WO2013021828A1 - 圧縮コイルばねおよびその製造方法 - Google Patents

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WO2013021828A1
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steel wire
coiling
wire
residual stress
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和也 井海
透 白石
裕一郎 小野
芳樹 小野
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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 and spring steel are used as the coil spring material.
  • 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 after quenching / tempering, further shot peening and setting are performed.
  • 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.
  • 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.
  • surface hardening processing including nitriding treatment 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 removed while maintaining the strength of the wire. What is difficult to do can be easily estimated 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 portion of the combined stress is the fracture starting point. The fact is. Therefore, ensuring a large compressive residual stress in the depth range of 0.1 mm to 0.4 mm is important for fatigue resistance.
  • the coil spring after cold forming is heated to the austenite region, Then, a method of performing quenching and tempering can be considered.
  • tissue spots occur, that is, since there is a portion with low strength, it is difficult to obtain desired fatigue resistance, and it is difficult to ensure reliability as a product.
  • the present invention prevents the occurrence of residual stress due to coiling, and imparts an appropriate compressive residual stress distribution to the wire after molding, so that it is highly durable using an inexpensive wire.
  • An object of the present invention is to provide a compression coil spring and a method of manufacturing the same.
  • the present inventors conducted extensive research on the fatigue resistance of coil springs.
  • the residual stress generated by processing can be reduced to some extent by adjusting the steel components such as adding higher elements that improve temper softening resistance, and then adjusting the annealing conditions. It has been considered that it is fundamentally difficult to completely eliminate the residual stress generated by the processing while maintaining the strength of the steel necessary for the stability and sag resistance. Therefore, by performing coiling with the coil spring wire heated to the austenite region and suppressing the generation of residual stress during processing, the effects of shot peening and setting performed later can be obtained efficiently. I found.
  • 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 performing hot working using a wire heated in a short time, it becomes possible to manufacture a spring with more excellent fatigue resistance in combination with suppressing the occurrence of residual stress resulting from the working.
  • the compression coil spring of the present invention contains, by weight%, C in a range of 0.45 to 0.85%, Si in a range of 0.15 to 2.5%, and Mn in a range of 0.3 to 1.0%, with the balance remaining.
  • the hardness in an arbitrary wire cross section is 570 to 700 HV
  • the spring on the inner diameter side of the coil spring In the direction of the substantially maximum principal stress when a compressive load is applied to the surface, the compressive residual stress at no load at a depth of 0.2 mm from the surface is 200 MPa or more and the compressive residual at a depth of 0.4 mm from the surface at no load The stress is 100 MPa or more.
  • the substantially maximum principal stress direction 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 comprises, by weight, C: 0.45 to 0.85%, Si: 0.15 to 2.5%, Mn: 0.3 to 1.0%, and the balance being
  • I ⁇ R is 180 MPa ⁇ mm or more.
  • I ⁇ R is an integral value of compressive residual stress at the time of no load from the surface to the crossing point in the relationship diagram of depth and residual stress.
  • the crossing point is the depth at which the compressive residual stress from the surface becomes zero when there is no load inside the wire, and a large crossing point suggests that the compressive residual stress is deep from the surface. is doing.
  • the compressive residual stress is in the direction of the substantially maximum principal stress when a compression load is applied to the spring, that is, in the direction of approximately + 45 ° with respect to the axial direction of the wire.
  • Material component C 0.45 to 0.85% 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 0.85%, the toughness is lowered and cracking is likely to occur. Therefore, the C content is set to 0.45 to 0.85%.
  • Si 0.15-2.5%
  • 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 2.5%, 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 2.5%.
  • 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 do not limit the addition of other elements. 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 manufacture a coil spring having higher performance or more suitable for the application. 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.
  • Hardness Valve springs and clutch torsion springs that are used under high load stress have a compressive residual stress distribution as described later for coil springs in order to satisfy the required fatigue resistance and sag resistance.
  • the strength of the wire itself is important. That is, the average Vickers hardness in an arbitrary cross section of the wire is required to be in the range of 570 to 700 HV, and if it is less than 570 HV, sufficient fatigue resistance and resistance are obtained due to the low strength of the material. Can't get drunk.
  • the inventors of the present invention have applied stress required for valve springs and clutch torsion springs and various factors that can become fatigue fracture starting points (such as ductility, non-metallic inclusions, incompletely quenched structures, etc. From the 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 .
  • 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.
  • the compressive residual stress at no load at a depth of 0.2 mm is 200 MPa or more, and the compressive residual stress at a depth of 0.4 mm is 100 MPa. That's it.
  • I- ⁇ R which is another index indicating the size or depth of the compressive residual stress
  • I- ⁇ R is set to 180 MPa ⁇ mm or more.
  • the crossing point as another index is preferably 0.45 mm or more in depth from the surface when, for example, a wire having a diameter of 1.5 to 9.0 mm is used.
  • the maximum compressive residual stress at the time of no load on the inner diameter side of the spring is preferably 850 MPa or more in the case of a valve spring or a clutch torsion spring to which a high load stress acts.
  • Compressive residual stress distribution in the present invention is preferably formed by shot peening and subsequent setting.
  • 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, which requires a high degree of processing during coiling and requires both high fatigue resistance and sag 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 torsion 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 during 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 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.
  • a deformed spring such as a cone shape, a bell shape, a hourglass shape, or a barrel shape can be formed.
  • Average grain size of old ⁇ (austenite) crystal grains The method for measuring the average grain size of old ⁇ grains is defined in JIS G0551, and the former ⁇ average grain size number G is 10 or more for improving fatigue resistance. It is preferable that In this case, since the old ⁇ crystal grains are fine, it is possible to prevent the movement of the slip at the stress concentration 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. . And when it is less than 10, it is difficult to obtain sufficient fatigue resistance due to poor crack growth inhibiting effect.
  • Average crystal grain size is 1 ⁇ m or less. Is preferred. When the average crystal grain size exceeds 1 ⁇ m, it becomes difficult to obtain sufficient fatigue resistance. A small average crystal grain size, that is, that the blocks and laths in the old ⁇ grains are fine is suitable for improving the fatigue resistance because the resistance to crack propagation is large.
  • the compression coil spring of the present invention 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 separating the steel wire from which the steel wire is to be fed, and the coiling section is connected to the wire guide for guiding the steel wire supplied by the feed roller to an appropriate position, and the wire guide.
  • a coiling tool comprising a coiling pin or a coiling roller for processing the supplied steel wire into a coil shape, and a pitch tool for applying a pitch are provided, and further, steel is provided between the coiling tool from the outlet of the feed roller. Formed by a coil spring molding machine having heating means for heating the wire to the austenite region within 2.5 seconds, It is desirable to have been subjected to Yottopiningu process.
  • the heating means is high-frequency heating, and on the passage route of the steel wire in the wire guide or on the passage route of the steel wire in the space between the steel wire outlet end and the coiling tool in the wire guide. It is preferable that the high frequency heating coil is disposed so as to be concentric with the steel wire. In addition, since it is only necessary to raise the temperature of the steel wire to the austenite region in a short time, heating may be performed by energization heating or laser heating other than high frequency heating.
  • the method of manufacturing a compression coil spring according to the present invention includes a feed roller for continuously supplying a steel wire, a coiling portion for forming the steel wire into a coil shape, and continuously coiling the steel wire from a rear side.
  • Cutting means for separating the supplied steel wire, and the coiling section is connected to the wire guide for guiding the steel wire supplied by the feed roller to an appropriate position, and the wire guide.
  • a coiling tool composed of a coiling pin or a coiling roller for processing the steel wire supplied into a coil shape, and a pitch tool for adding a pitch, and further, between the coiling tool from the outlet of the feed roller.
  • Steel wire rod by coil spring forming machine having heating means for heating steel wire rod to austenite region within 2.5 seconds
  • a setting step are sequentially performed.
  • the tempering step is performed in order to condition 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 present invention includes carbon steel wire, hard steel wire, piano wire, spring steel wire used as a spring material, carbon steel oil temper wire, chrome vanadium steel oil temper wire, silicon chrome steel oil temper wire, silicon It can be applied to oil tempered wires such as chrome vanadium steel oil tempered wires. In particular, it is suitable to apply to an inexpensive hard drawn wire. This is due to hot forming using high-frequency heating, so even if inexpensive wires are used, it has better fatigue resistance than conventional cold formed springs using expensive oil tempered wires with high-grade elements added. This is because a spring can be obtained.
  • a highly durable compression coil spring can be obtained using an inexpensive wire.
  • SYMBOLS 1 Coiling machine shaping
  • a hot forming method as shown in FIG.
  • a steel wire is supplied to a coiling machine by a wire drawing machine, the steel wire is rapidly heated in the coiling machine, then formed into a coil shape, quenched in a quenching tank, and further tempered.
  • 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.
  • 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.
  • FIG. 3 shows the installation position of the high-frequency heating coil.
  • 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. .
  • a steel wire M having a diameter of 1.5 to 9.0 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).
  • 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, 200 to 450 ° C.) (tempering step).
  • a quenching tank for example, an oil of about 60 ° C. as a quenching solvent
  • further tempered for example, 200 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) or 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, compared with the conventional coil spring manufactured by the cold forming method, the coil spring in the present invention is easy to give compressive residual stress by shot peening, and the compressive stress is deep and large from the surface on the inner diameter side of the spring. Can be effectively applied. 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.
  • shot peening process shot peening process
  • setting treatment setting process
  • 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.
  • 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 a hardness of 570 to 700 HV in an arbitrary cross section of the spring element wire, and no load at a depth of 0.2 mm from the surface on the inner diameter side of the spring.
  • the compressive residual stress at the time of no load at a depth of 0.4 mm from the surface is 100 MPa or more. Therefore, the compression coil spring of the present invention is excellent in fatigue resistance.
  • ⁇ Coilability evaluation results are shown in Table 2.
  • ⁇ indicates that there was no abnormal deformation, etc., and it was possible to manufacture a substantially circular coil spring
  • the desired structure could not be obtained, and ⁇ indicates that the coil spring could be produced (separation by a cutting blade), but the wire rod buckled during coiling, resulting in an abnormally deformed coil spring.
  • X indicates that the wire rod buckled during coiling, and the wire rod was detached from the wire guide or coiling tool due to buckling, and the coil spring could not be manufactured.
  • the coiling property varies depending on the combination of the wire diameter d and the spring index D / d.
  • the coiling property was good when the spring index D / d was in the range of 3 to 8.
  • the vicinity of the center of Experimental Example 13 was not sufficiently heated from its structure and hardness to the austenite region. This is due to the thickness of the wire diameter d, and it is suggested that uniform heating over the entire inside of the wire is difficult when the wire diameter d is 10 mm or more in the desired short-time heating. .
  • the residual stress in the linear axis direction was in the range of ⁇ 75 to 50 MPa in all samples, and the generation of residual stress due to processing was suppressed.
  • the residual stress in the direction was 750 MPa. This also shows that the occurrence of residual stress due to processing can be suppressed by hot forming.
  • a sample of a coil spring was prepared by each manufacturing process, and fatigue resistance was evaluated.
  • a hard drawn wire and an oil tempered wire having the chemical components shown in Table 3 and having a wire diameter of 4.1 mm were prepared.
  • 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 1D (respectively indicated as manufacturing steps A to D).
  • a coil spring having an index of 6, an effective portion pitch angle of 9 °, and an effective portion winding number of 3.25 was produced.
  • the steel wire was heated to 900 ° C. by a coiling machine (see FIGS. 2 and 3) equipped with a high-frequency heating coil, coiled, and then quenched with oil at 60 ° C. Thereafter, tempering treatment was performed under the conditions shown in Table 4 (Invention Examples 1 to 8, Comparative Examples 1 and 4). Moreover, in the cold forming method of the manufacturing process B, after coiling, the annealing process was performed on the conditions described in Table 4 (Comparative Examples 2 and 5).
  • 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
  • the above measurement was performed after the entire surface of the wire was chemically polished using hydrochloric acid against a coil spring, and the residual stress distribution in the depth direction was obtained by repeating this, and 0.2, 0.4 mm from the surface was obtained from the result.
  • the compressive residual stress at no load, the maximum compressive residual stress, and the crossing point at a depth of 5 mm 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 6 is shown in FIG.
  • Average crystal grain size (d GS ) 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 is carried out at a depth of 0.1 mm from the surface of the wire spring cross-section of the coil spring, an observation magnification: 10,000 times, an IPF Map is created with a boundary having an orientation angle difference of 5 ° or more as a grain boundary, The diameter was calculated.
  • Fatigue resistance breakage rate
  • the test stress was 735 ⁇ 637 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 is 570 to 700 HV, high fatigue resistance can be obtained. Further, it is more preferably 570 HV to 690 HV. When the hardness is in such a range, a sufficient compressive residual stress at a depth of 0.1 to 0.4 mm, which becomes a fracture starting point, can be obtained sufficiently. For this reason, it is thought that destruction of an internal origin was prevented and high fatigue resistance was obtained. Further, from the results of Comparative Example 4, even a coil spring produced by a hot forming method cannot obtain sufficient fatigue resistance when the hardness is less than 570 HV. Therefore, in the present invention, the hardness is preferably 570 to 700 HV, and more preferably 570 to 690 HV.
  • Inventive Examples 1 to 8 - ⁇ Rmax is 850 MPa or more, I- ⁇ R is 180 MPa ⁇ mm or more, CP is 0.45 mm or more, a deep and large compressive residual stress is obtained, and fatigue resistance is good.
  • the fracture starting point was in the range of 0.15 to 0.35 mm deep from the surface, which was an internal starting point starting from a nonmetallic inclusion. It was. This depth corresponds to the vicinity of the region where the maximum value of the composite stress (working stress-residual stress) appears, and the compressive residual stress in that region ( - ⁇ R0.2 , - ⁇ R0.4 as an index) is large.
  • Comparative Example 1 Although the comparative example 1 was produced also by the hot forming method, since the tempering temperature was too low, it became high hardness exceeding 700 HV, and it became difficult to enter the compressive residual stress from the surface deeply. Since the hardness is high and the toughness is poor, Comparative Example 1 has high notch sensitivity, and furthermore, since ⁇ R0.2 and ⁇ R0.4 are small, fatigue resistance is low. In Comparative Example 4, since the tempering temperature was too high, the hardness was low, and ⁇ R0.2 and ⁇ R0.4 were large values, but predetermined ⁇ Rmax and I ⁇ R were obtained. The fatigue resistance was low.
  • the compression coil spring manufacturing method (hot forming method) of the present invention appropriately sets the tempering temperature, It was confirmed that by obtaining the hardness, a large compressive residual stress was obtained from the surface deeply and the fatigue resistance could be improved.
  • the surface roughness Rz (maximum height) is 9.5 ⁇ m or less, and sufficiently satisfies the desired surface roughness Rz of 20 ⁇ m or less. ing.
  • Rz exceeds 20 ⁇ m, a valley portion in the surface roughness becomes a stress concentration source, and cracks are generated and propagated starting from the valley portion, resulting in premature breakage.
  • the 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 with respect to the hardness of the wire.
  • Average crystal grain size Inventive Examples 1, 3 to 7 consisting of simple composition materials A, C and D, d GS is 0.73 to 0.95 ⁇ m, Comparative Example 5 using high-grade steel, The average crystal grain size was about the same as 6. The reason for this is that, as described above, heating in a short time by high-frequency heating led to suppression of coarsening of the structure or miniaturization. As a result, in Invention Examples 1, 3 to 7, fine average crystals Particle size is obtained and fatigue resistance is improved.
  • the problem arose in the dimensional accuracy.
  • the standard deviation of the coil diameter evaluated by 50 coil springs after quenching is 0.072 mm, which does not satisfy the standard deviation of 0.05 mm or less required as a valve spring or a clutch torsion spring. This is because a large deformation strain remains in the coil spring after cold forming, and the remaining deformation strain is not uniform within the individual coil springs, and the variation among the individual elements is large. To do. By heating and quenching the coil spring in the austenite region, non-uniform deformation accompanied by release of processing strain and transformation stress, that is, variation in shape is caused.
  • the samples other than Comparative Example 3 have a standard deviation of the coil diameter of 0.035 mm at the maximum, and a sufficient process capability is 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.

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Abstract

　線材に適切な圧縮残留応力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０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの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硬さが５７０～７００ＨＶであり、コイルばね内径側において、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向における表面から０．２ｍｍ深さでの無負荷時の圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．４ｍｍ深さでの無負荷時の圧縮残留応力が１００ＭＰａ以上である圧縮コイルばね。

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が大きい、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（Ａ）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、比較的線径が細い、あるいはばね指数が大きいなどの要因から冷間成形が可能な形状のコイルばねについては、加工技術の容易さや、加工速度や設備費等に拠る量産性（タクト、寸法精度、コスト）の観点から、一般的に冷間成形法が採用されている。また、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となっている。冷間成形法においては、ばね材としては、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（Ｂ）および（Ｃ）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、窒化処理をはじめとした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、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発生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１．５～９．０ｍｍ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０．１ｍｍ～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。
　また、冷間成形法においてコイリング加工により発生する残留応力をほぼ完全に解消し、かつ所望される線材としての強度を確保する手段としては、冷間成形後のコイルばねをオーステナイト域まで加熱し、その後焼入れ焼戻し処理を施す方法が考えられる。しかしながら、この場合、コイルばね形状となったものを短時間で均一に加熱することが難しい。その結果、組織の斑が発生し、すなわち強度の低い部分が存在することから所望する耐疲労性を得ることは難しく、また、製品としての信頼性を確保し難くなる。
　ここで、均一に加熱する手段としては加熱時間を長くすることが有効ではあるが、その場合は結晶粒が粗大化するため、やはり耐疲労性の低下を招いてしまう。更に、冷間成形後のコイルばねには、大きな加工ひずみが残留しており、かつその残留している加工ひずみの量はコイルばね個体内で均一では無く、また、コイルばね個体間でのばらつきも大きい。その結果、加工ひずみを加熱によって解放する際に大きく不均一な形状変化を伴い、また、その形状変化の個体間での大きなばらつきも避けられない。よって、たとえばバルブスプリングやクラッチトーションスプリング等において求められる寸法精度を確保することが難しく、このような加熱による残留応力解放手段を量産製品へ適用することは困難である。
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残留応力の発生を防止すると共に、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。その結果、加工により発生する残留応力は、焼戻し軟化抵抗を向上させる高級元素を添加するといった鋼成分の調整や、その後の焼鈍条件の調整によってある程度の低減は可能であるが、負荷応力に対する耐疲労性や耐へたり性に必要な鋼の強度を維持しつつ、その加工により生じた残留応力を完全に解消することは根本的に困難であるとの考えに至った。そこで、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、加工時の残留応力の発生を抑制して作製することにより、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。
　また、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、短時間で加熱された線材を用いて熱間加工することで、加工に起因する残留応力の発生を抑制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。
　すなわち、本発明の圧縮コイルばねは、重量％で、Ｃを０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの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硬さが５７０～７００ＨＶであり、コイルばね内径側において、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向において、表面から０．２ｍｍ深さにおける無負荷時の圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．４ｍｍ深さにおける無負荷時の圧縮残留応力が１００ＭＰａ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の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０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの鋼線材を用いた圧縮コイルばねであり、線材の任意の横断面における硬さが５７０～７００ＨＶであり、ばねの内径側において、I－σＲが１８０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする。ここで、I－σＲとは、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無負荷時の圧縮残留応力の積分値である。なお、クロッシングポイントとは、線材内部において、無負荷時に表面からの圧縮残留応力がゼロになる深さであり、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、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略＋４５°方向におけるものである。
　以下に、本発明に規定する数値範囲の限定理由を説明する。まず、本発明に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０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、Ｍｎを０．３～１．０％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：０．４５～０．８５％
　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０．８５％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０．４５～０．８５％とする。
Ｓｉ:０．１５～２．５％
　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２．５％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０．１５～２．５％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、これら添加元素は本発明を構成するうえで最低必要な元素であって、他元素の添加を限定するものではない。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となる。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
　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、線材の任意の横断面における平均ビッカ－ス硬さが、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） 残留応力
　本発明者等は、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、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更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、深さ０．２ｍｍにおける無負荷時の圧縮残留応力を２００ＭＰａ以上、かつ深さ０．４ｍｍにおける無負荷時の圧縮残留応力を１００ＭＰａ以上とする。深さ０．２ｍｍの位置での無負荷時の圧縮残留応力が２００ＭＰａ未満、および／または深さ０．４ｍｍにおける無負荷時の圧縮残留応力が１００ＭＰａ未満であると、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、１８０ＭＰａ・ｍｍ以上とする。また、さらにもう一つの指標であるクロッシングポイントについては、たとえば線径１．５～９．０ｍｍの線材を用いた場合は、表面から深さ０．４５ｍｍ以上であることが好ましい。いずれの場合も、ばねの内径側における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トーションスプリングを対象とした場合は、８５０ＭＰａ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とその後の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。
（４）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、高い耐疲労性と耐へたり性の両立が必要とされる、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、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、本発明におけるコイリング加工では芯金が不要である。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。
（５）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、表面粗さの谷部が応力集中源となり、その谷部を表面起点とした亀裂の発生・進展が起こり易くなるため、早期折損を招く。
（６）旧γ（オーステナイト）結晶粒の平均結晶粒度
　旧γ結晶粒の平均結晶粒度測定方法はＪＩＳ　Ｇ０５５１に規定されており、耐疲労性向上には旧γ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γ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。そして、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。
（７）平均結晶粒径
　また、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いたＩＰＦ　Ｍａｐ（方位角度差５°以上の境界を粒界とする）による平均結晶粒径が１μｍ以下であることが好ましい。平均結晶粒径が１μｍ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γ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。
　また、本発明の圧縮コイルばねは、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離するための切断手段とを有し、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おり、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おいて鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域まで昇温する加熱手段とを有するコイルばね成形機により成形され、ショットピーニング処理を施されていることが望ましい。
　本発明の圧縮コイルばねにおいては、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過経路上に鋼線材と同心となるよう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。
　本発明の圧縮コイルばねの製造方法は、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離するための切断手段とを有し、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おり、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おいて鋼線材を２．５秒以内でオーステナイト域まで昇温する加熱手段とを有する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、線材表面に圧縮の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とを特徴とする。
　本発明において、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、更に、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。
　上記コイルばね成形機で熱間コイリングすることにより、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、熱間コイリングを行うため、窒化処理のような表面強化処理を施さなくても、優れた耐疲労性を得ることができ、製造コストの低減を図ることができる。
　本発明は、ばね材として使用される炭素鋼線、硬鋼線、ピアノ線、ばね鋼線といった硬引線や、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といったオイルテンパー線等に対して適用が可能である。特に、安価な硬引線に適用することが好適である。これは、高周波加熱を利用した熱間成形によるため、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、線材に適切な圧縮残留応力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、Ｍ…鋼線材。
　以下、本発明の一実施形態を具体的に説明する。本発明においては、コイリング時に加熱を行うため、図１（Ａ）に示すような熱間成形法を用いる。本実施形態では、線出機によって鋼線材をコイリングマシンへ供給し、コイリングマシンにおいて鋼線材を急速加熱後、コイル状に成形し、焼入れ槽において焼入れを行い、さらに焼戻しを行う。
　図２にコイリングマシンの成形部の概略を示す。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。図３に高周波加熱コイル設置位置を示す。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。
　まず、重量％で、Ｃを０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍ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）。
　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２００～４５０℃）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）やセッチング処理（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、冷間成形法によって作製した従来のコイルばねに比べて、本発明におけるコイルばねは、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－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、硬さが５７０～７００ＨＶであり、ばね内径側において、表面から０．２ｍｍ深さにおける無負荷時の圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．４ｍｍ深さにおける無負荷時の圧縮残留応力が１００ＭＰａ以上である。したがって、本発明の圧縮コイルばねは、耐疲労性に優れている。
[コイリング性評価]
　まず、高周波加熱コイルを備えたコイリングマシン（図２、図３参照）を用いてコイリング性の評価を行った。表１に記載の化学成分からなり、線径が１．０～１０．０ｍｍのオイルテンパー線を用意し、コイリングマシンにより線材を９００℃に加熱し、表２に示す線径ｄとばね指数Ｄ／ｄの組み合わせ条件にてコイリングを行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　コイリング性の評価結果について表２に併記する。表中○は異常変形等が無く略円形のコイルばねの製作が可能であったもの、▲は異常変形等が無く略円形のコイルばねの製作が可能であったが線材横断面中心部近傍において所望の組織が得られなかったもの、△はコイルばねの製作（切断刃による切離）は可能であったがコイリング中に線材の座屈が僅かに発生したため異常変形したコイルばねとなったもの、×はコイリング中に線材の座屈が発生し、座屈によって線材がワイヤガイドもしくはコイリングツールから脱離してコイルばねの製作ができなかったものを示す。
　表２から分かるように、線径ｄとばね指数Ｄ／ｄの組み合わせによってコイリング性が異なる。特に、線径ｄが１．５～９．０ｍｍの場合は、ばね指数Ｄ／ｄが３～８の範囲で、コイリング性が良好であった。また、実験例１３の中心部近傍は、その組織と硬さからオーステナイト域まで十分に加熱されていなかったものと判断される。これは、線径ｄの太さに起因しており、所望する短時間での加熱において、線径ｄが１０ｍｍ以上では線材内部全体に亘っての均質な加熱が困難であることが示唆される。ただし、実験例１３におけるその中心部近傍の組織は、線材中心から直径約２ｍｍの範囲に限られており、すなわちコイルばねとして使用した場合に殆ど応力の掛らない範囲であることから、コイルばねとして実用上問題ないものであった。
　なお、コイリング性が○、▲、△であったサンプルについては、切離後に温度が未だオーステナイト域にある状態で、６０℃の油によって焼入れを行った。そして焼入れ後のコイルばねについてコイル内径側における線軸方向の残留応力を測定した。残留応力の測定は、Ｘ線回折型残留応力測定装置（リガク製）を用いて、管球：Ｃｒ、コリメータ径：０．５ｍｍで行った。
　その結果、全サンプルにおいてその線軸方向における残留応力は－７５～５０ＭＰａの範囲にあり、加工に起因する残留応力の発生が抑制されていた。また、比較として、冷間成形によりコイリングを行ったコイルばね（材質：表１と同じ、ｄ＝４．０ｍｍ、Ｄ／ｄ＝６．０）の残留応力を測定したところ、コイル内径側における線軸方向の残留応力は７５０ＭＰａであった。このことからも、熱間成形によって加工に起因する残留応力の発生を抑制できることがわかる。
[耐疲労性評価]
　次に、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３に記載の化学成分からなり、線径が４．１ｍｍの硬引線およびオイルテンパー線を用意した。そして、硬引線またはオイルテンパー線に対して、図１（Ａ）～（Ｄ）に示す製造工程（それぞれ、製造工程Ａ～Ｄ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３．２５巻のコイルばねを作製した。
　製造工程Ａの熱間成形法では、高周波加熱コイルを備えたコイリングマシン（図２、３参照）により鋼線を９００℃に加熱し、コイリングを行った後、６０℃の油によって焼入れした。その後、表４に記載の条件で焼戻し処理を行った（発明例１～８、比較例１、４）。また、製造工程Ｂの冷間成形法では、コイリング後、表４に記載の条件で焼鈍処理を行った(比較例２、５)。
　製造工程Ｃの冷間成形法では、コイリング後、表４に記載の条件で焼鈍処理を行い、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６）。さらに、製造工程Ｄの冷間成形法では、コイリング後、コイルばねを昇温速度約３０℃／ｍｉｎで加熱炉において９００℃まで加熱し、その温度において５分間保持した後に６０℃の油によって焼入れした。その後、表４に記載の条件で焼戻し処理を行った（比較例３）。
　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-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　このようにして得られたサンプルに対し、以下の通り諸性質を調査した。その結果を表５に示す。
（１）硬さ（ＨＶ）
　ビッカース硬さ試験機（フューチャテック　ＦＭ－６００）を用いて測定荷重を２００ｇｆとして、コイルばねの高さ方向における中央部の横断面ｄ／４円周上任意の位置５箇所で測定し、その平均値を算出した。
（２）深さ０．２ｍｍの圧縮残留応力（－σＲ０．２）、深さ０．４ｍｍの圧縮残留応力（－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線材表面において、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０．２、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６の残留応力分布を図４に示す。
（３）旧γ粒平均結晶粒度（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γ粒平均結晶粒度番号Ｇを算出した。
（４）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。
（５）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線材横断面における表面から０．１ｍｍの深さで行い、観察倍率：１００００倍、方位角度差５°以上の境界を粒界としてＩＰＦ　Ｍａｐを作成し、平均結晶粒径を算出した。
（６）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±６３７ＭＰａ、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-T000005
（１）硬さ
　表５から分かるように、熱間成形法による本発明では、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、５７０ＨＶ～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４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。
（２）残留応力分布
　熱間成形法により作製した発明例６、７は、同等組成であり、同等の温度で熱処理を行った比較例２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。このことは、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と考えられる。つまり、冷間コイリングによって引張残留応力が発生した比較例２と比べ、発明例６および７では、ショットピーニングによる圧縮残留応力が表面から深くまで入り易いことがわかる。
　発明例１～８については、－σＲｍａｘは８５０ＭＰａ以上、I－σＲは１８０ＭＰａ・ｍｍ以上、ＣＰは０．４５ｍｍ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。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（指標として－σＲ０．２、－σＲ０．４）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、－σＲ０．２が２００ＭＰａ以上かつ－σＲ０．４が１００ＭＰａ以上である発明例１～８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６とほぼ同等以上の高い耐疲労性を得ることができている。
　なお、比較例１も熱間成形法により作製したが、焼戻し温度が低過ぎたため、７００ＨＶを超える高硬さとなり、圧縮残留応力が表面から深くまで入り難くなった。硬さが高く靭性が乏しいことから比較例１は切り欠き感受性が高く、さらに、－σＲ０．２、－σＲ０．４が小さいため、耐疲労性が低くなっている。また、比較例４は、焼戻し温度が高過ぎたため、硬さが低くなり、－σＲ０．２および－σＲ０．４は大きい値であったが、所定の－σＲｍａｘ、I－σＲが得られず、耐疲労性は低くなった。
　これらのことから、従来のコイルばねの製造方法（冷間成形法）と比べ、本発明の圧縮コイルばねの製造方法（熱間成形法）によれば、焼戻し温度を適切に設定し、所定の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。
（３）旧γ粒平均結晶粒度
　単純組成の材質Ａ、Ｃ、またはＤからなる発明例１、３～７では、Ｇは１０以上であり、高級鋼（結晶粒微細化効果のあるＶ量が高い）を用いた比較例５、６と同等程度の微細結晶粒が得られている。一方、冷間成形後に炉加熱により調質した比較例３では、Ｇは９．５と結晶粒が粗大化している。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ているのは、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、或いは微細化に繋がり、単純組成からなる発明例１、３～７において、Ｇが１０以上の微細結晶粒を得ることができ、耐疲労性が良好である。
（４）表面粗さ
　高い耐疲労性の得られた発明例１～８について、表面粗さＲｚ（最大高さ）は９．５μｍ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。ここで、Ｒｚが２０μｍを超えた場合は、表面粗さにおける谷部が応力集中源となり、その谷部を起点として亀裂が発生・進展し、その結果として早期折損を招く。また、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、線材の硬さに対し、Ｒｚが２０μｍを超えぬようショットピーニングの条件は適宜設定する必要がある。
（５）平均結晶粒径
　単純組成の材質Ａ、Ｃ、Ｄからなる発明例１、３～７について、ｄＧＳは、０．７３～０．９５μｍであり、高級鋼を用いた比較例５、６と同程度の平均結晶粒径であった。この理由は、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、３～７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。
　なお、製造工程Ｄにより作製した比較例３については、寸法精度に問題が生じた。たとえば、焼入れ後のコイルばね５０個で評価したコイル径の標準偏差は０．０７２ｍｍであり、バルブスプリングやクラッチトーションスプリングとして要求される標準偏差０．０５ｍｍ以下を満足できていない。これは、冷間成形後のコイルばねには大きな加工ひずみが残留しており、かつその残留している加工ひずみがコイルばね個体内で均一ではないと共に、個体間でのばらつきも大きいことに起因する。このコイルばねをオーステナイト域に加熱、そして焼入れすることにより、加工ひずみの解放と変態応力を伴なった一様でない変形、すなわち形状のばらつきを招いている。一方、比較例３以外のサンプルは、そのコイル径の標準偏差は最大でも０．０３５ｍｍであり、十分な工程能力が得られている。
　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 (17)

  1. 　重量％で、Ｃを０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの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硬さが５７０～７００ＨＶであり、コイルばね内径側において、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向における表面から０．２ｍｍ深さでの無負荷時の圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．４ｍｍ深さでの無負荷時の圧縮残留応力が１００ＭＰａ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０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの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硬さが５７０～７００ＨＶであり、コイルばね内径側において、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向における無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さをクロッシングポイントとし、表面からクロッシングポイントまでの領域における無負荷時の圧縮残留応力の積分値をＩ－σＲと表したとき、Ｉ－σＲが１８０ＭＰａ・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０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの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硬さが５７０～７００ＨＶであり、コイルばね内径側において、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向における表面から０．２ｍｍ深さでの無負荷時の圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であるとともに表面から０．４ｍｍ深さでの無負荷時の圧縮残留応力が１００ＭＰａ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０．４５～０．８５％、Ｓｉを０．１５～２．５％、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１．５～９．０ｍｍの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硬さが５７０～７００ＨＶであり、コイルばね内径側において、ばねに圧縮荷重を負荷した場合の略最大主応力方向における無負荷時の圧縮残留応力の値がゼロとなる表面からの深さをクロッシングポイントとし、表面からクロッシングポイントまでの領域における無負荷時の圧縮残留応力の積分値をＩ－σＲと表したとき、Ｉ－σＲが１８０ＭＰａ・ｍｍ以上であることを特徴とする圧縮コイルばね。
  5. 　コイルばね内径側において、無負荷時の最大圧縮残留応力が８５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  6. 　Ｃｒを０．５～２．０重量％含むことを特徴とする請求項３または４に記載の圧縮コイルばね。
  7. 　ばね指数が３～８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. 　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１～７のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  9. 　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１～８のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  10. 　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９に記載の圧縮コイルばね。
  11. 　ＪＩＳ　Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト平均結晶粒度が、１０番以上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. 　ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いたＩＰＦ　Ｍａｐ（方位角度差５°以上の境界を粒界とする）における平均結晶粒径が１μｍ以下である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. 　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１～１２のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  14. 　連続的に鋼線材を供給するためのフィードローラと、前記鋼線材をコイル状に成形するコイリング部と、前記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離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、
    　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おいて前記鋼線材を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を有するコイルばね成形機により成形され、ショットピーニング処理を施されていることを特徴とする請求項１～１３のいずれかに記載の圧縮コイルばね。
  15. 　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過経路上に前記鋼線材と同心となるよう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１４に記載の圧縮コイルばね。
  16. 　連続的に鋼線材を供給するためのフィードローラと、前記鋼線材をコイル状に成形するコイリング部と、前記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離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、
    　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おいて前記鋼線材を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を有するコイルばね成形機により前記鋼線材を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、前記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とを特徴とする圧縮コイルばねの製造方法。
  17. 　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過経路上に前記鋼線材と同心となるよう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１６に記載の圧縮コイルばねの製造方法。
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