WO2011129179A1 - ばねおよびその製造方法 - Google Patents

ばねおよびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011129179A1
WO2011129179A1 PCT/JP2011/056923 JP2011056923W WO2011129179A1 WO 2011129179 A1 WO2011129179 A1 WO 2011129179A1 JP 2011056923 W JP2011056923 W JP 2011056923W WO 2011129179 A1 WO2011129179 A1 WO 2011129179A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
residual stress
compressive residual
layer
spring
spring according
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/056923
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
鈴木　健
芳樹 小野
真平 黒川
Original Assignee
日本発條株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本発條株式会社 filed Critical 日本発條株式会社
Priority to CN201180018770.3A priority Critical patent/CN102834540B/zh
Priority to US13/635,533 priority patent/US9080233B2/en
Priority to EP11768700.4A priority patent/EP2559781A4/en
Priority to KR20127029498A priority patent/KR20130092968A/ko
Publication of WO2011129179A1 publication Critical patent/WO2011129179A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a spring and a method for manufacturing the same, and more particularly to a technique for forming a layer of high compressive residual stress from the surface to the deep part.
  • Automotive valve springs are designed to be smaller and lighter, and the strength of the wire tends to increase because the spring wire diameter is reduced and the design stress is increased. Therefore, springs are required to further improve fatigue strength in order to maintain fatigue resistance even under high working stresses.
  • One means for this is to form high and deep compressive residual stresses on the wire surface layer. To do. Until now, springs have generally formed compressive residual stress on the surface layer of wire by shot peening. However, as the hardness of the wire increases in recent years, the amount of plastic strain on the surface layer has decreased and a deep compressive residual stress layer has been formed. It was difficult to get.
  • the depth at which the distribution of the net stress (inside the material) is maximized in the radial direction is a region of about 200 to 600 ⁇ m from the surface, depending on the wire diameter and acting stress. If inclusions of about 20 ⁇ m are present in the range, stress concentration is generated in the inclusions so as to exceed the fatigue strength of the material and become a breakage starting point. In order to solve such problems, the following techniques have been proposed.
  • Patent Document 1 discloses a spring that has improved durability with a nitride layer having a compressive residual stress of 1200 MPa or more at the surface portion by shot peening after gas nitriding and a depth of the compressive residual stress of 250 ⁇ m or more. Is disclosed. However, the spring described in Patent Document 1 has a maximum compressive residual stress depth of 290 ⁇ m as disclosed in the examples, and it is difficult to prevent breakage starting from a deeper region. Conceivable. Further, since the nitride layer is brittle with almost no ductility, the nitride layer promotes the generation of fatigue cracks and becomes a factor of reducing the fatigue strength.
  • Patent Document 2 discloses a spring excellent in fatigue strength in which a compressive residual stress of 90 ⁇ 10 kgf / mm 2 is distributed from the surface layer to a depth of 150 ⁇ m.
  • Patent Document 3 discloses a spring excellent in fatigue strength having a surface compressive residual stress of 1600 MPa or more subjected to shot peening after nitriding. However, the improvement of the fatigue strength is not sufficient by simply defining the surface compressive residual stress. Rather, there is no description regarding the internal compressive residual stress although it is important to suppress internal fracture due to the presence of inclusions.
  • the composition of oxide inclusions in steel is in terms of% by weight SiO 2 : 30 to 60%, Al 2 O 3 : 10 to 30%, CaO: 10 to 30%, MgO: 3 to 15 %, And its size is 15 ⁇ m or less in terms of the equivalent circle diameter, spring steel excellent in fatigue characteristics is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a spring having a maximum compressive residual stress of 1600 MPa or more by performing shot peening using amorphous particles after nitriding as a projection material.
  • the maximum compressive stress on the surface is about 2500 MPa, but there is no description regarding the depth distribution of the compressive residual stress.
  • the depth of the compressive residual stress is about 250 ⁇ m, and it is considered difficult to suppress internal fracture starting from a deeper region.
  • Patent Document 6 discloses a nitrogen-quenched product that has a nitrogen diffusion layer in which nitrogen is solid-dissolved from the surface to a predetermined depth without having a nitrogen compound in the surface layer, and has been subjected to quenching treatment, and a method for manufacturing the same. Yes. According to this, since a brittle nitrogen compound that can become a fracture starting point is not formed even after nitrogen penetration, and the surface layer has high hardness, an improvement in fatigue strength can be expected. However, Patent Document 6 does not describe compressive residual stress, and the thickness of the surface high hardness layer is 60 ⁇ m at the maximum. Therefore, a significant increase in fatigue strength cannot be expected only with the content described in Patent Document 6. Further, under the production conditions of Patent Document 6, since the nitriding temperature is low, it is expected that the surface nitrogen concentration is low and the thickness of the concentrated layer is thin.
  • JP 2009-52144 A Japanese Patent No. 3028438 JP 2005-139508 A JP-A-6-158226 JP 2003-170353 A JP 2007-46088 A
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and it is possible to reduce the thickness of the surface nitrogen compound layer and the carbon compound layer as much as possible, and to increase the fatigue strength by forming a high compressive residual stress layer on the surface layer. It is an object of the present invention to provide a greatly improved spring and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have intensively studied the distribution of compressive residual stress that affects the fatigue strength of high-strength springs. As a result, even if the compressive residual stress of the surface layer is increased to a certain extent, there is a limit to the increase in fatigue strength against the stress acting on the external load, and the surface is effective in suppressing fatigue fracture starting from the inside. From the results, it was found that the presence of compressive residual stress at a depth of 300 ⁇ m or more is extremely effective. Further, by increasing the nitriding temperature compared to the technique described in Patent Document 6 and forming a high concentration layer of nitrogen and carbon on the surface, residual austenite is actively generated, and then shot pinning or the like is performed. It was concluded that the use of processing-induced martensitic transformation of residual austenite (with volume expansion) is efficient in obtaining a layer of high hardness and high compressive residual stress.
  • the spring of the present invention has been made on the basis of the above findings, and in terms of weight%, C: 0.27 to 0.48%, Si: 0.01 to 2.2%, Mn: 0.30 to 1. 0%, P: 0.035% or less, S: 0.035% or less, the balance is the entire composition composed of Fe and inevitable impurities, and the thickness of the surface nitrogen compound layer and carbon compound layer is 2 ⁇ m or less
  • the hardness of the central portion in the cross section is 500 to 700 HV
  • the compressive residual stress layer has a thickness of 0.30 mm to D / 4 when the equivalent circle diameter of the cross section is D (mm) on the surface layer. Formed, and its maximum compressive residual stress is 1400 to 2000 MPa.
  • the equivalent cross-sectional diameter of the strand is preferably 1.5 to 5.0 mm.
  • the “transverse section” is a cross section orthogonal to the longitudinal direction of the spring.
  • the spring manufacturing method of the present invention is to manufacture the above-mentioned spring, and by weight, C: 0.27 to 0.48%, Si: 0.01 to 2.2%, Mn: 0.30.
  • a steel material satisfying ⁇ 1.0%, P: 0.035% or less, S: 0.035% or less, and the balance being iron and inevitable impurities, is heated to 3 to 1100 ° C or less of steel A, 50
  • a chemical surface treatment step for concentrating nitrogen and carbon in the surface layer by contacting with a mixed gas atmosphere consisting of ⁇ 90 vol% NH 3 and the balance consisting of inert gas and inevitable impurities, and then a rate of 20 ° C / second or more And a quenching step of cooling to room temperature, a tempering step of heating to 100 to 200 ° C., and a compressive residual stress applying step of applying compressive residual stress to the surface layer.
  • C is an element necessary for ensuring the strength of steel that can withstand the load required for the spring by quenching and tempering.
  • the hardness of the steel material tends to increase with an increase in the concentration of C.
  • C it is necessary to make the concentration of 0.27% or more.
  • the concentration of C is excessive, the hardness of the center portion after quenching exceeds 700 HV, and the toughness is significantly reduced.
  • the hardness of the central part can be reduced by tempering at a high temperature exceeding 400 ° C., but at the same time, a nitrogen compound or a carbon compound is generated in a solid solution layer of nitrogen and carbon. Therefore, even if low temperature tempering that does not generate a nitrogen compound or a carbon compound is performed, the C concentration is set to 0.48% or less so that the hardness of the center portion of the steel material is 700 HV or less.
  • Si 0.01-2.2%
  • Si is a deoxidizing element useful in steel refining, and it is necessary to add 0.01% or more.
  • Si is also a solid solution strengthening element and is an effective element for obtaining high strength.
  • the Si concentration is excessive, the workability is deteriorated, so that it is set to 2.2% or less.
  • Mn 0.3 to 1.0%
  • Mn is added as a deoxidizing element, but 0.3% or more is added to contribute to solid solution strengthening and hardenability improvement.
  • concentration of Mn is excessive, segregation occurs and the workability is liable to be lowered.
  • P 0.035% or less
  • S 0.035% or less
  • the hardness of the spring center portion needs to be 500 HV or more in order to ensure the strength that can withstand the load required for the spring.
  • the hardness is excessively high, the notch sensitivity of the steel material itself is increased and the fatigue strength is lowered, so that it is suppressed to 700 HV or less.
  • the maximum value of the compressive residual stress of the surface layer is 1400 to 2000 MPa, and the thickness of the compressive residual stress layer (the distance from the surface to the position where the compressive residual stress becomes zero, hereinafter the same) is 0.30 mm to D / 4. is there. Since the compressive residual stress of the surface layer suppresses the occurrence and development of fatigue cracks, it is desirable that the maximum value of the compressive residual stress is large and the thickness of the compressive residual stress layer is thick.
  • the thickness of the compressive residual stress layer when the maximum compressive residual stress is 1400 MPa is D / 4
  • the thickness of the compressive residual stress layer when the maximum compressive residual stress is 2000 MPa is 0.30 mm.
  • the compressive residual stress at a depth of 300 ⁇ m from the surface is 100 to 300 MPa.
  • the combined stress with the action stress exceeds 1100 MPa (the strand diameter is 5 mm).
  • the coil average diameter is assumed to be 15 mm or more), and there is a high risk of exceeding the fatigue limit assumed from the hardness of the wire, which is insufficient to suppress internal fracture.
  • the compressive residual stress at a depth of 300 ⁇ m from the surface exceeds 300 MPa, the tensile residual stress on the inner side becomes too high and the fatigue strength is lowered.
  • the manufacturing method of the spring of this invention is demonstrated.
  • the steel material having the above-mentioned chemical composition is heated to 3 to 1100 ° C. in the steel A, and in a mixed gas atmosphere consisting of 50 to 90% by volume of NH 3 and the balance of inert gas and inevitable impurities.
  • a chemical surface treatment step of concentrating nitrogen and carbon on the surface layer by contact a quenching step of cooling to room temperature at a rate of 20 ° C./second or more, a tempering step of heating to 100 to 200 ° C., and It is manufactured by applying a compressive residual stress applying step for applying compressive residual stress to the surface layer.
  • a The structure of the steel before heating to 3 points or more is not particularly limited, but the smaller the prior austenite crystal grain size, the better, and the average grain size is preferably 30 ⁇ m or less.
  • a hot-forged or drawn steel strip can be used as the material. Below, the reason for limitation in each process is demonstrated.
  • the chemical surface treatment step forms a compressive residual stress layer having a thickness of 0.30 mm to D / 4 by allowing nitrogen and carbon to penetrate into the material to be treated, and also actively retains austenite, and a predetermined amount after tempering. This is a step for obtaining a layer having a higher compressive residual stress in the compressive residual stress applying step described later in the presence of residual austenite.
  • the compressive residual stress layer that has undergone the compressive residual stress applying step is referred to as a “high compressive residual stress layer”. For the same reason as conventional quenching treatment, first heating the steel material to more than three points A.
  • the heating temperature is too high, NH 3 gas is immediately decomposed after introduction, and nitrogen and carbon intrusion into the material to be treated (carbon intrusion will be described later) is remarkably suppressed.
  • the upper limit is 1100 ° C.
  • the temperature is preferably 850 to 1000 ° C.
  • the heating time is preferably 15 to 110 minutes. When the heating time is less than 15 minutes, the amount of residual austenite generated due to the small amount of nitrogen and carbon intrusion decreases, and it becomes difficult to obtain a desired high compressive residual stress layer in the compressive residual stress application step. When the heating time exceeds 110 minutes, brittle nitrogen compounds and carbon compounds exceeding 2 ⁇ m are easily formed on the surface layer, which promotes the generation of cracks.
  • This heating time is for the case where the chemical surface treatment gas is at about 1 atm including an error that can be industrially managed.
  • the heating time is inversely proportional to the pressure. It is desirable to adjust the pressurization time.
  • the mixed gas that is brought into contact with the steel material in order to concentrate nitrogen and carbon to the surface layer supplies an amount that sufficiently enters the amount of nitrogen intruding into the product to be processed by the amount calculated from the concentration specified in the present invention.
  • the NH 3 concentration in the state (1 atm, 20 ° C.) is 50 to 90% by volume.
  • the NH 3 concentration in the mixed gas atmosphere is less than 50% by volume, the penetration amount of nitrogen and carbon is small, and a desired high compressive residual stress layer cannot be obtained.
  • the NH 3 concentration exceeds 90% by volume the residual austenite ratio of the surface layer increases excessively, so the compressive residual stress does not increase, and 80 to 90% by volume is preferable. This will be described in detail in later sections [Residual austenite ratio] and [Nitrogen and carbon concentrations].
  • the temperature and time of the chemical surface treatment process and the mixed gas composition in the standard state suppress the formation of nitrogen compounds and carbon compounds on the surface layer by quickly diffusing nitrogen and carbon entering the steel material surface.
  • this is an important condition for forming a thick high compressive residual stress layer through a compressive stress applying step.
  • the radical N maintains the radical state even if it penetrates into the steel for some reason and is dissolved, and an electron beam microanalyzer used for elemental analysis in the form for carrying out the invention (EPMA-1600 manufactured by Shimadzu Corporation) In this case, it is considered that some change occurs in the wavelength of the characteristic X-ray originally obtained from N, and this may be detected as carbon in the analysis.
  • the cooling rate to room temperature is preferably 50 ° C./second or more.
  • Tempering process In the martensitic structure after quenching at the center of the steel material, tempering is performed because defects such as set cracks are likely to occur due to strain caused by quenching, and the toughness is extremely low and breakage under low load stress may occur. Tempering needs to be performed at 100 ° C. or higher in order to reduce strain at the center of the steel material. On the other hand, when the tempering temperature exceeds 200 ° C., the hardness of the central portion of the steel material becomes low and cannot withstand the load required as a spring.
  • the high and thick compressive residual stress on the surface layer is applied by utilizing the processing-induced martensite (with volume expansion) of the retained austenite.
  • shot pinning is preferable.
  • a shot used in shot pinning a cut wire, a steel ball, or the like can be used.
  • the compression residual stress can be adjusted by a shot equivalent sphere diameter, a projection speed, a projection time, and a multi-stage projection method.
  • the sphere equivalent diameter of the shot is preferably 0.7 to 1.3 mm.
  • the shot diameter is less than 0.7 mm, a sufficiently large impact energy of the projected shot cannot be obtained, the plastic strain of the wire surface layer becomes small, and it becomes difficult to obtain a desired compressive residual stress distribution. Further, if the shot diameter is too large, the surface roughness of the strands becomes large, and this tends to cause premature breakage of the surface starting point. Further, if the hardness of the shot is higher than the hardness of the central portion of the material to be processed, the efficiency is good, and the Vickers hardness is preferably 600 HV or more.
  • the average residual austenite ratio from the surface to the depth of 100 ⁇ m in the cross section of the spring strand is preferably 10 to 35% by volume.
  • Residual austenite is induced by plastic deformation and transformed into martensite, which is accompanied by volume expansion. Therefore, by allowing the residual austenite to exist in the surface layer of the spring wire in advance after the tempering step, a thick high compressive residual stress layer can be formed on the surface layer in the subsequent compressive residual stress applying step. If the retained austenite ratio is less than 10%, the volume expansion due to the work-induced martensitic transformation is small, and it becomes difficult to obtain a desired compressive residual stress distribution.
  • the retained austenite increases in stability against external force as the concentration of nitrogen and carbon contained in the austenite increases, and the processing-induced martensite transformation is less likely to occur.
  • the residual austenite ratio exceeds 35%, the concentrations of nitrogen and carbon exceed the allowable values, and as a result, it becomes difficult to obtain a desired compressive residual stress distribution.
  • the reason why the range defining the retained austenite ratio is from the surface to a depth of 100 ⁇ m is that the surface has the highest degree of processing in processing in the compressive residual stress application step, and becomes smaller as the depth increases.
  • the degree of workability that austenite transforms into martensite can be imparted to a depth of about 100 ⁇ m from the surface, and the residual austenite martensite transformation (with volume expansion) in this region has a deeper compressive residual stress. Form. Therefore, the retained austenite ratio from the surface to a depth of 100 ⁇ m is an important factor for obtaining a desired compressive residual stress distribution.
  • the total concentration of nitrogen and carbon from the surface in the cross section of the spring wire to a depth of 100 ⁇ m is 0.8 to 1.2% by weight. It is desirable. When the total concentration of nitrogen and carbon is less than 0.8% by weight, it is difficult to obtain a residual austenite ratio of 10% or more. When the total concentration exceeds 1.2% by weight, the residual austenite is stabilized as described above. Compressive residual stress distribution cannot be obtained.
  • the reason for defining the nitrogen and carbon concentrations from the surface to a depth of 100 ⁇ m is that, as described above, the total concentration of these elements and the production ratio of residual austenite are closely related.
  • the thickness of the surface nitrogen compound layer and the carbon compound layer is made as thin as possible, and the fatigue strength can be remarkably improved by having a thick high compressive residual stress layer on the surface layer. can get.
  • a chemical surface treatment was performed under the conditions shown in Table 2 on a round steel bar having a diameter of 4 mm made of the representative chemical components shown in Table 1.
  • the secondary treatment was held at 860 ° C. for 15 minutes. Thereafter, it was cooled to room temperature at a rate of 20 ° C./second or more, quenched, and then tempered for 60 minutes.
  • shot peening was performed on the round bar steel that had been tempered.
  • a round cut wire (630HV) with a sphere equivalent diameter of 0.8 mm is used as the first stage
  • a round cut wire (630 HV) with a sphere equivalent diameter of 0.45 mm is used as the second stage.
  • Sand grains having a sphere equivalent diameter of 0.1 mm were used.
  • Thickness of nitrogen compound and carbon compound on surface layer X-ray diffraction profile was measured on the outer peripheral side surface of the round bar, and the presence or absence of the compound was determined from the presence or absence of peaks corresponding to the nitrogen compound and carbon compound.
  • the thickness was measured from the elemental distribution of nitrogen and carbon using an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • Residual stress distribution and residual austenite distribution Residual stress and residual austenite were measured on the outer peripheral surface of the steel using an X-ray diffraction method. Further, after the steel material was entirely chemically polished, each of the above measurements was performed and repeated to determine the residual stress and residual austenite distribution in the depth direction.
  • the present invention can be widely applied to valve springs and suspension springs for automobiles or springs for uses other than automobiles.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

　重量％で、Ｃ：０．２７～０．４８％、Ｓｉ：０．０１～２．２％、Ｍｎ：０．３０～１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる全体組成を有し、表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さが２μｍ以下であり、かつ横断面において中心部の硬さが５００～７００ＨＶであり、表層に横断面の円相当直径をＤ（ｍｍ）としたときに圧縮残留応力層が０．３０ｍｍ～Ｄ／４の厚さで形成され、その最大圧縮残留応力が１４００～２０００ＭＰａである。

Description

ばねおよびその製造方法
　本発明は、ばねおよびその製造方法に係り、特に、高い圧縮残留応力の層を表面から深部まで形成する技術に関する。
　自動車用の弁ばねは小型・軽量化が指向されており、ばね素線径を細くし設計応力を増加させるため、素線の強度は増加する傾向にある。したがって、ばねは高い作用応力に対しても耐疲労性を維持するため一層の疲労強度の向上が求められており、これに対する一つの手段としては、素線表層に高くかつ深い圧縮残留応力を形成することが挙げられる。これまで、ばねは、一般にショットピ－ニングにより素線表層に圧縮残留応力を形成していたが、近年の素線の高硬度化に伴い表層の塑性ひずみ量が減少し、深い圧縮残留応力層を得ることは困難となっていた。
　また、従来のショットピ－ニングにより最表層の圧縮残留応力を高め、表面を起点とした早期折損は抑制されつつあるものの、一方で近年の設計応力の増加により、作用応力と残留応力の合成応力（素材内部が受ける正味応力）分布が径方向で最大となる深さは、素線径や作用応力等によるが表面から２００～６００μｍ程度の領域である。そして、その範囲の中に２０μｍ程度の介在物が存在すると、介在物に素材の疲労強度を上回り折損起点となる程度の応力集中が生じる。そこで、そのような課題を解決すべく以下の技術が提案されている。
　特許文献１には、ガス窒化後ショットピ－ニングを施すことにより、表面部分の圧縮残留応力が１２００ＭＰａ以上の窒化層を有し、圧縮残留応力の深さが２５０μｍ以上である耐久性を向上させたばねが開示されている。しかしながら、特許文献１に記載のばねは、その実施例にも開示されているように圧縮残留応力の深さは最大２９０μｍであり、これより深い領域を起点とする折損を防止することは難しいと考えられる。また、窒化層は延性がほとんどなく脆いため、窒化層が疲労亀裂の発生を促進して疲労強度を低下させる要因となる。
　また、特許文献２には、９０±１０ｋｇｆ／ｍｍ２の圧縮残留応力が表層から１５０μｍの深さまで分布した疲労強度に優れたばねが開示されている。しかしながら、特許文献２に記載されている疲労試験のせん断応力条件はτ＝６５±５０ｋｇｆ／ｍｍ２であり、近年の軽量高強度弁ばねの実用応力条件（例えば、τ＝７８±７３ｋｇｆ／ｍｍ２）と比較して小さい。
　特許文献３には、窒化処理後ショットピ－ニングを施した表面圧縮残留応力が１６００ＭＰａ以上の疲労強度に優れたばねが開示されている。しかしながら、単に表面圧縮残留応力のみの規定では疲労強度の向上は不十分であり、むしろ介在物の存在に起因した内部破壊の抑制が重要でありながら、内部の圧縮残留応力に関する記載はない。
　特許文献４には、鋼中の酸化物系介在物の組成を重量％でＳｉＯ２：３０～６０％、Ａｌ２Ｏ３：１０～３０％、ＣａＯ：１０～３０％、ＭｇＯ：３～１５％で、かつそのサイズが円相当直径で１５μｍ以下である疲労特性に優れたばね用鋼が開示されている。しかしながら、酸化物系介在物の組成及び粒径を上記のような範囲に厳密に制御することは困難である。このため、製造したばね用綱には酸化物系介在物が上記範囲に入るかどうかを確認する検査が必要となり、同一ロットのばね用綱でも実際に検査されていない部分では酸化物系介在物が上記範囲を逸脱する可能性があり、その場合に、酸化物系介在物を起点とするばねの早期折損の懸念がある。
　特許文献５には、窒化処理後アモルファス粒子を投射材としたショットピ－ニングを施し最大圧縮残留応力が１６００ＭＰａ以上のばねが開示されている。特許文献５の実施例は表面の最大圧縮応力が約２５００ＭＰａであるが、圧縮残留応力の深さ分布に関する記述がない。実施例の添付図から推定すると圧縮残留応力の深さは２５０μｍ程度であり、それよりも深い領域を起点とする内部破壊を抑制することは困難であると考えられる。
　特許文献６には、表層に窒素化合物を有せず、表面から所定深さまで窒素を固溶させた窒素拡散層を備え、かつ焼入れ処理を施した浸窒焼入れ品とその製造方法が開示されている。これによると、窒素侵入後でも破壊起点となり得る脆性な窒素化合物が形成されず、かつ表面層は高硬度であるため、疲労強度の向上が期待できる。しかしながら、特許文献６には圧縮残留応力に関する記載はなく、表面高硬度層の厚さは最大６０μｍｍであることから、特許文献６に記載された内容のみでは疲労強度の大幅な増加は見込めない。また、特許文献６の製造条件では、浸窒温度が低いため、表面の窒素濃度が低くかつ濃化層の厚さが薄いものと予想される。
特開２００９－５２１４４号公報 特許第３０２８４３８号公報 特開２００５－１３９５０８号公報 特開平６－１５８２２６号公報 特開２００３－１７０３５３号公報 特開２００７－４６０８８号公報
　したがって、本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、表層の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さを極力薄くするとともに、表層に高い圧縮残留応力の層を厚く形成することにより疲労強度を格段に向上させたばねおよびその製造方法を提供することを目的としている。
　本発明者らは、高強度ばねの疲労強度に及ぼす圧縮残留応力分布について鋭意研究した。その結果、表層部の圧縮残留応力は、ある程度以上増加させても外部負荷により作用する応力に対して疲労強度の増加には限界があることと、内部を起点とする疲労破壊の抑制には表面から３００μｍｍ以上の深さでの圧縮残留応力の存在が著しく効果的であるとの知見を得た。また、特許文献６に記載の技術よりも浸窒温度を高くし、表面に厚い窒素および炭素の高濃度層を形成することで残留オ－ステナイトを積極的に生成し、その後ショットピ－ニング等により残留オ－ステナイトの加工誘起マルテンサイト変態（体積膨張を伴う）を利用することが高硬度と高い圧縮残留応力の層を得る上で効率的との結論に達した。
　本発明のばねは上記知見に基づいてなされたものであり、重量％で、Ｃ：０．２７～０．４８％、Ｓｉ：０．０１～２．２％、Ｍｎ：０．３０～１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる全体組成を有し、表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さが２μｍ以下であり、かつ横断面において中心部の硬さが５００～７００ＨＶであり、表層に横断面の円相当直径をＤ（ｍｍ）としたときに圧縮残留応力層が０．３０ｍｍ～Ｄ／４の厚さで形成され、その最大圧縮残留応力が１４００～２０００ＭＰａであることを特徴とする。また、素線の横断面円相当直径が１．５～５．０ｍｍであることが好ましい。なお、「横断面」とは、ばねの長手方向と直交する断面である。
　また、本発明のばねの製造方法は、上記ばねを製造するもので、重量％で、Ｃ：０．２７～０．４８％、Ｓｉ：０．０１～２．２％、Ｍｎ：０．３０～１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼材に対し、鋼のＡ３点以上１１００℃以下に加熱し、５０～９０体積％のＮＨ３と残部が不活性ガスおよび不可避不純物からなる混合ガス雰囲気に接触させることで窒素および炭素を表層に濃化させる化学的表面処理工程と、次いで２０℃／秒以上の速度で室温まで冷却する焼入れ工程と、次いで１００～２００℃に加熱する焼戻し工程と、次いで表層に圧縮残留応力を付与する圧縮残留応力付与工程を有することを特徴とする。
　以下、上記数値限定の根拠を本発明の作用とともに説明する。まず、本発明に用いる鋼の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明において「％」は「重量％」を意味する。
［Ｃ：０．２７～０．４８％］
　Ｃは焼入れ焼戻しによりばねに必要な荷重に耐え得る鋼の強度を確保するために必要な元素である。鋼材の硬さはＣの濃度の増加に伴って高くなる傾向があるが、本発明の表面処理方法において４００℃の焼戻し後でも鋼材の中心部の硬さを５００ＨＶ以上とするためには、Ｃの濃度を０．２７％以上とすることが必要である。一方、Ｃの濃度が過剰になると、焼入れ後の中心部の硬さが７００ＨＶを超え、靭性が著しく低下する。これに対し４００℃を超える高温の焼戻しにより中心部の硬さを低下させることはできるが、同時に窒素および炭素の固溶層において窒素化合物や炭素化合物が生じてしまう。そこで、窒素化合物や炭素化合物を生じさせない程度の低温焼戻しを行っても鋼材の中心部の硬さを７００ＨＶ以下とするためにＣの濃度は０．４８％以下とする。
［Ｓｉ：０．０１～２．２％］
　Ｓｉは鋼の精錬において有用な脱酸元素であり０．０１％以上を添加する必要がある。また、Ｓｉは固溶強化元素でもあり、高強度を得るために有効な元素であるが、Ｓｉの濃度が過剰であると加工性の低下を招くため２．２％以下とする。
［Ｍｎ：０．３～１．０％］
　Ｍｎは脱酸元素として添加されるが、固溶強化や焼入れ性の向上にも寄与するため、０．３％以上を添加する。一方、Ｍｎの濃度が過剰であると偏析が生じ加工性が低下し易くなるため、１．０％以下とする。
［Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下］
　ＰおよびＳは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、濃度は低いほうが望ましく、上限は０．０３５％とする。ＰおよびＳの濃度は、ともに０．０１％以下であることが好ましい。
　次に、本発明のばねの物理的特性の限定理由について説明する。
［表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さ］
　窒素化合物や炭素化合物は脆く靭性が乏しいため、それらを表面に形成すると亀裂の発生を促進する。したがって、窒素化合物および炭素化合物はある程度許容されるものの、それらの厚さの上限は２μｍであり、１μｍ以下が好ましい。
［ばね中心部の硬さ］
　ばね中心部の硬さは、ばねに必要な荷重に耐え得る強度を確保するために５００ＨＶ以上必要である。一方、硬さが過剰に高い場合は鋼材自体の切欠き感受性が増加し、疲労強度が低下するため、７００ＨＶ以下に抑える。
［表層の圧縮残留応力分布］
　表層の圧縮残留応力の最大値は１４００～２０００ＭＰａであり、圧縮残留応力層の厚さ（表面から圧縮残留応力がゼロとなる位置までの距離、以下、同様）は０．３０ｍｍ～Ｄ／４である。表層の圧縮残留応力は疲労亀裂の発生および進展を抑制するため、圧縮残留応力の最大値は大きく、圧縮残留応力層の厚さは厚い方が望ましい。しかしながら、表層の圧縮残留応力の最大値が高すぎるか、または圧縮残留応力層の厚さが厚過ぎると、鋼材全体で残留応力をバランスするために内側に存在する引張残留応力が著しく高くなり、この引張残留応力が外部負荷によりばね素線に発生する引張応力と合成され、亀裂の発生を促進する。したがって、最大圧縮残留応力が１４００ＭＰａの場合の圧縮残留応力層の厚さはＤ／４とし、最大圧縮残留応力が２０００ＭＰａの場合の圧縮残留応力層の厚さは０．３０ｍｍとするのが望ましい。
　また、表面から深さ３００μｍの位置での圧縮残留応力は１００～３００ＭＰａであることが望ましい。高作用応力モ－ド（例えば、最大せん断応力τ＝１４７０ＭＰａ）において、深さ３００μｍの位置での圧縮残留応力が１００ＭＰａ未満の場合、作用応力との合成応力が１１００ＭＰａを超え（素線直径を５ｍｍ、コイル平均径を１５ｍｍ以上と想定）、素線の硬さから想定される疲労限度を上回る恐れが高く内部破壊を抑制するには不十分である。逆に表面から深さ３００μｍの位置での圧縮残留応力が３００ＭＰａを超えると、内部側の引張残留応力が高くなり過ぎ、疲労強度を低下させる。
　次に本発明のばねの製造方法について説明する。本発明のばねは、上記化学成分の鋼材に対し、鋼のＡ３点以上１１００℃以下に加熱し、５０～９０体積％のＮＨ３と残部が不活性ガスおよび不可避不純物からなる混合ガス雰囲気に接触させることで窒素および炭素を表層に濃化させる化学的表面処理工程と、次いで２０℃／秒以上の速度で室温まで冷却する焼入れ工程と、次いで１００～２００℃に加熱する焼戻し工程と、次いで表層に圧縮残留応力を付与する圧縮残留応力付与工程を施すことによって製造される。Ａ３点以上に加熱する前の鋼の組織については特に制限されないが、旧オーステナイト結晶粒径は小さい程良く、平均粒径は３０μｍ以下が望ましい。例えば、熱間鍛造や線引き加工した条鋼材を素材として使用できる。以下に、各工程における限定理由を説明する。
［化学的表面処理工程］
　化学的表面処理工程は、被処理材に窒素および炭素を侵入させることにより０．３０ｍｍ～Ｄ／４の厚さの圧縮残留応力層を形成するとともに積極的にオーステナイトを残留させ、焼戻し後に所定量の残留オーステナイトを存在させて後述する圧縮残留応力付与工程でさらに高い圧縮残留応力の層を得るための工程である。なお、以下の説明においては、圧縮残留応力付与工程を経た圧縮残留応力層を「高圧縮残留応力層」と称する。通常の焼入れ処理と同じ理由により、まず鋼材をＡ３点以上に加熱する。この場合において、加熱温度が高すぎると、ＮＨ３ガスが導入後に直ちに分解され、被処理材への窒素および炭素の侵入（炭素の侵入については後述する）が著しく抑制されるため、加熱温度は１１００℃を上限とする。望ましくは８５０～１０００℃が良い。加熱時間は１５～１１０分とすることが望ましい。加熱時間が１５分未満では、窒素および炭素の侵入量が少ないことにより生成する残留オ－ステナイト量が少なくなり、圧縮残留応力付与工程で所望の高圧縮残留応力層を得ることが困難となる。また、加熱時間が１１０分を超えると、表層に２μｍを超える脆い窒素化合物や炭素化合物が形成し易くなり、これが亀裂の発生を促す。なお、本加熱時間は、化学的表面処理用ガスが工業的に管理できる誤差を含むほぼ１気圧の場合のものであり、減圧または加圧ガス雰囲気での処理では、その圧力に逆比例して加圧時間を調整することが望ましい。
　窒素および炭素を表層に濃化させるために鋼材と接触させる混合ガスは、被処理品への侵入窒素量が本発明で規定する濃度から計算される量以上で充分入る量を供給するが、標準状態（１気圧、２０℃）でＮＨ３濃度が５０～９０体積％のものとする。混合ガス雰囲気中のＮＨ３濃度が５０体積％未満の場合、窒素および炭素の侵入量が少なく、所望の高圧縮残留応力層を得ることができない。また、ＮＨ３濃度が９０体積％を超えると、表層の残留オ－ステナイト比率が増え過ぎるため、圧縮残留応力が高くならず、８０～９０体積％が好ましい。なお、これについては後の［残留オーステナイト比率］および[窒素および炭素の濃度]の項で詳しく説明する。
　このように、化学的表面処理工程の温度および時間、標準状態での混合ガス組成は、鋼材表面に侵入した窒素および炭素が素早く内部に拡散することで表層に窒素化合物および炭素化合物の形成を抑制し、かつ圧縮応力付与工程を経て厚い高圧縮残留応力層を形成するために重要な条件である。
　ここで、鋼材にＮＨ３と不活性ガスからなる混合ガスを接触させることで、鋼材表層に炭素が濃縮することについて説明する。本発明者らが鋼材の内部方向の炭素の分布状態を調査した結果、化学表面処理前後で鋼材内部の炭素量に変化は認めらないことから、この表層に濃縮した炭素は鋼材の内部から移動したものとは考え難い。現時点で表層に炭素が濃縮する原因は不明であるが、以下のように推測される。すなわち、鋼表面のＮＨ３は上記条件の下でＦｅが触媒となりＮ原子とＨ原子に分解される。原子状となったＮは不対電子を持ったラジカル状態となっていると予想される。このラジカルＮは何らかの理由で鋼中に侵入し固溶していてもラジカル状態を維持し、発明を実施するための形態で元素分析に用いた電子線マイクロアナライザ－（島津製作所製ＥＰＭＡ－１６００）において、本来Ｎから得られる特性Ｘ線の波長に何らかの変化が生じ、これが分析上炭素として検出されている可能性があると考えられる。
［焼入れ工程］
　化学的表面処理後の焼入れでは、室温までの冷却速度は速いほど良く、２０℃／秒以上の冷却速度で行う必要がある。冷却速度が２０℃／秒未満では冷却途中でパ－ライトが生成し、焼入れが不完全となり所望の硬さを得ることができない。室温までの冷却速度は、５０℃／秒以上であることが好ましい。
［焼戻し工程］
　鋼材の中心部が焼入れ後のマルテンサイト組織では、焼入れによって生じたひずみにより置き割れなどの不具合が生じやすくなるとともに、靭性が著しく低く低負荷応力下での折損も起こり得るため焼戻しを行う。焼戻しは、鋼材の中心部のひずみを低減するため１００℃以上で行う必要がある。一方、焼戻し温度が２００℃を超えると、鋼材の中心部の硬さが低くなりばねとして求められる荷重に耐えられない。
［圧縮残留応力付与工程］
　表層の高くかつ厚い圧縮残留応力は、残留オ－ステナイトの加工誘起マルテンサイト（体積膨張を伴う）を利用して付与するものであり、その加工方法は、実操業上の生産性と経済性の制約を考慮し、ショットピ－ニングが好ましい。ショットピ－ニングで使用するショットとしては、カットワイヤやスチ－ルボ－ル等を用いることできる。また、圧縮残留応力の調整は、ショットの球相当直径や投射速度、投射時間、および多段階の投射方式で調整することができる。ここで、ショットの球相当直径は０．７～１．３ｍｍが望ましい。ショットの直径が０．７ｍｍ未満では、十分に大きな投射ショットの衝突エネルギ－が得られず、素線表層の塑性ひずみが小さくなり、所望の圧縮残留応力分布を得ることが困難となる。また、ショットの直径は、大き過ぎると素線の表面粗さが大きくなり、これにより表面起点の早期折損を招きやすくなるため１．３ｍｍ以下が望ましい。また、ショットの硬度は被処理材の中心部の硬度より高いと効率が良く、ビッカース硬さ６００ＨＶ以上が好ましい。
［残留オ－ステナイト比率］
　焼戻し工程後であって圧縮残留応力付与工程前においては、ばねの素線の横断面における表面から深さ１００μｍまでの平均残留オ－ステナイト比率は、体積比で１０～３５％であることが望ましい。残留オ－ステナイトは塑性変形に誘起されてマルテンサイトに変態するが、この際体積膨張を伴う。したがって、焼戻し工程後にばね素線の表層に予め残留オ－ステナイトを存在させておくことで、その後の圧縮残留応力付与工程において表層に厚い高圧縮残留応力層を形成することができる。残留オ－ステナイト比率が１０％未満では加工誘起マルテンサイト変態による体積膨張が小さく、所望の圧縮残留応力分布を得ることが困難となる。
　一方、残留オ－ステナイトは、それに含まれる窒素および炭素の濃度が高くなるのに伴って外力に対する安定度が増し、加工誘起マルテンサイト変態が起き難くなる。残留オ－ステナイト比率が３５％を超える場合は、窒素および炭素の濃度が許容値を超えており、その結果、所望の圧縮残留応力分布を得ることが困難となる。残留オ－ステナイト比率を規定する範囲を表面から深さ１００μｍまでとしたのは、圧縮残留応力付与工程での加工において表面が最も加工度が大きく、深くなるほど小さくなるためであり、実質的に残留オ－ステナイトがマルテンサイトに変態する程の加工度を付与できるのは表面から深さ１００μｍ程度であり、この領域における残留オーステナイトのマルテンサイト変態（体積膨張を伴う）がさらに深い領域の圧縮残留応力を形成する。したがって、表面から深さ１００μｍまでの残留オ－ステナイト比率が所望の圧縮残留応力分布を得るための重要因子となるためである。
［窒素および炭素の濃度］
　前記焼戻し工程後であって圧縮残留応力付与工程前においては、ばねの素線の横断面における表面から深さ１００μｍまでの窒素および炭素の合計濃度は、０．８～１．２重量％であることが望ましい。窒素および炭素の合計濃度が０．８重量％未満では１０％以上の残留オ－ステナイト比率を得ることが困難となり、１．２重量％を超えると前述の通り残留オ－ステナイトが安定化し、所望の圧縮残留応力分布を得ることができない。窒素および炭素の濃度を規定する範囲を表面から深さ１００μｍまでとしたのは、前述の通りこれら元素の合計濃度と残留オ－ステナイトの生成比率は密接に関連しているためである。
　本発明によれば、表層の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さを極力薄くするとともに、表層に厚い高圧縮残留応力層を有することにより疲労強度を格段に向上させることができる等の効果が得られる。
　表１に示す代表化学成分からなる直径４ｍｍの丸棒鋼材に対し、表２に示す条件で化学的表面処理を行った。ここで、オーステナイト化を確実に行うために、２次処理として８６０℃で１５分間保持した。その後２０℃／秒以上の速度で室温まで冷却して焼入れ、次いで焼戻しを６０分間行った。次いで、焼戻しを行った丸棒鋼材に対してショットピーニングを行った。ショットピ－ニングでは、第一段目として球相当直径０．８ｍｍのラウンドカットワイヤー（６３０ＨＶ）を、第二段目として球相当直径０．４５ｍｍのラウンドカットワイヤー（６３０ＨＶ）を、第三段目として球相当直径０．１ｍｍの砂粒をそれぞれ使用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上のようにして得られた鋼材に対し、以下の要領で諸性質を調査した。その結果を表２に併記する。なお、表２中の下線は本発明で規定した条件を満足しないことを示す。
（１）表層の窒素化合物および炭素化合物の厚さ
　丸棒の外周側面に対しＸ線回折プロファイルを測定し、窒素化合物および炭素化合物に相当するピ－クの有無から化合物の有無を判定した。また、その厚さは、電子線マイクロアナライザ－（ＥＰＭＡ）を用いた窒素および炭素の元素分布から測定した。
（２）中心部の平均硬さ
　横断面において、鋼材の中心から０ｍｍ、０．１ｍｍ、０．２ｍｍの各位置でのビッカ－ス硬さを測定しその平均値を求めた。
（３）残留応力分布および残留オ－ステナイト分布
　鋼材の外周表面に対しＸ線回折法を用いて残留応力、残留オ－ステナイトをそれぞれ測定した。また、鋼材を全面化学研磨後、上記の各測定を行い、これを繰返すことで深さ方向の残留応力および残留オ－ステナイトの分布を求めた。
（４）窒素および炭素の濃度
　丸棒の横断面に対し、前述の電子線マイクロアナライザ－（ＥＰＭＡ）を用いて表面から深さ１００μｍまでの窒素および炭素の濃度を求めた。
（５）評価
　本発明の条件を全て満足する本発明例Ｎｏ．４～９は、表面に窒素化合物層および炭素化合物層が存在せず、しかも表層に厚い高圧縮残留応力層を有する。これに対し、比較例Ｎｏ．１～３では、化学的表面処理工程における雰囲気ガス中のＮＨ３濃度が高いため、焼戻し工程後であってショットピ－ニング前における表層の窒素および炭素の濃度が高い。その結果、残留オ－ステナイト量が過多となり、表層の最大圧縮応力が低くなった。比較例Ｎｏ．１０では、化学的表面処理工程における温度が高いため、窒素および炭素の侵入量が少なく残留オ－ステナイト量が少ない。その結果、圧縮残留応力層の厚さが浅く、かつ最大値が小さくなった。比較例Ｎｏ．１１では、化学的表面処理工程における雰囲気ガス中のＮＨ３濃度がゼロであり、窒素および炭素が侵入しないため、圧縮残留応力層の厚さが浅く、かつ最大値が小さくなった。
　以上のように、本発明によれば、表面に窒素化合物層および炭素化合物層が存在せず、しかも、１４００ＭＰａ以上の圧縮残留応力を有する高圧縮残留応力層を厚く形成しているので、疲労強度を格段に向上させることができる。
　本発明は、自動車用の弁ばねや懸架用ばねあるいは自動車以外の用途のばねに広く適用可能である。

Claims (10)

  1. 　重量％で、Ｃ：０．２７～０．４８％、Ｓｉ：０．０１～２．２％、Ｍｎ：０．３０～１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる全体組成を有し、表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さが２μｍ以下であり、かつ横断面において中心部の硬さが５００～７００ＨＶであり、表層に横断面の円相当直径をＤ（ｍｍ）としたときに圧縮残留応力層が０．３０ｍｍ～Ｄ／４の厚さで形成され、その最大圧縮残留応力が１４００～２０００ＭＰａであることを特徴とするばね。
  2. 　表面から深さ３００μｍの位置における圧縮残留応力が１００～３００ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のばね。
  3. 　素線の横断面円相当直径が１．５～５．０ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載のばね。
  4. 　重量％で、Ｃ：０．２７～０．４８％、Ｓｉ：０．０１～２．２％、Ｍｎ：０．３０～１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼材に対し、鋼のＡ３点以上１１００℃以下に加熱し、標準状態（１気圧、２０℃）における濃度が５０～９０体積％のＮＨ３と残部が不活性ガスおよび不可避不純物からなる混合ガス雰囲気に接触させることで窒素および炭素を表層に濃化させる化学的表面処理工程と、次いで２０℃／秒以上の速度で室温まで冷却する焼入れ工程と、次いで１００～２００℃に加熱する焼戻し工程と、次いで表層に圧縮残留応力を付与する圧縮残留応力付与工程を有することを特徴とするばねの製造方法。
  5. 　前記化学的表面処理工程において、加熱温度が８５０～１０００℃であり、かつ加熱時間が１５分～１１０分であることを特徴とする請求項４に記載のばねの製造方法。
  6. 　前記化学的表面処理工程において、混合ガス雰囲気のＮＨ３濃度が８０～９０体積％であることを特徴とする請求項４または５に記載のばねの製造方法。
  7. 　前記圧縮残留応力付与工程において、ショットピ－ニングを用いることを特徴とする請求項４～６のいずれかに記載のばねの製造方法。
  8. 　前記圧縮残留応力付与工程のショットピ－ニングにおいて、ショットの球相当直径が０．７～１．３ｍｍであることを特徴とする請求項４～７のいずれかに記載のばねの製造方法。
  9. 　前記焼戻し工程後かつ圧縮残留応力付与工程前であって、ばねの素線の横断面において表面から深さ１００μｍまでの平均残留オ－ステナイト比率が体積比で１０～３５％であることを特徴とする請求項４～８のいずれかに記載のばねの製造方法。
  10. 　前記焼戻し工程後であって前記圧縮残留応力付与工程前において、ばねの素線の横断面における表面から深さ１００μｍまでのＣとＮの合計濃度が０．８～１．２重量％であることを特徴とする請求項４～９のいずれかに記載のばねの製造方法。
PCT/JP2011/056923 2010-04-14 2011-03-23 ばねおよびその製造方法 WO2011129179A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201180018770.3A CN102834540B (zh) 2010-04-14 2011-03-23 弹簧及其制造方法
US13/635,533 US9080233B2 (en) 2010-04-14 2011-03-23 Spring and method for producing same
EP11768700.4A EP2559781A4 (en) 2010-04-14 2011-03-23 SPRING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
KR20127029498A KR20130092968A (ko) 2010-04-14 2011-03-23 스프링 및 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010093543A JP5631044B2 (ja) 2010-04-14 2010-04-14 ばねおよびその製造方法
JP2010-093543 2010-04-14

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011129179A1 true WO2011129179A1 (ja) 2011-10-20

Family

ID=44798558

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/056923 WO2011129179A1 (ja) 2010-04-14 2011-03-23 ばねおよびその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9080233B2 (ja)
EP (1) EP2559781A4 (ja)
JP (1) JP5631044B2 (ja)
KR (1) KR20130092968A (ja)
CN (1) CN102834540B (ja)
WO (1) WO2011129179A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015098182A1 (ja) * 2013-12-24 2015-07-02 中央発條株式会社 懸架ばね及び懸架ばねの製造方法
WO2016158408A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 日本発條株式会社 懸架装置用ばねの製造方法及び懸架装置用ばね

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8328169B2 (en) * 2009-09-29 2012-12-11 Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha Spring steel and spring having superior corrosion fatigue strength
JP5711539B2 (ja) 2011-01-06 2015-05-07 中央発條株式会社 腐食疲労強度に優れるばね
JP5361098B1 (ja) * 2012-09-14 2013-12-04 日本発條株式会社 圧縮コイルばねおよびその製造方法
JP6357042B2 (ja) * 2014-07-18 2018-07-11 株式会社日本テクノ ガス軟窒化方法およびガス軟窒化装置
US10043903B2 (en) 2015-12-21 2018-08-07 Samsung Electronics Co., Ltd. Semiconductor devices with source/drain stress liner
KR102142894B1 (ko) * 2016-09-20 2020-08-10 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 샤프트 부품
JP6251830B1 (ja) * 2017-04-11 2017-12-20 日本発條株式会社 圧縮コイルばね
CN110205451A (zh) * 2017-07-05 2019-09-06 凌伯勇 一种弹簧合金钢工件调质方法
JP2021042398A (ja) * 2017-12-27 2021-03-18 パーカー熱処理工業株式会社 窒化鋼部材並びに窒化鋼部材の製造方法及び製造装置

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58193323A (ja) * 1982-05-06 1983-11-11 Nippon Steel Corp 高強度ばねの製造法
JPS62137133A (ja) * 1985-12-11 1987-06-20 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐疲れ性に優れたコイルばねおよびその製造方法
JPH0328438B2 (ja) 1982-02-05 1991-04-19 Chugai Pharmaceutical Co Ltd
JPH06158226A (ja) 1992-11-24 1994-06-07 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れたばね用鋼
JPH11241143A (ja) * 1997-11-17 1999-09-07 Chuo Spring Co Ltd 耐腐食疲労強度を向上させたばね
JP2003170353A (ja) 2001-12-06 2003-06-17 Sintokogio Ltd 弁ばねの製造方法及びその弁ばね
JP2005139508A (ja) 2003-11-06 2005-06-02 Chuo Spring Co Ltd 弁ばねの製造方法
JP2007046088A (ja) 2005-08-09 2007-02-22 Yuki Koshuha:Kk 浸窒焼入品及びその製造方法
JP2009052144A (ja) 2008-09-29 2009-03-12 Togo Seisakusho Corp 高強度ばね

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07179985A (ja) * 1993-12-24 1995-07-18 Kobe Steel Ltd 耐食性に優れた高強度懸架ばねおよびその製法
DE19852734B4 (de) * 1997-11-17 2005-02-24 Chuo Hatsujo K.K., Nagoya Feder mit verbesserter Korrosionsermüdungsbeständigkeit
KR20010060753A (ko) * 1999-12-28 2001-07-07 이구택 저합금형 고응력 스프링의 제조방법
US20040079067A1 (en) * 2002-03-18 2004-04-29 Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha Oil tempered wire for cold forming coil springs
KR101286948B1 (ko) * 2008-03-31 2013-07-17 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재, 강재의 제조방법 및 강재의 제조장치
JP2009270150A (ja) * 2008-05-07 2009-11-19 Togo Seisakusho Corp コイルばねの製造方法
CN101665892B (zh) 2009-08-28 2011-06-22 莱芜钢铁股份有限公司 一种硅合金钢及其制造方法
WO2011115255A1 (ja) 2010-03-18 2011-09-22 日本発條株式会社 ばね用鋼および鋼材の表面処理方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0328438B2 (ja) 1982-02-05 1991-04-19 Chugai Pharmaceutical Co Ltd
JPS58193323A (ja) * 1982-05-06 1983-11-11 Nippon Steel Corp 高強度ばねの製造法
JPS62137133A (ja) * 1985-12-11 1987-06-20 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐疲れ性に優れたコイルばねおよびその製造方法
JPH06158226A (ja) 1992-11-24 1994-06-07 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れたばね用鋼
JPH11241143A (ja) * 1997-11-17 1999-09-07 Chuo Spring Co Ltd 耐腐食疲労強度を向上させたばね
JP2003170353A (ja) 2001-12-06 2003-06-17 Sintokogio Ltd 弁ばねの製造方法及びその弁ばね
JP2005139508A (ja) 2003-11-06 2005-06-02 Chuo Spring Co Ltd 弁ばねの製造方法
JP2007046088A (ja) 2005-08-09 2007-02-22 Yuki Koshuha:Kk 浸窒焼入品及びその製造方法
JP2009052144A (ja) 2008-09-29 2009-03-12 Togo Seisakusho Corp 高強度ばね

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2559781A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015098182A1 (ja) * 2013-12-24 2015-07-02 中央発條株式会社 懸架ばね及び懸架ばねの製造方法
WO2016158408A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 日本発條株式会社 懸架装置用ばねの製造方法及び懸架装置用ばね

Also Published As

Publication number Publication date
CN102834540A (zh) 2012-12-19
JP5631044B2 (ja) 2014-11-26
US9080233B2 (en) 2015-07-14
US20130008566A1 (en) 2013-01-10
EP2559781A4 (en) 2014-12-10
JP2011219851A (ja) 2011-11-04
EP2559781A1 (en) 2013-02-20
KR20130092968A (ko) 2013-08-21
CN102834540B (zh) 2015-05-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5631044B2 (ja) ばねおよびその製造方法
EP2682493B2 (en) Spring and manufacturing method thereof
JP5378512B2 (ja) 浸炭部品およびその製造方法
EP2692888B1 (en) Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel
EP1728883A1 (en) High strength bolt excellent in characteristics of resistance to delayed fracture and resistance to relaxation
EP2765213A1 (en) Steel wire for bolt, bolt, and manufacturing processes therefor
EP2530178A1 (en) Case-hardened steel and carburized material
KR20130004307A (ko) 템퍼링 연화 저항성이 우수한 강 부품
WO2012018144A1 (ja) ばねおよびその製造方法
US9469895B2 (en) Spring steel and surface treatment method for steel material
WO2012133885A1 (ja) ばねおよびその製造方法
JP4097151B2 (ja) 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね
KR101789944B1 (ko) 코일 스프링 및 그 제조 방법
JP5141332B2 (ja) 耐遅れ破壊性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法
JP2008266782A (ja) 耐水素脆性、腐食疲労強度の優れたばね用鋼及びそれを用いた高強度ばね部品
EP3748027B1 (en) Bolt
CN107641771A (zh) 耐延迟断裂特性优异的线材及其制造方法
WO2013115404A1 (ja) コイルばねおよびその製造方法
WO2023120475A1 (ja) 圧縮コイルばねおよびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180018770.3

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11768700

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13635533

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2689/KOLNP/2012

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011768700

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1201005408

Country of ref document: TH

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127029498

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A