(57)【要約】本発明は、冷間でコイリングされ、十分な大気強度でコイリング加工性を両立できる引張強度２０００ＭＰａ以上でばね成形後の熱処理でばねとしての性能を高めることの出来るばね用熱処理鋼を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．１超〜１．０％以下を含有し、Ｎ：０．００７％以下に制限し、残部が鉄と不可避的不純物とからなり、熱処理後の抽出残渣分析値で、［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］≧［鋼中Ｖ量（質量％）］×０．４であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
2007114491.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４〜０．９％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｖ：０．１超〜１．０％
を含有し、
Ｎ：０．００７％以下に制限し、
残部が鉄と不可避的不純物とからなり、熱処理後の抽出残渣分析値で、
［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］≧［鋼中Ｖ量（質量％）］×０．４であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５〜２．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％未満、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％未満、
Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｔａ：０．００１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｃｏ：０．０５〜３．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００６％、
Ｔｅ：０．０００２〜０．０１％、
Ｓｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０００５％、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
Ｈｆ：０．０００２〜０．０１％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度ばね用熱処理鋼。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５％以下に制限することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度ばね用熱処理鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼成分を有し、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒度番号が１０番以上、残留オーステナイトが１５質量％以下、であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間または冷間でコイリングされ、高強度で、かつ高靭性を有する、特に冷間でコイリングされ窒化処理され高強度熱処理ばね用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化、高性能化に伴い、ばねも高強度化され、熱処理後に引張強度１５００ＭＰａを超えるような高強度鋼がばねに供されている。近年では引張強度２１００ＭＰａをこえる鋼線も要求されている。それはばね製造時の歪取り焼鈍や窒化処理など、加熱によって少々軟化してもばねとして支障のない材料硬度を確保するためである。
また、窒化処理やショットピーニングでは表層硬度が高まり、ばね疲労における耐久性が格段に向上することが知られているが、ばねのへたり特性については表層硬度で決まるものではなく、ばね素材内部の強度または硬度が大きく影響する。従って、内部硬度を非常に高く維持できる成分に仕上げることが重要である。
その手法としては、Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ等の元素を添加することで焼入れで固溶し、焼き戻しで析出する微細炭化物を生成させ、それによって転位の動きを制限し、耐へたり特性を向上させた発明がある（例えば、特開昭５７−３２３５３号公報参照）。
一方、鋼のコイルばねの製造方法では鋼のオーステナイト域まで加熱してコイリングし、その後、焼入れ焼戻しを行う熱間コイリングとあらかじめ鋼に焼入れ焼戻しを施した高強度鋼線を冷間にてコイリングする冷間コイリングがある。冷間コイリングでは鋼線の製造時に急速加熱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ため、ばね材の旧オーステナイト粒径を小さくすることが可能で、結果として破壊特性に優れたばねを製造できる。また、ばね製造ラインにおける加熱炉などの設備を簡略化できるため、ばねメーカーにとっても設備コストの低減につながるなどの利点があり、最近ではばねの冷間化が進められている。懸架ばねにおいても弁ばねに比べ線材は太い鋼線を使用するものの、上記の利点のために冷間コイリングが導入されている。
しかし、冷間コイリングばね用鋼線の強度が大きくなると、冷間コイリング時に折損し、ばね形状に成形できない場合も多い。これまでは強度と加工性が両立しないために工業的には不利ともいえる加熱コイリングやコイリング後の焼入れ焼戻しなどの手法で強度と加工性を両立せざるを得なかった。
また、高強度の熱処理鋼線を冷間コイリング加工し、窒化して強度を確保する場合には、鋼中に微細な炭化物を析出するＶ，Ｎｂなどいわゆる合金元素を多量に添加することが有効と考えられてきた。しかし、現実には多量に添加すると焼入れ時の加熱では固溶できず、粗大に成長し、いわゆる未溶解炭化物となり、冷間でのコイリング時の折損原因となる。そのため未溶解炭化物に注目した技術も見られる。
このような合金元素だけでなく、鋼中に多く存在するセメンタイトを中心とした炭化物も制御することで性能向上を図った発明がある（例えば、特開２００２−１８０１９８号公報参照）。
これらの特許では詳細に球状炭化物について規定し、加工性とばね高強度化の両立を図っているが、そのような比較的明確な球状炭化物（合金系、セメンタイト系）の炭化物を抑制してもさらなる高強度化やばね性能の向上には限界がある。すなわち、これらの規定は「欠陥」を抑制し、加工性劣化を抑制するという側面が強く、ばね性能の直接的な強化にも限界があった。
【発明の開示】
【０００３】
本発明は、冷間でコイリングされ、十分な常温強度とコイリング加工性を両立できる引張強度２０００ＭＰａ以上でばね成形後の熱処理でばねとしての性能を高めることの出来るばね用熱処理鋼を提供することを課題としている。
本発明者らは、いままで注目されていなかったＮを制御することによって、合金元素を添加しても未溶解炭化物の生成を抑制でき、靭性や加工性として高強度とコイリング性を両立させ、その後の窒化などの加熱処理を用いて、従来問題とされていなかった析出型微細炭化物を最大限に利用して、ばね性能を向上させることのできる熱処理鋼を開発するに至った。
すなわち本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．４〜０．９％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｖ：０．１超〜１．０％
を含有し、
Ｎ：０．００７％以下に制限し、
残部が鉄と不可避的不純物とからなり、熱処理後の抽出残渣分析値で
［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］≧［鋼中Ｖ量（質量％）］×０．４であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％未満、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％未満、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔａ：０．００１〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｏ：０．０５〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ｔｅ：０．０００２〜０．０１％、Ｓｂ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｈｆ：０．０００２〜０．０１％、の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度ばね用熱処理鋼。
（３）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５％以下に制限することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度ばね用熱処理鋼。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼成分を有し、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒度番号が１０番以上、残留オーステナイトが１５質量％以下であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、電解（スピード法）によるＶ分析における０．２μｍフィルターを通過したろ液を説明する模式図である。
図２は、［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］の効果を示すための焼鈍温度と引張特性（引張強度、降伏点）の関係を示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
本発明者らは、高強度を得るために化学成分を規定しつつ、熱処理によって鋼中炭化物形状を制御し、ばねを製造するに十分なコイリング特性を確保するとともに、ばね加工後の焼鈍等の熱処理によってばね性能を向上することのできるばね用熱処理鋼を発明するに至った。その詳細を以下に示す。まず鋼の化学成分について説明する。
Ｃ：０．４〜０．９％
Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、従来より十分な強度を得られるように０．４〜０．９％とした。０．４％未満では十分な強度を得られない。特にばね性能向上のための窒化を省略した場合でも十分なばね強度を確保するには０．４％以上のＣが必要である。０．９％超では実質過共析となり、粗大セメンタイトを多量に析出するため、靭性を著しく低下させる。このことは同時にコイリング特性を低下させる。よってＣ量の上限を０．９％とした。
さらに、ミクロ組織への関係も密接であり、０．４％未満では炭化物数が少ないため、炭化物分布が局部的に他の部分よりも少ない領域（以後、炭化物希薄域と記す）の面積率が増加しやすく、十分な強度と靭性あるいはコイリング性（延性）が得られにくい。そこで好ましくは０．５５％以上、強度−コイリングのバランス観点からさらに好ましくは０．６％以上とするのがよい。
一方、Ｃ量が多い場合には合金系やセメンタイト系の炭化物が焼入れ時の加熱で固溶が困難になる傾向にあり、熱処理における加熱温度が高い場合や加熱時間が短い場合には強度やコイリング性が不足する場合も多い。
また、未溶解炭化物は炭化物希薄域にも影響し、鋼中Ｃが未溶解炭化物を形成していると、マトリックス中の実質Ｃが減少するために、炭化物の分布が他の場所よりも少ない、いわゆる炭化物希薄域面積率が増加する事もある。この炭化物希薄域は機械的性質を低下させるため、極力避ける必要があり、そのためにも未溶解炭化物等の鋼中Ｃ分布の不均質を避けることが好ましい。
さらにＣ量が増加すると、焼戻し時のマルテンサイト形態が中炭素鋼では一般的なラスマルテンサイトであるのに対して、Ｃ量が多い場合にはレンズマルテンサイトにその形態を変化させることが知られている。研究開発の結果、レンズマルテンサイトを焼戻して生成させた焼戻しマルテンサイト組織の炭化物分布はラスマルテンサイトを焼戻した場合のそれと比較して、炭化物密度が低いことを見出した。したがってＣ量を増加することでレンズマルテンサイトや未溶解炭化物の増加により、炭化物希薄域が増加する場合もある。
そのため、好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．６５％以下とすることで、比較的容易に未溶解炭化物や炭化物希薄域を減少させることができる。
Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉはばねの強度、硬度と耐へたり性を確保するために必要な元素であり、少ない場合、必要な強度、耐へたり性が不足するため、１．０％を下限とした。またＳｉは粒界の鉄炭化物系析出物を球状化、微細化する効果があり、鉄系炭化物を微細化するとともに粒界析出物の粒界占有面積率を小さくする効果がある。しかし多量に添加しすぎると、材料を硬化させるだけでなく、脆化する。そこで焼入れ焼き戻し後の脆化を防ぐために３．０％を上限とした。ここで鉄系炭化物とはいわゆるセメンタイトに加え、ε−炭化物と呼ばれるＦｅ２−３Ｃ等も含む。
さらにＳｉは焼戻し軟化抵抗にも寄与する元素であり、高強度線材を作成するにはある程度多量に添加することが好ましい。具体的には２％以上添加することが好ましい。一方、安定的なコイリング性を得るためには好ましくは２．６％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは脱酸や鋼中ＳをＭｎＳとして固定するとともに、焼入れ性を高めて熱処理後の硬度を十分に得るため、多用される。この安定性を確保するために０．１％を下限とする。また、Ｍｎによる脆化を防止するために上限を２．０％とした。さらに強度とコイリング性を両立させるには、好ましくは０．３〜１％が好ましい。またコイリングを優先させる場合には１．０％以下にすることが有効である。
Ｖ：０．１超〜１．０％
本発明ではＶの制御が大きなポイントである。ここではＶ添加量について述べる。Ｖは焼戻し時の炭化物を析出して硬化する２次析出硬化などのため、焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層の硬化に利用することができる。さらに窒化物、炭化物、炭窒化物の生成によるオーステナイト粒径の粗大化抑制に効果があり、添加することが好ましい。しかし、Ｖの窒化物、炭化物、炭窒化物は鋼のオーステナイト化温度Ａ３点以上でも生成しているため、その固溶が不十分な場合には未溶解炭化物（窒化物）として残留しやすくなっていた。この未溶解炭化物は、ばねコイリング時の折損原因になるだけでなく、「Ｖを無駄に消費」することになり、添加したＶによる焼き戻し軟化抵抗や２次析出硬化の改善効果を低減させ、ばねの性能を低減させてしまう。従ってこれまでＶの添加量は工業的には０．１％以下とすることが好ましいとされていた。
しかし、本発明ではＮ量を制御することでオーステナイト化温度Ａ３点以上でのＶ系の窒化物、炭化物、炭窒化物の生成を抑制できるため、その分、Ｖを多量に添加することが可能になり、Ｖ添加量を０．１％を超え、１．０％以下とした。その添加量が０．１％以下では窒化層の硬さ向上や窒化層の深さ増加をするなどのＶを添加した効果が少ないため、０．１％を超え、さらには０．１５％以上を添加することが望ましい。またその添加量が１．０％を超えると粗大な未固溶介在物を生成し、靭性を低下させるとともに、Ｍｏと同様、過冷組織を生じ易く、割れや伸線時の断線の原因となりやすい。そのため工業的に安定した取り扱いが容易な１．０％を上限とした。
Ｖの窒化物、炭化物、炭窒化物は鋼のオーステナイト化温度Ａ３点以上でも生成しているため、その固溶が不十分な場合には未溶解炭化物（窒化物）として残留しやすい。従って現状の工業的窒素量制御能力を考慮すると工業的には０．５％以下にすることが好ましく、さらに０．４％以下とすることが好ましい。
一方、窒化による表面硬化処理では３００℃以上の温度に再加熱されるため、窒化による最表層の硬化や内部硬度の軟化を抑制するためには０．１％を超える添加が必要であり、０．１５％以上が好ましく、さらには０．２％以上の添加が好ましい。これらの点についてはさらにフィルター上のＶ量の規定の説明の項でさらに詳しく述べる。
Ｎ：０．００７％以下に制限
本発明ではＮ≦０．００７％と、厳密な制限値を規定している。鋼中ではＮの影響は（１）フェライト中に固溶Ｎとして存在し、フェライト中の転位の動きを抑制することでフェライトを硬化させる、（２）Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，Ｂなどの合金元素と窒化物を生成し、鋼材性能に影響を及ぼす。そのメカニズムなどは後述する。（３）セメンタイトなどの鉄系炭化物の析出挙動に影響し、鋼材性能に影響を及ぼす。
ばね鋼ではＣ，Ｓｉ，Ｖのような合金元素により強度を確保しているため、固溶Ｎの硬化の効果は大きくない。一方、ばねの冷間加工（コイリング加工）を考慮した場合には転位の動きを抑制することで、加工部の変形を抑制し、加工部を脆化させることになるので、コイリング加工特性を低下させる。
また、請求項１での規定元素の中でＶは鋼中において高温で析出物を生成する。その化学成分は高温では窒化物主体であり、冷却とともに炭窒化物、炭化物へとその形態を変化させる。したがって高温で生成した窒化物はＶ炭化物の析出核になりやすい。このことはパテンチングや焼き入れ過程での加熱時に未溶解炭化物を生成しやすく、さらにそれが核になるため、その大きさを成長させやすい。
さらにセメンタイトの観点からみると、本発明のような高強度ばねではその要求強度から焼戻し温度は３００〜５００℃で焼戻する。ばね鋼ではその特徴的な成分系から焼戻し時に生成する鉄系炭化物はε−炭化物やθ−炭化物（いわゆるセメンタイトＦｅ３Ｃ）とその形態を複雑に変化させる。そのため鋼の延性など機械的性質に影響を与える。Ｎはその炭化物生成にも影響し、Ｎ量が少ないほうが３５０〜５００℃における延性および靭性を向上させる。
さらにＮが０．００７％を超えると、Ｖ系窒化物が生成しやすく、未溶解炭化物が多く生成したり、フェライトや炭化物の形態により鋼が脆化する。
本発明ではそのようなＮを有害性を減じるためにＮ量をＮ≦０．００７％に制限した。さらにＮ量は０．００４％以下に抑制することが好ましい。さらに後述するようにＴｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上を微量添加することも有効である。
本来Ｎ量を０．００４％以下に抑制できれば、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上を添加することなく、良好な性能を得られる場合もあるが、工業的に安定して０．００４％以下とすることが困難であったり、製造コストの点で不利になる場合もある。そこであえてＴｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上を微量添加することも現実的な手法である。
Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上を微量添加すると、これらの元素が高温で窒化物を生成するために実質上の固溶窒素を低減させるため、Ｎ添加量を低減させたものと同様の効果を得ることができる。そのためＮ量の添加量の上限を増加させても良い。ただし、Ｎ量が０．００７％を超えると、Ｖ，ＮｂまたはＴｉの窒化物生成量が多くなりすぎ、結果的に未溶解炭化物が多くなったり、ＴｉＮなどの硬質介在物が増加するために靭性が低下して、疲労耐久特性やコイリング特性が低下するため、Ｎ量の上限を０．００７％に制限した。
つまりＴｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上を添加する場合でも、Ｎ量が多すぎたり、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上の添加量が多すぎたりすると、やはりＴｉ，Ｔａ，Ｎｂの粗大窒化物を生成して逆に有害になるため、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂのいずれか１種または２種以上の添加量はあえて微量にする必要がある。
このような理由からＮ量の上限は好ましくは０．００５％以下、さらには０．００４％以下であることが好ましい。
このような精密なＮ制御により、フェライトの脆化を抑制すると共に、Ｖ系窒化物の生成を抑制することで未溶解炭化物の生成と成長を抑制する。また鉄系炭化物の形態を制御することで靭性を向上できる。
このようにＴｉ，ＴａまたはＮｂを添加する場合でも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。Ｎ量は少ない方が好ましく、実質０％でも良いとはいうものの、製鋼工程など大気中からの混入しやすいことから、製造コストや脱窒工程での容易性を考慮すると０．００１５％以上が好ましい。
熱処理後の抽出残渣分析値で［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］≧［鋼中Ｖ量（質量％）］×０．４と規定したことについて説明する。
本規定が本発明のポイントである。従来、明確に認められる球状未溶解炭化物を主に規定していたが、本規定ではそれだけではなく、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に、球状／非球状の形状や固溶／未固溶の析出履歴に関わらず、粗大なＶ系炭化物を抑制することで、ばね成形後の微細Ｖ系炭化物の多量分散を促進し、ばね性能の向上を図れるように鋼を制御するものである。
オーステナイト粒径が小さい方が疲労耐久性に優れるため、焼入れ時の加熱温度を低くすることが有効である。しかしそれは同時に未溶解炭化物を増加させるため、本発明のように焼鈍後にも有効な微細析出物あるいは固溶状態のＶを形成することが必要である。そのため、オーステナイト粒径を小さくできるような比較的低温の加熱温度でも十分固溶させるよう、圧延、パテンチングなどの焼入れまで以前の工程の熱処理条件についても注意を要する。
このような未溶解炭化物が存在することを考慮して、発明者は定電位で電解した液をフィルターでろ過するとフィルター上に残留するＶ系炭化物は未溶解炭化物またはそれに類する粗大な炭化物であり、焼入れ焼戻し後の鋼の性質を向上させるＶはフィルターを通り抜ける確率が高いことを見出した。
具体的には、焼入れ焼戻し後の［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］が［鋼中Ｖ量（質量％）］×０．４よりも多量であれば、焼鈍前にはばね加工性を損なうことなく強度と加工性を両立でき、また窒化等の加熱焼鈍時には析出する固溶Ｖ量または微細なＶ系析出物が多く、焼鈍後の機械的性質（降伏点）が大きく、ばね性能が優れることを見出した。
ここで［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］を測定する方法について説明する。図１は、電解（スピード法）によるＶ分析において、０．２μｍフィルターを通過したろ液を説明する模式図である。図１に示すように、本発明では焼入れ焼戻し後の熱処理鋼線について電解してフェライト分を溶かしスピード法による電解液１とし、その溶液をろ過２することで、ろ過フィルター３上に抽出残渣４を得る。また、０．２μｍフィルターでろ過したろ液５中にもＶが存在する。
電解にはいわゆるスピード法を用い、この方法は鉄鋼材料を観察するための透過電子顕微鏡レプリカ試料作成にも用いられ、電位と溶液を厳密に制御しながら電解することでフェライト分を優先的に電解できるとされている。具体的には（株）藤原製作所製電解装置ＦＶ−１３８を用いた定電位電解装置を用いる。溶液は市販のスピード法用電解液（商品名エレクトロライトＡ）である。２０００クーロンの電解を終了すると、得られた電解液をメッシュ間隔０．２μｍのフィルターで吸引ろ過し、その残渣を得る。また鋼線の電解前後の質量を精密に測定することで、［電解量（質量）］が測定できる。フィルター上残渣中のＶ量を測定し、それを電解量で除することで、添加Ｖ量のうち、フィルター上に残留した比較的粗大なＶ系炭化物量（質量％）を把握することができる。
上記のフィルター上残渣中のＶ量は、ＪＩＳ  Ｇ  １２５８−１９９９付属書１に準じて発行分光分析（ＩＣＰ）によって測定できる。［フィルター残渣中のＶ量（質量）］／［電解量（質量）］×１００＝［フィルター上に残留するＶ系炭化物量（質量％）］であるから、それを鋼中Ｖ添加量（質量％）から減じた値を［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］とした。
2007114491.tif 000003
一般にメッシュ間隔が小さいほど粗大な晶析出物がフィルター上に残渣として残るが、実際にはたとえフィルターが０．２μｍであっても、０．２μｍ以下の晶析出物が残留して採取されている。このことから本発明では０．２μｍ以下の析出物にも注目し、より微細な炭化物の制御を行っている。したがって０．２μｍのフィルターを通過した液の分析では固溶状態またはフィルターメッシュサイズよりも非常に微細な小析出物に含まれるＶ量を測定している。
このような０．２μｍろ過フィルターを通過したＶは熱処理鋼線の強度を高めるにもかかわらず、ばね成形時に加工性を劣化させない。またばね成形後の窒化においても固溶Ｖは非常に微細な析出物を形成するため、窒化程度の加熱されているにもかかわらず、材料の降伏点を上昇させ、その効果が大きい場合には引張強度や硬度を高める場合もある。特に４５０〜６５０℃に鋼を焼入れ後に再加熱すると０．２μｍを通過できる非常に微細なＶ系炭化物を多く析出させることができる。窒化工程の加熱も利用していることから、ばね内部のＶ量を規定どおりにすることで、ばねの性能を高めることができる。このことはこれまでの発明の様に単に加工性劣化を防止するという劣化要因の抑制だけでなく、ばね性能を積極的に高めるために非常に重要である。
Ｃｒ：０．５〜２．５％
Ｃｒは焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元素である。さらに最近の高強度弁ばねで見られるような窒化処理において、焼戻し硬度を確保するだけでなく、窒化後の表層硬度とその硬化層深さを大きくするのに有効な元素である。しかし添加量が多いとコスト増を招くだけでなく、焼入れ焼戻し後に見られるセメンタイトを粗大化させる。また合金系炭化物を安定化させ、粗大化させる効果もある。結果として線材は脆化するためにコイリング時に折損を生じやすくするという弊害もある。したがってＣｒを添加する場合、０．５％以上でなければその効果が明確ではない。また脆化が顕著となる２．５％を上限とした。
しかし、本発明ではＮを規定することにより炭化物を微細に制御することから、多量のＣｒを添加可能であるため、高強度を容易に得る添加量とした。
また、窒化処理を行う場合にはＣｒが添加されている方が窒化による硬化層を深くできる。そのため１．１％以上の添加が好ましく、さらに従来にない高強度ばね向けの窒化に適するようにするには１．２％以上の添加が好ましい。
Ｃｒはセメンタイトの加熱による溶解を阻害するため、特にＣ＞０．５５％とＣ量が多くなるとＣｒ量を抑制した方が粗大炭化物生成を抑制でき、強度とコイリング性を両立しやすい。従って、好ましくはその添加量を２．０％以下にすることがこのましい。さらに好ましくは１．７％以下程度である。
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％未満
Ｎｂは窒化物、炭化物、炭窒化物を生成し、窒化物はＶよりも高温で生じる。そのため、冷却時にＮｂ窒化物を生成することで鋼中Ｎと結びつくことで、Ｖ系窒化物生成温度を低下させる。そのためばね作成までに素材に施される数多くの熱処理においてもＶ系炭窒化物の粗大化を抑制し、変態点以上の加熱工程においては固溶を促進できる。その結果、Ｖ系未溶解炭化物の生成を抑制できるため、高強度鋼線のばね加工性とばねとして加工された後のＶ系析出物による焼戻し軟化抵抗を有効に確保できる。
さらに、Ｎｂ系炭窒化物によるオーステナイト粒径の粗大化抑制のほかに焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層の硬化に利用できる。しかしその添加量が多すぎると、Ｎｂ系窒化物を核とした未溶解炭化物が残留しやすくするため、多量の添加は避けるべきである。具体的にはＮｂ添加量は０．００１％未満では添加した効果がほとんど認められない。また０．０５％以上では多量添加は粗大な未固溶介在物を生成し、靭性を低下させるとともに、Ｍｏと同様、過冷組織を生じ易く、割れや伸線時の断線の原因となりやすい。そのため工業的に安定した取り扱いが容易な０．０５％未満とした。
また、Ｎｂそのものも熱間延性を低下させて圧延工程においても疵の原因になりやすいため、必要最低限の添加が好ましい。好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下の添加量が好ましい。
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％未満
本発明ではＴｉを添加する場合には、その添加量は０．００１％以上、０．０５％未満である。Ｔｉは脱酸元素であるとともに窒化物、硫化物生成元素であるため、酸化物および窒化物、硫化物生成に影響する。したがって多量の添加は硬質酸化物、窒化物を生成しやすいために不用意に添加すると硬質炭化物を生成し、疲労耐久性を低下させる。Ａｌと同様に特に高強度ばねにおいてはばねの疲労限度そのものよりも疲労強度のばらつき安定性を低下させ、Ｔｉ量が多いと介在物起因の破断発生率が多くなるため、その量を制御する必要があり、０．０５％未満とした。
一方、Ｔｉは溶鋼中の高温でＴｉＮを生成するため、溶鋼中のｓｏｌ．Ｎを低減させる働きがある。本発明ではＮを制限することで、Ｖ系窒化物の生成を抑制し、さらにＶ系未溶解炭化物の成長を抑制することが技術のポイントである。そのため、Ｖ系窒化物生成温度以上の温度でＮを消費しておけばＶ系窒化物およびそれを核に冷却時に成長するＶ系炭窒化物の成長を抑制できる。すなわちＴｉを添加することで実質的にＶと結合するＮ量を低減させるため、Ｖ系窒化物の生成温度を低下し、さらにはＶ系未溶解炭化物を抑制できる。
したがって、Ｔｉの多量添加はＴｉ系未溶解炭窒化物と酸化物生成の観点から避ける方がよいが、微量の添加はＶ系窒化物生成温度を低めることができるため、むしろ未溶解炭化物を低減できる。その添加量は０．００１％以上であり、０．００１％未満ではＮ消費の効果が無く、Ｖ系未溶解炭化物抑制効果がなく、加工性改善効果が見られない。ただしＴｉ添加量は０．０２％以下、さらには０．０１％以下が好ましい。
Ｗ：０．０５〜０．５％
Ｗは焼入れ性を向上させるとともに、鋼中で炭化物を生成し、強度を高める働きがあるため、焼戻し軟化抵抗の付与に有効である。従って極力添加する方が好ましい。
Ｗは炭化物をＴｉ，Ｎｂなどにくらべて低温で生成するため、未溶解炭化物を生成しにくいが、析出硬化により焼戻し軟化抵抗を付与できる。すなわちばね作成までの熱処理においても弊害を生じる未溶解炭化物として残りにくい。一方、比較的低温で処理される窒化やひずみ取り焼鈍においても大きく内部硬度を低下させることが無い。
その添加量が０．０５％未満では効果は見られず、０．５％超では過冷組織を生じやすくなったり、工業的熱処理を施した場合にはかえって延性などの機械的性質を損なう恐れがあるのでＷの添加量を０．０５〜０．５％とした。さらに熱処理の容易性などを考慮すると０．１〜０．４％が好ましい。特に圧延直後の過冷組織などの弊害を避けつつ、最大限の焼戻し軟化抵抗を得るためには０．１５％以上の添加がさらに好ましい。
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは焼入れ性を高めるとともに、焼戻しや窒化温度程度の比較的低温の熱処理温度で炭化物として析出するため、容易に焼戻し軟化抵抗を与えることができる。従って高温での焼戻しやばね製造までに必要に応じて処理されるひずみ取り焼鈍や窒化などの熱処理を経ても軟化せず高強度を発揮させることができる。この事は窒化後のばね内部硬度の低下を抑制できるため、ホットセッチングやひずみ取り焼鈍の効果を高め、最終的なばねの疲労特性を向上させることとなる。具体的には強度を制御する際の焼戻し温度を高温化させることができる。この焼戻し温度の高温化はフィルム状に析出する粒界炭化物を高温で焼き戻すことで球状化させ、粒界面積率を低減することに効果があり、そのことによって粒界強度の確保、遅れ破壊や脆性破壊特性を改善するのに有利である。
Ｍｏは鋼中ではセメンタイトとは別にＭｏ系炭化物を生成する。特にＶ等に比べその析出温度が低いので炭化物の粗大化を抑制する効果がある。その添加量は０．０５％未満では効果が認められない。ただしその添加量が多いと、伸線時にはあらかじめ鋼材をパテンチング処理によってフェライト−パーライト組織としてから伸線することが好ましいにもかかわらず、圧延や伸線前の軟化熱処理などで過冷組織を生じ易く、割れや伸線時の断線の原因となりやすい。これはＭｏは焼入れ性を大きく付与する元素であるため、添加量が多くなるとパーライト変態終了までの時間が長くなり、圧延後の冷却時やパテンチング工程では変態終了まで温度を維持することが出来ず、過冷組織を生じやすく、伸線時に断線の原因になったり、断線せず、内部クラックとして存在した場合には、最終製品の特性を大きく劣化させる。このことからＭｏが０．５％を超えると、焼入れ性が大きくなり、工業的にフェライト−パーライト組織にすることが困難になるので、これを上限とする。圧延や伸線などの製造工程で製造性を低下させるマルテンサイト組織の生成を抑制し、工業的に安定して圧延、伸線を容易にするには０．４％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．２％程度である。
ＷおよびＭｏと同じく焼戻し軟化抵抗を強化する効果をもつＶ，Ｎｂ，Ｔｉと比較すると、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉは前述のように窒化物を生成し、さらにそれを核として炭化物を成長させやすいのに対して、ＷおよびＭｏは窒化物をほとんど生成しないため、Ｎ量の影響を受けることなく、添加して軟化抵抗を強化することが出来る。つまり、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉでも軟化抵抗の強化は可能であるが、未溶解炭化物を避けつつ軟化抵抗を強化するために添加するにはおのずと添加量が制限されてしまう。従って未溶解炭化物を生成せず、さらに高い軟化抵抗を必要とする場合には窒化物を生成せず、比較的低温で炭化物を析出して、析出強化元素として機能するＷまたはＭｏの添加が極めて有効である。
Ｔａ：０．００１〜０．５％
Ｔａは窒化物、炭化物およびその複合析出物を生成し、γ粒径の微細化などにより焼戻し軟化抵抗に付与と靭性の確保に有効である。その添加量は０．００１％未満ではその効果が明確ではなく、０．５％を超えると粗大な窒化物、炭化物およびその複合析出物を生成し、加工性などに弊害を及ぼすため、これを上限とした。
さらに、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｂの内の１種または２種以上を、強度と加工性を両立させる上で、炭化物制御による軟化抵抗と加工性の最適バランスが得られない場合にはマトリックス強化によって強度確保するために添加する。
Ｎｉ：０．０５〜３．０％
Ｎｉは炭化物などの析出物を生成しないが、焼入れ性を向上させ、熱処理によって安定して高強度化でき、マトリックスの延性を向上させてコイリング性を向上できる。しかし焼入れ焼戻しでは残留オーステナイトを増加させるので、ばね成形後にへたりや材質の均一性の点で劣る。その添加量は０．０５％未満では高強度化や延性向上に効果が認められない。一方、Ｎｉの多量添加は好ましくなく、３．０％超では残留オーステナイトが多くなる弊害が顕著になるとともに、焼入れ性や延性向上効果が飽和し、コスト等の点で不利になる。残留オーステナイトは変形が導入されると加工誘起変態によりマルテンサイトに変化したり、比較的低温の処理でも分解するため、安定した材質を維持しにくいため、少ない方が好ましい。そのため、残留オーステナイトを残留させやすくなるＮｉを過剰に添加することは好ましくない。
Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｃｕ添加はばね加工後にばね疲労寿命を低下させる脱炭を防止することに有効である。またＮｉと同様に耐食性を向上させる効果もある。通常、線径を安定させるとともに脱炭層を除去するためにはピーリングとよばれる皮むき加工によって表層を除去する。脱炭層を抑制することでばねの疲労寿命向上やピーリング工程の省略することができる。Ｃｕの脱炭抑制効果や耐食性向上効果は０．０５％以上で発揮することができ、後述するようにＮｉを添加したとしても０．５％を越えると脆化により圧延きずの原因となりやすい。そこで下限を０．０５％、上限を０．５％とした。Ｃｕ添加によって室温における機械的性質を損なうことはほとんどないが、Ｃｕを０．３％を越えて添加する場合には熱間延性を劣化させるために圧延時にビレット表面に割れを生じる場合がある。そのため圧延時の割れを防止するＮｉ添加量をＣｕの添加量に応じて［Ｃｕ％］＜［Ｎｉ％］とすることが好ましい。Ｃｕ０．３％以下の範囲では圧延きずが生じないことから、圧延きず防止を目的としてＮｉ添加量を規制する必要がない。
Ｃｏ：０．０５〜３．０％
Ｃｏは焼入れ性を低下させる場合もあるが、高温強度を向上させることができる。また炭化物の生成を阻害するため、本発明で問題となる粗大な炭化物の生成を抑制する働きがある。したがってセメンタイトを含む炭化物の粗大化を抑制できる。従って、添加することが好ましい。添加する場合、０．０５％未満ではその効果が小さい。多量に添加するとフェライト相の硬度が増大し延性を低下させるので、その上限を３．０％とした。この工業的には０．５％以下で安定した性能を得られる。
Ｂ：０．０００５〜０．００６％
Ｂは焼入れ性向上元素とオーステナイト粒界の清浄化に効果がある。粒界に偏析して靭性を低下させるＰ，Ｓ等の元素をＢを添加することで無害化し、破壊特性を向上させる。その際、ＢがＮと結合してＢＮを生成するとその効果は失われる。添加量はその効果が明確になる０．０００５％を下限とし、効果が飽和する０．００６０％を上限とした。ただしわずかでもＢＮが生成すると脆化させるためＢＮを生成しないよう十分な配慮が必要である。したがって好ましくは０．００３以下であり、さらに好ましくはＴｉ，Ｎｂ等の窒化物生成元素によってフリーのＮを固定して、Ｂ：０．００１０〜０．００２０％にすることが有効である。
これらＮｉ，Ｃｕ，ＣｏおよびＢは主にマトリックスのフェライト相の強化に有効である。強度と加工性を両立させる上で、炭化物制御による軟化抵抗と加工性の最適バランスが得られない場合にはマトリックス強化によって強度確保する場合に有効な元素である。
Ａｌ：０．００５％以下に制限
Ａｌは脱酸元素であり酸化物生成に影響する。特に高強度弁ばねではＡｌ２Ｏ３を中心とする硬質酸化物は破壊起点になりやすいため、これを避ける必要がある。そのためにはＡｌ量を厳密に制御することが重要である。特に熱処理鋼線として引張強度が２１００ＭＰａを超えるような場合には疲労強度ばらつきを低減させるためにも厳密な酸化物生成元素の制御が必須である。
本発明においてはＡｌ：０．００５％以下と規定した。これは０．００５％を超えるとＡｌ２Ｏ３主体の酸化物を生成しやすいため、酸化物起因の折損を生じて十分な疲労強度や品質安定性を確保できないからである。さらに高疲労強度を要求する場合には０．００３％以下にすることが好ましい。
さらに、Ｔｅ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｈｆの内の１種または２種以上を、さらなる高性能化、性能の安定化が求められた場合に酸化物および硫化物の形態を制御する元素として添加する。
Ｔｅ：０．０００２〜０．０１％
ＴｅはＭｎＳを球状化させる効果がある。０．０００２％未満ではその効果が明確ではなく、０．０１％を超えるとマトリックスの靭性を低下させ、熱間割れを生じたり、疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著となるため、０．０１％を上限とする。
Ｓｂ：０．０００２〜０．０１％
ＳｂはＭｎＳを球状化する効果があり、０．０００２％未満ではその効果が明確ではなく、０．０１％を超えるとマトリックスの靭性を低下させ、熱間割れを生じたり、疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著となるため、０．０１％を上限とする。
Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％
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。その効果は微量でも十分得られ、Ｍｇを添加すればＭｎＳは微細化する。しかし０．０００５％を超えると硬質酸化物を生じやすくするほか、ＭｇＳなどの硫化物も生じ始め、疲労強度の低下やコイリング性の低下を招く。そこでＭｇ添加量を０．０００１〜０．０００５％とした。高強度ばねに用いる場合には０．０００３％以下とすることが好ましい。これらの元素は微量ではあるが、Ｍｇ系耐火物を多用することで０．０００１％程度添加できる。また副原料を厳選し、Ｍｇ含有量の少ない副原料を用いることでＭｇ添加量を制御できる。
Ｚｒ：０．０００１〜０．０００５％
Ｚｒは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においては酸化物を微細に分散するため、Ｍｇと同様、ＭｎＳの析出核となる。それにより疲労耐久性を向上させたり、延性を増すことでコイリング性を向上させる。０．０００１％未満ではその効果は見られず、また０．０００５％を超えて添加しても硬質酸化物生成を助長するため、硫化物が微細分散しても酸化物起因のトラブルを生じやすくなる。また多量添加では酸化物以外にも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０．０００５％以下とした。さらに高強度ばねに用いる場合にはこの添加量を０．０００３％以下にすることが好ましい。これらの元素は微量ではあるが、副原料を厳選し、耐火物などを精密に制御することで制御可能である。
たとえば、取鍋、タンディッシュ、ノズルなど溶鋼と長時間接する場合のような場所にＺｒ耐火物が多用することにより２００ｔ程度の溶鋼に対して１ｐｐｍ程度添加することができる。さらにそれを考慮しつつ規定範囲を超えないように副原料を添加すれば良い。
鋼中Ｚｒの分析方法は測定対象鋼材の表層スケールの影響を受けない部分から２ｇを採取し、ＪＩＳ  Ｇ  １２３７−１９９７付属書３と同様の方法でサンプルを処理した後、ＩＣＰによって測定できる。その際、ＩＣＰにおける検量線は微量Ｚｒに適するように設定する。
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％
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０．０００２％未満では明確ではなく、また０．０１％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０．０１％以下とした。この添加量は好ましくは０．００１％以下であることが好ましい。
Ｈｆ：０．０００２〜０．０１％
Ｈｆは酸化物生成元素であり、ＭｎＳの析出核となる。そのため微細分散することでＨｆは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においては酸化物を微細に分散するため、Ｍｇと同様、ＭｎＳの析出核となる。それにより疲労耐久性を向上させたり、延性を増すことでコイリング性を向上させる。その効果は０．０００２％未満では明確ではなく、また０．０１％を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やＨｆＮ，ＨｆＳ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０．０１％以下とした。この添加量は好ましくは０．００３％以下であることが好ましい。
以下に、その他の成分の好ましい含有範囲を説明する。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐ，Ｓについては請求項の規定には加えていないものの、制限は必要である。Ｐは鋼を硬化させるが、さらに偏析を生じ、材料を脆化させる。特にオーステナイト粒界に偏析したＰは衝撃値の低下や水素の侵入により遅れ破壊などを引き起こす。そのため少ない方がよい。そこで脆化傾向が顕著となるＰ：０．０１５％以下とするのが好ましい。さらに熱処理鋼線の引張強度が２１５０ＭＰａを超えるような高強度の場合には０．０１％未満にすることが好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下
ＳもＰと同様に鋼中に存在すると鋼を脆化させる。Ｍｎによって極力その影響を小さくするが、ＭｎＳも介在物の形態をとるため、破壊特性は低下する。特に高強度鋼では微量のＭｎＳから破壊を生じることもあり、Ｓも極力少なくすることが望ましい。その悪影響が顕著となる０．０１５％以下とするのが好ましい。
さらに、熱処理鋼線の引張強度が２１５０ＭＰａを超えるような高強度の場合には０．０１％未満にすることが好ましい。
ｔ−Ｏ：０．０００２〜０．０１
鋼中には脱酸工程を経て生じた酸化物や固溶したＯが存在している。しかし、この合計酸素量（ｔ−Ｏ）が多い場合には酸化物系介在物が多いことを意味する。酸化物系介在物の大きさが小さければばね性能に影響しないが、大きい酸化物が大量に存在しているとばね性能に大きな影響を及ぼす。
酸素量が０．０１％を超えて存在するとばね性能を著しく低下させるので、その上限を０．０１％とするのが好ましい。また酸素が少なければ良いが０．０００２％未満にしても、その効果が飽和するので、これを下限とするのが好ましい。
実用上の脱酸工程などの容易性を考慮すると０．０００５〜０．００５％に調整することが望ましい。
そこでこの検鏡面に占める合金系球状炭化物およびセメンタイト系球状炭化物に関して以下の規定を加え、これらによる弊害を排除するためには下記の規制が重要である。
旧オーステナイト粒度番号が１０番以上
焼戻しマルテンサイト組織を基本とする鋼線では旧オーステナイト粒径は炭化物と並んで鋼線の基本的性質に大きな影響をもつ。すなわち旧オーステナイト粒径が小さい方が疲労特性やコイリング性に優れる。しかし、いくらオーステナイト粒径が小さくとも上記炭化物が規定以上に多く含まれていると、その効果は少ない。一般にオーステナイト粒径を小さくするには焼入れ時の加熱温度を低くすることが有効であるが、そのことは逆に上記の未溶解球状炭化物を増加させることになる。従って炭化物量と旧オーステナイト粒径のバランスのとれた鋼線に仕上げることが重要である。ここで炭化物が上記規定を満たしている場合について旧オーステナイト粒径番号が１０番未満であると十分な疲労特性やコイリング性を得られないので旧オーステナイト粒径番号１０番以上と規定した。
さらに高強度ばねに適用するにはさらに細粒の方が好ましく、１１番、さらには１２番以上とすることで高強度とコイリング性を両立させることが可能になる。
残留オーステナイトが１５質量％以下
残留オーステナイトは偏析部や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。残留オーステナイトは加工誘起変態によってマルテンサイトとなり、ばね成形時に誘起変態すると材料に局部的な高硬度部が生成され、むしろばねとしてのコイリング特性を低下させる。また最近のばねはショットピーニングやセッチングなど塑性変形による表面強化を行うが、このように塑性変形を加える工程を複数含む製造工程を有する場合、早い段階で生じた加工誘起マルテンサイトが破壊ひずみを低下させ、加工性や使用中のばねの破壊特性を低下させる。また打ちきず等の工業的に不可避の変形が導入された場合にもコイリング中に容易に折損する。
さらには窒化やひずみ取り焼鈍などの熱処理においても徐々に分解することで機械的性質を変化させ、強度を低下させたりコイリング性が低下するなどの弊害をもたらす。
従って、残留オーステナイトを極力低減し、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することで、加工性を向上させる。具体的には残留オーステナイト量が１５％（質量％）を超えると、打ち疵などの感受性が高くなり、コイリングやその他取り扱いにおいて容易に折損するため、１５％以下に制限した。
Ｃ，Ｍｎなどの合金元素添加量や熱処理条件によって残留オーステナイト量は変化する。そのため、成分設計だけでなく熱処理条件の充実が重要である。
マルテンサイト生成温度（開始温度Ｍｓ点、終了温度Ｍｆ点）が低温になると、焼入れ時にかなりの低温にしなければマルテンサイトを生成せず、残留オーステナイトが残留しやすい。工業的な焼入れでは水またはオイルが用いられるが、残留オーステナイトの抑制は高度な熱処理制御が必要となる。具体的には冷却冷媒を低温に維持したり、冷却後も極力低温を維持し、マルテンサイトへの変態時間を長く確保するなどの制御が必要となる。工業的には連続ラインで処理されるため、冷却冷媒の温度は容易に１００℃近くまで上昇するが、６０℃以下に維持することが好ましく、さらには４０℃以下と低温がより好ましい。さらにマルテンサイト変態を十分に促進するために１ｓ以上冷却媒体内に保持する必要があり、冷却後の保持時間を確保することも重要である。
さらにこれらの炭化物等の規定に加え、炭化物の分布が他の部分に比べ、少なくなった組織を避けるべきである。具体的にはレンズマルテンサイトおよびその焼戻し組織では炭化物分布が他の部分に比べて少なく、ミクロ組織の不均質を生じるため、疲労強度および加工性に悪影響を及ぼす。
【実施例】
【０００６】
以下実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
本発明の効果を明確にするために１６ｋｇ真空溶解炉で作成した材料の特性試験を実施した。
【表１】
2007114491.tif 000004
表１に示す化学成分の鋼を１６ｋｇ真空溶解炉で溶製、鍛造し、その後、焼準、パテンチング、焼入れ焼戻しを行った。焼準温度を（Ａ）１２５０℃×１ｈｒ→徐冷、（Ｂ）１１５０℃×１ｈｒ→徐冷の２水準作成、その後、それぞれ９５０℃で加熱してパテンチングを行い、焼入れ温度９１０℃、焼戻し温度５００℃で焼入れ焼戻しを行った。その後、さらに（Ａ），（Ｂ）の材料ともそれぞれ４５０，４７５，５００℃×１５ｍｉｎの焼鈍を行い、それらの引張特性を焼鈍なし材も含めて評価した。すなわち焼準温度の異なる（Ａ），（Ｂ）の材料に焼鈍なしを含めて計８種類の熱処理鋼を作成し、その引張特性を評価した。
図２に表１の材料に上記熱処理を施したφ１０ｍｍ線材の引張強度（実線で示している）と降伏点（点線で示している）との引張特性を示す。実施例（Ａ）は本発明のようにろ過後のろ液中に多量のＶが残留するように焼準（均熱条件１２５０℃×３ｈｒ以上）した材料であり、（Ｂ）は未溶解炭化物の残留しやすいように焼準（均熱条件９００℃×３０ｍｉｎ）した材料である。
その結果、（Ａ）と（Ｂ）は焼鈍前の引張強度や降伏点はほとんど同一にもかかわらず、［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］は（Ａ）では０．０９８％、（Ｂ）では０．０５８％であり、（Ａ）では焼鈍により引張強度、降伏点ともに焼鈍前と同等以上に高くなる傾向にあったのに対して、（Ｂ）では焼鈍温度が高くなると引張強度、降伏点ともに低下する結果となった。
（Ａ），（Ｂ）ともに焼入れ焼戻し直後にはほぼ同一の強度で、本例では降伏点が比較的低く、コイリングが容易である。しかしばね加工後の窒化によって（Ａ）では特に降伏点の上昇が顕著であり、ばねとして使用する際にはたとえ硬度や引張強度が低いように見えても降伏点が高いために、ばねとしての耐久性に優れることが示された。すなわちばね加工は容易でその後の窒化によって高強度化されることが示された。
一方、（Ｂ）はばね加工後の強度、降伏点は窒化とともに低下するために、表層に窒化層を形成したとしても内部が軟質であり、容易に局部降伏が生じて耐久性が劣ることが示された。
素材作成と熱履歴
表２〜７に実施例とその評価結果の一覧を示す。以後、発明例の熱履歴を示すが、一部比較例では発明の効果を示すために故意に従来の一般的条件で処理するなど、上記とは異なる熱処理を施した。それらの詳細条件については表２〜７中に記述した。
【表２】
2007114491.tif 000005
【表３】
2007114491.tif 000006
【表４】
2007114491.tif 000007
【表５】
2007114491.tif 000008
【表６】
2007114491.tif 000009
【表７】
2007114491.tif 000010
本発明の素材は（ａ）２７０ｔ転炉（実施例５）、（ｂ）２ｔ−真空溶解炉（実施例１９，３９，５９）および（ｃ）１６ｋｇ真空溶解炉（その他の実施例）で溶製した。２７０ｔ転炉と２ｔ−真空溶解炉によって溶製された材料は１２５０〜１３００℃に加熱し、圧延することでビレットを作成した。この際、十分に温度を上げることにより鋳片組織の均質化を図ると共に、Ｖ等の炭化物生成元素を十分に固溶させた。
さらにビレットを圧延することで、ばね用の鋼線素材を作成した。その際、発明例では１２００℃以上の高温に一定時間保定した。その後いずれの場合もビレットからφ８ｍｍに圧延した。
その他の実施例では１６ｋｇ真空溶解炉で溶解後、鍛造によりφ１３ｍｍ×６００ｍｍに鍛造し、その後熱処理した。その後、１３００℃×３ｈｒ以上保定することで、やはりＶ等の炭化物生成元素を十分に固溶させた。その後、再度１２００℃以上の高温に一定時間保定した。
圧延時または圧延シミュレート後の冷却過程においてはマルテンサイトなど硬質で割れやすい過冷組織の生成を抑えるため、温度が圧延時の高温から４５０℃まで冷却されたら、それ以降の冷却はカバーをかけるなどの徐冷を行った。これによりたとえ過冷組織が生じても軟質化することができ、後工程でもわれや疵を生じることなく、取り扱うことが出来る。
線材熱処理（前処理）
上記の様に圧延または鍛造し、熱履歴を経た材料をパテンチング−伸線−焼入れ焼戻しを施した。
パテンチング温度９５０℃×２０ｍｉｎ加熱し、その後、６００℃のＰｂ槽に投入し、フェライトパーライト組織とした。この際、パテンチング槽では極力短時間でパーライト変態を終了させた。
その状態でダイスにより伸線し、φ４ｍｍとした。
焼入れ焼戻し
焼入れ焼戻しは（１）幅射炉加熱、（２）高周波加熱と両方で行った。
（１）輻射炉加熱
９２０℃に加熱した幅射炉に投入し、１０分後に５０℃のオイル槽に投入して焼き入れた。５分後に引き上げそのまま所定の温度に調整したＰｂ槽に投入することで焼き戻した。鉛槽の温度は４５０〜５５０℃であるが、発明例はおおむね５００℃である。これは未溶解炭化物を避けつつ、非常に微細なＶ系炭化物を多量に析出させるためであり、Ｖの析出温度である４５０〜６５０℃での保定時間を極力長くするためである。
（２）高周波加熱
高周波加熱ではコイル中に素材を配置し、９００〜１０００℃まで加熱できる。加熱後即座に水冷し、さらに再度コイル中で４００〜６００℃に加熱することで焼戻すことができる。
同一の強度を得るのに高周波焼戻しの方が高温で処理することができる。焼戻し後は水冷した。
焼入れ焼戻し後、一部は引張試験により引張強度と加工性の指標である絞りを測定した。
その際、焼戻し温度を制御し、引張強度が２１００ＭＰａを超えるようにした。
窒化焼鈍
焼入れ焼戻し後、窒化を想定した焼鈍を行った。特に明示がない場合には５００℃×２ｈｒ保定した。その後、フィルターを用いたＶ量の測定を行った。窒化を想定した焼鈍によりＶ系炭化物は大きくなるため、フィルター上のＶ量は焼鈍前のそれに比べて多く検出される。従って焼鈍前に検出される０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）は焼入れ焼戻し後それよりも多く、焼鈍後の０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）測定で本発明の規定を満たす場合には焼鈍前の熱処理鋼も本発明の規定を満たす。
評価項目
評価項目は以下のとおり；
（１）焼入れ焼戻し後：引張強度、絞り（加工性）、旧オーステナイト粒径、残留オーステナイト量
（２）焼鈍後：［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］、硬度、引張強度、降伏点
焼入れ焼戻し後の引張試験は、引張強度およびばね加工性の指標である絞りである。２１００ＭＰａを超えるように焼入れ焼戻し処理を行った後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ９号試験片により作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して試験を行い、その破断荷重から引張強度を算出した。
また近年、ばねの高強度化のために表層に窒化による硬化処理を施すことが多い。窒化は窒化雰囲気ガス中でばねを４００〜５００℃に加熱し、数分〜１時間程度保持することで表層を硬化させる。その際、窒素が侵入しない内部は加熱されているために焼鈍されて軟化する。この軟化を抑制することが重要であるため、窒化をシミュレートした焼鈍後の硬さ（軟化抵抗の指標）、引張強度、降伏点を評価項目とした。
窒化焼鈍後の鋼はばねの内部と同様の材質であり、降伏点が高いことは、ばね耐久性に優れることを意味する。さらに実ばねではショットピーニングにより圧縮残留応力を付与することが一般的になりつつあるが、圧縮残留応力は降伏点に比例して大きくなり、降伏点が大きい方が圧縮残留応力が大きく、さらに残留応力層も深くなる。このように圧縮残留応力が残りやすいことも実ばねの耐久性を高める一因である。
［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］については既に述べたとおり、電解およびろ過後のフィルター上のＶ量を測定し、添加Ｖ量より差し引きして算出した。
引張試験方法
引張試験はＪＩＳに準拠して行い、のび計を取り付けて引張ることにより降伏点と引張強度の両方を測定した。降伏点が不明確な場合には０．２％耐力を降伏点として測定した。また絞りを測定し、加工性を評価する指標とした。
降伏点に関する解説
これまで強度を高めることがすなわちばね耐久性を高めると考えられていたが、実際には破壊の初期成長には材料の降伏に依存するために引張試験における引張強度だけではなく、降伏点に依存することに着目した。このことにより、例えば、村上、大南「破壊力学入門」オーム社、昭和５９年１２月１０日発行、第一版第６刷、Ｐ１０２にも示されているように、たとえ引張強度が低くとも降伏点が高い場合には高いばね耐久性を得ることができる。
また最近のばね鋼ではショットピーニングによって最表層に圧縮残留応力を付与することが多い。残留応力は表層の高ひずみ部分が内部のひずみの少ない部分との不均質によって生じる。そのため残留応力の大きさは降伏点の大きさが実質的な残留応力の最大値と考えられる。したがって焼鈍によって降伏点を高めることの出来る本発明による鋼線は熱処理によってショットピーニングに適した素材に調整できる。
結果の解説
表２〜７の結果を要約すると、発明例は請求項に示す化学成分の範囲であり、Ｎを低く抑制することでＶ添加量を安定して増加することができ、その結果、［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］の測定値に示されるとおり、Ｖ系未溶解炭化物を抑制することができる。したがって焼鈍後の引張強度および降伏点に効果があらわれ、比較例とくらべ、若干引張強度が高い傾向にある。またたとえ引張強度が同等であっても降伏点は発明例の方が高い傾向にある。
この差を生じたのは実施例６１〜６３のようにＮ等の化学成分の影響もあるが、熱処理の影響も大きい。すなわち鋼製造において、鋳造以後では冷却時にＶ系炭化物が析出する。しかし加熱時には冷却時の析出温度よりも高い温度に加熱しなければ、一度析出した析出物は固溶しない。そのため、未溶解炭化物が残留するのであるが、これを避けるためには次工程での加熱温度で固溶しやすい状態に維持することが重要である。したがって、鋳造以降の圧延等の加熱において極力高温で処理することが必要である。
本発明ではそのために、ビレット作成時の圧延（分塊圧延）、棒線製品への圧延（線材圧延）、伸線のためのパテンチングおよび強度を付与する焼入れ焼戻しにおける加熱温度を極力高く維持することで各工程における未溶解炭化物の固溶を促進、成長を抑制した。具体的には表にあるように各工程とも高温で加熱した。
そのため焼入れ焼戻し後の強度を確保できることは勿論であるが、ばね加工に問題のない絞り値となった。φ４ｍｍの熱処理鋼線では絞りが４５％を超えるとコイリング加工が可能である。
さらに［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］が添加されたＶ量の５０％程度になり、焼鈍時に析出することができる。表２〜７では焼鈍後の測定時なので固溶Ｖ量と微細析出物中のＶ量の和が測定されている。焼鈍によりＶ系析出物が生成することから、焼鈍前にはさらに多くの固溶Ｖ量が存在するため、さらに多くのＶ量が検出される。
実施例６４〜８０は分塊圧延、パテンチングおよび強度付与のための加熱温度が低く、十分にＶ系炭化物が固溶しなかった例である。
輻射炉加熱と高周波加熱で加熱時の保定時間が異なるため加熱温度は異なる。高周波加熱のほうが高温に加熱する傾向にあり、輻射炉では９１０℃程度であるのに対して、高周波加熱では９５０℃程度の輻射炉加熱よりも高温短時間の加熱によって固溶させる必要がある。一方、焼戻し過程では短時間で加熱を終了できるため、焼戻しも幅射炉加熱よりも高温、短時間で完了することが出来る。
このように異なる熱履歴を与えた場合、圧延〜焼入れまでの加熱では極力高温加熱を維持しないと、未溶解炭化物が成長するために次工程で十分に固溶させることができない。その結果、焼入れ焼戻し後の絞りが発明例よりもおとる。このことはばね加工が困難であることを示している。また焼鈍後には［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］は発明例よりも少なく、焼鈍後の引張強度や降伏点が低い傾向にある。このような降伏点が低いことから、ばねの耐久性も不足し、発明例ほどの耐久性を得られない。
また実施例８１のようにたとえ［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］が規定量の範囲であっても焼入れ時の加熱で無理に高温加熱して固溶させると、旧オーステナイト粒径が大きくなり、焼入れ焼戻し後の絞り値や焼鈍後の降伏点を十分に確保できず、加工性とばね性能の両面で発明例に劣る。
同様の傾向は実施例８２のように残留オーステナイトが多く残留した場合にも焼鈍による軟化が激しく、十分な降伏点を得られなくなる。
【産業上の利用可能性】
【０００７】
本発明鋼は、オーステナイト粒径、残留オーステナイト量を小さくするだけでなく、規定された従来見逃される可能性の高い０．２μｍ以下の微細なＶ系炭化物も抑制することで、強度を２０００ＭＰａ以上に高強度化した鋼線がばね成形後の窒化等の加熱処理によってさらにばね性能を現出できるようにした。このことにより、コイリング性を確保し高強度かつ破壊特性に優れ、窒化等の加熱によって高い性能を有するばねを製造できる。そのため、本発明鋼はばねに加工された後もばねにとって良好な性質を有し、その素材特性を発揮することができるという顕著な効果を奏する。
【図１】
2007114491.tif 000011
【図２】
2007114491.tif 000012
【国際調査報告】
2007114491.tif 000013
2007114491.tif 000014