WO2014042066A1 - 圧縮コイルばねおよびその製造方法 - Google Patents

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residual stress
coiling
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裕一朗 小野
透 白石
芳樹 小野
啓太 高橋
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日本発條株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a compression coil spring used in, for example, an automobile engine or clutch, and more particularly to a compression coil spring having excellent fatigue resistance even in a use environment under high stress and a method for manufacturing the same.
  • the hot forming method is a coil spring in which cold forming is difficult due to its poor workability such as a large wire diameter d and a small spring index D / d which is a ratio of the coil average diameter D to the wire diameter d.
  • Carbon steel or spring steel is used as the coil spring wire.
  • the wire is heated to a high temperature so as to be easily processed, wound around a cored bar, coiled into a coil spring shape, and further subjected to shot peening and setting after quenching and tempering.
  • the fatigue resistance and sag resistance which are the main characteristics of the coil spring, are obtained.
  • coiling with a coreless metal is technically very difficult, so that it has not been put into practical use so far. Therefore, in the hot forming method, it is indispensable in the prior art to use a cored bar, and as a coil spring that can be molded, the degree of freedom of shape is low compared to the cold forming method that can be coiled with a coreless bar.
  • valve springs and clutch damper spring class compression coil springs can be cold formed because of their relatively small wire diameter.
  • a cold forming method has been adopted.
  • a coreless metal forming technique has been established, and the high degree of freedom in the shape of the coil spring is also a major factor in the use of the cold forming method.
  • the production technology of compression coil springs of the valve springs and clutch damper spring class by has never existed.
  • a hard wire such as a carbon steel wire, a hard steel wire, a piano wire, or a spring steel wire has been conventionally used as the coil spring wire.
  • a hard wire such as a carbon steel wire, a hard steel wire, a piano wire, or a spring steel wire has been conventionally used as the coil spring wire.
  • the wire is cold coiled into a coil spring shape, and after annealing, shot peening and setting are performed as necessary.
  • the purpose of annealing is to remove the residual stress caused by the processing that hinders the improvement of the fatigue resistance of the coil spring. Together with the application of compressive residual stress to the surface by shot peening, Contributes to improved fatigue resistance.
  • the surface hardening process by a nitriding process is performed as needed before shot peening.
  • Patent Document 1 describes an oil tempered wire for cold forming, and discloses a technique for improving fatigue resistance by utilizing a processing-induced transformation of retained austenite.
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving fatigue resistance by applying a large compressive residual stress to a surface of a wire subjected to nitriding treatment by multistage shot peening at different projection speeds.
  • Patent Document 1 residual stress is generated in the coil spring after coiling.
  • This residual stress particularly the tensile residual stress in the direction of the linear axis generated on the inner surface of the coil, is an impediment to improving fatigue resistance as a coil spring.
  • annealing is performed to remove the residual stress due to this processing, but even with the wire in Patent Document 1 having a high resistance to temper softening, the residual stress is completely maintained while maintaining the strength of the desired wire. This is difficult to remove and is well known to those skilled in the art.
  • the compression residual stress of the wire spring surface vicinity (henceforth "surface") of a coil spring is about 1400 MPa
  • the compressive residual stress is sufficient for suppressing crack initiation on the surface.
  • the compressive residual stress inside the wire is reduced, and the effect of the compressive residual stress is poor on cracks inside the wire starting from inclusions.
  • the energy given by shot peening is limited, that is, although the change in compressive residual stress distribution is given, it is difficult to greatly improve the sum of compressive residual stresses. It is not considered to eliminate the influence of the residual stress caused by the above-described processing. Therefore, the effect of improving the fatigue resistance is poor with respect to the wire having the same strength.
  • depth the depth from the surface of the wire
  • the maximum value of the combined stress which is the sum of the applied stress and the residual stress due to the external load, exists in the range of 0.1 to 0.4 mm, and the highest part of the combined stress is the starting point of fracture. Is the actual situation. Therefore, securing a large compressive residual stress in the depth range of 0.1 to 0.4 mm is important for fatigue resistance.
  • the present invention eliminates the tensile residual stress due to the coiling process and forms a C-concentrated layer on the surface of the wire, thereby providing an appropriate compressive residual stress distribution to the formed wire.
  • An object of the present invention is to provide a highly durable compression coil spring and a method for manufacturing the same using a simple wire.
  • the present inventors conducted extensive research on the fatigue resistance of coil springs.
  • the tensile residual stress at the time of coiling can be eliminated, and the effects of shot peening and setting performed later can be effectively obtained.
  • a method for eliminating the tensile residual stress of the spring wire before the shot peening process was studied. As a result, focusing on the fact that the residual stress can be eliminated by heating the coil spring wire to the austenite region, coiling is performed while the coil spring wire is heated to the austenite region, thereby eliminating the residual stress caused by the processing. It was found that the effects of shot peening and setting performed later can be obtained efficiently.
  • crystal grain size In the heating stage up to the austenite region, performing the heating in a shorter time leads to suppression of coarsening or refinement of the prior austenite crystal grain size (hereinafter referred to as “crystal grain size”).
  • the crystal grain size is closely related to the fatigue resistance, and the refinement of the crystal grain size is effective for improving the fatigue resistance. Therefore, by heating the coil spring wire in a short time and performing hot processing, it becomes possible to manufacture a spring with more excellent fatigue resistance in combination with eliminating residual stress caused by processing.
  • the yield stress can be improved by making the vicinity of the surface high in hardness, and the effect of shot peening performed later can be efficiently obtained.
  • the carburizing process is performed during hot coiling, the carburizing process can be performed efficiently.
  • the effect of shot peening and setting performed later can be obtained efficiently by heating the coil spring wire to the austenite region after cold coiling to eliminate the residual stress caused by the processing.
  • the carburizing process can be efficiently performed by performing the carburizing process simultaneously with heating after coiling.
  • the compression coil spring of the present invention contains, by weight%, C in a range of 0.45 to 0.80%, Si in a range of 0.15 to 2.50%, Mn in a range of 0.3 to 1.0%, and the balance remaining.
  • the internal hardness in an arbitrary wire cross section is 570 to 700 HV
  • the surface layer portion is made of steel wire. It has a C-enriched layer that exceeds the average concentration of C contained, and is approximately 0. 0 from the surface of the wire when there is no load in the direction of the maximum principal stress that occurs when a compression load is applied to the coil spring inner diameter side of the wire.
  • the compressive residual stress at a depth of 2 mm is 200 MPa or more, and the compressive residual stress at a depth of 0.4 mm from the surface is 60 MPa or more.
  • the substantially maximum principal stress direction generated when a compressive load is applied to the spring indicates a direction of approximately + 45 ° with respect to the axial direction of the wire.
  • the maximum principal stress direction changes depending on the coil spring shape (particularly, the relationship with the pitch angle), and the direction exists in the range of + 45 ° to + 60 ° with respect to the axial direction.
  • the compression coil spring of the present invention contains, by weight%, C in a range of 0.45 to 0.80%, Si in a range of 0.15 to 2.50%, Mn in a range of 0.3 to 1.0%, and the balance remaining.
  • C in a range of 0.45 to 0.80%
  • Si in a range of 0.15 to 2.50%
  • Mn in a range of 0.3 to 1.0%
  • the internal hardness in an arbitrary wire cross section is 570 to 700 HV
  • the surface layer portion is made of steel wire. It has a C-enriched layer exceeding the average concentration of C contained, and I- ⁇ R is 160 MPa ⁇ mm or more on the coil spring inner diameter side of the wire .
  • I ⁇ R is the crossing point, which is the depth from the surface of the wire where the value of the compressive residual stress at no load becomes zero in the direction of the substantially maximum principal stress generated when a compression load is applied to the spring,
  • the integrated value from the surface to the crossing point in the residual stress distribution curve where the vertical axis is the residual stress and the horizontal axis is the wire radius.
  • a large crossing point suggests that compressive residual stress is deep from the surface.
  • the compression coil spring of the present invention contains, by weight%, C in a range of 0.45 to 0.80%, Si in a range of 0.15 to 2.50%, Mn in a range of 0.3 to 1.0%, and the balance remaining.
  • the internal hardness in an arbitrary wire cross section is 570 to 700 HV
  • the surface layer portion is made of steel wire It has a C-enriched layer that exceeds the average concentration of C contained, and is approximately 0. 0 from the surface of the wire when there is no load in the direction of the maximum principal stress that occurs when a compression load is applied to the coil spring inner diameter side of the wire.
  • the compressive residual stress at a depth of 15 mm is 300 MPa or more, and the compressive residual stress at a depth of 0.3 mm from the surface is 50 MPa or more.
  • the compression coil spring of the present invention contains, by weight%, C in a range of 0.45 to 0.80%, Si in a range of 0.15 to 2.50%, Mn in a range of 0.3 to 1.0%, and the balance being
  • C in a range of 0.45 to 0.80%
  • Si in a range of 0.15 to 2.50%
  • Mn in a range of 0.3 to 1.0%
  • the balance being
  • the internal hardness in an arbitrary wire cross-section is 570 to 700 HV
  • the surface layer portion is made of steel wire It has a C-concentrated layer exceeding the average concentration of C contained, and I ⁇ R is 130 MPa ⁇ mm or more on the inner diameter side of the coil spring of the wire.
  • Material component C 0.45 to 0.80% C contributes to strength improvement. If the C content is less than 0.45%, the effect of improving the strength cannot be obtained sufficiently, so that the fatigue resistance and sag resistance are insufficient. On the other hand, when the content of C exceeds 0.80%, the toughness is lowered and cracking is likely to occur. Therefore, the C content is set to 0.45 to 0.80%.
  • Si 0.15 to 2.50% Si is effective for deoxidation of steel and contributes to improvement of strength and resistance to temper softening. If the Si content is less than 0.15%, these effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Si content exceeds 2.50%, the toughness is lowered and cracks are likely to occur, and decarburization is promoted to cause a reduction in the wire surface strength. Therefore, the Si content is 0.15 to 2.50%.
  • Mn 0.3 to 1.0% Mn contributes to improvement of hardenability.
  • Mn content is less than 0.3%, it becomes difficult to ensure sufficient hardenability, and the effect of S fixing (MnS generation) that is harmful to ductility becomes poor.
  • MnS generation S fixing
  • the content of Mn exceeds 1.0%, ductility is lowered, and cracks and surface scratches are likely to occur. Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 1.0%.
  • additive elements are the minimum elements necessary for configuring the present invention, and other elements may be further added. That is, in the present invention, one or more elements of Cr, B, Ni, Ti, Cu, Nb, V, Mo, W, etc., which are generally used as the component composition of spring steel, are set to 0. 0.005 to 4.5% can be appropriately added depending on the purpose, and as a result, it is possible to produce a coil spring having higher performance or more suitable for use. For example, the case where Cr is added will be described below.
  • Cr 0.5-2.0% Cr is effective in preventing decarburization, contributes to improvement in strength and resistance to temper softening, and is effective in improving fatigue resistance. It is also effective in improving warm sag resistance. Therefore, in the present invention, it is preferable to further contain 0.5 to 2.0% of Cr. If the Cr content is less than 0.5%, these effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.0%, the toughness is lowered, and cracks and surface scratches are likely to occur.
  • the coil springs have the compressive residual stress described later in order to satisfy the required fatigue resistance and sag resistance.
  • the strength of the wire itself is important as well as the distribution. That is, the internal hardness of the wire in an arbitrary cross section needs to be in the range of 570 to 700 HV, and when it is less than 570 HV, sufficient fatigue resistance and sag resistance are obtained due to the low material strength. I can't get it.
  • C concentrated layer In order to improve the yield stress by increasing the hardness of the surface of the wire, a C concentrated layer is formed on the surface layer portion of the wire by carburizing treatment. By improving the yield stress, a large surface compressive residual stress can be applied by shot peening performed later. Moreover, the surface roughness of the wire can be improved. For this reason, there exists an effect which improves a fatigue resistance further.
  • the C-enriched layer contains C having a concentration exceeding the average concentration of C contained in the wire. Further, in order to sufficiently obtain these effects, the maximum C concentration in the C concentrated layer is 0.7 to 0.9% by weight, and the C concentrated layer (carburized depth) is 0.01 to 0 from the surface of the wire. It is preferable to be formed to a depth of 1 mm.
  • the treatment When the maximum C concentration of the C concentrated layer exceeds 0.9% by weight or when the thickness of the C concentrated layer exceeds 0.1 mm, the treatment must be performed at a high temperature in order to efficiently perform the carburizing reaction. Therefore, the crystal grain size is deteriorated and the fatigue resistance is likely to be lowered. In addition, when the C concentration exceeds 0.9% by weight, toughness is reduced because a large amount of C that cannot be dissolved in the matrix phase is precipitated as carbides at the grain boundaries, and in this case, fatigue resistance is also reduced. easy.
  • the hardness of the C concentrated layer is 50 HV or more higher than the internal hardness of the wire. This is because the C-concentrated layer on the surface of the wire is higher than the internal hardness, so that a higher compressive residual stress can be obtained in the vicinity of the surface and fatigue cracks starting from the vicinity of the surface (including the outermost surface) can be generated. This is because it can be prevented.
  • the above numerical value is less than 50 HV, these effects do not appear remarkably.
  • the inventors of the present invention have applied stress required for valve springs and clutch damper springs and various factors that can become fatigue fracture starting points (toughness, non-metallic inclusions, incompletely quenched structures, etc. Fracture mechanics calculation in relation to abnormal structure, surface roughness, surface scratches, etc.), and verification by actual endurance test, etc., the following conclusion was obtained regarding the compressive residual stress required near the wire surface of the coil spring It was.
  • the compressive residual stress in the present invention is in the direction of the substantially maximum principal stress when a compressive load is applied to the spring, that is, in the + 45 ° direction with respect to the axial direction of the wire.
  • Compressive residual stress distribution from the surface of the wire to the inside of the spring is given by shot peening and setting.
  • it is necessary not only to improve the compressive residual stress on the surface of the wire, but also to introduce the compressive residual stress in the interior larger and deeper. It is important to further increase the compressive residual stress in the range of a depth of about 0.1 to 0.4 mm.
  • As an index indicating the distribution of compressive residual stress inside the wire in the case of a steel wire having an equivalent circle diameter of 2.5 mm or more and 10 mm or less, it is approximately the maximum that occurs when a compression load is applied to the spring on the spring inner diameter side.
  • a steel wire rod having a compressive residual stress of 200 MPa or more at a depth of 0.2 mm and a compressive residual stress of 60 MPa or more at a depth of 0.4 mm and an equivalent circle diameter of 1.5 mm to 3 mm in the principal stress direction.
  • the compression residual stress at a depth of 0.15 mm is 300 MPa or more, and the compression residual stress at a depth of 0.3 mm is 50 MPa or more. When these values are not satisfied, it is insufficient to suppress fatigue fracture at the internal origin.
  • I- ⁇ R which is another index indicating the magnitude or depth of the compressive residual stress
  • I- ⁇ R which is another index indicating the magnitude or depth of the compressive residual stress
  • I- ⁇ R In the direction of the substantially maximum principal stress that occurs when a compressive load is applied, in the case of a steel wire having an I- ⁇ R of 160 MPa ⁇ mm or more at no load and an equivalent circle diameter of 1.5 mm or more and 3 mm or less, 130 MPa ⁇ mm or more To do.
  • the maximum compression residual stress when the surface is unloaded is targeted for valve springs and clutch damper springs that are subject to high load stress. In the case, it is preferably 900 MPa or more.
  • Compressive residual stress distribution in the present invention is preferably formed by shot peening treatment.
  • a sphere equivalent diameter of a shot used for shot peening performed later is smaller than a sphere equivalent diameter of a shot used for shot peening performed earlier.
  • the shot peening process includes a first shot peening process using a shot having a particle diameter of 0.6 to 1.2 mm, a second shot peening process using a shot having a particle diameter of 0.2 to 0.8 mm, A multi-stage shot peening process including a third shot peening process using shots having a particle diameter of 0.02 to 0.30 mm is preferable. Thereby, the surface roughness increased by the shot peening performed previously can be reduced by the shot peening performed later.
  • the shot diameter and the number of steps in the shot peening process are not limited to the above, and it is only necessary to obtain the necessary residual stress distribution, surface roughness, and the like according to the required performance. Therefore, the shot diameter, material, number of steps, etc. are selected as appropriate. Moreover, since the compressive residual stress distribution to be introduced varies depending on the projection speed and the projection time, these are also set as necessary.
  • the present invention is suitable for a compression coil spring having the following specifications that require a high degree of processing during coiling and require high fatigue resistance.
  • the present invention has a wire equivalent diameter of 1.5 to 10 mm (including a diameter of a perfect circle calculated from the cross-sectional area of the wire, including non-circular cross sections including a square shape and an oval shape), and a spring index of 3 to It can be used for a compression coil spring which is 20 and is generally cold formed.
  • valve springs and clutch damper springs that require a high degree of workability during coiling (that is, a large tensile residual stress on the inner diameter side of the coil caused by coiling in cold forming) and that require high fatigue resistance.
  • a compression coil spring having a circle equivalent diameter of 1.5 to 9.0 mm and a spring index of 3 to 8.
  • the compression coil spring of the present invention can be obtained by a hot forming method or a cold forming method. Even in the case of producing by the hot forming method, unlike the conventional hot forming method, a coil spring forming machine, which will be described later, is used. Therefore, the degree of freedom of the spring shape that can be formed is high. That is, the coil spring shape in the present invention can be applied to a coil spring having a shape other than this, including a cylindrical shape in which the outer diameter of the coil is not substantially changed in the entire winding as a typical coil spring. For example, a deformed spring such as a cone shape, a bell shape, a hourglass shape, or a barrel shape can be formed.
  • the grain size measurement method is defined in JIS G0551, and the prior austenite grain average grain size number G is preferably 10 or more for improving fatigue resistance.
  • the prior austenite crystal grains are fine, it is possible to prevent the movement of the slip at the stress concentrated portion at the tip of the fatigue crack, so that the effect of suppressing the crack growth is great and the desired fatigue resistance can be obtained. .
  • it is less than 10 the effect of suppressing crack growth is poor and it is difficult to obtain sufficient fatigue resistance.
  • the average crystal grain size (using a boundary having an orientation angle difference of 5 ° or more as a grain boundary) measured by using a SEM / EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) method is 2.0 ⁇ m or less.
  • SEM / EBSD Electro Back Scatter Diffraction
  • a method for manufacturing the compression coil spring of the present invention will be described.
  • the coil spring forming machine is continuously supplied from the rear after a feed roller for continuously supplying the steel wire, a coiling portion for forming the steel wire into a coil shape, and coiling the steel wire with a predetermined number of turns.
  • Cutting means for cutting the incoming steel wire.
  • the coiling unit includes a wire guide for guiding the steel wire supplied by the feed roller to an appropriate position of the processing unit, and a coiling pin for processing the steel wire supplied via the wire guide into a coil shape.
  • a coiling tool including a coiling roller and a pitch tool for adding a pitch are provided.
  • the coil spring forming machine has a heating means for raising the temperature of the steel wire to the austenite region within 2.5 seconds between the feed roller outlet and the coiling tool.
  • the 1st manufacturing method of the compression coil spring of this invention is characterized by performing the carburizing process which sprays hydrocarbon-type gas directly on the steel wire rod surface between during heating and quenching.
  • the heating means is high frequency heating, and is concentric with the steel wire on the passage of the steel wire in the wire guide or on the passage of the steel wire in the space between the steel wire outlet end and the coiling tool in the wire guide.
  • a high frequency heating coil is preferably arranged.
  • heating may be performed by energization heating or laser heating other than high-frequency heating.
  • the carburizing process which forms C concentrating layer in the surface layer part of steel wire, the coiling process which hot-forms steel wire with a coil spring forming machine, and coiling After that, the quenching process in which the coil that has been separated and the temperature is still in the austenite region is quenched as it is, the tempering process in which the coil is tempered, the shot peening process in which compressive residual stress is applied to the wire surface, and the setting process are performed in order.
  • Formation of the C concentrated layer in the carburizing process is performed by a method in which a hydrocarbon-based gas is directly sprayed onto the surface of the heated steel wire.
  • the coil spring forming machine used in the coiling process is the same as that used in the first manufacturing method of the compression coil spring of the present invention.
  • the heating means uses high-frequency heating and is concentric with the steel wire on the passage of the steel wire in the wire guide or on the passage of the steel wire in the space between the steel wire outlet end and the coiling tool in the wire guide.
  • a high-frequency heating coil is arranged.
  • the 2nd manufacturing method of the compression coil spring of this invention is a continuous process in which the carburizing process and the coiling process do not have separation of a steel wire in the middle.
  • a coiling step of forming a steel wire by a coil spring forming machine, a heating and quenching step of heating and quenching the coil to an austenite region within 20 seconds, A tempering step for tempering the coil, a shot peening step for imparting compressive residual stress to the surface of the wire, and a setting step are sequentially performed.
  • the heating means in the heating and quenching step is high-frequency heating, and a carburizing step in which a hydrocarbon-based gas is directly sprayed on the surface of the steel wire during heating to quenching is performed.
  • the surface temperature of the steel wire at the time when the hydrocarbon-based gas is sprayed is 850 to 1150 ° C., and the movement of the hydrocarbon-based gas on the surface of the wire
  • the pressure is preferably 0.1 to 5.0 kPa. According to this carburizing condition, carburizing can be performed efficiently in a short time while preventing a significant decrease in the crystal grain size of the wire.
  • the main component of the hydrocarbon gas is any one of methane, butane, propane, and acetylene.
  • the tempering step is performed in order to temper the coil cured by the quenching step into a coil having appropriate hardness and toughness. Therefore, when desired hardness and toughness can be obtained with quenching, the tempering step may be omitted.
  • the shot peening process multi-stage shot peening may be performed, and furthermore, low temperature aging treatment for the purpose of recovering the surface elasticity limit may be combined as necessary.
  • the low temperature aging treatment can be performed after the shot peening process or between each stage of the multi-stage shot peening, and shot peening with a shot having a particle diameter of 0.02 to 0.30 mm is performed as the final stage in the multi-stage shot peening.
  • the pretreatment When applied, it is preferable to perform the pretreatment to further increase the compressive residual stress on the outermost surface.
  • various methods such as cold setting and hot setting as the setting applied to the coil as a settling prevention process in the setting process, it is selected as appropriate according to desired characteristics.
  • the compression coil spring of the present invention since hot coiling is performed by the coil spring molding machine, it is possible to prevent generation of residual stress due to processing. And since a steel wire is heated up to an austenite area within 2.5 seconds, the coarsening of a crystal grain can be prevented and the outstanding fatigue resistance can be acquired. Moreover, since the carburizing treatment is performed, the surface of the steel wire can be made high in hardness, and compressive residual stress can be effectively applied by shot peening performed later. Particularly, in the first manufacturing method of the compression coil spring of the present invention, the carburizing process is performed using the heat at the time of hot coiling, and therefore the carburizing process can be performed efficiently.
  • the third manufacturing method of the compression coil spring of the present invention since the coil is heated to the austenite region within 20 seconds and quenched, the tensile force generated by cold coiling while preventing coarsening of crystal grains is prevented. Residual stress can be eliminated. Moreover, since the carburizing process is performed using the heat at the time of heating and quenching, the carburizing process can be performed efficiently. From these, compressive residual stress can be effectively applied by shot peening performed later, and excellent fatigue resistance can be obtained.
  • the present invention is a carbon steel wire, hard steel wire, piano wire, spring steel wire, carbon steel oil temper wire, chrome vanadium steel oil temper wire, silicon chrome steel oil temper wire, silicon chrome vanadium steel oil temper used as a spring. Applicable to lines. In particular, it is preferable to apply to inexpensive carbon steel wires, hard steel wires, piano wires, and spring steel wires. This makes it possible to obtain a fatigue-resistant spring superior to a conventional cold-formed spring using an expensive oil tempered wire to which a high-level element is added even if an inexpensive wire is used. Because.
  • a highly durable compression coil spring is obtained using an inexpensive wire by eliminating tensile residual stress due to coiling and imparting an appropriate compressive residual stress distribution to the formed wire. be able to.
  • SYMBOLS 1 Coiling machine shaping
  • FIG. 1 shows each manufacturing process. 1A to 1C show a manufacturing process for obtaining the compression coil spring of the present invention
  • FIGS. 1D and 1E show a conventional example.
  • the manufacturing process shown in FIGS. 1A and 1B is a hot forming method using the following coiling machine
  • the manufacturing process shown in FIG. 1C is a cold forming method using any coiling machine. is there.
  • FIG. 2 shows an outline of a molding part of a coiling machine used in the manufacturing process shown in FIGS. 1 (A) and 1 (B).
  • the coiling machine forming unit 1 includes a feed roller 10 for continuously supplying the steel wire M, a coiling unit 20 for forming the steel wire M into a coil shape, and a rear after coiling a predetermined number of turns.
  • a heating coil 40 is a heating coil 40.
  • the coiling unit 20 is for guiding the steel wire M supplied by the feed roller 10 to an appropriate position, and for processing the steel wire M supplied via the wire guide 21 into a coil shape.
  • a coiling tool 22 including a coiling pin (or coiling roller) 22a and a pitch tool 23 for adding a pitch are provided.
  • the rapid heating in the coiling machine is performed by the high-frequency heating coil 40, and the temperature of the steel wire is raised to the austenite region within 2.5 seconds.
  • the installation position of the high frequency heating coil 40 is as shown in FIG.
  • the high-frequency heating coil 40 is installed in the vicinity of the wire guide 21, and the coiling portion 20 is provided so that the steel wire M can be formed immediately after heating.
  • the installation position of a high frequency heating coil should just be able to shape
  • the steel wire M passed through the wire guide 21 is brought into contact with the coiling pin 22a and bent with a predetermined curvature, and further brought into contact with the downstream coiling pin 22a and bent with a predetermined curvature. Then, the steel wire M is brought into contact with the pitch tool 23 to give a pitch so as to obtain a desired coil shape.
  • the cutting blade 30a of the cutting means 30 is cut by shearing with the straight portion of the inner mold 30b to separate the steel wire M supplied from the rear and the spring-shaped steel wire M from each other. .
  • FIG. 1 The manufacturing process of 1st Embodiment is shown to FIG. 1 (A). First, it is equivalent to a circle consisting of 0.45 to 0.80% C, 0.15 to 2.50% Si, 0.3 to 1.0% Mn, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • a steel wire M having a diameter of 1.5 to 10 mm is prepared. The steel wire M is supplied to the feed roller 10 by a wire drawing machine (not shown), and the steel wire M is heated to the austenite region within 2.5 seconds by the high-frequency heating coil 40, and then coiling is performed in the coiling section 20 (coiling). Process).
  • a hydrocarbon gas is directly blown onto the surface of the steel wire M to perform carburizing treatment simultaneously (carburizing process).
  • a gas spray nozzle 50 as shown in FIG. 3 is used.
  • the position of the nozzle only needs to be downstream from the high-frequency heating coil 40, and may be other than the position shown in FIG.
  • Carburization is performed at a gas spray pressure (dynamic pressure on the surface of the steel wire M) of 0.1 to 5.0 kPa and a wire temperature of 850 to 1150 ° C., and the maximum C concentration on the surface of the steel wire M is 0.7 to 0.9.
  • a C concentrated layer having a thickness of 0.01 to 0.1 mm is formed. Thereby, the surface layer part 50HV or more higher than wire internal hardness can be obtained.
  • the coil that has been separated after coiling and is still in the austenite region is quenched as it is in a quenching tank (not shown) (for example, an oil of about 60 ° C. as a quenching solvent) (quenching step), and further tempered (for example, 150 to 450 ° C.) (tempering step).
  • a quenching tank for example, an oil of about 60 ° C. as a quenching solvent
  • further tempered for example, 150 to 450 ° C.
  • a general method may be used for quenching / tempering, and the heating temperature of the wire before quenching, the type and temperature of the quenching solvent, and the temperature and time of tempering are appropriately set according to the material of the steel wire M. .
  • desired fatigue resistance can be obtained by subjecting the steel wire M to shot peening treatment (shot peening process) and setting treatment (setting process). Since coiling is performed in a state heated to the austenite region, it is possible to prevent the generation of residual stress due to processing. For this reason, it is easy to apply compressive residual stress by shot peening, and deep and large compressive residual stress can be effectively applied on the inner diameter side of the spring. Furthermore, by performing the setting process, a deep compressive residual stress distribution is formed in the maximum principal stress direction when used as a spring, and fatigue resistance can be improved.
  • the shot peening process to be performed later since the shot smaller than the shot peening process to be performed earlier is used, the surface roughness of the wire can be smoothed.
  • steel cut wires, steel beads, FeCrB-based high hardness particles, or the like can be used. Further, the compressive residual stress can be adjusted by a shot equivalent sphere diameter, a projection speed, a projection time, and a multi-stage projection method.
  • hot setting is performed as a setting process, heating is performed at 100 to 300 ° C., and the shear strain acting on the surface of the wire is greater than or equal to the shear strain in the working stress when actually used as a spring.
  • plastic strain is applied to the spring-shaped steel material.
  • the compression coil spring of the present invention produced by the process as described above has an internal hardness of 570 to 700 HV in an arbitrary cross section of the spring element wire, and has a C concentrated layer in the surface layer portion.
  • compression is performed at a depth of 0.2 mm from the surface under no load in the direction of approximately the maximum principal stress that occurs when a compression load is applied to the spring on the inner diameter side of the spring.
  • the residual stress is 200 MPa or more, and the compressive residual stress at a depth of 0.4 mm from the surface is 60 MPa or more.
  • the compressive residual stress at a depth of 0.15 mm from the surface is 300 MPa or more and the compressive residual stress at a depth of 0.3 mm from the surface is 50 MPa or more. is there.
  • the compression coil spring of the present invention produced by the above steps has an internal hardness of 570 to 700 HV in an arbitrary cross section of the spring element wire, and has a C-concentrated layer in the surface layer portion.
  • I -Shigumaaru at no load is equivalent circle diameter of 2.5mm or more 10mm or less of the steel wire rod, 160 MPa ⁇ mm
  • it is 130 MPa ⁇ mm or more.
  • the C-concentrated layer has a maximum C concentration of 0.7 to 0.9% by weight, a thickness of 0.01 to 0.1 mm, and a hardness higher than the internal hardness by 50 HV or more. Therefore, the compression coil spring of the present invention is excellent in fatigue resistance because the compressive residual stress is deep and large.
  • the carburizing process was performed during hot coiling.
  • the compression coil of the present invention can be used even if the carburizing process is performed before hot coiling.
  • a spring can be obtained.
  • a carburizing process is performed by installing a gas blowing nozzle 50 in front of the feed roller 10. The position of the nozzle may be upstream from the feed roller 10, and may be other than the position shown in FIG.
  • the carburizing conditions are the same as in the first embodiment.
  • the steel wire M is not cut off and used as it is in the coiling process.
  • the coiling process, quenching process, tempering process, shot peening process, and setting process are performed in the same manner as in the first embodiment.
  • a compression coil spring equivalent to the first embodiment can be obtained.
  • the carburizing time can be freely set as compared with the first embodiment.
  • the compression coil spring of the present invention can be obtained using a cold forming method as shown in FIG.
  • Cold coiling is performed on the steel wire M used in the first embodiment by an arbitrary coiling machine (coiling process). Then, the steel wire M after coiling is heated to the austenite region within 20 seconds and quenched (heat quenching step). At this time, high-frequency heating means is used for heating, and a carburizing process (carburizing process) is performed simultaneously by spraying a hydrocarbon-based gas directly on the surface of the steel wire M during heating and quenching. For example, as shown in FIG.
  • a steel wire M is fixed to a rotatable jig 60, and a high frequency heating coil 40 is installed around the steel wire M, and a nozzle 50 having a gas supply hole inside a spring is installed. Then, while rotating the steel wire M by rotating the jig 60, gas is supplied through the nozzle 50 so that the surface of the coil spring is uniformly quenched and carburized.
  • the carburizing conditions are the same as in the first embodiment.
  • a quenching process, a tempering process, a shot peening process, and a setting process are sequentially performed. Since heating is performed up to the austenite region in the heating and quenching step, the tensile residual stress generated by cold forming can be eliminated, and the effects of shot peening and setting can be obtained effectively. Thus, a compression coil spring having the same performance as that of the first embodiment can be obtained.
  • the third embodiment performs high-frequency heating on the coil-shaped steel wire M, so it is necessary to consider soaking.
  • the heating time is relatively long, the effect of crystal grain refinement is inferior to that of the first and second embodiments.
  • a large processing strain remains in the coil spring after forming, and the processing strain is not uniform within the individual. For this reason, in the heating and quenching process, when the processing strain is released, the shape tends to be distorted.
  • the manufacturing method in the first and second embodiments is more preferable than that in the third embodiment.
  • Sample Preparation Method Samples of coil springs were prepared by each manufacturing process, and fatigue resistance was evaluated. First, a hard drawn wire and an oil tempered wire having the chemical components shown in Table 1 and the balance being iron and inevitable impurities were prepared. The wire diameter of each wire is as shown in Table 2. Then, for the hard drawn wire or the oil tempered wire, the spring is formed by a hot forming method or a cold forming method in accordance with the manufacturing steps shown in FIGS. 1A to 1E (respectively indicated as manufacturing steps A to E). A coil spring having an index of 6, an effective portion pitch angle of 9 °, and an effective portion winding number of 4.25 was produced.
  • coiling is performed by heating a steel wire with a coiling machine (see FIG. 3) equipped with a high-frequency heating coil and a gas spray nozzle, and after carburizing under the conditions shown in Table 2, oil at 60 ° C. Quenched by.
  • the carburizing temperature is the surface temperature of the steel wire
  • the dynamic pressure represents the dynamic pressure of propane gas on the surface of the steel wire.
  • a tempering treatment was performed under the conditions shown in Table 2 (Invention Examples 1 to 23, 26 to 29, Comparative Examples 9 and 10).
  • the manufacturing process B after performing carburizing treatment using the coiling machine shown in FIG. 4 under the carburizing treatment conditions shown in Table 2, the steel wire is heated to 900 ° C. and coiled, and quenched with oil at 60 ° C. did. Thereafter, a tempering treatment was performed at 350 ° C. (Invention Example 24).
  • shot peening processing and setting processing were performed on each sample.
  • a first shot peening process using a steel round cut wire having a sphere equivalent diameter of 1.0 mm a first shot peening process using a steel round cut wire having a sphere equivalent diameter of 1.0 mm
  • a second shot peening process using a steel round cut wire having a sphere equivalent diameter of 0.5 mm and a sphere equivalent diameter.
  • a third shot peening treatment with 0.1 mm steel beads was sequentially performed.
  • the setting was hot setting, and the heating was performed at a coil spring heating temperature of 200 ° C. and a load stress of 1500 MPa.
  • HV Hardness
  • Compressive residual stress ( ⁇ R0.15 , ⁇ R0.2 , ⁇ R0.3 , ⁇ R0.4 ) having a depth of 0.15, 0.2 , 0.3 , 0.4 mm , Maximum compressive residual stress ( ⁇ Rmax ), integrated compressive residual stress (I ⁇ R ), crossing point (CP)
  • ⁇ Rmax Maximum compressive residual stress
  • I ⁇ R integrated compressive residual stress
  • CP crossing point
  • an X-ray diffraction type residual stress measuring device manufactured by Rigaku
  • the measurement was performed with a tube: Cr and a collimator diameter: 0.5 mm.
  • the above measurement was performed after the entire surface of the wire was chemically polished using hydrochloric acid with respect to the coil spring, and the residual stress distribution in the depth direction was obtained by repeating this, and from the result, 0.15, 0.2 , 0.3, and 0.4 mm depths of no-load compressive residual stress, maximum compressive residual stress, and crossing point were obtained.
  • the integrated compressive residual stress value was calculated by integrating the compressive residual stress from the surface to the crossing point in the relationship diagram of depth and residual stress.
  • the residual stress distribution of Invention Example 12 is shown in FIG.
  • Average crystal grain size The average crystal grain size was measured by JEOL JSM-7000F (TSL Solutions OIM-Analysis Ver. 4.6) by FE-SEM / EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) method. Here, the measurement was performed at the position of the depth d / 4 of the cross section of the coil spring, the observation magnification was 10,000 times, and the average crystal grain size was calculated with the boundary having an azimuth angle difference of 5 ° or more as the grain boundary.
  • Fatigue resistance breakage rate
  • the test stress was 735 ⁇ 662 MPa, the frequency was 20 Hz, the number of tests was 8 each, and the fatigue resistance was evaluated by the breakage rate (number of breaks / number of tests) at the time of vibration 20 million times.
  • the hardness of the surface is higher by 50 HV or more than the internal hardness by carburizing treatment.
  • - ⁇ Rmax is 900 MPa or more, and a large maximum compressive residual stress is obtained. This is thought to be due to the improvement in compressive residual stress due to shot peening due to the improvement in yield stress in the vicinity of the surface due to carburization.
  • I ⁇ R is 160 MPa ⁇ mm or more
  • CP is 0.43 mm or more
  • I ⁇ R is 130 MPa ⁇ mm.
  • CP was 0.38 mm or more, deep and large compressive residual stress was obtained, and fatigue resistance was good.
  • Invention Example 25 by the manufacturing process C as a result of heating for a short time by high frequency heating, G is 10.1 and fine crystal grains can be obtained.
  • the reason why the crystal grain size is slightly deteriorated in the manufacturing process C compared to the invention example 12 of the manufacturing process A is that the coil in the manufacturing process C is in a coil shape compared to the case of heating the wire as in the manufacturing process A. This is because the heating time is increased in order to heat uniformly because the high frequency heating is performed. Therefore, depending on the wire diameter and shape of the coil spring, the manufacturing process A is more preferable than the manufacturing process C from the viewpoint of crystal grain refinement.
  • the surface roughness Rz (maximum height) was 9.0 ⁇ m or less, sufficiently satisfying the desired surface roughness Rz of 20 ⁇ m or less. ing.
  • This surface roughness is formed by rubbing with tools during coiling or by shot peening.
  • the surface roughness formed by the shot peening process is determined by the combination of the hardness of the wire and the conditions such as the shot particle size, hardness, and projection speed. Therefore, it is necessary to appropriately set the conditions for shot peening so that Rz does not exceed 20 ⁇ m.
  • Inventive Examples 7 to 19 have a smaller surface roughness than Comparative Example 9 having the same internal hardness. This is because a C-concentrated layer having high hardness is formed on the surface. Since the surface is hard, it is considered that the surface roughness is difficult to decrease during the shot peening process, and a good surface roughness is obtained. Therefore, the improvement of the surface hardness due to the formation of the C-concentrated layer suppresses the generation of valleys on the surface that are likely to be fracture starting points, and is effective for improving the fatigue resistance (improving the reliability).
  • the wire diameter is more preferably 1.5 to 9.0 mm.
  • the gas blowing pressure is preferably 0.1 kPa to 5.0 kPa, and the wire temperature during gas blowing is preferably 850 to 1150 ° C. According to these conditions, as shown in Invention Examples 7 to 19, a surface C concentration of 0.7% by weight or more and a C concentrated layer thickness of 10 ⁇ m or more can be obtained.
  • a compression coil spring of the present invention it is possible to obtain a compression coil spring that is more excellent in fatigue resistance than a conventional cold-formed spring using high-grade steel, even if an inexpensive wire is used. it can.

Abstract

　コイリング加工による引張残留応力を解消し、線材表面にＣ濃化層を形成して適切な圧縮残留応力分布を付与することにより、安価な線材を用いて、高耐久性の圧縮コイルばねおよびその製造方法を提供する。　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の線材の表面から０．２ｍｍ深さでの圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であると共に表面から０．４ｍｍ深さでの圧縮残留応力が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

圧縮コイルばねおよびその製造方法
　本発明は、たとえば自動車のエンジンやクラッチ内で使用される圧縮コイルばねに関し、特に、高応力下の使用環境においても優れた耐疲労性を有する圧縮コイルばねおよびその製造方法に関する。
　近年、環境問題を背景に自動車への低燃費化の要求が年々厳しくなっており、自動車部品に対する小型軽量化がこれまで以上に強く求められている。この小型軽量化の要求に対し、たとえばエンジン内で使用されるバルブスプリングや、クラッチ内で使用されるクラッチダンパースプリングをはじめとする圧縮コイルばね部品においては、材料の高強度化や、表面処理による表面強化の研究が盛んであり、その結果をもってコイルばねの特性として重要な耐疲労性の向上や、耐へたり性の向上を図ってきている。
　一般に、コイルばねの製造方法は、熱間成形法と冷間成形法に大別される。熱間成形法は、線径ｄが太い、そしてコイル平均径Ｄと線径ｄとの比であるばね指数Ｄ／ｄが小さいなど、その加工性の悪さから冷間成形が困難であるコイルばねの成形に用いられ、コイルばね線材としては炭素鋼やばね鋼が用いられている。熱間成形法では、図１（Ｆ）に示すように、線材を加工し易いように高温に加熱して芯金に巻き付けてコイルばね形状にコイリングし、焼入れ・焼戻し後に、さらにショットピーニングやセッチングを施して、コイルばねの性能として主要となる耐疲労性や耐へたり性を得ている。なお、熱間成形法においては、無芯金でのコイリングは技術的に非常に困難であるためこれまで実用化には至っていない。よって、熱間成形法は芯金を用いることが従来の技術では必須であり、成形できるコイルばねとしては、無芯金でコイリング可能な冷間成形法と比べ形状の自由度が低い。
　一方、バルブスプリングやクラッチダンパースプリングクラスの圧縮コイルばねについては、比較的線径が細いために冷間成形が可能である。そして、加熱による変態や熱膨張収縮を伴わないことから高い寸法精度が得やすく、更に、加工速度や設備費等による量産性（タクト、コスト）も高いことから、このクラスの圧縮コイルばねの製造については従来から冷間成形法が採用されている。また、この冷間成形法については無芯金での成形技術が確立されており、コイルばねの形状自由度が高いことも、冷間成形法が用いられる大きな一因であり、熱間成形法によるバルブスプリングやクラッチダンパースプリングクラスの圧縮コイルばねの製造技術はこれまでに実在しない。なお、冷間成形法においては、コイルばね線材としては、炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、ばね鋼線といった硬引線が従来用いられてきた。しかしながら、近年、軽量化の観点から材料の高強度化が求められており、高価なオイルテンパー線が広く用いられるようになってきている。
　冷間成形法では、図１（Ｄ）および（Ｅ）に示すように、線材を冷間でコイルばね形状にコイリングし、焼鈍後、ショットピーニングおよびセッチングを必要に応じて施す。ここで、焼鈍は、コイルばねの耐疲労性向上の阻害要因となる加工によって生じた残留応力を除去することを目的としており、ショットピーニングによる表面への圧縮残留応力の付与と合わせ、コイルばねの耐疲労性向上に寄与する。なお、バルブスプリングやクラッチダンパースプリングのような高負荷応力で使用されるコイルばねについては、窒化処理による表面硬化処理がショットピーニング前に必要に応じて施される。
　さらなる耐疲労性の向上を目指した研究が盛んに行われている。たとえば、特許文献１には、冷間成形用のオイルテンパー線が記載されており、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用して耐疲労性を向上させる技術が開示されている。特許文献２には、窒化処理を施した線材の表面に、異なる投射速度での多段ショットピーニングを施すことで大きな圧縮残留応力を付与し、耐疲労性の向上を図る技術が開示されている。
　特許文献１においてコイリング後のコイルばねには残留応力が生じる。この残留応力、特にコイル内径側表面に発生する線軸方向の引張残留応力は、コイルばねとしての耐疲労性向上の阻害要因である。そして、通常はこの加工による残留応力を除去するために焼鈍を施すが、焼戻し軟化抵抗が高い特許文献１にある線材をもってしても、所望の線材の強度を維持したうえでこの残留応力を完全に除去することが困難なことは容易に推定でき、当業者にとっては周知である。したがって、その後ショットピーニングを施したところで、加工によってコイル内径側に残留した引張残留応力の影響により線材表面に十分な圧縮残留応力を付与することは困難であり、コイルばねとしての十分な耐疲労性を得ることができない。また、焼戻し軟化抵抗の向上に寄与するＶ、Ｍｏといった元素は高価である。よって、線材が非常に高価となり、当然、製品としてのコイルばねも高価なものとなる。
　また、特許文献２では、コイルばねの線材表面近傍（以下、「表面」と称す）の圧縮残留応力は１４００ＭＰａ程度あり、バルブスプリングやクラッチダンパースプリングクラスの高負荷応力下で使用するコイルばねとして、表面における亀裂発生抑制に対しその圧縮残留応力は十分である。しかしながら、表面の圧縮残留応力を向上させた結果、線材内部での圧縮残留応力は小さくなり、介在物などを起点とする線材内部での亀裂発生に対しては、その圧縮残留応力の効果が乏しくなる。つまり、特許文献２による手段では、ショットピーニングにより与えられるエネルギーに限りがあるため、すなわち圧縮残留応力分布の変化は与えられるものの圧縮残留応力の総和を大きく向上させることは困難である。先述した加工による残留応力の影響を解消することなどは考慮されておらず、よって、同じ強度の線材に対してその耐疲労性の向上効果は乏しい。
　なお、表面圧縮残留応力を向上させる手段は様々実用化されているが、その結果、たとえば線径１．５～１０ｍｍ程度のコイルばねにおいては、線材表面からの深さ（以下、「深さ」と称す）０．１～０．４ｍｍの範囲に外部負荷による作用応力と残留応力との和である合成応力の最大値が存在し、その合成応力の最も高い部分が破壊起点となっているのが実情である。したがって、深さ０．１～０．４ｍｍの範囲において大きな圧縮残留応力を確保することが、耐疲労性に対し重要である。
特許第３５９５９０１号 特開２００９－２２６５２３号公報
　上記のように、従来の製造方法や特許文献１、２等では、近年の高応力下での耐疲労性の更なる向上とコスト低減の両立を求めた要求に対し、その対応は困難を来す。また、冷間成形用として現在主流となっているオイルテンパー線は高価であり、中でも性能向上のためにＮｉ、Ｖ、Ｍｏといった高級元素を添加したオイルテンパー線は非常に高価である。さらに、成形後の焼鈍処理で加工による残留応力を完全に解消できていないことから、線材の性能を十分に活用できていない。
　本発明は、このような背景の下、コイリング加工による引張残留応力を解消すると共に線材表面にＣ濃化層を形成し、成形後の線材に適切な圧縮残留応力分布を付与することにより、安価な線材を用いて、高耐久性の圧縮コイルばねおよびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、コイルばねの耐疲労性について鋭意研究を行った。そして、上記の深さ０．１～０．４ｍｍの範囲において大きな圧縮残留応力を得るには、コイリング加工時の引張残留応力を解消し、後に行うショットピーニングやセッチングの効果を効果的に得ることが重要であるとの考えに至った。そこで、ショットピーニング工程前までにばね線材の引張残留応力を解消する方法について検討を行った。その結果、コイルばね線材をオーステナイト域まで加熱することにより残留応力を解消できることに着目し、コイルばね線材をオーステナイト域まで加熱した状態でコイリング加工を行い、加工に起因した残留応力の発生を解消して、後に行うショットピーニングやセッチングの効果を効率的に得ることができることを見出した。
　オーステナイト域までの加熱段階において、その加熱をより短時間で行うことは、旧オーステナイト結晶粒径（以下、「結晶粒径」と称す）の粗大化抑制、或いは、微細化に繋がる。そしてこの結晶粒径は耐疲労性と密接な関係にあり、結晶粒径の微細化は耐疲労性の向上に有効である。よって、コイルばね線材を短時間で加熱して熱間加工することで、加工に起因する残留応力を解消することと相まって、より耐疲労性に優れたばねの製作が可能となる。
　さらに、コイルばねに対して浸炭処理を行い表面にＣ濃化層を形成することにより、表面近傍を高硬度として降伏応力を向上させ、後に行うショットピーニングの効果を効率的に得ることができる。ここで、浸炭処理を熱間コイリング加工時に行うと、浸炭処理を効率的に行うことが可能である。
　また、冷間コイリング加工後にコイルばね線材をオーステナイト域まで加熱して加工による残留応力を解消することによって、後に行うショットピーニングやセッチングの効果を効率的に得ることができる。冷間コイリング加工の場合では、コイリング後の加熱時に浸炭処理を同時に行うと浸炭処理を効率的に行うことが可能である。
　すなわち、本発明の圧縮コイルばねは、重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の線材の表面から０．２ｍｍ深さでの圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であると共に表面から０．４ｍｍ深さでの圧縮残留応力が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする。ここで、ばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向とは、線材の軸方向に対し略＋４５°方向を示す。そして、この最大主応力方向はコイルばね形状（特にピッチ角との関係）により変化するものであり、その方向は軸方向に対し＋４５°～＋６０°の範囲に存在する。
　また、本発明の圧縮コイルばねは、重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、線材のコイルばね内径側において、Ｉ－σＲが１６０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする。ここで、Ｉ－σＲとは、ばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる線材表面からの深さをクロッシングポイントとし、縦軸が残留応力、横軸が素線半径である残留応力分布曲線における表面からクロッシングポイントまでの積分値である。クロッシングポイントが大きいことは、圧縮残留応力が表面から深くまで入っていることを示唆している。
　また、本発明の圧縮コイルばねは、重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の線材の表面から０．１５ｍｍ深さでの圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上であると共に表面から０．３ｍｍ深さでの圧縮残留応力が５０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
　さらに、本発明の圧縮コイルばねは、重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、線材のコイルばね内径側において、Ｉ－σＲが１３０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする。
　以下に、本発明で規定する数値範囲の限定理由を説明する。まず、本発明で用いる鋼線材の化学成分の限定理由について説明する。本発明においては、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線材を用いる。なお、以下の説明において「％」は「重量％」を意味する。
（１）材料成分
Ｃ：０．４５～０．８０％
　Ｃは、強度向上に寄与する。Ｃの含有量が０．４５％未満では、強度向上の効果が十分に得られないため、耐疲労性、耐へたり性が不十分となる。一方、Ｃの含有量が０．８０％を超えると、靭性が低下して割れが発生し易くなる。このため、Ｃの含有量は０．４５～０．８０％とする。
Ｓｉ:０．１５～２．５０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効であると共に、強度向上や焼戻し軟化抵抗向上に寄与する。Ｓｉの含有量が０．１５％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると靭性が低下して割れが発生し易くなると共に、脱炭を助長し線材表面強度の低下を招く。このため、Ｓｉの含有量は０．１５～２．５０％とする。
Ｍｎ:０．３～１．０％
　Ｍｎは焼入れ性の向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．３％未満では、十分な焼入れ性を確保し難くなり、また、延靭性に有害となるＳの固着（ＭｎＳ生成）の効果も乏しくなる。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると、延性が低下し、割れや表面キズが発生し易くなる。このため、Ｍｎの含有量は０．３～１．０％とする。
　なお、これらの添加元素は本発明を構成するうえで最低限必要な元素であって、他の元素をさらに添加しても良い。すなわち、本発明においては、ばね鋼の成分組成として一般的に用いられているＣｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ等の元素のうち１種または２種以上を０．００５～４．５％、その目的に応じて適宜添加することが可能であり、その結果、より高性能、若しくは、用途により適したコイルばねの製造も可能である。たとえば、Ｃｒを添加する場合について以下に述べる。
Ｃｒ:０．５～２．０％
　Ｃｒは脱炭を防止するのに有効であると共に、強度向上や焼戻し軟化抵抗向上に寄与し、耐疲労性の向上に有効である。また、温間での耐へたり性向上にも有効である。このため、本発明においてはさらに、Ｃｒを０．５～２．０％含有することが好ましい。Ｃｒの含有量が０．５％未満では、これらの効果を十分に得られない。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、靭性が低下し、割れや表面キズが発生し易くなる。
（２）硬さ分布
　高負荷応力下で使用されるバルブスプリングやクラッチダンパースプリング等としては、要求される耐疲労性と耐へたり性を満足するために、コイルばねとしては後述の圧縮残留応力分布と共に線材自体の強度も重要である。すなわち、任意の横断面における線材内部硬さが、５７０～７００ＨＶの範囲であることが必要であり、５７０ＨＶ未満の場合は、その材料強度の低さから十分な耐疲労性と耐へたり性が得られない。また、７００ＨＶを超えた場合は、靭性の低下に伴う切欠き感受性の高まりから、コイリング時にツール類との擦れにより発生した表面キズや、ショットピーニングで形成される線材表面粗さの谷部を起点とした亀裂発生による早期折損の危険性が増大し、信頼性が重要な自動車部品として用いるには不適となる。
（３）Ｃ濃化層
　線材表面の硬度を高めて降伏応力を向上させるため、線材の表層部に浸炭処理によってＣ濃化層を形成する。降伏応力を向上させることにより、後に行うショットピーニングによって大きな表面圧縮残留応力を付与することができる。また、線材の表面粗さを改善することができる。このため、耐疲労性をさらに向上させる効果がある。このＣ濃化層には線材に含有されるＣの平均濃度を超える濃度のＣを含有させる。また、これらの効果を十分に得るため、Ｃ濃化層における最大Ｃ濃度が０．７～０．９重量％であり、Ｃ濃化層（浸炭深さ）は線材表面から０．０１～０．１ｍｍの深さまで形成されていることが好ましい。Ｃ濃化層の最大Ｃ濃度が０．９重量％を超える場合やＣ濃化層の厚さが０．１ｍｍを超える場合は、浸炭反応を効率的に行うために高温で処理を行わなければならないため、結晶粒度が悪化し、耐疲労性の低下を招き易い。また、Ｃ濃度が０．９重量％を超えた場合は、母相に固溶できないＣが炭化物として結晶粒界に多く析出することで靭性が低下し、この場合も耐疲労性の低下を招き易い。
　また、Ｃ濃化層の硬さが線材の内部硬さよりも５０ＨＶ以上高いことが好ましい。これは、線材表面のＣ濃化層が内部硬さよりも高いことにより、表面近傍でさらに高い圧縮残留応力を得ることができ、表面近傍（最表面を含む）を起点とする疲労亀裂の発生を防止できるからである。上記数値が５０ＨＶ未満であると、これらの効果が顕著に現れない。
（４）残留応力分布
　本発明者等は、バルブスプリングやクラッチダンパースプリングとして要求される作用応力と、疲労折損起点と成りうる様々な要因（延靭性、非金属系介在物、不完全焼入れ組織等の異常組織、表面粗さ、表面キズ等々）との関係における破壊力学的計算、及び、実際の耐久試験等による検証から、コイルばねの線材表面近傍に必要な圧縮残留応力について次の結論を得た。なお、本発明における圧縮残留応力は、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向、すなわち、線材の軸方向に対し＋４５°方向におけるものである。
　ばねにおける線材表面から内部に亘る圧縮残留応力分布は、ショットピーニングおよびセッチングにより与えられる。上述のように、ばねとしての耐疲労性向上に対しては、線材表面の圧縮残留応力向上はもとより、内部における圧縮残留応力をより大きく深く導入することが必要であり、特に、実質的に破壊起点となっている深さ０．１～０．４ｍｍ程度の範囲の圧縮残留応力をさらに大きくすることが重要である。そして、その線材内部での圧縮残留応力分布を示す指標としては、円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の鋼線材の場合は、ばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の深さ０．２ｍｍにおける圧縮残留応力を２００ＭＰａ以上かつ深さ０．４ｍｍにおける圧縮残留応力を６０ＭＰａ以上、円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下の鋼線材の場合は、深さ０．１５ｍｍにおける圧縮残留応力を３００ＭＰａ以上かつ深さ０．３ｍｍにおける圧縮残留応力を５０ＭＰａ以上とする。これらの数値に満たない場合、内部起点の疲労破壊を抑制するには不十分である。
　また、圧縮残留応力の内部における大きさ、あるいは深さを示す他の指標であるＩ－σＲについては、円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の鋼線材の場合は、ばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時のＩ－σＲが１６０ＭＰａ・ｍｍ以上、円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下の鋼線材の場合は、１３０ＭＰａ・ｍｍ以上とする。ばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、表面の無負荷時の最大圧縮残留応力としては、高負荷応力が作用するバルブスプリングやクラッチダンパースプリングを対象とした場合は、９００ＭＰａ以上であることが好ましい。このように圧縮残留応力分布を設定することにより、耐疲労性に優れた圧縮コイルばねを得ることができる。
　本発明における圧縮残留応力分布は、ショットピーニング処理により形成されることが好ましい。ショットピーニング処理において多段ショットピーニングを施す場合は、後に実施するショットピーニングに用いるショットの球相当直径は、先に実施するショットピーニングに用いるショットの球相当直径より小さいことが好ましい。具体的には、ショットピーニング処理は、粒径０．６～１．２ｍｍのショットによる第１のショットピーニング処理と、粒径０．２～０．８ｍｍのショットによる第２のショットピーニング処理と、粒径０．０２～０．３０ｍｍのショットによる第３のショットピーニング処理からなる多段ショットピーニング処理であることが好ましい。これにより、先に実施したショットピーニングにより増加した表面粗さを後に実施するショットピーニングによって低減することができる。
　なお、ショットピーニング処理におけるショット径や段数は上記に限らず、要求性能に応じて、必要とする残留応力分布や表面粗さ等が得られれば良い。したがって、ショット径や材質、段数等は適宜選択する。また、投射速度や投射時間によっても導入される圧縮残留応力分布は異なってくるため、これらも必要に応じて適宜設定する。
（５）コイルばね形状
　本発明は、コイリング時の加工度が大きく、高い耐疲労性が必要とされる、次に挙げる仕様の圧縮コイルばねに好適である。本発明は、線材の円相当直径（線材横断面積から算出した真円とした場合の直径、角形や卵形をはじめとした非円形断面も含む）が１．５～１０ｍｍ、ばね指数が３～２０である、一般的に冷間成形されている圧縮コイルばねに利用できる。
　中でも、コイリング時の加工度が大きく（すなわち、冷間成形ではコイリング加工により発生するコイル内径側の引張残留応力が大きい）、かつ、高い耐疲労性が必要とされるバルブスプリングやクラッチダンパースプリング等で使用される円相当直径が１．５～９．０ｍｍ、ばね指数が３～８である圧縮コイルばねに対し好適である。
　また、本発明の圧縮コイルばねは熱間成形法または冷間成形法により得ることができる。熱間成形法で作製する場合でも、従来の熱間成形法とは異なり、後述するコイルばね成形機を用いるため、コイリング加工時に芯金が不要である。したがって、成形できるばね形状の自由度が高い。すなわち本発明におけるコイルばね形状としては、コイルばねとして代表的な全巻目でコイル外径にほぼ変化がない円筒形をはじめ、これ以外の形状のコイルばねにも適用できる。たとえば、円錐形、釣鐘形、鼓形、樽形等の異形ばねの成形も可能である。
（６）結晶粒径
　粒度測定方法はＪＩＳ　Ｇ０５５１に規定されており、耐疲労性向上には旧オーステナイト粒平均結晶粒度番号Ｇが１０番以上であることが好ましい。この場合、旧オーステナイト結晶粒が微細であることから疲労亀裂先端の応力集中部におけるすべりの移動を防ぐことができるため、亀裂進展を抑制する効果が大きく、所望の耐疲労性を得ることができる。一方、１０番未満の場合には、亀裂進展抑制効果が乏しく、十分な耐疲労性を得難くなる。
　また、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いて測定した平均結晶粒径（方位角度差５°以上の境界を粒界とする）が２．０μｍ以下であることが好ましい。平均結晶粒径が２．０μｍを超えた場合には、十分な耐疲労性を得難くなる。そして、平均結晶粒径が小さいこと、すなわち、旧オーステナイト粒内のブロックやラスが微細であることは、亀裂進展に対する抵抗が大きいため、耐疲労性の向上に対し好適である。
（７）表面粗さ
　高負荷応力下で使用されるバルブスプリングやクラッチダンパースプリング等としては、要求される耐疲労性を満足するために、上述の圧縮残留応力分布と共に表面粗さも重要である。本発明者らが破壊力学的計算とその検証実験を行った結果、表面起点による亀裂の発生・進展に対しては、表面キズの深さ（すなわち、表面粗さＲｚ（最大高さ））を２０μｍ以下とすることで、その影響を無害化できることが判明している。このため、表面粗さＲｚが、２０μｍ以下であることが好ましい。Ｒｚが２０μｍを超える場合、表面の谷部が応力集中源となり、その谷部を起点とした亀裂の発生・進展が起こり易くなるため、早期折損を招き易い。
　次に、本発明の圧縮コイルばねの製造方法について述べる。本発明の圧縮コイルばねの第１の製造方法では、コイルばね成形機により鋼線材を熱間成形するコイリング工程と、コイリングした後に切離され温度が未だオーステナイト域にあるコイルをそのまま焼入れする焼入れ工程と、コイルを調質する焼戻し工程と、線材表面に圧縮残留応力を付与するショットピーニング工程と、セッチング工程とを順に行う。ここで、コイルばね成形機は、連続的に鋼線材を供給するためのフィードローラと、鋼線材をコイル状に成形するコイリング部と、鋼線材を所定巻数コイリングした後に後方より連続して供給されてくる鋼線材とを切断するための切断手段とを有する。そしてコイリング部は、フィードローラにより供給された鋼線材を加工部の適切な位置へ誘導するためのワイヤガイドと、ワイヤガイドを経由して供給された鋼線材をコイル形状に加工するためのコイリングピンもしくはコイリングローラからなるコイリングツールと、ピッチを付けるためのピッチツールとを備えている。さらに、コイルばね成形機はフィードローラの出口からコイリングツールの間に鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域まで昇温する加熱手段を有する。そして、本発明の圧縮コイルばねの第１の製造方法では、加熱中から焼入れまでの間に鋼線材表面に炭化水素系ガスを直接吹付ける浸炭工程を行うことを特徴とする。
　上記加熱手段が高周波加熱であり、ワイヤガイド内における鋼線材の通過経路上若しくはワイヤガイドにおける鋼線材出口側末端とコイリングツールとの空間における鋼線材の通路経路上に鋼線材と同心となるように高周波加熱コイルが配置されていることが好ましい。なお、鋼線材を短時間でオーステナイト域まで昇温できれば良いため、高周波加熱以外の通電加熱やレーザ加熱によって加熱を行っても良い。
　また、本発明の圧縮コイルばねの第２の製造方法では、鋼線材の表層部にＣ濃化層を形成する浸炭工程と、コイルばね成形機により鋼線材を熱間成形するコイリング工程と、コイリングした後に切離され温度が未だオーステナイト域にあるコイルをそのまま焼入れする焼入れ工程と、コイルを調質する焼戻し工程と、線材表面に圧縮残留応力を付与するショットピーニング工程と、セッチング工程とを順に行う。浸炭工程におけるＣ濃化層形成は、加熱した鋼線材表面に炭化水素系ガスを直接吹付ける方法により行う。コイリング工程に用いるコイルばね成形機は、本発明の圧縮コイルばねの第１の製造方法で用いたものと同様である。ただし、加熱手段は高周波加熱を利用し、ワイヤガイド内における鋼線材の通過経路上若しくはワイヤガイドにおける鋼線材出口側末端とコイリングツールとの空間における鋼線材の通過経路上に鋼線材と同心となるように高周波加熱コイルが配置されている。そして、本発明の圧縮コイルばねの第２の製造方法は、浸炭工程とコイリング工程が途中で鋼線材の切離がない連続した工程であることを特徴とする。
　さらに、本発明の圧縮コイルばねの第３の製造方法では、コイルばね成形機により鋼線材を成形するコイリング工程と、コイルを２０秒以内でオーステナイト域まで昇温し焼入れを行う加熱焼入れ工程と、コイルを調質する焼戻し工程と、線材表面に圧縮残留応力を付与するショットピーニング工程と、セッチング工程とを順に行う。ここで、加熱焼入れ工程での加熱手段が高周波加熱であると共に、加熱中から焼入れまでの間に鋼線材表面に炭化水素系ガスを直接吹付ける浸炭工程を行うことを特徴とする。
　本発明の圧縮コイルばねの第１～第３の製造方法では、炭化水素系ガスを吹付ける時点の鋼線材表面温度が８５０～１１５０℃であり、且つ、線材表面部における炭化水素系ガスの動圧が０．１～５．０ｋＰａであることが好ましい。この浸炭条件によれば、線材の結晶粒度の著しい低下を防ぎながら浸炭を短時間で効率的に行うことができる。また、本発明の圧縮コイルばねの第１～第３の製造方法では、炭化水素系ガスの主成分が、メタン、ブタン、プロパン、アセチレンのいずれかであることが好ましい。
　上記製造方法において、焼戻し工程は、焼入れ工程によって硬化されたコイルを適切な硬さと靭性を有するコイルに調質するために行う。よって、焼入れのままで所望の硬さと靭性とが得られる場合には、焼戻し工程は省略しても良い。そして、ショットピーニング工程では、多段ショットピーニングを行っても良く、さらに、表面弾性限の回復を目的とした低温時効処理を必要に応じ組み合わせても良い。ここで、低温時効処理はショットピーニング工程後、あるいは多段ショットピーニングの各段の間にて行うことができ、多段ショットピーニングにおける最終段として粒径０．０２～０．３０ｍｍのショットによるショットピーニングを施す場合には、その前処理として行うことが、最表面の圧縮残留応力をより高める上で好適である。なお、セッチング工程においてへたり防止処理としてコイルに施すセッチングとしては、コールドセッチング、ホットセッチング等種々方法はあるが、所望する特性により適宜選択する。
　本発明の圧縮コイルばねの第１および第２の製造方法によれば、上記コイルばね成形機で熱間コイリングを行うため、加工による残留応力の発生を防止することができる。そして、鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域まで昇温するため、結晶粒の粗大化を防ぐことができ、優れた耐疲労性を得ることができる。また、浸炭処理を施すため、鋼線材表面を高硬度とすることができ、後に行うショットピーニングによって効果的に圧縮残留応力を付与することができる。特に、本発明の圧縮コイルばねの第１の製造方法では、熱間コイリング時の熱を利用して浸炭処理を行うため、効率的に浸炭処理を行うことが可能である。
　また、本発明の圧縮コイルばねの第３の製造方法によれば、コイルを２０秒以内でオーステナイト域まで昇温し焼入れを行うため、結晶粒の粗大化を防ぎながら冷間コイリングにより発生した引張残留応力を解消することができる。また、加熱焼入れ時の熱を利用して浸炭処理を施すため、効率的に浸炭処理を行うことが可能である。これらのことから、後に行うショットピーニングによって効果的に圧縮残留応力を付与することができ、優れた耐疲労性を得ることができる。
　本発明は、ばねとして使用される炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、ばね鋼線、炭素鋼オイルテンパー線、クロムバナジウム鋼オイルテンパー線、シリコンクロム鋼オイルテンパー線、シリコンクロムバナジウム鋼オイルテンパー線に対して適用が可能である。特に、安価な炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、ばね鋼線に適用することが好適である。これは、上記製造方法により、安価な線材を利用しても高級元素が添加された高価なオイルテンパー線を使用した従来の冷間成形ばねよりも優れた耐疲労性のばねを得ることができるためである。
　本発明によれば、コイリング加工による引張残留応力を解消すると共に、成形後の線材に適切な圧縮残留応力分布を付与することにより、安価な線材を用いて、高耐久性の圧縮コイルばねを得ることができる。
コイルばねの製造工程の一例を示す図である。 本発明の実施形態におけるコイリングマシンの成形部の概略図である。 本発明の第１実施形態における高周波加熱コイル設置位置を示す概略図である。 本発明の第２実施形態における高周波加熱コイル設置位置を示す概略図である。 本発明の第３実施形態における高周波加熱コイル設置位置を示す概略図である。 実施例で用いたコイルばねの残留応力分布を示すグラフである。
　１…コイリングマシン成形部、１０…フィードローラ、２０…コイリング部、２１…ワイヤガイド、２２…コイリングツール、２２ａ…コイリングピン、２３…ピッチツール、３０…切断手段、３０ａ…切断刃、３０ｂ…内型、４０…高周波加熱コイル、５０…ノズル、６０…冶具、Ｍ…鋼線材。 
　以下、本発明の実施形態を具体的に説明する。図１に各製造工程を示す。図１（Ａ）～（Ｃ）は、本発明の圧縮コイルばねを得る製造工程であり、図１（Ｄ）、（Ｅ）は従来例である。図１（Ａ）および（Ｂ）に示される製造工程は、以下のコイリングマシンによる熱間成形法であり、図１（Ｃ）に示される製造工程は、任意のコイリングマシンによる冷間成形法である。
　図１（Ａ）および（Ｂ）に示される製造工程で用いるコイリングマシンの成形部の概略を図２に示す。図２に示すように、コイリングマシン成形部１は、連続的に鋼線材Ｍを供給するためのフィードローラ１０と、鋼線材Ｍをコイル状に成形するコイリング部２０と、所定巻数コイリングした後に後方より連続して供給されてくる鋼線材Ｍとを切り離すための切断刃３０ａおよび内型３０ｂを備えた切断手段３０と、フィードローラ１０の出口からコイリングツール２２の間において鋼線材Ｍを加熱する高周波加熱コイル４０とを有する。コイリング部２０は、フィードローラ１０により供給された鋼線材Ｍを適切な位置へ誘導するためのワイヤガイド２１と、ワイヤガイド２１を経由して供給された鋼線材Ｍをコイル形状に加工するためのコイリングピン（もしくはコイリングローラ）２２ａからなるコイリングツール２２と、ピッチを付けるためのピッチツール２３とを備えている。
　コイリングマシンでの急速加熱は、高周波加熱コイル４０によって行い、鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域に昇温させる。高周波加熱コイル４０の設置位置は図２に示す通りである。高周波加熱コイル４０はワイヤガイド２１の近傍に設置されており、鋼線材Ｍを加熱後、直ぐに成形出来るようにコイリング部２０が設けられている。なお、高周波加熱コイルの設置位置は、鋼線材Ｍを加熱後、直ぐに成形できれば良いので、本実施形態で示した位置以外でも良い。
　コイリング部２０では、ワイヤガイド２１を抜けた鋼線材Ｍをコイリングピン２２ａに当接させて所定の曲率で曲げ、さらに下流のコイリングピン２２ａに当接させて所定の曲率で曲げる。そして、ピッチツール２３に鋼線材Ｍを当接させて、所望のコイル形状となるようにピッチを付与する。所望の巻数となったところで、切断手段３０の切断刃３０ａによって内型３０ｂの直線部分との間でせん断によって切断して、後方より供給される鋼線材Ｍとばね形状の鋼線材Ｍとを切り離す。
（１）第１実施形態
　図１（Ａ）に第１実施形態の製造工程を示す。まず、重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５～１０ｍｍの鋼線材Ｍを用意する。この鋼線材Ｍを線出機（図示省略）によりフィードローラ１０へ供給し、高周波加熱コイル４０によって鋼線材Ｍを２．５秒以内でオーステナイト域に加熱後、コイリング部２０においてコイリングを行う（コイリング工程）。
　このとき、加熱中から焼入れまでの間に鋼線材Ｍの表面に炭化水素系ガスを直接吹付けて浸炭処理を同時に行う（浸炭工程）。たとえば、図３に示すようなガス吹付けノズル５０を用いる。ノズルの位置は高周波加熱コイル４０より下流であれば良く、図３に示した位置以外でも良い。浸炭は、ガス吹付圧（鋼線材Ｍ表面での動圧）０．１～５．０ｋＰａ、線材温度８５０～１１５０℃において行い、鋼線材Ｍの表面に最大Ｃ濃度が０．７～０．９重量％であり、厚さが０．０１～０．１ｍｍのＣ濃化層を形成する。これにより、線材内部硬さよりも５０ＨＶ以上高い表層部を得ることができる。
　次に、コイリング後に切離され温度が未だオーステナイト域にあるコイルをそのまま焼入れ槽（図示省略）において焼入れ（焼入れ溶媒としては、たとえば６０℃程度の油）を行い（焼入れ工程）、さらに焼戻し（たとえば１５０～４５０℃）を行う（焼戻し工程）。焼入れを行うことにより、マルテンサイト組織からなる高硬さ組織となり、さらに焼戻しを行うことにより、靭性に優れた焼戻しマルテンサイト組織とすることができる。ここで、焼入れ・焼戻し処理は一般的な方法を用いればよく、その焼入れ前の線材の加熱温度や焼入れ溶媒の種類・温度、そして焼戻しの温度や時間は、鋼線材Ｍの材質によって適宜設定する。
　さらに、鋼線材Ｍにショットピーニング処理（ショットピーニング工程）およびセッチング処理（セッチング工程）を施すことにより、所望の耐疲労性を得ることができる。オーステナイト域に加熱した状態でコイリングを行うため、加工による残留応力の発生を防ぐことができる。このため、ショットピーニングによって圧縮残留応力を付与し易く、ばねの内径側において表面から深くかつ大きい圧縮残留応力を効果的に付与することができる。さらに、セッチング処理を行うことにより、ばねとして使用した場合の最大主応力方向により深い圧縮残留応力分布が形成され、耐疲労性を向上することができる。
　本実施形態においては、粒径０．６～１．２ｍｍのショットによる第１のショットピーニング処理と、粒径０．２～０．８ｍｍのショットによる第２のショットピーニング処理と、粒径０．０２～０．３０ｍｍのショットによる第３のショットピーニング処理からなる多段ショットピーニング処理を行う。後に実施するショットピーニング処理において、先に実施するショットピーニング処理よりも小さいショットを用いるため、線材の表面粗さを平滑にすることができる。
　ショットピーニングで使用するショットは、スチールカットワイヤやスチールビーズ、ＦｅＣｒＢ系をはじめとした高硬度粒子等を用いることができる。また、圧縮残留応力は、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。
　また、本実施形態では、セッチング処理としてホットセッチングを行い、１００～３００℃に加熱し、かつ線材表面に作用するせん断ひずみ量がばねとして実際に使用する場合の作用応力でのせん断ひずみ量以上となるようにばね形状の鋼材に対して塑性ひずみを与える。
　以上のような工程によって作製した本発明の圧縮コイルばねは、ばね素線の任意の横断面において内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部にＣ濃化層を有する。円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の鋼線材の場合、ばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の表面から０．２ｍｍ深さにおける圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．４ｍｍ深さにおける圧縮残留応力が６０ＭＰａ以上である。また、円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下の鋼線材の場合、表面から０．１５ｍｍ深さにおける圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．３ｍｍ深さにおける圧縮残留応力が５０ＭＰａ以上である。
　さらに、以上の工程によって作製した本発明の圧縮コイルばねは、ばね素線の任意の横断面において内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部にＣ濃化層を有する。コイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時のＩ－σＲが円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の鋼線材の場合は、１６０ＭＰａ・ｍｍ以上、円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下の鋼線材の場合は、１３０ＭＰａ・ｍｍ以上である。なお、Ｃ濃化層は、最大Ｃ濃度が０．７～０．９重量％であり、厚さが０．０１～０．１ｍｍであり、内部硬さよりも５０ＨＶ以上高い硬さを有する。したがって、本発明の圧縮コイルばねは、圧縮残留応力が深くかつ大きく付与されているため、耐疲労性に優れている。
（２）第２実施形態
　第１実施形態においては熱間コイリング時に浸炭処理を施したが、図１（Ｂ）に示すように、熱間コイリング前に浸炭工程を行っても本発明の圧縮コイルばねを得ることができる。たとえば、図４に示すように、フィードローラ１０の手前にガス吹付けノズル５０を設置して浸炭処理を行う。ノズルの位置はフィードローラ１０よりも上流であれば良く、図４に示した位置以外でも良い。浸炭条件は第１実施形態と同様である。浸炭工程後は、鋼線材Ｍを切離さずにそのままコイリング工程に供する。なお、コイリング工程、焼入れ工程、焼戻し工程、ショットピーニング工程、およびセッチング工程は第１実施形態と同様に行う。
　第２実施形態によれば、第１実施形態と同等の圧縮コイルばねを得ることができる。また、第２実施形態では、コイリング前に浸炭工程を行うため、第１実施形態に比べて浸炭時間を自由に設定することができる。
（３）第３実施形態
　また、図１（Ｃ）に示すような冷間成形法を用いて本発明の圧縮コイルばねを得ることもできる。第１実施形態において用いた鋼線材Ｍを任意のコイリングマシンによって冷間コイリングを行う（コイリング工程）。そして、コイリング後の鋼線材Ｍを２０秒以内でオーステナイト域まで昇温し焼入れを行う（加熱焼入れ工程）。このとき、加熱は高周波加熱手段を用い、加熱中から焼入れまでの間に鋼線材Ｍの表面に炭化水素系ガスを直接吹付けて浸炭処理（浸炭工程）を同時に行う。たとえば、図５に示すように、鋼線材Ｍを回転可能な冶具６０に固定し、鋼線材Ｍの周囲に高周波加熱コイル４０、ばねの内側にガス供給穴を備えたノズル５０を設置する。そして、冶具６０を回転させることにより鋼線材Ｍを回転させながら、ノズル５０を通してガスを供給して、コイルばねの表面が均一に焼入れおよび浸炭されるように行う。浸炭条件は第１実施形態と同様である。
　次に、第１実施形態と同様に焼入れ工程、焼戻し工程、ショットピーニング工程、およびセッチング工程を順に行う。加熱焼入れ工程においてオーステナイト域まで加熱を行うため、冷間成形によって発生した引張残留応力を解消することができ、ショットピーニングおよびセッチングの効果を効果的に得ることができる。このようにして、第１実施形態と同等の性能の圧縮コイルばねを得ることができる。
　第１および第２実施形態と比べ、第３実施形態ではコイル形状の鋼線材Ｍに対して高周波加熱を行うため、均熱化等を考慮する必要がある。また、加熱時間が比較的長くなるため、結晶粒微細化の効果については、第１および第２実施形態に劣る。そして、冷間成形法では、成形後のコイルばねには大きな加工歪みが残留しており、その加工歪みは個体内で一様ではない。このため、加熱焼入れ工程において、加工歪みを解放させた際に、形状が歪になり易い。さらに、第３実施形態では、複雑な形状のコイルばね（円錐形、釣鐘形、鼓形、樽形等の異形ばね）を加熱する際に、均熱化を目的に一品一様の加熱コイルが必要となり、その加熱コイルの設計と加熱条件出しに多大な労力を必要とする。また、より複雑な形状のコイルばねに対しては、均熱化に困難を来す場合もある。したがって、いずれの観点からも、第３実施形態と比較して、第１および第２実施形態における製造方法のほうが好ましい。
１．サンプル作製方法
　各製造工程によってコイルばねのサンプルを作製し、耐疲労性の評価を行った。まず、表１に記載の化学成分を有し、残部が鉄および不可避不純物からなる硬引線およびオイルテンパー線を用意した。各線材の線径は表２に示す通りである。そして、硬引線またはオイルテンパー線に対して、図１（Ａ）～（Ｅ）に示す製造工程（それぞれ、製造工程Ａ～Ｅと表す）にしたがって、熱間成形法または冷間成形法によりばね指数６、有効部ピッチ角９°、有効部巻数４．２５巻のコイルばねを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　製造工程Ａでは、高周波加熱コイルおよびガス吹付ノズルを備えたコイリングマシン（図３参照）により鋼線を加熱してコイリングを行い、表２に示す条件で浸炭処理を行った後、６０℃の油によって焼入れした。表２において、浸炭処理温度は、鋼線の表面温度であり、動圧は、鋼線表面におけるプロパンガスの動圧を表す。その後、表２に記載の条件で焼戻し処理を行った（発明例１～２３、２６～２９、比較例９、１０）。また、製造工程Ｂでは、図４に示すコイリングマシンを用いて表２に示す浸炭処理条件において浸炭処理を施した後、鋼線を９００℃に加熱してコイリングを行い、６０℃の油によって焼入れした。その後、３５０℃において焼戻し処理を行った（発明例２４）。
　製造工程Ｃでは、任意のコイリングマシンによる冷間コイリング後、図５に示すような装置を用いて表２に記載の条件で加熱浸炭処理を行い、６０℃の油によって焼入れを行った後、３５０℃において焼戻し処理を行った（発明例２５）。また、比較のため、製造工程ＤおよびＥによりコイルばねのサンプルを作製した。製造工程Ｄでは、冷間コイリング後、表２に示す温度において焼鈍処理を行った（比較例２、３、５、７、１１、１２）。製造工程Ｅでは冷間コイリング後、４００℃において焼鈍処理を行い、次いで窒化処理を行った。窒化処理では線材表面に深さ０．０４ｍｍの硬質層を形成した（比較例４、６、８、１３）。
　次に、各サンプルに対してショットピーニング処理およびセッチング処理を施した。ショットピーニング処理では、球相当直径１．０ｍｍのスチール製ラウンドカットワイヤによる第１のショットピーニング処理と、球相当直径０．５ｍｍのスチール製ラウンドカットワイヤによる第２のショットピーニング処理と、球相当直径０．１ｍｍのスチールビーズによる第３のショットピーニング処理とを順に行った。セッチングはホットセッチングとし、コイルばねの加熱温度２００℃、負荷応力１５００ＭＰａで行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
２．評価方法
　このようにして得たサンプルに対し、以下の通り諸性質を調査した。その結果を表３に示す。なお、比較例１については、コイリングは可能であったが、コイリング中に線材の座屈が生じ所定のばね形状が得られなかったため、評価を行わなかった。
（１）硬さ（ＨＶ）
　ビッカース硬さ試験機（フューチャテック　ＦＭ－６００）を用いてコイルばねの線材横断面におけるコイル内径側で測定を行った。測定荷重は表面から深さ０．０５ｍｍまでは１０ｇｆ、深さ０．０５～０．１ｍｍまでは２５ｇｆ、深さ０．２ｍｍ以上の位置では２００ｇｆとした。
（２）深さ０．１５、０．２、０．３、０．４ｍｍの圧縮残留応力（－σＲ０．１５、－σＲ０．２、－σＲ０．３、－σＲ０．４）、最大圧縮残留応力（－σＲｍａｘ）、圧縮残留応力積分値（Ｉ－σＲ）、クロッシングポイント（ＣＰ）
　コイルばねの内径側表面において、線材の線軸方向に対し＋４５°方向（ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向）の圧縮残留応力を、Ｘ線回折型残留応力測定装置（リガク製）を用いて測定した。測定は、管球：Ｃｒ、コリメータ径：０．５ｍｍとして行った。また、コイルばねに対して塩酸を用いて線材表面の全面化学研磨後上記測定を行い、これを繰返すことで深さ方向の残留応力分布を求め、その結果から表面から０．１５、０．２、０．３、０．４ｍｍの深さにおける無負荷時の圧縮残留応力、最大圧縮残留応力、クロッシングポイントを求めた。また、圧縮残留応力積分値は、深さと残留応力の関係図における、表面からクロッシングポイントまでの圧縮残留応力を積分することにより算出した。なお、一例として発明例１２の残留応力分布を図６に示す。
（３）表面Ｃ濃度（ＣＣ）、Ｃ濃化層厚さ（Ｃｔ）
　コイルばねの線材横断面における内径側において表面Ｃ濃度およびＣ濃化層の厚さを測定した。測定にはＥＰＭＡ（島津製作所　ＥＰＭＡ－１６００）を用い、ビーム径１μｍ、測定ピッチ１μｍとしてライン分析を行った。Ｃ濃化層厚さは、線材内部と同じＣ濃度となるまでの表面からの深さとした。なお、比較例９ではＣ濃化層を得られなかったため、表３にこれらの数値を記載していない。
（４）旧オーステナイト粒平均結晶粒度番号（Ｇ）
　前処理として、コイルばねのサンプルを５００℃で１時間加熱した。そして、コイルばねの横断面の深さｄ／４の位置において、視野数を１０箇所として、光学顕微鏡（ＮｉＫＯＮ　ＭＥ６００）を用いて倍率：１０００倍でＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して測定を行い、旧オーステナイト粒平均結晶粒度番号Ｇを算出した。
（５）表面粗さ（Ｒｚ（最大高さ））
　非接触三次元形状測定装置（ＭＩＴＡＫＡ　ＮＨ－３）を用いてＪＩＳ　Ｂ０６０１に準拠して表面粗さの測定を行った。測定条件は、測定倍率：１００倍、測定距離：４ｍｍ、測定ピッチ：０．００２ｍｍ、カットオフ値：０．８ｍｍとした。
（６）平均結晶粒径（ｄＧＳ）
　ＦＥ－ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法により、ＪＥＯＬ　ＪＳＭ－７０００Ｆ（ＴＳＬソリューションズ　ＯＩＭ－Ａｎａｌｙｓｙｓ　Ｖｅｒ．４．６）を用いて、平均結晶粒径を測定した。ここで、測定はコイルばねの横断面の深さｄ／４の位置において行い、観察倍率１００００倍で行い、方位角度差５°以上の境界を粒界として平均結晶粒径を算出した。
（７）耐疲労性（折損率）
　油圧サーボ型疲労試験機（鷺宮製作所）を用いて室温（大気中）において疲労試験を行った。試験応力：７３５±６６２ＭＰａ、周波数：２０Ｈｚ、試験数：各８本であり、２千万回加振時の折損率（折損数／試験本数）で耐疲労性を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
３．評価結果
（１）硬さ
　表３から分かるように、本発明では、内部硬さが５７０～７００ＨＶであると、高い耐疲労性を得ることができる。また、５７０～６９０ＨＶであるとより好ましい。硬さがこのような範囲であると、破壊起点となる０．１～０．４ｍｍの深さにおける圧縮残留応力を十分に得ることができる。このため、内部起点の破壊が防止され、高い耐疲労性が得られたと考えられる。また、比較例１０の結果から、熱間成形法によって作製したコイルばねでも、硬さが５７０ＨＶ未満の場合は耐力が乏しく、十分な耐疲労性が得られない。したがって、本発明においては、硬さは５７０～７００ＨＶが好ましく、５７０～６９０ＨＶがより好ましい。
　また、発明例では浸炭処理によって表面の硬さが内部硬さよりも５０ＨＶ以上高くなっている。これによって表面近傍で高い圧縮残留応力を得ることができ、最表面を含む表面近傍を起点とする疲労亀裂の発生を防止することができる。したがって耐疲労性を向上させることができる。
（２）残留応力分布
　同様の組成の線材を用い製造工程Ａにより作製した発明例１２、製造工程Ｂにより作製した発明例２４、および製造工程Ｃにより作製した発明例２５は、製造工程Ｄで作製し、焼鈍処理を行った比較例１２と比べて、表面から深い位置での圧縮残留応力（－σＲ０．４）が大きい。これは、製造工程ＡまたはＢによって作製した発明例では、冷間コイリングにおいて発生する引張残留応力（コイル内径側に残存）が、熱間コイリングにおいてはほとんど発生しないためである。また、製造工程Ｃにより作製した発明例２５では、冷間コイリングにおいて発生した引張残留応力が、その後オーステナイト域まで加熱することで完全に解消するためである。つまり、冷間コイリングによる引張残留応力が残存したままの比較例１２と比べ、発明例１２、２４、２５では、ショットピーニングによって圧縮残留応力が表面から深くまで入り易い。このため、破壊起点となり易い０．１～０．４ｍｍ深さにおける圧縮残留応力が大きいため、耐疲労性を向上させることができる。
　発明例１～２９については、全て、－σＲｍａｘは９００ＭＰａ以上と大きな最大圧縮残留応力が得られている。これは、浸炭による表面近傍の降伏応力向上に起因した、ショットピーニングによる圧縮残留応力の向上が図られていると考えられる。また、線径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下の場合は、Ｉ－σＲは１６０ＭＰａ・ｍｍ以上、ＣＰは０．４３ｍｍ以上、線径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下の場合は、Ｉ－σＲは１３０ＭＰａ・ｍｍ以上、ＣＰは０．３８ｍｍ以上であり、深く大きな圧縮残留応力が得られ、耐疲労性が良好であった。なお、比較例２～５の折損品について破面観察を行った結果、その破壊起点は表面から深さ０．１５～０．３５ｍｍの範囲であり、非金属系介在物を起点とする内部起点であった。この深さは、合成応力（作用応力－残留応力）の最大値が現れる領域近傍に相当し、その領域での圧縮残留応力が大きいことが、耐疲労性に対し重要であると分かる。このため、－σＲ０．１５が３００ＭＰａ以上かつ－σＲ０．３が５０ＭＰａ以上である発明例３では、高価な線材を用い、かつ窒化処理が施された比較例３よりも高い耐疲労性を得ることができた。また、－σＲ０．２が２００ＭＰａ以上かつ－σＲ０．４が６０ＭＰａ以上である発明例１、２、７～１９、２４、２５では、高級元素が添加された高価な線材を用い、かつ窒化処理が施された比較例１３以上の高い耐疲労性を得ることができた。
（３）表面Ｃ濃度、Ｃ濃化層厚さ
　比較例９や１０と比べ、発明例７～１９では表面Ｃ濃度０．７～０．９重量％、Ｃ濃化層厚さ１０μｍ以上の浸炭が施されており、それにより表面近傍での硬さが高いことから、表面近傍で高い圧縮残留応力が得られ、また、表面粗さも改善されるため高い耐疲労性を得ることができた。
（４）旧オーステナイト粒平均結晶粒度
　単純組成の材質Ａ、Ｂ、Ｃ、またはＤからなる、製造工程Ａによる発明例１、２、１２および２６では、Ｇは１０番以上であり、結晶粒微細化効果のあるＶ量が多い高級鋼の材質Ｅを用いた比較例１２、１３と同等程度の微細結晶粒が得られている。単純組成からなる材質を用いてこのような微細結晶粒が得られたのは、高周波加熱による急速加熱によるものである。すなわち、高周波加熱によって短時間で加熱を行うことで旧オーステナイト粒の粗大化抑制、或いは微細化効果が得られた。このため、単純組成からなる発明例１、２、１２および２６において微細結晶粒を得ることができ、耐疲労性が良好である。
　製造工程Ｃによる発明例２５でも同様に高周波加熱によって加熱を短時間とした結果、Ｇが１０．１と微細結晶粒を得ることができている。製造工程Ａの発明例１２と比較して製造工程Ｃで結晶粒度が若干悪化しているのは、製造工程Ａのような線材を加熱する場合と比較して、製造工程Ｃではコイル形状のものに対して高周波加熱を行うため、均一に加熱するために加熱時間が長くなるためである。したがって、コイルばねの線径や形状によっては、製造工程Ａは製造工程Ｃよりも結晶粒微細化の観点からより好ましい。
（５）表面粗さ
　高い耐疲労性の得られた発明例１～２９について、表面粗さＲｚ（最大高さ）は９．０μｍ以下であり、所望する表面粗さＲｚ２０μｍ以下を十分に満足している。この表面粗さは、コイリング時におけるツール類との擦れや、ショットピーニング処理により形成されるものである。そしてショットピーニング処理により形成される表面粗さについては、線材の硬さと、ショットの粒径・硬さ・投射速度といった条件との組み合わせによりその大きさが決まる。よって、Ｒｚが２０μｍを超えないようにショットピーニングの条件は適宜設定する必要がある。
　発明例７～１９では同程度の内部硬さを有する比較例９と比べて表面粗さが小さい。これは、表面に硬さの高いＣ濃化層が形成されているためである。表面が硬いため、ショットピーニング工程時に表面粗さが低下し難く、良好な表面粗さが得られたと考えられる。よって、Ｃ濃化層形成による表面硬さの向上は、破壊起点となり易い表面の谷部の生成の抑制となり、耐疲労性の向上（信頼性の向上）に対し有効である。
（６）平均結晶粒径
　単純組成の材質Ａ、Ｂ、Ｃ、またはＤからなる発明例１、２、１２および２６では、ｄＧＳは０．７３～０．９５μｍであり、高級鋼である材質Ｅを用いた比較例１２、１３と同程度の平均結晶粒径であった。これは、前述のように、高周波加熱によって短時間で加熱を行うことが組織の粗大化抑制、あるいは微細化に繋がったためであり、その結果、発明例１、２、１２および２６では微細な平均結晶粒径が得られ耐疲労性が向上している。
　製造工程Ｃによる発明例２５でも同様に高周波加熱による短時間加熱の結果、ｄＧＳ＝０．９５μｍと微細結晶粒を得ることが出来ている。しかしながら、前述のように、製造工程Ｃでは製造工程Ａと比較して加熱が長時間化するため、コイルばねの線径や形状によっては、製造工程Ａでは製造工程Ｃよりも結晶粒微細化の観点からより好ましい。 
（７）線径
　線径を１．５～１０ｍｍの範囲で変えた発明例３～６、１２、２０～２２では、製造工程Ａでの熱間成形に際し異常変形等が無く、略円形のコイルばねを製作できた。線径を１．２ｍｍとした比較例１ではコイリング中に線材が座屈し、コイリングツールから脱離し、コイルの製作が不可能であった。なお、線径を１０ｍｍとした発明例２２では、線材中心近傍（具体的には、中心から２ｍｍ程度の範囲）において、完全なマルテンサイト組織が得られず、不完全焼入れ組織となっていた。これは、コイリング中に浸炭処理を行うため、高周波加熱の時間が短くなり、線材の径方向の均熱化に十分な加熱時間が得られなかったためである。ただし、中心近傍はコイルばねとしての使用上、ほとんど応力が掛らない範囲であり、その結果、発明例２２においても高い耐久性が得られている。このことから、線径が１０ｍｍを超えると、前述した不完全焼入れ組織がコイルばねとしての使用上問題となる領域に達してしまうと分かる。したがって、本発明においては、線径は１．５～９．０ｍｍがより好ましい。
（８）浸炭条件
　線材表面での浸炭反応を効率的に行うためには、一定以上のガス吹付圧（線材表面での動圧）が必要であり、ガス吹付圧が低すぎるとＣ濃化層を得ることが出来ない。一方、ガス吹付圧が高すぎても線材表面温度が低下することによる浸炭反応性の低下を招くため好ましくない。また、線材温度が８００℃である比較例９ではＣ濃化層が生成しなかった。したがって、浸炭反応の速度の観点から短時間での浸炭には線材温度は８５０℃以上が必要である。なお、線材温度が１１５０℃を超えると、加熱温度が高いため結晶粒度が悪化し、耐疲労性が低化し易くなる。これらのことから、ガス吹付圧は０．１ｋＰａ～５．０ｋＰａ、ガス吹付け時の線材温度は８５０～１１５０℃であることが好ましい。この条件によれば、発明例７～１９が示す通りいずれも表面Ｃ濃度０．７重量％以上、かつＣ濃化層厚さ１０μｍ以上が得られる。
　これらのことから、従来のコイルばねの製造方法と比べ、本発明の圧縮コイルばねの製造方法によれば、コイリングによる引張残留応力を解消し、浸炭処理によって所定の表面硬さを得ることにより、表面から深くまでかつ大きな圧縮残留応力を得られ、耐疲労性を向上できることを確認できた。
　なお、製造工程ＡおよびＢと、製造工程Ｃにおける寸法精度の違いについて、焼入れ後のコイルばね５０個で評価を行った。ここでは、材質Ｃ、線径４ｍｍの線材を用いて発明例１２、２４、２５の場合と同様の条件でコイルばねを作製した。その結果、コイル径について、製造工程Ｃで作製したコイルの標準偏差が０．０４７ｍｍであったのに対し、製造工程ＡおよびＢで作製したコイルではそれぞれ０．０２０ｍｍ、０．０２３ｍｍであった。冷間成形法では、冷間成形後のコイルばねにおいては大きな加工歪みが残留しており、その加工歪みは個体内で一様ではない。このため、焼入れ工程においてオーステナイト領域まで加熱を行って加工ひずみを解放させた際に、不均一な変形（形状が歪になる、そのばらつきが大きい）を招き易い。一方、熱間成形法では、コイルばねに加工歪みが残留しない。このため、高い寸法精度が要求される場合は、熱間成形法を用いる製造工程ＡまたはＢを用いることが好ましい。製造工程Ｃでは、耐久性は良好なものの、冷間成形法であるため寸法精度の点で製造工程ＡおよびＢに劣る。
　以上より、本発明の圧縮コイルばねの製造方法によれば、安価な線材を用いても、高級鋼を使用した従来の冷間成形ばねよりも耐疲労性に優れた圧縮コイルばねを得ることができる。

Claims (24)

  1. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の前記線材の表面から０．２ｍｍ深さでの圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であると共に表面から０．４ｍｍ深さでの圧縮残留応力が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  2. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる前記線材の表面からの深さをクロッシングポイントとし、縦軸を残留応力、横軸を素線半径とした残留応力分布曲線において表面からクロッシングポイントまでの積分値をＩ－σＲと表したとき、Ｉ－σＲが１６０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  3. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の前記線材の表面から０．１５ｍｍ深さでの圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上であると共に表面から０．３ｍｍ深さでの圧縮残留応力が５０ＭＰａ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  4. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる前記線材の表面からの深さをクロッシングポイントとし、縦軸を残留応力、横軸を素線半径とした残留応力分布曲線において表面からクロッシングポイントまでの積分値をＩ－σＲと表したとき、Ｉ－σＲが１３０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  5. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上を０．００５～４．５％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の前記線材の表面から０．２ｍｍ深さでの圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であると共に表面から０．４ｍｍ深さでの圧縮残留応力が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  6. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上を０．００５～４．５％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が２．５ｍｍ以上１０ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる前記線材の表面からの深さをクロッシングポイントとし、縦軸を残留応力、横軸を素線半径とした残留応力分布曲線において表面からクロッシングポイントまでの積分値をＩ－σＲと表したとき、Ｉ－σＲが１６０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  7. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上を０．００５～４．５％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の前記線材の表面から０．１５ｍｍ深さでの圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上であると共に表面から０．３ｍｍ深さでの圧縮残留応力が５０ＭＰａ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  8. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８０％、Ｓｉを０．１５～２．５０％、Ｍｎを０．３～１．０％、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上を０．００５～４．５％含み、残部が鉄および不可避不純物からなる円相当直径が１．５ｍｍ以上３ｍｍ以下である鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に前記鋼線材に含まれるＣの平均濃度を超えるＣ濃化層を有し、前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる前記線材の表面からの深さをクロッシングポイントとし、縦軸を残留応力、横軸を素線半径とした残留応力分布曲線において表面からクロッシングポイントまでの積分値をＩ－σＲと表したとき、Ｉ－σＲが１３０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  9. 　前記線材のコイルばね内径側のばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じる略最大主応力方向において、無負荷時の最大圧縮残留応力が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１～８のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  10. 　ＪＩＳ　Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト粒平均結晶粒度番号が１０番以上であることを特徴とする請求項１～９のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  11. 　ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した平均結晶粒径（方位角度差５°以上の境界を粒界とする）が２．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１～１０のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  12. 　前記Ｃ濃化層の硬さが内部硬さよりも５０ＨＶ以上高いことを特徴とする請求項１～１１のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  13. 　前記Ｃ濃化層における最大Ｃ濃度が０．７～０．９重量％であり、前記Ｃ濃化層の厚さが０．０１～０．１ｍｍであることを特徴とする請求項１～１２のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  14. 　Ｃｒを０．５～２．０重量％含むことを特徴とする請求項５～８のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  15. 　表面粗さＲｚ（最大高さ）が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１～１４のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  16. 　前記圧縮残留応力がショットピーニング処理により付与されていることを特徴とする請求項１～１５のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  17. 　前記ショットピーニング処理が、粒径０．６～１．２ｍｍのショットによる第１のショットピーニング処理と、粒径０．２～０．８ｍｍのショットによる第２のショットピーニング処理と、粒径０．０２～０．３０ｍｍのショットによる第３のショットピーニング処理からなる多段ショットピーニング処理であることを特徴とする請求項１６に記載の圧縮コイルばね。
  18. 　ばね形状が、円筒形、または、円錐形、釣鐘形、鼓形、樽形等の異形であることを特徴とする請求項１～１７のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  19. 　コイルばね成形機により鋼線材を熱間成形するコイリング工程と、コイリングした後に切離され温度が未だオーステナイト域にあるコイルをそのまま焼入れする焼入れ工程と、コイルを調質する焼戻し工程と、線材表面に圧縮残留応力を付与するショットピーニング工程と、セッチング工程とを順に行う圧縮コイルばねの製造方法において、
    　前記コイルばね成形機は、連続的に鋼線材を供給するためのフィードローラと、鋼線材をコイル状に成形するコイリング部と、鋼線材を所定巻数コイリングした後に後方より連続して供給されてくる鋼線材とを切断するための切断手段とを有し、
    　前記コイリング部は、前記フィードローラにより供給された鋼線材を加工部の適切な位置へ誘導するためのワイヤガイドと、前記ワイヤガイドを経由して供給された鋼線材をコイル形状に加工するためのコイリングピンもしくはコイリングローラからなるコイリングツールと、ピッチを付けるためのピッチツールとを備えており、
    　前記コイルばね成形機は、さらに、前記フィードローラの出口から前記コイリングツールの間に鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域まで昇温する加熱手段を有し、
    　加熱中から焼入れまでの間に鋼線材表面に炭化水素系ガスを直接吹付ける浸炭工程を行うことを特徴とする圧縮コイルばねの製造方法。
  20. 　前記加熱手段が高周波加熱であり、前記ワイヤガイド内における鋼線材の通過経路上若しくは前記ワイヤガイドにおける鋼線材出口側末端と前記コイリングツールとの空間における鋼線材の通路経路上に鋼線材と同心となるように高周波加熱コイルが配置されていることを特徴とする請求項１９に記載の圧縮コイルばねの製造方法。
  21. 　鋼線材の表層部にＣ濃化層を形成する浸炭工程と、コイルばね成形機により鋼線材を熱間成形するコイリング工程と、コイリングした後に切離され温度が未だオーステナイト域にあるコイルをそのまま焼入れする焼入れ工程と、コイルを調質する焼戻し工程と、線材表面に圧縮残留応力を付与するショットピーニング工程と、セッチング工程とを順に行う圧縮コイルばねの製造方法において、
    　前記浸炭工程におけるＣ濃化層を形成する手段が、加熱した鋼線材表面に炭化水素系ガスを直接吹付ける方法であり、
    　前記コイリング工程に用いる前記コイルばね成形機が、連続的に鋼線材を供給するためのフィードローラと、鋼線材をコイル状に成形するコイリング部と、鋼線材を所定巻数コイリングした後に後方より連続して供給されてくる鋼線材とを切断するための切断手段とを有し、
    　前記コイリング部は、前記フィードローラにより供給された鋼線材を加工部の適切な位置へ誘導するためのワイヤガイドと、前記ワイヤガイドを経由して供給された鋼線材をコイル形状に加工するためのコイリングピンもしくはコイリングローラからなるコイリングツールと、ピッチを付けるためのピッチツールとを備え、
    　前記コイルばね成形機は、さらに、前記フィードローラの出口から前記コイリングツールの間に鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域まで昇温する加熱手段を有し、
    　前記加熱手段は高周波加熱であり、前記ワイヤガイド内における鋼線材の通過経路上若しくは前記ワイヤガイドにおける鋼線材出口側末端と前記コイリングツールとの空間における鋼線材の通過経路上に鋼線材と同心となるように高周波加熱コイルが配置されており、
    　前記浸炭工程と前記コイリング工程が途中で鋼線材の切離がない連続した工程であることを特徴とする請求項１～１８のいずれかに記載の圧縮コイルばねの製造方法。
  22. 　コイルばね成形機により鋼線材を成形するコイリング工程と、コイルを２０秒以内でオーステナイト域まで昇温し焼入れを行う加熱焼入れ工程と、コイルを調質する焼戻し工程と、線材表面に圧縮残留応力を付与するショットピーニング工程と、セッチング工程とを順に行う圧縮コイルばねの製造方法において、
    　前記加熱焼入れ工程における加熱手段が高周波加熱であり、
    　加熱中から焼入れまでの間に鋼線材表面に炭化水素系ガスを直接吹付ける浸炭工程を行うことを特徴とする請求項１～１８のいずれかに記載の圧縮コイルばねの製造方法。
  23. 　前記炭化水素系ガスを吹付ける時点の鋼線材表面温度が８５０～１１５０℃であり、且つ、鋼線材表面部における前記炭化水素系ガスの動圧が０．１～５．０ｋＰａであることを特徴とする請求項１９～２２のいずれかに記載の圧縮コイルばねの製造方法。
  24. 　前記炭化水素系ガスの主成分は、メタン、ブタン、プロパン、アセチレンのいずれかであることを特徴とする請求項１９～２３のいずれかに記載の圧縮コイルばねの製造方法。
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