WO2020013175A1 - 圧縮コイルばねおよびその製造方法 - Google Patents

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WO2020013175A1
WO2020013175A1 PCT/JP2019/027131 JP2019027131W WO2020013175A1 WO 2020013175 A1 WO2020013175 A1 WO 2020013175A1 JP 2019027131 W JP2019027131 W JP 2019027131W WO 2020013175 A1 WO2020013175 A1 WO 2020013175A1
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steel wire
coiling
layer
coil spring
wire
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PCT/JP2019/027131
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俊 平井
透 白石
洋平 岩垣
啓太 高橋
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日本発條株式会社
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    • 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
    • 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
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    • 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
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    • C22C—ALLOYS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C23C8/34—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 more than one step
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/04—Wound springs
    • F16F1/06—Wound springs with turns lying in cylindrical surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a compression coil spring used in, for example, an engine or a clutch of an automobile, and more particularly to a compression coil spring having excellent fatigue resistance and sag resistance even in a use environment under high stress, and a method of manufacturing the same. .
  • coil spring manufacturing methods are broadly classified into hot forming methods and cold forming methods.
  • a coil spring having a large wire diameter d and a small spring index D / d, which is a ratio between the coil average diameter D and the wire diameter d is difficult to cold-form due to its poor workability. It is used for molding, and carbon steel or spring steel is used as a coil spring wire.
  • the wire is heated to a high temperature so that it can be easily processed, wound around a cored bar, coiled into a coil spring shape, quenched and tempered, and further subjected to shot peening and setting to obtain the main properties of the coil spring. Fatigue resistance and sag resistance.
  • the compression coil spring of the valve spring or clutch torsion spring class can be cold-formed because of its relatively small diameter. It is easy to obtain high dimensional accuracy because it is not accompanied by transformation by heat or thermal expansion and contraction, and it is also high in mass productivity (tact, cost) due to processing speed and equipment cost.
  • a molding technique using a coreless metal 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 technology for producing valve springs and compression coil springs of the clutch torsion spring class has not been put to practical use.
  • a hard drawing wire such as a carbon steel wire, a hard steel wire, a piano wire, and a spring steel wire has been conventionally used as a coil spring wire.
  • high strength materials have been demanded from the viewpoint of weight reduction, and expensive oil-tempered wires have been widely used.
  • 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 residual stress generated by processing that is a factor that hinders the improvement of the fatigue resistance of the coil spring, and together with the application of compressive residual stress to the surface by shot peening, Contributes to improved fatigue resistance.
  • a surface hardening treatment by a nitriding treatment is performed as needed before shot peening.
  • Patent Literature 1 describes an oil-tempered wire for cold forming, and discloses a technique for improving fatigue resistance by utilizing a work-induced transformation of retained austenite.
  • Patent Document 2 discloses a means for directly spraying a hydrocarbon-based gas onto the surface of a steel wire from a single nozzle during heating to quenching to form a C-enriched layer on the surface of the steel wire.
  • Patent Literature 3 discloses a technique for improving fatigue resistance by applying large compressive residual stress by performing multi-stage shot peening at different projection speeds on the surface of a wire rod subjected to nitriding treatment.
  • Patent Document 2 discloses that when coiling is performed in a state where a steel wire is heated to an austenite region, carburizing is performed on the steel wire at the same time, thereby eliminating the generation of residual stress due to the working and improving the surface. It is disclosed that a C-enriched layer is formed and the effect of shot peening or setting performed later is efficiently obtained. In this case, during heating to quenching, a hydrocarbon gas is directly blown from a single nozzle onto the surface of the steel wire to form a C-enriched layer on the surface of the steel wire. However, in this method, it is easily estimated that the thickness of the C-concentrated layer and the surface C concentration vary in the circumferential direction of the wire.
  • the variation forms an excessively thick C-enriched layer thickness and C concentration with respect to the desired C-enriched layer thickness and C concentration, and on the other hand, a portion of the C-enriched layer thickness and C concentration which is thin.
  • a portion where the C concentration is high transformation from austenite to martensite is inhibited, and the retained austenite phase is increased.
  • an improvement in fatigue resistance is expected, but a reduction in set resistance is inevitable.
  • the magnitude of the compressive residual stress near the surface introduced by shot peening is proportional to the yield stress near the surface affected by shot peening in a steel wire, that is, the C concentration.
  • the compressive residual stress near the surface introduced by shot peening does not reach the desired magnitude, and the generation of fatigue cracks starting from the vicinity of the surface (including the outermost surface) is reduced.
  • the prevention effect is not enough.
  • the increase in surface hardness is small, it is not possible to prevent abrasion at a portion between lines where contact is repeated at the time of operation, which may lead to early breakage starting from the abraded portion. From these facts, if a dilute C-enriched layer exists, improvement in fatigue resistance cannot be expected.
  • the coil spring has a residual compressive stress in the vicinity of the surface of the wire rod (hereinafter referred to as “surface”) of about 1400 MPa.
  • surface As a coil spring used under a high load stress of a valve spring or clutch torsion spring class, Its compressive residual stress is sufficient to suppress crack initiation on the surface.
  • the compressive residual stress inside the wire is reduced, and the effect of the compressive residual stress on the crack generation inside the wire starting from inclusions is poor. Become.
  • Carburizing and nitriding are known as means for imparting compressive residual stress to the vicinity of the surface of a wire (for example, Patent Document 4).
  • Patent Document 4 In order to obtain a deeper and higher compressive residual stress, carbonitriding using a mixture of a carburizing gas and a nitriding gas is performed.
  • the present invention solves the tensile residual stress caused by the coiling process, forms a nitrided layer and a C-concentrated layer on the surface of the wire, and provides optimal hardness and compressive residual stress near the surface of the formed wire. It is an object of the present invention to provide a compression coil spring having high normal fatigue resistance and high sag resistance and capable of avoiding fretting fatigue by providing a distribution, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have conducted intensive studies on the fatigue resistance of coil springs. Then, they came to the idea of forming a nitrided layer on the surface layer of the steel wire and forming a carburized layer (hereinafter, referred to as a “C-concentrated layer”) immediately below the nitrided layer. Thereby, the effect of the shot peening performed later can be efficiently obtained, and the fatigue resistance can be improved, in addition to the improvement of the wear resistance due to the high hardness in the vicinity of the surface.
  • C-concentrated layer a carburized layer
  • C is 0.5 to 0.7%
  • Si is 1.2 to 3.0%
  • Mn is 0.3 to 1.2%
  • Cr is 0% by weight.
  • V 0.05 to 0.5%
  • Ni is 1.5% or less
  • Mo is 1.5% or less
  • W is 0.5% or less.
  • the steel wire material has an internal hardness of 570 to 700 HV in an arbitrary cross section, and a nitride layer is formed on a surface layer portion.
  • a C-enriched layer immediately above the nitrided layer that exceeds the average concentration of C contained in the steel wire rod and the total thickness of the surface-treated layer including the nitrided layer and the C-enriched layer is 0. 02 to 0.15 mm, the thickness of the nitride layer is 0.01 to 0.05 mm, and 78 It characterized by having a higher hardness portion of the HV.
  • Material component C 0.5 to 0.7% C contributes to strength improvement. If the content of C is less than 0.5%, the effect of improving the strength cannot be sufficiently obtained, so that ordinary fatigue resistance and sag resistance become insufficient. On the other hand, when the content of C exceeds 0.7%, toughness is reduced and cracks are easily generated. Therefore, the content of C is set to 0.5 to 0.7%.
  • Si 1.2 to 3.0% Si is effective for deoxidizing steel and contributes to improvement in strength and resistance to tempering softening. If the content of Si is less than 1.2%, these effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the content of Si exceeds 3.0%, it promotes decarburization and causes a decrease in the surface strength of the wire, and also causes a large decrease in toughness, thereby causing cracks when used as a coil spring. Therefore, the content of Si is set to 1.2 to 3.0%. On the other hand, when the Si content is 2.4% to 3.0%, the effect on the performance of the coil spring is the same, but an increase in the Si content in this range increases the risk of cracking during casting in the production of the material. Therefore, the content of Si is preferably 2.4% or less.
  • Mn 0.3-1.2% Mn contributes to improvement in hardenability.
  • the content of Mn is less than 0.3%, it is difficult to secure sufficient hardenability, and the effect of fixing S (forming MnS), which is detrimental to ductility, is poor.
  • the content of Mn exceeds 1.2%, ductility decreases, and cracks and surface flaws easily occur. Therefore, the content of Mn is set to 0.3 to 1.2%.
  • the Mn content is 0.8% to 1.2%, the effect on the performance of the coil spring is the same, but an increase in the Mn content in this range is a danger of breakage during wire drawing in material production.
  • the Mn content is preferably 0.8% or less.
  • Cr 0.5 to 1.9% Cr is effective in preventing decarburization, contributes to improvement in strength and tempering softening resistance, and is effective in improving ordinary fatigue resistance. It is also effective in improving sag resistance during warming. For this reason, in the present invention, it is preferable to further contain 0.5 to 1.9% of Cr. If the Cr content is less than 0.5%, these effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the content of Cr exceeds 1.9%, toughness is reduced, and cracks and surface scratches are easily generated.
  • V 0.05-0.5%
  • V precipitates as fine carbides by heat treatment, so that the crystal grains are refined and the strength is improved without impairing the toughness. Therefore, V is effective for improving ordinary fatigue resistance and also improves sag resistance. V also contributes to the improvement of tempering softening resistance. If the V content is less than 0.05%, such effects cannot be obtained. On the other hand, when V is contained in excess of 0.5%, a large amount of carbide is formed at the time of heating, resulting in a decrease in toughness.
  • one or more of Ni, Mo, and W can be further added as an optional component. As a result, it is possible to manufacture a coil spring having higher performance or more suitable for the application.
  • Ni 1.5% or less Ni contributes to the improvement of toughness, and thus is effective in improving ordinary fatigue resistance. Ni contributes to the improvement of corrosion resistance. On the other hand, when the Ni content exceeds 1.5%, the toughness is reduced.
  • Mo 1.5% or less Mo contributes to the improvement of hardenability and toughness. Mo may be added instead of Mn contributing to the improvement of hardenability, or Mo may be added together with Mn. Mo may be added instead of Ni which contributes to improvement of toughness, or Mo may be added together with Ni. On the other hand, when the content of Mo exceeds 1.5%, a large amount of carbide is formed at the time of heating, and the toughness is reduced.
  • W 0.5% or less W precipitates as fine carbides by heat treatment, so that the crystal grains are refined and the strength is improved without impairing the toughness. Therefore, W is effective in improving ordinary fatigue resistance. Further, W improves the sag resistance and also contributes to the improvement of the tempering softening resistance. On the other hand, when the content of W exceeds 0.5%, a large amount of carbide is formed at the time of heating, and the toughness is reduced.
  • the following elements may be added in addition to the above-mentioned optional elements of Ni, Mo and W.
  • B has the effect of improving hardenability and preventing low-temperature brittleness. B contributes to improvement in sag resistance. B may be added instead of Mn contributing to the improvement of hardenability, or B may be added together with Mn. If the content of B is less than 0.0003%, such an effect is poor, and if it exceeds 0.003%, the effect is saturated and the productivity and impact strength may be deteriorated.
  • Cu more than 0% and not more than 0.65%
  • Cu is a metal element having a higher ionization tendency than iron in an electrochemical manner, and has an effect of improving the corrosion resistance of steel, so that it is effective in improving the corrosion resistance.
  • Cu may be added instead of Ni which contributes to the improvement of corrosion resistance, or may be added together with Ni. If the Cu content exceeds 0.65%, cracks are likely to occur during hot working.
  • Ti and Nb are elements that have the same effect as V. If the content of these elements is less than 0.05%, such an effect is poor, and if it exceeds 0.5%, a large amount of carbide is formed during heating, and the toughness is reduced.
  • the steel wire has an internal hardness of 570 to 700 HV in an arbitrary wire cross section, and the nitrided layer has a portion having a hardness of 780 HV or more. This is because the presence of the hard nitride layer in the outermost surface layer can prevent the occurrence of fretting fatigue starting from near the surface (including the outermost surface).
  • the nitrided layer may be provided so as to have a hardness of 780 HV or more at least where fretting (line-to-line contact) occurs.
  • the total thickness of the surface treatment layer is set to 0.02 to 0.15 mm. If the total thickness of the surface treatment layer is less than 0.02 mm, the layer having a high compressive residual stress is thin, and the occurrence of fretting fatigue cannot be effectively prevented. On the other hand, the upper limit of the total thickness of the surface treatment layer of 0.15 mm is due to the limitation of the thicknesses of the nitride layer and the C-enriched layer described below.
  • Nitrided layer The nitrided layer is composed of a nitrogen compound layer as the outermost surface layer and a nitrogen diffusion layer below it. In the present invention, only the nitrogen diffusion layer may be used.
  • the thickness of the nitrided layer is required to be 0.01 to 0.05 mm. If the thickness of the nitrided layer is less than 0.01 mm, the effect of preventing the occurrence of fretting fatigue becomes poor. On the other hand, if the thickness of the nitrided layer exceeds 0.05 mm, the toughness of the surface becomes poor and the normal fatigue resistance is reduced.
  • the thickness of the C-enriched layer is desirably 0.01 to 0.1 mm, and the hardness of the C-enriched layer is desirably 30 HV or more higher than the internal hardness.
  • a C-enriched layer is formed on the surface layer of the wire by carburizing. By improving the yield stress, a large compressive residual stress can be given near the surface by shot peening performed later. Therefore, there is an effect of further improving the normal fatigue resistance.
  • the thickness of the C-enriched layer is less than 0.01 mm and the difference between the hardness and the internal hardness of the C-enriched layer is less than 30 HV, such an effect is poor.
  • the treatment when the thickness of the C-enriched layer exceeds 0.1 mm, the treatment must be performed at a high temperature in order to efficiently perform the carburizing reaction, so that the crystal grain size deteriorates and the normal fatigue resistance decreases. It is easy to invite.
  • carburizing when carburizing is performed before quenching, transformation of austenite to martensite is inhibited in the C-enriched layer during quenching, and the ratio of retained austenite in the C-enriched layer increases, resulting in reduced sag resistance. Getting worse.
  • the C-enriched layer contains C at a concentration exceeding the average concentration of C contained in the wire.
  • the maximum C concentration in the C-enriched layer is 0.7 to 1.2%.
  • the maximum C concentration of the C-enriched layer exceeds 1.2%, C which cannot be dissolved in the mother phase precipitates as carbides in a large amount at the crystal grain boundaries, so that the toughness is reduced and the normal fatigue resistance is reduced. Easy to invite.
  • the maximum C concentration in the C-enriched layer is less than 0.7% or the thickness of the C-enriched layer is less than 0.01 mm, the following inconvenience occurs. That is, the magnitude of the compressive residual stress near the surface introduced by the shot peening is proportional to the yield stress near the surface of the steel wire rod affected by the shot peening, that is, the C concentration. Therefore, when the maximum C concentration of the C-enriched layer is low and the thickness is small, the compressive residual stress in the vicinity of the surface introduced by shot peening does not reach a desired level, and the vicinity of the surface (including the outermost surface) is reduced. The effect of preventing fatigue cracks as starting points is not sufficient. In addition, since the increase in surface hardness is small, it is not possible to prevent the occurrence of fretting fatigue due to wear at a line portion where contact is repeated during operation.
  • the average crystal grain size (a boundary having an azimuth angle difference of 5 ° or more is a grain boundary) measured by SEM / EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) is preferably 2.0 ⁇ m or less. . When the average crystal grain size exceeds 2.0 ⁇ m, it becomes difficult to obtain sufficient ordinary fatigue resistance. A small average crystal grain size, that is, a fine block or lath in the prior austenite grains is suitable for improving fatigue resistance because of high resistance to crack propagation.
  • the present inventors have studied the working stress required for valve springs and clutch torsion springs and various factors that can be the starting point of fatigue breakage (ductility, nonmetallic inclusions, incompletely quenched structure, etc.). The following conclusions were obtained regarding the compressive residual stress required near the wire rod surface of the coil spring from fracture mechanics calculations in relation to abnormal structures, surface roughness, surface flaws, etc.) and verification through actual durability tests.
  • 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.
  • the depth from the surface of the wire where the value of the compressive residual stress when no load is zero is zero.
  • Is defined as the crossing point the vertical axis represents the residual stress
  • the horizontal axis represents the depth from the surface.
  • I ⁇ R the integrated value from the surface to the crossing point is expressed as I ⁇ R, where I ⁇ R is 150 MPa ⁇ mm or more. It is desirable that If these values are not satisfied, it is insufficient to suppress the fatigue fracture at the internal origin.
  • the compressive residual stress distribution in the present invention is preferably formed by shot peening or setting.
  • the shot peening process includes a first shot peening process using a shot having a grain size of 0.6 to 1.2 mm, a second shot peening process using a shot having a grain size of 0.2 to 0.8 mm, It is preferable to use a multi-stage shot peening process including a third shot peening process using a shot having a particle size of 0.02 to 0.30 mm. Thereby, the surface roughness increased by the shot peening performed earlier can be reduced by the shot peening performed later.
  • the shot diameter and the number of steps in the shot peening are not limited to the above, and any necessary residual stress distribution, surface roughness, or the like may be obtained according to the required performance. Therefore, the shot diameter, the material, the number of steps and the like are appropriately selected. Further, the distribution of the introduced compressive residual stress varies depending on the projection speed and the projection time, and these are appropriately set as necessary.
  • the volume fraction of retained austenite ⁇ R-EBSD of the C-enriched layer measured by the SEM / EBSD method is 5 to 20%.
  • the presence of 5% or more of soft retained austenite improves the ductility near the surface, and as a result, improves the normal fatigue resistance.
  • ⁇ R-EBSD exceeds 20%, desired sag resistance cannot be obtained.
  • the surface roughness is also important together with the above-mentioned compressive residual stress distribution. .
  • the depth of the surface flaw that is, the surface roughness Rz (maximum height)
  • the surface roughness Rz is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the present invention is suitable for a compression coil spring having the following specifications, which requires a high degree of working during coiling and high fatigue resistance.
  • the wire has a circle-equivalent diameter (diameter as a perfect circle calculated from the cross-sectional area of the wire, including a non-circular cross section including a square or an oval) of 1.5 to 10 mm, and a spring index of 3 to 10 mm. 20, generally available for cold-formed compression coil springs.
  • valve springs, clutch torsion springs, etc. which require a high degree of working during coiling (that is, a large tensile residual stress on the coil inner diameter side generated by coiling in cold forming) and high fatigue resistance are required. It is suitable for a compression coil spring having an equivalent circle diameter of 1.5 to 9.0 mm and a spring index of 3 to 8 used in the above.
  • the compression coil spring of the present invention uses a coil spring forming machine, which will be described later, and thus does not require a core during coiling. 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 coil springs having other shapes, such as a cylindrical shape having almost no change in coil outer diameter in a typical whole coil as a coil spring. For example, a conical, bell-shaped, drum-shaped or barrel-shaped spring can be formed. Further, the present invention is also applicable to coil springs having equal pitch and irregular pitch.
  • cylindrical is a spring with a constant coil diameter
  • conical is a spring whose coil diameter changes conically from one end of the spring to the other end.
  • the "bell shape” is a spring having a coil diameter that is small at one end, expands toward the center and reaches the other end with the same diameter, and is also referred to as “single-drawing type”.
  • Highglass is a spring in which the coil diameter is large at both ends and small at the center.
  • the “barrel shape” is a spring whose coil diameter is small at both ends and large at the center, and is also referred to as “both ends drawn shape”.
  • a method for manufacturing the compression coil spring of the present invention will be described.
  • a coiling step of hot-forming a steel wire rod by a coil spring forming machine a quenching step of quenching a coil that has been cut off after coiling and is still in an austenite region
  • the nitriding step for forming a nitride layer on the surface of the wire is performed in this order.
  • heating, carburizing and hot forming are performed.
  • the coil spring forming machine includes a feed roller for continuously supplying a steel wire, a coiling section for forming the steel wire into a coil shape, and a steel continuously supplied from the rear after coiling the steel wire by a predetermined number of turns.
  • Cutting means for cutting the wire and the coiling section, the wire guide for guiding the steel wire supplied by the feed roller to an appropriate position in the processing section, and a supply via the wire guide
  • a coiling tool including a coiling pin or a coiling roller for processing the formed steel wire into a coil shape, and a pitch tool for setting a pitch.
  • the coil spring forming machine further includes a heating means for raising the temperature of the steel wire to the austenite region within 2.5 seconds between the outlet of the feed roller and the coiling tool, and a steel containing hydrocarbon gas during heating to coiling. It has carburizing means for carburizing the surface of the wire.
  • the carburizing treatment is performed by utilizing the heat at the time of hot coiling, so that the carburizing treatment can be performed efficiently.
  • a nitride layer is formed on the surface of the steel wire of the coil. Carbon is diffused inside from the surface of the steel wire rod by the carburizing treatment, and a C-enriched layer whose C concentration gradually decreases from the surface to the inside is formed (shown by a two-dot chain line in FIG. 1). Then, when a nitriding step is performed on the coil, carbon atoms are moved inside by the nitrogen atoms penetrating between the iron atoms from the surface of the steel wire, and as a result, as shown by a broken line in FIG. A portion having the highest C concentration is formed in a portion which enters from the surface of the inside.
  • the total thickness of the surface treatment layer including the nitrided layer and the C-enriched layer can be set to 0.02 to 0.15 mm.
  • the nitriding step is desirably performed by gas soft nitriding. Since gas nitrocarburizing is performed at a relatively low temperature, the microstructure after quenching (tempering) can be maintained. In gas nitrocarburizing, the coil spring is heated in a nitriding gas atmosphere at the same temperature as tempering, so that the coil spring hardened by the quenching process can be tempered into a coil spring having appropriate hardness and toughness. The step can be omitted. However, tempering can be performed before or after the nitriding step as needed. Although nitriding and quenching can be performed instead of gas nitrocarburizing, in this case, it is necessary to perform tempering after nitriding and quenching.
  • the heating means is not limited as long as it can raise the temperature of the steel wire to the austenite region in a short time, such as high-frequency heating, electric heating, and laser heating.
  • the surface temperature of the steel wire rod at the time of contact with the hydrocarbon-based gas is 850 to 1150 ° C. According to the carburizing conditions, carburizing can be efficiently performed in a short time while preventing the crystal grains of the wire rod from being remarkably coarsened.
  • the main component of the hydrocarbon-based gas is any one of methane, butane, propane, and acetylene.
  • multi-stage shot peening may be performed, and a low-temperature aging treatment for recovering the elastic limit may be combined as necessary.
  • the low-temperature aging treatment can be performed after the shot peening step or during each stage of the multi-stage shot peening.
  • shot peening with a shot having a grain size of 0.02 to 0.30 mm is performed.
  • the setting process is a process for increasing the yield stress of the steel wire material to improve the set resistance.
  • the setting applied to the coil spring there are various methods such as cold setting, hot setting, etc. select.
  • the present invention relates to a carbon steel wire, a hard steel wire, a piano wire, a spring steel wire, a carbon steel oil-tempered wire, a chrome vanadium steel oil-tempered wire, a silicon chrome steel oil-tempered wire, and a silicon chrome vanadium steel oil-tempered wire used as a spring. It can be applied to lines and the like.
  • carbon steel wire, hard steel wire, piano wire, and spring steel wire are not subjected to heat treatment such as oil-tempered wire, they are inexpensive compared to oil-tempered wires of the same composition as steel wire rods. .
  • a coiling step of cold-forming a steel wire by a coil spring forming machine, and forming a C-concentrated layer on the surface of the steel wire of the coil separated after coiling is performed in this order.
  • the spring forming machine includes a feed roller for continuously supplying a steel wire, a coiling unit for forming the steel wire into a coil, and a steel wire continuously supplied from the rear after coiling the steel wire by a predetermined number of turns.
  • a coiling tool including a coiling pin or a coiling roller for processing a steel wire rod into a coil shape, and a pitch tool for setting a pitch.
  • a nitrided layer and a C-enriched layer are formed on the surface layer of a steel wire to impart an optimal compressive residual stress distribution to the formed wire, thereby achieving high normal fatigue resistance and high sag resistance. And fretting fatigue can be avoided.
  • FIG. 5 is a graph showing a distribution of a nitride layer and a C-enriched layer in the present invention. It is a figure showing an example of a manufacturing process of a coil spring. It is a schematic diagram of a forming part of a coiling machine in an embodiment of the present invention. 4 is a graph showing a residual stress distribution of a coil spring used in an example. It is a graph which shows the residual austenite distribution of the coil spring used in the Example.
  • FIG. 1 shows each manufacturing process.
  • Step (A) is a method for manufacturing a compression coil spring of the present invention
  • step (B) is an example in which the nitriding step is removed from step (A).
  • the manufacturing process shown in the process (A) is a hot forming method using the following coiling machine.
  • FIG. 3 schematically shows the coiling machine forming unit 1 used in the manufacturing process shown in the step (A).
  • the coiling machine forming unit 1 includes a feed roller 10 for continuously supplying the steel wire M, and a coiling unit 20 for forming the steel wire M into a coil shape.
  • the coiling unit 20 includes a wire guide 21 for guiding the steel wire M supplied by the feed roller 10 to an appropriate position and a wire guide 21 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 (not shown) for setting a pitch are provided.
  • the coiling machine forming unit 1 includes a cutting unit 30 including a cutting blade 30a and an inner mold 30b for separating a steel wire rod M continuously supplied from behind after coiling by a predetermined number of turns, and a feed roller 10; A high-frequency heating coil 40 for heating the steel wire rod M between the outlet and the coiling tool 22 is provided.
  • An enclosing member 50 made of, for example, ceramics is arranged inside the high-frequency heating coil 40.
  • the enclosing member 50 has a small-diameter steel wire rod inlet 50a and a steel wire rod outlet 50b at both ends.
  • a gas supply unit 60 for supplying a hydrocarbon-based gas to the enclosing member 50 is provided in the vicinity of the steel wire rod inlet 50a of the enclosing member 50.
  • the gas supply unit 60 supplies a hydrocarbon-based gas into the enclosure member 50 from, for example, a steel wire inlet 50a. Note that the hydrocarbon-based gas can be supplied from the steel wire outlet 50b.
  • Rapid heating in the coiling machine forming unit 1 is performed by the high frequency heating coil 40, and the temperature of the steel wire is raised to the austenitic range within 2.5 seconds.
  • the installation position of the high-frequency heating coil 40 is as shown in FIG. 2 and is arranged on the outer peripheral side of the surrounding member 50.
  • the steel wire rod M passing through the inside of the surrounding member 50 is heated by the high-frequency heating coil 40 and carburized by the hydrocarbon-based gas filling the surrounding member 50.
  • the gas supply unit supplies the inside of the surrounding member 50 with an amount of the hydrocarbon-based gas in consideration of the density and the flow velocity of the hydrocarbon-based gas in the surrounding member 50 contributing to carburization.
  • the high-frequency heating coil 40 is installed near the wire guide 21, and the coiling portion 20 is provided so that the steel wire M can be formed immediately after heating.
  • the steel wire rod M that has passed through the wire guide 21 is bent at a predetermined curvature by contacting the coiling pin 22a, and further bent at a predetermined curvature by contacting the downstream coiling pin 22a. Then, the steel wire rod M is brought into contact with the pitch tool to give a pitch so as to have a desired coil shape.
  • the cutting blade 30a of the cutting means 30 cuts the steel wire M with the straight portion of the inner die 30b by shearing to separate the steel wire M supplied from the rear and the spring-shaped steel wire M. .
  • C is 0.5 to 0.7%
  • Si is 1.2 to 3.0%
  • Mn is 0.3 to 1.2%
  • Cr is 0.5 to 1.9%
  • V contains 0.05 to 0.5%
  • 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 austenitic region within 2.5 seconds by the high frequency heating coil 40, and then coiled in the coiling section 20 (coiling). Process).
  • the carburizing treatment of the steel wire rod M in the surrounding member 50 is performed simultaneously.
  • Carburizing treatment is performed at a wire temperature of 850 to 1150 ° C., and a C-enriched layer having a maximum C concentration of 0.7 to 1.2% and a thickness of 0.01 to 0.1 mm is formed on the surface of the steel wire M. Form. Thereby, a surface layer portion higher than the internal hardness of the wire by 30 HV or more can be obtained.
  • the coil which has been cut off after coiling and is still in the austenite region is quenched as it is in a quenching tank (not shown) (quenching solvent, for example, oil of about 60 ° C.) (quenching step), and further nitriding treatment is performed.
  • Quenching solvent for example, oil of about 60 ° C.
  • Perform nitriding step.
  • a high hardness structure composed of a martensite structure is obtained, and further by performing a nitriding treatment, a nitride layer is formed on the surface layer portion.
  • a tempered martensite structure having excellent toughness can be obtained by heating by nitriding.
  • the quenching, tempering, and nitriding treatments may be performed by a general method.
  • the heating temperature of the wire before quenching, the type and temperature of the quenching solvent, and the temperature and time of the nitriding treatment depend on the material of the steel wire M. Set as appropriate.
  • a desired fatigue resistance can be obtained by performing a shot peening process (shot peening process) and a setting process on the steel wire rod M. Since coiling is performed in a state where the coil is heated to the austenite region, generation of residual stress due to processing can be prevented. For this reason, it is easier to apply compressive residual stress by shot peening as compared with the cold forming method in which tensile residual stress is generated on the inner surface of the coil due to processing, and deeper and larger from the surface on the inner side of the coil spring where high stress occurs. A compressive residual stress can be effectively applied. Further, by performing the setting process, a deeper compressive residual stress distribution is formed in the direction of the maximum principal stress when used as a spring, so that ordinary fatigue resistance can be improved.
  • a first shot peening process with a shot having a grain size of 0.6 to 1.2 mm a second shot peening process with a shot having a grain size of 0.2 to 0.8 mm, and a shot peening process with a shot size of 0.2 to 0.8 mm.
  • a multi-stage shot peening process including a third shot peening process with a shot of 02 to 0.30 mm is performed.
  • a shot smaller than the shot peening process performed earlier is used, so that the surface roughness of the wire can be smoothed.
  • the shot used in shot peening can be steel cut wire, steel beads, FeCrB-based or other high hardness particles. Further, the compressive residual stress can be adjusted by a shot equivalent ball 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 amount of shear strain acting on the surface of the wire is set to be equal to or greater than the amount of shear strain at the acting stress when the wire is actually used as a spring.
  • a plastic strain is applied to the spring-shaped steel material so as to be as follows.
  • the compression coil spring of the present invention manufactured by the above-described step (A) has a nitrided layer in the surface layer portion, and has a C-enriched layer immediately above the nitrided layer that exceeds the average concentration of C contained in the steel wire rod. Further, the compression coil spring has a total thickness of the surface treatment layer including the nitrided layer and the C-concentrated layer of 0.02 to 0.15 mm. In such a compression coil spring, a nitrided layer and a C-concentrated layer are formed on the surface layer of a steel wire, and an optimum compression residual stress distribution is imparted to the formed wire, thereby achieving high fatigue resistance and high fatigue resistance. It is settled and fretting fatigue can be avoided.
  • the steel wire was heated and coiled by a coiling machine (see FIG. 3) equipped with a high-frequency heating coil, an enclosure member, and a gas supply unit, and quenched with oil at 60 ° C.
  • a nitriding treatment was performed.
  • the nitriding treatment was performed at a treatment temperature of 400 to 550 ° C. in a batch furnace in an ammonia gas atmosphere.
  • the tempering conditions and the nitriding conditions gas concentration, processing temperature, processing time, etc.
  • HV target internal hardness
  • each sample was subjected to shot peening and setting.
  • the shot peening process was performed in three stages, and the particle size of the shot projected from the first stage was gradually reduced.
  • the setting was hot setting, and the coil spring was heated at a heating temperature of 200 ° C. and a load stress of 1500 MPa.
  • a coil spring sample was prepared under the same conditions as above except that the nitriding treatment was not performed in the step (B).
  • Thickness of surface treatment layer The thickness of the nitrided layer and the C-concentrated layer was measured on the cross section of the steel wire rod of the coil spring. A line analysis was performed using EPMA (JEOL JXA-8530F) for measurement with a beam diameter of 0.1 ⁇ m and a measurement pitch of 1.0 ⁇ m.
  • the thickness (Nt) of the nitrided layer was the depth from the surface until the same N concentration as inside the steel wire.
  • the thickness (Ct) of the C-enriched layer was a thickness from immediately below the nitrided layer to a position where the same C concentration as in the steel wire rod was obtained.
  • Integral value of compressive residual stress (I- ⁇ R )
  • An X-ray diffraction type residual stress measuring device (manufactured by Rigaku Corporation) measures the compressive residual stress in the + 45 ° direction (approximately the maximum principal stress direction when a compressive load is applied to the spring) on the inner surface of the coil spring with respect to the wire axis direction. ). The measurement was performed with the tube: Cr and the collimator diameter: 0.5 mm. The above measurement was performed after the entire surface of the wire rod was chemically polished using hydrochloric acid with respect to the coil spring. By repeating the above measurement, the residual stress distribution in the depth direction was obtained, and the crossing point was obtained from the result. Further, the integrated value of the compressive residual stress was calculated by integrating the compressive residual stress from the surface to the crossing point in the relationship diagram between the depth and the residual stress. As an example, FIG. 4 shows the residual stress distribution of Invention Example 1.
  • FIG. 5 shows the distribution of retained austenite of Invention Example 1 as an example.
  • volume fraction of retained austenite in the C-enriched layer ( ⁇ R-EBSD )
  • JEOL JSM-7000F TSL Solutions OIM-Analysis Ver.7.2.1
  • SEM / EBSD Electro Back Scatter Diffraction
  • the surface roughness was measured using a non-contact three-dimensional shape measuring device (MITAKA NH-3) in accordance with JIS B0601. The measurement conditions were as follows: measurement magnification: 100 times, measurement distance: 4 mm, measurement pitch: 0.002 mm, cut-off value: 0.8 mm.
  • Average crystal grain size (d GS ) The average crystal grain size was measured by SEM / EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) using JEOL JSM-7000F (TSL Solutions OIM-Analysis Ver.4.6). 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 5000 times, and the average crystal grain size was calculated with the boundary having an azimuth angle difference of 5 ° or more as a grain boundary.
  • Fatigue resistance Breakage rate
  • Fatigue tests were performed at room temperature (in air) using a cam drive tester.
  • the fatigue resistance was evaluated by the breaking rate (number of breaks / number of test pieces) at a test stress of 735 ⁇ 686 MPa, a rotation speed of 8500 rpm, and a repetition rate of 4 ⁇ 10 7 times at the maximum. did.
  • a fatigue test was performed under the same conditions as above except that the test stress was 735 ⁇ 711 MPa. Table 3 shows the above results.
  • Comparative Example 2 even in the coil spring manufactured by performing the nitriding treatment, since the hardness of the nitrided layer is less than 780 HV, the abrasion resistance at the line contact portion is inferior. Early breakage from fretting fatigue has occurred, and sufficient fatigue resistance has not been obtained.
  • the hardness of the nitrided layer is preferably less than 920 HV, and more preferably 915 HV or less.
  • I ⁇ R is 150 MPa ⁇ mm or more, deep and large compressive residual stress is obtained, and fatigue resistance is good.
  • I ⁇ R was less than 150 MPa ⁇ mm, the compressive residual stress was shallow and small, and the fatigue resistance was reduced. The reason for this is that in Comparative Example 3, the thickness of the nitride layer was large (55 ⁇ m) and the hardness was high (920 HV), so that the application of compressive residual stress by shot peening remained near the surface.
  • the average crystal particle size (dGS) is 0.98 to 1.97 ⁇ m and has a fine crystal structure. This is the effect of the coarsening and fineness of the structure by heating in a short time in the manufacturing method of the present invention, and as a result, the fatigue resistance is improved.
  • volume fraction of retained austenite in the C-enriched layer ( ⁇ R-EBSD )
  • the volume ratio of retained austenite ( ⁇ R-EBSD ) in the C-enriched layer was 5 to 20%, and all were within the range where sag resistance was not impaired.
  • the present invention has high fatigue resistance including fretting resistance, it is used for a valve spring, particularly a valve spring of a racing engine used under high stress, a clutch torsion spring used in a clutch, and the like. be able to.
  • SYMBOLS 1 Coiling machine forming part, 10 ... Feed roller, 20 ... Coiling part, 21 ... Wire guide, 22 ... Coiling tool, 22a ... Coiling pin, 30 ... Cutting means, 30a ... Cutting blade, 30b ... Inner die, 40 ... High frequency Heating coil, 50: Enclosure member, 50a: Enclosure member steel wire inlet, 50b: Enclosure member steel wire outlet, 60: Gas supply unit, M: Steel wire.

Abstract

高耐久性かつ高耐へたり性であり、かつフレッティング疲労を回避することができる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０．５～０．７％、Ｓｉを１．２～３．０％、Ｍｎを０．３～１．２％、Ｃｒを０．５～１．９％、Ｖを０．０５～０．５％含むと共に、任意成分としてＮｉを１．５％以下、Ｍｏを１．５％以下、Ｗを０．５％以下のうち１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼線材を用いた圧縮コイルばねである。鋼線材の任意横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に窒化層を有し、かつ窒化層直下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、窒化層とＣ濃化層を合わせた表面処理層の合計厚さが０．０２～０．１５ｍｍであり、前記窒化層の厚さが０．０１～０．０５ｍｍであり、かつ前記窒化層に、７８０ＨＶ以上の硬さの部分を有する。

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と耐へたり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トーション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が太く、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、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トーション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トーション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用化されていない。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、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トーション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。また、特許文献２には、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１本のノズルから直接吹付け、その鋼線材表面にＣ濃化層を形成する手段が開示されている。特許文献３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において冷間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、特許文献１に記載の軟化抵抗が高い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、このことは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、特許文献２には、鋼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う際に、同時に鋼線材へ浸炭処理を施すことで、加工に起因した残留応力の発生を解消するとともに表面にＣ濃化層を形成し、後に行うショットピーニングやセッチングの効果を効率的に得ることが開示されている。この場合において、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１本のノズルから直接吹付け、その鋼線材表面にＣ濃化層を形成している。しかし、この方法では、線材円周方向においてＣ濃化層の厚さ、表面Ｃ濃度にばらつきが生じることが容易に推定される。そして、そのばらつきは、所望されるＣ濃化層厚さやＣ濃度に対し、過剰なＣ濃化層厚さやＣ濃度、一方では希薄なＣ濃化層厚さやＣ濃度の部分を形成する。Ｃ濃度の高い部分ではオーステナイトからマルテンサイトへの変態が阻害され、残留オーステナイト相の増大を招く。その結果として、耐疲労性の向上は見込まれるが、耐へたり性の低下は免れられない。ショットピーニングにより導入される表面近傍の圧縮残留応力の大きさは、鋼線材においてショットピーニングの影響を受ける表面近傍の降伏応力、すなわち、Ｃ濃度に比例する。よって、希薄なＣ濃化層では、ショットピーニングにより導入される表面近傍の圧縮残留応力が所望の大きさに至らず、表面近傍（最表面を含む）を起点とする疲労亀裂の発生に対しその防止効果が十分ではない。また、表面硬さの上昇も少ないため、作動時に接触を繰り返す線間部での摩耗を防ぐことができず、その摩耗部を起点とした早期折損を招くことがある。これらのことから、希薄なＣ濃化層が存在すると、耐疲労性の向上が見込めない。
　さらに、特許文献３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トーション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３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。
　線材の表面近傍に圧縮残留応力を付与する手段として、浸炭と窒化が知られている（例えば特許文献４）。より深くかつ高い圧縮残留応力を得るために、浸炭性ガスと窒化性ガスとを混合して用いる浸炭窒化が行われる。
特許第３５９５９０１号 特開２０１４－０５５３４３号公報 特開２００９－２２６５２３号公報 特開平８－５３７１１号公報
ばね論文集　第２８号（線ばねの疲労破壊起点部の特徴について）
　弁ばね等のようにクローズドエンドを有するばねでは、コイル有効部と座巻面とが相対的に微小振幅の繰返し接触を行うことでフレッティング疲労を起こすことが知られている（例えば非特許文献１）。フレッティング疲労は、不等ピッチばねのような形状に起因して、あるいは、振幅が異常に大きくなるサージング現象に起因しても発生する。（以下、フレッティングを伴わない疲労を「通常疲労」、通常疲労とフレッティング疲労を合わせた疲労を単に「疲労」と称する）
　上記のように、従来の製造方法や特許文献１～３等では、近年の高応力下での耐疲労性および耐へたり性の更なる向上とコスト低減の両立に加え、フレッティング疲労の回避を求めた要求に対し、その対応は困難を来す。また、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、このような背景のもと、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窒化層とＣ濃化層を形成し、成形後の線材表面近傍に最適な硬さと圧縮残留応力分布を付与することにより、高耐通常疲労性かつ高耐へたり性であり、かつフレッティング疲労を回避することができる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、鋼線材の表層部に窒化層を形成し、その窒化層の直下に浸炭層（以下、「Ｃ濃化層」と称する）を形成することに思い至った。これにより、表面近傍を高硬さとしたことによる耐摩耗性の向上とともに、後に行うショットピーニングの効果が効率的に得られ、耐疲労性を向上させることができる。
　すなわち、本発明の圧縮コイルばねは、重量％で、Ｃを０．５～０．７％、Ｓｉを１．２～３．０％、Ｍｎを０．３～１．２％、Ｃｒを０．５～１．９％、Ｖを０．０５～０．５％含むと共に、任意成分としてＮｉを１．５％以下、Ｍｏを１．５％以下、Ｗを０．５％以下のうち１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、前記鋼線材の任意横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に窒化層を有し、かつ窒化層直下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、前記窒化層と前記Ｃ濃化層を合わせた表面処理層の合計厚さが０．０２～０．１５ｍｍであり、前記窒化層の厚さが０．０１～０．０５ｍｍであり、かつ前記窒化層に、７８０ＨＶ以上の硬さの部分を有す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、重量％で、Ｃを０．５～０．７％、Ｓｉを１．２～３．０％、Ｍｎを０．３～１．２％、Ｃｒを０．５～１．９％、Ｖを０．０５～０．５％含むと共に、任意成分としてＮｉを１．５％以下、Ｍｏを１．５％以下、Ｗを０．５％以下のうち１種または２種以上を含み、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：０．５～０．７％
　Ｃは、強度向上に寄与する。Ｃの含有量が０．５％未満では、強度向上の効果が十分に得られないため、耐通常疲労性、耐へたり性が不十分となる。一方、Ｃの含有量が０．７％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０．５～０．７％とする。
Ｓｉ:１．２～３．０％
　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１．２％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３．０％を超えると、脱炭を助長し線材表面強度の低下を招き、また、靭性が大きく低下することからコイルばねとしての使用時に割れの発生を招く。このため、Ｓｉの含有量は１．２～３．０％とする。一方、Ｓｉ量が２．４％～３．０％においてコイルばねの性能に対するその効果は同等ではあるが、この範囲におけるＳｉ含有量の増加は素材製造における鋳造時の割れ発生の危険性を高めるため、Ｓｉの含有量は２．４％以下が好ましい。
Ｍｎ:０．３～１．２％
　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１．２％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０．３～１．２％とする。一方、Ｍｎ量が０．８％～１．２％においてコイルばねの性能に対するその効果は同等ではあるが、この範囲におけるＭｎ含有量の増加は素材製造における伸線加工時の破断発生の危険性を高めるため、Ｍｎの含有量は０．８％以下が好ましい。
Ｃｒ：０．５～１．９％
　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、耐通常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０．５～１．９％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１．９％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。
Ｖ：０．０５～０．５％
　Ｖは熱処理により微細炭化物として析出することにより結晶粒微細化され、靱性を損なわずに強度を向上させるため、耐通常疲労性の向上に有効であるとともに、耐へたり性を向上させる。また、Ｖは焼戻し軟化抵抗向上にも寄与する。Ｖの含有量が０．０５％に満たない場合には、そのような効果を得ることができない。一方、Ｖを０．５％を超えて含有すると、加熱時に炭化物を多く形成し、靭性の低下をもたらす。
　本発明においては、さらに任意成分としてＮｉ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上を添加することができる。その結果、より高性能ないしは用途により適したコイルばねの製造も可能である。
Ｎｉ：１．５％以下
　Ｎｉは靱性向上に寄与するため、耐通常疲労性の向上に有効である。また、Ｎｉは耐食性向上に寄与する。一方、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると逆に靭性の低下をもたらす。
Ｍｏ：１．５％以下
　Ｍｏは焼入れ性および靱性向上に寄与する。焼入れ性向上に寄与しているＭｎの代わりにＭｏを添加しても良く、またＭｎとともにＭｏを添加しても良い。靭性向上に寄与するＮｉの代わりにＭｏを添加しても良く、またＮｉとともにＭｏを添加しても良い。一方、Ｍｏの含有量が１．５％を超えると、加熱時に炭化物を多く形成し、靭性の低下をもたらす。
Ｗ：０．５％以下
　Ｗは熱処理により微細炭化物として析出することにより結晶粒が微細化され、靱性を損なわずに強度を向上させるため、耐通常疲労性の向上に有効である。また、Ｗは耐へたり性を向上させるとともに、焼戻し軟化抵抗向上にも寄与する。一方、Ｗの含有量が０．５％を超えると、加熱時に炭化物を多く形成し、靭性の低下をもたらす。
　なお、本発明においては、上記したＮｉ、Ｍｏ、およびＷの任意元素の他に以下の元素を添加することもできる。
Ｂ：０．０００３～０．００３％
　Ｂは焼入れ性を向上させ、低温脆性を防止する効果がある。また、Ｂは耐へたり性の向上に寄与する。焼入れ性向上に寄与しているＭｎの代わりにＢを添加しても良く、またＭｎとともにＢを添加しても良い。Ｂの含有量が０．０００３％未満ではそのような効果が乏しく、０．００３％を超えると、その効果が飽和し、製造性や衝撃強度を劣化させることがある。
Ｃｕ：０％を超え０．６５％以下
　Ｃｕは電気化学的に鉄よりもイオン化傾向の高い金属元素であり、鋼の耐食性を高める作用を有するため、耐食性向上に有効である。Ｃｕは、耐食性向上に寄与しているＮｉの代わりに添加してもよく、またＮｉとともに添加しても良い。Ｃｕの含有量が０．６５％を超えると、熱間加工時に割れが発生しやすくなる。
Ｔｉ、Ｎｂ：０．０５～０．５％
　ＴｉおよびＮｂはいずれもＶと同様な効果を奏する元素である。これらの元素の含有量が０．０５％未満ではそのような効果が乏しく、０．５％を超えると、加熱時に炭化物を多く形成し、靭性の低下をもたらす。
（１）硬さ分布
　本発明においては、鋼線材の任意の線材横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、窒化層に７８０ＨＶ以上の硬さの部分を有することを必須とする。これは、最表面層に硬い窒化層が存在することにより、表面近傍（最表面を含む）を起点とするフレッティング疲労の発生を防止できるからである。なお、窒化層は、少なくともフレッティング（線間接触）が生じる箇所において７８０ＨＶ以上の硬さとなるように設けられていればよい。
（２）表面処理層の合計厚さ
　本発明においては表面処理層の合計厚さを０．０２～０．１５ｍｍに設定している。表面処理層の合計厚さが０．０２ｍｍ未満では、高い圧縮残留応力の層が薄く、フレッティング疲労の発生を有効に防止することができない。一方、表面処理層の合計厚さの上限である０．１５ｍｍは、以下に述べる窒化層とＣ濃化層の厚さの制限による。
（３）窒化層
　窒化層は、最表面層の窒素化合物層とその下層の窒素拡散層とからなり、本発明では窒素拡散層のみであってもよい。窒化層の厚さは０．０１～０．０５ｍｍであることを必須とする。窒化層の厚さが０．０１ｍｍ未満であると、フレッティング疲労発生の防止効果が乏しくなる。一方、窒化層の厚さが０．０５ｍｍを超えると、表面の靭性が乏しくなり耐通常疲労性が低下する。
（４）Ｃ濃化層
　Ｃ濃化層の厚さは０．０１～０．１ｍｍであることが望ましく、Ｃ濃化層の硬さは内部硬さよりも３０ＨＶ以上高いことが望ましい。本発明においては、線材表面近傍の硬さ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で、後に行うショットピーニングによって表面近傍に大きな圧縮残留応力を付与することができる。このため、耐通常疲労性をさらに向上させる効果がある。Ｃ濃化層の厚さが０．０１ｍｍ未満でＣ濃化層の硬さと内部硬さとの差が３０ＨＶ未満である場合には、そのような効果が乏しくなる。一方、Ｃ濃化層の厚さが０．１ｍｍを超える場合には、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、耐通常疲労性の低下を招き易い。また、浸炭を焼入れ前に行う場合には、焼入れの際にＣ濃化層ではオーステナイトからマルテンサイトへの変態が阻害され、Ｃ濃化層における残留オーステナイトの割合が増加して耐へたり性が悪化する。
　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。上記の効果を十分に得るため、Ｃ濃化層における最大Ｃ濃度は０．７～１．２％であることが望ましい。Ｃ濃化層の最大Ｃ濃度が１．２％を超える場合には、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、耐通常疲労性の低下を招き易い。
　一方、Ｃ濃化層における最大Ｃ濃度が０．７％に満たなかったり、Ｃ濃化層厚さが０．０１ｍｍに満たない場合には、以下の不都合を生じる。すなわち、ショットピーニングにより導入される表面近傍の圧縮残留応力の大きさは、鋼線材においてショットピーニングの影響を受ける表面近傍の降伏応力、すなわち、Ｃ濃度に比例する。よって、Ｃ濃化層の最大Ｃ濃度が低く厚さが薄い場合には、ショットピーニングにより導入される表面近傍の圧縮残留応力が所望の大きさに至らず、表面近傍（最表面を含む）を起点とする疲労亀裂の発生に対しその防止効果が十分ではない。また、表面硬さの上昇も少ないため、作動時に接触を繰り返す線間部での摩耗に起因するフレッティング疲労の発生を防ぐことができない。
（５）結晶粒径
　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、十分な耐通常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。
（６）残留応力分布
　本発明者らは、バルブスプリングやクラッチトーション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、および、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。
　すなわち、本発明においては、コイルばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じるコイルばね内径側の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、横軸を表面からの深さ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１５０ＭＰａ・ｍｍ以上であることが望ましい。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。
　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やセッチ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。
（７）残留オーステナイト分布
　Ｘ線回折法を用いて測定した残留オーステナイト体積率γＲ－ＸＲＤ（％）について、縦軸を残留オーステナイト体積率、横軸を表面からの深さとした残留オーステナイト分布曲線において、表面から０．５ｍｍ深さまでの積分値をＩγＲ－ＸＲＤと表したとき、ＩγＲ－ＸＲＤが３．４％・ｍｍ以下であることが望ましい。このように、残留オーステナイトを制限することにより、耐へたり性を向上させることができる。
　また、本発明においては、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定したＣ濃化層の残留オーステナイト体積率γＲ－ＥＢＳＤが５～２０％であることが望ましい。軟質な残留オーステナイトが５％以上存在することで表面近傍の延靭性は向上し、その結果、耐通常疲労性が向上する。一方、γＲ－ＥＢＳＤが２０％を超えると、所望の耐へたり性が得られない。
（８）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トーションスプリング等としては、要求される耐通常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。
（９）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トーション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、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、樽形等のばねの成形も可能である。また、等ピッチおよび不等ピッチのコイルばねにも適用可能である。
　ここで、「円筒形」とはコイル径が一定のばねであり、「円錐形」とはコイル径がばねの一端から他端に向けて円錐状に変化するばねである。「釣鐘形」とはコイル径が一端において小であり、中央に向けて拡径しそのままの径で他端に至るばねであり、「片絞り形」ともいう。「鼓形」とはコイル径が両端において大であり、中央において小であるばねである。「樽形」とはコイル径が両端において小であり、中央において大であるばねであり、「両端絞り形」ともいう。
　次に、本発明の圧縮コイルばねの製造方法について説明する。本発明の圧縮コイルばねの製造方法では、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、鋼線材表面に窒化層を形成するための窒化工程とをこの順番で行う。コイリング工程では加熱、浸炭および熱間成形を行う。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、コイリング部には、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。コイルばね成形機はさらに、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と、加熱中からコイリングまでの間に炭化水素系ガスによって鋼線材表面に浸炭処理を施す浸炭手段を有している。
　本発明においては、上記のようなコイルばね製造装置で熱間コイリングを行うため、加工による残留応力が発生しない。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、微細な結晶粒が形成され、優れた耐疲労性を得ることができる。また、浸炭処理を施し、さらに窒化工程を行うため、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線材表面近傍に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。
　特に、本発明においては、鋼線材に浸炭処理を行った後にコイルの鋼線材表面に窒化層を形成する。浸炭処理によって鋼線材の表面から炭素が内部に拡散し、表面から内部に至るに従ってＣ濃度が漸減するＣ濃化層が形成される（図１の二点鎖線で示す）。次いで、コイルに対して窒化工程を行うと、炭素原子は、鋼線材の表面から鉄原子間に侵入する窒素原子により内部に移動させられ、その結果、図１に破線で示すように、鋼線材の表面から内部に入った部分に、Ｃ濃度が最高となる部分が生じる。このように、本発明においては、Ｃ濃化層が窒化処理によって鋼線材の内部に移動させられる結果、厚い表面処理層が形成される。したがって、本発明によれば、窒化層とＣ濃化層を合わせた表面処理層の合計厚さを０．０２～０．１５ｍｍとすることができる。
　ここで、窒化工程はガス軟窒化で行うことが望ましい。ガス軟窒化は比較的低温で行うため、焼入れ（焼戻し）後の微細組織を維持することができる。ガス軟窒化では、コイルばねを焼戻しと同程度の温度の窒化ガス雰囲気で加熱するから、焼入れ工程によって硬化されたコイルばねを適切な硬さと靭性を有するコイルばねに調質することができ、焼戻し工程を省略することができる。ただし、必要に応じて窒化工程の前または後に焼戻しを行うこともできる。ガス軟窒化の代わりに浸窒焼入れを行うこともできるが、その場合には浸窒焼入れの後に焼戻しを行う必要がある。
　なお、加熱手段は高周波加熱、通電加熱、レーザ加熱など鋼線材を短時間でオーステナイト域まで昇温できる手段であれば任意である。
　本発明の圧縮コイルばねの製造方法では、炭化水素系ガスと接触させる時点の鋼線材表面温度が８５０～１１５０℃であることが好ましい。この浸炭条件によれば、線材の結晶粒の著しい粗大化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。
　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、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、セッチング工程は、鋼線材の降伏応力を高めて耐へたり性を向上させる処理であり、コイルばね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等に対して適用が可能である。ここで、炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、およびばね鋼線はオイルテンパー線のような熱処理が施されていないため、鋼線材としては同等組成のオイルテンパー線と比較して安価である。また、本発明の製造法では熱処理（焼入れ、焼戻し）を施すため、組成が同等であれば、炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、およびばね鋼線を使っても、オイルテンパー線を使っても、同等の特性を有する圧縮コイルばねを製造することができる。よって、組成が同等であれば、炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、およびばね鋼線を使った方が安価に製造することができる。
　次に、本発明の圧縮コイルばねの他の製造方法では、コイルばね成形機により鋼線材を冷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たコイルの鋼線材表面にＣ濃化層を形成する浸炭工程と、コイルの表面に窒化層を形成するための窒化工程と、鋼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をこの順番で行う。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、コイリング部には、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を備えている。
　本発明によれば、鋼線材表層部に窒化層とＣ濃化層を形成し、成形後の線材に最適な圧縮残留応力分布を付与することにより、高耐通常疲労性かつ高耐へたり性であり、かつフレッティング疲労を回避することができる。
本発明における窒化層とＣ濃化層の分布を示すグラフである。 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。 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。 実施例で用いたコイルばねの残留オーステナイト分布を示すグラフである。
　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。工程（Ａ）は、本発明の圧縮コイルばねの製造方法であり、工程（Ｂ）は工程（Ａ）から窒化工程を除いた例である。工程（Ａ）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る。
　工程（Ａ）に示される製造工程で用いるコイリングマシン成形部１の概略を図３に示す。図３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とを備えている。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（図示略）とを備えている。また、コイリングマシン成形部１は、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とを備えている。
　高周波加熱コイル４０の内側には、例えばセラミックスからなる囲い部材５０が配置されている。囲い部材５０は、その両端部には小径の鋼線材入口５０ａおよび鋼線材出口５０ｂを備えている。囲い部材５０の鋼線材入口５０ａの近傍には、囲い部材５０に炭化水素系ガスを供給するガス供給部６０が設けられている。ガス供給部６０は、囲い部材５０の例えば鋼線材入口５０ａから内部に炭化水素系ガスを供給する。なお、炭化水素系ガスは鋼線材出口５０ｂから供給することもできる。
　コイリングマシン成形部１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に示す通りであり、囲い部材５０の外周側に配置されている。囲い部材５０の内部を通過する鋼線材Ｍは、高周波加熱コイル４０により加熱され、囲い部材５０に充満している炭化水素系ガスにより浸炭される。ガス供給部は、浸炭性に寄与する囲い部材５０内における炭化水素系ガスの密度と流速とを勘案した量の炭化水素系ガスを囲い部材５０内に供給する。
　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、直ぐに成形できるようにコイリング部２０が設けられている。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。
　まず、重量％で、Ｃを０．５～０．７％、Ｓｉを１．２～３．０％、Ｍｎを０．３～１．２％、Ｃｒを０．５～１．９％、Ｖを０．０５～０．５％含むと共に、任意成分としてＮｉを１．５％以下、Ｍｏを１．５％以下、Ｗを０．５％以下のうち１種または２種以上を含み、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、囲い部材５０の中の鋼線材Ｍの浸炭処理が同時に行なわれる。浸炭処理は、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０．７～１．２％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３０ＨＶ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）、さらに窒化処理を行う（窒化工程）。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、さらに窒化処理を行うことにより、表層部に窒化層が形成される。また、窒化処理による加熱により、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・窒化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、そして窒化処理の温度や時間は、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、加工によりコイル内径側表面に引張残留応力が発生する冷間成形法と比較して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、高応力となるコイル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、耐通常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－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（Ａ）によって作製した本発明の圧縮コイルばねは、表層部に窒化層を有し、かつ窒化層直下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、窒化層とＣ濃化層を合わせた表面処理層の合計厚さが０．０２～０．１５ｍｍである圧縮コイルばねである。このような圧縮コイルばねにおいては、鋼線材表層部に窒化層とＣ濃化層を形成し、成形後の線材に最適な圧縮残留応力分布を付与することにより、高耐通常疲労性かつ高耐へたり性であり、かつフレッティング疲労を回避することができる。
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オイルテンパー線を用意した。そして、オイルテンパー線に対して、図２に示す工程（Ａ）、（Ｂ）に従って、熱間成形法により、線径４．１ｍｍ、ばね指数６．０、有効巻数３．２５巻、総巻数５．７５巻、クローズドエンド（研削有り）のコイルばねを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　工程（Ａ）では、高周波加熱コイル、囲い部材、およびガス供給部を備えたコイリングマシン（図３参照）により鋼線材を加熱してコイリングを行い、６０℃の油によって焼入れした。次いで、焼戻しを行った後、窒化処理を行った。窒化処理は、アンモニアガス雰囲気のバッチ炉で４００～５５０℃の処理温度で行った。焼戻し条件と窒化条件（ガス濃度、処理温度、処理時間等）を調整して、表２に示すように、窒化層と内部の狙い目硬さ（ＨＶ）を設定した。
　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、３段階に分けて行い、１段目から徐々に投射するショットの粒径を小さくした。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。
　また、工程（Ｂ）では窒化処理を行わない以外は上記と同じ条件でコイルばねのサンプルを作製した。
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。
（１）表面処理層の厚さ
　コイルばねの鋼線材断面において窒化層およびＣ濃化層の厚さを測定した。測定にはＥＰＭＡ（日本電子　JXA-8530F）を用い、ビーム径：０．１μｍ、測定ピッチ：１．０μｍとしてライン分析を実施した。窒化層の厚さ（Ｎｔ）は、鋼線材内部と同じＮ濃度となるまでの表面からの深さとした。また、Ｃ濃化層の厚さ（Ｃｔ）は、窒化層の直下から鋼線材内部と同じＣ濃度となる位置までの厚さとした。
（２）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窒化層、Ｃ濃化層、および内部の硬さを測定した。測定荷重は表面から深さ０．００５ｍｍの位置（表３における「窒化層」）では１０ｇｆ、表面から深さ０．０５５ｍｍの位置（表３における「Ｃ濃化層」）では２５ｇｆ、深さ１．０２５ｍｍの位置（表３における「内部」）では２００ｇｆとし、各深さについて同心上の任意の３点で測定し、その平均値を算出した。
（３）圧縮残留応力積分値（Ｉ－σＲ）
　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１の残留応力分布を図４に示す。
（４）残留オーステナイト体積率（ＩγＲ－ＸＲＤ）分布
　コイルばねの線材横断面において、最表面から０．５ｍｍまでの各測定深さについて、６０°毎に６箇所残留オーステナイトの体積率を測定し、縦軸を残留オーステナイト体積率、横軸を素線半径方向とした残留オーステナイト分布曲線において、表面から０．５ｍｍ深さまでの積分値ＩγＲ－ＸＲＤを求めた。測定には、２次元ＰＳＰＣ搭載Ｘ線回折装置（ブルカーＤ８　ＤＩＳＣＯＶＥＲ）を用いた。なお、一例として発明例１の残留オーステナイト分布を図５に示す。
（５）Ｃ濃化層における残留オーステナイト体積率（γＲ－ＥＢＳＤ）
　ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Electron　Back　Scatter　Diffraction）法により、ＪＥＯＬ　ＪＳＭ－７０００Ｆ（TSLソリューションズ　OIM-Analysis　Ver.7.2.1）を用い、α相とγ相の相マップ（相分布図）を作成し、α相とγ相の面積比から残留オーステナイト体積率を測定した。ここで、測定は、コイルばねの横断面内径側表面の位置において、１５μｍ×４５μｍの範囲を観察倍率５０００倍で実施した。
（６）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。
（７）平均結晶粒径（ｄＧＳ）
　ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Electron　Back　Scatter　Diffraction）法により、ＪＥＯＬ　ＪＳＭ－７０００Ｆ（TSLソリューションズ　OIM-Analysis　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５０００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。
（８）耐疲労性（折損率）
　カム駆動試験機を用いて室温（大気中）において疲労試験を行った。表１の成分Ａ、Ｂのものについては、試験応力：７３５±６８６ＭＰａ、回転数：８５００ｒｐｍ、繰返し数：最大４×１０７回での折損率（折損数／試験本数）で耐疲労性を評価した。成分Ｃ、Ｄのものについては、試験応力：７３５±７１１ＭＰａとした以外は上記と同じ条件で疲労試験を行った。以上の結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
３．評価結果
（１）硬さ
　表３から分かるように、工程（Ａ）の熱間成形法によって作製した発明例１～５では、表面硬さ（窒化層の硬さ）が８１０～９０５ＨＶであり、内部と比較して概ね２００ＨＶ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が得られると共に、線間接触部での耐摩耗性に優れるため、線間接触部を起点とするフレッティング疲労の発生を防止することができる（耐疲労性向上）。一方、比較例２では、窒化処理を施して作製したコイルばねであっても、窒化層の硬さが７８０ＨＶ未満であるため、線間接触部での耐磨耗性に劣るため、同部におけるフレッティング疲労から早期折損に至っており、十分な耐疲労性が得られていない。
（２）窒化層厚さ
　比較例２では、窒化層の厚さが０．０１ｍｍ未満であるため、十分な表面硬さが得られず、結果として対疲労性が低下している。また、比較例３では、窒化層の厚さが０．０５ｍｍを超えるため、表面の靭性に乏しく耐久性が低下している。なお、比較例３における折損は、フレッティング疲労ではなく線間接触の無い有効部コイル内径側を起点とする通常疲労である。また、発明例１～５における通常疲労による折損は全て表面よりも内部の起点から亀裂が伝播したものである。これに対して、比較例３における通常疲労による折損は、窒化層の硬さが高く切欠感受性が高い表面の起点から亀裂が伝播したものであった。この結果から、窒化層の硬さは９２０ＨＶ未満であることが望ましく、９１５ＨＶ以下であればさらに望ましい。
（３）残留応力分布
　発明例１～５では、Ｉ－σＲは１５０ＭＰａ・ｍｍ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る。一方、比較例３ではＩ－σＲは１５０ＭＰａ・ｍｍ未満であり、圧縮残留応力が浅く小さく、耐疲労性が低下している。この理由は、比較例３では、窒化層の厚さが厚く（５５μｍ）硬さが高い（９２０ＨＶ）ため、ショットピーニングによる圧縮残留応力の付与が表面近傍に留まったためである。
（４）平均結晶粒径
　発明例では、平均結晶粒径（ｄＧＳ）が０．９８～１．９７μｍであり、微細な結晶構造を有する。これは、本発明の製造方法において、短時間で加熱することにより組織の粗大化と微細化による効果であり、その結果、耐疲労性が向上している。
（５）Ｃ濃化層における残留オーステナイト体積率（γＲ－ＥＢＳＤ）
　発明例１～５および比較例１～３ともＣ濃化層における残留オーステナイト体積率（γＲ－ＥＢＳＤ）は５～２０％であり、いずれも耐へたり性が損なわれない範囲であった。
　本発明は、耐フレッティング疲労を含む高耐疲労性を有するので、弁ばね、特に高応力下で使用されるレース用エンジンのバルブスプリングや、クラッチ内で使用されるクラッチトーションスプリングなどに利用することができる。
　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、３０…切断手段、３０ａ…切断刃、３０ｂ…内型、４０…高周波加熱コイル、５０…囲い部材、５０ａ…囲い部材鋼線材入口、５０ｂ…囲い部材鋼線材出口、６０…ガス供給部、Ｍ…鋼線材。

Claims (9)

  1. 　重量％で、Ｃを０．５～０．７％、Ｓｉを１．２～３．０％、Ｍｎを０．３～１．２％、Ｃｒを０．５～１．９％、Ｖを０．０５～０．５％含むと共に、任意成分としてＮｉを１．５％以下、Ｍｏを１．５％以下、Ｗを０．５％以下のうち１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線材を用いた圧縮コイルばねにおいて、前記鋼線材の任意横断面における内部硬さが５７０～７００ＨＶであり、表層部に窒化層を有し、かつ窒化層直下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、前記窒化層と前記Ｃ濃化層を合わせた表面処理層の合計厚さが０．０２～０．１５ｍｍであり、前記窒化層の厚さが０．０１～０．０５ｍｍであり、かつ前記窒化層に、７８０ＨＶ以上の硬さの部分を有することを特徴とする圧縮コイルばね。
  2. 　前記Ｃ濃化層の厚さが０．０１～０．１ｍｍであり、かつ前記Ｃ濃化層の硬さが内部硬さよりも３０ＨＶ以上高いことを特徴とする請求項１に記載の圧縮コイルばね。
  3. 　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または２に記載の圧縮コイルばね。
  4. 　コイルばねに圧縮荷重を負荷した場合に生じるコイルばね内径側の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、横軸を表面からの深さ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１５０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  5. 　Ｘ線回折法を用いて測定した残留オーステナイト体積率γＲ－ＸＲＤ（％）について、縦軸を残留オーステナイト体積率、横軸を表面からの深さとした残留オーステナイト分布曲線において、表面から０．５ｍｍ深さまでの積分値をＩγＲ－ＸＲＤとあらわしたとき、ＩγＲ－ＸＲＤが３．４％・ｍｍ以下である請求項１～４のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  6. 　ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した前記Ｃ濃化層の残留オーステナイト体積率γＲ－ＥＢＳＤが５～２０％であることを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  7. 　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１～６のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  8. 　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、前記コイリング部には、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、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と、加熱中からコイリングまでの間に炭化水素系ガスによって鋼線材表面に浸炭処理を施す浸炭手段が備えられた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、鋼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からなる圧縮コイルばねの製造方法において、前記焼入工程と前記ショットピーニング工程の間に鋼線材表面に窒化層を形成するための窒化工程を設けたことを特徴とする圧縮コイルばねの製造方法。
  9. 　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、前記コイリング部には、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が備えられたコイルばね成形機により鋼線材を冷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たコイルの鋼線材表面にＣ濃化層を形成する浸炭工程と、鋼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からなる圧縮コイルばねの製造方法において、前記浸炭工程と前記ショットピーニング工程の間に、コイルの表面に窒化層を形成するための窒化工程を設けたことを特徴とする圧縮コイルばねの製造方法。
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