CN110475896A - 压缩螺旋弹簧及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

在线材表面将C富集层在极薄的范围形成均匀的厚度，对成形后的线材赋予适当的压缩残余应力分布，由此提供高耐久性且高耐永久应变性的压缩螺旋弹簧。压缩螺旋弹簧使用钢线材，前述钢线材以重量%包括C：0.5~0.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.3~1.2%、Cr：0.5~1.9%、V：0.05~0.5%，并且作为包括Ni：1.5%以下，Mo：1.5%以下，W：0.5%以下的1种或2种以上作为任意成分，其余部分由铁及不可避免的杂质构成，其中，在表层部具有超过前述钢线材所含的C的平均浓度的C富集层，C富集层的厚度遍及钢线材的整周地进入0.01~0.05mm的范围。

Description

压缩螺旋弹簧及其制造方法
技术领域
本发明涉及例如汽车的发动机、离合器内所使用的压缩螺旋弹簧，特别地涉及即使在高应力下的使用环境下也具有优异的耐疲劳性和耐永久应变性的压缩螺旋弹簧及其制造方法。
背景技术
近年来，以环境问题为背景，对于汽车的低耗油量化的要求逐年严格，相对于汽车零件的小型轻量化被强烈要求为比目前程度更高。对于该小型轻量化的要求，在例如以发动机内所使用的气门弹簧、离合器内所使用的离合器扭簧为首的压缩螺旋弹簧零件中，材料的高强度化、基于表面处理的表面强化的研究盛行，结果，实现作为螺旋弹簧的特性重要的耐疲劳性的提高、耐永久应变性的提高。
一般地，螺旋弹簧的制造方法大体分为热成形法和冷成形法。热成形法用于线径d较粗而线圈平均径D和线径d的比即弹簧指数D/d较小等其加工性差所以冷成形困难的螺旋弹簧的成形，作为螺旋弹簧线材使用碳素钢、弹簧钢。在热成形法中，为使得容易加工线材而加热至高温而缠绕于芯骨来卷取成螺旋弹簧形状，淬火（焼入れ）・回火（焼戻し）后，进一步进行喷丸硬化（ショットピーニング）、固化（セッチング），得到作为螺旋弹簧的性能主要的耐疲劳性、耐永久应变性。另外，在热成形法中，无芯骨的卷取在技术上非常困难，所以目前为止未达到实用化。由此，热成形法使用芯骨在现有技术中是必须的，作为能够成形的螺旋弹簧，与能够无芯骨地卷取的冷成形法相比，形状的自由度较低。
另一方面，关于气门弹簧、离合器扭簧级别的压缩螺旋弹簧，线径比较细，所以能够冷成形。并且，不伴随基于加热的相变、热膨胀收缩，所以容易得到较高的尺寸精度，进而，由于加工速度、设备费用等而量产性(间歇、成本)也较高，所以关于该级别的压缩螺旋弹簧的制造，以往以来采用冷成形法。此外，关于该冷成形法，确立了无芯骨的成形技术，螺旋弹簧的形状自由度较高也是使用冷成形法的一大原因，基于热成形法的气门弹簧、离合器扭簧级别的压缩螺旋弹簧的制造技术目前为止未实用化。另外，在冷成形法中，作为螺旋弹簧线材，以往使用碳素钢线、硬钢线、钢琴线、弹簧钢线等硬拉线。然而，近年来，从轻量化的观点出发需要材料的高强度化，价格贵的油回火线被广泛使用。
在冷成形法中，如图1(C)所示，将线材冷卷取成螺旋弹簧形状，退火（焼鈍）后根据需要实施氮化（窒化）处理、喷丸硬化及固化。这里，退火的目的在于，将作为螺旋弹簧的耐疲劳性提高的阻碍要因的由加工产生的残余应力除去，与由于喷丸硬化向表面施加压缩残余应力配合，有助于螺旋弹簧的耐疲劳性提高。另外，关于以气门弹簧、离合器扭簧那样的高负荷应力使用的螺旋弹簧，基于氮化处理的表面硬化处理在喷丸硬化前根据需要被进行。
目的在于进一步提高耐疲劳性的研究被兴盛地进行。例如，在专利文献1记载了冷成形用的油回火线，公开了利用残余奥氏体的加工诱发相变提高耐疲劳性的技术。此外，在专利文献2中公开了，在从加热中至淬火的期间将烃类气体从一根喷嘴直接吹到钢线材表面而在该钢线材表面形成C富集层的方案。在专利文献3中公开了，在实施氮化处理的线材的表面通过实施不同的投射速度的多级喷丸硬化来施加较大的压缩残余应力而实现耐疲劳性的提高的技术。
在专利文献1中，在卷取后的螺旋弹簧产生残余应力。该残余应力，特别是在线圈内径侧表面发生的线轴方向的拉伸残余应力为作为螺旋弹簧的耐疲劳性提高的阻碍要因。并且，通常为了将该加工的残余应力除去而实施退火，但专利文献1所述的软化阻力高的线材能够容易推定维持所希望的线材的强度且将该残余应力完全除去较困难，是本领域技术人员众所周知的。因此，之后实施喷丸硬化，但由于因为加工而残余于线圈内径侧的拉伸残余应力的影响，难以对线材表面施加充分的压缩残余应力，无法得到作为螺旋弹簧的充分的耐疲劳性。
此外，在专利文献2中公开了，在将钢线材加热至奥氏体区的状态下进行卷取加工时，同时向钢线材实施渗碳处理，由此将由加工引起的残余应力的产生消除，并且在表面形成C富集层，高效率地得到之后进行的喷丸硬化、固化的效果。该情况下，在从加热中至淬火的期间，将烃类气体从一根喷嘴直接吹到钢线材表面，在该钢线材表面形成有C富集层。但是，该方法中，容易推定在线材圆周方向上C富集层的厚度、表面C浓度上发生不均。并且，该不均相对于所希望的C富集层厚度、C浓度，形成过剩的C富集层厚度、C浓度，另一方面形成稀薄的C富集层厚度、C浓度的部分。在C浓度高的部分阻碍从奥氏体向马氏体的相变，导致残余奥氏体相的增大。结果，预料耐疲劳性的提高，但耐永久应变性难免下降。由喷丸硬化导入的表面附近的压缩残余应力的大小在钢线材处与受到喷丸硬化的影响的表面附近的屈服应力、即C浓度成比例。由此，在稀薄的C富集层中，由喷丸硬化导入的表面附近的压缩残余应力不达到所希望的大小，相对于以表面附近(包括最外面)为起点的疲劳裂缝的发生其防止效果不足。此外，表面硬度的上升也较少，所以不能防止工作时重复接触的线间部处的磨损，有导致以其磨损部为起点的早期破损的情况。由于这些情况，若存在稀薄的C富集层存在，则不能预料耐疲劳性的提高。
另一方面，以往进行基于批量处理的真空渗碳处理。进行该处理的渗碳弹簧得到较深且较大的压缩残余应力，由此实现耐久性的提高，但由于装置系统结构，渗碳量的控制变难，所得到的渗碳深度超过所希望的深度。特别地，对于阀弹簧过剩渗碳，随着由于过剩的C富集层厚度形成的残余奥氏体相的增大，耐永久应变性显著下降。
进而，在专利文献3中，螺旋弹簧的线材表面附近(以下，称作“表面”)的压缩残余应力为1400MPa左右，作为在气门弹簧、离合器扭簧级别的高负荷应力下使用的螺旋弹簧，相对于表面的裂缝发生抑制，其压缩残余应力充分。然而，使表面的压缩残余应力提高，结果，线材内部的压缩残余应力变小，相对于以夹杂物等为起点的线材内部的裂缝发生，其压缩残余应力的效果不足。即，专利文献3的机构中，由喷丸硬化施加的能量上存在限度，所以即虽然施加压缩残余应力分布的变化，但难以大幅提高压缩残余应力的总和。未考虑将前述的由加工产生的残余应力的影响消除等，由此，相对于相同强度的线材，其耐疲劳性的提高效果不足。
另外，使表面压缩残余应力提高的机构被各种各样地实用化，但结果，实际情况是，在例如线径1.5~10mm左右的螺旋弹簧中，在距线材表面的深度0.1~0.4mm的范围存在基于外部负荷的作用应力和残余应力的和即合成应力的最大值，该合成应力的最高的部分为破坏起点。因此，在深度0.1~0.4mm的范围内确保较大的压缩残余应力对于耐疲劳性较重要。
专利文献1：日本特许第3595901号。
专利文献2：日本特开2014-055343号公报。
专利文献3：日本特开2009-226523号公报。
如上所述，在以往的制造方法、专利文献1~3等中，相对于需要近年的高应力下的耐疲劳性及耐永久应变性的进一步提高和成本减少的兼顾的要求，其对应带来困难。此外，通过成形后的退火处理无法将加工带来的残余应力完全消除，所以无法将线材的性能充分地活用。
发明内容
本发明基于这样的背景，其目的在于，将卷取加工的拉伸残余应力消除并且在线材表面将C富集层以适当的C浓度及适当的厚度范围内均匀地形成，对于成形后的线材施加最佳的压缩残余应力分布，由此，提供高耐久性且高耐永久应变性的压缩螺旋弹簧及其制造方法。
本申请的多位发明人对于螺旋弹簧的耐疲劳性及耐永久应变性进行锐意研究。并且，想到在钢线材的表面较薄地形成均匀的厚度的渗碳层(以下称作“C富集层”)。由此，残余奥氏体相较少，能够使耐永久应变性提高，并且使表面附近为高硬度来使屈服应力提高，能够高效率地得到之后进行的喷丸硬化的效果，能够使耐疲劳性提高。
即，本发明的压缩螺旋弹簧使用钢线材，前述钢线材以重量%包括C：0.5~0.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.3~1.2%、Cr：0.5~1.9%、V：0.05~0.5%，并且作为任意成分包括Ni：1.5%以下、Mo：1.5%以下、W：0.5%以下中的1种或2种以上，其余部分由铁及不可避免的杂质构成，其特征在于，在表层部具有超过前述钢线材所含的C的平均浓度的C富集层，前述C富集层的厚度遍及前述钢线材的整周地处于0.01~0.05mm的范围。
以下，说明本发明中规定的数值范围的限定理由。首先，对本发明中使用的钢线材的化学成分的限定理由进行说明。在本发明中，使用钢线材，前述钢线材以重量%计包括C：0.5~0.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.3~1.2%、Cr：0.5~1.9%、V：0.05~0.5%，并且作为任意成分包括Ni：1.5%以下、Mo：1.5%以下、W：0.5%以下的1种或2种以上，其余部分由铁及不可避免的杂质构成。另外，在以下的说明中“%”意味着“重量%”。
(1)材料成分
C：0.5~0.7%
C有助于强度提高。C的含量不足0.5%的话，无法充分地得到强度提高的效果，所以耐疲劳性、耐永久应变性不足。另一方面，若C的含量超过0.7%，则韧性下降而容易发生破裂。因此，C的含量为0.5~0.7%。
Si:1.2~3.0%
Si对于钢的脱氧有效，并且有助于强度提高、回火软化阻力提高。Si的含量不足1.2%的话，这些效果无法充分地得到。另一方面，若Si的含量超过3.0%，则有助于脱碳而导致线材表面强度的下降，此外，韧性大幅下降，所以作为螺旋弹簧的使用时导致破裂的发生。因此，Si的含量为1.2~3.0%。另一方面，Si量在2.4%~3.0%下对于螺旋弹簧的性能的其效果相同，但该范围的Si含量的增加会提高原材料制造的铸造时的破裂发生的危险性，所以Si的含量优选为2.4%以下。
Mn:0.3~1.2%
Mn有助于淬火性的提高。Mn的含量不足0.3%的话，难以确保足够的淬火性，此外，对于延韧性有害的S的附着(MnS生成)的效果也不足。另一方面，若Mn的含量超过1.2%，则延性下降，容易发生破裂、表面损伤。因此，Mn的含量为0.3~1.2%。另一方面，Mn量在0.8%~1.2%下相对于螺旋弹簧的性能的其效果相同，但该范围的Mn含量的增加会提高原材料制造的拉丝加工时的破断发生的危险性，所以Mn的含量优选为0.8%以下。
Cr：0.5~1.9%
Cr对于防止脱碳有效，并且有助于强度提高、回火软化阻力提高，对于耐疲劳性的提高有效。此外，对于常温（温間）的耐永久应变性提高也有效。因此，本发明中进而优选为含有0.5~1.9%的Cr。Cr的含量不足0.5%的话，无法充分得到这些效果。另一方面，若Cr的含量超过1.9%，则韧性下降，容易发生破裂、表面损伤。
V：0.05~0.5%
V通过热处理作为细微碳化物析出从而被晶体粒细微化，在不损害韧性的情况下提高强度，所以对于耐疲劳性的提高有效，并且使耐永久应变性提高。此外，V也有助于回火软化阻力提高。V的含量不足0.05%的情况下，无法得到该效果。另一方面，若含有超过0.5%的V，则加热时碳化物较多地形成，导致韧性的下降。
在本发明中，进而作为任意成分能够添加Ni、Mo、W中的1种或2种以上。结果，也能够进行更高性能或更适合用途的螺旋弹簧的制造。
Ni：1.5%以下
Ni有助于韧性提高，所以对于耐疲劳性的提高有效。此外，Ni有助于耐腐蚀性提高。另一方面，若Ni的含量超过1.5%则相反地导致韧性的下降。
Mo：1.5%以下
Mo有助于淬火性及韧性提高。也可以取代有助于淬火性提高的Mn而添加Mo，此外也可以与Mn一同添加Mo。也可以取代有助于韧性提高的Ni而添加Mo，此外也可以与Ni一同添加Mo。另一方面，若Mo的含量超过1.5%，则加热时碳化物较多地形成，导致韧性的下降。
W：0.5%以下
W通过热处理作为细微碳化物析出而晶体粒被细微化，能够在不损害韧性的情况下使强度提高，所以对于耐疲劳性的提高。此外，W使耐永久应变性提高，并且也有助于回火软化阻力提高。另一方面，若W的含量超过0.5%，则加热时碳化物较多地形成，导致韧性的下降。
另外，在本发明中，上述Ni、Mo、及W的任意元素以外也能够添加以下的元素。
B：0.0003~0.003%
B具有使淬火性提高而防止低温脆性的效果。此外，B有助于耐永久应变性的提高。也可以取代有助于淬火性提高的Mn而添加B，此外，也可以与Mn一同添加B。B的含量不足0.0003%则这样的效果不足，若超过0.003%，则其效果饱和，有使制造性、冲击强度劣化的情况。
Cu：超过0%且为0.65%以下
Cu是电化学与铁相比离子化倾向高的金属元素，具有提高钢的耐腐蚀性的作用，所以对于耐腐蚀性提高有效。Cu可以取代有助于耐腐蚀性提高的Ni而添加，此外也可以与Ni一同添加。若Cu的含量超过0.65%，则热加工时容易产生破裂。
Ti、Nb：0.05~0.5%
Ti及Nb均为发挥与V相同的效果的元素。这些元素的含量不足0.05%的话那样的效果不足，若超过0.5%，则加热时碳化物较多地形成，导致韧性的下降。
(2)C浓度分布
在本发明中，为了提高线材表面的硬度而使屈服应力提高，在线材的表层部通过渗碳处理形成C富集层。通过使屈服应力提高，能够通过之后进行的喷丸硬化赋予较大的表面压缩残余应力。此外，能够改善线材的表面粗糙度。因此，有使耐疲劳性进一步提高的效果。使该C富集层含有超过线材所含有的C的平均浓度的浓度的C。此外，为了充分得到这些效果，C富集层的最大C浓度为0.7~1.2%，C富集层(渗碳深度)遍及前述钢线材的整周地从线材表面在0.01~0.05mm的深度的范围内形成。
C富集层的最大C浓度超过1.2%的情况、C富集层的厚度超过0.05mm的情况下，为了高效率地进行渗碳反应而不得不在高温下进行处理，所以晶体粒度变差，容易导致耐疲劳性的下降。此外，C浓度超过1.2%的情况下，不能固溶于母相的C多作为碳化物向晶体晶界析出，由此韧性下降，该情况下也容易导致耐疲劳性的下降。进而，C富集层的厚度超过0.05mm的情况下，残余奥氏体的比例增加，耐永久应变性变差。
另一方面，C富集层的最大C浓度不足0.7%或C富集层厚度距线材表面不足0.01mm的情况下，发生以下的不良情况。即，通过喷丸硬化导入的表面附近的压缩残余应力的大小与在钢线材中受到喷丸硬化的影响的表面附近的屈服应力、即C浓度成比例。由此，在稀薄的(浓度及深度)C富集层中，通过喷丸硬化导入的表面附近的压缩残余应力不呈所希望的大小，相对于以表面附近(包括最外面)为起点的疲劳裂缝的发生，其防止效果不足。此外，表面硬度的上升也较少，所以不能防止工作时重复接触的线间部处的磨损，有时导致以该磨损部为起点的早期破损。由于这些原因，若存在稀薄的C富集层，则无法预料耐疲劳性的提高。
(3)硬度分布
钢线材的任意的线材横截面的内部硬度为600~710HV，C富集层的最高硬度优选为比内部硬度高30HV以上。这是因为，由于线材表面的C富集层比内部硬度高，在表面附近能够得到更高的压缩残余应力，能够防止以表面附近(包括最外面)为起点的疲劳裂缝的发生。若上述数值不足30HV，则这些效果不显著。
(4)晶体粒径
使用SEM/EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)法测定的平均晶体粒径(以方位角度差5°以上的边界为晶界)优选为1.3μm以下。平均晶体粒径超过1.3μm的情况下，难以得到充分的耐疲劳性。并且，平均晶体粒径较小、即旧奥氏体粒内的块、条细微的话相对于裂缝进展的阻力较大，所以相对于耐疲劳性的提高较为适合。
(5)残余应力分布
本申请的多位发明人根据作为气门弹簧、离合器扭簧所要求的作用应力、会成为疲劳破损起点的各种各样的要因(延韧性、非金属系夹杂物、不完全淬火组织等异常组织、表面粗糙度、表面损伤等等)的关系的破坏力学的计算、及基于实际的耐久试验等的验证，关于螺旋弹簧的线材表面附近所必需的压缩残余应力得到以下结论。另外，本发明的压缩残余应力在向弹簧负荷压缩载荷的情况的大致最大主应力方向、即相对于线材的轴方向为＋45°方向。
即，在本发明中，向螺旋弹簧负荷压缩载荷的情况下产生的螺旋弹簧内径侧的最大主应力方向上，将距无负荷时的压缩残余应力的值为零的前述线材的表面的深度设为交叉点，在纵轴为残余应力、横轴为距表面的深度的残余应力分布曲线上将从表面至交叉点的积分值表示为I-σR时，希望I-σR为150MPa・mm以上。不满足这些数值的情况下，对于抑制内部起点的疲劳破坏不足。
本发明的压缩残余应力分布优选为通过喷丸硬化处理、固化处理形成。在喷丸硬化处理中实施多级喷丸硬化的情况下，后实施的喷丸硬化使用的喷丸的球当量直径优选为比先实施的喷丸硬化使用的喷丸的球当量直径小。具体地，喷丸硬化处理优选为，由粒径0.6~1.2mm的喷丸的第1喷丸硬化处理、粒径0.2~0.8mm的喷丸的第2喷丸硬化处理、粒径0.02~0.30mm的喷丸的第3喷丸硬化处理构成的多级喷丸硬化处理。由此，能够将通过先实施的喷丸硬化增加的表面粗糙度通过后实施的喷丸硬化减少。
另外，喷丸硬化处理的喷丸直径、级数不限于上述说明，根据要求性能，得到必要的残余应力分布、表面粗糙度等即可。因此，适当选择喷丸直径、材质、级数等。此外，根据投射速度、投射时间，被导入的压缩残余应力分布也不同，所以这些也根据需要适当设定。
(6)残余奥氏体分布
关于使用X射线衍射法测定的残余奥氏体体积率γR，在纵轴为残余奥氏体体积率、横轴为距表面的深度的残余奥氏体分布曲线上，将从表面至0.5mm深度的积分值表示为IγR时，希望IγR是3.4%・mm以下。这样，通过限制残余奥氏体，能够使耐永久应变性提高。
(7)表面粗糙度
作为在高负荷应力下使用的气门弹簧、离合器扭簧等，为了满足所要求的耐疲劳性，表面粗糙度与上述的压缩残余应力分布都较重要。本申请的多位发明人进行破坏力学的计算和其验证实验，结果，发现相对于基于表面起点的裂缝的发生・进展，将表面损伤的深度(即，表面粗糙度Rz(最大高度))设为20μm以下，由此能够将其影响无害化。因此，表面粗糙度Rz优选为20μm以下。Rz超过20μm的情况下，表面的谷部为应力集中源，以其谷部为起点的裂缝的发生・进展容易进行，所以容易导致早期破损。
(8)螺旋弹簧形状
本发明适合卷取时的加工度较大、需要高耐疲劳性的以下列举的规格的压缩螺旋弹簧。本发明的线材能够利用圆当量直径(根据线材横截面积算出的作为正圆的情况的直径、也包括以方形、卵形为首的非圆形截面)为1.5~10mm、弹簧指数是3~20的一般被冷成形的压缩螺旋弹簧。
其中，对于需要卷取时的加工度较大(即，冷成形中由于卷取加工而产生的线圈内径侧的拉伸残余应力较大)、且耐疲劳性高的气门弹簧、离合器扭簧等所使用的圆当量直径为1.5~9.0mm、弹簧指数为3~8的压缩螺旋弹簧较适合。
此外，本发明的压缩螺旋弹簧与以往的热成形法不同，使用后述的螺旋弹簧成形机，所以卷取加工时无需芯骨。因此，能够成形的弹簧形状的自由度高。即作为本发明的螺旋弹簧形状，以作为螺旋弹簧代表性的全匝中线圈外径几乎不变的圆筒形为首，也能够应用于除此以外的形状的螺旋弹簧。例如也能够进行圆锥形、吊钟形、鼓形、桶形等弹簧的成形。
这里，“圆筒形”指线圈径恒定的弹簧，“圆锥形”指线圈径从弹簧的一端向另一端圆锥状地变化的弹簧。“吊钟形”指线圈径在一端较小而向中央扩径、且以该状态的直径直至另一端的弹簧，也称作“单拉伸形”。“鼓形”指线圈径在两端大而在中央小的弹簧。“桶形”指线圈径在两端小而在中央大的弹簧，也称作“两端拉伸形”。
接着，对本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法进行说明。本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法具备由螺旋弹簧成形机将钢线材热成形的卷取工序、将卷取后被割断而温度未处于奥氏体区的线圈原样地淬火的淬火工序、将被淬火的线圈调质的回火工序、向线材表面施加压缩残余应力的喷丸硬化工序。卷取工序中进行加热、渗碳及热成形。螺旋弹簧成形机具有用于连续地供给钢线材的进料辊、将钢线材线圈状地成形的卷取部、用于将钢线材卷取既定匝数后与从后方连续地供给来的钢线材切断的切断机构。卷取部具备用于将被进料辊供给的钢线材向加工部的适当的位置导引的线材引导件、由用于将被经由线材引导件供给的钢线材加工成线圈形状的卷取销或卷取辊构成的卷取工具、用于附加节距的节距工具。螺旋弹簧成形机还具有在从进料辊的出口至卷取工具之间将钢线材在2.5秒以内升温至奥氏体区的加热机构。此外，在加热机构的从钢线材入口侧至卷取工具之间的一部分或全部区域配置将钢线材的外周覆盖的包围部件，具有向包围部件内供给烃类气体的气体供给机构。
上述加热手段为高频加热，优选为在线材引导件内的钢线材的通过路径上或线材引导件的钢线材出口侧末端与卷取工具的空间的钢线材的通路路径上以与钢线材同心的方式配置高频加热线圈。另外，能够将钢线材在短时间内升温至奥氏体区即可，所以也可以通过高频加热以外的通电加热、激光加热进行加热。
在本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法中，优选为与烃类气体接触的时刻的钢线材表面温度为850~1150℃。根据该渗碳条件，能够防止线材的晶体粒的显著粗大化的同时以短时间高效率地进行渗碳。此外，在本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法中，烃类气体的主成分优选为甲烷、丁烷、丙烷、乙炔的某一个。
在上述制造方法中，回火工序为了将通过淬火工序硬化的螺旋弹簧调质成具有适当的硬度和韧性的螺旋弹簧而进行。由此，在淬火的状态下得到所希望的硬度和韧性的情况下，也可以省略回火工序。并且，在喷丸硬化工序中，也可以进行多级喷丸硬化，进而，也可以根据需要将以弹性限度的恢复为目的的低温时效处理组合。这里，低温时效处理能够在喷丸硬化工序后或者多级喷丸硬化的各级之间进行，作为多级喷丸硬化的最终级实施粒径0.02~0.30mm的喷丸的喷丸硬化的情况下，作为其前处理进行会将最外面的压缩残余应力进一步提高所以适合。另外，固化工序是提高钢线材的屈服应力来使耐永久应变性提高的处理，作为对螺旋弹簧实施的固化，有冷固化、热固化等各种方法，但根据所希望的特性适当选择。
根据本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法，在从加热机构的钢线材入口侧至卷取工具之间的一部分或全部区域配置覆盖钢线材的外周的例如圆筒状的包围部件，向包围部件内供给烃类气体，所以通过控制烃类气体的供给量，能够容易控制包围部件内的烃类气体浓度。此外，烃类气体一样地包围钢线材，所以能够使通过渗碳形成的C富集层的厚度均匀。即，能够遍及钢线材的整周形成厚度为0.01~0.05mm的C富集层。
在本发明中，由如上所述的螺旋弹簧制造装置进行热卷取，所以不产生加工的残余应力。并且，将钢线材在2.5秒以内升温至奥氏体区，所以能够防止晶体粒的粗大化，能够得到优异耐疲劳性。此外，实施渗碳处理，所以能够使钢线材表面为高硬度，通过之后进行的喷丸硬化能够有效地赋予压缩残余应力。特别地在本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法中，利用热卷取时的热进行渗碳处理，所以能够高效率地进行渗碳处理。
本发明能够相对于用作弹簧的碳素钢线、硬钢线、钢琴线、弹簧钢线、碳素钢油回火线、铬钒钢油回火线、硅铬钢油回火线、硅铬钒钢油回火线等应用。这里，碳素钢线、硬钢线、钢琴线、及弹簧钢线不被施加像油回火线那样的热处理，所以作为钢线材与相同组成的油回火线相比廉价。此外，本发明的制造法中实施热处理(淬火、回火)，所以若组成相同，则使用碳素钢线、硬钢线、钢琴线、及弹簧钢线还是使用油回火线都能够制造具有相同特性的压缩螺旋弹簧。由此，若组成相同，则使用碳素钢线、硬钢线、钢琴线、及弹簧钢线的话能够廉价地制造。
发明效果
根据本发明，在钢线材的表面较薄地形成均匀的厚度的C富集层，所以残余奥氏体相的总量较少，能够使耐永久应变性提高，并且使表面附近为高硬度，使屈服应力提高，高效率地得到喷丸硬化的效果，由此能够使耐疲劳性提高。
附图说明
图1是表示螺旋弹簧的制造工序的一例的图。
图2是本发明的实施方式的卷取机器的成形部的概略图。
图3是表示实施例中使用的螺旋弹簧的残余应力分布的图表。
图4是表示实施例中使用的螺旋弹簧的残余奥氏体分布的图表。
附图标记说明
1…卷取机器成形部、10…进料辊、20…卷取部、21…线材引导件、22…卷取工具、22a…卷取销、30…切断机构、30a…切断刃、30b…内模、40…高频加热线圈、50…包围部件、50a…包围部件钢线材入口、50b…包围部件钢线材出口、60…气体供给部(气体供给机构)、M…钢线材。
具体实施方式
以下，具体说明本发明的实施方式。图1表示各制造工序。图1(A)是本发明的压缩螺旋弹簧的制造方法，其他是以往例。图1(A)所示的制造工序是以下的卷取机器的热成形法，图1(B)及(C)所示的制造工序是任意的卷取机器的冷成形法。
在图2表示图1(A)所示的制造工序使用的卷取机器成形部1的概略情况。如图2所示，卷取机器成形部1具备用于连续地供给钢线材M的进料辊10、将钢线材M成形为线圈状的卷取部20。卷取部20具备用于将被进料辊10供给的钢线材M向适当的位置导引的线材引导件21、由用于将被经由线材引导件21供给的钢线材M加工成线圈形状的卷取销(或卷取辊)22a构成的卷取工具22、用于赋予节距的节距工具(省略图示)。此外，卷取机器成形部1具备切断机构30和高频加热线圈40，前述切断机构30具有用于在卷取既定匝数后将被从后方连续地供给来的钢线材M割断的切断刃30a及内模30b，前述高频加热线圈40在从进料辊10的出口至卷取工具22之间将钢线材M加热。
在高频加热线圈40的内侧，配置有例如由陶瓷构成的包围部件50。包围部件50在其两端部具备小径的钢线材入口50a及钢线材出口50b。在包围部件50的钢线材入口50a的附近设置有向包围部件50供给烃类气体的气体供给部(气体供给机构)60。气体供给部60从包围部件50的例如钢线材入口50a向内部供给烃类气体。另外，烃类气体也能够从钢线材出口50b供给。
卷取机器成形部1的急速加热由高频加热线圈40进行，使钢线材在2.5秒以内升温至奥氏体区。高频加热线圈40的设置位置如图2所示，配置于包围部件50的外周侧。通过包围部件50的内部的钢线材M被高频加热线圈40加热，被充满包围部件50的烃类气体渗碳。气体供给部向包围部件50内供给考虑了有助于渗碳性的包围部件50内的烃类气体的密度和流速的量的烃类气体。
高频加热线圈40设置于线材引导件21的附近，设置有卷取部20，使得将钢线材M加热后能够立即成形。在卷取部20中，使抽出线材引导件21的钢线材M与卷取销22a抵接来以既定的曲率弯曲，进而抵接于下游的卷取销22a来以既定的曲率弯曲。并且，使钢线材M抵接于节距工具，以呈所希望的线圈形状的方式赋予节距。呈所希望的匝数，借助切断机构30的切断刃30a将与内模30b的直线部分之间通过剪切切断，将被从后方供给的钢线材M和弹簧形状的钢线材M割断。
(1)制造工序(A)
图1的工序(A)表示第1实施方式的制造工序。首先，准备圆当量直径为1.5~10mm的钢线材M，其以重量%包括C：0.5~0.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.3~1.2%、Cr：0.5~1.9%、V：0.05~0.5%，并且作为任意成分包括Ni：1.5%以下、Mo：1.5%以下、W：0.5%以下的1种或2种以上，其余部分为由铁及不可避免的杂质构成。将该钢线材M借助出线机（線出機）(图示省略)向进料辊10供给，由高频加热线圈40将钢线材M在2.5秒以内加热至奥氏体区后，在卷取部20进行卷取(卷取工序)。
此时，包围部件50之中的钢线材M的渗碳处理被同时进行。渗碳处理在线材温度850~1150℃下进行，在钢线材M的表面形成最大C浓度为0.7~1.2%、厚度为0.01~0.05mm的C富集层。由此，能够得到比线材内部硬度高30HV以上的表层部。
接着，卷取后被割断，将温度还处于奥氏体区的线圈原样地在淬火槽(图示省略)处进行淬火(作为淬火溶剂为例如60℃左右的油)(淬火工序)，还进行回火(例如150~500℃)(回火工序)。通过进行淬火，呈由马氏体组织构成的高硬度组织，进而通过进行回火，能够成为韧性优异的回火马氏体组织。这里，淬火・回火处理使用一般的方法即可，该淬火前的线材的加热温度、淬火溶剂的种类・温度、以及回火的温度、时间根据钢线材M的材质适当设定。
进而，通过对钢线材M实施喷丸硬化处理(喷丸硬化工序)及固化处理(固化工序)，能够得到所希望的耐疲劳性。在加热至奥氏体区的状态下进行卷取，所以能够防止加工导致的残余应力的发生。因此，与由于加工而在线圈内径侧表面产生拉伸残余应力的冷成形法比较，容易通过喷丸硬化赋予压缩残余应力，能够在呈高应力的弹簧的内径侧有效地赋予距表面较深且较大的压缩残余应力。进而，通过进行固化处理，在用作弹簧的情况的最大主应力方向上形成更深的压缩残余应力分布，能够提高耐疲劳性。
在本实施方式中，进行由粒径0.6~1.2mm的喷丸的第1喷丸硬化处理、粒径0.2~0.8mm的喷丸的第2喷丸硬化处理、粒径0.02~0.30mm的喷丸的第3喷丸硬化处理构成的多级喷丸硬化处理。在后实施的喷丸硬化处理中，使用比先实施的喷丸硬化处理小的喷丸，所以能够使线材的表面粗糙度平滑。
喷丸硬化中使用的喷丸能够使用以钢切割线材、钢珠、FeCrB类为首的高硬度颗粒等。此外，压缩残余应力能够根据喷丸的球当量直径、投射速度、投射时间、及多阶段的投射方式调整。
此外，在本实施方式中，作为固化处理进行热固化，加热至100~300℃，且相对于弹簧形状的钢材施加塑性形变，使得作用于线材表面的剪切形变量为在作为弹簧实际使用的情况的作用应力下的剪切形变量以上。
通过以上那样的工序(A)制作的本发明的压缩螺旋弹簧在表层部具有超过钢线材所含的C的平均浓度的C富集层，是C富集层的厚度遍及钢线材的整周地进入0.01~0.05mm的范围的压缩螺旋弹簧。在这样的压缩螺旋弹簧中，在钢线材的表面较薄地形成均匀的厚度的C富集层，所以残余奥氏体相较少，能够使耐永久应变性提高，并且使表面附近为高硬度，使屈服应力提高，高效率地得到喷丸硬化的效果，由此能够使耐疲劳性提高。
接着，对用于与本发明的实施方式比较的工序(B)、(C)进行说明。
在图1的工序(B)中，借助任意的卷取机器将在工序(A)中使用的钢线材M进行冷卷取(卷取工序)。并且，将卷取后的钢线材在包括烃类气体的减压条件下升温至奥氏体区，进行淬火(作为淬火剂是例如60℃左右的油)(渗碳＋淬火工序)。接着，与工序(A)同样地，按顺序进行回火工序、喷丸硬化工序、及固化工序。
工序(C)为，在工序(B)中不进行渗碳、淬火、及回火而进行退火和氮化。
实施例
1.样品制作方法
通过各制造工序制作螺旋弹簧的样品，进行耐疲劳性的评价。首先，准备具有表1所述的化学成分而其余部分由铁及不可避免的杂质构成的油回火线。并且，相对于油回火线，根据图1所示的制造工序A~C，通过热成形法或冷成形法，制作线径4.1mm、弹簧指数6、总匝数5.75匝、有效匝数3.25匝、闭端（クローズドエンド）的螺旋弹簧。另外，在表1中“OT线”意味着油回火线。
在制造工序A中，借助具备高频加热线圈、包围部件、及气体供给部的卷取机器(参照图2)将钢线加热，以表2所示的处理温度进行渗碳处理后进行卷取，借助60℃的油淬火。在表2中，渗碳处理温度是钢线的表面温度。之后，以表2所述的条件进行回火处理(发明例1~7、比较例1~4)。
在表2中“卷取＋渗碳方法”是表示对于即将卷取前进行加热的钢线进行渗碳，“A”是使用包围部件及气体供给部的渗碳方法，“B”是将烃类气体从一根喷嘴吹到钢线的表面的渗碳方法。
在制造工序B中，在任意的卷取机器的冷卷取后，将被卷取的钢线材在包括烃类气体的减压条件下升温至奥氏体区，借助60℃的油进行淬火后，在300℃进行回火处理(比较例6)。在制造工序C中，冷卷取后在430℃进行退火处理，接着，进行氮化处理。在氮化处理中，在线材表面形成深度0.04mm的硬质层(比较例7、8)。
接着，相对于各样品实施喷丸硬化处理及固化处理。在喷丸硬化处理中按顺序进行球当量直径1.0mm的钢制圆切割线材的第1喷丸硬化处理、球当量直径0.5mm的钢制圆切割线材的第2喷丸硬化处理、球当量直径0.1mm的钢珠的第3喷丸硬化处理。固化为热固化，在螺旋弹簧的加热温度200℃、负荷应力1500MPa下进行。
2.评价方法
相对于这样地得到的样品，调查如下所述的各性质。将其结果在表3表示。
(1)硬度(HV)
使用维氏硬度试验机(未来科技（フューチャテック） FM-600)测定螺旋弹簧的线材横截面的硬度。测定载荷距表面深度0.02mm的位置(表3的“表面”)处为25gf，深度d(线径)/4mm的位置(表3的“内部”)处为200gf，关于各深度在同心状的任意的3点测定，算出其平均值。
(2)压缩残余应力积分值(I-σR)、交叉点(CP)
在螺旋弹簧的内径侧表面，将相对于线材的线轴方向＋45°方向(在弹簧负荷有压缩载荷的情况的大致最大主应力方向)的压缩残余应力用X射线衍射型残余应力测定装置(理学制)测定。测定以管球：Cr、准直仪直径：0.5mm进行。此外，相对于螺旋弹簧使用盐酸将线材表面的整面化学研磨后进行上述测定，重复该测定，由此求出深度方向的残余应力分布，根据其结果求出交叉点。此外，压缩残余应力积分值将深度和残余应力的关系图的从表面至交叉点的压缩残余应力通过积分算出。另外，作为一例，将发明例1的残余应力分布在图3表示。
(3)表面C浓度(CC)、C富集层厚度(Ct)
在螺旋弹簧的线材横截面，每隔60°地测定6个部位，测定表面C浓度的平均值、C富集层的厚度的平均值、最大值、及最小值。测定使用EPMA(岛津制作所EPMA-1600)，以电子束直径1μm、测定节距1μm进行线分析。C富集层厚度是距至与线材内部相同的C浓度的表面的深度。
(4)残余奥氏体(IγR)
在螺旋弹簧的线材横截面，关于从最外面（最表面）至0.5mm的各测定深度，每隔60°地测定6个部位残余奥氏体的体积率，在将纵轴设为残余奥氏体体积率、将横轴设为股线（素線）半径方向的残余奥氏体分布曲线上，求出将从表面至0.5mm深度的积分值IγR。测定中使用二维PSPC搭载X射线衍射装置(布鲁克（ブルカー）D8 DISCOVER)。另外，作为一例在图4表示发明例1的残余奥氏体分布。
(5)表面粗糙度(Rz(最大高度))
使用非接触三维形状测定装置(MITAKA NH-3)根据JIS B0601进行表面粗糙度的测定。测定条件设为测定倍率：100倍、测定距离：4mm、测定节距：0.002mm、截止值：0.8mm。
(6)平均晶体粒径(dGS)
根据SEM/EBSD(点子背向散射衍射；Electron Back Scatter Diffraction)法使用JEOL JSM-7000F(TSL解决方案（ソリューションズ） OIM-Analysys Ver.4.6)测定平均晶体粒径。这里，测定在螺旋弹簧的横截面的深度d/4的位置进行，以观察倍率5000倍进行，将方位角度差5°以上的边界设为晶界算出平均晶体粒径。
(7)耐疲劳性(破损率)
使用油压伺服型疲劳试验机(鹫宫制作所)在室温(大气中)进行疲劳试验。关于表1的成分A、B的，根据试验应力：735±686MPa、频率：20Hz、试验数：各7根、2千万次施振（加振）时的破损率(破损数/试验根数)评价耐疲劳性。关于成分C的，根据试验应力：760±711MPa、频率：20Hz、试验数：各7根、2千万次施振时的破损率(破损数/试验根数)评价耐疲劳性。
(8)耐永久应变性(残余剪切形变率Δγ)
相对于螺旋弹簧进行温加紧试验（温間締付試験）。此时的条件为试验应力：1100MPa、试验温度：120℃、试验时间：48小时。并且，使用下述式1根据试验后相对于试验前的载荷损失量算出残余剪切形变率Δγ。
式1
（d：线径；D：线圈平均直径；△P：试验后相对于试验前的载荷损失量；G横弹性系数）。
3.评价结果
(1)硬度
表3从可知，在通过工序(A)的热成形法制作的发明例1~7中，内部硬度为600~710HV，得到较高的耐疲劳性。另一方面，根据比较例2、3的结果，即使通过热成形法制作的螺旋弹簧在硬度不足600HV或为710HV以上的情况下也不能得到足够的耐疲劳性。此外，在发明例1~7中由于渗碳而表面的硬度比内部高30HV以上。由此，在表面附近能够得到高的压缩残余应力，能够防止以表面附近(包括最外面)为起点的疲劳裂缝的发生(耐疲劳性提高)。另一方面，在比较例1中表面的硬度上升不足30HV，工作时重复接触的线间部处的磨损激烈，导致从该部的早期破损，无法得到充分的耐疲劳性。
(2)残余应力分布
在发明例1~7中，I-σR为180MPa・mm以上，得到较深的大的压缩残余应力，耐疲劳性良好。另一方面，在比较例7、8中，I-σR为150MPa・mm以下，压缩残余应力较浅较小，耐疲劳性下降。该理由是因为，在通过工序(A)制作的发明例1~7中，在冷卷取中产生的拉伸残余应力(残存于线圈内径侧)在热卷取中几乎不产生，所以与由于冷卷取而产生拉伸残余应力的比较例7、8相比，喷丸硬化的压缩残余应力容易从表面进入较深的位置。
(3)表面C浓度、C富集层厚度
在发明例1~7中，进行表面C浓度0.7~1.2%、C富集层厚度(距与线材内部相同的C浓度的表面的深度)0.01mm以上0.05mm以下的渗碳，表面附近的硬度较高，所以得到表面附近的较高压缩残余应力，此外，表面粗糙度也被改善，由此得到较高的耐疲劳性。另一方面，在比较例5中平均C富集层厚度与发明例1~7相同，但渗碳方法不同，所以C富集层厚度的不均较大。因此，在C富集层厚度较大的部位超过0.05mm，过剩的渗碳导致残余奥氏体的增加。在发明例1~7中IγR(深度和γR的关系图的从γR的表面至0.5mm深度的积分值)为3.1%・mm以下，与此相对，在比较例5中较大至3.5%・mm，结果，发明例1~7为残余剪切形变率Δγ小至0.050~0.065而耐永久应变性良好，与此相对，在比较例5中，残余剪切形变率Δγ大至0.080，耐永久应变性下降。此外，在比较例6中表面的C浓度为1.1%、C富集层厚度为0.90mm，进行过剩的渗碳，由此导致残余奥氏体的增加，IγR大至3.55%・mm，结果，与发明例1~7相比，残余剪切形变率Δγ为0.093，耐永久应变性下降。
(5)表面粗糙度
关于得到较高的耐疲劳性的发明例1~7，表面粗糙度Rz(最大高度)为12.0μm以下，充分满足所希望的表面粗糙度Rz20μm以下。这里，Rz超过20μm的情况下，表面粗糙度的谷部为应力集中源，以该谷部为起点，裂缝产生・进展，结果导致早期破损。此外，该表面粗糙度由于与卷取时的工具类的摩擦、喷丸硬化处理而形成的。并且关于通过喷丸硬化处理形成的表面粗糙度，通过将线材的硬度、喷丸的粒径・硬度・投射速度等条件的组合来确定其大小。由此，喷丸硬化的条件需要适当设定以使得Rz不超过20μm。
(6)平均晶体粒径
在发明例中，平均晶体粒径(dGS)为0.84~1.30μm，有细微的晶体构造。这如前所述，通过高频加热在短时间内进行加热与组织的粗大化抑制或者细微化相关，结果，在发明例1~7中得到细微的平均晶体粒径，耐疲劳性提高。与此相对，在比较例4中，卷取・渗碳温度较高，与发明例相比平均晶体粒径(dGS)较大至1.35μm。因此，耐永久应变性・耐疲劳性下降。
根据以上内容，根据本发明的压缩螺旋弹簧，能够使耐疲劳性及耐永久应变性大幅提高。
产业上的可利用性
本发明具有高耐疲劳性及高耐永久应变性，所以能够利用于阀弹簧、特别能够利用于高应力下使用的竞赛用发动机的气门弹簧、离合器内使用的离合器扭簧等。

Claims (8)

1.一种压缩螺旋弹簧，前述压缩螺旋弹簧使用钢线材，前述钢线材以重量%计包括C：0.5~0.7%、Si：1.2~3.0%、Mn：0.3~1.2%、Cr：0.5~1.9%、V：0.05~0.5%，并且包括Ni：1.5%以下、Mo：1.5%以下、W：0.5%以下的1种或2种以上作为任意成分，其余部分由铁及不可避免的杂质构成，其特征在于，
在表层部具有超过前述钢线材所含的C的平均浓度的C富集层，前述C富集层的厚度遍及前述钢线材的整周地进入0.01~0.05mm的范围。
2.如权利要求1所述的压缩螺旋弹簧，其特征在于，
前述钢线材的任意的线材横截面的内部硬度为600~710HV，前述C富集层的最高硬度比内部硬度高30HV以上。
3.如权利要求1或2所述的压缩螺旋弹簧，其特征在于，
以方位角度差5°以上的边界为晶界，使用SEM/EBSD法测定的平均晶体粒径为1.3μm以下。
4.如权利要求1至3中任一项所述的压缩螺旋弹簧，其特征在于，
在螺旋弹簧负荷有压缩载荷的情况下产生的螺旋弹簧内径侧的最大主应力方向上，将距无负荷时的压缩残余应力的值设为零的前述线材的表面的深度设为交叉点，在将纵轴设为残余应力、将横轴设为距表面的深度的残余应力分布曲线上将从表面至交叉点的积分值表示为I-σR时，I-σR为150MPa・mm以上。
5.如权利要求1至4中任一项所述的压缩螺旋弹簧，其特征在于，
关于使用X射线衍射法测定的残余奥氏体体积率γR，在将纵轴设为残余奥氏体体积率、将横轴设为距表面的深度的残余奥氏体分布曲线上，将从表面至0.5mm深度的积分值表示为IγR时，IγR为3.4%・mm以下。
6.如权利要求1至5中任一项所述的压缩螺旋弹簧，其特征在于，
表面粗糙度Rz(最大高度)为20μm以下。
7.一种压缩螺旋弹簧的制造方法，前述压缩螺旋弹簧的制造方法具备卷取工序、淬火工序、回火工序、喷丸硬化工序，在前述卷取工序中，借助螺旋弹簧成形机将钢线材热成形，在前述淬火工序中，将卷取后被割断而温度未处于奥氏体区的线圈原样地淬火，在前述回火工序中，将被淬火的线圈调质，在前述喷丸硬化工序中，对线材表面赋予压缩残余应力，其特征在于，
在前述卷取工序中，进行加热、渗碳及热成形，前述螺旋弹簧成形机具有进料辊、卷取部、切断机构，前述进料辊用于连续地供给钢线材，前述卷取部将钢线材线圈状地成形，前述切断机构用于在将钢线材卷取既定匝数后把被从后方连续地供给的钢线材切断，
前述卷取部具备线材引导件、卷取工具、节距工具，前述线材引导件用于将被前述进料辊供给的钢线材向加工部的适当的位置导引，前述卷取工具由用于将经由前述线材引导件供给的钢线材加工成线圈形状的卷取销或卷取辊构成，前述节距工具用于赋予节距，
前述螺旋弹簧成形机还具有在从前述进料辊的出口至前述卷取工具之间将钢线材升温至奥氏体区的加热机构，在前述加热机构的从钢线材入口侧至前述卷取工具之间的一部分或全部区域配置有覆盖前述钢线材的外周的包围部件，具有将烃类气体向前述包围部件内供给的气体供给机构。
8.如权利要求7所述的压缩螺旋弹簧，其特征在于，
前述加热机构是高频加热装置，在前述线材引导件内的钢线材的通过路径上或前述线材引导件的钢线材出口侧末端和前述卷取工具的空间的钢线材的通路路径上以与钢线材同心的方式配置有高频加热线圈。
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