"質量で、C:0.67以上、0.9未満、Si:2.0~3.5、Mn:0.5~1.2、Cr:1.3~2.5、N:0.003~0.007、Al:0.0005~0.003を含有し、かつSiとCrが次式0.3≦Si-Cr≦1.2を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不純物としてのP、SがP:0.025以下、S:0.025以下であり、さらに、未溶解球状炭化物の円相当径が0.2μm未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線。さらに、質量で、V:0.03~0.10、Nb:0.015以下Mo:0.05~0.30、W:0.05~0.30Mg:0.002以下、Ca:0.002以下、Zr:0.003以下のうち1種または2種以上を含有し、Vを含有する場合は1.4≦CrV≦2.6、および0.70≦MnV≦1.3を満たし、MoとWを含有する場合は0.05≦MoW≦0.5を満たすことを特徴とする請求項1に記載の高強度ばね用伸線前鋼線。質量で、C:0.67以上、0.9未満、Si:2.0~3.5、Mn:0.5~1.2、Cr:1.3~2.5、N:0.003~0.007、Al:0.0005~0.003を含有し、かつSiとCrが次式0.3≦Si-Cr≦1.2を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不純物としてのP、SがP:0.025以下、S:0.025以下であり、さらに、金属組織として、少なくとも残留オーステナイトが体積率で6超15以下存在し、旧オーステナイト粒度番号が10番以上であり、未溶解球状炭化物の円相当径が0.2μm未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線熱処理鋼線。さらに、質量で、V:0.03~0.10、Nb:0.015以下Mo:0.05~0.30、W:0.05~0.30Mg:0.002以下、Ca:0.002以下、Zr:0.003以下のうち1種または2種以上を含有し、Vを含有する場合は1.4≦CrV≦2.6、および0.70≦MnV≦1.3を満たし、MoとWを含有する場合は0.05≦MoW≦0.5を満たすことを特徴とする請求項3に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が2100~2400MPaであることを特徴とする請求項3または4に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点が1600~1980MPaであることを特徴とする請求項5に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線を500°Cで1時間保持する軟窒化処理することにより、表層ビッカース硬さがHV750以上であり、内部ビッカース硬さがHV570以上となることを特徴とする請求項3または4に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。質量で、C:0.67以上、0.9未満、Si:2.0~3.5、Mn:0.5~1.2、Cr:1.3~2.5、N:0.003~0.007、Al:0.0005~0.003を含有し、かつSiとCrが次式0.3≦Si-Cr≦1.2を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不純物としてのP、SがP:0.025以下、S:0.025以下であるブルームを1250°C以上に加熱後熱間圧延を施してビレット製造し、当該ビレットを1200°C以上に加熱後熱間圧延により伸線前鋼線を製造することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。さらに、質量で、V:0.03~0.10、Nb:0.015以下Mo:0.05~0.30、W:0.05~0.30Mg:0.002以下、Ca:0.002以下、Zr:0.003以下のうち1種または2種以上を含有し、Vを含有する場合は1.4≦CrV≦2.6、および0.70≦MnV≦1.3を満たし、MoとWを含有する場合は0.05≦MoW≦0.5を満たすことを特徴とする請求項8に記載の高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。請求項8または9に記載の伸線前鋼線を、さらに900°C以上に加熱し、その後600°C以下のパテンティング処理することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。請求項8または9に記載の伸線前鋼線を、伸線加工した後、10°C/秒以上の加熱速度でA3点以上の温度まで加熱し、A3点以上の温度で1分以上5分以下保持した後、50°C/秒以上の冷却速度で100°C以下まで冷却することを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。請求項10に記載の伸線前鋼線を、伸線加工した後、10°C/秒以上の加熱速度でA3点以上の温度まで加熱し、A3点以上の温度で1分以上5分以下保持した後、50°C/秒以上の冷却速度で100°C以下まで冷却することを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。さらに400~500°Cで15分以下保持し焼戻し処理することを特徴とする請求項11に記載の高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。さらに400~500°Cで15分以下保持し焼戻し処理することを特徴とする請求項12に記載の高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。近年、高強度ばねの耐久性を高めるために、窒化による表層硬化が一般的となっており、さらにその窒化深さを深め、窒化時間を短縮するため処理温度の高温化が検討されている。そのため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線には、焼戻し軟化抵抗の更なる向上が要求されるようになった。つまり、従来の高強度ばね用伸線熱処理鋼線よりも、さらに冷間コイリング性に優れ、500°Cで1時間保持された後であっても焼戻し軟化抵抗が優れ、内部の軟化を最低限に抑制するとともに、最表層の硬さを高めることが求められている。上記した従来の高強度ばね用伸線熱処理鋼線は、疲労特性や加工性の向上のため微細炭化物の均一分散化はある程度確保されている。しかし、焼戻し軟化抵抗の向上のためには、さらに均一分散化する必要がある。特に、特許文献3、特許文献4で提案されたV添加は、確かに焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層硬化、オーステナイトの微細化効果はある。しかし、その一方で、窒素N含有量の制御が容易ではなく、結果として粗大炭化物や窒化物、炭窒化物を析出し、疲労強度の低下の原因ともなっている。特許文献3では、NbやTiの添加することで余分な窒素Nを補足する効果も狙っている。しかし、これにしても適量なN含有量の制御は容易ではないことにかわりはない。特許文献4では、結果としての未溶解球状炭化物の残渣を採取して溶解炭化物と比較している。したがって、微細炭化物の均一分散を積極的に制御しているわけではない。以上のことから、本発明は、Vなどの合金元素添加を極力抑え、つまりN含有量を精度よく制御することなく、優れた引張強度及び硬さと加工性を有し、窒化処理後にも優れた表層硬さと内部硬さを有する高強度ばね用伸線熱処理鋼線の開発を課題とするものである。また、特許文献3、特許文献4に記載されているように、優れた引張強度及び硬さと加工性を有するためには、鋼中の未溶解球状炭化物の大きさは小さい方がよく、その有効径は0.1μm以下とすることが望ましく、1μmを超えると強度や加工性への貢献はなくなり、単に変形特性を劣化させるだけである。そのため、円相当径0.2μm以上の未溶解球状炭化物の存在密度が重要な指標となる。そこで本発明は、円相当径0.2μm以上の未溶解球状炭化物を存在させない高強度ばね用鋼線の開発を目的としている。本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、以下の知見を得た。a鋼線中のC、Si、Mn、Crの含有量を厳密に制御して球状炭化物の生成を抑制し、かつ残留オーステナイトを活用することにより、Vのような合金元素を添加せずとも、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の強度及び冷間コイリング性が従来よりも向上することを見出した。b鋼線中にCrとともにSiを適量に添加することで、未溶解の球状炭化物の生成やコイリング後の焼鈍や窒化時の軟化を抑制し、さらには窒化層の高硬度化が達成できることを見出した。つまり、疲労特性の高強度化にはCrの添加が有効であるが、Crは冷間コイリング性に悪影響を及ぼす未溶解の球状炭化物を残りやすくする元素である。そのため、その添加量を制限せざるを得なかった。本発明者らは、未溶解の球状炭化物の成長とセメンタイトの生成を抑制するSiにも着目した。Siの添加と、あわせてCr添加量を増量すれば、伸線熱処理鋼線の高強度化が図れることを見出した。定量的にはSiとCrの両者を多量に添加し、相互の関係としてSiの添加量とCr添加量の差、Si-Crを制御すればよいことを見出した。cまた、ブルームでの加熱温度を1250°C以上にすることで、鋼材中のCr等の合金元素を均一拡散させ、粗大な未溶解球状炭化物の生成を抑制することができ、さらに微細炭化物を均一分散させることもできることを見出した。未溶解球状炭化物は、鋳造後の鋼から存在し、コイリング性だけでなく、圧延や伸線においても断線の原因となる。そのため、鋳造後の分塊、線材圧延、パテンティング、焼入れ、伸線などの各工程で悪影響がでないように、各工程の加熱温度を高温化し、未溶解球状炭化物を常に抑制することが有効であることも見出した。dさらに、Vの添加はばね用鋼線の機械的特性や疲労強度に悪影響を及ぼすことを見出した。即ち、鋳造後からバネに加工されるまで、鋼材は加熱の繰り返しを受けることになる。通常、未溶解球状炭化物は、セメンタイトFe3Cが主体である。しかし、加熱の繰り返しにより未溶解球状炭化物にCrやVなどが含まれることが多く、CrやVなどの合金元素を無駄に消費するだけで、窒化後の機械的特性表面硬度、内部硬度などを悪化させる可能性があることもわかった。また、前記したようにVの添加は窒素N含有量の制御が容易ではなく、結果として粗大炭化物や窒化物、炭窒化物を析出し、疲労強度の低下の原因ともなっている。これらのことから、Vを添加せず、添加したとしても極微量にとどめ、さらに前記したようにCr量もSi量とのバランスで制御することにより、未溶解球状炭化物の粗大化を抑制することができることを見出した。ここで、未溶解球状炭化物とは、最大径長径と最小径短径の比アスペクト比が2以下の未溶解炭化物のことをいう。また、単に炭化物球状炭化物も未溶解であり、ここでは強調する意味から同義ではあるが、それぞれ未溶解炭化物未溶解球状炭化物とも称している。本発明はこれら知見に基づいてなされたものであり、その発明の要旨は以下のとおりである。1質量で、C:0.67以上、0.9未満、Si:2.0~3.5、Mn:0.5~1.2、Cr:1.3~2.5、N:0.003~0.007、Al:0.0005~0.003を含有し、かつSiとCrが次式0.3≦Si-Cr≦1.2を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不純物としてのP、SがP:0.025以下、S:0.025以下であり、さらに、未溶解球状炭化物の円相当径が0.2μm未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線。2さらに、質量で、V:0.03~0.10、Nb:0.015以下Mo:0.05~0.30、W:0.05~0.30Mg:0.002以下、Ca:0.002以下、Zr:0.003以下のうち1種または2種以上を含有し、Vを含有する場合は1.4≦CrV≦2.6、および0.70≦MnV≦1.3を満たし、MoとWを含有する場合は0.05≦MoW≦0.5を満たすことを特徴とする1に記載の高強度ばね用伸線前鋼線。3質量で、C:0.67以上、0.9未満、Si:2.0~3.5、Mn:0.5~1.2、Cr:1.3~2.5、N:0.003~0.007、Al:0.0005~0.003を含有し、かつSiとCrが次式0.3≦Si-Cr≦1.2を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不純物としてのP、SがP:0.025以下、S:0.025以下であり、さらに、金属組織として、少なくとも残留オーステナイトが体積率で6超15以下存在し、旧オーステナイト粒度番号が10番以上であり、未溶解球状炭化物の円相当径が0.2μm未満であることを特徴とする高強度ばね用伸線熱処理鋼線。4さらに、質量で、V:0.03~0.10、Nb:0.015以下Mo:0.05~0.30、W:0.05~0.30Mg:0.002以下、Ca:0.002以下、Zr:0.003以下のうち1種または2種以上を含有し、Vを含有する場合は1.4≦CrV≦2.6、および0.70≦MnV≦1.3を満たし、MoとWを含有する場合は0.05≦MoW≦0.5を満たすことを特徴とする3に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。5前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が2100~2400MPaであることを特徴とする3または4に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。6前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点が1600~1980MPaであることを特徴とする3~5のいずれか1項に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。7前記高強度ばね用伸線熱処理鋼線を500°Cで1時間保持する軟窒化処理することにより、表層ビッカース硬さがHV750以上であり、内部ビッカース硬さがHV570以上となることを特徴とする3~6のいずれか1項に記載の高強度ばね用伸線熱処理鋼線。8質量で、C:0.67以上、0.9未満、Si:2.0~3.5、Mn:0.5~1.2、Cr:1.3~2.5、N:0.003~0.007、P:0.025以下、S:0.025以下、Al:0.0005~0.003を含有し、かつSiとCrが次式0.3≦Si-Cr≦1.2を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不純物としてのP、SがP:0.025以下、S:0.025以下であるブルームを1250°C以上に加熱後熱間圧延を施してビレット製造し、当該ビレットを1200°C以上に加熱後熱間圧延により伸線前鋼線を製造することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。9さらに、質量で、V:0.03~0.10、Nb:0.015以下Mo:0.05~0.30、W:0.05~0.30Mg:0.002以下、Ca:0.002以下、Zr:0.003以下のうち1種または2種以上を含有し、Vを含有する場合は1.4≦CrV≦2.6、および0.70≦MnV≦1.3を満たし、MoとWを含有する場合は0.05≦MoW≦0.5を満たすことを特徴とする8に記載の高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。108または9に記載の伸線前鋼線を、さらに900°C以上に加熱し、その後600°C以下のパテンティング処理することを特徴とする高強度ばね用伸線前鋼線の製造方法。118~10のいずれか1項に記載の伸線前鋼線の製造方法により製造した前記伸線前鋼線を伸線加工した後、10°C/秒以上の加熱速度でA3点以上の温度まで加熱し、A3点以上の温度で1分以上5分以下保持した後、50°C/秒以上の冷却速度で100°C以下まで冷却することを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。12さらに400~500°Cで15分以下保持し焼戻し処理することを特徴とする11に記載の高強度ばね用熱処理鋼線の製造方法。本発明によれば、特に、冷間コイリング性及び焼戻し軟化抵抗に優れることにより、500°Cで1時間の軟窒化処理後も表層硬さと内部硬さが高い高強度ばね用伸線熱処理鋼線、更には、耐久性に優れた高強度ばねの提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。一般に、ばね用線材は、次のように製造される。もちろん、ばねの製造は、この工程に限定されることはなく、一例として紹介する。所定の成分を含有した鋼製のブルームを圧延しビレットとする。次にビレットを圧延し、所定の径の鋼線を製造する。この段階で製造された鋼線を伸線前鋼線と称する。圧延後製造された鋼線をパテンティングし、伸線によりさらに細径の鋼線とし、表層の加工歪の除去と後続の冷間コイリング加工性を得るために熱処理焼入れ焼戻しを行う。この段階で製造された鋼線を伸線熱処理鋼線と称する。次に、ばね加工するため冷間コイリング加工を行い、強度、表面硬度を得るために窒化処理を行う。こうしてばねとして製品化される。まず、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線およびその素材である高強度ばね用伸線前鋼線の成分について説明する。ここで、成分についてのは、特に記載がある場合を除き、質量を意味する。C:0.67以上、0.9未満Cは、鋼材の強度に大きな影響を及ぼし、残留オーステナイトの生成にも寄与する重要な元素である。本発明では、十分な強度を得られるように、C量の下限値を0.67以上とする。強度を高めるには、C量を0.70以上にすることが好ましい。さらに好ましくは0.75以上とするとよい。一方、C量が0.9以上になると、過共析となり、粗大なセメンタイトが多量に析出し、靱性が著しく低下する。また、C量が過剰であると、粗大な球状炭化物が生成し、コイリング性を損なう。したがって、C量の上限を0.9未満とする。球状炭化物の生成を抑える観点から、C量の上限は0.85が好ましく、0.80であればさらに好ましい。Si:2.0~3.5Siは、鋼の焼戻し軟化抵抗及びばねのへたり特性を向上させる重要な元素であり、これらの効果を得るためには2.0以上添加することが必要である。また、Siは、セメンタイトの球状化及び微細化にも有効であり、粗大な球状炭化物の生成を抑制するために、2.1以上のSiを添加することが好ましい。窒化処理など、表層を硬化させる処理を行った後、内部硬度を高めるためには、2.2以上のSiを添加することがさらに好ましい。さらに、CrとのバランスからSiを2.3以上とすることがより好ましい。Siを3.0以上とする場合もある。一方、Siを過剰に添加すると、鋼線が硬化し、脆化するため、Si量の上限を3.5以下とする。脆化防止の観点から、上限は3.4とすることが好ましく、さらに好ましくは3.3以下とするとよい。Mn:0.5~1.2Mnは、焼入れ性を高め、残留オーステナイト量を安定的に確保するために重要な元素である。本発明では、鋼線の引張強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、Mnを0.5以上添加することが必要であり、0.65以上とすることが好ましく、さらには0.70以上とするとよい。一方、Mnを過剰に添加すると、残留オーステナイトが増加し、加工時に、加工誘起マルテンサイトが生成し、冷間コイリング性を損なう。過剰なMnの添加による脆化を防止するために、Mn量の上限を1.2以下とし、1.1以下にすることが好ましく、さらには1.0以下とするとよい。Cr:1.3~2.5Crは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元素であり、これらの効果を得るためには、1.3以上のCrを添加することが必要である。窒化処理を行う場合には、Crの添加によって窒化による硬化層を深くすることができる。したがって、窒化での硬化と窒化温度での軟化抵抗を付与する場合には、1.5超のCrを添加することが好ましく、さらには、1.7以上添加することよい。一方、Cr量が過剰であると、製造コストが高くなるだけでなく、炭化物の溶解を阻害し、未溶解球状炭化物が多くなりコイリング性を阻害するため、Cr量の上限を2.5以下とする。また、C量が多い場合は、粗大なセメンタイトの生成を抑制するために、Cr量を2以下に抑制することが好ましい。更に、強度とコイリング性とを両立させるためには、Cr量の上限を1.8以下にすることが好ましい。N:0.003~0.007Nは、本発明では、鋼中に不純物として含まれるAl等と窒化物を形成する元素である。微細な窒化物を利用し、旧オーステナイトを微細化するために、0.003以上のNを含有させることが必要である。一方、N量が過剰であると、窒化物が粗大化し、冷間コイリング性や疲労特性が低下する。したがって、N量の上限を0.007以下とする。また、熱処理などの容易性を考慮するとN量は0.005以下が好ましい。P:0.025以下Pは不純物であり、鋼を硬化させ、偏析を生じ、脆化させるため、P量の上限を0.025以下に制限する。また、旧オーステナイト粒界に偏析したPは、靭性や耐遅れ破壊特性などを低下させるため、P量の上限を0.015以下に制限することが好ましい。さらに、鋼線の引張強度が2150MPaを超えるような場合には、P量を0.010未満に制限することが好ましい。S:0.025以下Sも不純物であり、鋼中に存在すると鋼を脆化させるため、S量の上限を0.025以下に制限する。Sの影響を抑制するには、Mnの添加が有効である。しかし、MnSは介在物であり、特に高強度鋼では、MnSが破壊の起点になることがある。したがって、破壊の発生を抑制するには、S量の上限を0.015以下に制限することが好ましい。更に、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が2150MPaを超えるような場合には、S量を0.01未満に制限することが好ましい。Al:0.0005~0.003Alは脱酸元素であり、酸化物の生成に影響し、硬質の酸化物を生成すると、疲労耐久性が低下する。特に、高強度ばねにおいては、Alを過剰に添加すると、疲労強度がばらついて、安定性を損なう。本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線では、Al量が0.003を超えると、介在物に起因する破断発生率が多くなるため、Al量を0.003以下に制限する。Al量の上限値は、望ましくは0.0028、より望ましくは0.0025とするとよい。一方、Al量が0.0005未満となるとシリカ系硬質酸化物が生じやすくなる。そのため、Al量を0.0005以上とする。Al量の下限値は、望ましくは0.0007、より望ましくは0.0008、さらには0.001以上あるとよい。次に本発明のポイントとなるSiとCrの関係について述べる。SiとCrは両者ともばね鋼の高強度化にとって重要であることは既に知られている。しかし過剰な添加は弊害を生じる。0.3≦Si-Cr≦1.2Si量が規定量を超えると脆化が激しくなりコイリング時の加工性が損なわれるだけでなく、中間工程における脱炭が激しくなる。そのため、最終製品のばねにおいて表層硬さが低くなり耐久性が低下する。また、脱炭部分がランダムに生じるため、ばね製品の強度の安定性が損なわれる。Si量が規定量よりも少ない場合には強度が低くなり、さらにへたり特性が不十分である。このことは窒化後の硬さにも現れ、表層、内部とも十分な硬さを確保できない。しかし、鋼中セメンタイトを介して、SiとCrとの関係が重要である。すなわちSiはセメンタイトを不安定化させる元素であり、Crなどセメンタイトを安定化させる元素を多量に添加する場合には、加熱時にセメンタイトの固溶を促進させる効果がある。したがって多量Crを添加しているにも関わらずSi量の添加量が少ない場合には未溶解球状炭化物の量が多くなり、加工性を顕著に低下させる。本発明者らは、鋼中のSi含有量質量とCr含有量質量の差分、つまりSi-Cr量を目安とすることができることを見出した。すなわち、Si-Crの値が0.3より小さい場合にはCr量が相対的に多く、未溶解球状炭化物が残留しやすくなる。一方、1.2を超える場合にはSiが相対的に過剰であり、脆化や脱炭などの弊害を引き起こしやすい。したがって、Si-Crの値を0.3以上、1.2以下とするとよい。炭化物の生成抑制観点からSi-Cr量が大きい方が未溶解炭化物を抑制できるが、工業的にはSiが多くなりすぎると窒化による硬化層深さが浅くなりやすい。そのため、未溶解球状炭化物挙動と窒化による硬化層を考慮すると、好ましくはSi-Cr≦0.9、さらに好ましくはSi-Cr≦0.75とするとよい。また、Cr量を相対的に少なくし、未溶解球状炭化物の残留を減らす観点から、その下限は、好ましくは0.35≦Si-Cr、より好ましくは0.4≦Si-Crとするとよい。次いで、任意選択的に添加する成分について説明する。V:0.03~0.10Vは、窒化物、炭化物、炭窒化物を生成する元素である。円相当径が0.2μm未満である微細なVの窒化物、炭化物、炭窒化物は、旧オーステナイトの微細化に有効である。また、窒化処理による表層の硬化にも利用することができる。しかし、一方で未溶解の炭化物や窒化物が生成し易いため、窒素Nを抑制したとしても、その析出制御は精度よく行う必要がある。そのため、本発明においては、Vを積極的には添加しない。前記したようなV添加の効果を得るために微量添加することはできる。これらの効果を得るためには、Vを0.03以上添加するとよい。好ましくは0.035以上であり、0.04以上であればさらによい。一方、0.10超のVを添加すると、粗大な球状炭化物が生成し、冷間コイリング性及びばねの疲労特性を損なう。したがって、V含有量は0.1以下とするとよい。また、Vの添加によって、伸線加工前に、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織を生じ易くなる。そのため、V量の上限を0.09以下にすることが好ましく、さらに0.08以下、もっとさらには0.05以下とするとよい。特に微量のNbを添加する場合にはVの添加量を0.05以下にすることが望ましい。また、Vは、Mnと同様に残留オーステナイトの生成に大きく影響する元素であるため、V量を、Mn量とともに、精密に制御することが必要である。Nb:0.015以下Nbは鋼中で窒化物、炭化物、炭窒化物を生成する元素であり、それら析出物によってオーステナイト粒径の制御などに用いられる場合がある。しかし同時に過剰な添加は熱間での延性を低下させ、圧延や熱間鍛造で割れを生じやすくする。そのため過剰な添加は避けなければならない。Nbの添加はN量を制御することを目的としており、析出物による直接的な材質制御ではない。弁ばねなどのばねは焼入れ焼戻し後に冷間コイリングされて製造されるが、その際、固溶窒素は冷間変形を妨げ、その限界ひずみを低下させる。そのため、コイリング性を損なう。そこでNbを添加し、高温で窒化物を生成することで鋼マトリックスの鋼中固溶窒素を低下させ、冷間加工性を向上させる効果がある。また、Nbの微量添加は、不可避的不純物として混入するVなどの未溶解球状炭化物の抑制にも効果がある。Vは窒化時の焼戻し軟化抵抗や最表層硬さを向上させるために有効な元素である。しかし、その添加量が多くなると、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を製造するためのパテンティングや焼入れなどのオーステナイト相にするための加熱においてもV窒化物、V炭化物、V炭窒化物は十分に固溶しない場合が多くなる。Vの未溶解球状炭化物は通常高温において生成したV系窒化物を核として成長しているため、結果として、未溶解球状炭化物が残留しコイリング性を損なう場合がある。そのため未溶解球状炭化物を極力抑制する場合にはVの添加量を抑制する必要があり、本発明においては、あえてVを必須元素とはしなかった。これに対してNbはVより高温で窒化物を生成する。そのため製鋼工程ではNb添加によりV窒化物の生成が抑制される。すなわちVが固溶し、窒化物を生成しない高温域でNbが窒化物を生成する。さらに、V窒化物の生成する高温で、Nbが窒素を消費するため、冷却された場合にもV窒化物が生成しにくくなる。そのためNbの微量添加はVを多く添加した場合に未溶解球状炭化物の抑制とコイリング性の確保に特に有効になる。Nb添加量が0.015を超えると熱間延性を損ない、圧延での疵発生などの弊害を生じやすい。そのため、0.015以下の添加量とする。好ましくは、0.010以下、さらに好ましくは0.005以下、もっとさらには0.001未満とするとよい。一方、Nbがばね鋼のN量制御する効果は、0.0005から表れるので、Nbを添加する場合は、0.0005以上添加することが好ましい。また、Vを添加する場合などは、微量Nbを添加することさらに効果的であり、その範囲は0.003~0.012の範囲が好ましく。さらには0.005~0.009の範囲が好ましく、0.005~0.001でもその効果は得られる。1.4≦CrV≦2.6本発明においては、Vを積極的に添加しない。しかし、前記したように微量のV添加は、旧オーステナイトの微細化や残留オーステナイトの生成に影響する。Vに対し、CrとVの添加量の和を精密に制御することで窒化後の表層硬さと内部硬さを高強度ばねに適するように高強度化することができる。CrとVは両者ともばねコイリング後に行う焼鈍や窒化等による加熱によっても軟化しないいわゆる焼戻し軟化抵抗を付与する元素である。特に窒化では表層の窒化部で窒化物を析出させることで表面硬度を向上させ、窒化効果を大きくする。また窒化が拡散しない内部においても炭化物の分解を抑制する。また、炭化物を析出することで軟化を抑制する効果がある。その一方で、両者とも未溶解球状炭化物を生じやすくなる元素でもある。Crはセメンタイト中に固溶しその安定性を増すためにセメンタイトを固溶すべき加熱工程パテンチングでの加熱、焼き入れ時の加熱でセメンタイトの固溶を抑制するため未溶解球状炭化物として残留することが多い。またVもその析出物の固溶温度は鋼のA3点よりも高温であるため、未溶解球状炭化物として残留しやすい。CrとVの含有量の合計であるCrVが1.4未満であると高強度ばねとしての表層硬度がHV750を下回り、内部硬度もHV570を下回る。そのためにCrVは1.4以上が好ましい。さらには1.5以上が好ましい。一方、CrVが2.6を超える過剰な添加は未溶解球状炭化物が多く残留するためにコイリング性を損なうため、2.6を上限とする。また、CrVは2以下が好ましく、さらには1.8以下が好ましい。0.7≦MnV≦1.3MnとVは焼入れ性を向上させる元素であり、残留オーステナイトの生成に対する影響も大きい。Mnが規定より多い場合には残留オーステナイトが多く残留させる。したがって、Mnと不可避的不純物として混入するVの両者の和がオーステナイト挙動に直接影響し、それらが規定を超えると残留オーステナイト量が多くなり、加工性に影響するだけでなく、降伏点にも大きく影響し、十分な耐久性を確保できない。そのため、本発明では、Mn及びVの含有量の合計MnVを0.7~1.3とする。体積率で6超の残留オーステナイト量を確保するには、MnVの下限値を0.7以上にすることが必要である。その結果、変態誘起塑性によって延性が向上し、冷間コイリング性を確保することができる。一方、残留オーステナイトを体積率で15以下にするには、MnVの上限値を1.3以下にすることが必要である。これにより、冷間コイリング時の打ち疵による加工誘起マルテンサイトの生成が抑制され、局所的な脆化を防止することができる。Mo:0.05~0.30Moは、焼入れ性を高める元素であり、また、焼戻し軟化抵抗の向上にも極めて有効である。本発明では、特に、焼戻し軟化抵抗をさらに高めるため、0.05以上のMoを添加することができる。また、Moは、鋼中でMo系炭化物を生成する元素でもあり、Mo系炭化物が析出する温度は、V等の炭化物に比べると低い。そのため、適量のMoの添加は炭化物の粗大化の抑制にも有効であり、0.10以上のMoを添加することが好ましい。一方、Moの添加量が0.30を超えると、熱間圧延や、伸線加工前のパテンティングなどで過冷組織を生じ易くなる。したがって、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織の生成を抑制するため、Mo量の上限を0.30以下、好ましくは0.25以下とする。また、Mo量が多いと、パテンティング処理で、パーライト変態終了までの時間が長くなるため、Mo量を0.20以下、さらにパテンティング時間を短時間化し、パーライト変態を安定して終了させるには0.15以下にすることが好ましい。W:0.05~0.30Wは、Moと同様、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素であり、かつ、鋼中で炭化物として析出する元素である。本発明では、特に、焼戻し軟化抵抗を高めるため、0.05以上のWを添加する。一方、Wを過剰に添加すると、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織を生成するため、W量を0.30以下にすることが必要である。更に、熱処理の容易性などを考慮すると、W量は、0.1~0.2が好ましく、更には0.13~0.18が好ましい。0.05≦MoW≦0.5Mo及びWは、焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素である。両者を複合して添加すると、Mo、Wを単独で添加するよりも、炭化物の成長が抑制され、焼戻し軟化抵抗を著しく高めることができる。特に、500°Cに加熱した際の焼戻し軟化抵抗を高めるには、MoWを0.05以上、好ましくは0.15以上にすることが必要である。一方、MoWが0.5を超えると、熱間圧延や、伸線加工前のパテンティングなどでマルテンサイトやベイナイトなどのいわゆる過冷組織を生じ、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織の生成を抑制するため、MoWの上限を0.5以下とする。好ましくは0.35以下である。次にMg、Ca、Zrについて説明する。Mg:0.002以下MgはMnS生成温度よりも高い溶鋼中で酸化物を生成し、MnS生成時には既に溶鋼中に存在している。従ってMnSの析出核として用いることができ、これによりMnSの分布を制御できる。またその個数分布もMg系酸化物は従来鋼に多く見られるSi、Al系酸化物より微細に溶鋼中に分散するため、Mg系酸化物を核としたMnSは鋼中に微細に分散することとなる。従って、同じS含有量であってもMgの有無によってMnS分布が異なり、それらを添加する方がMnS粒径はより微細になる。MnSを微細分散させることで、MnSの疲労等の破壊起点としての作用を無害化することができる。その効果は微量でも十分得られ、好ましくは、Mg0.0002以上、さらに好ましくは0.0005以上の添加がよい。しかし0.001を超える添加は溶鋼中に残留しにくいこと、酸化物組成にも影響を与え、疲労起点としての酸化物出現率が高くなるため、0.002が上限である。そこでMg添加量の上限を0.002とした。好ましくは0.0015以下、さらにばね鋼の場合、他の構造用鋼よりもS添加量を抑制しているため、歩留まり等を考慮すると0.001以下が好ましい。また高強度弁ばねに用いる場合には介在物感受性が高いため、MgはMnS分布等の効果により、耐食性、遅れ破壊の向上および圧延割れ防止などに効果があり、極力添加する方が望ましいので0.0002~0.001の非常に狭い範囲での添加量制御が好ましい。Ca:0.002以下Caは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においてはMnSを球状化させることで、疲労等の破壊起点としてのMnSの長さを抑制し、無害化することができる。その効果はMgと似ており、0.0002以上の添加が好ましい。また0.002を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やCaSなどの硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので0.002以下とした。この添加量は高強度弁ばねに用いる場合には介在物感受性が高いため、好ましくは0.0015以下、さらには0.001以下であることが好ましい。Zr:0.003以下Zrは酸化物、硫化物および窒化物生成元素である。ばね鋼においては酸化物を微細に分散するため、Mgと同様、MnSの析出核となり、MnSを微細に分散させることができる。それにより疲労耐久性を向上させ、また、延性を増すことでコイリング性を向上させる。0.0002以上添加することが好ましい。また0.003を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やZrN、ZrSなどの窒化物、硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので0.003以下とした。この添加量は好ましくは0.0025以下、さらに高強度弁ばねに用いる場合には硫化物制御によりコイリング性を向上させる効果もあるため、添加することがこのましいが、介在物寸法への影響を最小限にするために0.0015以下に抑制することが好ましい。なお、上記に述べた任意添加成分は、微量含有されていても本発明の基本成分からなる鋼線の効果を損なうものではない。次に、本発明の高強度ばね用鋼線の金属組織について説明する。未溶解球状炭化物未溶解球状炭化物は、高強度ばね用鋼線においては、強度確保のために重要な役割を果たす。反面、未溶解球状炭化物の存在はコイリング性を悪化させ、また、粗大な炭化物が疲労特性も悪化させる。したがって、コイリング時に未溶解球状炭化物を抑制し、最終窒化処理後には、微細炭化物を均一分散させることが、本発明の課題解決に不可欠である。本発明の高強度ばね用鋼線は、その未溶解球状炭化物の長径が0.2μm以下であること、つまり粗大化が抑制されていることが特徴である。この未溶解球状炭化物は、線材圧延後つまり伸線前鋼線において既に存在している。この未溶解球状炭化物は、その後の熱処理パテンティング、伸線時の加工発熱、焼入れ焼き戻し工程では固溶されにくい。むしろ、それらの熱処理工程において成長し、粗大化する場合もある。すなわち伸線前鋼線中の未溶解球状炭化物は自身の粗大化の核となる場合がある。そのため、熱処理後の鋼線熱処理鋼線の粗大化した未溶解球状炭化物を制限するためには、伸線前鋼線中に存在する未溶解球状炭化物を極力小さいくしておくことが重要である。以上のことから、未溶解球状炭化物の規定は、本発明に係る高強度ばね用伸線前鋼線だけでなく高強度ばね用伸線熱処理鋼線においても重要な意味を持つ。本発明の高強度ばね用鋼線は、強度を高めるために、Cに加えて、Mn、Crを加え、さらにMo、Wなどのいわゆる合金元素を添加する。Cや、特に、Crなどの窒化物、炭化物、炭窒化物を形成する合金元素を多量に添加した場合、球状のセメンタイト系炭化物及び合金系炭化物が鋼中に残留し易くなる。球状のセメンタイト系炭化物及び合金系炭化物は、熱間圧延の加熱時に鋼中に固溶しなかった、未溶解球状炭化物である。なお、本発明では、球状の合金系炭化物及び球状のセメンタイト系炭化物を総称して球状炭化物という。鋼中には、焼戻しマルテンサイトの針状組織に対応する針状炭化物が存在するが、この針状炭化物は本発明の球状炭化物には含まれない。この針状炭化物は、焼入れた直後には存在せず、焼き戻し過程で析出する炭化物である。この焼き戻しマルテンサイト組織は強度と靭性、加工性を両立するのに適した組織で、針状であることはある意味、炭化物の中でも理想的な形態である。厳密には、アスペクト比2以上の炭化物針状炭化物も粗大になれば加工性に弊害を生じる可能性はある。しかし、現実的には針状炭化物が粗大になるということは焼き戻し温度が高いか、焼き戻し時の保持時間が極端に長い結果である。その性能への影響は、強度、硬さが不足することになり、未溶解球状炭化物とは異なる面で弊害を生じる。本発明の対象とする2100MPa程度の強度の鋼線においては、粗大な針状炭化物は発生しない。したがって、本発明において針状炭化物は対象にしていない。前述したように、通常の析出した炭化物は未溶解であるが、本発明においては敢えて未溶解を冠している。未溶解を強調しているだけであり、本発明において未溶解球状炭化物も球状炭化物も同義である。未溶解球状炭化物は、高強度ばね用伸線前鋼線または伸線熱処理鋼線から採取した試料を鏡面研磨し、ピクラールによるエッチングや、電解エッチングなどを施すと、走査型電子顕微鏡SEMによる観察が可能になる。また、透過型電子顕微鏡TEMのレプリカ法で観察することができる。図1に、電解エッチング後の試料をSEMによって観察した組織写真の一例を示す。図1の組織写真では、鋼にはマトリックスの針状組織と球状組織の2種が認められる。このうち、針状組織は、焼入れ焼戻しによって生成した、焼戻しマルテンサイトである。一方、球状組織は、熱間圧延の加熱によって鋼中に固溶せず、オイルテンパー処理や高周波処理による焼入れ焼戻しによって、球状化した炭化物未溶解球状炭化物1である。図1中の矢印の先端に、球状炭化物が観察できる。未溶解球状炭化物の円相当径が0.2μm未満本発明では、未溶解球状炭化物が、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の特性に影響を及ぼすため、サイズを以下のように制御する。なお、本発明では、従来技術に比べて、更に微細な球状炭化物について規定し、より高い性能と加工性の両立を図っている。円相当径で0.2μm未満の球状炭化物は、鋼の強度、焼戻し軟化抵抗を確保するために極めて有効である。一方、円相当径で0.2μm以上の球状炭化物は、強度や焼戻し軟化抵抗の向上に寄与せず、冷間コイリング性を劣化させる。そのため、本発明では、円相当径で0.2μm以上の球状炭化物を発生させないことが特徴である。本発明の伸線前鋼線および伸線熱処理鋼線は、未溶解球状炭化物の円相当径が0.2μm未満となることが特徴である。そのため、強度を確保しつつ、加工性も確保できるのである。前記したように、伸線前鋼線は、その後パテンティングや伸線加熱、焼入れ焼戻し等の熱処理をする必要があるため、未溶解球状炭化物が成長し、粗大化する可能性がある。そのため伸線前鋼線における未溶解球状炭化物の円相当径は、0.2μmよりさらに小さいことが望ましい。発明者らの実験結果から、伸線前鋼線の未溶解炭化物の円相当径は、0.18μm以下にできることが確認されている。また、ビレット加熱温度を1250°C以上とすれば、0.15μm以下とできることも確認されている。ここで、球状炭化物の円相当径及び存在密度の測定方法について説明する。高強度ばね用鋼線から採取した試料を研磨し、電解エッチングする。なお、観察部位は、脱炭や中心偏析などの特殊な状況を排除できるように、熱処理線材鋼線の半径の中央付近、いわゆる1/2R部を無作為に観察する。また、測定面積は300μm2以上である。電解エッチングでは、電解液アセチルアセトン10質量、テトラメチルアンモニウムクロライド1質量mass、残成分メチルアルコールの混合液中にサンプルを陽極、白金を陰極として低電位による電流発生装置を用いて電解作用によりサンプル表面を腐食する。電位は-50~-200mVvsSCEの範囲でサンプルに適した電位で一定とする。本発明の鋼線に対しては、-100mVvsSCEで一定にすることが好ましい。通電量は、試料の総表面積×0.133[c/cm2]で求めることができる。なお、試料を樹脂に埋め込んだ場合、研磨面だけでなく、樹脂内の試料面の面積も加えて試料の総表面積を算出する。通電を開始してから10秒間保持した後、通電を停止し、洗浄する。その後、試料をSEMで観察し、球状炭化物の組織写真を撮影する。SEMで、比較的白く観察され、最大径長径と最小径短径の比アスペクト比が2以下の組織が球状炭化物である。SEMでの撮影倍率は1000倍以上であり、5000~20000倍が好ましい。その測定部位は、中心偏析部を避け、線材表面から0.5~1mm程度の深さの場所を無作為に10視野選んで行う。このようにして撮影したSEM組織写真を画像処理し、測定視野内に見られる球状炭化物の最小径短径および最大径長径を測定し、円相当径を算出する。円相当径は、対象とする未溶解炭化物を画像処理により視野中での面積を算出し、その同一面積の円に換算した場合の直径を円相当径とする。また、測定視野内に見られる円相当径0.2μm以上の球状炭化物の存在密度を測定することもできる。高強度ばね用伸線前鋼線および伸線熱処理鋼線の金属組織本発明に係る高強度ばね用伸線熱処理鋼線の金属組織は、体積率で6超、15以下の残留オーステナイトと、残部焼戻しマルテンサイトとからなり、微量の介在物を許容する。微量介在物とは、酸化物、硫化物であり、酸化物はAlやSiなどの脱酸生成物、硫化物はMnSやCaSなどが該当する。また、残部焼戻しマルテンサイト組織には、未溶解球状炭化物も微量ながら含まれる。組織中の旧オーステナイト粒度番号が10番以上であり、球状炭化物の円相当径が0.2μm未満である。また、本発明に係る高強度ばね用伸線前鋼線の金属組織は、パーライト組織が90以上を占める。望ましくは、95以上であり、さらに望ましくは98以上、ほぼ100パーライト組織となることが理想的である。旧オーステナイト粒度番号:10番以上本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線は、焼戻しマルテンサイトを主要な組織としており、旧オーステナイト粒度が特性に大きな影響を及ぼす。即ち、旧オーステナイトの粒径を微細にすると、細粒化の効果により、疲労特性やコイリング性が向上する。本発明では、十分な疲労特性やコイリング性を得るため、旧オーステナイト粒度番号を10番以上とする。旧オーステナイトの微細化は、特に高強度ばね用伸線熱処理鋼線の特性の向上に有効であり、旧オーステナイト粒度番号を11番、更には12番以上とすることが好ましい。旧オーステナイトの粒径を微細にするには、焼入れの加熱温度を低下させることが有効である。なお、旧オーステナイト粒度番号は、JISG0551に準拠して測定する。実質的には焼入れ時の加熱温度を低温かつ短時間処理すれば旧オーステナイト粒径は微細にすることができるが、無理な低温、短時間処理は未溶解球状炭化物の増加のみならず、オーステナイト化そのものが不十分で二相域焼入れとなる場合もあり、逆にコイリング性や疲労特性を低下させる場合もある。そのため通常は、13.5番が上限である。残留オーステナイト:6超~15体積率焼入れ焼戻し後の高強度ばね用伸線熱処理鋼線でのミクロ組織は、焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトおよびわずかな体積分率の介在物ここでは、析出物も介在物に含めて表現するとからなっている。残留オーステナイトは、冷間コイリング性の向上に有効である。本発明では冷間コイリング性を確保するために、残留オーステナイトの体積率を6超とする。好ましくは7以上であり、さらに好ましくは8以上であるとよい。一方、残留オーステナイトが体積率で15を超えると、加工誘起変態によって生成したマルテンサイトにより、冷間コイリング特性が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率を15以下とする。好ましくは14以下であり、さらに好ましくは12以下であるとよい。残留オーステナイトの体積率は、X線回折法や、磁気測定法によって求めることができる。このうち、磁気測定法は、簡便に残留オーステナイトの体積率を測定できるため、好ましい測定方法である。ここでは、体積率を測定しているが、得られた数値は面積率と同じ値となる。なお、残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトに比べて軟質であるため降伏点を低下させる。また、変態誘起塑性によって延性を向上させるため、冷間コイリング性の向上に著しく寄与する。一方、残留オーステナイトは、偏析部、旧オーステナイト粒界やサブグレインに挟まれた領域付近に残留することが多いため、加工誘起変態によって生成したマルテンサイト加工誘起マルテンサイトが、破壊の起点となる。また、残留オーステナイトが増加すると、相対的に焼戻しマルテンサイトが減少する。そのため、従来は、残留オーステナイトによる強度及び冷間コイリング性の低下が問題とされていた。しかし、2000MPaを超える高強度鋼線では、C、Si、Mn、Crなどの添加量が多くなるため、冷間コイリング性の向上には残留オーステナイトの利用が極めて有効である。また、最近では、高精度のばね加工技術により、ばね成形時に生成する加工誘起マルテンサイトによって、局部的に高硬度部が生成しても、コイリング特性の劣化を抑制することが可能になってきた。次に、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の機械特性について説明する。ばねの小型化や軽量化を図るためには、高強度化が有効であり、また、ばねには優れた疲労強度が要求される。本発明では、高強度ばねは、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線を曲げ加工して所望の形状とし、窒化処理、ショットピーニングなど、表面を硬化させる処理を施して製造される。窒化処理では、500°C程度に加熱されるため、ばねは、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線よりも軟化することがある。したがって、ばねを高強度化し、疲労特性を高めるには、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度を確保することが必要になる。また、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を所望の形状のばねに加工するためには、冷間コイリング性が要求されるため、引張強度の上限を制限することが必要である。引張強度:2100~2400MPa高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が高ければ、窒化処理などの表面を硬化する処理を施したばねの疲労特性及びへたり特性を高めることができる。本発明では、ばねの疲労特性及びへたり特性を高めるために、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度を2100MPa以上とする。また、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が高いほど、ばねの疲労特性が向上するため、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度を好ましくは2200MPa以上、更に好ましくは2250MPa以上とする。一方、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の引張強度が高すぎると冷間コイリング性が低下するため、引張強度を2400MPa以下とする。降伏点降伏点が見られない場合は0.2耐力:1600~1980MPa本発明において、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏強度または降伏点とは、単軸引張試験において、応力-歪み曲線に、降伏点が見られる場合は上降伏点、降伏点が見られない場合は0.2耐力とする。繰り返し応力によって弾性変形するばねの強度や耐へたり性を確保するためには、降伏点を高めることが好ましい。ばねの降伏点を高めるには、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点を高めることが好ましい。一方、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点が高くなると、冷間コイリング性を損なうことがある。したがって、高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点は、ばねの強度や耐へたり性を確保するために、1600MPa以上が好ましい。さらに高い耐久性を付与するためには1700MPa以上にすることが好ましい。一方、降伏点が1980MPaを超えると、冷間コイリング性を損なうことがあるため、降伏点を1980MPa以下とすることが好ましい。なお短時間の焼入れ焼戻し直後に同一の引張強度を有する素材の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の降伏点を高めるには、残留オーステナイトの体積率を低下させることが好ましい。500°Cで1時間保持する窒化処理後のビッカース硬さ:表層硬さHV≧750、内部硬さHV≧570高強度ばねは、窒化処理の際に、表層硬さは向上するが、内部は軟化する。例えば500°Cでのガス軟窒化では、従来加熱温度が500°Cになると、高強度ばね用伸線熱処理鋼線内部の軟化を抑制することが困難であった。本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線は、焼戻し軟化抵抗に優れており、500°Cで加熱した後のばねの疲労特性及びへたり性を確保することができる。本発明では、ガス軟窒化後の表層硬さと内部硬さを規定する。表層硬さは表層から50~100μmの深さにおけるマイクロビッカース硬さで750以上とする。750未満では表層硬さが不足し、疲労耐久性にも劣るため、ショットピーニング後の残留応力を十分に付与できない。好ましくは、表層硬さは780以上が好ましい。一方、内部硬さではビッカース硬さの測定は、焼入れの際に、鋼線の表層の温度が内部よりも高くなることがあるため、表面から500μm深さ位置で行うことが好ましい。ばねの疲労特性及びへたり性を確保するには、500°Cで1時間保持する加熱処理後のビッカース硬さは、570以上であればよく、さらには575以上とすることが好ましい。なお、500°Cで1時間保持する加熱処理後のビッカース硬さの上限は、特に規定しないが、加熱処理前のビッカース硬さを超えることはないため、通常、783以下である。さらに、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材として高強度ばねを製造する場合、ショットピーニングや窒化処理などにより、表層は硬化する。一方、高強度ばねの表面から500μm深さ位置におけるビッカース硬さ内部硬度は、窒化処理時の加熱の影響を受ける。したがって、実際にばねを製造する際には、窒化処理の温度によって内部硬度が変動する。なお、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材として、高強度ばねを製造する際には、冷間コイリング及び窒化処理が施される。そのため、高強度ばねの、表面から500μm深さ位置での残留オーステナイトは、素材である高強度ばね用伸線熱処理鋼線に比べて、若干、減少する。しかし、成分組成、球状炭化物、旧オーステナイト結晶粒度は、冷間コイリング及び窒化処理による影響は小さいと考えられる。したがって、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線を素材とする高強度ばねの成分組成、球状炭化物、旧オーステナイト結晶粒度は、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の成分組成、球状炭化物、旧オーステナイト結晶粒度と同程度である。次に、本発明の高強度ばね用伸線熱処理鋼線の製造方法について説明する。所定の成分に調整された鋼片ブルームを圧延し、サイズダウンした鋼片ビレット製造する。そしてビレットを加熱後、熱間圧延し、高強度ばね用伸線前鋼線とする。この高強度ばね用伸線前鋼線をパテンティング処理後、シェービングを施し、さらに、硬化層を軟質化するための焼鈍を行い、伸線加工して、焼入れ及び焼戻しを施して、高強度ばね用伸線熱処理鋼線を製造する。パテンティング処理は、熱間圧延後の鋼線の組織をフェライトパーライトとする熱処理であり、伸線加工前に鋼線を軟化させるために行う。伸線加工後、オイルテンパー処理や高周波処理などの焼入れ及び焼戻しを施し、鋼線の組織及び特性を調整する。本発明の高強度ばね用伸線前鋼線を製造方法においては、球状炭化物の粗大化を防止するプロセスとすることが重要である。特に本発明のような高Cかつ高Crを含有する場合、圧延前の鋼片の状態で十分に加熱し、鋼中の偏析を緩和させるとともに、内部の粗大な炭化物合金炭化物やセメンタイトを固溶させ、材質の均質化を図ることが極めて重要である。粗大な球状炭化物の生成を防止するためには、鋼片に生じた粗大な炭化物を鋼中に固溶させることが必要であり、さらに、鋼中に均一に拡散させることが必要である。そのため、加熱温度を高めることが好ましい。そこで、最初に、鋳造後の鋼片ブルームの加熱温度を1250°C以上とする。これにより未溶解球状炭化物を十分に固溶させることができる。そのため、その後の圧延、パテンティングおよび焼き入れ時の加熱では加熱温度、加熱時間不足のために未溶解球状炭化物が残りやすいものの、初期に十分に固溶させているため、未溶解球状炭化物の寸法を0.2μm未満に抑制することが可能になる。ブルーム加熱温度は、好ましくは1270°C以上あるとよい。次に、ブルームを圧延して製造したビレットを、さらに熱間圧延線材圧延して高強度ばね用伸線前鋼線を製造する。その際、ビレットの加熱温度を1200°C以上とする。好ましくは、ビレットの加熱温度も1250°C以上とするとよい。加熱炉から抽出した後は、温度が低下して析出物が成長する。そのため、加熱炉から抽出した後、5分以内に熱間圧延を完了させることが好ましい。ブルーム、ビレットの上記加熱により、鋼中の粗大炭化物が、均一に拡散、固溶され、その後の析出に際し、均一に微細析出することができる。なお、ブルームからビレットを経ずに鋼線に圧延する場合は、ブルーム鋼片の圧延前加熱温度は1250°C以上、このましくは1270°C以上とするとよい。前記したように、熱処理後の鋼線の未溶解炭化物の粗大化を抑制するためには、伸線前つまり線材圧延後に存在する未溶解炭化物を極力少なくするとともに、たとえ未溶解炭化物が存在していたとしても、容易に粗大化しないようにその径を微細にしておくことが必要である。従って、伸線前の加熱工程である圧延工程において、ブルーム加熱温度やビレット加熱温度を、炭化物が固溶するために十分高くしておくことが重要である。それによって未溶解球状炭化物の径は小さく抑制することができる。ばね鋼の圧延はビレットが加熱炉から抽出されてからφ10mm程度の伸線前素材径まで数分で完了する。このため、ビレット加熱温度の影響が最も大きく、1200°C以上に加熱することが重要である。1250°C以上であればより好ましく、1270°C以上であればさらに好ましい。圧延後はコイル状に巻き取られ、その際空冷されることが一般的である。このため、通常、伸線前鋼線線材圧延後の鋼線のミクロ組織はC量が高いため、パーライト組織分率が高いフェライトパーライトまたはパーライト相のみで構成される。このような母材の中に未溶解球状炭化物が存在する。未溶解球状炭化物は研磨エッチングした検鏡サンプルをSEMにて観察することで観察可能であり、未溶解炭化物は球状であるため母材のパーライト組織に含まれるラメラ状のセメンタイトとは明確に区別して見分けることができる。もちろん、その大きさも測定可能である。以上の工程により、ばね用伸線前鋼線圧延線材が得られる。熱間圧延後、ばね用伸線前鋼線にパテンティングを施す。このパテンティングの加熱温度は、炭化物の固溶を促進するために、900°C以上とするとよい。930°C以上の高温であることがより好ましく、更には950°C以上が好ましい。その後600°C以下でパテンティング処理を施してもよい。本発明によるばね用伸線前鋼線では、パテンティングおよび伸線の方法は限定しない。一般的な鋼線のパテンティング処理、伸線方法であれば、通常と同様に施すことができる。要求される線材径や精度によって伸線工程が省略される場合、伸線工程に先立つパテンティング工程も省略されることがある。その場合は、以下に述べる焼入れの加熱温度を高温化し例えば、970°C以上によって、未溶解球状炭化物の固溶を促進する。伸線加工後の焼入れは、A3点以上の温度に加熱して行う。炭化物の固溶を促進するためには、焼入れの加熱温度を高くすることが好ましい。焼入れでは、炭化物の成長を抑制するため、加熱速度を10°C/秒以上とし、A3点以上の温度での保持時間を1分以上5分以下とすることが好ましい。オーステナイトの粒成長を抑制するために、保持時間を短くすることが好ましい。焼入れは、マルテンサイト変態を促進するため、冷却速度を50°C/秒以上とし、100°C以下まで冷却することが好ましい。焼入れ時の冷媒は100°C以下、更に80°C以下と低温である方が好ましいが、本発明では、残留オーステナイト量を精密に制御するために、冷媒温度を40°C以上とする。冷媒は、オイル、水溶性焼入れ剤、水など、焼入れが可能な冷媒であれば、特に限定されるものではない。また冷却時間はオイルテンパー処理や高周波熱処理のように短くても良く、残留オーステナイトを極端に少なくするための低温での保持時間の延長や冷媒温度の30°C以下への低温化は避ける方が望ましい。すなわち焼入れは5分以内に終了させることが好ましい。焼入れ後、焼戻しを行う。焼戻しは、炭化物の成長を抑制するため、加熱速度を10°C/秒以上、保時時間を15分以下とすることが好ましい。保持温度は、成分と目標とする強度によって変動するが、通常は400~500°Cで保持する。高強度ばね用伸線前鋼線を冷間コイリングによって所望のばね形状に加工し、歪取り焼鈍を施し、更に、窒化処理及びショットピーニングを施して、ばねを製造する。冷間コイリングされた鋼線は、歪取り焼鈍や窒化処理などにより、再加熱される。その際、内部は軟質化するため、ばねとしての性能が低下する。特に、本発明では窒化処理を500°C程度の高温で施しても、十分な硬さを保持している。その結果、本発明の高強度ばね用伸線前鋼線を素材とすれば、高強度ばねの、表層から500μm深さのマイクロビッカース硬度をHV575以上とすることが可能である。なお、ばねの表層から500μm深さでマイクロビッカース硬度を測定するのは、窒化処理及びショットピーニングによる硬化の影響がない母材のビッカース硬度を評価するためである。表1-1~4に示した成分を有する鋼を10kg真空溶解炉にて溶製し、鋳造して鋼片を製造した。これら真空溶解材はφ8mmまで熱間鍛造した。その後、φ8mmまで熱間鍛造した材料は1270°C×4hrに加熱した。また一部の試料は、250tonの転炉で精錬し、連続鋳造してブルームを作製、1270°C×4hr以上加熱したのち、断面160mm×160mmのビレットとした。さらに圧延によってφ8mmの圧延線材とした。圧延前のビレットの加熱温度は1200°C以上とした。直径8mmの伸線前鋼線圧延線材は伸線し易い組織とするために伸線前にパテンティングした。パテンティングにおける加熱温度は十分に炭化物等が固溶するように900°C以上に加熱することが望ましく、930°Cで加熱後600°Cの流動層に投入することでパテンティングした。パテンティング後には伸線加工により、直径4mmの伸線材とした。このように、ブルームを高温で加熱したのち、圧延、パテンティングおよび焼き入れ時の加熱を可能な限り高温化することで未溶解球状炭化物の成長を抑制することができ、その寸法を0.2μm以下に抑制することが可能になる。パテンティングおよび伸線した鋼線の引張強度を調整するため、焼入れ焼戻し処理を施し、ばね用伸線前鋼線を製造した。なお、伸線加工で断線が生じた試料には、焼入れ焼戻し処理を施していない。焼入れは焼戻し処理は、伸線加工した鋼線を10°C/秒以上の加熱速度で950°Cもしくは1100°CA3点以上の温度まで加熱し、その加熱到達温度で4分~5分間保持した後、50°C/秒以上の冷却速度となるように室温の水槽に投入し、100°C以下になるまで冷却した。評価結果として断線状況、旧オーステナイト粒度番号、残留オーステナイト量体積、炭化物の円相当径と存在密度、引張強度、0.2耐力、ノッチ曲げ角度、平均疲労強度及びガス軟窒化後のビッカース硬さを示す。合格とする目標数値は、従来の高強度ばね用鋼線を参考として、次のとおりとした。旧オーステナイト粒度番号:10度以上残留オーステナイト量体積:20以下球状炭化物の円相当径:0.2μm以下引張強度:2100MPa以上0.2耐力:1800MPa以上降伏比:75以上95以下ノッチ曲げ角度:28度以上平均疲労強度中村式回転曲げ強度:900MPa以上、ガス軟窒化後のビッカース硬さで内部硬さ:590Hv以上ガス軟窒化後のビッカース硬さで窒化層硬さ:750Hv以上なお、本発明による鋼線においては、強度と加工性コイリング性を両立させる必要があるため、降伏比が高すぎると加工性が悪化する。従って、降伏比の上限は好ましくは90、さらに好ましくは88以下とするとよい。得られたばね用伸線熱処理鋼線から試料を採取し、旧オーステナイト粒度、残留オーステナイトの体積率、炭化物の評価、引張試験、ノッチ曲げ試験、マイクロビッカース硬さ試験に供した。なお、疲労特性は、ばねの製造を模擬した処理以下、ばね製造処理という。として、加工後のばねに施す窒化処理を模したガス軟窒化処理500°C、60分、ショットピーニングカットワイヤーの直径0.6mm、20分及び低温歪取り処理180°C、20分を施して評価した。旧オーステナイト粒度番号は、JISG0551に準拠して測定した。炭化物の円相当径及び存在密度は、電解エッチングを施した試料を用いて、SEM組織写真を撮影し、画像処理して測定した。また、残留オーステナイトの体積率は、磁気測定法によって測定した。疲労試験は中村式回転曲げ疲労試験2点支持のおもりにより湾曲させ,モータで回転させて線の表面に圧縮および引張応力を与える疲労試験であり、10本のサンプルが50以上の確率で107サイクル以上の寿命を示す最大負荷応力を平均疲労強度とした。ノッチ曲げ試験は、冷間コイリング性を評価する試験であり、以下のようにして行った。図2に示す、先端の角度が120°であるポンチ2を用いて、試験片に最大深さ30μmの溝ノッチを設けた。なお、図3に示すように、ノッチ4は、試験片3の長手方向の中央部に、長手方向と直角に設けた。次に、図4に示すように、ノッチ4の反対側から、押金具5により最大引張応力の荷重Pを負荷用治具6を介して負荷し、3点曲げ変形を加えた。なお、負荷用治具6の先端の曲率半径rは4.0mmとし、支え間の距離Lは、L=2r3Dとした。ここで、Dは試験片の直径である。ノッチ部から破断するまで曲げ変形を加え続け、破断時の曲げ角度ノッチ曲げ角度を図5に示したようにして測定した。なお、試験片が分離した場合は、破断部を付き合わせて、ノッチ曲げ角度θを測定した。本発明では、ノッチ曲げ角度が28°以上のものを、冷間コイリング性が良好であると判断した。窒化後のマイクロビッカース硬さは表層から500μm以上の深さを内部硬さとし、表層から50μm深さのマイクロビッカース硬度を窒化層硬さとして評価した。測定荷重は10gである。これらの試験結果を表1-5~8に示す。なお、表1-5~8中で、金属組織は残留オーステナイトγ以外は焼き戻しマルテンサイトとわずかな介在物である。また、成分の残部は鉄及び不可避不純物である。伸線前鋼線線材圧延後の鋼線の評価は、未溶解球状炭化物の円相当径のみを行った。熱処理前であるので、機械特性やオーステナイト粒度等の測定をしてもあまり意味がないからである。本発明の実施例である1から47は、いずれも、冷間コイリング性の指標であるノッチ曲げ角度が28°以上と良好であり、ばねの耐久性の指標である中村式回転曲げ疲労強度以下単に疲労耐久性ともいうおよびへたり性および焼戻し軟化抵抗の指標である窒化層硬さが優れている。比較例48、49はC添加量が請求項の範囲外れた例であり、Cが規定を超える比較例48と未溶解球状炭化物が多くなり、冷間コイリング性の指標であるノッチ曲げ角度が低い。一方、Cが規定量よりも少ない場合比較例49には十分な引張強度を確保できない。特に窒化後の内部硬さが低くなり、ばねとしての疲労耐久性中村式回転曲げ疲労強度やへたり特性窒化後内部硬さに劣る。比較例50、51はSi添加量が請求項の範囲外れた例であり、Siが規定を超えるとマトリックスが脆化し加工性が損なわれる、すなわちノッチ曲げ角度が低い。一方、Siが規定量よりも少ない場合には、焼戻し軟化特性が劣化するため、窒化による加熱後に十分な強度を確保できない。特に窒化後の内部硬さと窒化層硬さが低くなった。比較例52、53はMn添加量が請求項の範囲外れた例であり、Mnが規定を超えると残留オーステナイトが多くなり、耐力が低下し、その疲労耐久性中村式回転曲げ疲労強度が劣る。一方、Mnが規定量よりも少ない場合には残留オーステナイトは低下しすぎ、加工が劣化するため、ノッチ曲げ角度が低下した。比較例54、55はCr添加量が請求項の範囲外れた例であり、Crが規定を超えるとセメンタイトが安定化し、高温での鋼片加熱や焼入れ焼戻しなどでも未固溶炭化物が増加し、ばね加工性を大いに低下させる。そのため、ノッチ曲げ角度が低下した。一方、Crが規定量よりも少ない場合には窒化などでの加熱処理にて軟化してしまうなど、いわゆる焼戻し軟化抵抗が不足するため窒化層硬さが低下した。比較例56、57、58はそれぞれMo,W、MoWの添加量が請求項の範囲外れて過剰に添加した例であり、MoおよびWが規定を超えると圧延冷却時やパテンティングなどの加熱処理後にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織を生じ、搬送や伸線時に断線が生じ、測定試験を実施することができなかった。比較例59はVを過剰に添加した例であり、Vは鋼中で炭化物を生成する元素であり、過剰な添加によりVを中心とした未固溶炭化物を生じ、加工性が劣化、ノッチ曲げ角度が低下した。比較例60、61はN量が請求項の範囲よりも過剰に含まれる場合である。この過剰なNはV、Nbなどの窒化物や炭窒化物生成温度を高温化させ、これらを核として炭化物などの析出物を粗大化させる。また本発明のような繰り返し加熱して用いる場合にはこの窒化物、炭窒化物、炭化物の固溶が不完全になり、粗大な未溶解球状炭化物が多量に残留する。その結果、加工性が損なわれる。ノッチ曲げ角度が低下した例である。比較例62、63はNb添加量が請求項の範囲外れた例であり、Nbが規定を超えると熱間延性を著しく損ない、圧延材の表面疵を多発し、伸線中に断線し、測定試験ができなかった。比較例64はMnとVの添加量の和が本発明で説明した範囲より過剰の場合であり、鋼線の残留オーステナイト量を規定より多く残り、ノッチ曲げ試験ではノッチ部は応力誘起変態により硬化して加工性は低下している。ノッチ曲げ角度が低下した例である。繰り返しになるが、本発明ではVは無添加であるが、不可避的不純物としてのVの混入があるため、そのVを無害化するための限定である。比較例65はMnとVの添加量の和が本発明で説明した範囲より低い場合であり、残留オーステナイト量が最適範囲よりも少ないため、加工性、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。比較例66はCrとVの添加量の和が本発明で説明した範囲より過剰の場合であり、未溶解球状炭化物が過剰に残り、加工性、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。比較例67はCrとVの添加量の和が本発明で説明したの範囲より不足する場合であり、加工性は良好であるが、窒化後の内部硬さと窒化層硬さが不足しばね性能が十分ではない。比較例68~70はSi量とCr量の差[Si]-[Cr]が請求項の範囲よりはずれ、Si量に比べCr量が多い場合である。CrがSi量に対して過剰であると未溶解球状炭化物が残留し、加工性が劣化、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。同様に比較例71、72はSi量とCr量の差[Si]-[Cr]が請求項の範囲の上限よりも大きいばあいであり、SiがCr量に対して大幅に過剰である。これらの場合、圧延材の表層脱炭層が大きく成長し、微量の表層シェービングなどでは十分に除去しきれない。そのため疲労耐久性中村式回転曲げ疲労強度に劣った。比較例73、74は、それぞれ発明例1、発明例23の鋼をビレット加熱温度1100°Cで圧延したものである。圧延初期において未溶解球状炭化物が残留し、その影響が最終的に残っているため、加工性が劣化、すなわちノッチ曲げ角度が低下した。発明例101~109は、発明例1~5および20~23の伸線前鋼線の実施例である。比較例110,111は発明例101,106のビレット加熱温度を1100°Cとしたものである。伸線前鋼線での評価であるので、未溶解球状炭化物の最大円相当径のみで評価している。ビレット加熱温度が高いと、未溶解球状炭化物の円相当径が小さくなることがわかる。"