量不容易控制，結果析出粗大碳化物或氮化物、碳氮化物，也成為疲勞強度下降的原因。由此發現通過不添加V，即使添加也限于極微量，而且如前所述與Si量平衡地控制Cr量，能夠抑制未溶解的球狀碳化物的粗大化。這里，所謂未溶解的球狀碳化物，指的是最大直徑(長徑)和最小直徑(短徑)的比(縱橫尺寸比)為2以下的未溶解的碳化物。此外，僅僅“碳化物”、“球狀碳化物”為未溶解，這里從強調的意思出發，雖為同義但也都分別稱為“未溶解的碳化物”、“未溶解的球狀碳化物”。本發明是基于上述見識而完成的，本發明的要旨如下。(1) 一種高強度彈簧用拉伸前鋼線，其特征在于以質量％計，含有C0. 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滿足下式0. 3% ^ Si-Cr ^ 1. 2 %，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質；作為雜質的P、S為P 0. 025%以下、S :0. 025%以下；而且，未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0. 2 μ m。(2)根據(1)所述的高強度彈簧用拉伸前鋼線，其特征在于以質量％計，進一步含有 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 種或 2 種以上；在含有V 時，滿足式1.4%彡 Cr+V ^ 2. 6%及 0. 70%彡 Mn+V 彡 1. 3% ；
在含有Mo和W時，滿足式0. 05%彡Mo+W彡0.5%。(3) 一種高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于以質量％計，含有C0. 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滿足下式0. 3% ^ Si-Cr ^ 1. 2 %，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質；作為雜質的P、S為P 0. 025%以下、S :0. 025%以下；而且，作為金屬組織，至少殘留的奧氏體以體積率計存在超過6%且為15%以下；原奧氏體粒度號在10號以上；未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0. 2 μ m。(4)根據(3)所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于以質量％計，進一步含有 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 種或 2 種以上；在含有V 時，滿足式1.4%彡 Cr+V ^ 2. 6%及 0. 70%彡 Mn+V 彡 1. 3% ；在含有Mo 和 W 時，滿足式0.05%<Mo+W< 0.5%。(5)根據(3)或(4)所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于所述高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度為2100 MOOMPa。(6)根據(3) (5)中任一項所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于 所述高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服點為1600 1980MPa。(7)根據(3) (6)中任一項所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于 通過對所述高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線進行在500°C下保持1小時的軟氮化處理，表層維氏硬度達到HV750以上，內部維氏硬度達到HV570以上。(8) 一種高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法，其特征在于通過將鋼錠加熱到1250°C以上后實施熱軋來制造鋼坯，且通過將該鋼坯加熱到 1200°C以上后實施熱軋來制造拉伸前鋼線；其中，所述鋼錠以質量％計，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滿足下式0. 3% < Si-Cr ^ 1. 2%，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質；作為雜質的P、S為P 0. 025%以下、S :0. 025%以下。(9)根據(8)所述的高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法，其特征在于所述高強度彈簧用拉伸前鋼線，以質量％計，進一步含有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種或2種以上；在含有V 時，滿足式1.4%彡 Cr+V ^ 2. 6%及 0. 70%彡 Mn+V 彡 1. 3% ；在含有Mo 和 W 時，滿足式0.05%<Mo+W< 0.5%。(10) 一種高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法，其特征在于將(8)或(9)所述的拉伸前鋼線進一步加熱到900°C以上，然后進行600°C以下的鉛浴淬火處理。(11) 一種高強度彈簧用熱處理鋼線的制造方法，其特征在于在對⑶ (10)中任一項所述的拉伸前鋼線進行了拉伸加工后，以10°c/秒以上的加熱速度加熱到A3點以上的溫度，在A3點以上的溫度下保持1分鐘 5分鐘后，以50°C /秒以上的冷卻速度冷卻到 100°C以下。(12)根據(11)所述的高強度彈簧用熱處理鋼線的制造方法，其特征在于進一步在400 500°C下保持15分鐘以下進行回火處理。發明效果根據本發明，特別是可提供通過使冷卷繞性及抗回火軟化性優良，在500°C進行1 小時軟氮化處理后表層硬度和內部硬度也高的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，進而提供耐久性優良的高強度彈簧，對產業上的貢獻是非常顯著的。


圖1是表示本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的球狀碳化物的一例子的金屬組織的顯微鏡照片。沿著圖中的箭頭的尖端觀察到未溶解的球狀碳化物。圖2是表示在試驗片上設置缺口所用的沖頭的形狀的圖。圖3是表示在試驗片上設置缺口的工序的圖。圖4是表示缺口彎曲試驗的概要的圖。圖5是表示缺口彎曲角度的測定方法的圖。
具體實施例方式通常彈簧用線材按以下方法進行制造。當然，彈簧的制造并不限定于此工序，這里作為一例子進行介紹。軋制含有規定成分的鋼制的鋼錠形成鋼坯。接著軋制鋼坯，制造規定直徑的鋼線。 將此階段制造的鋼線稱為“拉伸前鋼線”。對軋制后制造的鋼線進行鉛浴淬火，通過拉伸形成更細直徑的鋼線，為了除去表層的加工應變和得到后續的冷卷繞加工性，進行熱處理(淬火回火)。將此階段制造的鋼線稱為“拉伸熱處理鋼線”。接著，為加工彈簧而進行冷卷繞加工，為得到強度、表面硬度而進行氮化處理。如此作為“彈簧”被制品化。首先，對本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線及其原材料即高強度彈簧用拉伸前鋼線的成分進行說明。這里，有關成分的％，除有特別記載時以外，表示質量％。C 0. 67% 以上且低于 0.9%C是對鋼材強度產生大的影響，并有助于生成殘留奧氏體的重要元素。在本發明中，為得到足夠的強度，將C量的下限值規定為0. 67%以上。為提高強度，優選將C量規定為0.70%以上。更優選規定為0.75%以上。另一方面，如果C量達到0. 9%以上，則為過共析，粗大的滲碳體大量析出，韌性顯著降低。此外，如果C量過剩，則生成粗大的球狀碳化物，損害卷繞性。所以，將C量的上限規定為低于0. 9%。從抑制球狀碳化物生成的觀點出發，C量的上限優選為0. 85%，如果為 0. 80%則更優選。Si :2.0 3. 5%Si是改善鋼的抗回火軟化性及彈簧的彈性減衰特性的重要元素，為了得到這些效果，添加2.0%以上是必要的。此外，Si對于滲碳體的球狀化及微細化也是有效的，為了抑制粗大的球狀碳化物的生成，優選添加2. 以上的Si。在進行了氮化處理等使表層硬化的處理后，為了提高內部硬度，更優選添加2. 2%以上的Si。另外，從與Cr的平衡出發，更優選將Si規定為2. 3%以上。也有時將Si規定為3. 0%以上。另一方面，如果過剩地添加Si，則鋼線硬化、脆化，因此將Si量的上限規定為 3. 5%以下。從防止脆化的觀點出發，優選將上限規定為3. 4%，更優選規定為3. 3%以下。Mn :0.5 1.2%Mn對于提高淬火性，穩定地確保殘留奧氏體量是重要元素。在本發明中，為了提高鋼線的抗拉強度，確保殘留奧氏體，添加0.5%以上的Mn是必要的，優選為0. 65%以上，更優選為0. 70%以上。另一方面，如果過剩地添加Mn，則殘留奧氏體增加，在加工時，生成加工誘變馬氏體，損害冷卷繞性。為了防止因添加過剩的Mn而導致的脆化，將Mn量的上限規定為1.2% 以下，優選為1. 以下，更優選為1.0%以下。Cr :1.3 2. 5%Cr對于提高淬火性及抗回火軟化性是有效的元素，為了得到這些效果，添加 1. 3%以上的Cr是必要的。在進行氮化處理的情況下，通過添加Cr能夠使氮化形成的硬化層加深。所以，在賦予利用氮化的硬化和氮化溫度下的抗軟化性的情況下，優選添加超過 1.5%的Cr，更優選添加1.7%以上。另一方面，如果Cr量過剩，則不僅制造成本增高，而且妨礙碳化物的溶解，使未溶解的球狀碳化物增多，損害卷繞性，因此將Cr量的上限規定為2. 5%以下。此外，在C量多時，為了抑制粗大的滲碳體的生成，優選將Cr量抑制在2%以下。另外，為了使強度和卷繞性兼顧，優選將Cr量的上限規定為1.8%以下。N :0· 003 0. 007%N在本發明中是與鋼中作為雜質含有的Al等形成氮化物的元素。為了利用微細的氮化物，使原奧氏體微細化，含有0. 003%以上的N是必要的。另一方面，如果N量過剩， 則氮化物粗大化，冷卷繞性或疲勞特性降低。所以，將N量的上限規定為0.007%以下。此夕卜，如果考慮到熱處理等的容易性，則N量優選為0. 005%以下。P :0.025% 以下P是雜質，使鋼硬化、產生偏析、使鋼脆化，因而將P量的上限限制在0. 025%以下。 此外，在原奧氏體晶界偏析的P使韌性或耐延遲斷裂特性等降低，因此優選將P量的上限限制在0. 015%以下。另外，在鋼線的抗拉強度超過2150MPa的情況下，優選將P量限制在低于 0. 010%。S :0.025% 以下S也是雜質，如果存在于鋼中則使鋼脆化，因此將S量的上限限制在0. 025%以下。 對于抑制S的影響，添加Mn是有效的。可是，MnS是夾雜物，特別是在高強度鋼中，有時MnS 成為斷裂的起點。所以，要抑制斷裂的發生，優選將S量的上限限制在0.015%以下。另外， 在高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度超過2150MPa的情況下，優選將S量限制在低于 0. 01%。Al :0· 0005 0. 003%
Al是脫氧元素，影響氧化物的生成，如果生成硬質的氧化物，則疲勞耐久性降低。 特別是，在高強度彈簧中，如果過剩地添加Al，則疲勞強度出現偏差，損害穩定性。在本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線中，如果Al量超過0. 003%，則起因于夾雜物的斷裂發生率增高，因此將Al量限制在0. 003%以下。Al量的上限值優選為0. 00 %，更優選為 0. 0025%。另一方面，如果Al量低于0.0005%則容易產生二氧化硅系硬質氧化物。因此，將 Al量規定為0. 0005%以上。Al量的下限值優選為0. 0007%，更優選為0. 0008%，進一步優選將Al量規定為0. 001%以上。接著，對成為本發明的要點的Si和Cr的關系進行論述。已知Si和Cr兩者對于彈簧鋼的高強度化都是重要的。可是過剩的添加產生弊端。0. 3%≤Si-Cr ≤1. 2%如果Si量超過規定量則脆化嚴重，不僅損害卷繞時的加工性，而且中間工序中的脫碳變得激烈。因此，在最終制品的彈簧中表層硬度降低，耐久性下降。此外，因無規則地產生脫碳部分而損害彈簧制品的強度的穩定性。在Si量小于規定量的情況下，強度下降， 而且彈性減衰特性不充分。此現象在氮化后的硬度中也出現，表層、內部都不能確保充分的硬度。可是，通過鋼中滲碳體，Si和Cr的關系是重要的。即Si是使滲碳體不穩定化的元素，在大量添加Cr等使滲碳體穩定化的元素的情況下，具有加熱時促進滲碳體的固溶的效果。所以，盡管添加大量Cr，但是在Si添加量少的情況下，未溶解的球狀碳化物的量增大，使加工性顯著降低。本發明人等發現，能夠以鋼中的Si含量(質量％)和Cr含量(質量％)的差額，即Si-Cr量為標準。即，在Si-Cr的值小于0.3%的情況下，Cr量相對增多， 容易殘留未溶解的球狀碳化物。另一方面，在超過1.2%的情況下，Si相對過剩，容易引起脆化及脫碳等弊端。所以，優選將Si-Cr的值規定為0. 3 1. 2%。從抑制碳化物的生成的觀點出發，Si-Cr量大的一方能夠抑制未溶解碳化物，但如果工業上Si過多，則氮化形成的硬化層深度容易變淺。因此，如果考慮到未溶解的球狀碳化物行為和氮化形成的硬化層，優選為Si-Cr ^0.9%,更優選為Si-Cr ^ 0. 75%.此外，從相對減少Cr量，減少未溶解的球狀碳化物的殘留的觀點出發，其下限優選為0. 35 ^ Si-Cr, 更優選為0. 4彡Si-Cr。接著，對任意選擇性地添加的成分進行說明。V :0.03 0.10%V是生成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素。當量圓直徑低于0. 2 μ m的微細的V的氮化物、碳化物、碳氮化物對原奧氏體的微細化是有效的。此外，也可利用于氮化處理形成的表層硬化。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，在本發明中，不積極添加V。為得到所述的添加V的效果，能夠微量添加V。為得到這些效果，優選添加0. 03% 以上的V。優選為0.035%以上，如果在0.04%以上則更優選。另一方面，如果添加V超過0. 10%，則生成粗大的球狀碳化物，損害冷卷繞性及彈簧的疲勞特性。所以，優選將V含量規定為0.1%以下。此外，通過添加V，在拉伸加工前，容易產生成為裂紋或拉伸時的斷線的原因的過冷組織。因此，優選將V量的上限規定為 0. 09%以下，更優選規定為0. 08%以下，進一步優選規定為0. 05%以下。特別是在添加微量的Nb的情況下，優選使V的添加量在0. 05%以下。此外，V與Mn同樣是對殘留奧氏體的生成有較大影響的元素，因此與Mn量一同精密地控制V量是必要的。Nb :0. 015% 以下Nb是在鋼中生成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素，有時可通過它們的析出物用于控制奧氏體粒徑等。可是，同時過剩的添加使熱延展性降低，在軋制或熱鍛造中容易產生裂紋。因此必須避免過剩地添加。添加Nb的目的是為了控制N量，不是利用析出物的直接的材質控制。閥簧等彈簧可通過在淬火回火后進行冷卷繞來制造，但此時，固溶氮妨礙冷變形，使其極限應變降低。 因此，損害卷繞性。因而通過添加Nb，在高溫下生成氮化物，具有使鋼基體的鋼中固溶氮降低、提高冷加工性的效果。此外，Nb的微量添加對于抑制作為不可避免的雜質混入的V等的未溶解的球狀碳化物也具有效果。V是用于提高氮化時的抗回火軟化性或最表層硬度的有效的元素。可是， 如果其添加量增多，則在用于制造高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的鉛浴淬火或淬火等用于形成奧氏體相的加熱中，V氮化物、V碳化物、V碳氮化物多不能充分固溶。V的未溶解的球狀碳化物通常以高溫時生成的V系氮化物為核進行生長，結果有時殘留未溶解的球狀碳化物，損害卷繞性。因此，在盡量抑制未溶解的球狀碳化物的情況下，有必要抑制V的添加量， 在本發明中，不強行將V作為必需元素。與此相對，Nb與V相比在高溫下生成氮化物。因此在煉鋼工序中通過添加Nb可抑制V氮化物的生成。即在V固溶、不生成氮化物的高溫區Nb生成氮化物。另外，在生成 V氮化物的高溫下，Nb消耗氮，因而即使在被冷卻的情況下也難生成V氮化物。因此Nb的微量添加在較多添加V的情況下，對于抑制未溶解的球狀碳化物和確保卷繞性是特別有效的。如果Nb添加量超過0.015%則損害熱延展性，容易產生軋制時發生缺陷等弊端。 因此，將添加量規定為0. 015%以下。優選為0. 010%以下，更優選0. 005%以下，進一步優選為低于0. 001%。另一方面，Nb的控制彈簧鋼的N量的效果從0.0005%開始表現出來，因此在添加 Nb時，優選添加0. 0005%以上。此外，在添加V時等，添加微量Nb更具有效果，其范圍優選 0. 003 0. 012%的范圍。更優選0. 005 0. 009%的范圍％，即使在0. 005 0. 001%也
可得到其效果。1. 4%^ Cr+V ^ 2. 6%在本發明中，不積極地添加V。可是，如上所述微量V的添加影響原奧氏體的微細化或殘留奧氏體的生成。對于V，能夠以通過精密控制Cr和V的添加量的和來使氮化后的表層硬度和內部硬度適合于高強度彈簧的方式進行高強度化。Cr和V兩者都是通過在彈簧卷繞后進行的退火或氮化等形成的、加熱也不軟化的所謂賦予抗回火軟化性的元素。特別是通過在氮化中在表層的氮化部使氮化物析出，使表面硬度提高，氮化效果增大。此外氮化即使在沒有擴散到的內部也抑制碳化物的分解。此夕卜，還具有通過析出碳化物抑制軟化的效果。另一方面，兩者都是容易生成未溶解的球狀碳
11化物的元素。Cr在滲碳體中固溶，為增加其穩定性而在應使滲碳體固溶的加熱工序(鉛浴淬火中的加熱、淬火時的加熱)中抑制滲碳體的固溶，因而其多以未溶解的球狀碳化物的形式殘留。此外V由于其析出物的固溶溫度與鋼的A3點相比為高溫，因此容易以未溶解的球狀碳化物的形式殘留。如果Cr和V的含量的合計即Cr+V低于1. 4%，則作為高強度彈簧的表層硬度低于HV750，內部硬度也低于HV570。因此Cr+V優選為1. 4%以上，更優選為1. 5%以上。另一方面，Cr+V超過2. 6%的過剩的添加因未溶解的球狀碳化物殘留較多而損害卷繞性，所以將2. 6%作為上限。此外，Cr+V優選為2%以下，更優選為1.8%以下。0. 7%^ Mn+V ^ 1. 3%Mn和V是提高淬火性的元素，對殘留奧氏體的生成的影響也較大。在Mn比規定多的情況下，使殘留奧氏體殘留較多。所以，Mn和作為不可避免的雜質混入的V的兩者的和直接影響奧氏體行為，如果它們超過規定，則殘留奧氏體量增多，不僅影響加工性，而且對屈服點也有較大的影響，不能確保充分的耐久性。因此，在本發明中，將Mn及V的含量的合計Mn+V規定為0.7 1.3%。要確保以體積率計超過6%的殘留奧氏體量，使Mn+V的下限值在0. 7%以上是必要的。其結果是，通過相變誘發塑性，延展性提高，能夠確保冷卷繞性。另一方面，要使殘留奧氏體以體積率計在15%以下，使Mn+V的上限值在1. 3%以下是必要的。由此，可抑制冷卷繞時的硬傷造成的加工誘變馬氏體的生成，能夠防止局部的脆化。Mo :0· 05 0. 30%Mo是提高淬火性的元素，此外，對于提高抗回火軟化性也是非常有效的。在本發明中，特別是為了進一步提高抗回火軟化性，能夠添加0.05%以上的Mo。此外，Mo也是在鋼中生成Mo系碳化物的元素，Mo系碳化物析出的溫度比V等的碳化物低。因此，適量的Mo 的添加對于抑制碳化物的粗大化也有效，優選添加0. 10%以上的Mo。另一方面，如果Mo的添加量超過0. 30%，則在熱軋或拉伸加工前的鉛浴淬火等中容易產生過冷組織。所以，為了抑制成為裂紋或拉伸時的斷線的原因的過冷組織的生成，將Mo量的上限規定為0. 30%以下，優選規定為0. 25%以下。此外，如果Mo量多，則在鉛浴淬火處理中，直到珠光體相變結束的時間延長，因而使Mo量在0. 20%以下，另外為了縮短鉛浴淬火時間，使珠光體相變穩定地結束，優選使Mo量在0. 15%以下。W :0. 05 0.30%W與Mo同樣，是對提高淬火性及抗回火軟化性有效的元素，且是在鋼中以碳化物的形式析出的元素。在本發明中，特別是為了提高抗回火軟化性，添加0.05%以上的W。另一方面，如果過剩地添加W，則生成成為裂紋或拉伸時的斷線的原因的過冷組織，因而使W量在0. 30%以下是必要的。另外，如果考慮到熱處理的容易性等，則W量優選為0. 1 0. 2 %，更優選為 0. 13 0. 18%。0. 05%^ Mo+ff ^ 0. 5%Mo及W是對提高抗回火軟化性有效的元素。如果兩者復合地添加，則與單獨添加Mo、W相比，可抑制碳化物的生長，能夠顯著提高抗回火軟化性。特別是為了提高加熱至 500°C時的抗回火軟化性，使Mo+W為0. 05%以上、優選為0. 15%以上是必要的。
另一方面，如果Mo+W超過0. 5%，則在熱軋或拉伸加工前的鉛浴淬火等中產生馬氏體或貝氏體等所謂過冷組織，為了抑制成為裂紋或拉伸時的斷線的原因的過冷組織的生成，將Mo+W的上限規定為0. 5%以下，優選為0. 35%以下。接著，對Mg、Ca、&進行說明。Mg :0. 002% 以下Mg在溫度比MnS生成溫度高的鋼水中生成氧化物，在生成MnS時已經存在于鋼水中。所以，能夠作為MnS的析出核使用，從而能夠控制MnS的分布。此外，關于其個數分布， 由于Mg系氧化物比以往鋼中多見的Si、Al系氧化物更微細地分散在鋼水中，因而以Mg系氧化物為核的MnS可微細地分散在鋼中。所以，即使是相同的S含量，MnS分布也因Mg的有無而不同，通過添加它們使MnS粒徑更微細。通過使MnS微細分散，能夠使MnS的疲勞等成為斷裂起點的作用無害化。即使是微量也可充分得到其效果，Mg的添加優選為0. 0002% 以上，更優選0. 0005%以上。可是，在添加超過0.001%時，難以在鋼水中殘留，對氧化物組成也產生影響，作為疲勞起點的氧化物出現率增高，因此0.002%為上限。因而將Mg添加量的上限規定為 0. 002%。優選為0. 0015%以下，另外在彈簧鋼時，與其它結構用鋼相比抑制了 S添加量，因而如果考慮到成品率等，則優選為0.001%以下。此外在用于高強度閥簧的情況下，夾雜物敏感性高，因此Mg通過MnS分布等效果，對提高耐蝕性、延遲斷裂性及防止軋制裂紋等也具有效果，優選盡量添加，因而優選將添加量控制在0. 0002 0. 001%的非常窄的范圍內。Ca :0. 002% 以下Ca是氧化物及硫化物的生成元素。在彈簧鋼中通過使MnS球狀化，能夠抑制作為疲勞等的斷裂起點的MnS的長度，使其無害化。其效果與Mg類似，優選添加0. 0002%以上。 此外即使添加超過0. 002%，不僅成品率差，而且生成氧化物或CaS等硫化物，制造上麻煩或彈簧的疲勞耐久特性降低，因而規定為0.002%以下。該添加量在用于高強度閥簧時，夾雜物敏感性高，因而優選為0. 0015%以下，更優選為0. 001%以下。Zr :0. 003% 以下&是氧化物、硫化物及氮化物的生成元素。在彈簧鋼中使氧化物微細地分散，因而與Mg同樣，能夠成為MnS的析出核，使MnS微細地分散。從而提高疲勞耐久性，此外，通過增加延展性可提高卷繞性。優選添加0.0002%以上。此外即使添加超過0.003%，不僅成品率差，而且生成氧化物或&N、ZrS等氮化物、硫化物，制造上麻煩或彈簧的疲勞耐久特性降低，因此規定為0. 003%以下。在該添加量優選為0. 0025%以下，而且用于高強度閥簧的情況下，還具有通過控制硫化物提高卷繞性的效果，因而優選添加，但為了使對夾雜物尺寸的影響在最小限度，優選抑制在0. 0015%以下。再有，以上所述的任意添加成分即使微量含有，也不損害由本發明的基本成分構成的鋼線的效果。接著，對本發明的高強度彈簧用鋼線的金屬組織進行說明。未溶解的球狀碳化物未溶解的球狀碳化物在高強度彈簧用鋼線中，對于確保強度起到重要的作用。相反，未溶解的球狀碳化物的存在使卷繞性惡化，而且粗大的碳化物還使疲勞特性惡化。所以，在卷繞時抑制未溶解的球狀碳化物，且在最終氮化處理后使微細碳化物均勻分散，對于解決本發明的課題是不可缺的。本發明的高強度彈簧用鋼線的特征是其未溶解的球狀碳化物的長徑為0.2μπι 以下，也就是說抑制了粗大化。該未溶解的球狀碳化物在線材軋制后(即拉伸前鋼線中)
就已經存在。該未溶解的球狀碳化物在其后的熱處理(鉛浴淬火、拉伸時的加工發熱、淬火回火工序)中難以固溶。當然，有時在這些熱處理工序中生長、粗大化。即拉伸前鋼線中的未溶解的球狀碳化物有時成為本身粗大化的核。因此，為了對熱處理后的鋼線(熱處理鋼線)的粗大化的未溶解的球狀碳化物進行限制，盡量減小拉伸前鋼線中存在的未溶解的球狀碳化物是重要的。由以上得知，未溶解的球狀碳化物的規定不僅在本發明的高強度彈簧用拉伸前鋼線中，而且在高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線中也具有重要的意義。本發明的高強度彈簧用鋼線為了提高強度，除了 C以外還加入Mn、Cr，而且還添加 Mo、W等所謂合金元素。在大量添加C、特別是Cr等形成氮化物、碳化物、碳氮化物的合金元素的情況下，球狀的滲碳體系碳化物及合金系碳化物容易殘留在鋼中。球狀的滲碳體系碳化物及合金系碳化物為在熱軋加熱時在鋼中不固溶的未溶解的球狀碳化物。再有，在本發明中，將球狀的合金系碳化物及球狀的滲碳體系碳化物統稱為球狀碳化物。在鋼中，存在與回火馬氏體的針狀組織對應的針狀碳化物，但在本發明的球狀碳化物中不含該針狀碳化物。該針狀碳化物是在淬火后立即不存在、在回火過程中析出的碳化物。該回火馬氏體組織為適合兼顧強度和韌性、加工性的組織，為針狀，在某種意義上講即使在碳化物中這也是理想的形態。嚴格地講，如果縱橫尺寸比為2以上的碳化物(針狀碳化物)也變得粗大，則有對加工性產生弊端的可能性。可是，現實上針狀碳化物粗大是回火溫度高、或回火時的保持時間極端長的結果。對其性能的影響，使強度、硬度不足，在與未溶解的球狀碳化物不同的面產生弊端。在作為本發明的對象的強度為2100MPa左右的鋼線中，沒有產生粗大的針狀碳化物。所以，在本發明中針狀碳化物不作為對象。如前所述，通常析出的碳化物為未溶解， 但在本發明中強行冠以“未溶解”。只是強調未溶解，在本發明中“未溶解的球狀碳化物”、 “球狀碳化物”都為同義。對于未溶解的球狀碳化物，如果對從高強度彈簧用拉伸前鋼線或拉伸熱處理鋼線采集的試樣進行鏡面研磨，實施利用苦醛的腐蝕或電解腐蝕等，則可用掃描式電子顯微鏡 (SEM)進行觀察。此外，也能夠用透射式電子顯微鏡(TEM)的復制試樣(replica)法進行觀察。圖1中示出用SEM觀察電解腐蝕后的試樣的組織照片的一例子。在圖1的組織照片中，在鋼中發現基體的針狀組織和球狀組織這兩種組織。其中，針狀組織為通過淬火回火而生成的回火馬氏體。另一方面，球狀組織為通過熱軋的加熱在鋼中不固溶的、通過油回火處理或利用高頻處理的淬火回火形成球狀化的碳化物(未溶解的球狀碳化物)1。沿著圖1 中的箭頭的尖端可觀察到球狀碳化物。未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0. 2 μ m在本發明中，未溶解的球狀碳化物對高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的特性施加影響，因而按以下控制尺寸。再有，在本發明中，與以往技術相比，對更微細的球狀碳化物進行了規定，謀求更高的性能和加工性的兼顧。當量圓直徑低于0. 2μπι的球狀碳化物用于確保鋼的強度、抗回火軟化性是非常有效的。另一方面，當量圓直徑為0. 2 μ m以上的球狀碳化物不有助于強度或抗回火軟化性的提高，使冷卷繞性劣化。因此，本發明的特征是不產生當量圓直徑為0. 2μπι以上的球狀碳化物。本發明的拉伸前鋼線及拉伸熱處理鋼線的特征是，未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0. 2 μ m。因此，能夠在確保強度的同時確保加工性。如上所述，對于拉伸前鋼線，其后有必要進行鉛浴淬火或拉伸加熱、淬火回火等熱處理，因而有未溶解的球狀碳化物生長、粗大化的可能性。因此優選拉伸前鋼線中的未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑小于0. 2 μ m。從發明人等的實驗結果確認能夠使拉伸前鋼線的未溶碳化物的當量圓直徑在 0. 18 μ m以下。此外，還確認如果將鋼坯加熱溫度規定為1250°C以上，則能夠使未溶碳化物的當量圓直徑在0. 15 μ m以下。這里，對球狀碳化物的當量圓直徑及存在密度的測定方法進行說明。對從高強度彈簧用鋼線采集的試樣進行研磨、電解腐蝕。再有，關于觀察部位，為了能夠排除脫碳或中心偏析等特殊的狀況，隨意觀察熱處理線材(鋼線)的半徑的中央附近，即所謂1/2R部。 此外，測定面積為300 μ m2以上。在電解腐蝕中，電解液(乙酰丙酮10質量％、四甲基氯化銨1質量質量％、剩余成分為甲醇的混合液)中將樣品作為陽極、將鉬作為陰極，采用低電位的電流發生裝置，通過電解作用腐蝕樣品表面。電位在-50 -200mV vs SCE的范圍，以適合樣品的電位恒定。對于本發明的鋼線，優選恒定在-IOOmV vs SCE。關于通電量，能夠通過試樣的總表面積X0. 133[c/cm2]來求出。再有，在將試樣埋入樹脂中的情況下，不僅研磨面，還加上樹脂內的試樣面的面積，算出試樣的總表面積。通電開始后在保持10秒鐘后，停止通電，進行清洗。然后，用SEM觀察試樣，攝影球狀碳化物的組織照片。用SEM較白地觀察到的、最大直徑(長徑)和最小直徑(短徑)的比(縱橫尺寸比)為2以下的組織為球狀碳化物。 SEM的攝影倍率為1000倍以上，優選為5000 20000倍。關于其測定部位，避開中心偏析部，在從線材表面到0. 5 Imm左右深度的位置隨意選擇10個視野進行。對如此攝影的 SEM組織照片進行圖像處理，對測定視野內見到的球狀碳化物的最小直徑(短徑)及最大直徑(長徑)進行測定，算出當量圓直徑。關于當量圓直徑，對作為對象的未溶解碳化物進行圖像處理，從而算出視野中的面積，換算成其相同面積的圓，將此時的直徑作為當量圓直徑。此外，還能夠對測定視野內見到的當量圓直徑為0. 2 μ m以上的球狀碳化物的存在密度進行測定。高強度彈簧用拉伸前鋼線及拉伸熱處理鋼線的金屬組織本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的金屬組織以體積率計由超過6%且在 15%以下的殘留奧氏體和剩余的回火馬氏體構成，容許有微量的夾雜物。所謂微量夾雜物為氧化物、硫化物，氧化物相當于Al或Si等的脫氧產物，硫化物相當于MnS或CaS等。此夕卜，在剩余的回火馬氏體組織中，也含有微量的未溶解的球狀碳化物。組織中的原奧氏體粒度號為10號以上，球狀碳化物的當量圓直徑低于0.2 μ m。此外，在本發明的高強度彈簧用拉伸前鋼線的金屬組織中，珠光體組織占90%以上。優選為95%以上，更優選為98%以上，理想的是大致100%為珠光體組織。原奧氏體粒度號10號以上本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線以回火馬氏體作為主要組織，原奧氏體粒度對特性有較大影響。即，如果使原奧氏體的粒徑微細，則通過細粒化的效果，疲勞特性或卷繞性提高。在本發明中，為了得到充分的疲勞特性或卷繞性，而將原奧氏體粒度號規定為 10號以上。原奧氏體的微細化對高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的特性的提高特別有效，優選將原奧氏體粒度號規定為11號，更優選規定為12號以上。要使原奧氏體的粒徑微細，降低淬火的加熱溫度是有效的。再有，原奧氏體粒度號可按照JIS G 0551進行測定。實質上只要將淬火時的加熱溫度規定為低溫，且進行短時間處理，就能夠使原奧氏體粒徑微細，但不合適的低溫、短時間處理不僅增加未溶解的球狀碳化物，而且奧氏體化本身也不充分，還有時成為雙相區淬火，有時反而使卷繞性或疲勞特性降低。因此，通常，13. 5號為上限。殘留奧氏體超過6%且小于等于15% (體積率)淬火回火后的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線中的顯微組織包含回火馬氏體和殘留奧氏體及微量的體積分率的夾雜物(這里，析出物也包括在夾雜物中來表示)。殘留奧氏體對于冷卷繞性的提高是有效的。在本發明中為了確保冷卷繞性，將殘留奧氏體的體積率規定為超過6%。優選為7%以上，更優選為8%以上。另一方面，如果殘留奧氏體以體積率計超過15%，則因通過加工誘變相變而生成的馬氏體，使冷卷繞特性降低。所以，將殘留奧氏體的體積率規定為15%以下。優選為14% 以下，更優選12%以下。殘留奧氏體的體積率可通過X射線衍射法或磁測定法求出。其中，磁測定法能夠簡便地測定殘留奧氏體的體積率，因此是優選的測定方法。其中，雖測定體積率，但得到的數值與面積率為相同值。再有，殘留奧氏體與回火馬氏體相比為軟質，因而使屈服點降低。此外，通過相變誘發塑性使延展性提高，因而非常有助于冷卷繞性的提高。另一方面，殘留奧氏體多殘留在被偏析部、原奧氏體晶界或亞晶粒夾著的區域附近，因而通過加工誘變相變而生成的馬氏體(加工誘變馬氏體)成為斷裂的起點。此外，如果殘留奧氏體增加，則回火馬氏體相對減少。因此，以往殘留奧氏體造成的強度及冷卷繞性的降低成為了問題。可是，在超過 2000MPa的高強度鋼線中，C、Si、Mn、Cr等的添加量增高，因而對于提高冷卷繞性，利用殘留奧氏體是非常有效的。此外，最近，通過高精度的彈簧加工技術，即使因彈簧成形時生成的加工誘變馬氏體，局部生成高硬度部，也可抑制卷繞特性的劣化。接著，對本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的機械特性進行說明。為了謀求彈簧的小型化或輕量化，高強度化是有效的，此外，作為彈簧要求優良的疲勞強度。在本發明中，高強度彈簧可通過對原材料即高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線進行彎曲加工形成所希望的形狀，實施氮化處理、噴丸硬化等使表面硬化的處理來制造。在氮化處理中，由于加熱到500°C左右，因此彈簧有時比原材料即高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線軟化。所以，為了使彈簧高強度化，提高疲勞特性，需要確保原材料即高強度彈簧用拉伸
16熱處理鋼線的抗拉強度。此外，為了將高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線加工成所希望形狀的彈簧而要求冷卷繞性，因而限制抗拉強度的上限是必要的。抗拉強度2100 2400MPa如果高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度高，則能夠提高實施了氮化處理等使表面硬化的處理的彈簧的疲勞特性及彈性減衰特性。在本發明中，為了提高彈簧的疲勞特性及彈性減衰特性，而將高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度規定為2100MPa以上。此外，高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度越高，彈簧的疲勞特性越提高，因而優選將高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度規定為2200MPa以上，更優選規定為 2250MPa 以上。另一方面，如果高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度過高，則冷卷繞性降低， 因而將抗拉強度規定為2400MPa以下。屈服點(沒有發現屈服點時為0. 2%屈服強度)1600 1980MPa在本發明中，所謂高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服強度或屈服點，在單軸拉伸試驗中，在應力-應變曲線上發現屈服點時為上屈服點，在沒有發現屈服點時為0. 2%屈服強度。為了確保因重復應力而彈性變形的彈簧的強度或耐彈性減衰性，優選提高屈服點。 為了提高彈簧的屈服點，優選提高原材料即高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服點。另一方面，如果高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服點提高，則有時損害冷卷繞性。所以，對于高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服點，為了確保彈簧的強度或耐彈性減衰性，優選為1600MPa以上。另外，為了賦予高的耐久性，優選為1700MPa以上。另一方面，如果屈服點超過1980MPa，則有時損害冷卷繞性，因而優選將屈服點規定為1980MPa以下。再有，為了在短時間的淬火回火后立即提高具有相同抗拉強度的原材料的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服點，優選使殘留奧氏體的體積率降低。在500°C保持1小時的氮化處理后的維氏硬度表層硬度HV ^ 750、內部硬度 HV 彡 570高強度彈簧，在氮化處理時表層硬度提高，但內部軟化。例如在500°C的氣體軟氮化中，以往如果加熱溫度達到500°C，則難以抑制高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線內部的軟化。本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線抗回火軟化性優良，能夠確保500°C加熱后的彈簧的疲勞特性及彈性減衰性。在本發明中，對氣體軟氮化后的表層硬度和內部硬度進行規定。將表層硬度按從表層到50 IOOym深度的顯微維氏硬度規定為750以上。在低于750時表層硬度不足，疲勞耐久性也劣化，因而不能充分賦予噴丸硬化后的殘余應力。表層硬度優選為780以上。另一方面，關于內部硬度，維氏硬度的測定因淬火時鋼線的表層的溫度有時高于內部，因而優選在從表面到500 μ m深度的位置進行。為了確保彈簧的疲勞特性及彈性減衰性，在500°C保持1小時的加熱處理后的維氏硬度只要在570以上就可以，更優選規定為 575以上。再有，在500°C保持1小時的加熱處理后的維氏硬度的上限沒有特別規定，但不超過加熱處理前的維氏硬度，因此通常為783以下。另外，在以本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線作為原材料制造高強度彈簧時，通過噴丸硬化或氮化處理等使表層硬化。另一方面，從高強度彈簧的表面到500 μ m深度位置的維氏硬度(內部硬度)受氮化處理時的加熱的影響。所以，在實際制造彈簧時，內部硬度根據氮化處理的溫度而變動。再有，在以本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線作為原材料制造高強度彈簧時，實施冷卷繞及氮化處理。因此，高強度彈簧的從表面到500 μ m深度位置的殘留奧氏體， 與原材料即高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線相比減少少許。可是，認為成分組成、球狀碳化物、原奧氏體晶粒度受冷卷繞及氮化處理的影響小。所以，以本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線作為原材料的高強度彈簧的成分組成、 球狀碳化物、原奧氏體晶粒度，為與本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的成分組成、球狀碳化物、原奧氏體晶粒度同等的程度。接著，對本發明的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的制造方法進行說明。對調整到規定成分的鋼片(鋼錠)進行軋制，制造尺寸減小的鋼片(鋼坯)。然后在將鋼坯加熱后進行熱軋，形成高強度彈簧用拉伸前鋼線。在對該高強度彈簧用拉伸前鋼線進行了鉛浴淬火處理后，實施修整，進而進行用于使硬化層軟質化的退火，在拉伸加工后實施淬火及回火，制造高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線。鉛浴淬火處理是使熱軋后的鋼線的組織成為鐵素體、珠光體的熱處理，為了在拉伸加工前使鋼線軟化而進行。在拉伸加工后， 實施油回火處理或高頻處理等淬火及回火，調整鋼線的組織及特性。在本發明的高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法中，重要的是設定用于防止球狀碳化物粗大化的工藝。特別是在含有本發明這樣的高C以及高Cr的情況下，非常重要的是以軋制前的鋼片的狀態充分加熱，使鋼中的偏析緩和，同時使內部的粗大的碳化物(合金碳化物或滲碳體)固溶，謀求材質的均質化。為了防止粗大的球狀碳化物的生成，使鋼片中產生的粗大的碳化物在鋼中固溶是必要的，另外，在鋼中使其均勻擴散也是必要的。因此，優選提高加熱溫度。因而，最初，將鑄造后的鋼片(鋼錠)的加熱溫度規定為1250°C以上。由此能夠使未溶解的球狀碳化物充分固溶。因此，在其后的軋制、鉛浴淬火及淬火時的加熱中，盡管因加熱溫度、加熱時間不足容易殘留未溶解的球狀碳化物，但是由于初期使其充分固溶，因而可將未溶解的球狀碳化物的尺寸抑制在低于0.2 μ m。鋼錠加熱溫度優選為1270°C以上。接著，對通過軋制鋼錠而制成的鋼坯再進行熱軋(線材軋制)，制造高強度彈簧用拉伸前鋼線。此時，將鋼坯的加熱溫度規定為1200°C以上。鋼坯的加熱溫度也優選規定為 1250°C 以上。在從加熱爐抽出后，溫度降低，析出物生長。因此，在從加熱爐抽出后，優選在5分鐘以內完成熱軋。通過鋼錠、鋼坯的上述加熱，鋼中的粗大碳化物被均勻地擴散、固溶，在其后的析出時，能夠均勻地微細析出。再有，在不經由鋼坯而直接從鋼錠軋制成鋼線的情況下，將鋼錠(鋼片)的軋制前加熱溫度規定為1250°C以上，優選規定為1270°C以上。如上所述，為了抑制熱處理后的鋼線的未溶碳化物的粗大化，盡量減少拉伸前(即線材軋制后)存在的未溶解的碳化物，而且即使存在未溶解的碳化物，為了使其不容易粗大化，先使其直徑微細化也是必要的。所以，在拉伸前的加熱工序即軋制工序中，為了使碳化物固溶，預先充分提高鋼錠加熱溫度或鋼坯加熱溫度是重要的。由此能夠將未溶解的球狀碳化物的直徑抑制在較小。 關于彈簧鋼的軋制，在將鋼坯從加熱爐抽出后直到軋制成Φ IOmm左右的拉伸前原材料直徑在幾分鐘內完成。因此，鋼坯加熱溫度的影響最大，重要的是加熱到1200°C以上。如果為 12500C以上則更優選，如果為1270°C以上則進一步優選。軋制后卷取成盤狀，此時一般進行空氣冷卻。因此，通常，拉伸前鋼線(線材軋制后的鋼線)的顯微組織因C量高而只由珠光體組織分數高的鐵素體_珠光體或珠光體相構成。在如此的母材中存在未溶解的球狀碳化物。未溶解的球狀碳化物可通過用SEM觀察研磨腐蝕過的顯微鏡檢查樣品來觀察，未溶碳化物由于為球狀，因此能夠與含在母材的珠光體組織中的層狀的滲碳體明確地區別并識別。當然，也可測定其大小。通過以上工序，可得到彈簧用拉伸前鋼線(軋制線材)。熱軋后，對彈簧用拉伸前鋼線實施鉛浴淬火。對于該鉛浴淬火的加熱溫度，為了促進碳化物的固溶，優選規定為900°C以上。更優選930°C以上的高溫，進一步優選為950°C以上。然后也可以在600°C以下實施鉛浴淬火處理。在本發明的彈簧用拉伸前鋼線中，鉛浴淬火及拉伸的方法沒有限定。只要是一般的鋼線的鉛浴淬火處理、拉伸方法，就能夠與通常同樣地實施。在根據所要求的線材直徑或精度將拉伸工序省略的情況下，有時也將拉伸工序前的鉛浴淬火工序省略。在此種情況下，通過使以下所述的淬火的加熱溫度高溫化(例如 970°C以上)，可促進未溶解的球狀碳化物的固溶。拉伸加工后的淬火可通過加熱至A3點以上的溫度來進行。為了促進碳化物的固溶，優選提高淬火的加熱溫度。在淬火時，為了抑制碳化物的生長，優選將加熱速度規定為 IO0C /秒以上，將A3點以上的溫度下的保持時間規定為1分鐘 5分鐘。為了抑制奧氏體晶粒的生長，優選縮短保持時間。關于淬火，為了促進馬氏體相變，優選將冷卻速度規定為 50°C /秒以上，且冷卻到100°C以下。淬火時的制冷劑優選溫度低至100°C以下、進一步優選低至80°C以下的低溫的制冷劑，但在本發明中，為了精密地控制殘留奧氏體量，將制冷劑溫度規定為40°C以上。制冷劑只要是油、水溶性淬火劑、水等可進行淬火的制冷劑，就不特別限定。此外冷卻時間也可以如油回火處理或高頻熱處理一樣縮短，優選避免延長用于極度減少殘留奧氏體的低溫下的保持時間或制冷劑溫度向30°C以下的低溫化。即優選淬火在5分鐘以內結束。淬火后進行回火。關于回火，為了抑制碳化物的生長，優選將加熱速度規定為 10°C /秒以上，將保持時間規定為15分鐘以下。保持溫度根據成分和作為目標的強度而變動，但通常保持在400 500°C。通過冷卷繞將高強度彈簧用拉伸前鋼線加工成所希望的彈簧形狀，然后實施消除應力退火，進而通過實施氮化處理及噴丸硬化而制成彈簧。冷卷繞的鋼線通過消除應力退火或氮化處理等被再加熱。此時，內部軟質化，因此作為彈簧的性能降低。特別是，在本發明中在500°C左右的高溫下實施氮化處理，也可保持充分的硬度。其結果是，如果以本發明的高強度彈簧用拉伸前鋼線作為原材料，則可使高強度彈簧的從表層到500μπι深度的顯微維氏硬度在HV575以上。再有，從彈簧的表層到 500 μ m深度對顯微維氏硬度進行測定，是為了對沒有受到氮化處理及噴丸硬化導致的硬化的影響的母材的維氏硬度進行評價。實施例用IOkg真空熔煉爐熔煉具有表1-1 4所示的成分的鋼，然后鑄造，制造了鋼片。 將這些真空熔煉材熱鍛造到Φ8πιπι。然后，將熱鍛造到OSmm的材料加熱到1270°C X4hr。 此外，用250ton的轉爐精煉一部分試樣，通過連續鑄造制作鋼錠，在加熱到1270°C X4hr以上后，形成斷面為160mmX 160mm的鋼坯。進而通過軋制形成Φ8mm的軋制線材。將軋制前的鋼坯的加熱溫度規定為1200°C以上。為了形成容易拉伸的組織，對直徑為8mm的拉伸前鋼線(軋制線材)在拉伸前實施鉛浴淬火。關于鉛浴淬火中的加熱溫度，為了充分固溶碳化物等，優選加熱到900°C以上， 通過在930°C下加熱后投入到600°C的流動層來進行鉛浴淬火。鉛浴淬火后通過拉伸加工， 形成直徑為4mm的拉伸材。如此，在高溫下將鋼錠加熱后，通過盡可能地使軋制、鉛浴淬火及淬火時的加熱高溫化，能夠抑制未溶解的球狀碳化物的生長，可將其尺寸抑制在0. 2 μ m 以下。為了調整鉛浴淬火及拉伸的鋼線的抗拉強度，實施淬火回火處理，制造了彈簧用拉伸前鋼線。再有，對拉伸加工中產生斷線的試樣，不實施淬火回火處理。關于淬火回火處理，將拉伸加工過的鋼線以10°c /秒以上的加熱速度加熱到950°C或1100°C (A3點以上的溫度)，在該加熱到達溫度保持4分鐘 5分鐘后，以達到50°C /秒以上的冷卻速度的方式投入室溫的水槽中，冷卻到100°C以下。作為評價結果，示出斷線狀況、原奧氏體粒度號、殘留奧氏體量(體積％ )、碳化物的當量圓直徑和存在密度、抗拉強度、0.2%屈服強度、缺口彎曲角度、平均疲勞強度及氣體軟氮化后的維氏硬度。作為合格的目標數值，以以往的高強度彈簧用鋼線作為參考，如下所示。原奧氏體粒度號10度以上殘留奧氏體量(體積％ ) :20%以下球狀碳化物的當量圓直徑0. 2 μ m以下抗拉強度2IOOMPa以上0. 2%屈服強度1800MPa以上屈服比75% 95%缺口彎曲角度28度以上平均疲勞強度(中村式旋轉彎曲強度):900MPa以上、以氣體軟氮化后的維氏硬度計的內部硬度590Hv以上以氣體軟氮化后的維氏硬度計的氮化層硬度750Hv以上再有，在本發明的鋼線中，有必要使強度和加工性(卷繞性)兼顧，因此如果屈服比過高，則加工性惡化。所以，優選將屈服比的上限規定為90%，更優選將屈服比規定為 88%以下。從得到的彈簧用拉伸熱處理鋼線采集試樣，供于原奧氏體粒度、殘留奧氏體的體積率、碳化物的評價，及拉伸試驗、缺口彎曲試驗、顯微維氏硬度試驗。再有，關于疲勞特性， 作為模擬彈簧制造的處理(以下稱為彈簧制造處理)，實施對加工后的彈簧實施的模擬氮化處理的氣體軟氮化處理(500°C、60分鐘)、噴丸硬化(切制鋼絲的直徑為0. 6mm,20分鐘) 及低溫消除應力處理(180°C、20分鐘)，從而進行評價。原奧氏體粒度號按照JIS G 0551進行了測定。碳化物的當量圓直徑及存在密度通過采用實施了電解腐蝕的試樣，攝制SEM組織照片，通過圖像處理進行了測定。此外，殘留奧氏體的體積率利用磁測定法進行了測定。疲勞試驗為中村式旋轉彎曲疲勞試驗(利用2點支撐的重物使其彎曲，用電動機使其旋轉，對線表面施加壓縮及拉伸應力的疲勞試驗)，將10根樣品以50%以上的概率顯示107個循環以上的壽命的最大負載應力作為平均疲勞強度。缺口彎曲試驗為用于評價冷卷繞性的試驗，按以下進行。采用圖2所示的、前端的角度為120°的沖頭2，在試驗片上設置最大深度為30 μ m 的槽(缺口)。再有，如圖3所示，缺口 4在試驗片3的長度方向的中央部，與長度方向成直角地設置。接著，如圖4所示，從缺口 4的相反側，通過負載用夾具6來負載壓緊件5產生的最大拉伸應力的載荷P，施加3點彎曲變形。再有，將負載用夾具6的前端的曲率半徑r 規定為4. 0mm，將支撐物間的距離L規定為L = 2r+3D。其中，D為試驗片的直徑。從缺口部繼續施加彎曲變形直到斷裂，如圖5所示測定了斷裂時的彎曲角度(缺口彎曲角度)。再有，在試驗片分離時，接上斷裂部，測定了缺口彎曲角度Θ。在本發明中， 將缺口彎曲角度為28°以上判斷為冷卷繞性良好。關于氮化后的顯微維氏硬度，將從表層到500μπι以上的深度的硬度作為內部硬度，將從表層到50μπι深度的顯微維氏硬度作為氮化層硬度進行了評價。測定載荷為10g。上述試驗結果示于表1-5 8。再有，在表1-5 8中，金屬組織除殘留奧氏體 (Y)以外為回火馬氏體和微量的夾雜物。此外，成分的剩余部分為鐵及不可避免的雜質。關于拉伸前鋼線(線材軋制后的鋼線)的評價，只進行未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑的評價。由于是在熱處理前，因此即使進行機械特性或奧氏體粒度等的測定也沒有多大意義。本發明的實施例1 47中，冷卷繞性的指標即缺口彎曲角度都在28°以上，為良好，彈簧的耐久性的指標即中村式旋轉彎曲疲勞強度(以下也簡稱為疲勞耐久性)及彈性減衰性及抗回火軟化性的指標即氮化層硬度都優良。比較例48、49是C添加量偏離權利要求范圍的例子，如果C超過規定(比較例48)， 則未溶解的球狀碳化物增多，冷卷繞性的指標即缺口彎曲角度降低。另一方面，在C小于規定量(比較例49)的情況下，不能確保充分的抗拉強度。特別是氮化后的內部硬度降低，作為彈簧的疲勞耐久性(中村式旋轉彎曲疲勞強度)或彈性減衰特性(氮化后內部硬度)劣化。比較例50、51是Si添加量偏離權利要求范圍的例子，如果Si超過規定，則基體脆化，損害加工性，即缺口彎曲角度降低。另一方面，在Si大于規定量的情況下，回火軟化特性劣化，因此在利用氮化的加熱后不能確保充分的強度。特別是氮化后的內部硬度和氮化層硬度降低。比較例52、53是Mn添加量偏離權利要求范圍的例子，如果Mn超過規定，則殘留奧
21氏體增多，屈服強度降低，其疲勞耐久性(中村式旋轉彎曲疲勞強度)劣化。另一方面，在 Mn小于規定量的情況下，殘留奧氏體過于降低，加工劣化，因而缺口彎曲角度降低。比較例54、55為Cr添加量偏離權利要求范圍的例子，如果Cr超過規定，則滲碳體穩定化，即使在高溫下的鋼片加熱或淬火回火等中，未固溶碳化物也增加，使彈簧加工性大大降低。因此，缺口彎曲角度降低。另一方面，在Cr小于規定量的情況下，因通過利用氮化等的加熱處理被軟化等，所謂抗回火軟化性不足，因而氮化層硬度降低。比較例56、57、58分別是Mo、W、Mo+ff的添加量偏離權利要求范圍而過剩地添加的例子，如果Mo及W超過規定，則在軋制冷卻時或鉛浴淬火等加熱處理后產生馬氏體或貝氏體等過冷組織，在搬送或拉伸時產生斷線，不能實施測定試驗。比較例59是過剩地添加V的例子，V是在鋼中生成碳化物的元素，因過剩的添加而產生以V為中心的未固溶碳化物，使加工性劣化，缺口彎曲角度降低。比較例60、61為與權利要求范圍相比過剩地含有N量的例子。該過剩的N使V、Nb 等的氮化物或碳氮化物生成溫度高溫化，使以它們為核的碳化物等析出物粗大化。此外，在采用本發明這樣的重復加熱的情況下，該氮化物、碳氮化物、碳化物的固溶不完全，大量殘留粗大的未溶解的球狀碳化物。其結果是，損害加工性。為缺口彎曲角度降低的例子。比較例62、63是Nb添加量偏離權利要求范圍的例子，如果Nb超過規定，則顯著損害熱延展性，多發生軋制材的表面損傷，在拉伸中發生斷線，不能進行測定試驗。比較例64為Mn和V的添加量的和與本發明中說明的范圍相比過剩的情況。鋼線的殘留奧氏體量比規定殘留更多，在缺口彎曲試驗中缺口部因應力誘變相變而硬化，使加工性降低。為缺口彎曲角度降低的例子。盡管能反復，在本發明中V為無添加，但有作為不可避免的雜質混入的V，因而是為了使該V無害化的限定。比較例65為Mn和V的添加量的和低于本發明中說明的范圍的情況，殘留奧氏體量比最佳范圍少，因此加工性即缺口彎曲角度降低。比較例66為Cr和V的添加量的和與本發明中說明的范圍相比過剩的情況，未溶解的球狀碳化物過剩地殘留，加工性即缺口彎曲角度降低。比較例67為Cr和V的添加量的和與本發明中說明的范圍相比不足的情況，盡管加工性良好，但是氮化后的內部硬度和氮化層硬度不足，彈簧性能不良好。比較例68 70為Si量和Cr量的差([Si% ]-[Cr% ])偏離權利要求范圍，與Si 量相比Cr量多的情況。如果Cr相對于Si量過剩，則未溶解的球狀碳化物殘留，加工性劣化，即缺口彎曲角度降低。同樣比較例71、72為Si量和Cr量的差([Si% ]-[Cr% ])大于權利要求范圍的上限的情況，Si相對于Cr量大幅度過剩。在此種情況下，軋制材的表層脫碳層較大生長， 在微量的表層修整等中不能充分除盡。因此疲勞耐久性(中村式旋轉彎曲疲勞強度)差。比較例73、74分別是在鋼坯加熱溫度1100°C下對發明例1、發明例23的鋼進行軋制的例子。在軋制初期殘留未溶解的球狀碳化物，其影響最終殘存，因而加工性劣化，即缺口彎曲角度降低。發明例101 109為發明例1 5及20 23的拉伸前鋼線的實施例。比較例 110、111為將發明例101、106的鋼坯加熱溫度規定為1100°C的例子。由于是對拉伸前鋼線的評價，因而只通過未溶解的球狀碳化物的最大當量圓直徑進行評價。得知如果鋼坯加熱溫度高，則未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑減小。
權利要求
1.一種高強度彈簧用拉伸前鋼線，其特征在于以質量％計，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 滿足下式0. 3% ^ Si-Cr ^ 1. 2 %，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質； 作為雜質的P、S為P 0. 025%以下、S 0. 025%以下； 而且，未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0. 2 μ m。
2.根據權利要求1所述的高強度彈簧用拉伸前鋼線，其特征在于以質量％計，進一步含有 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種或2禾中以上；在含有 V 時，滿足式1. 4%彡 Cr+V ^ 2. 6%及 0. 70%^ Mn+V ^ 1. 3% ； 在含有Mo和W時，滿足式0. 05%彡Mo+W彡0. 5%。
3.一種高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于以質量％計，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 滿足下式0. 3% ^ Si-Cr ^ 1. 2 %，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質；作為雜質的P、S為P 0. 025%以下、S 0. 025%以下；而且，作為金屬組織，至少殘留的奧氏體以體積率計存在超過6%且為15%以下；原奧氏體粒度號在10號以上；未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0. 2 μ m。
4.根據權利要求3所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于以質量％計，進一步含有 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種或2禾中以上； 在含有 V 時，滿足式1. 4%^ Cr+V 彡 2. 6%及 0. 70%^ Mn+V ^ 1. 3% ； 在含有Mo和W時，滿足式0. 05%彡Mo+W彡0. 5%。
5.根據權利要求3或4所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于所述高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的抗拉強度為2100 MOOMPa。
6.根據權利要求5所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于所述高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線的屈服點為1600 1980MPa。
7.根據權利要求3或4所述的高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其特征在于通過對所述高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線進行在500°C下保持1小時的軟氮化處理，表層維氏硬度達到HV750以上，內部維氏硬度達到HV570以上。
8.一種高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法，其特征在于通過將鋼錠加熱到1250°C以上后實施熱軋來制造鋼坯，且通過將該鋼坯加熱到 1200°C以上后實施熱軋來制造拉伸前鋼線；其中，所述鋼錠以質量％計，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 滿足下式0. 3% < Si-Cr ( 1. 2 %，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質； 作為雜質的P、S為P 0. 025%以下、S 0. 025%以下。
9.根據權利要求8所述的高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法，其特征在于所述高強度彈簧用拉伸前鋼線以質量％計，進一步含有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種或2種以上；在含有 V 時，滿足式1. 4%^ Cr+V 彡 2. 6%及 0. 70%^ Mn+V ^ 1. 3% ；在含有Mo和W時，滿足式0. 05%彡Mo+W彡0. 5%。
10.一種高強度彈簧用拉伸前鋼線的制造方法，其特征在于將權利要求8或9所述的拉伸前鋼線進一步加熱到900°C以上，然后進行600°C以下的鉛浴淬火處理。
11.一種高強度彈簧用熱處理鋼線的制造方法，其特征在于在對權利要求8或9所述的拉伸前鋼線進行了拉伸加工后，以10°C /秒以上的加熱速度加熱到A3點以上的溫度，在 A3點以上的溫度下保持1分鐘 5分鐘后，以50°C /秒以上的冷卻速度冷卻到100°C以下。
12.一種高強度彈簧用熱處理鋼線的制造方法，其特征在于在對權利要求10所述的拉伸前鋼線進行了拉伸加工后，以10°C /秒以上的加熱速度加熱到A3點以上的溫度，在A3 點以上的溫度下保持1分鐘 5分鐘后，以50°C /秒以上的冷卻速度冷卻到100°C以下。
13.根據權利要求11所述的高強度彈簧用熱處理鋼線的制造方法，其特征在于進一步在400 500°C下保持15分鐘以下進行回火處理。
14.根據權利要求12所述的高強度彈簧用熱處理鋼線的制造方法，其特征在于進一步在400 500°C下保持15分鐘以下進行回火處理。
全文摘要
本發明提供一種高強度彈簧用拉伸熱處理鋼線，其以質量％計，含有C0.67％以上且低于0.9％、Si2.0～3.5％、Mn0.5～1.2％、Cr1.3～2.5％、N0.003～0.007％、Al0.0005％～0.003％，且Si和Cr滿足式{0.3≤Si-Cr≤1.2}，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質；作為雜質的P、S為P0.025％以下、S0.025％以下；未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0.2μm；而且，作為金屬組織，至少殘留的奧氏體以體積率計存在超過6％且為15％以下；原奧氏體粒度號在10號以上；未溶解的球狀碳化物的當量圓直徑低于0.2μm。
文檔編號C22C38/34GK102482747SQ201180003762
公開日2012年5月30日 申請日期2011年7月5日 優先權日2010年7月6日
發明者千田徹志, 橋村雅之 申請人:新日本制鐵株式會社