JP3431066B2 - 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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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ショットピーニン
グの前の窒化処理と、ビッカース硬さがＨｖ６００以上
であり、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最表
面から５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース硬
さ。以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、粒
径１００μｍ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。
グの前の窒化処理と、ビッカース硬さがＨｖ６００以上
であり、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最表
面から５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース硬
さ。以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、粒
径１００μｍ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、粒径０．２〜０．８
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、粒径０．２〜０．８
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
の温度に加熱した後急冷する方法（特公平２−１７６０
７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９−２７９２２
９号「鋼製ワークの表面処理方法」）などが提案されて
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
の温度に加熱した後急冷する方法（特公平２−１７６０
７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９−２７９２２
９号「鋼製ワークの表面処理方法」）などが提案されて
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。また、窒化した後に超硬微粒子
を投射する技術も最近提案されている（特開平１０−１
１８９３０号）。
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。また、窒化した後に超硬微粒子
を投射する技術も最近提案されている（特開平１０−１
１８９３０号）。
【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。しかし、従来の例えば窒化を組合わせ
たショットピーニングでも、表層残留応力や疲労強度な
いしコスト面で必ずしも十分なものは得られていないの
が実状である。
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。しかし、従来の例えば窒化を組合わせ
たショットピーニングでも、表層残留応力や疲労強度な
いしコスト面で必ずしも十分なものは得られていないの
が実状である。
【０００７】さらに、窒化後に超硬微粒子を投射する前
記の技術（特開平１０−１１８９３０号）では次のよう
な問題がある。すなわち、超硬微粒子がワークに衝突す
ると、この時の衝突エネルギーによってワーク表層部に
弾性変形及び塑性変形が短時間で起り、被衝突部近傍で
は瞬間的ではあるがかなりの温度上昇が生じる。このた
め、ワークの被衝突部近傍の降伏点は粒子衝突前に比べ
て瞬間的ではあるが低下し、ショットピーニングによる
ワークの塑性変形が起る。ショット粒子が比較的軟らか
いと、ショット粒子自体も弾性変形と塑性変形を受けて
変形しつつ衝突する。ところが、ショット粒子が超硬粒
子のようにＨｖ１２００程度以上となり、ワーク表面よ
りはるかに硬さがアップすると、衝突時の塑性変形は被
加工材に集中して起ることになり、衝突エネルギー（Ｅ
＝ｍｖ2／２）は同じであっても、超硬粒子の場合では
被加工材表面のへこみが大きくなって表面粗さが増大
し、そのため、化合物層の破壊によるミクロクラックや
断熱せん断帯が生じやすいのである。また、超硬粒子は
鋼製微粒子に比べて非常に高価であり、メーカーも少な
く、入手が非常に困難であるなどの多くの問題を抱えて
いる。
記の技術（特開平１０−１１８９３０号）では次のよう
な問題がある。すなわち、超硬微粒子がワークに衝突す
ると、この時の衝突エネルギーによってワーク表層部に
弾性変形及び塑性変形が短時間で起り、被衝突部近傍で
は瞬間的ではあるがかなりの温度上昇が生じる。このた
め、ワークの被衝突部近傍の降伏点は粒子衝突前に比べ
て瞬間的ではあるが低下し、ショットピーニングによる
ワークの塑性変形が起る。ショット粒子が比較的軟らか
いと、ショット粒子自体も弾性変形と塑性変形を受けて
変形しつつ衝突する。ところが、ショット粒子が超硬粒
子のようにＨｖ１２００程度以上となり、ワーク表面よ
りはるかに硬さがアップすると、衝突時の塑性変形は被
加工材に集中して起ることになり、衝突エネルギー（Ｅ
＝ｍｖ2／２）は同じであっても、超硬粒子の場合では
被加工材表面のへこみが大きくなって表面粗さが増大
し、そのため、化合物層の破壊によるミクロクラックや
断熱せん断帯が生じやすいのである。また、超硬粒子は
鋼製微粒子に比べて非常に高価であり、メーカーも少な
く、入手が非常に困難であるなどの多くの問題を抱えて
いる。
【０００８】また、例えば窒化処理をする場合は、疲労
折損防止の観点から窒化前の表面粗さを制御して、窒化
後の表面粗さや窒化・ショットピーニング後の表面粗さ
が５μｍ以下となるような制御が行われる場合もある
が、このような表面粗さの制御をすると処理工程が複雑
になる。
折損防止の観点から窒化前の表面粗さを制御して、窒化
後の表面粗さや窒化・ショットピーニング後の表面粗さ
が５μｍ以下となるような制御が行われる場合もある
が、このような表面粗さの制御をすると処理工程が複雑
になる。
【０００９】本発明は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比較的低コスト
で向上させることを目的とし、具体的には、前述した表
面粗さを特別厳格に管理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
圧縮残留応力を最大にするとともに、断熱せん断帯の発
生防止と、オーバーピーニングになることがなくてオー
バーピーニングによる表層のミクロクラック発生で疲労
強度が低下することのない、ばねの表面処理方法を提供
するものである。
理による耐久性、特に耐疲労破壊性能を比較的低コスト
で向上させることを目的とし、具体的には、前述した表
面粗さを特別厳格に管理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
圧縮残留応力を最大にするとともに、断熱せん断帯の発
生防止と、オーバーピーニングになることがなくてオー
バーピーニングによる表層のミクロクラック発生で疲労
強度が低下することのない、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】前記課題を解決するため
本発明の第１の処理方法は、（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、硬さＨｖ６００以
上、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最表面か
ら５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース硬さ。
以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、粒径が
２０μｍ〜１００μｍの炭素鋼、低合金鋼又は高速度鋼
の硬質金属粒子を、７０ｍ〜２００ｍ／ｓｅｃの衝突速
度であって、かつ、衝突によるばね表面窒化層の鉄地
（窒素化合物層を除外）の瞬間的昇温限界を、窒素原子
による歪時効と加工硬化を起こさせるが、ばね表面層の
回復再結晶による軟化が起こるよりは低温に制御しつつ
投射することを特徴とする。
本発明の第１の処理方法は、（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、硬さＨｖ６００以
上、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最表面か
ら５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース硬さ。
以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、粒径が
２０μｍ〜１００μｍの炭素鋼、低合金鋼又は高速度鋼
の硬質金属粒子を、７０ｍ〜２００ｍ／ｓｅｃの衝突速
度であって、かつ、衝突によるばね表面窒化層の鉄地
（窒素化合物層を除外）の瞬間的昇温限界を、窒素原子
による歪時効と加工硬化を起こさせるが、ばね表面層の
回復再結晶による軟化が起こるよりは低温に制御しつつ
投射することを特徴とする。
【００１１】また本発明の第２の処理方法は、
（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、硬さＨｖ５００〜
８００であって、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬
さよりも軟らかく、粒径５００〜９００μｍの硬質金属
粒子を５０ｍ／ｓｅｃ〜９０ｍ／ｓｅｃで投射し、これ
により表層ミクロクラックの発生を防止しつつ圧縮残留
応力をばねの比較的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、硬さＨｖ６
００以上、かつ、（Ｂ）工程後のばね最表層硬さと同じ
かそれ以下の硬さを有する、粒径２０〜１００μｍの炭
素鋼、低合金鋼又は高速度鋼の微細金属粒子を、７０ｍ
／ｓｅｃ〜２００ｍ／ｓｅｃの衝突速度であって、か
つ、粒子衝突による窒化されたばね表層鉄地の瞬間的昇
温限界を窒素原子による歪時効と加工硬化を起こさせる
が、回復再結晶による軟化が起こる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。
８００であって、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬
さよりも軟らかく、粒径５００〜９００μｍの硬質金属
粒子を５０ｍ／ｓｅｃ〜９０ｍ／ｓｅｃで投射し、これ
により表層ミクロクラックの発生を防止しつつ圧縮残留
応力をばねの比較的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、硬さＨｖ６
００以上、かつ、（Ｂ）工程後のばね最表層硬さと同じ
かそれ以下の硬さを有する、粒径２０〜１００μｍの炭
素鋼、低合金鋼又は高速度鋼の微細金属粒子を、７０ｍ
／ｓｅｃ〜２００ｍ／ｓｅｃの衝突速度であって、か
つ、粒子衝突による窒化されたばね表層鉄地の瞬間的昇
温限界を窒素原子による歪時効と加工硬化を起こさせる
が、回復再結晶による軟化が起こる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。
【００１２】また、本発明の第３の処理方法は、第２の
処理方法の工程（Ｂ）と（Ｃ）の間に、ばねを１５０゜
Ｃから２５０゜Ｃの温度に保持して歪時効硬化を起こさ
せる工程を挿入したことを特徴とする。
処理方法の工程（Ｂ）と（Ｃ）の間に、ばねを１５０゜
Ｃから２５０゜Ｃの温度に保持して歪時効硬化を起こさ
せる工程を挿入したことを特徴とする。
【００１３】また、本発明の第４の処理方法は、前記第
１〜第３の処理方法において、ばねの最表層硬さを、Ｈ
ｖ８００〜１１００となるように窒化処理したことを特
徴とする。
１〜第３の処理方法において、ばねの最表層硬さを、Ｈ
ｖ８００〜１１００となるように窒化処理したことを特
徴とする。
【００１４】また、本発明の第５の処理方法は、前記第
１〜第４の処理方法で製造したばねを、無負荷または静
負荷のもとで、１５０〜２５０゜Ｃの温度に保持して歪
時効硬化を起こさせることを特徴とする。
１〜第４の処理方法で製造したばねを、無負荷または静
負荷のもとで、１５０〜２５０゜Ｃの温度に保持して歪
時効硬化を起こさせることを特徴とする。
【００１５】なお、本願明細書で規定する投射粒子の硬
さは、新品での硬さを指すものとする。
さは、新品での硬さを指すものとする。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の実施形態を開発
段階の説明を交えて説明する。 （実施形態１）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。
段階の説明を交えて説明する。 （実施形態１）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。
【００１７】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粒径０．５〜０．９ｍｍ程度のＨｖ
５００〜８００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、
粒径０．５〜０．９ｍｍ程度の多数の鋼球のショット後
に、粒径０．２〜０．４ｍｍ程度の多数の金属粒子を投
射する。
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粒径０．５〜０．９ｍｍ程度のＨｖ
５００〜８００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、
粒径０．５〜０．９ｍｍ程度の多数の鋼球のショット後
に、粒径０．２〜０．４ｍｍ程度の多数の金属粒子を投
射する。
【００１８】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）従来と同様に粒径０．５〜０．９ｍｍの硬質カッ
トワイヤ、鋼粒子等を、速度ｖ＝５０〜９０ｍ／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）硬さＨｖ６００以上、かつ、ばねの最表層硬さと
同じかそれ以下の硬さを有し、粒径２０〜１００μｍの
高炭素鋼微粒子や高速度鋼微粒子などの硬質金属粒子
を、速度ｖ＝７０ｍ／ｓｅｃ以上、２００ｍ／ｓｅｃ以
下、カバレージ９５％以上で投射することによって、単
に（１）のみの工程によるものと比較して、表面から１
０〜３０μｍの深さにおける極表面部の残留応力を大き
く改善できることを見出した。
について種々の条件で試験を実施した。そして窒化後、 （１）従来と同様に粒径０．５〜０．９ｍｍの硬質カッ
トワイヤ、鋼粒子等を、速度ｖ＝５０〜９０ｍ／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）硬さＨｖ６００以上、かつ、ばねの最表層硬さと
同じかそれ以下の硬さを有し、粒径２０〜１００μｍの
高炭素鋼微粒子や高速度鋼微粒子などの硬質金属粒子
を、速度ｖ＝７０ｍ／ｓｅｃ以上、２００ｍ／ｓｅｃ以
下、カバレージ９５％以上で投射することによって、単
に（１）のみの工程によるものと比較して、表面から１
０〜３０μｍの深さにおける極表面部の残留応力を大き
く改善できることを見出した。
【００１９】さらに、この工程（１）と（２）の後、低
温焼鈍によってショットの影響層（表層１５０〜２００
μｍ）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。
温焼鈍によってショットの影響層（表層１５０〜２００
μｍ）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。
【００２０】なお、硬さがＨｖ６００以上で、かつ、ば
ね最表層硬さと同じかそれ以下の硬さを有する、粒径２
０〜１００μｍの高炭素鋼微粒子などの金属粒子をワー
クに投射する場合は、速度がｖ＝１５０ｍ／ｓｅｃであ
っても、局所的変形である疲労寿命を損なうせん断変形
帯（adiavaticshearband）を殆ど発生せず、耐久性向上
効果が大きいことが分かった。投射速度はｖ＝７０ｍ／
ｓｅｃよりもさらに高速にした方が残留応力等の付与効
果は大きいが、１３０〜１５０ｍ／ｓｅｃを越えると次
第に効果は小さくなる。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、速度は１００〜１２０ｍ／ｓｅｃよりも１
５０ｍ／ｓｅｃ、１５０ｍ／ｓｅｃよりも１８０〜２０
０ｍ／ｓｅｃの方がばね表面への単位面積当りの投射エ
ネルギーが大きくなる。しかし、個々の粒子の投射エネ
ルギーが大きくなり過ぎると、ばね表層部への悪影響を
生じて疲労寿命向上効果が十分発揮されなくなることが
分かった。
ね最表層硬さと同じかそれ以下の硬さを有する、粒径２
０〜１００μｍの高炭素鋼微粒子などの金属粒子をワー
クに投射する場合は、速度がｖ＝１５０ｍ／ｓｅｃであ
っても、局所的変形である疲労寿命を損なうせん断変形
帯（adiavaticshearband）を殆ど発生せず、耐久性向上
効果が大きいことが分かった。投射速度はｖ＝７０ｍ／
ｓｅｃよりもさらに高速にした方が残留応力等の付与効
果は大きいが、１３０〜１５０ｍ／ｓｅｃを越えると次
第に効果は小さくなる。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、速度は１００〜１２０ｍ／ｓｅｃよりも１
５０ｍ／ｓｅｃ、１５０ｍ／ｓｅｃよりも１８０〜２０
０ｍ／ｓｅｃの方がばね表面への単位面積当りの投射エ
ネルギーが大きくなる。しかし、個々の粒子の投射エネ
ルギーが大きくなり過ぎると、ばね表層部への悪影響を
生じて疲労寿命向上効果が十分発揮されなくなることが
分かった。
【００２１】すなわち、本発明では密度が高く、かつ、
硬さがＨｖ１３００〜１６００の比較的高価な超硬合金
製の微粒子を使用することなく、Ｈｖ６００〜１０００
程度の安価な炭素鋼、低合金鋼や高速度鋼などの鉄系な
どの金属合金微粒子を速度７０ｍ／ｓｅｃ以上で投射し
て、表層における圧縮残留応力を高いレベルで付与する
と共に、疲労寿命を阻害する表面のミクロクラックや局
所的せん断変形帯を防止するものである。
硬さがＨｖ１３００〜１６００の比較的高価な超硬合金
製の微粒子を使用することなく、Ｈｖ６００〜１０００
程度の安価な炭素鋼、低合金鋼や高速度鋼などの鉄系な
どの金属合金微粒子を速度７０ｍ／ｓｅｃ以上で投射し
て、表層における圧縮残留応力を高いレベルで付与する
と共に、疲労寿命を阻害する表面のミクロクラックや局
所的せん断変形帯を防止するものである。
【００２２】超硬粒子は非常な高硬度、高密度であるた
め、投射すると、衝突を受けたばね表面部の不均一変形
を助長し、また表面粗さを増大させ、表面部にミクロの
鋭利なへこみができやすい。あるいは、短時間投射でも
オーバーピーニングとなって表層が脆くなり、疲労強度
・寿命向上効果はあるものの、限界があることが分かっ
た。
め、投射すると、衝突を受けたばね表面部の不均一変形
を助長し、また表面粗さを増大させ、表面部にミクロの
鋭利なへこみができやすい。あるいは、短時間投射でも
オーバーピーニングとなって表層が脆くなり、疲労強度
・寿命向上効果はあるものの、限界があることが分かっ
た。
【００２３】次に、窒化後、０．６ｍｍ径、硬さＨｖ５
５０の鋼粒子を約７０ｍ／ｓｅｃでカバレッジ１００％
以上で予めショットピーニングして最表層硬さをＨｖ９
３０に調整したワークに対して、Ｈｖ９００、粒径５０
μｍ、比重約８．２の高速度鋼粒子を実験的に投射した
場合（ＳＳ処理）の圧縮残留応力とショット速度との関
係について説明する。
５０の鋼粒子を約７０ｍ／ｓｅｃでカバレッジ１００％
以上で予めショットピーニングして最表層硬さをＨｖ９
３０に調整したワークに対して、Ｈｖ９００、粒径５０
μｍ、比重約８．２の高速度鋼粒子を実験的に投射した
場合（ＳＳ処理）の圧縮残留応力とショット速度との関
係について説明する。
【００２４】なお、対象ワークはばね材料であり、成分
は重量割合でＣ：０．６０％、Ｓｉ：１．４５％、Ｍ
ｎ：０．６８、Ｎｉ：０．２８％、Ｃｒ：０．８５％、
Ｖ：０．０７％である。
は重量割合でＣ：０．６０％、Ｓｉ：１．４５％、Ｍ
ｎ：０．６８、Ｎｉ：０．２８％、Ｃｒ：０．８５％、
Ｖ：０．０７％である。
【００２５】また、温度制御に関しては、衝突によるば
ね表面窒化層の鉄地（窒素化合物層を除外）の瞬間的昇
温限界を、窒素原子による歪時効と加工硬化を起こさせ
るが、ばね表面層の回復再結晶による軟化が起こるより
は低温に制御しつつ投射した。このような温度制御がな
されていることの確認は、ショット後の試料ワークの表
層の、マイクロビッカース硬さ測定や電子顕微鏡にる高
倍率組織観察などの手法でなされる。
ね表面窒化層の鉄地（窒素化合物層を除外）の瞬間的昇
温限界を、窒素原子による歪時効と加工硬化を起こさせ
るが、ばね表面層の回復再結晶による軟化が起こるより
は低温に制御しつつ投射した。このような温度制御がな
されていることの確認は、ショット後の試料ワークの表
層の、マイクロビッカース硬さ測定や電子顕微鏡にる高
倍率組織観察などの手法でなされる。
【００２６】ここで「窒素原子による歪時効と加工硬
化」について若干説明することとする。窒化されたばね
鋼材表面には、イプシロン鉄窒化物などの鉄系窒素化合
物が形成されることがある。さらにその内部には、鋼中
に拡散浸透した窒素原子の一部によって比較的微細な鉄
窒化物が形成されて硬さ上昇に寄与する。しかし、これ
ら以外にも鉄地中には固溶した窒素が存在し、この固溶
窒素はそれ自体で硬さ上昇と圧縮残留応力向上に寄与す
る。この固溶窒素は、ＳＳ処理の時には塑性変形に対す
る抵抗となるが、ワーク表層が塑性変形を開始すると、
転位が運動すると共に発熱の影響を受けて、窒素原子の
鉄中の拡散速度が上昇する過程で、転位の少なくとも一
部を固着する。これがいわゆる窒素による歪時効であ
る。これによって、ばね使用時の表層の繰返し応力によ
るすべり変形帯の発生を防止し、その結果として疲労破
壊の微小亀裂生成を防止すると考えられる。窒素は炭素
に比較してその固溶度ははるかに大きく、しかも鋼中の
マンガンやシリコンなどとの共存によってその固溶度は
鉄−窒素二元系の場合の固溶度よりもはるかに大きくな
ると考えられる。この点からもばね鋼に対する窒化とそ
の後のＳＳ処理は、ばね特性向上のために非常に有効で
あるといえる。
化」について若干説明することとする。窒化されたばね
鋼材表面には、イプシロン鉄窒化物などの鉄系窒素化合
物が形成されることがある。さらにその内部には、鋼中
に拡散浸透した窒素原子の一部によって比較的微細な鉄
窒化物が形成されて硬さ上昇に寄与する。しかし、これ
ら以外にも鉄地中には固溶した窒素が存在し、この固溶
窒素はそれ自体で硬さ上昇と圧縮残留応力向上に寄与す
る。この固溶窒素は、ＳＳ処理の時には塑性変形に対す
る抵抗となるが、ワーク表層が塑性変形を開始すると、
転位が運動すると共に発熱の影響を受けて、窒素原子の
鉄中の拡散速度が上昇する過程で、転位の少なくとも一
部を固着する。これがいわゆる窒素による歪時効であ
る。これによって、ばね使用時の表層の繰返し応力によ
るすべり変形帯の発生を防止し、その結果として疲労破
壊の微小亀裂生成を防止すると考えられる。窒素は炭素
に比較してその固溶度ははるかに大きく、しかも鋼中の
マンガンやシリコンなどとの共存によってその固溶度は
鉄−窒素二元系の場合の固溶度よりもはるかに大きくな
ると考えられる。この点からもばね鋼に対する窒化とそ
の後のＳＳ処理は、ばね特性向上のために非常に有効で
あるといえる。
【００２７】前記実験の結果を示す図１から分かるよう
に、速度ｖ＝９０〜１５２ｍ／ｓｅｃの間で、表層近傍
（１０μｍ深さ）の最大圧縮残留応力値は１８００Ｎ／
ｍｍ2を超え、良好な分布を示した。特に、ｖ＝９０ｍ
／ｓｅｃの条件では最表面の圧縮残留応力はほぼ２００
０Ｎ／ｍｍ2となり、分布も良好で、疲労強度向上効果
が大きいことが分かる。すなわち、ｖ≦１５２ｍ／ｓｅ
ｃ、寸法５０μｍの高速度鋼粒子投射では、ワーク表面
近傍に局部的な断熱せん断帯や窒化化合物層のクラック
などの、疲労寿命を阻害する可能性のある欠陥は殆ど発
生しないのである。
に、速度ｖ＝９０〜１５２ｍ／ｓｅｃの間で、表層近傍
（１０μｍ深さ）の最大圧縮残留応力値は１８００Ｎ／
ｍｍ2を超え、良好な分布を示した。特に、ｖ＝９０ｍ
／ｓｅｃの条件では最表面の圧縮残留応力はほぼ２００
０Ｎ／ｍｍ2となり、分布も良好で、疲労強度向上効果
が大きいことが分かる。すなわち、ｖ≦１５２ｍ／ｓｅ
ｃ、寸法５０μｍの高速度鋼粒子投射では、ワーク表面
近傍に局部的な断熱せん断帯や窒化化合物層のクラック
などの、疲労寿命を阻害する可能性のある欠陥は殆ど発
生しないのである。
【００２８】また、最表層と１０μｍ深さの応力曲線が
交差する点におけるショット速度は９５ｍ／ｓｅｃであ
るが、この交差点の前後２０％のショット速度（７６〜
１１４ｍ／ｓｅｃ）では表層圧縮残留応力が１８００Ｎ
／ｍｍ2以上となり、比較的厚い表層範囲で大きな圧縮
残留応力を形成可能であることが分かる。
交差する点におけるショット速度は９５ｍ／ｓｅｃであ
るが、この交差点の前後２０％のショット速度（７６〜
１１４ｍ／ｓｅｃ）では表層圧縮残留応力が１８００Ｎ
／ｍｍ2以上となり、比較的厚い表層範囲で大きな圧縮
残留応力を形成可能であることが分かる。
【００２９】表層４０μｍ深さでは投射速度に拘わらず
圧縮残留応力がほぼ一定であるので、表層２０〜３０μ
ｍ深さ辺りが本発明による表面処理の作用の限界と思わ
れる。
圧縮残留応力がほぼ一定であるので、表層２０〜３０μ
ｍ深さ辺りが本発明による表面処理の作用の限界と思わ
れる。
【００３０】なお、詳しい説明は省略するが、窒化の程
度を色々と変えて実験した結果、ばねの最表層硬さがＨ
ｖ８００〜１１００となるように窒化した場合が、その
後のショットピーニングによる圧縮残留応力の形成状態
が比較的厚い表層範囲で大きな値が得られて最も良好で
あった。
度を色々と変えて実験した結果、ばねの最表層硬さがＨ
ｖ８００〜１１００となるように窒化した場合が、その
後のショットピーニングによる圧縮残留応力の形成状態
が比較的厚い表層範囲で大きな値が得られて最も良好で
あった。
【００３１】しかし、５０μｍ粒子投射でも速度が１７
０ｍ／ｓｅｃ程度を越えると、表面近傍に微細クラック
や強変形帯が出現するとともに、残留応力もより低速の
場合より低下する。
０ｍ／ｓｅｃ程度を越えると、表面近傍に微細クラック
や強変形帯が出現するとともに、残留応力もより低速の
場合より低下する。
【００３２】投射速度ｖ＝１９０ｍ／ｓｅｃの場合、表
層にもともと存在した窒素化合物層が部分的に剥離また
は割れてミクロクラックを生じるとともに、残留応力も
ｖ＝９０〜１５２ｍ／ｓｅｃの場合よりもやや低下気味
となる。
層にもともと存在した窒素化合物層が部分的に剥離また
は割れてミクロクラックを生じるとともに、残留応力も
ｖ＝９０〜１５２ｍ／ｓｅｃの場合よりもやや低下気味
となる。
【００３３】そして投射速度が２００ｍ／ｓｅｃを越え
ると表層残留応力はさらに小さくなるとともに表層のミ
クロクラックも顕著になり、表面改質の効果が小さくな
る。
ると表層残留応力はさらに小さくなるとともに表層のミ
クロクラックも顕著になり、表面改質の効果が小さくな
る。
【００３４】このため、本発明では、微粒子投射速度の
上限を２００ｍ／ｓｅｃとした。
上限を２００ｍ／ｓｅｃとした。
【００３５】次に、粒子の硬さを少し下げてＨｖ７００
とし、粒径は同じ５０μｍとした鋼粒子を使用して前記
と同様の実験を行った。この結果、速度１９０ｍ／ｓｅ
ｃの場合、高速度鋼粒子投射と同様、化合物層のミクロ
クラック発生と一部剥落が認められた。また、速度ｖ＝
９０ｍ／ｓｅｃから１５０ｍ／ｓｅｃの場合、表層近傍
の最大圧縮残留応力は上記の高速度鋼粒子投射のときよ
りやや小さいものの１７００Ｎ／ｍｍ2程度を示し、耐
久性向上に大きな効果が期待できることが分かった。こ
の時使用した供試の窒化ばねの表面の硬さはＨｖ９３０
程度である。微細粒子投射完了後のばね表層硬さは微増
のＨｖ９５０程度に止まったが、上述のように、ワーク
最表層硬さと同じかそれ以下の硬さの粒子投射でワーク
表層に大きな圧縮残留応力が形成されることが確認され
た。
とし、粒径は同じ５０μｍとした鋼粒子を使用して前記
と同様の実験を行った。この結果、速度１９０ｍ／ｓｅ
ｃの場合、高速度鋼粒子投射と同様、化合物層のミクロ
クラック発生と一部剥落が認められた。また、速度ｖ＝
９０ｍ／ｓｅｃから１５０ｍ／ｓｅｃの場合、表層近傍
の最大圧縮残留応力は上記の高速度鋼粒子投射のときよ
りやや小さいものの１７００Ｎ／ｍｍ2程度を示し、耐
久性向上に大きな効果が期待できることが分かった。こ
の時使用した供試の窒化ばねの表面の硬さはＨｖ９３０
程度である。微細粒子投射完了後のばね表層硬さは微増
のＨｖ９５０程度に止まったが、上述のように、ワーク
最表層硬さと同じかそれ以下の硬さの粒子投射でワーク
表層に大きな圧縮残留応力が形成されることが確認され
た。
【００３６】なお、前記実験は窒化後に０．６ｍｍ径、
硬さＨｖ５５０の鋼粒子を事前投射してからＳＳ処理を
したが、線径や板厚が大きくても１〜２ｍｍ程度のワー
クの場合には、このような事前投射をしても利点は少な
く、むしろ窒化後直ちにＳＳ処理を行った方が、とりわ
け線径や板厚が１ｍｍ以下のワークについては、耐疲労
性をはじめとする性能面やコスト面で有利である。
硬さＨｖ５５０の鋼粒子を事前投射してからＳＳ処理を
したが、線径や板厚が大きくても１〜２ｍｍ程度のワー
クの場合には、このような事前投射をしても利点は少な
く、むしろ窒化後直ちにＳＳ処理を行った方が、とりわ
け線径や板厚が１ｍｍ以下のワークについては、耐疲労
性をはじめとする性能面やコスト面で有利である。
【００３７】ただし、線径や板厚が１〜２ｍｍ程度のワ
ークに対しては、窒化後に０．２〜０．４ｍｍ径でワー
ク最表層硬さより軟質の鉄系粒子を５０〜９０ｍ／ｓｅ
ｃで投射してから前記ＳＳ処理を行うと、窒化後直ちに
ＳＳ処理を行った場合よりも耐疲労性等の性能面が改善
されることが確認された。
ークに対しては、窒化後に０．２〜０．４ｍｍ径でワー
ク最表層硬さより軟質の鉄系粒子を５０〜９０ｍ／ｓｅ
ｃで投射してから前記ＳＳ処理を行うと、窒化後直ちに
ＳＳ処理を行った場合よりも耐疲労性等の性能面が改善
されることが確認された。
【００３８】以上のように、ワークよりも軟らかいか又
はワークと同程度の硬さの粒子（以下、「軟質粒子」と
いう。）の投射で有効な結果が得られるのは次の理由に
よるものと考えられる。 (1)窒化処理したまま、又は窒化処理後、０．９ｍｍ〜
０．２ｍｍ径の前述のショット投射をした硬いワークの
表面に、いきなり超硬微粒子を投射すると、ミクロクラ
ックが発生したり表面粗さが増大して耐久性が低下する
おそれがあるが、軟質粒子を投射すると、ワークの塑性
変形よりも粒子の塑性変形が割合として大きく、これに
よってミクロクラックの発生が抑制されると共に表面粗
さの増大を回避することができる。そして軟質粒子の投
射を続行する間に、粒子衝突による瞬間発熱によってワ
ーク表層およびその直下の、深さおよそ５０μｍまでの
窒素添加（窒化）領域で温度上昇による変形抵抗の低下
が起こり、そのために塑性変形が起こること、 (2)塑性変形で生成した転位の少なくとも一部が拡散し
た窒素原子によって固着されること、 (3)ワークの極表層では降伏強さも高く、粒子衝突によ
る変形は主として弾性変形であるが、わずかに内部に入
った領域では降伏点が深さと共に低下するため塑性変形
が起こること、及び、 (4)繰返し衝突で投射粒子自身が徐々に加工硬化して硬
さが増加し、それまでの投射による温度上昇で変形抵抗
が程よく低下したワーク表層を、前記のように硬さが増
加した軟質粒子によって、ミクロクラックを発生させな
いで効果的に塑性変形させることができる。
はワークと同程度の硬さの粒子（以下、「軟質粒子」と
いう。）の投射で有効な結果が得られるのは次の理由に
よるものと考えられる。 (1)窒化処理したまま、又は窒化処理後、０．９ｍｍ〜
０．２ｍｍ径の前述のショット投射をした硬いワークの
表面に、いきなり超硬微粒子を投射すると、ミクロクラ
ックが発生したり表面粗さが増大して耐久性が低下する
おそれがあるが、軟質粒子を投射すると、ワークの塑性
変形よりも粒子の塑性変形が割合として大きく、これに
よってミクロクラックの発生が抑制されると共に表面粗
さの増大を回避することができる。そして軟質粒子の投
射を続行する間に、粒子衝突による瞬間発熱によってワ
ーク表層およびその直下の、深さおよそ５０μｍまでの
窒素添加（窒化）領域で温度上昇による変形抵抗の低下
が起こり、そのために塑性変形が起こること、 (2)塑性変形で生成した転位の少なくとも一部が拡散し
た窒素原子によって固着されること、 (3)ワークの極表層では降伏強さも高く、粒子衝突によ
る変形は主として弾性変形であるが、わずかに内部に入
った領域では降伏点が深さと共に低下するため塑性変形
が起こること、及び、 (4)繰返し衝突で投射粒子自身が徐々に加工硬化して硬
さが増加し、それまでの投射による温度上昇で変形抵抗
が程よく低下したワーク表層を、前記のように硬さが増
加した軟質粒子によって、ミクロクラックを発生させな
いで効果的に塑性変形させることができる。
【００３９】以上の理由により、窒化処理したワークに
軟質粒子を投射した場合は、ワーク表層の比較的厚い範
囲で大きな圧縮残留応力を形成することができるのであ
る。
軟質粒子を投射した場合は、ワーク表層の比較的厚い範
囲で大きな圧縮残留応力を形成することができるのであ
る。
【００４０】投射終了後、ワークの温度は室温まで低下
し、その結果、表層直下約５０μｍ深さまでの硬さの上
昇も認められる。粒子投射中に回復再結晶が起こるほど
ワーク温度が上昇すると、投射を受けた表層部は粒子投
射で軟化を起こし、残留応力も低下してしまうので、投
射を受けたワークの温度は回復再結晶による軟化が起こ
るよりは低温に制御しなければならないことが分かる。
し、その結果、表層直下約５０μｍ深さまでの硬さの上
昇も認められる。粒子投射中に回復再結晶が起こるほど
ワーク温度が上昇すると、投射を受けた表層部は粒子投
射で軟化を起こし、残留応力も低下してしまうので、投
射を受けたワークの温度は回復再結晶による軟化が起こ
るよりは低温に制御しなければならないことが分かる。
【００４１】次に、投射粒子の材質は一定で硬さＨｖ９
００、比重８．２とし、投射のエアー圧を０．６気圧で
一定として、投射粒子寸法を変化させて圧縮残留応力と
の関係を図２にプロットした。対象ワークはばね材料で
あり、成分は重量割合でＣ：０．６０％、Ｓｉ：１．４
５％、Ｍｎ：０．６８、Ｎｉ：０．２８％、Ｃｒ：０．
８５％、Ｖ：０．０７％である。このばね材料は弁ばね
用高強度オイルテンパー線であり、これを冷間でばね成
形後デスケールし、さらに４３５℃で一定時間窒化し
た。引続き、０．６ｍｍ径の硬さＨｖ５５０の鋼粒子を
十分に投射した。これを供試材とした。
００、比重８．２とし、投射のエアー圧を０．６気圧で
一定として、投射粒子寸法を変化させて圧縮残留応力と
の関係を図２にプロットした。対象ワークはばね材料で
あり、成分は重量割合でＣ：０．６０％、Ｓｉ：１．４
５％、Ｍｎ：０．６８、Ｎｉ：０．２８％、Ｃｒ：０．
８５％、Ｖ：０．０７％である。このばね材料は弁ばね
用高強度オイルテンパー線であり、これを冷間でばね成
形後デスケールし、さらに４３５℃で一定時間窒化し
た。引続き、０．６ｍｍ径の硬さＨｖ５５０の鋼粒子を
十分に投射した。これを供試材とした。
【００４２】図２より明らかなように、投射粒子が大き
くなるにつれて、表面残留応力は低下する傾向が認めら
れた。特に、粒子寸法が２００μｍを超えると表層近傍
の改善効果は少ないことを確認した。投射粒子寸法が５
０μｍでは、１００μｍよりも表層残留応力は大きくな
り、疲労耐久性も優れる。１００μｍより投射粒子径が
大きくなると、表層の残留応力付与の効果は認められる
が、１００μｍ以下の場合と比較してその効果は少なく
なるので、本願発明では、微粒子の最大寸法として１０
０μｍを限度とした。また、微粒子寸法が２０μｍより
小さくなると空気抵抗に妨げられて残留応力付与の効果
が出ない。
くなるにつれて、表面残留応力は低下する傾向が認めら
れた。特に、粒子寸法が２００μｍを超えると表層近傍
の改善効果は少ないことを確認した。投射粒子寸法が５
０μｍでは、１００μｍよりも表層残留応力は大きくな
り、疲労耐久性も優れる。１００μｍより投射粒子径が
大きくなると、表層の残留応力付与の効果は認められる
が、１００μｍ以下の場合と比較してその効果は少なく
なるので、本願発明では、微粒子の最大寸法として１０
０μｍを限度とした。また、微粒子寸法が２０μｍより
小さくなると空気抵抗に妨げられて残留応力付与の効果
が出ない。
【００４３】投射微粒子の硬さがＨｖ６００より小さい
と、粒子の摩耗が激しくなり、また、ワーク表層への改
質効果も少なくなる。 （実施形態２）次に、本発明の別の実施形態２について
述べる。ばね表面を窒化後、 （３）速度ｖ＝５０〜９０ｍ／ｓｅｃ、硬さＨｖ５００
〜９００の鉄系硬質金属粒子（粒径０．５〜０．９ｍ
ｍ）を十分に投射したのち（カバーレージ８０〜１００
％以上）、 （４）ばね素材の成分に応じた１５０〜２５０℃程度の
温度で、数分ないし１時間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、粒径が２０〜１００μｍの金属粒
子を、速度ｖ＝７０ｍ／ｓｅｃ以上２００ｍ／ｓｅｃ以
下の高速で投射し（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、前記実施形態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。なお、このときの温度制御は実施形態１と同様であ
る。
と、粒子の摩耗が激しくなり、また、ワーク表層への改
質効果も少なくなる。 （実施形態２）次に、本発明の別の実施形態２について
述べる。ばね表面を窒化後、 （３）速度ｖ＝５０〜９０ｍ／ｓｅｃ、硬さＨｖ５００
〜９００の鉄系硬質金属粒子（粒径０．５〜０．９ｍ
ｍ）を十分に投射したのち（カバーレージ８０〜１００
％以上）、 （４）ばね素材の成分に応じた１５０〜２５０℃程度の
温度で、数分ないし１時間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、粒径が２０〜１００μｍの金属粒
子を、速度ｖ＝７０ｍ／ｓｅｃ以上２００ｍ／ｓｅｃ以
下の高速で投射し（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、前記実施形態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。なお、このときの温度制御は実施形態１と同様であ
る。
【００４４】
【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】圧縮残留応力と投射速度の関係曲線図。
【図２】圧縮残留応力と投射粒子径の関係曲線図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 石田 雅昭
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 宇津巻 和宏
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 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
(56)参考文献 特開 平９−279229（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−331535（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−57629（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 7/00 - 8/10
C21D 9/02
B24C 1/00 - 1/10
C22C 38/00 - 38/60
Claims (7)
- 【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、硬さＨｖ６００以
上、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最表面か
ら５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース硬さ。
以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、粒径が
２０μｍ〜１００μｍの炭素鋼、低合金鋼又は高速度鋼
の硬質金属粒子を、７０ｍ〜２００ｍ／ｓｅｃの衝突速
度であって、かつ、衝突によるばね表面窒化層の鉄地
（窒素化合物層を除外）の瞬間的昇温限界を、窒素原子
による歪時効と加工硬化を起こさせるが、ばね表面層の
回復再結晶による軟化が起こるよりは低温に制御しつつ
投射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、硬さＨｖ５００〜
８００であって、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬
さよりも軟らかく、粒径５００〜９００μｍの硬質金属
粒子を５０ｍ／ｓｅｃ〜９０ｍ／ｓｅｃで投射し、これ
により表層ミクロクラックの発生を防止しつつ圧縮残留
応力をばねの比較的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、硬さＨｖ６
００以上、かつ、（Ｂ）工程後のばね最表層硬さと同じ
かそれ以下の硬さを有する、粒径２０〜１００μｍの炭
素鋼、低合金鋼又は高速度鋼の微細金属粒子を、７０ｍ
／ｓｅｃ〜２００ｍ／ｓｅｃの衝突速度であって、か
つ、粒子衝突による窒化されたばね表層鉄地の瞬間的昇
温限界を窒素原子による歪時効と加工硬化を起こさせる
が、回復再結晶による軟化が起こる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】請求項２の工程（Ｂ）と（Ｃ）の間に、ば
ねを１５０゜Ｃから２５０゜Ｃの温度に保持して歪時効
硬化を起こさせる工程を挿入したことを特徴とするばね
の表面処理方法。 - 【請求項４】ばねの最表層硬さがＨｖ８００〜１１００
となるように窒化処理した請求項１から３のいずれか記
載のばねの表面処理方法。 - 【請求項５】請求項１から４のいずれかの方法で製造し
たばねを、無負荷または静負荷のもとで、１５０〜２５
０゜Ｃの温度に保持して歪時効硬化を起こさせることを
特徴とするばねの表面処理方法。 - 【請求項６】（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、硬さＨｖ６００以
上、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最表面か
ら５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース硬さ。
以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、粒径が
２０μｍ〜１００μｍの炭素鋼、低合金鋼又は高速度鋼
の硬質金属粒子を、９５ｍ／ｓｅｃ±２０％（７６〜１
１４ｍ／ｓｅｃ）の衝突速度であって、かつ、衝突によ
るばね表面窒化層の鉄地（窒素化合物層を除外）の瞬間
的昇温限界を、窒素原子による歪時効と加工硬化を起こ
させるが、ばね表面層の回復再結晶による軟化が起こる
よりは低温に制御しつつ投射することを特徴とするばね
の表面処理方法。 - 【請求項７】（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、硬さＨｖ５００〜
８００であって、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬
さよりも軟らかく、粒径５００〜９００μｍの硬質金属
粒子を５０ｍ／ｓｅｃ〜９０ｍ／ｓｅｃで投射し、これ
により表層ミクロクラックの発生を防止しつつ圧縮残留
応力をばねの比較的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、硬さＨｖ６
００以上、かつ、窒化処理されたばねの最表層硬さ（最
表面から５ミクロンの深さ位置でのマイクロビッカース
硬さ。以下同じ。）と同じかそれ以下の硬さを有する、
粒径が２０μｍ〜１００μｍの炭素鋼、低合金鋼又は高
速度鋼の硬質金属粒子を、９５ｍ／ｓｅｃ±２０％（７
６〜１１４ｍ／ｓｅｃ）の衝突速度であって、かつ、衝
突によるばね表面窒化層の鉄地（窒素化合物層を除外）
の瞬間的昇温限界を、窒素原子による歪時効と加工硬化
を起こさせるが、ばね表面層の回復再結晶による軟化が
起こる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。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04186599A JP3431066B2 (ja) | 1999-02-19 | 1999-02-19 | ばねの表面処理方法 |
| DE19983148T DE19983148B3 (de) | 1999-02-19 | 1999-08-23 | Federoberflächenbehandlungsverfahren |
| GB0025812A GB2352202B (en) | 1999-02-19 | 1999-08-23 | Spring with excellent fatigue endurance property and surface treatment method for producing the spring |
| PCT/JP1999/004539 WO2000049186A1 (fr) | 1999-02-19 | 1999-08-23 | Ressort presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la fatigue et procede de traitement de surface destine a sa fabrication |
| US09/673,235 US6790294B1 (en) | 1999-02-19 | 1999-08-23 | Spring with excellent fatigue endurance property and surface treatment method for producing the spring |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04186599A JP3431066B2 (ja) | 1999-02-19 | 1999-02-19 | ばねの表面処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000239741A JP2000239741A (ja) | 2000-09-05 |
| JP3431066B2 true JP3431066B2 (ja) | 2003-07-28 |
Family
ID=12620164
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04186599A Expired - Lifetime JP3431066B2 (ja) | 1999-02-19 | 1999-02-19 | ばねの表面処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3431066B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7015468B2 (ja) * | 2018-01-12 | 2022-02-03 | 富士電機株式会社 | 蒸気タービン翼及びその製造方法 |
| JP7359411B2 (ja) * | 2019-03-27 | 2023-10-11 | ヤマダインフラテクノス株式会社 | 鋼橋の予防保全工法 |
-
1999
- 1999-02-19 JP JP04186599A patent/JP3431066B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000239741A (ja) | 2000-09-05 |
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