專利名稱：：高強度彈簧用熱處理鋼的制作方法
技術領域：
：本發明涉及可在熱態或冷態下被巻繞的、高強度且具有高韌性的、特別是在冷態下被巻繞、且經氮化處理的高強度熱處理彈簧用鋼。
背景技術：
：伴隨汽車的重量減輕和高性能化，彈簧也高強度化，在熱處理后抗拉強度超過1500MPa那樣的高強度鋼被用作彈簧。近年來，還需求抗拉強度超過2100MPa的鋼線。這是為了即使在制造彈簧時由于消除應力退火和氮化處理等加熱而稍微發生軟化，也可確保作為彈簧不出現問題的材料硬度。另外已知，采用氮化處理、噴丸硬化時，表層石M提高，彈簧疲勞耐久性格外地提高，但關于彈簧的彈力減弱特性，并不由表層硬度決定，彈簧坯料內部的強度或硬度影響很大。因此，調成可將內部硬度維持得非常高的成分是重要的。作為其方法有下^明(參照例如特開昭57-32353號公^J:通過添加V、Nb、Mo等元素，使其生成經淬火而固溶、經回火而析出的孩t細碳化物，由此限制位錯的移動，使耐彈力減弱特性。另一方面，在鋼巻簧的制造方法中，有加熱至鋼的奧氏體區以進行巻繞，然后進行淬火回火的熱態巻繞、和在冷態下巻繞預先對鋼實施淬火回火的高強度鋼線的冷態巻繞。采用冷態巻繞時，在制造鋼線時能夠采用可快速加熱快速冷卻的油回火處理和高頻處理等，因此能夠減小彈簧材料的原始奧氏體粒徑，結果可以制造斷裂特性優異的彈簧。而且，可以簡化彈簧制造線上的加熱爐等設備，因此對于彈簧制造廠來說也具有降低設備成本等優點，最近正在進行彈簧的冷態化。對于懸架彈簧，與閥簧相比，雖然線材可以使用較粗的鋼線，但是由于上述優點，因此正導入冷態巻繞。3但是，冷態巻繞彈簧用鋼線的強度增大時，冷態巻繞時發生折損，不能成形為彈簧形狀的情況也較多。迄今為止，由于不能兼備強度和加工性，因此不得不采用工業上可以說是不利的加熱巻繞、巻繞后的淬火回火等方法來使強度和加工性兼備。另外，在冷巻加工高強度的熱處理鋼線，并進行氮化以確保強度的場合，可以認為，大量添加在鋼中可析出微細碳化物的V、Nb等所謂的合金元素是有效的。但是，現實中大量添加時，在淬火時的加熱中不能固溶，從而粗大地長大，成為所謂的未溶解碳化物，成為冷態下巻繞時的折損原因。因此，也可看到著眼于未溶解碳化物的技術。有下述發明(參照例如特開號公才艮)通過不只控制這樣的合金元素，也控制鋼中較多地存在的以滲碳體為中心的碳化物來謀求性能提高。在這些專利中，對球狀碳化物進行了詳細規定，從而謀求兼備加工性和彈簧高強度化，但即使抑制這種比較明確的球狀碳化物(合金系、滲碳體系)的碳化物，在進一步高強度化和提高彈簧性能上也存在極限。即，這些規定抑制"缺陷"、抑制加工性劣化的方面很強，在彈簧性能的直接強化上還存在極限。
發明內容本發明的課題在于，提供可在冷態下巻繞的、能夠兼備充分的常溫強度和巻繞加工性的抗拉強度為2000MPa以上的、經彈簧成形后的熱處理能夠提高彈簧性能的彈簧用熱處理鋼。本發明者們通過控制迄今未被關注的N，開發了即使添加合金元素也能夠抑制未溶解碳化物的生成，作為韌性和加工性可兼備高強度和巻繞性，采用其后的氮化等加熱處理，可最大P艮度地利用目前不認為成問題的析出型微細碳化物，能夠使彈簧性能提高的熱處理鋼。即，本發明的方案如下。(1)一種高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，按質量％計，含有C:0.4~0.9%、Si:1.0~3.0%、Mn:0.1~2.0%、V:大于0.1%但為1.0%以下，并且將N限制在0.007。/。以下，其余量由Fe及不可避免的雜質構成，根據熱處理后的提取殘渣分析值，[用0.2nm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)>[鋼中V量(質量％)x0.4。(2)根據上述(1)所述的高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，按質量％計，進一步含有Cr:0.5~2.5%、Nb:0.001%~小于0.05%、Ti:0.001%~小于0.05%、W:0.05~0.5%、Mo:0.05~0.5%、Ta:0.001~0.5o/o、Ni:0.05~3.0o/o、Cu:0.05~0.5o/o、Co:0.05~3.0o/o、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%之中的l種或2種以上。(3)根據上述(1)或(2)所述的高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，進而按質量％計將Al限制在0.005%以下。(4)一種高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，具有上述(l)~(3)中的任一項所述的鋼成分，淬火回火后的原始奧氏體的晶粒度號為10號以上，殘余奧氏體為15質量％以下。圖1是說明通過電解(速度法)進行的V分析中的從0.2um過濾器通過的濾液的模式圖。圖2是表示用于顯示[用0.2mm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)]的效果的退火溫度與拉伸特性(抗拉強度、屈服點)的關系的圖。具體實施例方式本發明者們發明了一種彈簧用熱處理鋼，其中，為了得到高強度而規定化學成分，且通過熱處理來控制鋼中碳化物形狀，并確保足夠制造彈簧的巻繞特性，與此同時通過彈簧加工后的退火等熱處理，可提高彈簧性能。以下示出其詳細情況。首先，對鋼的化學成分進行說明。C:0.4~0.9%C是對鋼材的基本強度產生很大影響的元素，歷來為了得到充分的強度而將其確定為0.4~0.9%。在不足0.4%時，不能得到充分的強度。特別是在省略了用于提高彈簧性能的氮化的場合，為了確保充分的彈簧強度，需要0.4。/。以上的C。在超過0.9%時，實質上變為過共析，會大量析出粗大的滲碳體，因此使韌性顯著降低。這會同時使巻繞特性下降。因此C量的上限確定為0.9%。此外，由于與顯孩"且織的關系密切，在不足0.4%時碳化物數量少，因此碳化物分布局部地比其它部分少的區域(以下稱為碳化物稀薄區)的面積率容易增加，《,獲得充分的強度和韌性或巻繞性(延性)。因此，優選為0.55%以上，從強度-巻繞的平衡的觀點出發，進一步優選為0.6%以上。另一方面，在C量多的場合，合金系、滲碳體系的碳化物，存在在淬火時的加熱中固溶變得困難的傾向，在熱處理中的加熱溫度高的場合、加熱時間短的場合，強度和巻繞性不足的情形也很多。另外，未溶解碳化物也影響碳化物稀薄區，若鋼中的C形成未溶解碳化物，則馬氏體中的實質的C減少，因此也有時碳化物的分布比其它地方少的、所謂的碳化物稀薄區的面積率增加。由于該碳化物稀薄區使機械性能下降，因此必須極力避免，為此，優選避免未溶解碳化物等的鋼中C分布不均的物質。此外，C量增加時，回火時的馬氏體形態，對于中碳鋼而言為一般的板條馬氏體，與此相對，在C量多的場合，已知使其形態變成透鏡馬氏體。經研究開發結果發現，將透鏡馬氏體回火而使之生成的回火馬氏體組織的碳化物分布，與將板條馬氏體回火的場合的回火馬氏體組織的碳化物分布相比，碳化物密度低。因此，通過增加c量，由于透鏡馬氏體和未溶解碳化物增加，從而也有時碳化物稀薄區增加。因此，通過優選為0.7。/。以下、進一步優選為0.65%以下，能夠較容易地使未溶解碳化物和碳化物稀薄區減少。Si:1.0~3.0%Si是為了確保彈簧的強度、；t變和耐彈力減弱性而必需的元素，其含量少的場合，必要的強度和耐彈力減弱性不足，因此下P艮確定為1.0%。另外，Si具有將晶界的鐵碳化物系析出物球化、微細化的效果，具有在細化鐵系碳化物的同時，還減小晶界析出物的晶界占有面積率的效果。但是，大量地過度添加時，不僅使材料硬化，而且發生脆化。因此，為了防止淬火回火后的脆化，上限確定為3.0%。這里，所謂鐵系碳化物，除了所謂的滲碳體以外，還包括被稱為e-碳化物的Fe2_3C等。此外，Si是也有助于抗回火軟化的元素，優選在制作高強度線材時某種程度地大量添加。具體地，優選添加2%以上。另一方面，為了得到穩定的巻繞性，優選為2.6%以下。Mn:0.1~2.0%Mn在脫氧和將鋼中S以MnS形式固定的同時，提高淬透性而充分獲得熱處理后的石更度，因此被較多地釆用。為了確保其穩定性，下限確定為0.1%。另外，為了防止由Mn引起的脆化，上限確定為2.0%。此外，為了兼備強度和巻繞性，優選為0.3~1%。另外，在使巻繞性優先的場合，確定為1.0%以下是有效的。V:大于0.1%、在1.0%以下在本發明中，V的控制是很大的特點。在此，關于V的添加量進行敘述。V由于在回火時析出碳化物而進行硬化的2次析出硬化等，因此可用于在回火溫度下的鋼線硬化、和氮化時的表層硬化。此外，在通過生成氮化物、碳化物、碳氮化物來抑制奧氏體晶粒粗化上具有效果，因此優選添加。但是，V的氮化物、碳化物、碳氮化物在鋼的奧氏體化溫度A3點以上也生成，因此在其固溶不充分的場合，容易作為未溶解碳化物(氮化物)殘留。該未溶解碳化物不僅成為彈簧巻繞時的折損原因，也會浪費V，使由添加V帶來的抗回火軟化、和2次析出硬化的改善效果減低，使彈簧的性能減低。因此迄今為止被認為V的添加量在工業上優選為0.1%以下。但是，在本發明中，通過控制N量，能夠抑制在奧氏體化溫度入3點以上的條件下生成v系的氮化物、碳化物、碳氮化物，因此此時可大量添加V，V添加量確定為超過0.10/。、但在1.0%以下。其添加量為0.1%以下時，氮化層的硬度提高和氮化層的深度增加等的添加v的效果小，因此希望添加量超過0.1%，進而添加0.15%以上。另外，其添加量超過1.0%時，會生成粗大的未固溶夾雜物，使韌性降低，同時與Mo—樣，容易生成過冷組織，易成為裂紋和拉拔線時斷線的原因。因此將在工業上容易穩定操作的1.0%作為上限。V的氮化物、碳化物、碳氮化物在鋼的奧氏體化溫度A3點以上也可生成，因此其固溶不充分的場合，容易作為未溶解碳化物(氮化物)殘留。因此，考慮現狀的工業上控制氮的能力，在工業上優選為0.5%以下，進一步優選為0.4%以下。另一方面，釆用氮進行的表面硬化處理，要再加熱至300'C以上的溫度，因此為了抑制由氮化引起的最表層的硬化和內部硬度的軟化，添加量超過0.1。/。的添加是必要的，添加量優選為0.15%以上，進一步優選為0.2%以上。關于這些點，在過濾器上的V量規定的說明項中，進一步詳細地敘述。N:限制在0.007%以下在本發明中，對N規定了嚴格的限制值，規定為N<0.007%。鋼中N的影響如下(1)在鐵素體中以固溶N形式存在，通過抑制鐵素體中的位錯移動，而使鐵素體硬化；(2)與Ti、Nb、V、Al、B等合金元素生成氮化物，影響鋼材的性能，其機理等在后文敘述；(3)影響滲碳體等鐵系碳化物的析出行為，影響鋼材性能。在彈簧鋼中，由于利用C、Si、V之類的合金元素確保強度，因此固溶N的硬化效果不大。另一方面，在考慮彈簧的冷加工(巻繞加工)的場合，通過抑制位錯的移動，來抑制加工部的變形，會使加工部脆化，因此使巻繞加工特性降低。另夕卜，在發明方案(l)的規定元素中，V在鋼中在高溫下生成析出物。其化學成分在高溫下以氮化物為主體，隨著冷卻會使其形態變成碳氮化物、碳化物。因此，在高溫下生成的氮化物容易成為v碳化物的析出核，這在鉛浴淬火、淬火過程中的加熱時容易生成未溶解碳化物，而且由于其成為核，因此容易使其尺寸長大。此外，從滲碳體的觀點看，如本發明那樣的高強度彈簧，根據其要求強度在回火溫度為300500"C的條件下進行回火。彈簧鋼從其特征性的成分系來看，在回火時生成的鐵系碳化物其形態復雜地變化為s-碳化物、6碳化物(所謂的滲碳體Fe3C)。因此，給鋼的延性等機械性能帶來影響。N也影響其碳化物的生成，N量少會使在350~50CTC下的延性及韋刃性提高。此外，N超過0.007。/。時，容易生成V系氮化物，較多地生成未溶解碳化物，或根據^l失素體和碳化物的形態有時鋼發生脆化。在本發明中，為了減小這樣的N的有害性，將N量限制為N<0.007%。進而N量優選抑制在0.004。/o以下。此外，如后述那樣，孩t量添加Ti、Ta、Nb中的任1種或2種以上也有效。本來如果將N量抑制在0.004%以下，則不添加Ti、Ta、Nb的任1種或2種以上，有時也可得到良好的性能，但工業上穩定地控制為0.004%以下是困難，在制造成本方面有時也不利。因此，；微量添加Ti、Ta、Nb的任1種或2種以上也是現實的方法。微量添加Ti、Ta、Nb的任1種或2種以上時，由于這些元素在高溫下生成氮化物，因此實質上使固溶氮量減低，因此可以得到與降低N添加量的情形同樣的效果。為此，可以使N添加量的上限增加。但是，N量超過0.007%時，V、Nb或Ti的氮化物生成量過多，結果未溶解碳化物增多，或TiN等硬質夾雜物增加，因此韌性降低，疲勞耐久特性和巻繞特性降低，因此N量的上限限制為0.007%。即，即4吏添力口Ti、Ta、Nb的任l種或2種以上的場合，若N量過多、Ti、Ta、Nb的4壬1種或2種以上的添加量過多，也仍然生成Ti、Ta、Nb的粗大氮化物，相反變得有害，因此Ti、Ta、Nb中的任l種或2種以上的添加量確定為孩吏量是必要的。從這樣的理由出發，N量的上限優選為0.005%以下、進一步優選為0.004%以下。通過這樣精密的N控制，可在抑制鐵素體脆化的同時，由于抑制V系氮化物的生成從而抑制未溶解碳化物的生成和長大。另外，通過控制^鐵系碳化物的形態，能夠提高韌性。這樣，即使添加Ti、Ta或Nb的場合，考慮到熱處理等的容易性，N量也優選為0.005%以下。N量少較為理想，雖然說可以實質上為0，但在煉鋼工序等中容易從大氣中混入N，因此考慮制造成本和脫氮工序的容易性，優選為0.0015%以上。對于根據熱處理后的提取殘渣分析值規定為[用0.2Mm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)>[鋼中V量(質量％)]x0.4進行說明。該規定是本發明的特點。以往主要規定可明確看到的球狀未溶解碳化物，但在本規定中，不僅那樣，為了極力較多地獲得對最終的彈簧性能有效的析出V碳化物，控制鋼以使得不管球狀/非球狀的形狀和固溶/未固溶的析出過程，通過抑制粗大的V系碳化物，來促進彈簧成形后的微細V系碳化物的大量彌散，謀求彈簧性能提高。由于奧氏體粒徑小時疲勞耐久性優異，因此降低淬火時的加熱溫度是有效的。但是，這會同時使未溶解碳化物增加，因此如本發明那樣，形成在退火后也有效的微細析出物或者固溶狀態的V是必要的。因此，為了在可減小奧氏體粒徑的較低的加熱溫度下也使其充分固溶，連軋制、鉛浴淬火等淬火，對于以往的工序的熱處理條件也需要注意。考慮到存在這樣的未溶解碳化物，本發明者將在恒電位下電解的液體用過濾器過濾，發現殘留在過濾器上的V系碳化物是未溶解碳化物或與其類似的粗大的碳化物，使淬火回火后的鋼的性質提高的V,通過過濾器的幾率高。具體地發現如果淬火回火后的[用0.2|im過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)比[鋼中V量(質量％)]x0.4多，則在退火前可不損害彈簧加工性而能夠兼備強度和加工性，另外，在氮化等的加熱退火時析出的固溶V量或微細的V系析出物多，退火后的機械性質(屈服點)大，彈簧性能優異。在此，對測定[用0.2jam過濾器過濾的濾液中的V量(質量。/。)l的方法進行說明。圖1是說明在采用電解(速度法)進行的V分析中，通過0.2)im過濾器的濾液的模式圖。如圖1所示，在本發明中，對于淬火回火后的熱處理鋼線進行電解，溶解鐵素體部分，采用速度法制成電解液1，通過將該溶液過濾2，在過濾器3上得到提取殘渣4。另外，用0.21^111過濾器過濾的濾液5中也存在V。電解使用所謂的速度法，該方法也在用于觀察鋼鐵材料的透射電子顯微鏡復制試樣的制作中使用，通過一邊嚴密控制電位和溶液，一邊進行電解，可將鐵素體部分優先地電解。具體地，采用使用(林)藤原制作所制作的電解裝置FV-138的恒電位電解裝置。溶液是市售的速度法用的電解液(商品名工U々卜口^一卜A)。當結束2000庫侖的電解時，將得到的電解液用篩孔間距為0.2jam的過濾器進^f亍吸濾，得到其殘渣。另夕卜，通過精密測定鋼線的電解前后的質量，可以測定"電解量(質量)"。測定過濾器上殘渣中的V量，將其除以電解量，由此可以把握添加的V量中殘留在過濾器上的比較粗大的V系碳化物量(質量％)。上述的過濾器上殘渣中的V量，可以依據JISG1258-1999附件1、通it^光光i普分析(ICP)來測定。由于[過濾器殘渣中的V量(質量)1/[電解量(質量)"100=[過濾器上殘留的丫系>^化物量(質量％)，因此從鋼中V添加量(質量％)減去該值所得到的值，為[用0.2|Lim過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)。[鋼中V量(質量％)-[(過濾器殘渣中的V量)/(鋼電解量)x100=(濾液中的V量)/(鋼電解量)x100-通過0.2um過濾器的濾液中的V量(質量％)一般地，篩孑U'司距越小，粗大的結晶析出物越是作為殘渣殘留在過濾器上，但實際上即使過濾器為0.2nm，0.2|im以下的結晶析出物也可殘留并被采集。因此，本發明對0.2iim以下的析出物也關注，進行更微細的碳化物的控制。因此，在通過0.2iam的過濾器的液體的分析中，測定固溶ii狀態或與過濾器篩孔尺寸比更非常微細的細小析出物中所含有的v量。通過這樣的0.2nm過濾器的V，盡管提高熱處理鋼線的強度，但是在彈簧成形時不使加工性劣化。另外，在彈簧成形后的氮化中，固溶V也形成非常微細的析出物，因此盡管進行了氮化程度的加熱，但是會使材料的屈服點升高，其效果大的場合，有時提高抗拉強度和硬度。特別是將鋼淬火后再加熱到450~650匸時，可較多地析出能夠通過0.2nm過濾器的非常微細的V系碳化物。從也利用氮化工序的加熱來看，通過將彈簧內部的V量控制在規定的量，能夠提高彈簧的性能。這種情形，不僅實施象以往的發明那樣的單單防止加工性劣化這一抑制劣化因素的措施，而且還主動提高彈簧性能，因此是非常重要的。Cr:0.5~2.5%Cr是對使泮透性及抗回火軟化性提高有效的元素。而且，是在最近的高強度閥簧所看到的那樣的氮化處理中，不僅確保回火硬度，而且對增大氮化后的表層硬度及其硬化層深度有效的元素。但是，添加量多時，不僅導致成本增加，而且使淬火回火后所看到的滲碳體粗大化。另外，也具有使合金系碳化物穩定化、粗大化的效果。其結果，線材脆化，因此也存在巻繞時容易發生折損的弊端。因此，在添加Cr的場合，如果不為0.5%以上，則其效果不明顯。另外，將脆化變得顯著的2.5%作為上限。但是，在本發明中，通過規定N來將碳化物控制得微細，因此可添加大量的Cr,因此確定為容易獲得高強度的添加量。另外，在進4亍氮化處理的場合，添加有Cr時可使通過氮化而得到的硬化層加深。因此，優選的添加量為1.1%以上，為了適于以往所沒有的面向高強度彈簧的氮化，更優選添加1.2%以上。Cr阻礙滲碳體的通過加熱進行的溶解，因此，特別是C量增多，為C>0.55%時，抑制Cr量可以抑制粗大碳化物生成，容易兼備強度和巻繞性。因此，優選其添加量在2.0%以下。進一步優選為1.7%以下左右。Nb:0.001%~小于0.05%Nb生成氮化物、碳化物、碳氮化物，與V比，其氮化物在更高的溫度下生成。因此，通過冷卻時生成Nb氮化物，來與鋼中N結合，由此使V系氮化物生成溫度降低。因此，在彈簧作成之前對坯料實施的多數的熱處理中，也能夠抑制V系碳氮化物的粗大化，在相變點以上的加熱工序中能夠促進固溶。其結果，能夠抑制V系未溶解碳化物的生成，因此能夠有效地確保高強度鋼線的彈簧加工性、和加工成為彈簧后的V系析出物所帶來的抗回火軟化性。此外，Nb系碳氮化物除了抑制奧氏體粒徑粗大化以外，還可用于在回火溫度下的鋼線硬化、氮化時的表層硬化。但是，其添加量過多時，以Nb系氮化物為核的未溶解碳化物容易殘留，因此應該避免大量添加。具體地，Nb添加量不足0.001。/。時幾乎看不到添加效果。另外在0.05。/。以上時，大量添加會導致生成粗大的未固溶夾雜物，使韌性降低，同時與Mo—樣容易產生過冷組織，容易成為裂紋、拉拔線時斷線的原因。因此，確定為工業上穩定地操作容易的小于0.05%。另夕卜，Nb本身也使熱延性降低，在軋制工序中也容易成為缺陷的原因，因此優選添加必要最低限的Nb。優選添加量為0.03%以下，進一步優選添加量為0.015%以下。Ti:0.001%~小于0.05%在本發明中，添加Ti的場合，其添加量為0.001%以上、不足0.05%。Ti是脫氧元素，同時是氮化物、硫化物生成元素，因此影響氧化物及氮化物、硫化物的生成。因此，大量的添加會容易生成硬質氧化物、氮化物。因此若不注意地添加，則生成硬質碳化物，使疲勞耐久性降低。與Al—樣，特別是對于高強度彈簧，與使彈簧的疲勞極限本身降低相比，更使疲勞強度的偏差穩定性降低，Ti量多時，起因于夾雜物的斷裂發生率增多，因此需要控制其量，確定為小于0.05%。另一方面，Ti在鋼水中的高溫下生成TiN，因此具有4吏鋼水中的sol.N減低的作用。在本發明中通過限制N，可抑制V系氮化物的生成，此外抑制v系未溶解碳化物的長大是^a術的重點。因此，如果在V系氮化物生成溫度以上的溫度下消耗N，則可以抑制V系氮化物、以及以其為核在冷卻時生長的V系碳氮化物的長大。即，通過添加Ti，使實質上與V結合的N的量減低，因此降低V系氮化物的生成溫度，進而能夠抑制V系未溶解碳化物。因此，從Ti系未溶解碳氮化物和氧化物的生成的觀點出發，避免大量添加Ti為宜，但由于微量的添加，能夠降低V系氮化物的生成溫度，因此反而可以減少V系氮化物。其添加量為0.001%以上，不足0.001%時，沒有消耗N的效果，也沒有抑制V系未溶解碳化物的效果，看不到加工性改善效果。但是，Ti添加量優選為0.02%以下，進一步優選為0.01%以下。W:0.05~0.5%W具有使淬透性提高，同時在鋼中生成碳化物，提高強度的作用，因此對賦予抗回火軟化性有效。因此極力添加較為理想。W與Ti、Nb等相比，在低溫下可生成碳化物，因此不容易生成未溶解碳化物，但通過析出硬化，能夠賦予抗回火軟化性。即，在直到彈簧作成為止的熱處理中，難以作為產生弊端的未溶解碳化物殘留。另一方面，在比較低的溫度下處理的氮化、消除應力退火中，也不會使內部硬度大大降低。其添加量不足0.05%時，看不到效果，在超過0.5。/。時容易生成過冷組織，在實施工業熱處理的場合，反倒有可能損害延性等機械性質，因此將W的添加量確定為0.05~0.5%。此外，考慮到熱處理的容易性等，優選為0.1~0.4%。特別是為了避免剛剛軋制后的過冷組織等的弊害，且得到最大限度的抗回火軟化性，進一步優選添加0.15%以上。Mo:0.05~0.5%Mo在提高淬透性的同時，在回火、氮化溫度左右的較低溫度的熱處理溫度下作為碳化物析出，因此能夠容易地給予抗回火軟化性。因此，即使經過高溫回火、在彈簧制成之前根據需要進行處理的消除應力退火和氮化等熱處理，也不會軟化，能夠使其發揮高強度。這能夠抑制氮化后的彈簧內部石更度的下降，因此提高高溫變定處理(Hotsetting)、消除應力退火的效果，使最終的彈簧的疲勞特性提高。具體地講，可使控制強度時的回火溫度高溫化。該回火溫度的高溫化具有下述效果通過在高溫下回火，使呈膜狀析出的晶界碳化物球化，降低晶界面積率。由此，有利于確保晶界強度、改善延遲斷裂和脆性斷裂特性。Mo在鋼中與滲碳體相區別地生成Mo系碳化物。特別是與V等相比，其析出溫度低，因此具有抑制碳化物粗大化的效果。其添加量不足0.05%時，看不到效果。但是，其添加量多時，盡管在拉拔線時，優選預先將鋼材通過鉛浴淬火處理，形成為鐵素體-珠光體組織后進行拉拔線，但是在軋制、和拉拔線前的軟化熱處理等中容易生成過冷組織，容易成為裂紋、和拉拔線時斷線的原因。這是因為Mo是大大賦予淬透性的元素，因此添加量增多時，直到珠光體相變結束為止的時間變長，在軋制后的冷卻時和鉛浴淬火工序中不能維持溫度到相變結束，容易產生過冷組織，在拉拔線時成為斷線的原因，或者在不斷線而作為內部裂統存在的場合，使最終制品的特性大大劣化。因此，在Mo超過0.5。/。時，淬透性增大，工業上難以形成為鐵素體-珠光體組織，因此將0.5%作為上限。為了在軋制和拉拔線等的制造工序中，抑制使加工性降低的馬氏體組織生成，在工業上穩定、容易地進行軋制和拉拔線，優選為0.4。/。以下，進一步優選為0.2%左右。將W和Mo，與同樣具有強化抗回火軟化性的效果的V、Nb、Ti比較，V、Nb、Ti如上述那樣生成氮化物，而且以其為核容易使碳化物生長，與此相對，W和Mo幾乎不生成氮化物，因此不會受N量的影響，可通過添加來強化抗軟化性。即，雖然采用V、Nb、Ti也能強化抗軟化性，但是在為了一邊避免未溶解碳化物一邊強化抗軟化性而添加時，添加量自然地被限制。因此，在不生成未溶解碳化物、而且需要高的抗軟化性的場合，不生成氮化物、并且在較低的溫度下析出碳化物、作為析出強化元素而起作用的W及Mo的添加，是極其有效的。Ta:0扁~0.5%Ta通過生成氮化物、碳化物及其復合析出物，將Y粒徑微細化等，對賦予抗回火軟化性和確保韌性是有效的。其添加量不足0.001%時，其效果不明顯，超過0.5%時會生成粗大的氮化物、碳化物及其復合析出物，給加工性等帶來弊害，因此將0.5%確定為上限。此外，在使強度和加工性兼備上，不能得到由碳化物控制帶來的抗軟化性和加工性的最佳平衡的場合，為了通過基體強化來確保強度，添加Ni、Cu、Co、B中的l種或2種以上。Ni:0.05~3.00/0Ni雖不生成碳化物等析出物，但使淬透性提高，通過熱處理能夠穩定地進行高強度化，且能夠使基體的延性提高、使巻繞性提高。但是，在采用淬火回火時，-使殘余奧氏體增加，因此彈簧成形后在彈力減弱特性和材質的均勻性方面劣化。其添加量不足0.05%時看不到高強度化和提高延性的效果。另一方面，M的大量添加并不優選，當超過3.0%時殘余奧氏體變多的弊害變得顯著，同時淬透性和延性提高效果飽和，在成本等方面不利。殘余奧氏體在導入變形時由于加工誘發相變而變成馬氏體，即使較低溫度的處理也會分解，因此難以維持穩定的材質，因此量少為宜。因此，過剩地添加容易使殘余奧氏體殘留的Ni并不優選。Cu:0.05~0.5%Cu的添加，對防止在彈簧加工后使疲勞壽命降低的脫碳是有效的。另外，與Ni—樣，也具有使耐蝕性提高的效果。通常，為了在使線徑穩定的同時，去除脫碳層，通過被稱為"扒皮"的剝皮加工來去除表層。通過抑制脫碳層，可以提高彈簧的疲勞壽命和省略扒皮工序。Cu的抑制脫碳效果和提高耐蝕性效果，在0.05°/。以上時能夠發揮，如后述那樣，即使添加Ni，如果01超過0.5%，則由于脆化，而容易成為軋制缺陷的原因。因此，Cu的下限確定為0.05%、上限確定為0.5%。通過添加Cu，幾乎不損害室溫下的機械性質，但01添加量超過0.3%的場合，會使熱延性劣化，因此在軋制時有時鋼坯表面產生裂紋。因此，優選相應于Cu的添加量，將防止軋制時開裂的M添加量確定為[Cu。/。<[Ni%]。在Cu為0.3。/。以下的范圍時，由于不會產生軋制缺陷，因此不需要以防止軋制缺陷為目的來限制Ni添加量oCo:0.05~3.0o/oCo也有時使淬透性降低，但能夠使高溫強度提高。另外，由于阻礙碳化物的生成，因此具有抑制在本發明中成為問題的粗大碳化物的生成的作用。因此，能夠抑制包括滲碳體在內的碳化物的粗大化。因而優選添加。在添加的場合，不足0.05%時其效果小，在大量添加時，鐵素體相的石^JL增大，并4吏延性降低，因此其上限確定為3.0%。在工業上在0.5%以下時即可以得到穩定的性能。B:0.0005~0.006%B是提高淬透性的元素，且對奧氏體晶界的清潔化有效。通過添加B，可以使偏析于晶界而使韋刃性降低的P、S等元素無害化，從而提高斷裂特性。此時，若B與N結合生成BN,則其效果喪失。添加量，將其效果明顯的0.0005。/。作為下限，將效果飽和的0.0060%作為上限。但是，如果即使其量為一點點也生成BN，則會發生脆化，因此需要充分注意以避免生成BN。因此，優選為0.003%以下，進一步優選的是，利用Ti、Nb等的氮化物生成元素來固定自由的N，并使B為0.0010~0.0020%是有效的。這些Ni、Cu、Co、B主要對基體的鐵素體相的強化有效。在兼備強度和加工性上，不能獲得由碳化物控制帶來的抗軟化性和加工性的平衡的場合，在通過基體強化來確保強度的場合，是有效的元素。Al:限制在0.005。/。以下Al是脫氧元素，影響氧化物生成。特別是在高強度閥簧中，"A1203為中心的硬質氧化物容易成為斷裂的起點，因此需要對其避免。為此，嚴密地控制Al量是重要的。特別是作為熱處理鋼線，抗拉強度超過2100MPa那樣的場合，為了使疲勞強度的偏差(波動)減低，必須嚴格控制氧化物生成元素。在本發明中，規定為Al:0.005%以下。這是因為，當超過0.005%時容易生成以Ah03為主體的氧化物，因此產生起因于氧化物的折損，不能確保充分的疲勞強度和品質穩定性的緣故。此外，在要求高疲勞強度的場合，優選確定為0.003%以下。此外，在要求進一步的高性能化、性能的穩定化的場合，作為控制氧化物及硫化物的形態的元素，添加Te、Sb、Mg、Zr、Ca、Hf中的1種或2種以上。Te:0.0002~0.010/0Te具有4吏MnS球化的效果。在不足0.0002%時其效果不明顯，在超過0.01%時佳羞體韌性降低，產生熱裂紋、或使疲勞耐久性降低的弊端變得顯著，因此上限確定為0.01%。Sb:0.0002~0.01%Sb具有將MnS球化的效果。在不足0.0002%時其效果不明顯，在超過0.01%時佳羞體韌性降低，產生熱裂紋、或使疲勞耐久性降低的弊端變得顯著，因此上限確定為0.01%。Mg:0.0001~0.0005%Mg在比MnS生成溫度高的鋼水中生成氧化物，在MnS生成時該氧化物已經在鋼水中存在。因此，可以作為MnS的析出核使用，由此可以控制MnS的分布。另外，其個數分布，由于Mg系氧化物比在現有鋼中較多地看到的Si、Al系氧化物更微細地彌散于鋼水中，因此，以Mg系氧化物為核的MnS也會在鋼中微細地^L。因此即使是相同的S含量，根據有無Mg的不同，MnS分布也不同，添加它們后MnS粒徑變得更孩吏細。即使是微量，也可充分得到其效果，如果添加Mg,則MnS微細化。但是，超過0.0005%時，不僅容易產生硬質氧化物，還開始生成MnS等硫化物，導致疲勞強度降低和巻繞性降低。因此，Mg添加量確定為0.0001~0.0005%。在用于高強度彈簧的場合，優選為0.0003%以下。雖然這些元素是微量的，但通過大多使用Mg系耐火材料，能夠添加0.0001%左右。另外，通過嚴選副原料，使用Mg含量少的副原料，能夠控制Mg添加量。Zr:0.0001~0.0005%Zr是氧化物及硫化物生成元素。由于在彈簧鋼中，微細地*氧化物，因此與Mg—樣，成為MnS的析出核。由此使疲勞耐久性提高，增加延性而使巻繞性提高。在不足0.0001%時看不到其效果，另外在添加量超過0.0005%時會助長硬質氧化物的生成，因此即使硫化物微細地分散，也容易發生起因于氧化物的障礙。另外在大量添加時，除了生成氧化物以外，還生成ZrN、ZrS等氮化物、硫化物，發生制造上的故障和使疲勞耐久特性降低，因此確定為0.0005%以下。此外，在用于高強度彈簧的場合，優選其添加量為0.0003%以下。雖然這些元素是微量的，但通過嚴選副原料、并精密控制耐火材料等，是可以控制的。例如，通過澆包、中間包、澆口等與鋼水長時間接觸的地方大多使用Zr耐火材料，對于200p屯左右的鋼水，可以添加lppm左右Zr。此外，考慮這一點并添加副原料以使得不超過規定范圍即可。關于鋼中的Zr的分析方法，從測定對象鋼材的不受表層氧化皮影響的部分取樣2g，采用與JISG1237-1997附件3同樣的方法處理樣品后，采用ICP可以測定。此時，設定ICP中的校準線，以使其適合于微量Zr。Ca:0.0002~0.01o/oCa是氧化物及硫化物生成元素。在彈簧鋼中，使MnS球化，由此可抑制作為疲勞等的斷裂起點的MnS的長度，使其無害化。在不足0.0002%時其效果不明顯，在添加量超過0.01。/。時不僅合格率低，而且生成氧化物和CaS等硫化物，在制造上帶來障礙、和使彈簧的疲勞耐久特性降低，因此確定為0.01%以下。其添加量優選為0.001%以下。Hf:0.0002~0.01o/oHf是氧化物生成元素，為MnS的析出核。因此，通過微細地分散，Hf是氧化物及硫化物生成元素。由于在彈簧鋼中微細地^t氧化物，因此與Mg—樣，成為MnS的析出核。由此，使疲勞耐久性提高、增加延性而使巻繞性提高。其效果在不足0.0002。/。時不明顯，另外在添加量超過0.01%時不僅合格率低，而且生成氧化物和HfN、HfS等的氮化物、疏化物，制造上出現故障和使彈簧的疲勞耐久特性降低，因此確定為0.01%以下。其添加量優選為0.003%以下。以下，說明其它成分的優選的含量范圍。P:0.015%以下關于P、S，雖然沒有加入到發明方案的規定中，但是需要限制。P使19鋼硬化，而且產生偏析，使材料脆化。特別是在奧氏體晶界偏析的P，會引起沖擊值降低，以及引起由氫侵入導致的延遲斷裂。因此，P少為宜。因此，優選P為脆化傾向變得顯著的0.015%這一數值以下，此外，熱處理鋼線的抗拉強度超過2150MPa那樣的高強度的場合，優選為不足0.01%。S:0.015%以下S也與P—樣，在鋼中存在時使鋼脆化。雖然可利用Mn極力減低其影響，但MnS也呈現夾雜物的形態，因此斷裂特性降低。特別是高強度鋼，有時由微量的MnS發生斷裂，因此優選極力減少S。優選S為其不良影響變得顯著的0.015。/。這一數值以下。此外，熱處理鋼線的抗拉強度超過2150MPa那樣的高強度的場合，優選為不足0.01%。t畫O:0.0002~0.01鋼中存在著經過脫氧工序而產生的氧化物和固溶的O。但是，在該合計氧量(t-o)多的場合，意味著氧化物系夾雜物多。如果氧化物系夾雜物的尺寸小，則不影彈簧的性能，但若大的氧化物大量存在，則對彈簧性能造成很大的影響。氧量超過0.01%而存在時，會使彈簧性能明顯降低，因此其上限優選為0.01%。另外，氧少為好，但在不足0.0002%時其效果飽和，因此優選下限為0.0002%。考慮實用上的脫氧工序等的容易性，優選調整到0.0005~0.005%。在此，關于該在金相面上占據的合金系球狀碳化物及滲碳體系球狀碳化物，附加以下的規定，為了排除由它們引起的弊害，以下的規定是重要的。原始奧氏體晶粒度號為10號以上以回火馬氏體組織作為基本組織的鋼線，原始奧氏體粒徑與碳化物一并對鋼線的基本性質有很大影響。即，原始奧氏體粒徑小時疲勞特性和巻繞性優異。但是，無論原始奧氏體粒徑多么小，如果上述碳化物含量多達規定以上，則其效果也小。通常，為了使原始奧氏體粒徑減小，減低淬火時的加熱溫度是有效的，但這反而使上述的未溶解碳化物增加。因此，加工成可取得碳化物量和原始奧氏體粒徑的平衡的鋼線是重要的。在此，就碳化物滿足上述規定的場合而言，當原始奧氏體晶粒度號小于10號時，不能得到充分的疲勞特性和巻繞性，因此原始奧氏體晶粒度號規定為10號以上。此外，為了適用于高強度彈簧，原始奧氏體晶粒進一步細一些較為理想，通過控制原始奧氏體晶粒度號為11號、進而為12號以上，可兼有高強度和巻繞性。殘余奧氏體為15質量％以下殘余奧氏體在偏析區、原始奧氏體晶界和被亞晶粒夾著的區域附近殘留的情形較多。殘余奧氏體由于加工誘發相變而成為馬氏體，在彈簧成形時如果發生誘發相變，則在材料中生成局部的高硬度區，從而使作為彈簧的巻繞特性降低。另外，最近的彈簧，采用噴丸硬化和變定處理等塑性變形，來進行表面強化，但在具有包括多個這樣地施加塑性變形的工序的制造工序的場合，在較早階段產生的加工誘發馬氏體使斷裂應變減低，使加工性和使用中的彈簧的斷裂特性降低。另外，在導入敲擊痕等的工業上不可避免的變形的場合，在巻繞中也容易折損。此外，在氮化和消除應力退火等的熱處理中，由于其緩'隄分解而4吏機械性質變化，造成使強度降低、巻繞性降低的弊害。因此，通過極力減少殘余奧氏體，抑制加工誘發馬氏體的生成，可使加工性提高。具體地講，殘余奧氏體量超過15%(質量％)時，對敲擊缺陷等的敏感性提高，在巻繞和其它操作中容易折損，因此限制為15%以下。根據C、Mn等合金元素的添加量和熱處理條件不同，殘余奧氏體量發生變化。因此，不僅成分設計，充實熱處理條件也是重要的。馬氏體生成溫度(開始溫度Ms點、結束溫度Mf點)為低溫時，淬火時如果未達到相當低的溫度，則不生成馬氏體，容易殘留殘佘奧氏體。工業的淬火使用水或油，但為了抑制殘余奧氏體，就需要高度控制熱處理。具體地講，將冷卻冷媒維持在低溫，冷卻后也極力維持低溫，確保向馬氏體轉變的時間較長等等的控制變得必要。由于工業上在連續生產線上進行處理，因此冷卻冷媒的溫度容易上升到IOO"C附近，但優選維持在60匸以下，進一步優選維持在40。C以下的低溫。此夕卜，為了充分促進馬氏體相變，需要在冷卻冷媒內保持1秒以上，確保冷卻后的保持時間也是重要的。此外，除了對這些碳化物的規定以外，應避免碳化物的分布比其它部分少的組織。具體地講，透鏡馬氏體及其回火組織中，碳化物的分布比其它部分少，發生顯微組織的不均質，因此給疲勞強度;Oa工性帶來不良影響。實施例才艮據以下實施例，詳細說明本發明。為了明確本發明的效果，實施了采用16kg的真空熔化爐作成的材料的特性試驗。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>用16kg的真空熔化爐熔煉表l所示的化學成分的鋼，進行鍛造，然后進行正火、鉛浴淬火、淬火回火。正火溫度為(A)1250。Cxi小時—緩冷，(B)1150'Cxi小時—緩冷，共2種水準，然后分別在950。C加熱，來進行鉛浴淬火，在淬火溫度910。C、回火溫度500。C下進行淬火回火。然后，進一步地，(A)、(B)材料均分別進行450、475、500。Cx15分的退火，也包括未退火材料在內評價它們的拉伸特性。即，對正火溫度不同的(A)、(B)兩種材料，包括不退火在內作成合計為8種的熱處理鋼，并評價其拉伸特性。圖2表示對表1的材料實施了上述熱處理的①10mm線材的抗拉強度(由實線表示)和屈服點(由虛線表示)的拉伸特性。實施例(A)是進行正火(均熱條件1200°Cx3小時以上)并使得如本發明那樣在過濾后的濾液中殘留大量的V的材料，(B)是進行正火(均熱條件卯0匸x30分)并使得容易殘留未溶解碳化物的材料。其結果，(A)和(B)盡管退火前的抗拉強度和屈服點幾乎相同，但是[用0.2pm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)1,(A)為0.098%，(B)為0.058%，(A)具有通過退火，其抗拉強度和屈服點均提高至與退火前同等或在其以上的傾向，與此相對，(B)在退火溫度變高時，得到抗拉強度、屈服點均降低的結果。(A)、(B)在剛剛淬火回火后具有大致相同的強度，但在本例中，屈服點較低，巻繞容易。但是通過彈簧加工后的氮化，對(A)而言，特別是屈服點的上升是顯著的，作為彈簧使用時，即使看上去硬度和抗拉強度低，由于屈服點高，因此也顯示出作為彈簧的耐久性優異。即顯示出彈簧加工容易，通過加工后的氮化被高強度化。另一方面，(B)在彈簧加工后的強度、屈服點隨著氮化而降低，因此即使表層上形成了氮化層，內部也是軟質的，容易發生局部屈服，顯示出耐久性差。坯料制作和熱過程表2~7表示實施例及其評價結果的一覽。以下表示出發明例的熱過程，但一部分比較例，為了顯示本發明的效果，而故意地在以往的一般條件下進行處理等，實施了與上述不同的熱處理。對于這些詳細條件，在表2~7中記述。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>本發明的坯料，采用U)270噸轉爐(實施例5)、(b)2噸-真空熔化爐(實施例19、39、59)及(c)16kg真空熔化爐(其它實施例)熔煉。由270噸轉爐和2噸-真空熔化爐熔煉而成的材料加熱至1250~1300。C,通過軋制，作成鋼坯。此時，通過充分提高溫度來i某求鑄坯組織的均質化，同時使V等碳化物生成元素充分固溶。此外，通過軋制鋼坯，作成彈簧用的鋼線坯料。此時，發明例是在1200。C以上的高溫保持一定時間。然后，無論哪一種情況均從鋼坯軋制至①8mm。其它的實施例，用16kg真空熔化爐溶化后，通過鍛造，鍛造至①13mmx600mm，然后進行熱處理。接著，通過在1300°Cx3小時以上的條件下保持，仍然4吏V等碳化物生成元素充分固溶。然后再度在1200'C以上的高溫保持一定時間。在軋制時或模擬軋制后的冷卻過程中，為了抑制馬氏體等硬質的、容易產生裂紋的過冷組織的生成，溫度從軋制時的高溫一冷卻到450°C，這以后的冷卻，進行施加罩等的緩冷。由此，即使產生過冷組織，也能夠軟質化，在后道工序中也不發生裂紋和缺陷，能夠操作。線材熱處理(前處理)如上述那樣軋制或鍛造，并經過熱過程的材料，實施了鉛浴淬火-拉拔線-淬火回火。鉛浴淬火是在溫度950°Cx20分的條件下加熱，然后投入600。C的鉛(Pb)浴槽內，形成為鐵素體珠光體組織。此時，在鉛浴淬火槽中極力以短的時間結束珠光體轉變。在該狀態下采用拉模進行拉拔線，制成①4mm鋼線。淬火回火淬火回火是通過(1)輻射爐加熱、(2)高頻加熱這兩種形式來進行的。(1)輻射爐加熱投入到加熱至920。C的輻射爐中，經10分鐘后^到50。C的油槽中進行淬火。5分鐘后取出并原樣地直皿入到調整為規定溫度的Pb槽中，由此進行回火。鉛槽的溫度為450~550。C，但發明例為約500°C。這是為了避免未溶解碳化物，并使非常微細的V系碳化物大量析出的緣故，是為了極力延長在V的析出溫度450~650"C下的保持時間。(2)高頻加熱高頻加熱，是將坯料配置于繞組中，可以加熱到卯0~1000匸。加熱后立即水冷，進而再度在線圈中加熱到400~600°C，由此可以進行回火。為了得到相同的強度，高頻回火可以在高溫下進行處理。回火后進行水冷。淬火回火后，一部分通過拉伸試驗，測定抗拉強度、和作為加工性的指標的斷面收縮率。此時，控制回火溫度，使抗拉強度超過2100MPa。氮化退火淬火回火后，進行設想氮化的退火。在沒有特別明示的場合，進行500'Cx2小時的保持。然后，進行使用過濾器的V量的測定。通過設想氮化的退火，V系碳化物變大，因此檢測出過濾器上的V量比退火前的多。因此，退火前檢測的用0.2jum過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)比淬火回火后的多，在退火后的用0.2jLim過濾器過濾的濾液中的V量(質量%)的測定中，滿足本發明的規定的場合，退火前的熱處理鋼也滿足本發明的規定。評價項目評價項目如下。(1)淬火回火后抗拉強度、斷面收縮率(加工性)、原始奧氏體粒徑、殘余奧氏體量(2)退火后[用0.2|im過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)、硬度、抗拉強度、屈服點淬火回火后的拉伸試驗，為抗拉強度及作為彈簧加工性的指標的斷面收縮率。為了超過2100MPa而進行淬火回火處理后，根據JISZ22019號試片作成試片，按照JISZ2241進行試驗，由其斷裂載荷算出抗拉強度。另外，近年來，為了彈簧的高強度化，對表層通過氮化來實施硬化處理的情形較多。氮化是在氮化氣氛氣體中將彈簧加熱至400500C保持數分鐘~1小時左右，從而使表層硬化。此時，由于氮未侵入的內部被加熱，因此被退火而發生軟化。抑制其軟化很重要，因此，將模擬了氮化的退火后的硬度(抗軟化性的指標)、抗拉強度、屈服點作為評價項目。氮化退火后的鋼，為與彈簧內部同樣的材質，屈服點高意味著彈簧耐久性優異。此外，實際的彈簧，一般是通過噴丸硬化來賦予壓縮殘余應力，但壓縮殘余應力與屈服點成比例地增大，屈服點大時壓縮殘余應力大，而且殘余應力層也變深。這樣地容易殘留壓縮殘余應力也是提高實際的彈簧的耐久性的一個原因。關于[用0.2pm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)，按照已經敘述的那樣，測定電解及過濾后的過濾器上的V量，從添加的V量中減去即算出。拉伸試驗方法拉伸試驗根據JIS標準進行，通過安裝引伸計并進行拉伸，測定屈服點和抗拉強度二者。在屈服點不明確的場合，以0.2%彈性極限應力作為屈服點而進行測定。另外，測定斷面收縮率，作為評價加工性的指標。關于屈服點的解說迄今為止一直認為提高強度即提高彈簧的耐久性，但實際上斷裂的初期生長依賴于材料的屈服，因此不只著眼于拉伸試驗中的抗拉強度，還著眼于依賴于屈服點這一點。由此，如在例如村上、大南"斷裂力學入門，，才一厶社，昭和59年12月10日發行，第1版第6次印刷，P102中所敘述的那樣，即使抗拉強度低，在屈服點高的場合，也能夠得到高的彈簧耐久性。另外，最近的彈簧鋼，通過噴丸硬化來對最表層賦予壓縮殘余應力的情形較多。殘余應力，是由于表層的高應變部分與內部的應變少的部分的不均質而產生的。因此，關于殘余應力的大小，可以認為屈服點的大小是實質的殘余應力的最大值。因此，可以通過退火來提高屈服點的本發明的鋼線，可以通過熱處理來調整成為適于噴丸硬化的坯料。結果的解說總括表27的結果，發明例為發明方案中所述的化學成分的范圍，通過將N抑制得低，可以穩定地增加V添加量，其結果，按照[用0.2nm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)的測定值所示的那樣，能夠抑制V系未溶解碳化物。因此，在退火后的抗拉強度和屈服點上顯示出其效果，與比較例相比，具有抗拉強度高一些的傾向。另外，即使抗拉強度同等，屈服點也存在發明例的屈服點高的傾向。產生該差別，如實施例61~63那樣也有N等化學成分的影響，但熱處理的影響也^^大。即，在鋼的制造中，鑄造以后冷卻時V系碳化物析出。但是，加熱時如果不加熱到高于冷卻時的析出溫度的溫度，則一次析出的析出物不會固溶。因此，未溶解碳化物殘留，但為了避免這種情形，維持在在下道工序中的加熱溫度下容易固溶的狀態是重要的。因此，在鑄造以后的軋制等的加熱中，極力在高溫下進行處理是必要的。在本發明中，為此通過將鋼坯作成時的軋制(開坯軋制)、棒線制品的軋制(線材軋制)、用于拉拔線的鉛浴淬火、以及賦予強度的淬火回火中的加熱溫度極力維持得高，來促進各工序中的未溶解碳化物的固溶，、抑制其長大。具體地，如表中所示，各工序均是在高溫下加熱。因此，當然能夠確保淬火回火后的強度，但也成為在彈簧加工中沒有問題的斷面收縮值。①4mm的熱處理鋼線，當斷面收縮率超過45%時，可進行巻繞加工此外，[用0.2nm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)1，為所添加的V量的50。/。左右，退火時能夠析出。在表2~7中，是退火后測定的結果，測定出固溶V量和微細析出物中的V量之和。從通過退火，生成V系析出物來看，因為退火前存在更多的固溶V量，因此更多的V量^皮檢測出。實施例64~80,是開坯軋制、鉛浴淬火以及用于賦予強度的加熱溫度較低、V系碳化物沒有充分固溶的例子。在輻射爐加熱和高頻加熱中，由于加熱時的保持時間不同，因此加熱溫度不同。高頻加熱具有加熱至高溫的傾向，與輻射爐為910'C左右相對，高頻加熱需要通過950C左右的、與輻射爐加熱相比，為高溫短時間的加熱，來4吏其固溶。另一方面，由于在回火過程中，能夠以短時間結束加熱，因此與輻射爐加熱相比，回火也能夠以高溫、短時間來完成。在賦予這樣不同的熱過程的場合，軋制~淬火的加熱，如果不極力維持高溫加熱，則未溶解碳化物生長，因此在下道工序中不能使其充分固溶。其結果，淬火回火后的斷面收縮率比發明例差。這表明彈簧加工困難。另外，退火后，[用0.2jam過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)比發明例少，存在退火后的抗拉強度、屈服點低的傾向。由于這樣的屈服點低，因此彈簧的耐久性也不足，不能得到發明例那樣的耐久性。另外，如實施例81那樣，即使[用0.2iam過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)]為規定量的范圍，如果淬火時的加熱是不合理地進行高溫加熱以使其固溶的話，則原始奧氏體粒徑增大，不能充分確保淬火回火后的斷面收縮值和退火后的屈服點，在加工性和彈簧性能兩方面比發明例差。同樣的傾向，如實施例82那樣，在殘余奧氏體較多地殘留的場合，退火所引起的軟化加劇，也不能得到充分的屈服點。工業實用性本發明鋼，通過不僅減小奧氏體粒徑、殘余奧氏體量，而且抑制所規定的、以往忽視的可能性高的、0.2jam以下的微細的V系碳化物，將強度高強度化至2000MPa以上的鋼線，通過彈簧成形后的氮化等的加熱處理，可進一步顯現彈簧的性能。由此，能夠制造確保巻繞性、具有高強度且斷裂特性優異的、通過氮化等的加熱而具有高性能的彈簧。因此，本發明鋼在被加工成彈簧后，也可獲得對于彈簧來說具有良好的性質，能夠發揮其坯料特性這一顯著的效果。本發明中表示數值范圍的"以上"和"以下，，包括本數。權利要求1.一種高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，按質量％計，含有C0.4～0.9％、Si1.0～3.0％、Mn0.1～2.0％、V大于0.1％在1.0％以下，并且將N限制在0.007％以下，其余量由Fe和不可避免的雜質構成，根據熱處理后的提取殘渣分析值，[用0.2μm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)]≥[鋼中V量(質量％)]×0.4。2.根據權利要求1所述的高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，按質量％計，進一步含有Cr:0.5~2.5%、Nb:0.001%~小于0.05%、Ti:0.001%~小于0.05%、W:0.05~0.5%、Mo:0,05~0.5%、Ta:0.001~0.50/0、Ni:0.05~3.0o/o、Cu:0.05~0.5o/o、Co:0.05~3.0o/o、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%之中的1種或2種以上。3.根據權利要求1或2所述的高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，進而按質量％計將Al限制在0.005%以下。4.一種高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，具有權利要求1~3中的任一項所述的鋼成分，淬火回火后的原始奧氏體晶粒度號為IO號以上，殘余奧氏體為15質量％以下。全文摘要本發明提供可在冷態下卷繞的、可兼有充分的抗拉強度和卷繞加工性的抗拉強度為2000MPa以上的、通過彈簧成形后的熱處理可提高作為彈簧的性能的彈簧用熱處理鋼，本發明的高強度彈簧用熱處理鋼，其特征在于，按質量％計，含有C0.4～0.9％、Si1.0～3.0％、Mn0.1～2.0％、V大于0.1％在1.0％以下，并且將N限制在0.007％以下，其余量由Fe和不可避免的雜質構成，根據熱處理后的提取殘渣分析值，[用0.2μm過濾器過濾的濾液中的V量(質量％)]≥[鋼中V量(質量％)]×0.4。文檔編號F16F1/02GK101321884SQ20078000042公開日2008年12月10日申請日期2007年3月29日優先權日2006年3月31日發明者橋村雅之,萩原博,越智達朗,金須貴之申請人:新日本制鐵株式會社