(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：１．７〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％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フィルター上の残渣中のＦｅ量］／［鋼電解量］×１００≦１．１％であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
2007114490.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４〜０．９％、
Ｓｉ：１．７〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
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フィルター上の残渣中のＦｅ量］／［鋼電解量］×１００≦１．１％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％、
Ｖ：０．０２〜０．１％、
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のいずれか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、特に冷間でコイリングされ窒化処理されるものに適する高強度かつ高靭性を有する高強度ばね用熱処理鋼に関する。
【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）。
これらの発明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。
本発明者らは、今迄注目されていなかった鋼中のＦｅ炭化物の挙動を制御することによって、高強度にもかかわらず靭性と加工性に優れた熱処理鋼を開発するにいたった。また、本発明は成型後のばね内部の材質制御にも有効である。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：１．７〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
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フィルター上の残渣中のＦｅ量］／［鋼電解量］×１００≦１．１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％、
Ｖ：０．０２〜０．１％、
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１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）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Ｆｅ分析における０．２μｍフィルター上のＦｅ量分析方法を説明する模式図である。
【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％以上とすることが好ましい。
さらに、鋼中Ｃの挙動を考慮すると、Ｃはばね作成までの焼入れ焼戻しなどの熱処理によって鋼中でＦｅまたはその他の合金元素と結びついて炭化物を形成する。そのＦｅと結びついた炭化物としてはε炭化物（ＦｅｎＣ：ｎ＜３）やθ炭化物（いわゆるセメンタイト）などで、ε炭化物は比較的低温の焼戻し温度で生成し、その後温度が高くなるとＣはセメンタイトを生成し始める。温度を徐々に高めてε炭化物が消失し、セメンタイトが生成する過程で鋼は脆化すると考えられる。そこでＳｉを多量に添加するなどしてセメンタイトの生成を抑制し、適切な熱処理を行うことで高強度と高靭性を両立させることができた。
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。
さらに、高速短時間加熱で熱処理される工業的な製造ラインでは不十分な加熱による未溶解炭化物が残留しやすい。この未溶解炭化物はＦｅ系とＶなどの合金系の両方でみとめられるが、それ自身が応力集中点になるばかりでなく、周辺のＣ濃度にも影響し、ミクロ組織で炭化物の分布が他の場所よりも少なくなるいわゆる炭化物希薄域を生成し、機械的性質を低下させる。すなわち鋼中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。
ばね鋼のように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、比較的容易にセメンタイトの生成を抑制し、未溶解炭化物や炭化物希薄域を減少させて、強度、靭性および加工性を得ることができる。
Ｓｉ：１．７〜３．０％
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、１．７％より少ない場合、必要な強度、耐へたり性が不足するため、１．７％を下限とした。特に本発明ではε炭化物を用いた高強度化と加工性の両立をはかるため、その挙動に影響を及ぼすＳｉ量は重要である。すなわちＳｉを多量に添加するとセメンタイトの生成温度を高め、一般のばね素材強度を得るための焼入れ焼戻しにおいて比較的高温の焼戻し温度や焼鈍温度においてもセメンタイトが生成しにくい。このことから鋼の脆化を防止し、高強度と良加工性を両立できる。
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が、さらに少なくすることが有効である。
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２での規定元素の中でＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ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。特に高温で生成したＶ系窒化物は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でみると、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の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。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、実質的に０％でも良いとはいうものの、製鋼工程などで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フィルター上の残渣中のＦｅ量］／［鋼電解量］×１００≦１．１であると規定したことについて説明する。
この規定が本発明のポイントである。これまで鋼の強度靭性に対してＣ量と熱処理が非常に大きな影響を及ぼすことはよく知られている。ただし、硬ければ靭性に乏しいとの一般常識はばね鋼にもある程度当てはまるものの、焼入れ−焼戻しして得られるいわゆる焼戻しマルテンサイトに調整して使用される場合には低温脆性、高温脆性などの焼戻し温度が高くとも特定の温度域では低温焼戻し材よりも靭性に劣る場合もある。
しかし、その詳細な形態と機械的性質の関係については案外知られていないことも多く、本発明も従来考えられなかった硬度（引張強度）が高くとも靭性が高いとの常識に反する現象を利用したものである。つまりこれまで鋼に対して強度と靭性の両面で高いレベルを要求された場合、いずれか一方を犠牲にせざるを得なかったが、鉄系炭化物の形態の変化によって脆化が促進されると考え、さらにそれを制御してばね鋼に利用することでばね鋼の高強度化と高靭性化を両立させる技術を確立したのが本発明である。本発明では焼戻し過程で生じるＦｅ系炭化物をいわゆるε炭化物（ＦｅｎＣ）、ｎ＜３）に調整することで、鋼中Ｆｅ系炭化物を微細分散させることで、強度と靭性の両者を高くする。
本発明ではそのメカニズムを検討し、低温焼戻し、すなわち高硬度でも十分な靭性を得られる技術を発明した。
Ｆｅ系炭化物と靭性の関係では、焼入れ焼戻しでは焼入れ鋼中の過飽和Ｃが焼戻し過程で格子欠陥や粒界にＦｅの炭化物として析出するが、その析出物も温度と時間によって変化し、その複雑な挙動が靭性にも影響する。すなわちε炭化物がθ炭化物（セメンタイト：Ｆｅ３Ｃを主成分とするＦｅ炭化物）に遷移することで脆化し、十分な延性を得られないと考えられる。
４５０℃未満の比較的低温の焼戻し温度では析出するＦｅ系炭化物ではＦｅとＣの原子比率は１：１に近く、いわゆるε炭化物として析出する。焼戻し温度が高い場合にはε炭化物とは別の場所にθ炭化物として析出し始める。その温度はばね鋼の場合、Ｓｉが多量に添加されているため、４５０℃以上と考えられ、さらに５００℃を超える焼戻し温度では過飽和のＣの大部分がθ炭化物として多量に析出する上に、粗大化するために、たとえＶやＣｒなどのいわゆる合金元素を多量に添加しても強度の確保が困難になる。
したがって、焼入れ後、焼戻し工程、ばね成型後のひずみ取り工程および窒化工程においても加熱温度を４５０℃未満に抑制することで強度を維持したまま高い靭性を有する材質を維持できる。
そのため本発明ではＦｅ系炭化物の挙動に注目し、極力θ炭化物への遷移を抑制することで強度と靭性を両立する技術を確立したものである。すなわちε炭化物のＦｅとＣの原子数の比率は３以下であり、θ炭化物はＦｅ３Ｃとされていることから、ε炭化物中のＦｅ量はθ炭化物中のそれより少量である。そこで本発明では焼戻し過程で生じた析出物を電解抽出によって採取し、それによって検出されるＦｅ量を少なく制限することで鋼の強度と靭性を両立させるものである。このため、熱処理後の抽出残渣分析値で、［０．２μｍフィルター上の残渣中のＦｅ量］／［鋼電解量］×１００≦１．１とすることが重要である。熱処理後の抽出残渣分析値が１．１を超えると鋼の強度と靭性を両立させることが困難となり、さらには強度と靭性の双方を劣化させることもある。
具体的には電解抽出によってフェライト分を溶解して得られた溶液を０．１μｍメッシュのフィルターにて濾しとることで鋼中の析出物を残渣として採取し、その残渣中Ｆｅ量を測定することでセメンタイト（θ炭化物）生成量を把握することが出来る。
ここで０．２μｍフィルター上のＦｅ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Ｆｅ分析において、０．２μｍフィルター上の残渣中のＦｅ量分析方法を説明する模式図である。本発明では焼入れ焼戻し後の熱処理鋼線を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とし、その溶液を０．２μｍフィルターでろ過することで、図１の模式図のようにろ過フィルター上に抽出残渣を得る。
すなわち、Ｆｅ分析の電解にはいわゆるスピード法を用いる。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）藤原製作所製の電解装置ＦＶ−１３８を用いた定電位電解装置を用いる。図１に示すように、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。試験片（焼入れ焼戻し後の熱処理鋼線）１をスピード法による電解液２中で２０００クーロンの電解を終了すると、液をメッシュ間隔０．２μｍのフィルター３で吸引ろ過４し、その残渣５を得る。電解前後の重量を精密に測定６することで、サンプル電解量が測定できる。さらに残渣中のＦｅ量を測定することで、フィルター上に残留した比較的粗大なＦｅ系炭化物量（ｍａｓｓ％）を把握することができる。
このフィルター残渣中のＦｅ量はＪＩＳ  Ｇ  １２５８−１９９９付属書１に準じて発行分光分析（ＩＣＰ）によって測定した。それを電解量で除して×１００することで、残渣中に含まれるＦｅ量（質量％）を得ることができる。
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５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ろ液７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析出物に含まれるＦｅ量を測定している。
焼入れ焼戻し後に生成しているＦｅ系炭化物はばね成形後も残留している。その際、ひずみ取り焼鈍や窒化によって変動するものの、硬度と靭性を両立するε炭化物は小さいため、それが多い場合にはフィルター上の残渣中のＦｅ量は少ないはずである。したがって、本発明の様に高硬度−高靭性を両立するためにε炭化物を利用することはばね成形後にも共通する技術であり、本発明はばね成形後のばねにも適用できる技術である。
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。
Ｖ：０．０２〜０．１％
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、これまでは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。この未溶解炭化物が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ＯＴ線のような工業的な高速短時間加熱の熱処理には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０．０２％以上、０．１％以下とした。その添加量が０．０２％未満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、０．０２％を、さらには０．０５％を超えて添加することが望ましい。またその添加量が０．１％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０．１％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０．１％以下にすることが好ましく、さらに０．０７％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０．０５％を超える添加が好ましい。
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。
さらに、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となりやすいため、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できる。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を微量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べきであるが、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０．０１％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ことから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％以下では効果は見られず、０．５％以上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。このことは窒化後のばね内部硬度の低下の抑制できるため、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Ｆｅ系炭化物とは別に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％以下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は焼入れ性に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を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、その大きさは小さく、分散しやすい。従って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％以下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％以上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を確保する際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耐火物を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、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。
（実施例１）
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に示す化学成分の鋼に対して焼入れ焼戻し後の引張り強さと衝撃値を測定した。衝撃値は一般の破壊特性であり、さらに本発明に対してはばねとしての基本的靭性、加工性の指標と考えられ、引張強度と靭性が両立することが望ましい。表１に示す化学成分の鋼を１６ｋｇ真空溶解炉で溶製、φ１３ｍｍに鍛造し、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：１２１０℃×１ｈｒ→徐冷、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４２０℃および５２０℃で焼入れ焼戻しを行った。さらにそれぞれ［表中記載の温度］×６０ｍｉｎの焼鈍を行い、ひずみ取りと窒化温度を模した熱処理を行った。それらの引張特性を焼鈍なし材も含めて評価した。熱処理後は試験片に切り出し、各種特性を評価した。その熱処理条件及び特性を表２に示した。
本発明ではＦｅ系炭化物制御による強度と靭性（加工性）の両立であり、そのＦｅ炭化物生成挙動に大きな影響を有するＳｉを変化させ、その挙動を評価した。その結果、Ｓｉ量が不十分の場合、比較的低温の焼き戻し温度でもセメンタイトを生じ、それに伴い脆化する。その際、電解抽出残差中のＦｅ濃度はたかくなり、規定を超えている。これらの場合、比較例はセメンタイトを大量に生じたため、衝撃値に劣っていた。また加熱が不十分で未溶解炭化物を多く生成している条件においても衝撃値を低下させ、十分な加工性が確保できないことが分かる。このように電解残渣中のＦｅ量を測定することで鋼の特性を把握することが出来る。
【表１】
2007114490.tif 000003
【表２】
2007114490.tif 000004
（実施例２）
表３〜６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３，５中に鋼の化学成分を、表４，６中に熱処理条件、特性を記述した。
本発明の素材は（ａ）２７０ｔ転炉（実施例２２）、および（ｂ）１６ｋｇ真空溶解炉（その他の実施例）で溶製した。
２７０ｔ転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、熱履歴を経た材料にパテンチング−伸線−焼入れ焼戻しを施した。
パテンチング温度８９０℃，９５０℃，９６０℃×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）輻射炉加熱、（２）高周波加熱と両方で行った。
（１）輻射炉加熱
９２０℃に加熱した輻射炉に投入し、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４００〜５５０℃で可変であるが、発明例はおおむね４２０℃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２２００ＭＰａ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（［焼鈍温度］×１ｈｒ保定）を行った。その後、フィルターを用いたろ過と残渣中のＦｅ量の測定を行った。焼鈍によりセメンタイトは増加する傾向にあるため、フィルター上のＦｅ量は焼鈍前のそれに比べて多く検出される。従って焼鈍後に検出される０．２μｍフィルター上のＦｅ量（質量％）は焼入れ焼戻し後のそれよりも多く、焼鈍後の０．２μｍフィルター上のＦｅ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、［０．２μｍフィルター上のＦｅ量（質量％）］、衝撃値
（２）焼鈍後：［０．２μｍフィルター上のＦｅ量（質量％）］、硬さ、引張強度、絞り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。基本的には２２００ＭＰａ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。
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。
結果の解説
表１，２は、発明例および比較例であり、それぞれ同一成分の素材に焼戻し温度のみを変化させて２水準の実施例を作成し、低温（４２０℃）で焼戻した実施例が発明例（実施例１，３，５，７，９，１１，１３，１５，１７，１９，２１，２３，２５）であり、高温（５２０℃）で焼戻した例が比較例（比較例２，４，６，８，１０，１２，１４，１６，１８，２０，２２，２４，２６）である。硬度は化学成分ごとに異なるレベルに仕上がっているが、それぞれ電解液をろ過した０．２μｍフィルター上の残渣中のＦｅ量が規定どおりの発明例は比較例よりも硬さが高く、硬質であるが、衝撃値は向上している。また加工性の指標である絞り値も若干向上し、高強度にもかかわらず靭性と加工性に優れた。比較例はセメンタイトが多く析出かつ成長したためにフィルター上のＦｅ量は多く、軟質で強度の面でも不十分であり、強度と靭性および加工性の全てで劣っていた。
表３〜６ではさらに熱処理速度を考慮し、実際の工業的なオイルテンパー処理（輻射炉（ＯＴ）処理、高周波（ＩＱＴ）処理）を模した熱処理を行い、さらに窒化を模した焼鈍も行って各成分の影響等を評価した。熱処理速度をオイルテンパー処理にあわせるため、材料は溶解、鍛造後に伸線してφ４ｍｍとし、高速短時間加熱処理が可能なようにした。
本発明のポイントとなる電解後の０．２μｍフィルター上のＦｅ量が増加する原因はセメンタイトの多量生成と未溶解炭化物と考えられ、この両者が抑制された場合には強度と加工性を兼備した良好な熱処理鋼が得られる。このことは焼鈍後の材質評価においても同様であり、発明例２７〜６７にみられるように、ばねもフィルター上の残渣中のＦｅ量が少なければ脆化せず、高強度においても良好な靭性を得ることが出来る。輻射炉処理（ＯＴ）と高周波処理（ＩＱＴ）によって焼入れ焼戻し条件は異なるものの、その傾向は変わらない。すなわち高周波処理のほうが輻射炉処理に比べ、焼入れ焼戻しにおける加熱温度は高温かつ短時間処理であるが、フィルター上の残渣中のＦｅ量を抑制できれば高強度かつ高靭性を得ることができる。
一方、Ｎｏ．６８〜８１に示される比較例は鋼の溶製以後の熱履歴でセメンタイトや未溶解炭化物が残留しやすい条件で製造され、電解抽出後の残渣中にＦｅ量が多く、強度と脆性および加工性に問題を有していた。
すなわち製造までの中間工程での処理温度が低く、未溶解炭化物が残留した場合と焼戻し温度が高く、多くセメンタイトを生成した例である。これらの不適切な熱履歴により強度と靭性および加工性を両立させることが出来なかった。
さらに比較例８０，８１はそれぞれオーステナイト粒径が大きすぎた例および残留オーステナイトが多すぎた例である。焼入れ時の加熱温度を高めた場合、未溶解炭化物も認められず、電解抽出残渣中のＦｅ量は少なかったが、硬度および加工性は発明例に比べて劣っていた。また残留オーステナイトが多かった場合もうち疵などが入る環境では加工性に劣っていた。
【表３】
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【表４】
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【表５】
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【表６】
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【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焼入れ焼戻し後にみられるε炭化物を積極的に利用することで、強度を２０００ＭＰａ以上に高強度化した鋼線の靭性を高め、さらにばね成型（コイリング）を容易にできる。そのため、高強度−高靭性を有するばねを作成可能になるという顕著な効果を奏する。
【図１】
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【国際調査報告】
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