JP2000042922A - ばねの表面処理方法 - Google Patents
ばねの表面処理方法Info
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- JP2000042922A JP2000042922A JP10214084A JP21408498A JP2000042922A JP 2000042922 A JP2000042922 A JP 2000042922A JP 10214084 A JP10214084 A JP 10214084A JP 21408498 A JP21408498 A JP 21408498A JP 2000042922 A JP2000042922 A JP 2000042922A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ばねの耐久性、特に耐疲労破壊性能を大幅に
向上させること。 【解決手段】 ばねの表層を窒化処理する。次に、窒化
処理されたばねの表面へ、直径２０〜８０μｍの多数の
硬質金属粒子を８０ｍ／ｓｅｃ以上の衝突速度であ投射
する。このとき、ショットによるばね表面の瞬間的昇温
限界を、窒素原子による動的歪時効と加工硬化を有効に
起こさせるが、母地の回復再結晶が起こる温度よりは低
温となるように、ショットの速度ないし粒径を制御しつ
つ投射する。
向上させること。 【解決手段】 ばねの表層を窒化処理する。次に、窒化
処理されたばねの表面へ、直径２０〜８０μｍの多数の
硬質金属粒子を８０ｍ／ｓｅｃ以上の衝突速度であ投射
する。このとき、ショットによるばね表面の瞬間的昇温
限界を、窒素原子による動的歪時効と加工硬化を有効に
起こさせるが、母地の回復再結晶が起こる温度よりは低
温となるように、ショットの速度ないし粒径を制御しつ
つ投射する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、窒化処理と、粒径
８０μｍ以下の微細金属粒子による高速ショットピーニ
ング処理（以下「ＳＳ処理」という）とを組合わせた、
ばねの耐久性を向上させる表面処理方法に関する。
８０μｍ以下の微細金属粒子による高速ショットピーニ
ング処理（以下「ＳＳ処理」という）とを組合わせた、
ばねの耐久性を向上させる表面処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】内燃機関の弁ばね、内燃機関の動力伝達
用クラッチに使用するクラッチばね等のコイルばね又は
平板形状の各種ばね等には、通常、直径０．２〜０．６
mmのショット粒によるショットピーニングが施される。
用クラッチに使用するクラッチばね等のコイルばね又は
平板形状の各種ばね等には、通常、直径０．２〜０．６
mmのショット粒によるショットピーニングが施される。
【０００３】また、ショットピーニングの特殊な方法と
しては、金属微粒子の高速投射によってＡ3 変態点以上
の温度に加熱急冷する方法（特公平２−１７６０７号
「金属製品の表面加工熱処理法」）や、回復再結晶温度
以下であって１５０℃以上の温度で金属微粒子を高速投
射して耐久性を高める方法（特開平９−２７９２２９号
「鋼製ワークの表面処理方法」）なども提案されてい
る。
しては、金属微粒子の高速投射によってＡ3 変態点以上
の温度に加熱急冷する方法（特公平２−１７６０７号
「金属製品の表面加工熱処理法」）や、回復再結晶温度
以下であって１５０℃以上の温度で金属微粒子を高速投
射して耐久性を高める方法（特開平９−２７９２２９号
「鋼製ワークの表面処理方法」）なども提案されてい
る。
【０００４】さらに、加熱されたばねを温間でショット
ピーニングする技術も知られている。
ピーニングする技術も知られている。
【０００５】その他、弁ばね、クラッチばね等のコイル
ばねの耐久性向上のための技術として、窒化処理とショ
ットピーニングの組み合わせ技術や、窒化に適したばね
材料を使用して窒化とショットピーニングの最適化を追
求した技術などがある。
ばねの耐久性向上のための技術として、窒化処理とショ
ットピーニングの組み合わせ技術や、窒化に適したばね
材料を使用して窒化とショットピーニングの最適化を追
求した技術などがある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従来のショットピーニ
ング技術によってある程度のばねの耐久性や耐疲労破壊
性能は得られるが、本発明はさらに弁ばねやクラッチば
ね等の窒化処理による耐久性、特に耐疲労破壊性能をさ
らに向上させることを目的とする。
ング技術によってある程度のばねの耐久性や耐疲労破壊
性能は得られるが、本発明はさらに弁ばねやクラッチば
ね等の窒化処理による耐久性、特に耐疲労破壊性能をさ
らに向上させることを目的とする。
【０００７】従来の窒化を組合わせたショットピーニン
グでは、表面硬さないし表層内部硬さが必ずしも十分と
はいえず、例えば表面硬さはビッカース硬度（Ｈｖ）で
精々１１００程度であったが、この程度の硬さは現在で
は特に優れているとはいえない。
グでは、表面硬さないし表層内部硬さが必ずしも十分と
はいえず、例えば表面硬さはビッカース硬度（Ｈｖ）で
精々１１００程度であったが、この程度の硬さは現在で
は特に優れているとはいえない。
【０００８】また、例えばショットピーニング後に窒化
処理をする場合は、疲労折損防止の観点からショットピ
ーニングによる表面粗さが５μｍ以下となるような制御
が行われる場合もある。しかし、このような表面粗さの
制御は工程管理上煩わしい。
処理をする場合は、疲労折損防止の観点からショットピ
ーニングによる表面粗さが５μｍ以下となるような制御
が行われる場合もある。しかし、このような表面粗さの
制御は工程管理上煩わしい。
【０００９】本発明はこのような表面粗さの管理をしな
くても十分な耐疲労破壊性能を実現できるように、極表
層〜数１０μｍ深さまでの残留応力を極めて高い圧縮状
態にするばねの表面処理方法を提供するものである。
くても十分な耐疲労破壊性能を実現できるように、極表
層〜数１０μｍ深さまでの残留応力を極めて高い圧縮状
態にするばねの表面処理方法を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】窒化によって弁ばね、ク
ラッチばね等の耐久性、特に耐疲労強度を向上させるた
め、次のような工程が従来より採用されている。
ラッチばね等の耐久性、特に耐疲労強度を向上させるた
め、次のような工程が従来より採用されている。
【００１１】ばね用合金鋼オイルテンパー線（以下ＯＴ
線という）→ばね成型（冷間コイリング）→残留応力除
去焼鈍→座面研磨→表面スケール除去→窒化処理→ショ
ットピーニング→低温焼鈍 ここで、窒化後のショットピーニングとして、通常、一
段ショットの場合は直径０．５〜０．８ｍｍ程度の鋼
球、またはカットワイヤ等の多数の硬質金属粒子を投射
する。また二段ショットの場合は、直径０．５〜０．８
ｍｍ程度の多数の鋼球のショット後に、直径０．２〜
０．４ｍｍ程度の多数の金属粒子を投射する。 （手段１）本発明者は、窒化後のショットピーニングに
ついて種々の条件で試験を実施した。そして窒化後、 １）従来と同様に直径０．５〜０．８ｍｍの硬質カット
ワイヤ、高速度鋼粒子、超硬ショット粒子等を、速度ｖ
＝５０〜８０ｍ／ｓｅｃで投射し、カバレージ８０％以
上、望ましくは１００％以上とした後、さらに、 ２）直径２０〜８０μｍの寸法の硬質金属粒子または超
硬粒子を速度ｖ＝８０ｍ／ｓｅｃ以上、望ましくは速度
ｖ＝１００ｍ／ｓｅｃ以上（カバレージ９５％以上）で
投射することによって、単に１）のみの工程に比して、
表面から１０〜３０μｍの深さにおける極表面部の硬さ
と残留応力を大きく改善できることを見出した。
線という）→ばね成型（冷間コイリング）→残留応力除
去焼鈍→座面研磨→表面スケール除去→窒化処理→ショ
ットピーニング→低温焼鈍 ここで、窒化後のショットピーニングとして、通常、一
段ショットの場合は直径０．５〜０．８ｍｍ程度の鋼
球、またはカットワイヤ等の多数の硬質金属粒子を投射
する。また二段ショットの場合は、直径０．５〜０．８
ｍｍ程度の多数の鋼球のショット後に、直径０．２〜
０．４ｍｍ程度の多数の金属粒子を投射する。 （手段１）本発明者は、窒化後のショットピーニングに
ついて種々の条件で試験を実施した。そして窒化後、 １）従来と同様に直径０．５〜０．８ｍｍの硬質カット
ワイヤ、高速度鋼粒子、超硬ショット粒子等を、速度ｖ
＝５０〜８０ｍ／ｓｅｃで投射し、カバレージ８０％以
上、望ましくは１００％以上とした後、さらに、 ２）直径２０〜８０μｍの寸法の硬質金属粒子または超
硬粒子を速度ｖ＝８０ｍ／ｓｅｃ以上、望ましくは速度
ｖ＝１００ｍ／ｓｅｃ以上（カバレージ９５％以上）で
投射することによって、単に１）のみの工程に比して、
表面から１０〜３０μｍの深さにおける極表面部の硬さ
と残留応力を大きく改善できることを見出した。
【００１２】さらに、この１）と２）の処理後、低温焼
鈍によってショットの影響層（表層１５０〜２００μ
ｍ）における転位固着を確実にすることによって耐疲労
性及び耐へたり性において、従来の１）のみによっては
得ることができなかった非常に良好な耐久性を有するば
ねを得ることができた。
鈍によってショットの影響層（表層１５０〜２００μ
ｍ）における転位固着を確実にすることによって耐疲労
性及び耐へたり性において、従来の１）のみによっては
得ることができなかった非常に良好な耐久性を有するば
ねを得ることができた。
【００１３】なお、２０〜８０μｍの寸法の硬質粒子を
ワークに投射する場合、速度がｖ＝２００ｍ／ｓｅｃで
あっても、局所的変形であるせん断変形帯（adiavatic
shear band）を発生せず、このため投射速度はｖ＝１０
０ｍ／ｓｅｃよりもさらに高速にした方が残留応力等の
付与効果は大きい。投射エネルギーはショット粒子の質
量と速度の二乗に比例するので、より密度の高い粒子
で、かつ、硬さがＨｖ７００程度以上、かつ、速度は１
００〜１２０ｍ／ｓｅｃよりも１５０ｍ／ｓｅｃ、１５
０ｍ／ｓｅｃよりも１８０〜２００ｍ／ｓｅｃの方が本
発明においては有効である。 （手段２）次に、本発明のもう一つの手段について述べ
る。ばね表面を窒化後、 ３）速度ｖ＝５０〜１００ｍ／ｓｅｃで硬質金属粒子
（直径０．５〜０．８ｍｍ）を十分に投射したのち（カ
バーレージ８０〜１００％以上）、 ４）２００〜２５０℃程度のばね素材の成分に応じた温
度で数分ないし１時間以内加熱して転位を固着する。こ
の後、さらに５）ばねを冷却した後、もしくは低温焼鈍
加熱された温間のばねに対して、直径が３０〜８０μｍ
の金属粒子または超硬合金を、速度ｖ＝８５ｍ／ｓｅｃ
以上の高速で投射し（カバレージ９５％以上、望ましく
は１００％以上）、表層部の硬さと圧縮残留応力を十分
に高める。これによって、前記手段１に述べた方法より
も高い表層硬さと高い圧縮残留応力を得ることができ
る。
ワークに投射する場合、速度がｖ＝２００ｍ／ｓｅｃで
あっても、局所的変形であるせん断変形帯（adiavatic
shear band）を発生せず、このため投射速度はｖ＝１０
０ｍ／ｓｅｃよりもさらに高速にした方が残留応力等の
付与効果は大きい。投射エネルギーはショット粒子の質
量と速度の二乗に比例するので、より密度の高い粒子
で、かつ、硬さがＨｖ７００程度以上、かつ、速度は１
００〜１２０ｍ／ｓｅｃよりも１５０ｍ／ｓｅｃ、１５
０ｍ／ｓｅｃよりも１８０〜２００ｍ／ｓｅｃの方が本
発明においては有効である。 （手段２）次に、本発明のもう一つの手段について述べ
る。ばね表面を窒化後、 ３）速度ｖ＝５０〜１００ｍ／ｓｅｃで硬質金属粒子
（直径０．５〜０．８ｍｍ）を十分に投射したのち（カ
バーレージ８０〜１００％以上）、 ４）２００〜２５０℃程度のばね素材の成分に応じた温
度で数分ないし１時間以内加熱して転位を固着する。こ
の後、さらに５）ばねを冷却した後、もしくは低温焼鈍
加熱された温間のばねに対して、直径が３０〜８０μｍ
の金属粒子または超硬合金を、速度ｖ＝８５ｍ／ｓｅｃ
以上の高速で投射し（カバレージ９５％以上、望ましく
は１００％以上）、表層部の硬さと圧縮残留応力を十分
に高める。これによって、前記手段１に述べた方法より
も高い表層硬さと高い圧縮残留応力を得ることができ
る。
【００１４】なお、手段１と２のいずれの方法でも、手
段１と２の間、または手段３と４の間、もしくは手段４
の後に、直径０．２〜０．４ｍｍの硬質金属粒子もしく
は超硬合金粒子を室温／温間で投射して、表面からの深
さ３０〜１００μｍにおける残留応力と硬さ分布を改善
することを行うことも本発明に含まれる。 （手段３）薄板ばねや小物ばねの耐久性を高めるため、
高速微粒ショットを十分に投射し、その後窒化を実施す
る。 （手段４）目的は手段３と同じ。
段１と２の間、または手段３と４の間、もしくは手段４
の後に、直径０．２〜０．４ｍｍの硬質金属粒子もしく
は超硬合金粒子を室温／温間で投射して、表面からの深
さ３０〜１００μｍにおける残留応力と硬さ分布を改善
することを行うことも本発明に含まれる。 （手段３）薄板ばねや小物ばねの耐久性を高めるため、
高速微粒ショットを十分に投射し、その後窒化を実施す
る。 （手段４）目的は手段３と同じ。
【００１５】高速微粒ショット→窒化→高速微粒ショッ
トを行う。必要によってその後低温焼鈍を行う。
トを行う。必要によってその後低温焼鈍を行う。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下に本発明の実施形態につき説
明する。 （実施形態１） 用途：内燃機関の弁ばね 材料：ＯＴ線、線径：３．２ｍｍ、引張強さ：210kgf/m
m2＝2058MPa ばね形状：線径３．２ｍｍ、平均コイル径２１．２ｍ
ｍ、全コイル巻数６．５、有効巻数４．５、自由高さ５
３．０ｍｍ 窒化条件：４５０℃で７時間 化学組成（質量％）：表１の通り。
明する。 （実施形態１） 用途：内燃機関の弁ばね 材料：ＯＴ線、線径：３．２ｍｍ、引張強さ：210kgf/m
m2＝2058MPa ばね形状：線径３．２ｍｍ、平均コイル径２１．２ｍ
ｍ、全コイル巻数６．５、有効巻数４．５、自由高さ５
３．０ｍｍ 窒化条件：４５０℃で７時間 化学組成（質量％）：表１の通り。
【００１７】なお、窒化温度は４００〜５００℃が好ま
しい。４００℃以下では表層の化合物層の形成は防止さ
れるが、窒化そのものが不十分となり、数十時間の長時
間の窒化処理でも効果が少ない。また、５００℃以上で
は表層の窒化物の発達が顕著になり、窒化層厚さが５μ
ｍを越えるほど厚くなり、以後のショットピーニングで
窒化層の一部が剥離する等で、疲労強度向上の目的が達
成されない。また、５００〜６００℃で窒化する場合、
表層化合物層が脆いε（イプシロン）窒化物主体となる
ので疲労向上を阻害する。
しい。４００℃以下では表層の化合物層の形成は防止さ
れるが、窒化そのものが不十分となり、数十時間の長時
間の窒化処理でも効果が少ない。また、５００℃以上で
は表層の窒化物の発達が顕著になり、窒化層厚さが５μ
ｍを越えるほど厚くなり、以後のショットピーニングで
窒化層の一部が剥離する等で、疲労強度向上の目的が達
成されない。また、５００〜６００℃で窒化する場合、
表層化合物層が脆いε（イプシロン）窒化物主体となる
ので疲労向上を阻害する。
【００１８】窒化処理の後、０．５〜０．８ｍｍφ及び
０．２〜０．４ｍｍφの通常のショットピーニングを施
した後、さらに０．０８ｍｍφ以下の高速ショットを施
す場合でも、窒化による化合物層はできるだけ薄くし、
好ましくは５μｍ以下とするのがよい。
０．２〜０．４ｍｍφの通常のショットピーニングを施
した後、さらに０．０８ｍｍφ以下の高速ショットを施
す場合でも、窒化による化合物層はできるだけ薄くし、
好ましくは５μｍ以下とするのがよい。
【００１９】
【表１】
【００２０】 ショットピーニングの条件（各条件の１行目が第１ショット、２行目が第２ショ ット、３行目が第３ショット） （条件Ａ）０．６ｍｍφカットワイヤ、速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、４０分間 ０．０５ｍｍφ高速度鋼球、速度ｖ＝２００ｍ／ｓｅｃ、１０分間 （条件Ｂ）０．６ｍｍφカットワイヤ、速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、４０分間 ０．３０ｍｍφスチールショット、 速度ｖ＝ ８０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 ０．０５ｍｍφ高速度鋼球、速度ｖ＝１８０ｍ／ｓｅｃ、１０分間 （条件Ｃ）０．６ｍｍφカットワイヤ、速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、４０分間 0.05ｍｍ鋼球( 硬度Hv=900) 、速度ｖ＝１６０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 （比較ばね）化学組成、ばね形状、窒化処理は、すべて上記実施形態１と同じ。 ショットピーニングの条件 （条件Ｄ）０．６ｍｍφカットワイヤ、速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、４０分間 （この条件は実施形態１の条件Ａ〜Ｃの１段目ショットと同じである。） ショットピーニングの条件Ｅ （条件Ｅ） ショット条件Ｄの後、 ０．３０ｍｍφスチールショット、 速度ｖ＝ ８０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 以下に、実施形態１（ショットＡ，Ｂ，Ｃ）と比較ばね
（ショットＤ，Ｅ）の疲労試験結果を示す。
（ショットＤ，Ｅ）の疲労試験結果を示す。
【００２１】
【表２】
【００２２】（実施形態２）実施形態１と同じ材料（Ｏ
Ｔ線）、ばね形状で、以下の４種類の処理を行った。 （１）Ｎ→ＳA →ＳB →Ａ→ＳＳ …図１の「○」に対応 （２）Ｎ→ＳA →ＳB →→→ＳＳ …図１の「□」に対応 （３）Ｎ→→→→→→→→ＳＳ …図１の「●」に対応 （４）Ｎ→ＳA →ＳB …図１の「△」に対応 ここで、 Ｎ ：４５０℃で７時間の窒化 ＳA ：０．６ｍｍφカットワイヤ、速度ｖ＝ ７０ｍ／
ｓｅｃ、４０分間 ＳB ：０．３０ｍｍφ高速度鋼球、速度ｖ＝ ８０ｍ／
ｓｅｃ、２０分間 Ａ ：２２０℃で１５分間の低温焼鈍 ＳＳ：0.05ｍｍ鋼球( 硬度Hv=900) 、速度ｖ＝１８０ｍ
／ｓｅｃ、２０分間 である。
Ｔ線）、ばね形状で、以下の４種類の処理を行った。 （１）Ｎ→ＳA →ＳB →Ａ→ＳＳ …図１の「○」に対応 （２）Ｎ→ＳA →ＳB →→→ＳＳ …図１の「□」に対応 （３）Ｎ→→→→→→→→ＳＳ …図１の「●」に対応 （４）Ｎ→ＳA →ＳB …図１の「△」に対応 ここで、 Ｎ ：４５０℃で７時間の窒化 ＳA ：０．６ｍｍφカットワイヤ、速度ｖ＝ ７０ｍ／
ｓｅｃ、４０分間 ＳB ：０．３０ｍｍφ高速度鋼球、速度ｖ＝ ８０ｍ／
ｓｅｃ、２０分間 Ａ ：２２０℃で１５分間の低温焼鈍 ＳＳ：0.05ｍｍ鋼球( 硬度Hv=900) 、速度ｖ＝１８０ｍ
／ｓｅｃ、２０分間 である。
【００２３】ＳA ，ＳB ，ＳＳはショットピーニング処
理を表わし、使用ショット粒、ショット速度及び処理時
間を順に記載している。
理を表わし、使用ショット粒、ショット速度及び処理時
間を順に記載している。
【００２４】図１に上記の方法により処理したばね表層
の残留応力分布曲線を示す。同図の第１番目の処理
（「○」で示す）の結果から、２２０℃の低温焼鈍後の
ショットによって、表面近傍から２０μｍ程度の深さま
での残留応力と硬さを大幅に改善できることが分かっ
た。これによって、特に繰り返し応力振幅の比較的大き
い場合でも、表面からの疲労折損を防止できて、高応力
における疲労寿命改善効果が顕著であることが分かっ
た。
の残留応力分布曲線を示す。同図の第１番目の処理
（「○」で示す）の結果から、２２０℃の低温焼鈍後の
ショットによって、表面近傍から２０μｍ程度の深さま
での残留応力と硬さを大幅に改善できることが分かっ
た。これによって、特に繰り返し応力振幅の比較的大き
い場合でも、表面からの疲労折損を防止できて、高応力
における疲労寿命改善効果が顕著であることが分かっ
た。
【００２５】また、前記ＳＳ処理のように、高硬度微細
粒（Hv700 以上、 粒径0.03-0.08mmφ）を使用した高速
（100m/sec以上）ショットピーニングでは、被ショット
材の表面の変態による組織変化を生ずることなく、むし
ろ、温間の回復再結晶を起こすよりも低温で、効果的に
表層に残留応力を付与することができることが確認され
た。この時、表層部には塑性変形層が形成されるが、も
との熱処理によって付与された組織は変態を起こさな
い。
粒（Hv700 以上、 粒径0.03-0.08mmφ）を使用した高速
（100m/sec以上）ショットピーニングでは、被ショット
材の表面の変態による組織変化を生ずることなく、むし
ろ、温間の回復再結晶を起こすよりも低温で、効果的に
表層に残留応力を付与することができることが確認され
た。この時、表層部には塑性変形層が形成されるが、も
との熱処理によって付与された組織は変態を起こさな
い。
【００２６】本発明は、窒化促進元素であるＭｏ（モリ
ブデン）やＡｌ（アルミニュウム）を鋼中に添加しなく
ても、窒化したばねの耐久性改善に効果を発揮する。 （実施形態３）実施形態１におけるディスケーリングと
して、酸洗い法、電解研磨法、ショットピーニング法が
考えられる。ここでは、これら３つの方法によって冷間
コイリング後残留応力除去焼鈍したばね（実施形態１と
同じ弁ばね）を、一定条件（４５０℃で７時間）で窒化
処理した。
ブデン）やＡｌ（アルミニュウム）を鋼中に添加しなく
ても、窒化したばねの耐久性改善に効果を発揮する。 （実施形態３）実施形態１におけるディスケーリングと
して、酸洗い法、電解研磨法、ショットピーニング法が
考えられる。ここでは、これら３つの方法によって冷間
コイリング後残留応力除去焼鈍したばね（実施形態１と
同じ弁ばね）を、一定条件（４５０℃で７時間）で窒化
処理した。
【００２７】なお、窒化後の表面粗さは２μｍ，３μｍ
及び８μｍの３種類に異ならせた。
及び８μｍの３種類に異ならせた。
【００２８】窒化後、実施形態１のショット条件Ａを施
し、さらに２２０℃で１５分間低温焼鈍を施した。
し、さらに２２０℃で１５分間低温焼鈍を施した。
【００２９】表３に各工程後の表面粗さと疲労強度を示
す。上から順に、電解研磨法、酸洗い法、ショットピー
ニング法によりディスケーリングしたばねである。
す。上から順に、電解研磨法、酸洗い法、ショットピー
ニング法によりディスケーリングしたばねである。
【００３０】
【表３】
【００３１】このように、窒化後の表面粗さは以後のシ
ョット条件によって大きくは変化しないが、疲労強度に
ついては影響を受けることが分かった。これは、表面粗
さ以外に、窒化の進行が前処理（ディスケーリング）の
種類によって影響を受けることを示している。
ョット条件によって大きくは変化しないが、疲労強度に
ついては影響を受けることが分かった。これは、表面粗
さ以外に、窒化の進行が前処理（ディスケーリング）の
種類によって影響を受けることを示している。
【００３２】表３より、窒化前処理として電解研磨法や
酸性法を採用した場合（表３の第１行目と第２行目）
は、ショットピーニングによる前処理よりも、窒化によ
る残留応力形成が小さい、換言すると、ショットピーニ
ングによる前処理は電解研磨法や酸性法による前処理よ
りも窒化による圧縮残留応力形成が大きいといえる。
酸性法を採用した場合（表３の第１行目と第２行目）
は、ショットピーニングによる前処理よりも、窒化によ
る残留応力形成が小さい、換言すると、ショットピーニ
ングによる前処理は電解研磨法や酸性法による前処理よ
りも窒化による圧縮残留応力形成が大きいといえる。
【００３３】これは、ショットピーニングによって前処
理をした場合は、表面の被窒化材の塑性歪によってでき
た転位が、窒素原子の侵入拡散のための通路として働く
ためと推定され、従って窒化前にできるだけ表層深部に
まで歪みを付加することが大切であると考えられる。
理をした場合は、表面の被窒化材の塑性歪によってでき
た転位が、窒素原子の侵入拡散のための通路として働く
ためと推定され、従って窒化前にできるだけ表層深部に
まで歪みを付加することが大切であると考えられる。
【００３４】このことを確認するために、本発明者は以
下の実験を行った。〜は相異なるショットピーニン
グ処理である。は二段ショットである。 ０．０４〜０．０５ｍｍφ鋼球、速度ｖ＝１５０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 ０．６ｍｍφカットワイヤ、 速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 0.05mmφセラミック(SiC)粒子、 速度ｖ＝２００ｍ／ｓｅｃ、２０分間 ０．６ｍｍφカットワイヤ、 速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 0.05mmφ高速度鋼ショット(Hv1000)、速度ｖ＝１５０ｍ／ｓｅｃ、１０分間 以上の〜の方法でショットピーニング処理したばね
（実施形態１と同じ弁ばね）に、一定条件（４６０℃で
５時間）の窒化を施すと、表４の結果が得られた。
下の実験を行った。〜は相異なるショットピーニン
グ処理である。は二段ショットである。 ０．０４〜０．０５ｍｍφ鋼球、速度ｖ＝１５０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 ０．６ｍｍφカットワイヤ、 速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 0.05mmφセラミック(SiC)粒子、 速度ｖ＝２００ｍ／ｓｅｃ、２０分間 ０．６ｍｍφカットワイヤ、 速度ｖ＝ ７０ｍ／ｓｅｃ、２０分間 0.05mmφ高速度鋼ショット(Hv1000)、速度ｖ＝１５０ｍ／ｓｅｃ、１０分間 以上の〜の方法でショットピーニング処理したばね
（実施形態１と同じ弁ばね）に、一定条件（４６０℃で
５時間）の窒化を施すと、表４の結果が得られた。
【００３５】
【表４】
【００３６】との窒化後、 ０．６ｍｍφショット（速度ｖ＝７０ｍ／ｓｅｃ、４０
分間）→０．３ｍｍφショット（速度ｖ＝８０ｍ／ｓｅ
ｃ、２０分間）を実施した場合、 表５のように疲労限はの方が良好であった。
分間）→０．３ｍｍφショット（速度ｖ＝８０ｍ／ｓｅ
ｃ、２０分間）を実施した場合、 表５のように疲労限はの方が良好であった。
【００３７】
【表５】
【００３８】また、とのサンプル（窒化のまま）を
さらに以下の条件で２段ショットしたところ、疲労強度
はの方が優れていた。 （Ｉ）０．６ｍｍφカットワイヤ、 速度ｖ＝ ６０ｍ／ｓｅｃ、４０分間 （II）０．０５ｍｍφ硬質粒子、 速度ｖ＝１８０ｍ／ｓｅｃ、１０分間 以上述べたように、窒化後のショットピーニング、特に
最後の微粒高速ショットによって、表面からの疲労折損
が防止され、疲労寿命を向上させることができる。
さらに以下の条件で２段ショットしたところ、疲労強度
はの方が優れていた。 （Ｉ）０．６ｍｍφカットワイヤ、 速度ｖ＝ ６０ｍ／ｓｅｃ、４０分間 （II）０．０５ｍｍφ硬質粒子、 速度ｖ＝１８０ｍ／ｓｅｃ、１０分間 以上述べたように、窒化後のショットピーニング、特に
最後の微粒高速ショットによって、表面からの疲労折損
が防止され、疲労寿命を向上させることができる。
【００３９】この理由は次のように考えられる。
【００４０】微粒高速ショットによって、ばね表面から
約２０μｍの深さまでの表面層の圧縮残留応力と硬さが
大きく向上する。この時の硬化は、窒化によって表層部
に侵入した窒素原子の、ショットに因る表層部の塑性変
形中の動的歪時効及び温間における強加工硬化層の形成
が原因としてあげられる。
約２０μｍの深さまでの表面層の圧縮残留応力と硬さが
大きく向上する。この時の硬化は、窒化によって表層部
に侵入した窒素原子の、ショットに因る表層部の塑性変
形中の動的歪時効及び温間における強加工硬化層の形成
が原因としてあげられる。
【００４１】すなわち、鋼中の窒素の一部は鉄窒化物Ｆ
ｅ4 Ｎを形成し、また一部は鉄結晶格子中に固溶してい
る。高速ショット粒子の投射されたばね表面層は瞬間的
に昇温されるので、鉄結晶格子中の固溶Ｎ原子の拡散が
促進され、変形中の転位の周りに拡散して転位運動を妨
げ、これにより新しい転位の形成を促進し、全体的に転
位密度が窒化していない場合よりも高くなり硬化を促進
する。このことは、回復再結晶を高温側にずらせる効果
を生じる。
ｅ4 Ｎを形成し、また一部は鉄結晶格子中に固溶してい
る。高速ショット粒子の投射されたばね表面層は瞬間的
に昇温されるので、鉄結晶格子中の固溶Ｎ原子の拡散が
促進され、変形中の転位の周りに拡散して転位運動を妨
げ、これにより新しい転位の形成を促進し、全体的に転
位密度が窒化していない場合よりも高くなり硬化を促進
する。このことは、回復再結晶を高温側にずらせる効果
を生じる。
【００４２】通常の０．６ｍｍφ又は０．２ｍｍφショ
ット粒子の１００ｍ／ｓｅｃ以下のショットでは、ショ
ットピーニングによる表層の塑性歪によって生成した転
位は、十分に炭素又は窒素によって固着されていない。
ット粒子の１００ｍ／ｓｅｃ以下のショットでは、ショ
ットピーニングによる表層の塑性歪によって生成した転
位は、十分に炭素又は窒素によって固着されていない。
【００４３】しかし、窒素の固溶度は炭素よりもはるか
に大きく、室温でもショット後次第に転位の周りに拡散
して、表層部の時効硬化をもたらす。しかし、残留応力
そのものは大きな効果はない。
に大きく、室温でもショット後次第に転位の周りに拡散
して、表層部の時効硬化をもたらす。しかし、残留応力
そのものは大きな効果はない。
【００４４】窒化をしていない場合、鋼中の窒素量はし
かし、歪時効硬化を十分に生起させるためには不十分で
ある。窒化後、０．２〜０．６ｍｍφのショットを施し
た後、１５０〜２５０℃にて低温焼鈍を施すと、窒素と
炭素の固溶度の差に基づき、窒素原子は転位固着位置で
ある転位芯の周りから離れて行き、代わって炭素原子が
転位の固着、すなわちコットレル雰囲気あるいは微細鉄
炭化物を形成する。このようにして、低温焼鈍によって
固溶量の増大した窒素原子は、さらに次の段階の高硬度
微粒ショット粒の高速投射によって、移動（変形）中の
転位と窒素原子の相互作用の効果が増大して、より大き
な表層圧縮残留応力へと導く。
かし、歪時効硬化を十分に生起させるためには不十分で
ある。窒化後、０．２〜０．６ｍｍφのショットを施し
た後、１５０〜２５０℃にて低温焼鈍を施すと、窒素と
炭素の固溶度の差に基づき、窒素原子は転位固着位置で
ある転位芯の周りから離れて行き、代わって炭素原子が
転位の固着、すなわちコットレル雰囲気あるいは微細鉄
炭化物を形成する。このようにして、低温焼鈍によって
固溶量の増大した窒素原子は、さらに次の段階の高硬度
微粒ショット粒の高速投射によって、移動（変形）中の
転位と窒素原子の相互作用の効果が増大して、より大き
な表層圧縮残留応力へと導く。
【００４５】次に、窒化前にショットピーニングを施し
てばね表面を窒化に適した状態にする方法として、前記
表４のサンプルで使用した方法（０．６ｍｍφショッ
ト→０．０５ｍｍφショット）以外に次の方法が有効で
あると分かった。
てばね表面を窒化に適した状態にする方法として、前記
表４のサンプルで使用した方法（０．６ｍｍφショッ
ト→０．０５ｍｍφショット）以外に次の方法が有効で
あると分かった。
【００４６】表４で使用した方法は、０．６ｍｍφの高
炭素鋼カットワイヤ及び鋳鋼微粒子などのいわゆる鋼粒
子による窒化前のディスケール法に関するものであっ
た。
炭素鋼カットワイヤ及び鋳鋼微粒子などのいわゆる鋼粒
子による窒化前のディスケール法に関するものであっ
た。
【００４７】しかし、鉄よりも窒化を促進する元素とし
て、タングステン（Ｗ），アルミニュウム（Ａｌ），ク
ローム（Ｃｒ），モリブデン（Ｍｏ），マンガン（Ｍ
ｎ）などが考えられる。そこで、W,Al,Cr,Mo,Mn などの
数種を適度に含有した窒化鋼粒子（例…C:0.45%、Si:0.2
0%01n:0.51%、Cr:1.55%01o:0.25%、Al:0.90%）、純Ａｌ粒
子、１８Ｃｒ−２Ｍｏステンレス鋼粒子、高速度鋼粒子
などを作成した。
て、タングステン（Ｗ），アルミニュウム（Ａｌ），ク
ローム（Ｃｒ），モリブデン（Ｍｏ），マンガン（Ｍ
ｎ）などが考えられる。そこで、W,Al,Cr,Mo,Mn などの
数種を適度に含有した窒化鋼粒子（例…C:0.45%、Si:0.2
0%01n:0.51%、Cr:1.55%01o:0.25%、Al:0.90%）、純Ａｌ粒
子、１８Ｃｒ−２Ｍｏステンレス鋼粒子、高速度鋼粒子
などを作成した。
【００４８】Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏは純金属としては硬さが
比較的小さいので、鉄系高硬度粒子（Ｈｖ＞６００）に
よるショット処理の後に投射した。その結果、表層をＡ
ｌ，Ｃｒ，Ｍｏなどで被覆できることが分かった。
比較的小さいので、鉄系高硬度粒子（Ｈｖ＞６００）に
よるショット処理の後に投射した。その結果、表層をＡ
ｌ，Ｃｒ，Ｍｏなどで被覆できることが分かった。
【００４９】Ａｌは、投射速度に拘わらず比較的容易に
ばね表面に転写されるが、４００〜５００℃でガス窒化
の場合、特に４００℃近傍の温度では、ＡｌＮが表面に
生成され、ばね（鋼）の表層内部への拡散が促進されな
い。しかし、４５０℃以上では、Ａｌの鋼中への拡散の
効果もあって窒化を促進する。
ばね表面に転写されるが、４００〜５００℃でガス窒化
の場合、特に４００℃近傍の温度では、ＡｌＮが表面に
生成され、ばね（鋼）の表層内部への拡散が促進されな
い。しかし、４５０℃以上では、Ａｌの鋼中への拡散の
効果もあって窒化を促進する。
【００５０】Ｍｏ，Ｃｒ粒子はＡｌに比べて融点が高
く、ショット処理によってばね表面に転写（めっき）さ
れる程度はＡｌよりも小さい。しかし、これらＣｒ，Ｍ
ｏ等の投射されたばねは、窒化によって表面硬さの上昇
と内部への窒素拡散が促進される。
く、ショット処理によってばね表面に転写（めっき）さ
れる程度はＡｌよりも小さい。しかし、これらＣｒ，Ｍ
ｏ等の投射されたばねは、窒化によって表面硬さの上昇
と内部への窒素拡散が促進される。
【００５１】高Ｃｒステンレス鋼には、フェライト系、
マルテンサイト系、オーステナイト系等の種々の鋼種が
あるが、それらにはＣｒが多く含有されている（通常１
２％以上）。ここでは１８Ｃｒを含有する４２０Ｊ２の
０．０５ｍｍφ粒子（Ｈｖ＝７００）を使用し、これを
速度ｖ＝２００ｍ／ｓｅｃでばね鋼表面に投射した。対
する比較例として、同じ寸法（＝０．０５ｍｍφ）の炭
素鋼ショット（Ｈｖ＝９００）を同じ速度で同様に投射
した。その後、両ばね鋼サンプルを一定条件（４５０
℃、一定時間）で窒化した。
マルテンサイト系、オーステナイト系等の種々の鋼種が
あるが、それらにはＣｒが多く含有されている（通常１
２％以上）。ここでは１８Ｃｒを含有する４２０Ｊ２の
０．０５ｍｍφ粒子（Ｈｖ＝７００）を使用し、これを
速度ｖ＝２００ｍ／ｓｅｃでばね鋼表面に投射した。対
する比較例として、同じ寸法（＝０．０５ｍｍφ）の炭
素鋼ショット（Ｈｖ＝９００）を同じ速度で同様に投射
した。その後、両ばね鋼サンプルを一定条件（４５０
℃、一定時間）で窒化した。
【００５２】その結果、窒化による硬さ分布は図２のよ
うになった。このことから、Ｗ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍ
ｎなどの鉄よりも窒化を促進する元素を含んだショット
粒子を窒化前にばね鋼表面に投射することが、窒化促進
と窒化硬さ上昇に効果的なことが分かった。
うになった。このことから、Ｗ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍ
ｎなどの鉄よりも窒化を促進する元素を含んだショット
粒子を窒化前にばね鋼表面に投射することが、窒化促進
と窒化硬さ上昇に効果的なことが分かった。
【００５３】なお、窒化ないし高速微粒ショット処理の
対象とするばねは、焼入れ・焼戻しされた焼戻しマルテ
ンサイト主体のＳｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線（C:0.50
〜0.60% 、Si:1.20 〜1.60% 、Mn:0.50 〜0.80% 、P:0.
030%以下、S:0.030%以下、C r:0.50〜0.80% ）、これよ
りも耐熱性を高めたより高強度のオイルテンパー線、例
えばC:0.50〜0.70% 、Si:1.0〜2.5%、Mn:0.30 〜1.50%
、Cr:0.3〜2.0%を含有する鋼、およびこれにＶ:0.05
〜0.50% 、Mo:0.05 〜0.50% 、Nb:0.02 〜0.08% の一種
または二種以上を添加した成分を含有する鋼より製造し
たオイルテンパー線、Ｃｒ−Ｖ系のオイルテンパー線を
冷間コイリング成形したもの、またはこれらと同一成分
鋼で、ばね成形後に焼入れ・焼戻ししたばねと材料など
である。容体化後冷間加工したマルエージング鋼、パー
ライト変態後冷間加工強化した上記オイルテンパー線と
同一成分鋼ばね材を冷間成形したばねなども本発明の対
象になる。
対象とするばねは、焼入れ・焼戻しされた焼戻しマルテ
ンサイト主体のＳｉ−Ｃｒ鋼オイルテンパー線（C:0.50
〜0.60% 、Si:1.20 〜1.60% 、Mn:0.50 〜0.80% 、P:0.
030%以下、S:0.030%以下、C r:0.50〜0.80% ）、これよ
りも耐熱性を高めたより高強度のオイルテンパー線、例
えばC:0.50〜0.70% 、Si:1.0〜2.5%、Mn:0.30 〜1.50%
、Cr:0.3〜2.0%を含有する鋼、およびこれにＶ:0.05
〜0.50% 、Mo:0.05 〜0.50% 、Nb:0.02 〜0.08% の一種
または二種以上を添加した成分を含有する鋼より製造し
たオイルテンパー線、Ｃｒ−Ｖ系のオイルテンパー線を
冷間コイリング成形したもの、またはこれらと同一成分
鋼で、ばね成形後に焼入れ・焼戻ししたばねと材料など
である。容体化後冷間加工したマルエージング鋼、パー
ライト変態後冷間加工強化した上記オイルテンパー線と
同一成分鋼ばね材を冷間成形したばねなども本発明の対
象になる。
【００５４】
【発明の効果】ばね表面及び表面近傍深さでの残留応力
と硬さを大幅に改善でき、これにより特に繰り返し応力
振幅の比較的大きい場合でも表面からの疲労折損を防止
できて、高応力における疲労寿命を大幅に改善できる。
と硬さを大幅に改善でき、これにより特に繰り返し応力
振幅の比較的大きい場合でも表面からの疲労折損を防止
できて、高応力における疲労寿命を大幅に改善できる。
【図１】ばね表層の残留応力分布曲線図。
【図２】窒化前処理をした場合のばね表層の窒化硬さ曲
線図。
線図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ１６Ｆ 1/02 Ｆ１６Ｆ 1/02 Ｂ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｙ 38/46 38/46 (72)発明者 礒野 裕司 京都府京都市右京区梅津西浦町14番地 サ ンコール株式会社内 (72)発明者 寺床 圭一郎 京都府京都市右京区梅津西浦町14番地 サ ンコール株式会社内 (72)発明者 山田 凱朗 京都府京都市右京区梅津西浦町14番地 サ ンコール株式会社内 Ｆターム(参考） 3J059 AB12 AD04 BA01 BC01 EA08 EA17 GA08 GA14 4K028 AA02 AB01 AB06
Claims (8)
- 【請求項１】（Ａ） ばねの表層を窒化処理する工程
と、（Ｂ） 窒化処理されたばねの表面へ、直径２０〜
８０μｍの多数の硬質金属粒子を８０ｍ／ｓｅｃ以上の
衝突速度であって、かつ、衝突によるばね表面の瞬間的
昇温限界を、窒素原子による動的歪時効と加工硬化を有
効に起こさせるが、母地の回復再結晶が起こる温度より
は低温に制御しつつ投射する工程とを有することを特徴
とするばねの表面処理方法。 - 【請求項２】（Ａ） ばねの表層を窒化処理する工程
と、（Ｂ） 窒化処理されたばねの表面へ、直径０．５
〜０．８ｍｍの多数の硬質金属粒子又は超硬粒子を投射
して残留応力を比較的深い内部にまで付与する工程と、
（Ｃ） 前記（Ｂ）工程の後のばねの表面へ、直径２０
〜８０μｍの多数の硬質金属粒子を８０ｍ／ｓｅｃ以上
の衝突速度であって、かつ、衝突によるばね表面の瞬間
的昇温限界を、窒素原子による動的歪時効と加工硬化を
有効に起こさせるが、母地の回復再結晶が起こる温度よ
りは低温に制御しつつ投射する工程とを有することを特
徴とするばねの表面処理方法。 - 【請求項３】（Ａ） ばねの表層を窒化処理する工程
と、（Ｂ） 窒化処理されたばねの表面へ、直径０．５
〜０．８ｍｍの多数の硬質金属粒子又は超硬粒子を投射
して残留応力を比較的深い内部にまで付与する工程と、
（Ｃ） 前記（Ｂ）工程の後のばねの表面へ、直径０．
２〜０．４ｍｍの多数の硬質金属粒子又は超硬粒子を投
射して圧縮残留応力と硬さを上げる工程と、（Ｄ） 前
記（Ｃ）工程の後のばねの表面へ、直径２０〜８０μｍ
の多数の硬質金属粒子を８０ｍ／ｓｅｃ以上の衝突速度
であって、かつ、衝突によるばね表面の瞬間的昇温限界
を、窒素原子による動的歪時効と加工硬化を有効に起こ
させるが、母地の回復再結晶が起こる温度よりは低温に
制御しつつ投射する工程とを有することを特徴とするば
ねの表面処理方法。 - 【請求項４】請求項２の（Ｂ）工程と（Ｃ）工程の間、
請求項３の（Ｂ）工程と（Ｃ）工程の間及び／又は請求
項３の（Ｃ）工程と（Ｄ）工程の間に、 ばねを１５０〜２５０℃で低温焼鈍する工程を有するこ
とを特徴とする請求項２又は３記載のばねの表面処理方
法。 - 【請求項５】（Ａ） ばねの表面へ、直径０．３〜０．
８ｍｍであってビッカース硬さ５００以上の多数の硬質
金属粒子又は超硬粒子を、６０ｍ／ｓｅｃ以上の速度で
投射してばねの表層中比較的深い内部にまで残留応力を
付与する工程と、（Ｂ） 前記（Ａ）工程の後のばねの
表面へ、直径２０〜８０μｍの多数の鉄系粒子を８０ｍ
／ｓｅｃ以上の衝突速度であって、かつ、衝突によるば
ね表面の瞬間的昇温限界を、窒素原子による動的歪時効
と加工硬化を有効に起こさせるが、母地の回復再結晶が
起こる温度よりは低温に制御しつつ投射する工程と、
（Ｃ） 前記（Ｂ）工程の後のばねの表層を窒化処理す
る工程と、を有することを特徴とするばねの表面処理方
法。 - 【請求項６】ばね表層の窒化化合物層の厚さが、０〜５
μｍとなるように窒化の温度と時間を設定したことを特
徴とする請求項１から５のいずれか記載のばねの表面処
理方法。 - 【請求項７】窒化温度を４００〜５００℃とし、窒化時
間を１〜１２時間としたことを特徴とする請求項６記載
のばねの表面処理方法。 - 【請求項８】窒化工程の前に、鉄よりも窒化傾向の強い
クローム、モリブデン、タングステン又はアルミニュウ
ム等の元素を含有させた金属合金粒子を、ばねの表面に
投射することによりばね表面に前記元素を転写する工程
を有することを特徴とする請求項１から７のいずれか記
載のばねの表面処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10214084A JP2000042922A (ja) | 1998-07-29 | 1998-07-29 | ばねの表面処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10214084A JP2000042922A (ja) | 1998-07-29 | 1998-07-29 | ばねの表面処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000042922A true JP2000042922A (ja) | 2000-02-15 |
Family
ID=16649981
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10214084A Pending JP2000042922A (ja) | 1998-07-29 | 1998-07-29 | ばねの表面処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000042922A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1998
- 1998-07-29 JP JP10214084A patent/JP2000042922A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4521665B2 (ja) * | 2007-04-06 | 2010-08-11 | 有限会社Ｔｋテクノコンサルティング | 制振性ばね、ばね機能部品及びその製造方法 |
| JP2008256194A (ja) * | 2007-04-06 | 2008-10-23 | Tk Techno Consulting:Kk | 制振性ばね、ばね機能部品及びその製造方法 |
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| KR101134422B1 (ko) | 2009-10-29 | 2012-04-09 | 현대 파워텍 주식회사 | 자동변속기용 구동부품 및 그 표면 처리방법 |
| WO2015064202A1 (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 中央発條株式会社 | ばね及びばねの製造方法 |
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