耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧.pdf

本发明提供一种高强度弹簧用钢线材，其是回火马氏体为80面积％以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材，满足规定的化学成分组成，且C与Si满足下述(1)式的关系，旧奥氏体结晶粒度号为10号以上，并且氢吸藏量为14.0ppm以上，由此，即使抑制合金元素的添加量，也确保了耐氢脆性。0.73％≤[C]+[Si]/8≤0.90％...(1)其中，[C]和[Si]分别表示C和Si的含量(质量％)。

1.  一种高强度弹簧用钢线材，其特征在于，其是回火马氏体为80面积％以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材，
所述钢线材分别以质量％计含有：
C：0.50～0.70％、
Si：1.50～2.3％、
Mn：0.3～1.5％、
P：0.015％以下且不包括0％、
S：0.015％以下且不包括0％、以及
Al：0.001～0.10％，
且C与Si满足下述(1)式的关系，余量为铁和不可避免的杂质，旧奥氏体结晶粒度号为10号以上，并且氢吸藏量为14.0ppm以上，

0.  73％≤[C]+[Si]/8≤0.90％...(1)
其中，[C]和[Si]分别表示C和Si的质量百分比含量。

2.  如权利要求1所述的高强度弹簧用钢线材，其以质量％计还含有属于下述(a)～(f)中任一项的1种以上的元素，
(a)Cu：0.7％以下且不包括0％以及Ni：0.7％以下且不包括0％中的至少1种；
(b)Ti：0.10％以下且不包括0％；
(c)B：0.010％以下且不包括0％；
(d)Nb：0.10％以下且不包括0％以及Mo：0.5％以下且不包括0％中的至少1种；
(e)V：0.4％以下且不包括0％；
(f)Cr：0.8％以下且不包括0％。

3.  如权利要求1或2所述的高强度弹簧用钢线材，其直径为7～20mm。

4.  一种耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材的制造方法，其特征在于，在下述条件下对满足权利要求1或2所述的化学成分组成的线材或钢线进行高频淬火和回火，
淬火条件
淬火加热温度T1：850～1000℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度HR1：40℃/秒以上
在淬火加热温度T1的保持时间t1：90秒以下
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度CR1：5℃/秒以上且100℃/秒以下
回火条件
回火加热温度T2：350～550℃
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2：30℃/秒以上
在回火加热温度T2的保持时间t2：90秒以下
回火加热后从回火加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度CR2：30℃/秒以上。

5.  一种高强度弹簧，其是使用权利要求1或2所述的高强度弹簧用钢线材而得到的。

耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧
技术领域
本发明涉及一种耐氢脆性(耐氢脆化特性)优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧。详细而言，涉及一种弹簧用钢线材、及其制造方法、以及高强度弹簧，所述弹簧用钢线材是作为在调质处理(淬火回火)了的状态下使用的螺旋弹簧的素材有用的弹簧用钢线材，即使抗拉强度为1900MPa以上的高强度，耐氢脆性也优异。
背景技术
为了排气的降低、燃料消耗升高而需要轻量化，用于汽车等的螺旋弹簧(例如，用于引擎、悬架等的阀弹簧、悬架弹簧等)被要求高强度化。由于高强度化的弹簧容易产生氢脆性，因此，对于用于弹簧的制造的弹簧用钢线材，要求耐氢脆性优异。
作为提高高强度弹簧用钢线材的耐氢脆性的方法，已知控制化学成分组成、组织等的方法。但是，在这些方法中大量使用合金元素，从制造成本、节省资源的观点出发未必理想。
还有，作为弹簧的制造方法已知：加热到淬火温度，热成形成弹簧形状后，油冷并回火的方法；和将钢线材淬火回火后，冷成形成弹簧形状的方法。另外，在后者的冷成形方法中，还已知以高频加热进行成形前的淬火回火，例如在专利文献1中，已知冷拔后进行高频加热，并淬火回火来进行组织调整的技术。该技术改善了滞后破坏特性，其原因如下，通过将珠光体的组织分率设为30％以下、马氏体或贝氏体的组织分率设为70％以上，随后以规定的截面收缩率进行冷拔，接着进行淬火回火，由此降低成为滞后破坏的起点的未熔解碳化物量。
专利文献2中，在实施例中，对轧制材进行拉丝加工并高频加热，来进行淬火回火处理。该技术是实现确保盘簧(coiling)性并具有高强度和高韧性的弹簧的技术。但是，该技术着眼于盘簧性，对于耐氢脆性没有 任何考虑。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-143482号公报
专利文献2：日本特开2006-183137号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明着眼于上述那样的问题而完成，其目的在于提供在制造抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材时，即使抑制合金元素的添加量，也确保了耐氢脆性的高强度弹簧用钢线材、及用于其的制造方法以及高强度弹簧。
用于解决课题的方法
能够达成上述目的的本发明的弹簧用钢线材是回火马氏体为80面积％以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材，其要点在于，
所述钢线材分别含有：
C：0.50～0.70％(表示质量％，关于化学成分组成以下同样)、
Si：1.50～2.3％、
Mn：0.3～1.5％、
P：0.015％以下(不包括0％)、
S：0.015％以下(不包括0％)、以及
Al：0.001～0.10％，且C与Si满足下述(1)式的关系，余量为铁和不可避免的杂质，旧奥氏体结晶粒度号为10号以上，并且氢吸藏量为14.0ppm以上。
0.73％≤[C]+[Si]/8≤0.90％…(1)
其中，[C]和[Si]分别表示C和Si的含量(质量％)。
本发明的弹簧用钢线材可以根据需要还含有属于下述(a)～(f)中任一项的1种以上的元素。
(a)Cu：0.7％以下(不包括0％)以及Ni：0.7％以下(不包括0％)中的至少1种
(b)Ti：0.10％以下(不包括0％)
(c)B：0.010％以下(不包括0％)
(d)Nb：0.10％以下(不包括0％)以及Mo：0.5％以下(不包括0％)中的至少1种
(e)V：0.4％以下(不包括0％)
(f)Cr：0.8％以下(不包括0％)
本发明的弹簧用钢线材成为直径为7～20mm左右的钢线材。
另一方面，能够达成上述目的的本发明的弹簧用钢线材的制造方法的特征在于，使用满足上述那样的化学成分组成的钢材，按照满足下述全部条件的方式进行淬火和回火处理来制造。
(淬火条件)
淬火加热温度T1：850～1000℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度HR1：40℃/秒以上
在淬火加热温度T1的保持时间t1：90秒以下
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度CR1：5℃/秒以上且100℃/秒以下
(回火条件)
回火加热温度T2：350～550℃
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2：30℃/秒以上
在回火加热温度T2的保持时间t2：90秒以下
回火加热后从回火加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度CR2：30℃/秒以上
本发明包含使用上述那样的高强度弹簧钢线材成形的高强度弹簧，即使在这样的高强度弹簧中耐氢脆性也优异。
发明效果
根据本发明，即使不大量添加合金元素，也能得到显示出抗拉强度为1900MPa以上的高强度、并且耐氢脆性优异的弹簧用钢线材。这样的弹簧用钢线材能够抑制钢材成本、且耐氢脆性优异。其结果是，能够以低 价供应极难发生氢脆化的高强度的弹簧(例如作为汽车用部件之一的悬挂弹簧等螺旋弹簧)。
具体实施方式
本发明人等针对淬火回火等的条件对钢线材的特性产生的影响，从各种角度进行了研究。其结果是，发现通过以低价适当控制作为主要元素的C、Si量而制成低合金钢，并且通过高频加热进行短时间加热，由此使氢捕集部位大幅增加，耐氢脆性大幅提高，从而完成本发明。以下，对本发明中规定的各要件进行说明。
(回火马氏体：80面积％以上)
本发明的钢线材是组织以回火马氏体为主体(以在全部组织中所占比例计为80面积％以上)的钢线材。为了确保钢线材中的高强度和高韧性，需要通过进行淬火回火处理，形成回火马氏体主体的组织。回火马氏体优选为90面积％以上(更优选100面积％)。作为回火马氏体以外的组织，可包含贝氏体、铁素体、珠光体等，但即使包含这些也为10面积％以下。优选为5面积％以下(更优选0面积％)。
(旧奥氏体结晶粒度号为10号以上)
为了确保良好的耐氢脆性，有效的是实现旧奥氏体晶粒的细微化。从这样的观点出发，需要使旧奥氏体结晶粒度号为10号以上。优选为11号以上，更优选为12号以上。需要说明的是，为了使旧奥氏体结晶粒度号为10号以上，有效的是通过高频加热进行淬火回火，通常的炉加热中，加热速度、加热时间变长而高温加热下的晶粒成长显著，发生晶粒的粗大化，因此，不能实现旧奥氏体晶粒的细微化。
(氢吸藏量：14.0ppm以上)
对于本发明的钢线材而言，化学成分组成也需要适当地设定(后述)，钢线材中的氢吸藏量也需要适当地设定。该氢吸藏量表示钢线材中的容许氢量，氢吸藏量越多耐氢脆性变得越良好。从这样的观点出发，需要使氢吸藏量为14.0ppm以上。优选为14.5ppm以上，更优选为15.0ppm以上。对于通过适当地设定氢吸藏量，从而耐氢脆性变得良好的理由，可以认为大概是本试验中的氢吸藏量表示被细微碳化物捕集的氢量，通过增加被细 微碳化物捕集的氢量，能够抑制向晶界的氢侵入、蓄积，能够实现因晶界破坏而发生破裂的耐氢破裂(耐氢脆性)的改善。需要说明的是，若氢吸藏量多，则向钢材的氢的侵入速度变快，因而从抑制过剩的氢的侵入的观点出发，氢吸藏量优选为25ppm以下，更优选为20ppm以下。
为了增加氢吸藏量，使Fe-C系的碳化物(对于钢中的碳化物而言Fe-C系的碳化物是支配性的)细微分散于钢中变得重要。为了使Fe-C系碳化物(以下，仅称为“碳化物”)细微分散，需要抑制钢中的粗大的碳化物的生成(基于后述实施例的1200℃均热(soaking)也有关系)，将作为碳化物的主要元素(除了Fe)的C、和对析出的碳化物的尺寸造成影响的Si的量设为适当的范围，增加碳化物的量，并且生成细微的碳化物。另外，需要在适当的范围内控制淬火回火(后述)，抑制未固溶的碳化物的生成，生成细微的碳化物。
本发明的弹簧用钢线材是基本上抑制了合金元素的含量的低合金钢，其化学成分组成中的各成分(元素)的范围限定理由如下。
(C：0.50～0.70％)
C是用于确保弹簧用钢线材的高强度所必要的元素，并且为了生成成为氢捕集部位的细微碳化物也是必要的。从这样的观点出发，必须含有0.50％以上的C。C含量的优选下限为0.54％以上(更优选0.58％以上)。但是，若C含量变得过剩，则在淬火回火后，也容易生成粗大的残留奥氏体、未固溶的碳化物，有时耐氢脆性反而降低。另外，C也是使耐蚀性劣化的元素，因此为了提高作为最终制品的弹簧制品(悬挂弹簧等)的腐食疲劳特性而需要抑制C含量。从这样的观点出发，C含量需要为0.70％以下。C含量的优选上限为0.65％以下(更优选0.62％以下)。
(Si：1.50～2.3％)
Si是用于确保强度所必要的元素，并且具有使碳化物细微的效果。为了有效地发挥这样的效果，必须含有1.50％以上的Si。Si含量的优选下限为1.7％以上(更优选1.9％以上)。另一方面，Si也是促进脱碳的元素，因此若Si过剩地含有，则钢材表面的脱碳层形成被促进，为了消除脱碳层而需要剥落工序，招致制造成本的增加。另外，未固溶碳化物也变多，耐氢脆性降低。从这样的观点出发，在本发明中将Si含量的上限设为2.3％ 以下。Si含量的优选上限为2.2％以下(更优选2.1％以下)。
(0.73％≤[C]+[Si]/8≤0.90％：上述(1)式的关系)
(在[C]+[Si]/8)为0.73％以上且0.90％以下的范围内，成为氢捕集部位的碳化物细微且大量地析出，耐氢脆性提高。(若[C]+[Si]/8)的值小于0.73％，则成为氢捕集部位的细微的碳化物的量减少，耐氢脆性劣化。另一方面，(若[C]+[Si]/8)的值大于0.90％，则容易生成粗大的残留奥氏体、未固溶的碳化物，耐氢脆性劣化。([C]+[Si]/8)的优选下限为0.75％以上(更优选0.78％以上、进一步优选0.81％以上)，优选上限为0.89％以下(更优选0.87％以下)。
(Mn：0.3～1.5％)
Mn作为脱氧元素被利用，并且与作为钢中的有害元素的S反应而形成MnS，是对S的无害化有益的元素。另外，Mn也是有助于强度提高的元素。为了有效地发挥这些效果，必须含有0.3％以上的Mn。Mn含量的优选下限为0.5％以上(更优选0.7％以上)。但是，若Mn含量变得过剩，则淬火性增大，韧性降低而耐氢脆性劣化。从这样的观点出发，需要使Mn含量为1.5％以下。Mn含量的优选上限为1.3％以下(更优选1.1％以下)。
(P：0.015％以下(不包括0％))
P是使钢线材的延性(盘簧性)劣化的有害元素，因此期望尽量少。另外，P容易在晶界偏析，招致晶界脆化，晶界由于氢而容易被破坏，对耐氢脆性造成不良影响。从这样的观点出发，将其上限设为0.015％以下。P含量的优选上限为0.010％以下(更优选0.008％以下)。
(S：0.015％以下(不包括0％))
S与上述P同样也是使钢线材的延性(盘簧性)劣化的有害元素，因此期望尽量少。另外，S容易在晶界偏析，招致晶界脆化，晶界由于氢而容易被破坏，对耐氢脆性造成不良影响。从这样的观点出发，将其上限设为0.015％以下。S含量的优选上限为0.010％以下(更优选0.008％以下)。
(Al：0.001～0.10％)
Al主要作为脱氧元素添加。另外，Al与N反应而形成A1N使固溶N无害化，并且还有助于组织的细微化。为了充分发挥这些效果，需要将 Al含量设为0.001％以上。优选为0.002％以上。但是，Al与Si同样也是促进脱碳的元素，因此大量含有Si的弹簧钢线需要抑制Al量，本发明中将Al含量的上限设为0.10％以下。优选为0.07％以下，更优选为0.030％以下，特别优选为0.020％以下。
本发明钢材的化学成分组成如上所述，余量包含铁和不可避免的杂质。本发明的弹簧用钢线材即使基本上抑制Cu等合金元素，以上述化学成分组成也能够达成高强度且优异的盘簧性和耐氢脆性，但可以根据用途，以具备耐蚀性等为目的，而进一步含有下述元素。这些元素的优选范围设定理由如下所述。
(Cu：0.7％以下(不包括0％)以及Ni：0.7％(不包括0％)中的至少1种)
Cu是对表层脱碳的抑制、耐蚀性的提高有效的元素。但是，若Cu过剩地包含，则热加工时会发生破裂，或成本增加。因此，本发明中，优选将Cu含量的上限设为0.7％以下。更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下(进一步更优选为0.18％以下)。需要说明的是，为了发挥这样的效果，优选含有0.05％以上的Cu，更优选为0.10％以上。
Ni与Cu同样是对表层脱碳的抑制、耐蚀性的提高有效的元素。但是，若Ni过剩地包含，则成本增加。因此，本发明中优选将Ni含量的上限设为0.7％以下。更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下(进一步更优选为0.18％以下)。需要说明的是，为了发挥这样的效果，优选含有0.05％以上的Ni，更优选为0.10％以上。
(Ti：0.10％以下(不包括0％))
Ti是与S反应形成硫化物而对实现S的无害化有用的元素。另外，Ti还具有形成碳氮化物而将组织细微化的效果。但是，若Ti含量变得过剩，则有时形成粗大的Ti硫化物而延性劣化。因此，本发明中，将Ti含量的优选上限设为0.10％以下。从成本降低的观点出发，更优选抑制在0.07％以下。需要说明的是，为了发挥上述的效果，优选含有0.02％以上的Ti，更优选为0.05％以上。
(B：0.010％以下(不包括0％))
B是淬火性提高元素，还是具有强化旧奥氏体晶界的效果、有助于破 坏的抑制的元素。但是，即使过剩地含有B上述效果也饱和，因此B含量的上限优选设为0.010％以下。更优选为0.0050％以下。需要说明的是，为了有效地发挥上述的效果，B含量优选设为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
(Nb：0.10％以下(不包括0％)以及Mo：0.5％以下(不包括0％)中的至少1种)
Nb与C、N形成碳氮化物，主要是有助于组织细微化的元素。但是，若Nb含量变得过剩，则形成粗大碳氮化物而钢材的延性劣化。因此，优选将Nb含量的上限设为0.10％以下。从成本降低的观点出发，更优选抑制在0.07％以下。需要说明的是，为了有效地发挥上述那样的效果，Nb含量优选设为0.003％以上，更优选为0.005％以上。
Mo也与Nb同样，是与C、N形成碳氮化物而有助于组织细微化的元素。Mo还是对回火后的强度确保也有效的元素。但是，若Mo含量变得过剩，则形成粗大碳氮化物而钢材的延性(盘簧性)劣化。因此，优选将Mo含量的上限设为0.5％以下，更优选为0.4％以下。需要说明的是，为了有效地发挥上述的效果，Mo含量优选设为0.15％以上，更优选为0.20％以上。
(V：0.4％以下(不包括0％))
V有助于强度提高、结晶粒细微化。但是，若V含量变得过剩，则成本增加。因此，V含量的上限优选设为0.4％以下，更优选为0.3％以下。需要说明的是，为了有效地发挥上述的效果，V含量优选设为0.1％以上，更优选为0.15％以上。
(Cr：0.8％以下(不包括0％))
Cr是对耐蚀性的提高有效的元素。但是，Cr是碳化物生成倾向强、在钢材中形成独自的碳化物、并且容易在渗碳体中以高浓度熔入的元素。含有少量的Cr是有效的，但在高频加热中，淬火工序的加热时间为短时间，因此使碳化物、渗碳体等熔入到母材中的奥氏体化容易变得不充分。因此，若大量含有Cr，则发生高浓度地固溶有Cr系碳化物、金属Cr的渗碳体的熔解残留，而成为应力集中源，因此容易破坏，耐氢脆性降低。从这样的观点出发，含有Cr时的上限优选设为0.8％以下。更优选0.5％ 以下(进一步优选0.4％以下)。需要说明的是，为了有效地发挥上述的效果，Cr含量优选设为0.01％以上，更优选为0.05％以上。
接着，对用于制造本发明的弹簧用钢线材的方法进行说明。本发明的弹簧用钢线材例如可以在熔制钢材后，进行轧制而得到钢线材后，根据需要实施冷拉丝加工(制成钢线)，接着进行高频淬火回火处理而得到。为了容易地形成确保高强度、并且同时能够提高耐氢脆性的上述组织，需要按下述要领进行淬火回火处理。需要说明的是，下述的热处理条件是在钢材表面测定的值。
(淬火条件)
若淬火加热温度T1变得高于1000℃，则旧奥氏体晶粒粗大化，特性(耐氢脆性)降低。另外，若淬火加热温度T1过高，则晶粒粗大化而晶界的量减少，不能得到细微的碳化物(从晶界优先地析出碳化物，因此晶界多时碳化物容易分散)。因此将淬火加热温度T1设为1000℃以下。该温度T1优选为980℃以下，更优选为930℃以下。另一方面，若淬火加热温度T1变得低于850℃，则碳化物不充分地固溶，不能充分实现奥氏体化，在该淬火回火工序中，不能充分确保回火马氏体组织，不能得到高强度。另外，若淬火加热温度T1过低，则碳化物不充分地固溶，未固溶的碳化物残留，碳化物量不足。淬火加热温度T1优选为870℃以上，更优选为900℃以上。
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度HR1若比40℃/秒更慢，则旧奥氏体晶粒粗大化，特性降低。另外，若平均升温速度HR1过慢，则晶粒粗大化而晶界的量减少，不能得到细微的碳化物。因此，平均升温速度HR1为40℃/秒以上。优选为50℃/秒以上，更优选为100℃/秒以上。另一方面，从温度控制的观点出发，上述平均升温速度HR1的上限为400℃/秒左右。需要说明的是，对于从室温到100℃的平均升温速度没有特别要求。
若在淬火加热温度T1的保持时间t1长于90秒，则旧奥氏体晶粒粗大化，特性(耐氢脆性)降低。另外，若保持时间t1过长，则晶粒粗大化而晶界的量减少，不能得到细微的碳化物。因此，保持时间t1必须设为90秒以下。保持时间t1优选为60秒以下，更优选为40秒以下。需要 说明的是，为了防止碳化物的熔入不足造成的奥氏体化的不足，而得到所期望的组织(回火马氏体主体的组织)，优选将该t1设为5秒以上。另外，若保持时间t1过短，则碳化物不充分地固溶，未固溶的碳化物残留，碳化物量不足。更优选为10秒以上，进一步优选为15秒以上。
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度(CR1)若过慢，则淬火变得不充分，不能确保强度。因此，平均冷却速度CR1必须设为5℃/秒以上。平均冷却速度CR1优选为10℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。需要说明的是，平均冷却速度CR1的上限为100℃/秒左右。
(回火条件)
若回火加热温度T2过低，则不充分回火，强度变得过高，产生减径值极端地降低这样的问题。另一方面，若回火加热温度T2变高，则难以达成抗拉强度：1900MPa以上(优选2000MPa以上)。回火加热温度T2的范围为350～550℃的范围(优选400～500℃)，可以根据要求强度适当决定。
若从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2慢，则碳化物粗大化，不能确保期望的特性。另外，若平均升温速度HR2过慢，则来自晶界的碳化物的生成频率降低，不能得到细微的碳化物。因此，本发明中，将平均升温速度HR2设为30℃/秒以上。优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。但是，若平均升温速度HR2过快，则温度控制变得困难，容易产生强度上的偏差，因此优选为300℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下。需要说明的是，对于从室温到100℃的平均升温速度没有特别要求。
若在回火加热温度T2的保持时间t2长于90秒，则碳化物粗大化，耐氢脆性降低。保持时间t2优选为70秒以下，更优选为50秒以下，进一步优选为40秒以下，特别优选为12秒以下。另一方面，本发明以进行高频加热为前提，若保持时间t2过短，则在粗径钢线材的情况下，容易产生圆周方向的截面内的硬度偏差，难以实现稳定的强度提高。因此，在本发明中，优选将保持时间t2设为5秒以上。该保持时间t2更优选为7秒以上，进一步优选为10秒以上。需要说明的是，此时的保持时间t2在上述范围内根据要求强度适当调整即可。
若回火加热后从回火加热温度T2(其中，上述T2为400℃以上时为400℃)到100℃的平均冷却速度CR2慢，则碳化物粗大化而不能确保所期望的特性(来自晶界的碳化物的生成频率降低，不能得到细微的碳化物)。因此，在本发明中，将上述平均冷却速度CR2设为30℃/秒以上。优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。需要说明的是，平均冷却速度CR2的上限为300℃/秒左右。另外，对于从100℃到室温的平均冷却速度没有特别限定。
本发明的弹簧用钢线材的直径为例如7～20mm(优选10～15mm)。该弹簧用钢线材随后通过弹簧加工成形为高强度弹簧，能够得到耐氢脆性优异、且发挥良好的机械特性的高强度弹簧。
为了得到优异的耐氢脆性，降低熔制的钢材的偏析，即使是提高了C、Si的成分系也需要降低未固溶碳化物、粗大的残留奥氏体。另外，需要降低偏析，使钢中的成分变得均匀，在回火马氏体组织中，抑制生成的碳化物的偏析，使碳化物更细微分散于钢中，增加被细微碳化物捕集的氢量。为此，熔制后实施在1200℃以上进行加热的均热变得重要。另外，轧制中，变成在低温下也具有偏析的降低效果的30mm以下后，按照线材温度(线温)成为900℃以上的方式调整轧制温度变得重要。
本申请基于在2012年12月21日申请的日本专利申请第2012-279437号主张优先权的利益。2012年12月21日申请的日本专利申请第2012-279437号的说明书的全部内容在本申请中用于参考被援引。
【实施例】
以下，举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，当然可以在能够适合前、后述的主旨的范围内施加变更来实施，这些均包含于本发明的技术范围。
在小型真空熔解炉中熔制下述表1、2所示化学成分组成的钢材(钢材No.1～63)，锻造成155mm见方(截面形状为155mm×155mm)的钢坯后，在1200℃实施1小时的均热。通过实施均热，偏析降低，即使是提高了C、Si的成分系也能降低未固溶碳化物、粗大的残留奥氏体，能够得到优异的耐氢脆性。另外，通过偏析的降低，钢中的成分变得均匀，在回火马氏体组织中，生成的碳化物的分布不均消失，能够使其更细微分散 于钢中，能够增加被细微碳化物捕集的氢量。均热后，热轧而得到直径14.3mm的线材。轧制中，在达到30mm以下的线径的阶段，按照线温成为900℃以上的方式调整轧制温度。然后，将该线材冷拔加工(拉丝)到直径12.0mm而制成钢线后，在高频诱导加热炉中，在下述的条件下进行淬火回火，得到弹簧用钢线。
(利用高频的淬火条件)
淬火加热温度T1：930℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度：200℃/秒
在淬火加热温度T1的保持时间t1：15秒
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度CR1：80℃/秒
(利用高频的回火条件)
按照在回火加热温度T2：350～550℃的范围内成为2000MPa的方式设定
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2：100℃/秒
在回火加热温度T2的保持时间t2：10秒
回火加热后从加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度CR2：100℃/秒
(利用炉加热的淬火条件)
淬火加热温度T1：900℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度：2℃/秒
在淬火加热温度的保持时间t1：10分钟
淬火冷却速度：80℃/秒
(利用炉加热的回火条件)
按照在回火加热温度T2：300～500℃的范围内成为2000MPa的方式设定
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度：2℃/秒
在回火加热温度T2的保持时间t2：60分钟
回火加热后从加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度：100℃/秒
【表1】

【表2】

使用得到的钢线，利用以下的方法进行钢组织的评价(旧奥氏体结晶粒度号的测定、回火马氏体分率的测定)、抗拉特性的评价(抗拉强度的测定)、耐氢脆性、钢材中的氢量的评价。
(旧奥氏体结晶粒度号的测定)
按照钢线的横截面D/4位置成为观察面的方式采集试样，将该采集的试样埋入树脂，研磨后使用苦味酸系的腐蚀液使旧奥氏体晶界出现，利用JIS G 0551：2005规定的方法求出旧奥氏体结晶粒度号。此时利用光学显微镜以400倍进行确认，确认到任一个的组织中，相对于全部组织，回火马氏体均为80面积％以上。
(抗拉特性的评价(盘簧性的评价))
加工成JIS14号试验片，按照JIS Z 2241：1998，利用万能试验机在十字头速度：10mm/分钟的条件下进行抗拉试验，测定抗拉强度TS。然后，将抗拉强度TS为1900MPa以上评价为高强度(合格)。
(耐氢脆性的评价(氢脆化试验))
从钢线切出宽度：10mm×厚度：1.5mm×长度：65mm的试验片。然后，在对于试验片通过4点弯曲来作用1400MPa的应力的状态下，将试验片浸渍于1L中硫酸为0.5mol、硫氰酸钾为0.01mol的混合溶液中。使用恒电位仪施加比SCE电极(饱和甘汞电极)更低的-700mV的电压，测定直到破裂发生为止的时间(断裂时间)。而且，断裂时间为1100秒以上时评价为耐氢脆性优异(判定“○”)。
(钢线中的氢吸藏量的测定)
从钢线切出宽度：10mm×厚度：1.0mm×长度：30mm的试验片。然后，将试验片在无应力的状态下，浸渍于1L中硫酸为0.5mol、硫氰酸钾为0.01mol的混合溶液中。在使用恒电位仪施加比SCE电极更低的-700mV的电压的状态下，保持15小时，取出后立即实施放出氢量的测定。放出氢量利用气相色谱装置通过升温分析进行测定。升温速度以100℃/小时进行测定，将到300℃为止的放出氢量作为氢吸藏量。该氢吸藏量为14.0ppm以上时，氢量判定为“○”。
将其结果与热处理条件一起示于下述表3、4中。
【表3】

【表4】

由此结果可以分析如下。可知钢材No.5～18、27、31～42、57～63是满足本发明中规定的要件的实施例，发挥良好的耐氢脆性。
与此相对，钢材No.1～4、19～26、28～30、43～56是不满足本发明中规定的任一要件的比较例，耐氢脆性劣化。即，钢材No.1～3是[C]+[Si]/8的值不满足本发明中规定的范围的例子(C含量也不足，氢量判定也为“×”)，预想到细微碳化物的个数不足，耐氢脆性劣化。另外，钢材No.4是C含量不足的例子(氢量判定也为“×”)，预想到细微碳化物的个数不足，耐氢脆性劣化。
钢材No.19是([C]+[Si]/8)的值超过本发明中规定的范围的例子，预想到淬火时碳化物的熔入不足，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。钢材No.20、21是C含量过剩的例子(([C]+[Si]/8)的值也超过本发明中规定的范围)，预想到淬火时碳化物的熔入不足，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。
钢材No.22是Si含量过剩的例子(([C]+[Si]/8)的值也超过本发明中规定的范围)，预想到淬火时碳化物的熔入不足，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。钢材No.23是([C]+[Si]/8)的值不满足本发明中规定的范围的例子(氢量判定也为“×”)，预想到细微碳化物的个数不足，耐氢脆性劣化。
钢材No.24是Si含量不足的例子(([C]+[Si]/8)的值也不满足本发明中规定的范围，氢量判定也为“×”)，预想到细微碳化物的个数不足，耐氢脆性劣化。钢材No.25是Si含量过剩的例子，预想到淬火时碳化物的熔入不足，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。
钢材No.26是Si含量不足的例子(氢量判定也为“×”)，预想到细微碳化物的个数不足，耐氢脆性劣化。钢材No.28是Mn含量过剩的例子，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。
钢材No.29是P含量过剩的例子，预想到P在晶界偏析而晶界脆化，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。钢材No.30是S含量过剩的例子，预想在晶界偏析而晶界脆化，氢量判定为“○”，但耐氢脆性劣化。
钢材No.43～56是进行炉加热的例子，旧奥氏体的结晶粒度号小(结晶粒粗大化，且氢量判定也为“×”)，耐氢脆性劣化。
产业上的可利用性
本发明的高强度弹簧用钢线材是回火马氏体为80面积％以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材，满足规定的化学成分组成，且C与Si满足下述(1)式的关系，旧奥氏体结晶粒度号为10号以上，并且氢吸藏量为14.0ppm以上，由此，即使抑制合金元素的添加量，也能确保耐氢脆性。
0.73％≤[C]+[Si]/8≤0.90％…(1)
其中，[C]和[Si]分别表示C和Si的含量(质量％)。