高强度弹簧用钢和高强度弹簧用热处理钢线的制作方法

专利名称：：高强度弹簧用钢和高强度弹簧用热处理钢线的制作方法
技术领域：
：本发明涉及在冷态下巻绕的、具有高强度和高韧性的弹簧用钢、和弹簧用热处理钢线。
背景技术：
：伴随着汽车的轻量化、高性能化，弹簧也高强度化，热处理后抗拉强度超过1500MPa的高强度钢被用于弹簧。近年来，也一直需求抗拉强度超过l卯OMPa的钢线。这是因为在制造弹簧时，即使由于消应力退火和氮化处理等加热而导致稍樹:软化，仍可确保作为弹簧没有问题的材料石t变的缘故。另外，众所周知，通过氮化处理、喷丸硬化处理，表层硬度提高，弹簧的疲劳耐久性格外地升高，但是关于弹簧的弹力减弱特性，并不是由表面硬度决定的，弹簧原材料内部的强度或硬度有很大影响。因此，内部硬度能够保持非常高的成分调整是重要的。作为其方法，有发明(例如参考特开昭57-32353号公报)指出，通过添加V、Nb、Mo等元素，生成在淬火中固溶、在回火中析出的微细碳化物，由此限制位错的移动，4吏抗弹力减弱特性提高。另一方面，在钢盘簧的制造方法中，有将加热到钢的奥氏体区进行巻绕然后进行淬火回火的热巻绕，和预先对钢实施了淬火回火的高强度钢线进行冷态巻绕的冷巻绕。在冷巻绕中，制造钢线时能够使用可快速加热和快速冷却的油回火处理、高频处理等，因此可减小弹簧材料的原始奥氏体粒径，其结果，能够制造断裂特性优异的弹簧。而且，弹簧生产线上的加热炉等设备可以简单化，所以对于弹簧生产厂家来说，具有带来设备成本减低等的优点，最近弹簧的冷化正在发展。对于悬挂弹簧而言，虽然与阀簧相比，线材使用粗的钢线，但是由于上述的优点，也正在导入冷巻绕。但是，冷巻绕弹簧用钢线的强度增大时，在冷巻绕时发生折损、不能成形为弹簧形状的情况也多。迄今为止，由于强度和加工性不能兼有，因此工业上不得不采用可以说是不利的加热巻绕、和巻绕后的淬火回火等的方法以兼有强度和加工性。另外，在对高强度的热处理钢线进行冷巻绕加工、进行氮化确保强度的场合，可以认为在钢中大量添加可析出微细的碳化物的V、Nb等所谓的合金元素是有效的。但是，当大量添加合金元素时，在淬火时的加热中不能固溶、生长得粗大，成为所谓的未溶解^1化物，成为冷态下巻绕时折损的原因。因此，也可看到对未溶解碳化物予以关注的技术。还有下述的发明(例如参考特开2002-180198号公报)通过不仅控制这样的合金元素，，也控制在钢中较多地存在的渗碳体为中心的碳化物，来谋求性能提高。
发明内容本发明的课题在于，提供在冷态下巻绕的、能够兼有充分的大气强度和巻绕加工性的抗拉强度为2000MPa以上的弹簧用热处理钢线、和用于该钢线的弹簧用钢，本发明者们发现，通过控制迄今为止未被注意的N，即使添加合金元素也能够抑制未溶解碳化物的生成，能够确保韧性和加工性，从而开发出兼有高强度和巻绕性的弹簧用热处理钢线。即，本发明的要旨如下。(1)一种高强度弹簧用钢，其特征在于含有以质量％计C:0.5~0.9%、Si:1.0~3.0%、Mn:0.1~1.5%、Cr:1.0~2.5%、V:超过0.15%~1.0%以下、Al:0.005%以下，N限制在0.007%以下，而且含有Nb:0.001%~不足0.01%、Ti:0.001%~不足0.005%之中的l种或2种，其余量由Fe和不可避免的杂质组成。(2)根据(1)所述的高强度弹簧用钢，其特征在于进一步含有以质量％计\￥:0.05°/o~0.5%、Mo:0.05%~0.5%中的1种或2种。(3)根据(1)或(2)所述的高强度弹簧用钢，其特征在于进一步含有以质量％计Ni:0.05%~3.0%、Cu:0.05%~0.5%、Co:0.05%~3.0%、B:0.0005%~0.006%中的l种或2种以上。U)根据(l)~(3)中的任一项所述的高强度弹簧用钢，其特征在于进一步含有以质量。/o计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%中的1种或2种以上。(5)—种高强度弹簧用热处理钢线，其特征在于具有上述(l)~(4)中的任一项所述的钢成分，抗拉强度为2000MPa以上，且关于金相磨片表面上占有的渗碳体系球状碳化物及合金系球状碳化物，满足圆相当径为0.2pm以上的碳化物的占有面积率为7%以下、圆相当径为0.2pm以上的碳化物的存在密度为1个/"1112以下，且原始奥氏体晶粒度号为10号以上，残余奥氏体为15质量％以下。图l是说明减低N时添加Nb的效果(回火温度与夏比冲击值的关系)的图。图2中(a)是表示采用扫描式电子显微镜对未溶解碳化物的观察例的照片，(b)是表示合金系未溶解碳化物X的X射线元素分析例的图，(c)是表示渗碳体系未溶解碳化物Y的X射线元素分析例的图。具体实施方式本发明者为了得到高强度，通过规定化学成分、并由热处理控制钢中的碳化物形状，发明出确保了足以制造弹簧的巻绕特性的钢线。其细节如下所示。首先，就限定高强度弹簧用钢的化学成分以及成分范围的理由进行说明。C:是对钢材的基本强度有很大影响的元素，过去就为了得到充分的强度而确定为0.5~0.9%。在不足0.5%时，不能得到充分的强度。特别在省略了用于提高弹簧性能的氮化的场合，为了确保充分的弹簧强度，也需要0.5%以上的(:。在超过0.9%时，由于实质上变成过共析，粗大的渗碳体大量冲斤出，因此使韧性显著降低。这同时使巻绕特性降低。而且，也与显微组织的关系密切，在不足0.5%时碳化物数量少，因此碳化物分布，局部地比其它部分少的区域(下称"碳化物稀薄区")的面积率容易增加，不容易得到充分的强度和韧性或者巻绕性(延性)。因此，碳优选为0.55%以上，从强度-巻绕性相平衡的观点出发，进一步优选为0.6%以上。另一方面，在C量多的场合，合金系、渗碳体系的碳化物在淬火时的加热中存在固溶困难的倾向，在热处理的加热温度高的场合、加热时间短的场合，强度和巻绕性不足的情况也多。而且，未溶解碳化物也影响碳化物稀薄区，当钢中的C形成未溶解碳化物时，基体中实质C减少，因此如上述那样，碳化物稀薄区面积率也会增加。此外知道，当C量增加时，回火时的马氏体形态在中碳钢中是一般的板条马氏体，与此相对，在C量多的场合，会使其形态变成透镜马氏体。研究开发的结果发现，将透镜马氏体回火而生成的回火马氏体组织的碳化物分布，与将板条马氏体回火的场合的碳化物分布相比较，碳化物密度低。因此，由于通过增加C量，透镜马氏体、未溶解碳化物增加，因而也有时碳化物稀薄区增加。所以，碳优选为0.7%以下，进一步优选为0.65%以下，由此能够比较容易地使碳化物稀薄这减少。Si:是为了确保弹簧的强度、硬度和抗弹力减弱性所必需的元素，在较少的场合，必要的强度和抗弹力减弱性不足，因此下限确定为1.0%。而且，Si具有将晶界的碳化物系析出物球化、细化的效果，通过主动地添加，具有减小晶界析出物的在晶界的占有面积率的效果。但是，当过于大量添加时，不仅使材料硬化，而JL^C生脆化。因此，为了防止淬火回火后的脆化，上限确定为3.0%。此外，Si是也有助于抗回火软化的元素，为了制作高强度线材，优选某种程度上大量地添加。具体地讲，优选添加2。/。以上。另一方面，为了得到稳定的巻绕性，优选为2.6%以下。Mn:在脱氧和将钢中的S以MnS形式固定的同时，提高淬透性，可充分得到热处理后的硬度，因此大多被采用。为了确保它的稳定性，下限确定为0.1%。而且，为了防止由于Mn而引起的脆化，上限确定为2.0%。此外，为了使强度和巻绕性兼有，优选为0.3%~1%。另外，在使巻绕性优先的场合，确定为1.0%以下是有效的。Cr:是对提高淬透性和抗回火软化性(回火软化抗力)有效的元素。而且，是在最近的高强度阀簧所看到的那样的氮化处理中，不仅对确保回火硬度、对增大氮化后的表层^yi及其硬化层深度也有效的元素。但是，当添加量多时，不仅导致成本增加，而且使淬火回火后所看到的渗碳体粗化。另外，也具有4吏合金系碳化物稳定化、粗化的效果。其结果，由于线材脆化，因此也具有在巻绕时容易发生折损的弊端。因此，在添加Cr的场合，如果不为0.1%以上，则其效果不明显。另外，将脆化变得显著的2.5%作为上限。但是，在本发明中，由于通过规定N将碳化物控制得很微细，因此能够添加大量的Cr，所以确定为容易得到高强度的添加量。另夕卜，在进行氮化处理的场合，添加了Cr时，可以加深由氮化产生的硬化层。因此，优选添加1.1%以上，进而为了适于对以往所没有的高强度弹簧的氮化，优选添力口1.2%以上。Cr阻碍渗碳体的由加热产生的溶解，特别是当C量增多达到C>0.55%时，抑制Cr量能够抑制粗大碳化物的生成，容易兼有强度和巻绕性。因此，优选其添加量为2.0%以下，进一步优选为1.7%以下左右。V:由于在回火时析出碳化物而发生硬化的2次析出硬化等，因此可以用于在回火温度下的钢线的硬化、氮化时的表层的硬化。此外，具有由于氮化物、碳化物、碳氮化物的生成而抑制奥氏体粒径粗化的效果，因此优选添加。但是，迄今为止V的氮化物、碳化物、碳氮化物在钢的奥氏体化温度A3点以上也生成，因此在其固溶不充分的场合，容易作为未溶解碳化物(氮化物)而残留。该未溶解碳化物，不仅成为弹簧巻绕时折损的原因，而且造成"V的浪费"，使添加的V所带来的抗回火软化性和2次析出硬化的改善效果减低，使弹簧的性能降低。因此，目前工业上优选为0.15%以下。但是，在本发明中，通过控制N量，能够抑制在奥氏体化温度A3点以上生成V的氮化物、碳化物、碳氮化物，因此相应地可大量添加V，V添加量确定为超过0.150/。、且在1.0%以下。其添加量为0.15%以下时，提高氮化层的硬度、增加氮化层的深度等的添加V的效果较小，不能确保现有钢以上的充分的疲劳耐久性。而且，其添加量超过1.0%时，生成粗大的未固溶夹杂物，使韧性降低，同时与Mo—样，容易生成过冷组织，容易成为产生裂紋和拔丝时断丝的原因。所以，工业上容易进4亍稳定的操作的1.0%作为上限。V的氮化物、碳化物、碳氮化物在钢的奥氏体化温度A3点以上也会生成，因此在其固溶不充分的场合，容易以未溶解碳化物(氮化物)的形式残留。所以，考虑现实状况的工业上控制氮量的能力，工业上优选为0.5%以下，进一步优选为0.4%以下，另一方面，由于在通过氮化进行的表面硬化处理中，再加热到300匸以上的温度，因此为了抑制由氮化进行的最表层的硬化、内部石t变的软化，需要添加量超过0.15%，优选添加0.2%以上。Al:M氧元素，影响氧化物的生成。特别是在高强度阀簧中，以A1203为中心的石M氧化物容易成为断^^点，因此需要对其加以避免。所以，严格地控制Al量很重要。特别是作为热处理钢线抗拉强度超过2100MPa那样的场合，为了使疲劳强度的波动减低，必须严格控制氧化物生成元素。在本发明中，规定为Al:0.005%以下。这是由于当超过0.005%时容易生成以Ah03为主体的氧化物，因此产生起因于氧化物的折损，从而不能够确保充分的疲劳强度和品质稳定性的缘故。此外，在要求高疲劳强度的场合，优选为0.003%以下。在本发明中，N的控制是很大的要点，本发明规定了严格的限制值，即N<0.007%。这是因为对于弹簧钢重新关注N的作用的缘故。控制N的效果和本发明中的规定理由叙述如下。在钢中，N有以下影响l)在铁素体中以固溶N形式存在，通过抑制铁素体中位错的移动，使铁素体硬化；2)与Ti、Nb、V、Al、B等合金元素生成氮化物，影响钢材性能，其机理等在后面叙述；3)影响渗碳体等铁系碳化物的析出行为，对钢材性能产生影响。在弹簧钢中，由于采用C和Si、V之类的合金元素确保强度，因此固溶N的硬化效果并不大。另一方面，在考虑弹簧的冷加工(巻绕加工)的场合，通过抑制位错的移动而抑制加工部的变形，会使加工部脆化，因此使巻绕加工特性降低。另外，在
发明内容第(l)项中的规定元素中，V在钢中在高温下生成析出物。其化学成分在高温下以氮化物为主体，伴随冷却，逐渐地向碳氮化物、碳化物改变其形态。因此，在高温生成的氮化物容易成为V碳化物的析出核。这在铅浴淬火(patenting)、淬火过程的加热时容易生成未溶解的碳化物，进而其成为核，因此其尺寸容易长大。并且，从渗碳体的观点来看，这样的高强度弹簧，从其要求强度出发，在回火温度为300~500匸的条件下进行回火。弹簧钢由其特征性的成分系回火时生成的铁系碳化物为s-碳化物、6-碳化物(所谓的渗碳体Fe3C)，其形态变化复杂。因此，对钢的延性等机械性质产生影响。N也影响其碳化物生成，N量少会使在350500"C下的延性和韧性提高。在本发明中，为了减小这样的N的有害性，将N量限定在N《0.007%。此外，如后述那样，微量添加Ti和Nb的任l种或2种。本来如果将N量抑制在0.003%以下，则不添加Ti和Nb的任1种或2种即可得到良好的性能，但是在工业上稳定地控制为0.003%以下时对制造成本不利。因此，就微量添加Ti和Nb的任1种或2种。当添加Ti或Nb时，这些元素在高温下生成氮化物，因此实质上使固溶N减少，因此能够得到与降低N添加量的情况同样的效果。所以，可以增加N的添加量上限。但是，当N量超过0.007%时，V、Nb或Ti的氮化物生成量增多，其结果，未溶解碳化物增多，TiN等硬质夹杂物增加，因此韧性降低，疲劳耐久性和巻绕性降低，因此N量的上限限制为0.007%。即，在添加Ti和Nb的任1种或2种的场合，如果N量过多、或Ti或Nb过多，则仍然会生成Ti或Nb的氮化物，相反变得有害，因此Ti或Nb的添加量还是需要微量。所以，N量的上P艮优选为0.005%以下，进一步优选为0.004%以下。通过这样精密地控制N，在抑制铁素体脆化的同时，抑制V系氮化物的生成，从而抑制未溶解碳化物的生成和长大。另外，通过控制铁系碳化物的形态，能够提高韧性。即，当N超过0.007。/o时，V系氮化物容易生成，未溶解碳化物较多地生成，根据铁素体、碳化物的形态有时导致钢脆化。这样，即使在添加Ti或Nb的场合，若考虑热处理等的容易性，也优选为0.005%以下。另外，关于N量的下限，虽然优选少，但在炼钢工序等中容易从大气中混入，因此考虑制造成本和在脱氮工序中的容易度，优选为0.0015%以上。Nb:生成氮化物、碳化物、碳氮化物，与V比，其氮化物在更高的温度下产生。因此，通过在冷却时生成Nb氮化物来消耗钢中的N，能够抑制V系氮化物的生成。其结果，能够抑制V系未溶解碳化物的生成，因此能够确保抗回火软化性和加工性。此外，除了可用于通过Nb系碳氮化物来抑制奥氏体粒径的粗化以夕卜，还能够用于在回火温度下的钢线的硬化、氮化时的表层的硬化。但是，其添加量过多时，以Nb系氮化物为核的未溶解碳化物容易残留，因此必须避免多量的添加。具体地讲，Nb添加量不足0.001%时，几乎看不到添加的效果。而0.01%以上的多量添加，会导致生成粗大的未固溶夹杂物，使韧性下降，同时与Mo—样，容易产生过冷组织，容易成为产生裂紋和拔丝时断线的原因。所以，确定为工业上稳定的作业容易的不足0.01%。图l是对表l所示的化学成分的材料测定冲击值的结果，是表示采用后述的实施例的方法进行了热处理的试样A和B的沖击值测定结果的图。如图1所示可知，添加一点点Nb控制N的钢，整体上可得到高的沖击值。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>在本发明中，添加Ti的场合，其添加量为0.001%以上、不足0.005%,Ti是脱氧元素，同时也是氮化物、石克化物生成元素，因此影响氧化物以及氮化物、硫化物的生成。所以，多量添加时容易生成硬质氧化物、氮化物，因此如果不注意地添加，则生成硬质碳化物，使疲劳耐久性降低。与Al一样，特别是对于高强度弹簧而言，比起弹簧的疲劳极限本身，更使疲劳强度的波动稳定性降低，在Ti量多时，起因于夹杂物的断H生率增多，因此需要控制其量，确定为不足0.005%,另一方面，Ti在熔融钢液中在高温下生成TiN，所以具有减低熔融钢液中的sol.N的作用。在本发明中，通过限制N来抑制V系氮化物的生成，进而抑制V系未溶解碳化物的长大，这是技术的要点。所以，如果在V系氮化物生成温度以上的温度下消耗N,则能够抑制V系氮化物以及以其为核在冷却时生长的V系碳氮化物的长大。即，通过添加Ti，使实质上与V结合的N量减少，因此降低V系氮化物的生成温度，进而能够抑制V系未溶解碳化物。因此，从Ti系未溶解碳氮化物和氧化物生成的观点出发，Ti的多量添加应该避免，微量的添加能够降低V系氮化物生成温度，因此能够减低未溶解碳化物。其添加量为0.001%以上，在不足0.001。/。时没有消耗N的效果，也没有抑制V系未溶解碳化物的效果，看不到加工性改善的效果。但是，Ti添加量优选为0.003%以下。本发明钢以上述的成分作为基本成分，进而可以添加用于改善钢的性质的成分。即，在强化抗回火软化性的场合，进一步添加W、Mo中的1种或2种。W不仅使淬透性提高，还在钢中生成碳化物，起到提高强度的作用，对赋予抗回火软化性有效。因此，极力添加较为理想。W与Ti、Nb等相比，在低温生成碳化物，因此不容易生成未溶解碳化物。另夕卜，通过析出硬化，能够赋予抗回火软化性。即，在氮化、消应力退火中也不会4吏内部石tJL大大降^f氐。其添加量为0.05%以下时，看不到效果，为0.5%以上时产生粗大的碳化物，反倒有可能损害延性等机械性质，因此W的添加量确定为0.05%~0.5%。此外，考虑热处理等的容易性等，优选为0.1%~0.4%。特别是为了避免刚轧制后的过冷组织等的弊端，且得到最大限度的抗回火软化性，进一步优选添加0.15%以上。Mo:使淬透性提高，同时在回火、氮化温度左右的温度下，Mo以碳化物形式析出，因此能够赋予抗回火软化性。所以，即使经过在高温下的回火、消除在工艺中产生的应力的退火、和氮化处理等热处理，也不软化，能够发挥高强度。这能够抑制氮化后弹簧内部硬度的降低，使加温变定处理(hotsetting)、消应力退火容易，因此能够使最终的弹簧的疲劳特性提高。即，能够使控制强度时的回火温度高温化。该回火温度的高温化，对降低晶界碳化物的在晶界的占有面积率有利。即，通过在高温下回火^^状析出的晶界碳化物球化，具有减低晶界面积率的效果。另外，Mo在钢中与渗碳体相独立地生成Mo系碳化物。特别是与V等相比，其析出温度低，因此具有抑制碳化物粗化的效果。其添加量为0.05%以下时，看不到效果。但是，其添加量多时，在轧制、拉拔前的软化热处理等中容易生成过冷组织，容易成为裂紋和拔丝时的断线的原因。即，优选在拔丝时预先通过铅浴淬火处理使钢材形成为铁素体-珠光体组织之后进行拔丝。但是，Mo是极大地赋予淬透性的元素，因此添加量增多时，直到珠光体相变结束为止的时间变长，轧制后冷却时、铅浴淬火工序中容易生成过冷组织，成为拔丝时断线的原因，或者没有断线但作为内部裂紋而存在的场合，会使最终制品的特性大大劣化，在Mo超过0.5。/。时，淬透性变大，在工业上难以形成为铁素体-珠光体组织，故将其作为上限。为了在轧制、拔丝等制造工序中抑制降低加工性下的马氏体组织的生成、在工业上稳定且容易地进行轧制和拔丝，优选为0.4%以下，进一步优选为0.2%左右。此外，将W和Mo与同样具有强化抗回火软化性的效果的V、Nb、Ti相比较，V、Nb、Ti如上述那样，生成氮化物，而且以其为核容易使碳化物长大，与其相对，W和Mo几乎不生成氮化物，因此不受N量的影响地添加后能够增强抗软化性。即，虽然V、Nb、Ti能强化抗软化性，但为了避免未溶解碳化物并强化抗软化性而添加时，添加量自然受到限制。因此，在不生成未溶解碳化物、而且需要高的抗软化性的场合，不生成氮化物、并在较低温度下析出碳化物、起析出强化元素的作用的W或Mo的添加是极其有效的。此外，为了兼有强度和加工性，在不能通过控制碳化物得到抗软化性和加工性的最佳平衡的场合，为了通过基体强化来确保强度，添加Ni、Cu、Co、B中的l种或2种以上。Ni:能够使淬透性提高，通过热处理能够稳定地高强度化。另外，使基体的延性提高，使巻绕性提高。但是，经淬火回火会使残余奥氏体增加，因此弹簧成形后在抗弹力减弱性和材质均匀性方面劣化。其添加量为0.05%以下时，看不到高强度化和延性提高的效果。另一方面，不优选大量添加Ni，当其为3.0%以上时，残余奥氏体增多的弊端变得显著，同时淬透性和延性的提高效果饱和，在成本等方面变得不利。Cu:通过添加Cu，能够防止脱碳。脱碳层在弹簧加工后使疲劳寿命降低，因此必须尽量努力减少。另外，在脱碳层变深的场合，通过^f皮称为"扒皮"的扒皮加工来去除表层。另外，与Ni同样也具有使耐蚀性提高的效果。通过抑制脱碳层，能够提高弹簧的疲劳寿命、省略扒皮工序。Cu的抑制脱碳效果和提高耐蚀性的效果在为0.05。/。以上时能够发挥，如后述那样，即使添加M，当超过0.5%时，也由于脆化而容易成为轧制缺陷的原因。因此，其下限确定为0.05%、上限确定为0.5%。添加Cu几乎不损害室温下的机械性质，但01添加量超过0.3%的场合，会使热延性劣化，因此在轧制时有时在钢坯的表面产生裂紋。因此，防止轧制时的裂紋的Ni添加量，相应于Cu的添加量优选为[Cu。/o〈Ni0/0。当Cu为0.3%以下的范围时，不会产生轧制缺陷，因此不需要以防止轧制缺陷为目的限制NiCo:有时使淬透性下降，但能够使高温强度提高。另外，由于阻碍碳化物的生成，因此在本发明中具有抑制成为问题的粗大碳化物的生成的作用。因此，能够抑制包括渗碳体在内的碳化物的粗化。所以，优选添加。在添加的场合，当为0.05%以下时其效果小。但是多量添加时，铁素体相的現变增大，使延性降低，因此其上限确定为3.0%。在工业上为0.5%以下即可以得到稳定的性能。B:是提高淬透性的元素，并具有净化奥氏体晶界的效果。通过添加B，可使在晶界偏析从而降低韧性的P、S等元素无害化，使断裂特性提高。此时，当B与N相结合生成BN时，其效果消失。其添加量，将其效果变得明显的0.0005%确定为下限、将效果饱和的0.0060%作为上限。但是，哪怕生成一点点BN，便使其脆化，因此必须充分留意，不要生成BN。因此，优选为0.003%以下，进一步优选的是由Ti、Nb等氮化物生成元素固定自由的N，并使B为0.0010%~0.00200/0是有效的。这些Ni、Cu、Co和B，主要对基体的铁素体相的强化有效。为了兼有强度和加工性，在不能够通过控制碳化物得到抗软化性和加工性的最佳平衡时，通过基体强化来确保强度的场合，它们是有效的元素。进而，在要求进一步高性能化、和性能稳定化的场合，作为控制硫化物形态的元素，添加Te、Sb、Mg、Zr、Ca、Hf中的l种或2种以上。Te:具有使MnS球化的效果。在不足0.0002%时其效果不明显；在超过0.01%时会^^体的軔性降低，产生热裂紋，使疲劳耐久性降低等的弊端变得显著，因此上限确定为0.01%。Sb:具有使MnS球化的效果，在不足0.0002。/。时其效果不明显；在超过0.01%时会^^体的韧性降低，产生热裂紋、使疲劳耐久性降低等的弊端变得显著，因此上限确定为0.01%。Mg:在比MnS生成温度高的熔融钢液中生成氧化物，该氧化物在生成MnS时已经存在于熔融钢液中。因此，能够用作为MnS的析出核，由此能够控制MnS的分布。另外，关于其个数分布，Mg系氧化物比在现有钢中较多地看到的Si、Al系氧化物微细地分布在钢水中，因此以Mg系氧化物为核的MnS在钢中微细地^t。因此，即^A相同的S含量，根据Mg的有无不同，MnS分布也不同，添加它们时MnS粒径变得更加孩t细。即使是微量添加，也能充分获得其效果，如果添加Mg，则MnS细化。但是，当超过0.0005%时，除了容易生成石itt氧化物以外，也开始生成MgS等硫化物，导致疲劳强度的降低和巻绕性的降低。因此，Mg的添加量确定为0.0001%~0.0005%。在用于高强度弹簧的场合，优选为0.0003%以下，虽然这些元素是微量的，但由于大多使用Mg系耐火材料，因此能够添加0.0001%左右。另外，通过严格选择辅助原料、使用Mg含量较少的辅助原料，能够控制Mg添加量。Zr:是氧化物和硫化物生成元素。由于在弹簧钢中微细地^:氧化物，因此与Mg—样，成为MnS的析出核。由此，使疲劳耐久性提高，增加延性，使巻绕性提高。在不足0.0001%时，看不到其效果，另外，即4吏超过0.0005%地添加，由于助长石更质氧化物的生成，因此即佳7克化物孩i细地分散，也容易产生起因于氧化物的问题。另外，在多量添加时，除了氧化物以外，还生成ZrN、ZrS等氮化物、硫化物，从而产生制造上的问题以及使弹簧的疲劳耐久特性降低，因此规定为0.0005%以下.而且，在用于高强度弹簧的场合，该添加量优选为0.0003%以下。虽然这些元素是微量的，但通过严格选摔辅助原料、精密控制耐火材料等，能够进行控制。例如，在钢包、中间包、免注口等与熔融钢液长时间接触的情况的场所，大多使用Zr系耐火材料，因此能够对200t左右的熔融钢液添加l卯m左右。而且，考虑这些情况，添加辅助原料使得不超过规定范围即可。钢中Zr的分析方法，是从不受测定对象钢材的表层氧化皮的影响的部分取样2g，采用与JISG1237-1997附件3同样的方法处理试样后，可通过ICP进行测定。此时进行设定使得ICP的校准线适合于微量Zr。Ca:是氧化物和硫化物生成元素。对于弹簧钢，可通过使MnS球化，来抑制作为疲劳等的断f^点的MnS的长度，使之无害化。其效果在不足0.0002%时不明显，而在超过0.01%地添加时，不仅合格率变差，而且生成氧化物和CaS等硫化物，在制造上出现问题、使弹簧的疲劳耐久特性下降，因此确定为0.01%以下，其添加量优选为0.001%以下。Hf:是氧化物生成元素，成为MnS的析出核。因此，通过微细分軟，Hf是氧化物和硫化物生成元素。由于在弹簧钢中微细地^lt氧化物，因此与Mg—样，成为MnS的析出核。由此，使疲劳耐久性提高，增加延性，使巻绕性提高。其效果在不足0.0002%时不明显，而在超过0.01%地添加时，不仅合格率变差，而且生成氧化物、ZrN、ZrS等氮化物和硫化物，在制造上出现问题、使弹簧的疲劳耐久特性下降，因此确定为0.01%以下，其添加量优选为0.003%以下。以下，说明其它成分的优选含有范围。关于P、S，虽然在本发明请求保护的范围中没有加以规定，但是需要限制。P使钢硬化，并产生偏析，使材料脆化。特别是在奥氏体晶界偏析的P,引起冲击值的降低，由于氢的侵入而引M迟断裂等。因此，含量少为好。因此，P优选为脆化倾向变得显著的0.015。/。以下。而且，在热处理钢线的抗拉强度超过2150MPa那样的高强度的场合，优选为不足0.01%。S也与P—样，在钢中存在时使钢脆化。通过Mn的作用可极力减小S的影响，但由于MnS也呈现夹杂物的形态，因此断裂特性降低。尤其是高强度钢，也会由于微量的MnS而产生断裂，因此希望极力减少S。优选为其不良影响变得显著的0.015%以下。而且，在热处理钢线的抗拉强度超过2150MPa那样的高强度的场合，优选为不足0.01%。合计氧量(t-O)确定为0.0002~0.01%。在钢中存在着经过脱氧工序而产生的氧化物和固溶了的氧。但是，在该合计氧量(t-O)多的场合，意味着氧化物系夹杂物多。如果氧化物系夹杂物的尺寸小，则不影响弹簧的性能，但若尺寸大的氧化物大量存在，则对弹簧的性能有很大影响。当氧量超过0.01%而存在时，会使弹簧的性能显著降低，因此其上限优选为0.01%。另外，氧少为宜，但即使不足0.0002%,其效果也饱和，因此将不足0.0002。/。作为下限较为理想。考虑实用上的脱氧工序等的容易度，希望调整为0.0005%~0.005%.在本发明中，优选抗拉强度为2000MPa以上。如果抗拉强度高，则存在弹簧的疲劳特性提高的倾向。另外，即使在实施氮化等表面处理的场合，如果钢线的基本强度高，则也能够得到更高的疲劳特性和抗弹力减弱特性。另一方面，当强度高时，巻绕性下降，弹簧的制造变得困难。因此，不仅提高强度，同时赋予可巻绕的延性也是重要的。从疲劳、弹力减弱等的观点考虑，钢线的强度是必要的，将抗拉强度TS〉2000MPa确定为下限。进而在适用高强度的弹簧的场合，希望进一步高的强度，优选为2200MPa以上，为了适用于更高强度的弹簧，优选在不损害巻绕性的范围内进行高强度化至2250、2300MPa以上。对于未溶解碳化物，为了得到高强度，添加C以及其它的Mn、Ti、V、Nb等所谓的合金元素，但这些元素之中，大量添加形成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素的场合，未溶解碳化物容易残留。未溶解碳化物一般为球状，具有合金元素为主体的和渗碳体为主体的未溶解碳化物。图2表示出典型的观察例。图2(a)是采用扫描式电子显微镜得到的未溶解碳化物的观察例，(b)是合金系未溶解碳化物X的X射线元素分析例，(c)表示渗碳体系未溶解碳化物Y的X射线元素分析例。根据这些观察例，在钢中可以看到基体的针状组织和球状组织2种。已经知道，一般地钢通过泮火形成马氏体的针状组织，通过回火生成碳化物，由此兼有强度和韧性。但是，在本发明中，如图2(a)X、Y那样，有时不一定只是针状组织，也较多地残留球状组织。该球状组织是未溶解的碳化物，其分布对弹簧用钢线的性能有很大影响。因此，这里所说的未溶解碳化物，是指上述合金不只是生成了氮化物、碳化物、碳氮化物的所谓的合金系球状碳化物(X)，也包括以Fe碳化物(渗碳体)为主成分的渗碳体系球状碳化物(Y)。图2(b)、(c)表示出采用安装在SEM上的EDX得到的分析例。以往的发明只关注V、Nb等合金元素系的碳化物，其一例为图2(b)，其特征是碳化物中Fe峰值较小、合^"^值(本例的场合为V)较大。该合金系碳化物(X)，严格地成为与氮化物的复合碳化物(所谓的碳氮化物)的情况居多，因此，这里将这些合金系的碳化物、氮化物及其复合的合金系球状析出物总称为合金系球状碳化物。在本发明中，不只是现有的合金元素系球状碳化物，如图2(c)所示那样看出，圆相当径3pm以下的Fe3C和在其中固溶了一点点的合金元素的所谓的渗碳体系碳化物的析出形态也很重要。如本发明那样，在达成现有钢线以上的高强度和加工性二者兼有的场合，当3Mm以下的渗碳体系球状碳化物多时，加工性被大大损害，以下将这样的球状、且如图2(c)所示那样的以Fe和C为主成分的碳化物记为渗碳体系球状碳化物。再者，这些结果，采用透射式电子显微镜下的萃取复型法，也可以得到同样的分析结果。可以认为，这些球状的碳化物，是在油回火处理、高频淬火回火处理过程中没有充分固溶，在淬火回火工序中球化且长大或缩小了的碳化物。该尺寸的碳化物，通过淬火回火不仅对强度和韧性完全没有贡献，反而使其劣化。即，由于固定钢中C，单纯消耗应该成为强度之源的所添加的C，而且粗化，成为应力集中源，因此使钢线的机械性质降低。因此，关于在金相磨片表面上占有的合金系球状碳化物和渗碳体系球状碳化物，增加以下的规定，为了排除由它们引起的弊端，以下的限制是重要的。圆相当径0.2pm以上的碳化物的占有面积率为7%以下；圆相当径0.2nm以上的碳化物的存在密度为1个/Hm2以下。在对钢进行淬火回火后进行冷巻绕的场合，未溶解球状碳化物影响其巻绕特性、即影响直到断裂为止的弯曲特性。以往为了得到高强度，通常不只添加C,还多量添加Cr、V等合金元素，但存在强度过高，变形能力不足，使巻绕特性劣化的弊端。，其原因可以认为有钢中析出粗大的碳化物的因素。这些的钢中合金系和渗碳体系碳化物，通过对经镜面研磨的试样实施苦味酸腐蚀、电解腐蚀等腐蚀能够观察，但其尺寸等详细的观察评价，需要通过扫描式电子显微镜以3000倍以上的高倍率进行观察，在此作为对象的合金系球状碳化物和渗碳体系球状碳化物，其圆相当径为0.2nm以上。通常，钢中的碳化物，对确保钢的强度、抗回火软化性是不可缺少的，但其有效的粒径为0.1jim以下，相>^过1pm时，对强度和奥氏体粒径的细化没有贡献，只会使变形特性劣化。但是，在现有技术中该重要性并没有那么地认识到，只是关注V、Nb等的合金碳化物，认为圆相当径3um以下的碳化物、特别是渗碳体系球状碳化物是无害的。该合金系和渗碳体系碳化物，是对经镜面研磨的试样进行电解腐蚀，用扫描式电子显微镜以10000倍观察10个视场以上，当球状碳化物的占有面积率超过7%时加工性极端劣化，故将其定为上限。另夕卜，在本发明中，作为对象的圆相当径为0.2jam以上的合金系和渗碳体系球状碳化物的场合，不仅尺寸，数量也称为很大的因素。因此，考虑该二者规定了本发明的保护范围。即，当圆相当径为0.2jim以上的球状碳化物的数量非常多，在金相磨片表面上的存在密度超过1个/jLim2时，巻绕特性的劣化变得显著，因此将1个/nn^作为上限。另一方面，碳化物的尺寸超过3ym时，尺寸的影响更大，因此希望没有超过3pm的碳化物。原始奥氏体晶粒度号确定为10号以上的理由如下在以回火马氏体组织为基体的钢线中，原始奥氏体粒径与碳化物一并对钢线的基本性质有很大影响。即，原始奥氏体粒径小时疲劳特性和巻绕性优异。但是，即使奥氏体粒径小，如果上述碳化物在规定以上大量含有，则其效果也小。通常，为了减小奥氏体粒径，降低淬火时的加热温度是有效的，但这样作相反却使上述未溶解球状碳化物增加。因此，制作成为碳化物量与原始奥氏体粒径取得平衡的钢线是重要的。在此，关于碳化物满足上述规定的场合，当原始奥氏体粒径号不足10号时，不能得到充分的疲劳特性和巻绕性，因此原始奥氏体粒径号规定为IO号以上。此外，为了适用于高强度弹簧，晶粒更细较为理想，通过使之为11号、进而为12号以上，可兼有高强度和巻绕性。残余奥氏体确定为15质量％以下的理由如下残余奥氏体残留在偏析部、原始奥氏体晶界、被亚晶粒夹着的区域附近。残余奥氏体由于加工诱发相变而变成马氏体，如果在弹簧成形时发生诱发相变，则材料中生成局部的高硬度区，肯定会使作为弹簧的巻绕性降低。另外，最近的弹簧，通过喷丸硬化和立定处理(seting)等塑性变形进行表面强化，但在具有包括多个这样地施加塑性变形的工序的制造工序的场合，在早期阶段产生的加工诱发相变的马氏体，使断裂应变量减低，并^i口工性和使用中的弹簧的断裂特性降低。另夕卜，在敲击缺陷等工业上不可避免的变形被引入的场合，在巻绕中容易折损。此外，在氮化和消应力退火等热处理中，残余奥氏体緩慢分解，使机械性质变化、强度降低，导致巻绕性降低等弊端。因此，通过极力减少残余奥氏体、抑制加工诱发相变的马氏体的生成，使加工性提高。具体地，残余奥氏体超过15%(质量％)时，敲击缺陷等的敏感性升高，在巻绕及其它操作中容易折损，因此限制为15%以下。根据C、Mn等合金元素添加量和热处理条件的不同，残余奥氏体量也发生变化。因此，不仅成分设计，热处理条的充实也是重要的。马氏体生成温度(开始温度Ms点、终了温度Mf点)变为低温时，在淬火时如果不达到相当低的温度就不会生成马氏体，容易残留残余奥氏体。工业上的淬火，使用水或油，残余奥氏体的抑制需要高度的热处理控制。具体地，将冷却介质保持在低温，冷却后也极力保持低温，确保较长的向马氏体相变的时间等的控制是必要的。工业上，在连续生产线上进行处理，因此冷却介质的温度很容易上升到ioon附近，但优选维持在60X:以下，进而更优选为40匸以下的低温。此外，为了充分促进马氏体相变，需要在冷却介质内保持1秒以上，确保冷却后的保持时间也很重要。此外，除了对这些碳化物等的规定以外，应该避免碳化物的分布比其它部分少的组织。具体地，在透镜马氏体及其回火马氏体组织中，碳化物的分布比其它的部分少，产生显微组织的不均匀性，因此对疲劳强度和加工性造成坏影响。实施例评价项目为了评价本发明对弹簧的适用性，作为评价项目，示出抗拉强度、退火后的硬度、沖击值以及在拉伸试验中测定的断面收缩率。抗拉强度直接关系到弹簧的耐久性，强度越高，表示其耐久性越高。另外，在测定抗拉强度时，同时测定的断面收缩率是表示材料的塑性变形行为的，是弹簧的加工性(巻绕特性)的评价指标。该断面收缩率越大，表示越能够容易加工，但通常如果强度变高，则断面收缩率减小。从现有钢的实例知道，在该线径下的评价中，当断面收缩率超过30%时，对于其它的线径在工业的大量生产中不容易出现障碍。对于制作的4)13mm的原材料进行淬火回火处理，以使抗拉强度大约超过2200MPa，然后，根据JISZ22019号试片作成试片，才艮据JISZ2241进行试验，从其断裂栽荷算出抗拉强度。另外，近年来，为了弹簧的高强度化，对表层实施氮化的硬化处理的情况较多。氮化，是在氮气气氛中将弹簧加热至400~500x:，保温数分钟~1小时左右，由此使表层硬化。此时，没有侵入氮的内部被加热，因此被退火、发生软化。抑制该软化是重要的，因此将模拟了氮化的退火后的硬度作为抗软化形的评价项目。此外，为了评价原材料的加工性和耐断裂特性，以夏比冲击值作为评价项目。通常认为，沖击值良好的材料，包括疲劳特性在内的耐断裂特性也良好。另外，脆的材料其加工性也较差，因此认为韧性高的材料其加工性也优异。在本实施例中，测定了实施了与测定淬火回火后的抗拉强度的试样同样的热处理的材料的夏比冲击值。夏比沖击值也受奥氏体粒径的影响，因此也测定了同一原材料的奥氏体粒径。夏比沖击试片是由cj)13mm的热处理原材料制备的所谓的半尺寸(5xl0mm截面)的材料上加工出2mm的U型缺口。另外，弹簧在更细直径的4)4mm左右，以比较短的时间结束热处理。因此知道，未溶解碳化物容易残留、使加工性降低。因而，在本发明例中，也进行铅浴淬火-拔丝，制作成4)4mm，将该拔丝材进行热处理，测定其碳化物的分布和奥氏体粒径。通常，如果加热温度低、时间短则奥氏体粒径变小，但存在未溶解碳化物增加的趋势，必须根据二者的平衡进行综合的评价。其结杲，表现在抗拉强度和延伸率上，因此以该二者作为评价对象。(J)5mm以下的细径材料，其截面积较小，所以塑性变形行为，其延伸率比断面收缩率更呈现明显的差异。评价材料的热处理条件等的详细情况叙述如下。拉伸试验，根据JIS标准制作平行区(})6mm的试片，测定其抗拉强度和延伸率。关于残余奥氏体量，在淬火回火后进行镜面研磨，用X射线进行测定。而且，关于退火后的>^>变，在热处理后进行镜面研磨，测定3点的距表面为半径的1/2的位置的维氏多UL，其平均值作为退火后的^t变。关于原材料的制造方法(线-棒材)，本发明的发明例16，是用2吨的真空熔炼炉熔炼后，通过轧制制作钢坯。此时，在发明例中，在1200。C以上的高温保持一定时间。然后任何场合都由钢坯轧制成(M3mm。在其它实施例中，用16kg真空熔炼炉熔炼后，通过锻造锻造成4)13mmx600mm，然后进行热处理。此时也同样在1200X:以上的高温保持一定时间，然后进行热处理以达到规定的强度。关于热处理方法，在评价试片的制作中没有特别记述的场合，经1200'Cx15分钟—空冷后、在950C加热10分钟后^v到加热到650的铅浴槽中，再经950CxK)分钟加热后，^到60X:的油槽中进行淬火，然后，本发明例调节了回火温度，以4吏得抗拉强度超过2200MPa。测定了该热处理后的抗拉强度、断面收缩率以及夏比冲击值。该回火温度，根据化学成分不同而不同，但在本发明中，相应于化学成分进行了热处理，以使得抗拉强度变为2200MPa以上。另一方面，关于比较例，只为了调和抗拉强度而进行了热处理。此外，通过进行模拟氮化的400'Cx20分钟的退火，并测定其硬度，评价了抗软化性。另外，关于碳化物评价用的4)4mm线材，在没有特别记述的场合，经1200"Cxi5分钟—空冷后、通过切削加工制作成(J)10mm，在950匸加热10分钟后投入到加热到650X:的铅浴槽中。进而将其通过拔丝细径化到4>4mm，再经950t)x5分钟加热后^JV60X:的油槽中进行淬火，然后，调节了回火温度以使得抗拉强度超过2200MPa。另外，通过中村式旋转弯曲试验，将负荷循环次数能够超过107的应力作为疲劳强度。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表8<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>表9<table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table>表2~表9表示出在cj)4mm下处理的场合的本发明钢和比较钢的化学成分、渗碳体系碳化物稀薄区面积率、合金系/渗碳体系球状碳化物的占有面积率、圆相当径为0.23nm的渗碳体系球状碳化物存在密度、圓相当径超过3Mm的渗碳体系球状碳化物存在密度、最大氧化物粒径、原始奥氏体晶粒度号、残余奥氏体量(质量％)、其结果得到的抗拉强度、退火后的石U、沖击值以及通过拉伸试验测定的断面收缩率。即，表2和表3表示发明例No.l~25的化学成分，表4和表5表示发明例No.26~51的化学成分，表6表示比较例No.52~77的化学成分。而表7和表8分别表示发明例No.l~25、以;SJL明例No.26~51的有拔丝(经过拉拔)和无拔丝(未经拉拔)的特性。此外，表9表示比较例No.52~77的有拔丝和无拔丝的特性。以下，说明比较例。在发明例中，即佳A未经拔丝的热处理材，其冲击值和退火后的抗软化性、拉伸特性等都发挥良好的性能，此外，经拔丝后的热处理材，拉伸特性和碳化物分布等都包含在规定的范围内，因此可以得到良好的性能。但以下的比较例，由于偏离规定，因此未能发挥充分的性能。比较例52、53，是Ti和Nb都不含的情况，由于大量添加了V、Cr，因此生成以氮化物为核的未溶解碳化物，所以拉伸试验中的断面收缩率、拔丝后的延伸率低，使加工性降低。比较例54、55，虽然添加了Ti和Nb,但是N过多，生成以氮4匕物为核的未溶解碳化物，所以拉伸试验中的断面收缩率、拔丝后的延伸率低，使加工性降低。比较例56~59,是添加了Ti、以TiN形式固定了N，但因Ti添加量过多，明显存在由TiN所致的弊端的例子。因此，夹杂物分布增多，其结果，拉伸试验中的断面收缩率、拔丝后的延伸率低，使加工性降低。特别是比较例57,是由于降低淬火时的加热温度，导致生成了数量很多的未溶解碳化物的情况。比较例60~62是添加了Nb的例子，由于其添加量过多，因此可看到未溶解碳化物很多，拉伸试验中的断面收缩率、拔丝后的延伸率低，使加工性降低。比较例63、64由于AI过多，因此氧化物变大，疲劳特性降低。比较例65、66是V添加量过少的情况，此时模拟氮化的退火后的硬度低，而且存在原始奥氏体粒径变得粗大的倾向，疲劳特性降低。此外，在实际的氮化中，与添加规定量的V的发明例相比，表层石iJL低，或者即使是相同时间的氮化时间，氮化深度也变浅等，氮化处理后的性能出现差异。比较例67、68中，Cr添加量过少，模拟氮化的退火后的硬度低，或者氮化处理时的表面硬化层变薄，使疲劳特性降低。比较例69~71是淬火时的冷却温度高、且冷却时间为短时间的情况，残余奥氏体量增多，因此退火后的硬度不足，同时在实用上一点点的使用缺陷的周围，由于诱发相变而脆化，因此降低加工性。比较例72、73是淬火时的加热温度过高的例子，原始奥氏体粒径变大，沖击值变低，疲劳特性下降。比较例74~77是C或Si比规定量少的情况，降低了退火后的抗拉强度，因此是不能确保疲劳强度的例子。产业上的可利用性本发明钢，通过减小冷巻绕弹簧用钢线中的渗碳体系和合金系的球状碳化物的占有面积率、存在密度、奥氏体粒径、残余奥氏体量，可将强度高强度化为2000MPa以上，同时确保巻绕性，能够制造高强度且断裂特性优异的弹簧。本申请发明中表示数值范围的"以上"和"以下"均包括本数。权利要求1.一种高强度弹簧用钢，其特征在于含有以质量％计C0.5％～0.9％、Si1.0％～3.0％、Mn0.1％～1.5％、Cr1.0％～2.5％、V超过0.15％～1.0％以下、Al0.005％以下，N限制在0.007％以下，而且含有Nb0.001％～不足0.01％、Ti0.001％～不足0.005％之中的1种或2种，其余量由Fe和不可避免的杂质组成。2.根据权利要求1所述的高强度弹簧用钢，其特征在于进一步含有以质量％计\￥:0.05%~0.5%、Mo:0.05%~0.5%中的1种或2种。3.根据权利要求1或2所述的高强度弹簧用钢，其特征在于进一步^^有以质量％计Ni:0.05%~3.0%、Cu:0.05%~0.5%、Co:0.05%~3.0%、B:0.0005%~0.006%中的l种或2种以上.4.根据权利要求1~3中的任一项所述的高强度弹簧用钢，其特征在于进一步含有以质量o/。计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%中的l种或2种以上。5.—种高强度弹簧用热处理钢线，其特征在于具有权利要求1~4中的任一项所述的钢成分，抗拉强度为2000MPa以上，且关于金相磨片表面上占有的渗碳体系球状碳化物和合金系球状碳化物，满足圆相当径为0.2jam以上的碳化物的占有面积率为7%以下、圆相当径为0.2nm以上的碳化物的存在密度为l个/iiii^以下，且原始奥氏体晶粒度号为IO号以上，残余奥氏体为15质量％以下。全文摘要本发明提供在冷态下卷绕的、能够兼有充分的大气强度和卷绕加工性的抗拉强度为2000MPa以上的弹簧用热处理钢线、以及用于该钢线的弹簧用钢。本发明的高强度弹簧用热处理钢线，其特征在于按质量％计，含有C0.5～0.9％、Si1.0～3.0％、Mn0.1～1.5％、Cr1.0～2.5％、V超过0.15％～1.0％以下、Al0.005％以下，N限制在0.007％以下，进而含有Nb0.001％～不足0.01％、Ti0.001％～不足0.005％中的1种或2种，抗拉强度为2000MPa以上，且关于金相磨片表面上占有的渗碳体系球状碳化物和合金系球状碳化物，满足圆相当径为0.2μm以上的碳化物的占有面积率为7％以下、圆相当径为0.2μm以上的碳化物的存在密度为1个/μm²以下，且原始奥氏体晶粒度号为10号以上，残余奥氏体为15质量％以下。文档编号C22C38/00GK101287850SQ20068000124公开日2008年10月15日申请日期2006年11月9日优先权日2006年11月9日发明者山崎浩一,桥村雅之,萩原博,藤田崇史,越智达朗,金须贵之申请人:新日本制铁株式会社