本发明涉及主要在汽车中使用的阀簧、离合器减震弹簧、悬挂弹簧等高强度弹簧中使用的弹簧用钢线，特别涉及弹簧加工后的耐弹力减弱性优异的高强度弹簧用钢线及由该钢线制成的弹簧。
本申请基于2015年09月04日在日本申请的特愿2015-174730号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术：
伴随着汽车的轻量化、高功能化，对于在上述各种用途中使用的弹簧，也被定向于设计应力的高应力化。在此情况下，弹簧的负载应力增大，因此要求疲劳强度、耐弹力减弱性优异的弹簧。所谓弹力减弱是指在应力负载中发生塑性变形。因此，在耐弹力减弱性低的情况下，会产生下述问题：在高应力负载中弹簧的弹力减弱量变大，作为弹簧的复原力降低。
作为在上述各种用途中使用的弹簧，主要使用冷成形弹簧。冷成形弹簧是通过对预先对钢进行淬火回火处理而得到的高强度钢线在冷态下进行弹簧加工来制造的。一般来说，作为提高这样的弹簧的疲劳强度、耐弹力减弱性的手段，已知的是提高淬火回火后的抗拉强度。
另外，如专利文献1、2中所示的那样，提出了下述技术：通过大量含有si等合金元素作为化学组成，从而提高钢线的抗拉强度，使疲劳强度及耐弹力减弱性提高。但是，如果通过这样的手段来提高钢线的抗拉强度，则延展性、韧性会显著降低，担忧其无法进行弹簧加工或者所得到的弹簧变得无法承受作为弹簧的使用。
除了上述以外，一直以来提出了各种提高耐弹力减弱性的手段。例如在专利文献3中提出了下述技术：通过使100nm以下的微细的渗碳体分散于钢中，从而使弹簧的耐弹力减弱性得以提高。但是，在专利文献3中，为了抑制该微细的渗碳体在热处理时分解、消失，需要在渗碳体中使cr、v浓集，将cr浓度及v浓度设定为规定浓度以上。由于cr、v等合金元素浓集了的微细的渗碳体的延展性、韧性会显著低下，因此担忧专利文献3的技术无法进行由钢线向弹簧的弹簧加工或者所得到的弹簧变得无法承受作为弹簧的使用。
另外，在专利文献4中提出了下述技术：通过对主要由马氏体及贝氏体组织形成的钢材进行冷加工后、进行淬火回火、将原奥氏体晶粒微细化、并且尽量减少未溶解碳化物，从而使悬挂弹簧的耐弹力减弱性提高。但是，在专利文献4的技术中，需要对主要由马氏体及贝氏体组织形成的弹簧钢进行冷加工。像弹簧钢那样，高碳的钢的马氏体及贝氏体组织脆而难以进行冷加工。
此外，在专利文献5～8中也提出了下述技术：通过减少未溶解碳化物(渗碳体)的量来改善疲劳特性、耐弹力减弱性。但是，就这样的技术而言，疲劳特性、耐弹力减弱性的改善的效果小。
如以上那样，以往所提出的提高耐弹力减弱性的技术尚不充分，能够应对近年来的弹簧的高强度化要求的可以提高弹簧的耐弹力减弱性的高强度弹簧用钢线目前尚未得到。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第2613601号公报
专利文献2：日本特开平2-57637号公报
专利文献3：日本专利第4868935号公报
专利文献4：日本专利第3764715号公报
专利文献5：日本专利第3233188号公报
专利文献6：日本特开平11-246943号公报
专利文献7：日本专利第3971571号公报
专利文献8：日本专利第3851095号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
本发明是以以上的情况作为背景而进行的。本发明的课题在于，提供加工性良好、并且在加工成弹簧时即使在高应力负载下的使用中塑性变形量也少、耐弹力减弱性以能够充分应对近年来的高强度化要求的程度优异的高强度弹簧用钢线及由该弹簧用钢线制成的弹簧。
用于解决课题的手段
为了解决上述的课题，本发明的发明者们对实现弹簧加工后的耐弹力减弱性优异的高强度弹簧用钢线的方案进行了深入研究。其结果是，得到了以下的(a)～(e)的见解。
(a)为了提高耐弹力减弱性，将弹簧用钢线的组织(金属组织)制成回火马氏体主体的组织(具体而言，以面积率计90％以上为回火马氏体的组织)，同时进行组织的微细化、尤其使原奥氏体晶粒微细化是有效的。一般来说，在弹簧用钢线的制造过程中，对热轧后的由奥氏体相形成的组织的钢实施铅淬火等珠光体相变处理，然后在进行冷拉丝加工之后实施淬火回火处理。如果淬火回火后的组织为回火马氏体主体的组织、尤其是以面积率计为90％以上为回火马氏体，则能够确保优异的耐弹力减弱性。
(b)为了提高耐弹力减弱性，组织的微细化、尤其是使原奥氏体晶粒微细化是有效的。如果使相变前的奥氏体晶粒微细化，则伴随于此，回火马氏体主体的组织中的马氏体板条块(martensiteblock)的尺寸被微细化。另外，通过马氏体板条块尺寸的微细化，使得屈服强度得以提高，耐弹力减弱性得以提高。这些效果通过原奥氏体晶粒的尺寸在jisg0551中所规定的粒度号数中达到12.5号以上而变得特别大。
(c)为了谋求原奥氏体晶粒的微细化，使以渗碳体(fe3c)为代表的铁系碳化物、尤其是具有一定程度以上的粒径的较大的铁系碳化物(如后述那样，以未溶解铁系碳化物作为主体的铁系碳化物)大量地分散是有效的。以往，认为没有粗大的碳化物是较佳的，但是通过使较大的铁系碳化物大量地分散，利用由该铁系碳化物带来的钉扎效应，从而能够使相变前的奥氏体晶粒微细化。如果相变前的奥氏体晶粒发生微细化，则在之后的冷却过程中相变了的马氏体会发生微细化，加工性不会降低而屈服强度提高，因此耐弹力减弱性提高。
(d)就上述的铁系碳化物而言，其粒径是重要的，当量圆直径低于0.15μm的微细的铁系碳化物以及当量圆直径超过0.50μm的粗大的铁系碳化物是难以充分地发挥上述的效果的。因此，为了得到上述的效果，需要存在规定量以上的当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物。在弹簧用钢线的制造过程中，有时通过热轧后的铅淬火等珠光体相变处理所产生的渗碳体等碳化物的一部分直到之后的淬火回火后为止也不会完全溶解，以未溶解的状态残留。这样的未溶解铁系碳化物大多作为当量圆直径为0.15μm左右以上的碳化物存在。另一方面，在淬火后的回火时等，铁系碳化物也会析出，但是在回火时析出的碳化物是微细的，大多是当量圆直径为低于0.15μm、特别是低于0.10μm的碳化物。因此，为了使相变前的奥氏体晶粒微细化、使耐弹力减弱性提高，利用直至淬火回火后为止以未溶解的状态残留的铁系碳化物是有效的。
(e)为了提高耐弹力减弱性，铁系碳化物的存在密度的控制也是重要的。即，如果当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系未溶解碳化物的存在少，则晶粒微细化的效果不充分，因此耐弹力减弱性不会提高。特别是在其存在密度低于0.40个/μm2时，基本确认不到耐弹力减弱性的提高效果。另一方面，在当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物过量存在的情况下，淬火回火后的强度降低，因此反而耐弹力减弱性降低。另外，在此情况下，延展性也降低，因此加工性显著降低。特别是如果其存在密度超过2.00个/μm2，则这些问题会变得容易产生。因此，为了在不损害加工性的情况下切实地提高耐弹力减弱性，当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度需要为0.40个/μm2～2.00个/μm2的范围内。
本发明的发明者们基于以上那样的(a)～(e)的见解，发现如果将钢线的组织制成由以面积率计为90％以上的回火马氏体形成的组织、同时将原奥氏体粒度号数设定为12.5号以上、进而将当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度设定为0.40个/μm2～2.00个/μm2，则能够在不损害加工性的情况下切实且充分地提高获得加工成弹簧后的耐弹力减弱性，并达成了本发明。
本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的弹簧用钢线以质量％计含有c：0.40～0.75％、si：1.00～5.00％、mn：0.20～2.00％、p：0.0001～0.0500％、s：0.0001～0.0500％、cr：0.50～3.50％、al：0.0005～0.0500％、n：0.0020～0.0100％、mo：0～2.00％、v：0～0.50％、w：0～0.50％、nb：0～0.100％、ti：0～0.100％、ca：0～0.0100％、mg：0～0.0100％、zr：0～0.1000％、b：0～0.0100％、cu：0～1.00％、ni：0～3.00％，剩余部分包含fe及杂质，其中，组织以面积率计包含90％以上的回火马氏体，原奥氏体粒度号数为12.5号以上，当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度为0.40个/μm2～2.00个/μm2。
(2)上述(1)所述的弹簧用钢线也可以以质量％计含有mo：0.01～2.00％、v：0.01～0.50％、w：0.01～0.50％、nb：0.005～0.100％、ti：0.001～0.100％中的1种以上。
(3)上述(1)或(2)所述的弹簧用钢线也可以以质量％计含有ca：0.0002～0.0100％、mg：0.0002～0.0100％、zr：0.0005～0.1000％、b：0.0005～0.0100％、cu：0.05～1.00％、ni：0.05～3.00％中的1种以上。
(4)本发明的另一个方案的弹簧由上述(1)～(3)中任一项所述的弹簧用钢线制成。
发明效果
根据本发明，能够提供确保良好的加工性、并且弹簧加工后的耐弹力减弱性优异的高强度弹簧用钢线及由该弹簧用钢线制成的弹簧。
附图说明
图1是表示当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度与作为耐弹力减弱性的指标的残余剪切应变量的关系的图表。
图2是表示当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度与作为加工性的指标的断面收缩率的关系的图表。
具体实施方式
以下，对本发明的一个实施方式的弹簧用钢线(以下，称为本实施方式的弹簧用钢线)及本发明的一个实施方式的弹簧(以下，称为本实施方式的弹簧)进行说明。
<化学组成>
首先，对本发明中的弹簧用钢线的化学组成(化学成分)的限定理由进行说明。以下，各成分的含量的“％”为“质量％”。
c：0.40～0.75％
c是决定钢材强度的重要的元素。为了得到充分的强度，将下限设定为0.40％。优选为0.45％以上，更优选为0.50％以上。c由于与其他的强化元素相比合金成本低，因此如果能够大量地含有c，则能够以低合金成本获得高强度。但是，如果过量地含有c，则延展性、韧性降低而加工性显著降低。因此，将c含量的上限设定为0.75％。c含量优选为0.67％以下，更优选为0.65％以下。
si：1.00～5.00％
si是具有脱氧作用的元素。另外，si由于抑制热处理后的软化的效果大，因此是对提高耐弹力减弱性有效的元素。为了充分得到这样的效果，将下限设定为1.00％。si含量优选为1.20％以上。另一方面，如果过量含有si，则钢的延展性、韧性降低而加工性显著降低。因此，将si含量的上限设定为5.00％。si含量优选为3.50％以下。
mn：0.20～2.00％
mn是为了将钢中的s以mns的形式固定、并且提高淬火性而使热处理后的硬度充分提高而有效的元素。为了得到这些效果，将mn含量设定为0.20％以上。优选为0.25％以上，更优选为0.30％以上。另一方面，如果含有超过2.00％的mn，则基体(matrix)的硬度会变高而脆化，加工性显著降低。因此，将mn含量设定为2.00％以下。mn含量优选为1.50％以下，更优选为1.20％以下。
p：0.0001～0.0500％
p是在钢中作为杂质通常被包含0.0001％以上，因此将下限设定为0.0001％。p是下述的元素：在原奥氏体晶界等偏析，使钢显著脆化，使加工性显著降低。如果p含量变得超过0.0500％，则上述的不良影响变得显著，因此将p含量的上限设定为0.0500％。p含量优选为0.0300％以下，更优选为0.0200％以下，进一步优选为0.0150％以下。
s：0.0001～0.0500％
s也是与p同样地在钢中作为杂质通常被包含0.0001％以上。因此，将s含量的下限设定为0.0001％。由于s是使钢脆化的元素，因此优选使s含量尽量减少。特别是如果s含量超过0.0500％，则上述的不良影响会变得显著，因此将s含量的上限设定为0.0500％。s的含量优选为0.0300％以下，更优选为0.0200％以下，进一步优选为0.0150％以下。
cr：0.50～3.50％
cr由于具有抑制热处理后的软化的效果，因此是对耐弹力减弱性的提高有效的元素。为了切实地得到该效果，将cr含量设定为0.50％以上。优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上。但是，cr由于会在铁系碳化物中固溶而使碳化物稳定化，因此如果cr含量变得过量，则铁系未溶解碳化物会增加至所需量以上，热处理后的强度会降低。在此情况下，反而耐弹力减弱性会降低。如果cr含量变得过量，则延展性降低，加工性会显著降低。从这些观点出发，将cr含量设定为3.50％以下。优选为3.00％以下，更优选为2.75％以下。
al：0.0005～0.0500％
al是在钢中作为杂质通常被包含0.0005％以上。因此，将al含量的下限设定为0.0005％。al是生成al2o3等氧化物、使钢的延展性、韧性降低而使加工性显著降低的元素。因此，将al含量设定为0.0500％以下。al含量优选尽量降低，优选设定为0.0100％以下。
n：0.0020～0.0100％
n是在钢中与al、v、ti和/或nb结合而形成氮化物的元素。该氮化物具有使原奥氏体晶粒微细化的效果。为了得到该效果，将n含量设定为0.0020％以上。优选为0.0030％以上。另一方面，如果n含量变得过量，则氮化物会粗大化，其结果是，钢的延展性降低而加工性显著降低。因此，将n含量设定为0.0100％以下。优选为0.0070％以下。
本实施方式的弹簧用钢线以下述特征为基本：包含上述元素且剩余部分包含fe及杂质。但是，为了进一步提高特性，也可以代替fe的一部分而含有mo：0.01～2.00％、v：0.01～0.50％、w：0.01～0.50％、nb：0.005～0.100％、ti：0.001～0.100％中的一种以上和/或ca：0.0002～0.0100％、mg：0.0002～0.0100％、zr：0.0005～0.1000％、b：0.0005～0.0100％、cu：0.05～1.00％、ni：0.05～3.00％中的1种以上。但是，mo、v、w、nb、ti、ca、mg、zr、b、cu及ni都不一定需要含有，因此其下限为0％。
<mo：0.01～2.00％、v：0.01～0.50％、w：0.01～0.50％、nb：0.005～0.100％、ti：0.001～0.100％中的至少一种以上>
mo、v、w、nb、ti是通过抑制热处理后的软化而有助于耐弹力减弱性的提高的元素。为了得到该效果，对于mo、v、w，优选将其含量设定为0.01％以上，对于nb，优选将其含量设定为0.005％以上，另外，对于ti，优选将其含量设定为0.001％以上。另一方面，如果这些元素的含量变得过量，则合金碳氮化物增加，热处理后的强度降低，因此反而耐弹力减弱性会降低。另外，由于延展性降低，因此加工性显著降低。因此，即使是在含有这些元素的情况下，也优选将mo含量的上限设定为2.00％、将v含量的上限设定为0.50％、将w含量的上限设定为0.50％、将nb含量的上限设定为0.100％、将ti含量的上限设定为0.100％。更优选的是，mo含量为0.05～0.60％、v含量为0.05～0.35％、w含量为0.05～0.35％、nb含量为0.005～0.050％、ti含量为0.010～0.080％。
<ca：0.0002～0.0100％、mg：0.0002～0.0100％、zr：0.0005～0.1000％、b：0.0005～0.0100％、cu：0.05～1.00％、ni：0.05～3.00％中的1种以上>
ca、mg、zr都是具有下述效果的元素：形成氧化物，成为mns的结晶核而使mns均匀微细分散，通过mns来提高淬火性而使热处理后的钢的硬度得以提高。另外，b、cu、ni都是具有下述效果的元素：通过在钢中固溶来提高淬火性而使热处理后的硬度得以提高。在发挥这些效果的情况下，对于ca、mg，优选将其含量的下限设定为0.0002％，对于zr，优选将其含量的下限设定为0.0005％，对于b，优选将其含量的下限设定为0.0005％，对于cu，优选将其含量的下限设定为0.05％，对于ni，优选将其含量的下限设定为0.05％。另一方面，如果ca含量、mg含量超过0.0100％、zr含量超过0.1000％，则会过量生成氧化物、硫化物等硬质夹杂物，钢的延展性降低而加工性显著降低。另外，如果b含量超过0.0100％、cu含量超过1.00％、ni含量超过3.00％，则钢的延展性降低而加工性显著降低。因此，即使是在含有这些元素的情况下，也优选将ca含量、mg含量的上限设定为0.0100％、将zr含量的上限设定为0.1000％、将b含量的上限设定为0.0100％，将cu含量的上限设定为1.00％，将ni含量的上限设定为3.00％。
本实施方式的弹簧用钢线具有下述的化学组成：包含上述必需元素、剩余部分包含fe及杂质；或者在上述必需元素的基础上进一步包含上述的任选元素、剩余部分包含fe及杂质。作为除了上述说明的杂质以外的杂质，考虑有o等，其含量优选合计设定为0.05％以下。
接下来，对本实施方式的弹簧用钢线的组织的限定理由进行说明。
<以面积率计为90％以上的回火马氏体>
如果弹簧用钢线的组织是以回火马氏体作为主体的组织，则能够得到优异的耐弹力减弱性。作为除了回火马氏体以外的相(剩余部分组织)，有铁素体、珠光体、贝氏体或残余奥氏体等。如果这些组织(剩余部分组织)的合计面积率变大，则耐弹力减弱性降低。相反，这些剩余部分组织越少，则耐弹力减弱性会越提高。
特别是如果这些剩余部分组织的合计面积率超过10％，则耐弹力减弱性显著降低。因此，将这些剩余部分组织以合计面积率计设定为低于10％。即，将回火马氏体的面积率规定为90％以上。通过在将回火马氏体的面积率设定为90％以上的基础上，控制后述的原奥氏体粒度、铁系碳化物的尺寸、分布状态，从而能够使作为耐弹力减弱性的指标值的残余剪切应变量成为0.029％以下。回火马氏体的面积率也可以为100％。
回火马氏体的面积率只要以通过淬火回火后的弹簧用钢线的与长度方向正交的断面(c断面)进行观察而进行图像解析时的平均面积率计为90％以上即可，但实际上，只要如例如后述的实施例中所示的那样地以在钢线的c断面中的距离钢线外周面位置为直径d的1/4的位置处所测定的值来代表即可。例如，只要从钢线的c断面中的距离外周面为直径d的1/4的部位采集试样、以硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀、利用光学显微镜以1000倍拍摄5张组织照片、通过图像解析求出马氏体的面积率即可。
<原奥氏体粒度号数为12.5号以上>
伴随着原奥氏体晶粒的微细化，马氏体板条块的尺寸被微细化，由此屈服强度提高，其结果是，耐弹力减弱性提高。这些效果通过以原奥氏体粒度号数成为12.5号以上的方式进行微细化而变得特别大。因此，将原奥氏体粒度号数设定为12.5号以上。优选原奥氏体粒度号数为13.5号以上，更优选为14.0号以上，进一步更优选为14.5号以上。由于原奥氏体粒径优选较小，因此不需要对粒度号数设置上限。
此外，原奥氏体粒度号数只要通过利用苦味酸饱和水溶液等适当的腐蚀液进行腐蚀、从而使原奥氏体晶界显现、利用光学显微镜等进行观察并测定即可，代表性的是，只要依据jisg0551即可。另外，原奥氏体粒度的测定只要通过淬火回火后的弹簧用钢线中的与长度方向正交的断面(c断面)来进行即可，实际上，只要如例如后述的实施例中所示的那样地以在淬火回火后的弹簧用钢线的c断面中的距离钢线外周面位置为直径d的1/4的位置处所测定的值来代表即可。
<当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度为0.40个/μm2～2.00个/μm2>
为了使原奥氏体晶粒微细化，通过由析出物产生的钉扎效应来抑制马氏体相变前的奥氏体的晶粒生长是有效的。以原奥氏体粒度号数成为12.5号以上的方式使相变前的奥氏体微细化，并且为了不损害加工性，当量圆直径为0.10～0.50μm的范围的析出物、特别是其中当量圆直径为0.15～0.50μm的范围内的析出物以0.40个/μm2～2.00个/μm2的密度分散地存在是有效的。
其中，在当量圆直径低于0.15μm或超过0.50μm或者析出物的存在密度低于0.40个/μm2时，奥氏体的晶粒生长的钉扎效应小，无法得到充分的奥氏体晶粒的微细化，因此无法充分得到耐弹力减弱性的提高效果。伴随着析出物的存在密度的增加，原奥氏体粒度号数增加，耐弹力减弱性提高。但是，如果析出物的存在密度超过2.00个/μm2，则淬火回火后的强度降低，因此反而耐弹力减弱性会降低。另外，由于延展性也降低，因此加工性显著降低。因此，当量圆直径为0.15～0.50μm的范围内的析出物以0.40个/μm2～2.00个/μm2的密度进行分散是必要的。
此外，如果0.15μm～0.50μm的析出物为0.50个/μm2以上，则原奥氏体粒度号数达到13.5号以上，因此更优选。
为了得到上述的尺寸及量的析出物，该析出物为渗碳体(fe3c)等铁系碳化物是必要的。但是，即使是铁系碳化物，通过回火处理析出的铁系碳化物也是微细的，大多不满足上述的条件。因此，满足上述条件的铁系碳化物优选以在淬火前的加热时无法溶解而残留下来的比较大的铁系未溶解碳化物作为主体。另外，例如氮化物等大幅地小于上述的尺寸，因此与铁系碳化物相比无法得到充分的钉扎效应。
如以上那样，就本实施方式的弹簧用钢线而言，作为组织，通过同时满足以面积率计90％以上为回火马氏体的组织、原奥氏体粒度号数为12.5号以上、当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度为0.40个/μm2～2.00个/μm2这3个条件，从而能够在不损害加工性的情况下得到优异的耐弹力减弱性。
本实施方式的弹簧由本实施方式的弹簧用钢线制成。具体而言，本实施方式的弹簧是通过将本实施方式的弹簧用钢线在冷态下进行弹簧加工而得到的。即使进行弹簧加工，化学组成及碳化物的存在状态也不会变化。因此，由本实施方式的弹簧用钢线制成的本实施方式的弹簧的化学组成及碳化物的存在状态与本实施方式的弹簧用钢线相同。
接下来，对本实施方式的弹簧用钢线及本实施方式的弹簧的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的弹簧用钢线只要具有上述的特征则可获得其效果，因此对用于制造的方法没有特别限定。但是，例如，如果对按照常规方法进行铸造、热轧而得到的钢线材在比一般的温度范围高的温度下进行铅淬火等珠光体相变处理(铅淬火工序)，进一步进行冷拉丝至规定的直径后，控制淬火前的加热温度而实施淬火回火处理(淬火回火工序)，则可稳定地获得，因此优选。
以下，对铅淬火工序和淬火回火工序中的优选的条件进行说明。
<铅淬火工序>
对于进行铸造、热轧而得到的钢线材，进行铅淬火等珠光体相变处理。一般来说，考虑到生产率等，珠光体相变处理会在ttt线图中的珠光体鼻端附近的温度(550～600℃左右)下进行。但是，在制造本实施方式的弹簧用钢线的情况下，优选在650℃～750℃进行铅淬火。通过将铅淬火温度设定为650℃以上，使得cr、mn在渗碳体中浓集，在淬火回火时铁系碳化物变得难以溶解。其结果是，铁系碳化物的主体成为未溶解碳化物，得到所期望的尺寸和存在密度的铁系碳化物。
<淬火回火工序>
对进行了铅淬火等珠光体相变处理后进一步被冷拉丝至规定直径的钢线材进行淬火回火。为了制成上述那样的组织，优选适当地控制淬火前的加热温度。为了在淬火回火后使回火马氏体成为90％以上，优选将淬火前的加热温度设定为870℃以上。
另外，以往由于认为未溶解碳化物会使特性劣化，因此就淬火前的加热温度而言，在通过珠光体相变处理而生成的渗碳体(铁系碳化物)完全固溶的温度前后进行。但是，就本实施方式的弹簧用钢而言，优选使未溶解碳化物残留。为了满足上述那样的组织条件，优选使淬火前的加热温度比以往低、具体而言比铁系碳化物完全固溶的温度低10～40℃左右。
铁系碳化物完全固溶的温度根据钢的化学组成而变化。因此，只要预先使用具有同样化学成分的样品、求出铁系碳化物完全固溶的温度、将比该温度低10～40℃的温度设定为淬火前的加热温度即可。
另外，对于回火，只要在公知的条件下进行即可。
接下来，对本实施方式的弹簧的制造方法进行说明。
本实施方式的弹簧只要使用如以上那样操作而得到的本实施方式的弹簧用钢线来制造，则其条件等没有特别限定，只要按照常规方法即可。例如，只要对如上述那样操作进行淬火回火而得到的弹簧用钢线在冷态下进行弹簧成形后，根据需要实施退火、渗氮处理即可。
以下通过实施例对本发明进行详细叙述。需要说明的是，这些实施例是用于说明本发明的技术意义、效果的例子，并非限定本发明的范围。
实施例
对表1的钢种a～z、表2的钢种aa～av中所示的组成的转炉铸钢进行连续铸造，根据需要经由均热扩散处理工序、开坯轧制工序而制成了162mm见方的轧制原材料。之后，加热至1150℃，通过热轧而制成了φ8.0mm的钢线材。将该钢线材表面削皮至φ7.4mm，加热至950℃后，在表3～4中所示的温度下实施了铅淬火处理。在冷拉丝加工至φ4.0mm后，进行淬火回火处理，在表3～4中所示的范围内改变淬火前的加热温度，由此分别制造了各个钢线中的铁系碳化物的尺寸和存在密度。另外，通过使用水溶性淬火液(液温为40℃)，调节搅拌的程度(0～50cm/秒)，改变冷却速度，从而分别制造了各个组织。之后，在430℃～500℃进行了90秒回火处理。表3、表4中示出了针对各钢种的淬火回火处理条件。[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
从进行了淬火回火处理的钢线的c断面中的距离外周面为直径d的1/4的部位采集试样，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，利用扫描型电子显微镜以10000倍拍摄10张组织照片，通过图像解析(luzex)求出了当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度。另外，利用光学显微镜以1000倍拍摄5张组织照片，通过图像解析(luzex)求出了马氏体的面积率。原奥氏体粒度依据jisg0551以苦味酸饱和水溶液进行腐蚀，使原奥氏体晶界显现，利用光学显微镜进行了观察并测定。使用进行了淬火回火处理的钢线制作jis2号拉伸试验片，依据jisz2241实施拉伸试验，调查了抗拉强度、屈服强度及断面收缩率。
另外，对进行了淬火回火的钢线进行冷弹簧成形(线圈的平均直径为20.2mm、有效卷数为5.0)后，以400℃×30min进行了退火处理。在将两端进行端部研磨，并进行了喷丸处理后，以230℃×20min进行了低温退火处理。最后进行冷定型，制作了耐弹力减弱性评价用弹簧。将以上述条件制作的弹簧加热至120℃，以1300mpa进行了50小时紧固后，为了评价耐弹力减弱性而测定了残余剪切应变量。将残余剪切应变量为0.029％以下的弹簧评价为耐弹力减弱性优异的弹簧。
表5、表6中示出了回火马氏体的面积率、原奥氏体粒度号数、当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度、拉伸试验及耐弹力减弱性评价试验的结果。剩余部分组织为铁素体、珠光体、贝氏体、残余奥氏体中的1种以上。另外，基于这些结果，在图1中示出了当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度与残余剪切应变量的关系，在图2中示出了当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度与断面收缩率的关系。
[表5]
[表6]
※下划线表示为本发明的范围外
如由表5、表6所表明的那样，作为本发明例的试验no.1～47是满足本发明中规定的必要条件的例子，就这些例子而言，可知：在维持断面收缩率为50％以上的加工性的同时获得了残余剪切应变量为0.029％以下这样优异的耐弹力减弱性。
与此相对，就作为比较例的试验no.48～64而言，加工性或耐弹力减弱性中的某一者是不充分的。
就试验no.50～54而言，虽然原奥氏体粒度、铁系碳化物的存在密度满足本发明的规定的范围，但由于回火马氏体的面积率低于90％，因此残余剪切应变量大，耐弹力减弱性低。
另外，就试验no.48而言，原奥氏体粒度号数低于12.5。其结果是，残余剪切应变量大，耐弹力减弱性低。
另外，就试验no.49、55～59而言，虽然回火马氏体的面积率满足本发明的规定的范围，但原奥氏体粒度号数低于12.5，当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度低于0.40个/μm2。其结果是，残余剪切应变量大，耐弹力减弱性低。
此外，就试验no.60～64而言，虽然回火马氏体的面积率、原奥氏体粒度满足本发明的规定的范围，但当量圆直径为0.15～0.50μm的铁系碳化物的存在密度超过了2.00个/μm2。其结果是，断面收缩率即加工性低。
因此，由以上的实施例表明：通过满足本发明中规定的条件、特别是组织条件，从而能够维持良好的加工性，并且确保优异的耐弹力减弱性。
以上，对本发明的优选的实施方式及实施例进行了说明，但这些实施方式、实施例只不过是本发明的主旨的范围内的一个例子，在不脱离本发明的主旨的范围内，可以进行构成的附加、省略、置换及其他的变更。即本发明不受上述的说明所限定，仅受所附的权利要求书所限定，当然可以在其范围内进行适当变更。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供确保良好的加工性、并且弹簧加工后的耐弹力减弱性优异的高强度弹簧用钢线及由该弹簧用钢线制成的弹簧。