JP4711403B2 - Steel spring member and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

本発明は、下地上に少なくとも窒素拡散層が設けられた鋼製ばね部材及びその製造方法に関する。
The present invention relates to a steel spring member in which at least a nitrogen diffusion layer is provided on a base and a method for manufacturing the same .

近年、自動車の軽量化が図られており、これに対応するべく、サスペンション等に組み込まれる鋼製の懸架ばねや、内燃機関に組み込まれる鋼製の弁ばねとして、小型でありながら高強度であるものが希求されている。この種の鋼製ばね部材は、窒化処理が施されることによって表層部に窒素拡散層が設けられた後、製品として供される。鋼製ばね部材の表層部は、窒素拡散層が存在するために高硬度を示す。   In recent years, the weight of automobiles has been reduced, and in response to this, steel suspension springs incorporated into suspensions and the like, and steel valve springs incorporated into internal combustion engines are small but high in strength. Things are sought after. This type of steel spring member is provided as a product after a nitrogen diffusion layer is provided on the surface layer by nitriding. The surface layer portion of the steel spring member exhibits high hardness due to the presence of the nitrogen diffusion layer.

なお、窒化処理の手法としては、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等が広汎に知られている。このうち、ガス窒化には、ワークの形状や寸法に特に制約を受けることなく実施することができ、しかも、一度の作業で多量のワークに対して窒化処理を施すことが可能であるのでコスト的に有利であるという利点がある。   As nitriding methods, gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding and the like are widely known. Of these, gas nitriding can be carried out without any particular restrictions on the shape and dimensions of the workpiece, and moreover, it is possible to perform nitriding treatment on a large amount of workpieces in one operation, which is costly. There is an advantage that it is advantageous.

ところで、鋼材に対して窒化処理を施すと、処理条件によっては、窒素拡散層の上部に窒素化合物層（以下、単に化合物層という）が形成される。この化合物層は、硬度が著しく高く、しかも、化学的反応性が鋼材に比して低い。従って、優れた耐摩耗性や耐焼き付き性を示す。   By the way, when the nitriding treatment is performed on the steel material, a nitrogen compound layer (hereinafter simply referred to as a compound layer) is formed on the nitrogen diffusion layer depending on the treatment conditions. This compound layer has extremely high hardness and low chemical reactivity as compared with steel. Therefore, it exhibits excellent wear resistance and seizure resistance.

その一方で、化合物層には、延性が十分ではなく、このために高荷重や曲げ荷重等の局所的な荷重が作用する場合、割れや剥離を起こすことがある。換言すれば、化合物層は、クラックの起点になることがある。高い疲労強度が希求される懸架ばねや弁ばねにおいては、このような現象が生じることを回避するべく、化合物層が生成することを可及的に抑制すること、すなわち、窒素拡散層のみを設けることが試みられている。例えば、特許文献１においては、イオン窒化で化合物層が生成することを抑制する試みがなされている。   On the other hand, the ductility of the compound layer is not sufficient. For this reason, when a local load such as a high load or a bending load is applied, the compound layer may be cracked or peeled off. In other words, the compound layer may become a starting point of a crack. In suspension springs and valve springs that require high fatigue strength, in order to avoid the occurrence of such a phenomenon, the formation of a compound layer is suppressed as much as possible, that is, only a nitrogen diffusion layer is provided. It has been tried. For example, in Patent Document 1, an attempt is made to suppress generation of a compound layer by ion nitriding.

しかしながら、イオン窒化では、多量のワークに対して同時に窒化処理を施すことが困難である。そこで、コストを低廉化するべく、ガス窒化を行うことが想起される。   However, in ion nitriding, it is difficult to simultaneously perform nitriding on a large amount of workpieces. Therefore, it is recalled that gas nitriding is performed to reduce the cost.

ガス窒化を実施する際に化合物層が生成することを抑制しようとする場合、窒化ガスであるＮＨ3の濃度を制御するとともに、ＮＨ3が分解することを抑制する必要がある。しかしながら、ＮＨ3の分解を過度に抑制してしまうと、活性Ｎの量が減少するのみならず、還元作用を営む活性Ｈの量も減少することになる。従って、鋼材である懸架ばねないし弁ばねの表面に存在する酸化膜を十分に還元することができなくなり、その結果、均質な窒素拡散層を得ることが困難になるという不具合が惹起される。 In order to suppress the formation of a compound layer when performing gas nitriding, it is necessary to control the concentration of NH 3 that is a nitriding gas and to suppress decomposition of NH 3 . However, if the decomposition of NH 3 is excessively suppressed, not only the amount of active N is reduced, but also the amount of active H that performs a reducing action is reduced. Therefore, the oxide film existing on the surface of the suspension spring or valve spring, which is a steel material, cannot be sufficiently reduced, and as a result, it is difficult to obtain a homogeneous nitrogen diffusion layer.

このような観点から、特許文献２、３において、酸化膜を先ずフッ化物膜に置換し、その後に窒化処理を行うことが提案されている。   From such a viewpoint, Patent Documents 2 and 3 propose that the oxide film is first replaced with a fluoride film, and then nitriding is performed.

特開２００４−２９２９３４号公報JP 2004-292934 A 特開平８−３１９５５４号公報JP-A-8-319554 特開平６−２９９３１７号公報JP-A-6-299317

しかしながら、上記したような手順で処理を行った場合、フッ化処理されたワークの表面が活性状態にあるため、ＮＨ3の濃度を過度に抑制すると、ワークの活性な表面に対するＮポテンシャルが処理炉内で不均一となる。これにより、窒素拡散層の厚みが部位ごとに相違して不均一となったり、化合物層が形成されたりするという不具合が惹起されることがある。 However, when the treatment is performed in the above-described procedure, the surface of the workpiece subjected to the fluorination treatment is in an active state. Therefore, if the concentration of NH 3 is excessively suppressed, the N potential with respect to the active surface of the workpiece becomes a treatment furnace. Becomes uneven. As a result, the thickness of the nitrogen diffusion layer differs from site to site, resulting in non-uniformity, or a compound layer may be formed.

本発明は上記した問題を解決するためになされたもので、窒素拡散層の厚みが略均一で疲労強度に優れる鋼製ばね部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
The present invention has been made to solve the above-described problems, and an object of the present invention is to provide a steel spring member having a substantially uniform nitrogen diffusion layer and excellent fatigue strength, and a method for manufacturing the same.

前記の目的を達成するために、本発明は、下地上に少なくとも窒素拡散層が設けられた鋼製ばね部材であって、
最表面から２０μｍの深さに至るまでの部位のビッカース硬度が７５０以上であるとともに、前記部位よりも深い芯部のビッカース硬度が６００以上であり、
前記窒素拡散層の上方に化合物層が存在する場合、該化合物層の厚みが最大で０．５μｍであることを特徴とする。 In order to achieve the above object, the present invention is a steel spring member provided with at least a nitrogen diffusion layer on a base,
The Vickers hardness of the part from the outermost surface to a depth of 20 μm is 750 or more, and the Vickers hardness of the core part deeper than the part is 600 or more,
When the compound layer exists above the nitrogen diffusion layer, the thickness of the compound layer is 0.5 μm at the maximum.

すなわち、本発明においては、化合物層の形成が可及的に抑制され、場合によっては化合物層が存在せず、存在したとしてもその厚みは最大で０．５μｍである。このため、化合物層が存在することに起因して延性が低下することが回避されるので、クラックが生じ難く、疲労強度に優れた鋼製ばね部材となる。   That is, in the present invention, the formation of the compound layer is suppressed as much as possible, and in some cases, the compound layer does not exist, and even if it exists, the thickness is 0.5 μm at the maximum. For this reason, since it is avoided that ductility falls due to the presence of the compound layer, the steel spring member is less prone to cracking and has excellent fatigue strength.

また、最表面から２０μｍの深さに至るまでの部位（表層部）のビッカース硬度が７５０以上、芯部のビッカース硬度が６００以上と十分な硬度が確保されているので、懸架ばねや弁ばねとして希求されるばね特性を十分に満足することができる。   In addition, since the Vickers hardness of the part (surface layer part) from the outermost surface to the depth of 20 μm is 750 or more and the Vickers hardness of the core part is 600 or more, sufficient hardness is ensured. The desired spring characteristics can be sufficiently satisfied.

この鋼製ばね部材においては、最表面の圧縮残留応力が少なくとも−１５００ＭＰａであることが好ましい。これにより、ばね特性を一層向上させることができる。   In this steel spring member, the compressive residual stress on the outermost surface is preferably at least −1500 MPa. Thereby, a spring characteristic can be improved further.

なお、下地である鋼材は、ＪＩＳＧ４８０１に規定される、いわゆるばね鋼に特に限定されるものではないが、少なくとも、重量％で０．４〜１．０％のＣ、０．９〜３．０％のＳｉ、０．１〜２．０％のＭｎ、２．５％以下のＣｒ、０．７％以下のＶ、０．２５％以下のＭｏ、１．０％以下のＷを含むものであることが好ましい。この場合、諸特性がさらに向上したり、製造条件を厳密に設定することが不要となったりする等の利点が得られる。   The steel material as the base is not particularly limited to so-called spring steel as defined in JIS G4801, but at least 0.4 to 1.0% C by weight, 0.9 to 3.0. % Si, 0.1 to 2.0% Mn, 2.5% or less Cr, 0.7% or less V, 0.25% or less Mo, 1.0% or less W Is preferred. In this case, advantages such as further improvement of various characteristics and the necessity of strictly setting the manufacturing conditions can be obtained.

また、本発明は、下地上に少なくとも窒素拡散層が設けられた鋼製ばね部材の製造方法であって、
前記鋼製ばね部材の酸化膜をフッ化物膜に置換する工程と、
フッ化物膜が存在する前記鋼製ばね部材に対して少なくともアンモニアガスと水素ガスを含み、水素ガスに対するアンモニアガスの体積比が０．２〜２．５である混合ガスの存在下に熱処理を施し、前記フッ化物膜を除去するとともに前記鋼製ばね部材の深さ方向に窒素を拡散させて窒素拡散層を設ける工程と、
を有することを特徴とする。
Further, the present invention is a method for manufacturing a steel spring member provided with at least a nitrogen diffusion layer on a base,
Replacing the oxide film of the steel spring member with a fluoride film;
The steel spring member in which the fluoride film is present is subjected to heat treatment in the presence of a mixed gas containing at least ammonia gas and hydrogen gas and having a volume ratio of ammonia gas to hydrogen gas of 0.2 to 2.5. Removing the fluoride film and diffusing nitrogen in the depth direction of the steel spring member to provide a nitrogen diffusion layer;
It is characterized by having .

鋼製ばね部材に窒素拡散層を形成しようとした場合、鋼製ばね部材の最表面から窒素を侵入させる必要があるが、ガス窒化処理のみで該最表面に存在する酸化膜を全体にわたって除去して窒素を侵入させることには困難を伴う。従って、厚みが略均一な窒素拡散層を得ることは容易ではない。   When a nitrogen diffusion layer is to be formed on a steel spring member, it is necessary to allow nitrogen to penetrate from the outermost surface of the steel spring member. However, the oxide film present on the outermost surface is removed entirely by gas nitriding only. It is difficult to infiltrate nitrogen. Therefore, it is not easy to obtain a nitrogen diffusion layer having a substantially uniform thickness.

これに対し、本発明では、フッ化処理を行って酸化膜を一旦フッ化物膜に置換し、次工程のガス窒化処理で該フッ化物膜を除去するようにしている。この場合、ＮＨ3ガスが低濃度でもフッ化物膜が容易に除去され、その結果、鋼製ばね部材の下地が露呈する。この下地と、窒化ガスに含まれるＮＨ3ガスを源とするＮとがともに活性であるため、Ｎが下地に容易に侵入・拡散し、これにより、ＮＨ3ガスの供給量が少ない場合であっても、厚みが略均一な窒素拡散層が形成される。 In contrast, in the present invention, the oxide film is temporarily replaced with a fluoride film by performing a fluorination treatment, and the fluoride film is removed by a gas nitriding treatment in the next step. In this case, the fluoride film is easily removed even with a low concentration of NH 3 gas, and as a result, the base of the steel spring member is exposed. Since both this base and N originating from NH 3 gas contained in the nitriding gas are active, N easily penetrates and diffuses into the base, and this is the case when the supply amount of NH 3 gas is small. However, a nitrogen diffusion layer having a substantially uniform thickness is formed.

ここで、本発明では、窒化処理時に少なくともＮＨ3ガスとＨ2ガスを含む混合ガスを使用するようにしている。このようにＨ2ガスが添加されると、ＮＨ3の分解が抑制される。この理由は、下記の平衡式に示されるように、ＮＨ3の分解においては活性Ｎの他にＨ2も発生するため、Ｈ2を添加すると、ルシャトリエの原理に従い、右側へ向かう反応が進行し難くなるからである。
２ＮＨ3＝２Ｎ＋３Ｈ2 Here, in the present invention, a mixed gas containing at least NH 3 gas and H 2 gas is used during nitriding. When the H 2 gas is added as the decomposition of NH 3 is suppressed. The reason for this is that, as shown in the following equilibrium equation, H 2 is generated in addition to active N in the decomposition of NH 3. Therefore, when H 2 is added, a reaction toward the right side proceeds according to Le Chatelier's principle. Because it becomes difficult.
2NH 3 = 2N + 3H 2

ＮＨ3ガスを低濃度で供給すると、供給されたＮＨ3ガスが処理炉内に拡散する前に分解を起こすので、結局、ＮＨ3ガスの濃度にバラツキが生じることになる。これを回避するべく、本発明では、処理炉内全体にわたって十分に拡散する量のＮＨ3ガスを供給するとともに、該ＮＨ3ガスの分解が抑制されるように、ＮＨ3ガス／Ｈ2ガスの体積比を０．２〜２．５としてＨ2ガスを添加するようにしている。このようにＮＨ3ガスの分解を抑制することにより、ＮＨ3ガスの濃度が処理炉内でばらつくことを回避することができる。これにより、通常のガス窒化処理温度においても、鋼製ばね部材に厚みが略均一な窒素拡散層を形成することができる。 When NH 3 gas is supplied at a low concentration, decomposition occurs before the supplied NH 3 gas diffuses into the processing furnace, so that the concentration of NH 3 gas eventually varies. In order to avoid this, the present invention supplies the NH 3 gas in an amount to sufficiently spread over the entire inside of the processing furnace, as the decomposition of the NH 3 gas is suppressed, the NH 3 gas / H 2 gas H 2 gas is added at a volume ratio of 0.2 to 2.5. By suppressing the decomposition of the NH 3 gas in this way, it is possible to avoid the NH 3 gas concentration from varying in the processing furnace. Thereby, a nitrogen diffusion layer having a substantially uniform thickness can be formed on the steel spring member even at a normal gas nitriding temperature.

そして、ＮＨ3ガス／Ｈ2ガスの体積比を０．２〜２．５と規定することにより、表層部及び芯部の双方が優れた硬度を示すとともに、化合物層が形成することを可及的に抑制しながら窒素拡散層を形成することが容易となる。 By defining the NH 3 gas / H 2 gas volume ratio as 0.2 to 2.5, it is possible that both the surface layer portion and the core portion exhibit excellent hardness and that the compound layer is formed. Therefore, it becomes easy to form the nitrogen diffusion layer while suppressing it.

なお、窒化処理、ＮＨ3ガス／Ｈ2ガスを流通する際の好適な熱処理条件は、温度４００〜５００℃、熱処理時間１〜４０時間である。 It should be noted that suitable heat treatment conditions for nitriding and flowing NH 3 gas / H 2 gas are a temperature of 400 to 500 ° C. and a heat treatment time of 1 to 40 hours.

ここで、鋼製ばね部材を作製するに際しては、酸化膜をフッ化物膜に置換する工程の前にブラスト処理を行うことが好ましい。このブラスト処理をいわゆる緩やかな条件下で行うことにより、鋼製ばね部材の最表面の靱性を確保することができるからである。   Here, when producing a steel spring member, it is preferable to perform a blast treatment before the step of replacing the oxide film with a fluoride film. This is because the toughness of the outermost surface of the steel spring member can be ensured by performing this blasting process under so-called mild conditions.

さらに、窒素拡散層を設ける工程の後に、バレル研磨処理を施すことが好ましい。このバレル研磨処理によって、鋼製ばね部材の表面粗度が低減する。換言すれば、最表面が比較的平滑な面となるので、クラックの起点となる陥没部の数が低減する。すなわち、クラックが一層発生し難くなっており、このことによっても鋼製ばね部材の疲労強度が向上する。   Furthermore, it is preferable to perform barrel polishing after the step of providing the nitrogen diffusion layer. This barrel polishing process reduces the surface roughness of the steel spring member. In other words, since the outermost surface is a relatively smooth surface, the number of depressions that are the starting points of cracks is reduced. That is, cracks are less likely to occur, and this also improves the fatigue strength of the steel spring member.

そして、バレル研磨処理では、多量の鋼製ばね部材を一度に研磨することが可能である。従って、鋼製ばね部材の生産効率を著しく向上することができる。しかも、前記窒化処理に伴って鋼製ばね部材に化合物層が形成された場合であっても、該化合物層がこのバレル研磨処理によって研磨される。従って、化合物層の厚みを低減することができ、場合によっては、化合物層を除去することも可能である。   In the barrel polishing process, a large amount of steel spring members can be polished at a time. Therefore, the production efficiency of the steel spring member can be significantly improved. Moreover, even when a compound layer is formed on the steel spring member in accordance with the nitriding treatment, the compound layer is polished by this barrel polishing treatment. Therefore, the thickness of the compound layer can be reduced, and in some cases, the compound layer can be removed.

鋼製ばね部材は、窒素拡散層を設ける工程又はバレル研磨処理を施す工程の後、さらに、前記鋼製ばね部材の最表面に対してショットピーニング処理を施し、該最表面に少なくとも−１５００ＭＰａの圧縮残留応力を付与する工程を経たものであることが好ましい。これにより、ばね特性が一層優れる鋼製ばね部材を構成することができる。   The steel spring member is further subjected to a shot peening treatment on the outermost surface of the steel spring member after the step of providing a nitrogen diffusion layer or the barrel polishing treatment, and the outermost surface is compressed by at least −1500 MPa. It is preferable that it has passed through the process of providing a residual stress. Thereby, the steel spring member which is further excellent in a spring characteristic can be constituted.

本発明によれば、フッ化処理に続き、所定の条件下での窒化処理を施すようにしている。このようにして作製された鋼製ばね部材では、化合物層の形成が可及的に抑制されるとともに略均一な厚みの窒素拡散層が形成され、しかも、所定の硬度と圧縮残留応力が確保される。このため、延性（靱性）、硬度及び疲労強度に優れる鋼製ばね部材を得ることができる。   According to the present invention, following the fluorination treatment, nitriding treatment is performed under predetermined conditions. In the steel spring member produced in this manner, formation of the compound layer is suppressed as much as possible, a nitrogen diffusion layer having a substantially uniform thickness is formed, and a predetermined hardness and compressive residual stress are ensured. The For this reason, the steel spring member excellent in ductility (toughness), hardness, and fatigue strength can be obtained.

このような鋼製ばね部材は、リフト性能、弁ばねであれば内燃機関の回転数を向上させるとともにフリクションを低減させる。さらには、同一の疲労強度を有する鋼製ばね部材に比して、構造を簡素化することができるのでコストを低廉化することができるとともに小型化を図ることもできる。   Such a steel spring member improves the rotational speed of the internal combustion engine and reduces the friction if it is a lift performance and a valve spring. Furthermore, since the structure can be simplified as compared with a steel spring member having the same fatigue strength, the cost can be reduced and the size can be reduced.

疲労強度の向上は、バレル研磨処理を施すことによって一層顕著となる。鋼製ばね部材の表面粗度が低減されて比較的平滑な面となっているので、クラックの起点となる陥没部の数が低減しているからである。   The improvement of the fatigue strength becomes more remarkable by performing barrel polishing treatment. This is because the surface roughness of the steel spring member is reduced and the surface is relatively smooth, so that the number of depressions that are the starting points of cracks is reduced.

以下、本発明に係る鋼製ばね部材及びその製造方法につき好適な実施の形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。
DESCRIPTION OF EMBODIMENTS Hereinafter, preferred embodiments of a steel spring member and a manufacturing method thereof according to the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.

図１は、本実施の形態に係る鋼製ばね部材１０の全体概略正面図である。この鋼製ばね部材１０は、巻線同士の間隔が比較的小さな密部分１０ａと、間隔が比較的大きな疎部分１０ｂとを有し、例えば、自動車等に搭載される内燃機関の動弁系を構成する弁ばねとして使用される。   FIG. 1 is an overall schematic front view of a steel spring member 10 according to the present embodiment. The steel spring member 10 has a dense portion 10a having a relatively small interval between windings and a sparse portion 10b having a relatively large interval. For example, a valve system of an internal combustion engine mounted on an automobile or the like is used. Used as a constituent valve spring.

鋼製ばね部材１０の深さ方向に沿う断面図を図２に示す。この鋼製ばね部材１０は、鋼材からなる下地１２と、後述する窒化処理によって該下地１２上に形成された窒素拡散層１４とを有する。すなわち、この鋼製ばね部材１０には、化合物層が存在しない。   A cross-sectional view along the depth direction of the steel spring member 10 is shown in FIG. The steel spring member 10 includes a base 12 made of a steel material and a nitrogen diffusion layer 14 formed on the base 12 by a nitriding process described later. That is, the steel spring member 10 has no compound layer.

本実施の形態において、下地１２は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ及びＷを含む鋼材である。   In the present embodiment, the base 12 is a steel material containing C, Si, Mn, Cr, V, Mo, and W.

Ｃは、鋼製ばね部材１０の強度を確保する成分である。すなわち、Ｃの量が過度に少ないと、鋼製ばね部材１０の強度を確保するためには、他の元素を多量に含有させる必要がある。その一方で、Ｃの量が大過剰であると、例えば、圧延加工後に粗大なセメンタイトが多量に析出し、このために靱性が低下する。これを回避するためには、熱処理温度を高くしたり、高周波処理の条件を厳密に設定したりしなければならないという製造過程上の不都合を招く。以上の不具合を確実に回避するべく、Ｃの割合は、０．４〜１．０％（数字は重量％。以下、成分割合を示す場合には同じ）に設定することが好ましい。   C is a component that ensures the strength of the steel spring member 10. That is, when the amount of C is excessively small, it is necessary to contain a large amount of other elements in order to ensure the strength of the steel spring member 10. On the other hand, if the amount of C is excessively large, for example, a large amount of coarse cementite precipitates after the rolling process, resulting in a decrease in toughness. In order to avoid this, there arises a disadvantage in the manufacturing process that the heat treatment temperature must be increased or the conditions of the high frequency treatment must be set strictly. In order to surely avoid the above problems, the proportion of C is preferably set to 0.4 to 1.0% (numbers are% by weight. Hereinafter, the same applies when the component proportions are shown).

Ｓｉは、粒界の炭化物系析出物を球状化・微細化する機能を営み、これにより粒界析出物が粒界を占める占有面積を小さくして鋼製ばね部材１０の強度、硬度、耐へたり性を確保する成分である。Ｓｉの割合は、０．９〜３．０％とすることが好ましい。０．９％未満であると、十分な強度及び耐へたり性を確保することが容易ではない。また、３．０％を超えると、鋼製ばね部材１０の硬度が過度に大きくなるために靱性が低下する傾向が現れる。   Si serves to spheroidize and refine the carbide-based precipitates at the grain boundaries, thereby reducing the area occupied by the grain boundary precipitates and reducing the strength, hardness and resistance of the steel spring member 10. It is a component that ensures the stickiness. The proportion of Si is preferably 0.9 to 3.0%. If it is less than 0.9%, it is not easy to ensure sufficient strength and sag resistance. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the hardness of the steel spring member 10 becomes excessively high, and thus a tendency for the toughness to decrease appears.

Ｍｎは、焼き入れ性を向上させるとともに下地１２を硬化し、さらに、組織中で炭化物を形成することなく鋼製ばね部材１０の強度を確保する役割を果たす。また、鋼製ばね部材１０の組織中に存在する遊離ＳをＭｎＳとして固定することにより、Ｓを無害化する。   Mn improves the hardenability, hardens the base 12, and further plays a role of ensuring the strength of the steel spring member 10 without forming carbides in the structure. Moreover, S is made harmless by fixing the free S existing in the structure of the steel spring member 10 as MnS.

Ｍｎの割合は、０．１〜２．０％とすることが好ましい。０．１％未満であると、遊離Ｓを捕捉する効果に乏しい。また、２．０％を超えると、鋼製ばね部材１０の脆性が大きくなる傾向がある。   The proportion of Mn is preferably 0.1 to 2.0%. If it is less than 0.1%, the effect of capturing free S is poor. If it exceeds 2.0%, the brittleness of the steel spring member 10 tends to increase.

Ｃｒは、焼き入れ性及び焼き戻し軟化抵抗を向上させる成分である。また、Ｃｒが存在する場合、窒化処理が短時間であっても厚みが大きい窒素拡散層１４を形成することができ、しかも、Ｃｒが存在しない場合に比して、鋼製ばね部材１０の硬度も高くなる。   Cr is a component that improves hardenability and temper softening resistance. Further, when Cr is present, the nitrogen diffusion layer 14 having a large thickness can be formed even if the nitriding treatment is performed for a short time, and the hardness of the steel spring member 10 is higher than that when Cr is not present. Also gets higher.

しかしながら、Ｃｒを過剰に添加すると、原材料コストが高騰する。また、組織中のセメンタイトを粗大化させるので、鋼材の脆化を招く。従って、線材から鋼製ばね部材１０に成形する際に折損が生じることがある。このような不具合を確実に回避するべく、Ｃｒの割合は、２．５％以下とすることが好ましい。   However, when Cr is added excessively, the raw material cost increases. Further, since cementite in the structure is coarsened, the steel material becomes brittle. Therefore, breakage may occur when forming the wire spring 10 from the wire rod. In order to surely avoid such problems, the Cr ratio is preferably 2.5% or less.

Ｖは、それ自身の窒化物、炭化物、炭窒化物を生成し、これによりオーステナイト粒径の粗大化を抑制する作用を営む。また、焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化処理時の表層の硬化に利用することもできる。   V produces its own nitrides, carbides, and carbonitrides, thereby acting to suppress coarsening of the austenite grain size. It can also be used for hardening the steel wire at the tempering temperature and for hardening the surface layer during nitriding.

Ｖの割合は、０．７％以下とすることが好ましい。Ｖが０．７％を超える割合で存在する場合、粗大な未固溶介在物を生成し、靭性を低下させることがある。   The proportion of V is preferably 0.7% or less. When V is present in a proportion exceeding 0.7%, coarse undissolved inclusions may be generated, and the toughness may be reduced.

Ｍｏは、焼入れ性を向上させるとともに焼戻し軟化抵抗を与える。すなわち、強度を制御するための焼戻し温度を高温化させることができる。この点は、粒界炭化物の粒界占有面積率を低下させるのに有利である。具体的には、フィルム状に析出する粒界炭化物を高温で焼戻すことで球状化させ、これにより粒界面積率が低減する。   Mo improves hardenability and provides temper softening resistance. That is, the tempering temperature for controlling the strength can be increased. This is advantageous for reducing the grain boundary occupation area ratio of the grain boundary carbide. Specifically, grain boundary carbides precipitated in a film form are spheroidized by tempering at a high temperature, thereby reducing the grain boundary area ratio.

Ｍｏの割合は、０．２５％以下であることが好ましい。０．２５％を超えると、圧延や伸線前の軟化熱処理等で組織中にマルテンサイトが生成する傾向が現れる。マルテンサイトが生成した場合、線材を延伸する（伸線する）際に断線の原因になる。また、断線に至らない程度の微細なクラックであったとしても、このようなクラックが存在する鋼製ばね部材１０では、諸特性が低下してしまう。   The proportion of Mo is preferably 0.25% or less. If it exceeds 0.25%, a tendency that martensite is generated in the structure by rolling or softening heat treatment before wire drawing or the like appears. When martensite is generated, it causes disconnection when the wire is drawn (drawn). Moreover, even if it is a fine crack of the grade which does not lead to a disconnection, in the steel spring member 10 in which such a crack exists, various characteristics will fall.

Ｗは、下地１２の焼入れ性を向上させる。また、組織中で炭化物を生成するので、下地１２の強度を向上させる。さらに、Ｗは、セメンタイトやその他の炭化物が粗大化することを抑制する。   W improves the hardenability of the base 12. Moreover, since the carbide | carbonized_material is produced | generated in a structure | tissue, the intensity | strength of the foundation | substrate 12 is improved. Furthermore, W suppresses that cementite and other carbides are coarsened.

なお、Ｗが過剰に存在すると、この場合においても粗大な炭化物が生成し、その結果、延性等の機械的性質が低下する。これを確実に回避するべく、Ｗの割合を１．０％以下とすることが好ましい。   In addition, when W exists excessively, a coarse carbide | carbonized_material will produce | generate also in this case, As a result, mechanical properties, such as ductility, will fall. In order to avoid this reliably, it is preferable that the W ratio is 1.0% or less.

以上のような成分を含有する下地１２上には、窒素拡散層１４が存在する。この場合、窒素拡散層１４の厚みは概ね４０μｍ以上である。   A nitrogen diffusion layer 14 is present on the base 12 containing the above components. In this case, the thickness of the nitrogen diffusion layer 14 is approximately 40 μm or more.

この窒素拡散層１４は、窒化処理時に使用される窒化ガス（ＮＨ3）を源とするＮが鋼製ばね部材１０の表面から侵入して拡散することによって形成される。従って、Ｎの濃度は鋼製ばね部材１０の表面側で高く、深さ方向内部に向かうに従って低くなる。このような濃度勾配が存在することにより、鋼製ばね部材１０の硬度にも勾配が生じる。すなわち、鋼製ばね部材１０の硬度は、表面から深さ方向内部に向かうに従って低くなる。 The nitrogen diffusion layer 14 is formed by intruding N from the surface of the steel spring member 10 and diffusing N from a nitriding gas (NH 3 ) used during nitriding. Therefore, the concentration of N is high on the surface side of the steel spring member 10 and decreases as it goes inward in the depth direction. Due to the presence of such a concentration gradient, the hardness of the steel spring member 10 also varies. That is, the hardness of the steel spring member 10 decreases from the surface toward the inside in the depth direction.

具体的には、窒素拡散層１４の最表面から２０μｍまでの深さに至る部位を表層部１６、それよりも深い部位を芯部１８とすると、表層部１６、芯部１８のビッカース硬度は、それぞれ、７５０以上、６００以上を示す。表層部１６、芯部１８の各々のビッカース硬度は、８００〜８７０、６００〜６４０に及ぶこともある。   Specifically, when the portion reaching the depth from the outermost surface of the nitrogen diffusion layer 14 to 20 μm is the surface layer portion 16 and the portion deeper than that is the core portion 18, the Vickers hardness of the surface layer portion 16 and the core portion 18 is 750 or more and 600 or more are shown, respectively. The Vickers hardness of each of the surface layer portion 16 and the core portion 18 may range from 800 to 870 and 600 to 640.

そして、上記したように、この鋼製ばね部材１０においては、化合物層は形成されていない（図２参照）。このため、化合物層を起点としてクラックが発生することもない。   And as above-mentioned, in this steel spring member 10, the compound layer is not formed (refer FIG. 2). For this reason, a crack does not occur starting from the compound layer.

また、鋼製ばね部材１０の最表面、すなわち、窒素拡散層１４の最表面は、後述するバレル研磨が施されることによって可及的に平滑化されている。換言すれば、表面粗度が小さく設定されている。このような平滑な最表面では応力集中が起こり難いので、クラックの起点となり難い。このため、鋼製ばね部材１０の最表面からのクラックが著しく発生し難くなる。   Moreover, the outermost surface of the steel spring member 10, that is, the outermost surface of the nitrogen diffusion layer 14, is smoothed as much as possible by performing barrel polishing described later. In other words, the surface roughness is set small. Since stress concentration is unlikely to occur on such a smooth outermost surface, it is difficult to become a starting point of a crack. For this reason, the crack from the outermost surface of the steel spring member 10 becomes remarkably difficult to generate.

さらに、窒素拡散層１４の最表面には、後述するショットピーニング処理によって、少なくとも−１５００ＭＰａ、好ましくは−１８００ＭＰａ程度の圧縮残留応力が付与されている。これにより、弁ばね等として要求される疲労強度が確保される。   Furthermore, a compressive residual stress of at least about −1500 MPa, preferably about −1800 MPa is applied to the outermost surface of the nitrogen diffusion layer 14 by a shot peening process described later. Thereby, the fatigue strength required as a valve spring or the like is ensured.

このように、本実施の形態においては、鋼製ばね部材１０に含まれる成分の割合を所定の範囲内とし、また、所定の値以上の圧縮残留応力を付与するようにしている。しかも、化合物層が存在しない上、鋼製ばね部材１０の表面粗度が可及的に小さくされているので、クラックが発生することが著しく抑制される。以上のような理由から、弁ばね等として必要な疲労強度を確保することができる。   Thus, in this Embodiment, the ratio of the component contained in the steel spring members 10 is made into a predetermined range, and the compressive residual stress more than a predetermined value is provided. In addition, since the compound layer does not exist and the surface roughness of the steel spring member 10 is made as small as possible, the occurrence of cracks is remarkably suppressed. For the above reasons, it is possible to ensure the necessary fatigue strength as a valve spring or the like.

この鋼製ばね部材１０は、以下のようにして製造することができる。   The steel spring member 10 can be manufactured as follows.

はじめに、鋳造加工によって得られたビレットが圧延加工され、線材が設けられる。この線材に対しオイルテンパー処理や高周波処理が施され、さらに、ばね形状への成形加工及び焼戻し処理が施される。その結果、鋼製ばね部材１０が成形される。この時点で、鋼製ばね部材１０の表面には、鋼材と大気中の酸素とが反応することによって酸化膜が形成される。   First, the billet obtained by casting is rolled and a wire is provided. The wire rod is subjected to oil tempering or high frequency treatment, and further subjected to forming into a spring shape and tempering. As a result, the steel spring member 10 is formed. At this point, an oxide film is formed on the surface of the steel spring member 10 by the reaction between the steel material and atmospheric oxygen.

この鋼製ばね部材１０に対し、ブラスト材によるブラスト処理が施される。   The steel spring member 10 is blasted with a blast material.

ここで、ブラスト材の径が過度に大きい場合や、ブラスト材の投射圧力が過度に大きい場合、換言すれば、ブラスト処理をいわゆる激しい条件下で行う場合、鋼製ばね部材１０の最表面の靱性が小さくなることがある。この理由は、鋼製ばね部材１０の最表面に過度に大きな力が加わると、該最表面の組織中でマルテンサイト変態が生じ、これに伴ってせん断帯（シェアバンド）が形成されるためであると推察される。   Here, when the diameter of the blast material is excessively large, or when the projection pressure of the blast material is excessively large, in other words, when the blast treatment is performed under so-called severe conditions, the toughness of the outermost surface of the steel spring member 10 May become smaller. The reason for this is that when an excessively large force is applied to the outermost surface of the steel spring member 10, martensitic transformation occurs in the outermost surface structure, and a shear band is formed accordingly. It is assumed that there is.

従って、ブラスト処理は、ブラスト材の径や投射圧力を可及的に小さくする、いわゆる緩やかな条件下で行うことが好ましい。これにより、シェアバンドが形成されることを抑制することができ、その結果、鋼製ばね部材１０の最表面の靱性を確保することができる。   Therefore, the blasting treatment is preferably performed under so-called mild conditions in which the diameter of the blasting material and the projection pressure are made as small as possible. Thereby, it can suppress that a shear band is formed, As a result, the toughness of the outermost surface of the steel spring member 10 can be ensured.

次に、ブラスト処理が施された鋼製ばね部材１０に対し、図３に示す熱処理炉２０でフッ化処理を施す。   Next, the steel spring member 10 that has been subjected to the blast treatment is subjected to a fluorination treatment in a heat treatment furnace 20 shown in FIG.

この熱処理炉２０は、加熱ヒータを備える炉本体２２を有し、該炉本体２２には、ガスを導入するための導入ポート２４と、導入されたガスを撹拌するための撹拌ファン２６及び撹拌ファン用モータ２８と、ガスを排出するための排出ポート３０とが設けられている。   The heat treatment furnace 20 includes a furnace body 22 including a heater, and the furnace body 22 includes an introduction port 24 for introducing gas, a stirring fan 26 and a stirring fan for stirring the introduced gas. Motor 28 and a discharge port 30 for discharging gas are provided.

この中、導入ポート２４には、水素ガスボンベ３２、アンモニアガスボンベ３４、窒素ガスボンベ３６、フッ素源ガスボンベ３８が接続されている。なお図３において、参照符号４０、４２、４４、４６、４８は、それぞれ、ガス供給ライン元弁、空圧作動弁、減圧弁、ガス流量計、排ガス除害設備を示す。   Among these, a hydrogen gas cylinder 32, an ammonia gas cylinder 34, a nitrogen gas cylinder 36, and a fluorine source gas cylinder 38 are connected to the introduction port 24. In FIG. 3, reference numerals 40, 42, 44, 46, and 48 denote a gas supply line main valve, a pneumatic operation valve, a pressure reducing valve, a gas flow meter, and an exhaust gas abatement equipment, respectively.

熱処理炉２０を構成する炉本体２２に複数個の鋼製ばね部材１０を導入し、該炉本体２２内の雰囲気を窒素ガスボンベ３６からのＮ2に置換した後、２００〜５８０℃、好ましくは２００〜５００℃に昇温する。 After introducing a plurality of steel spring members 10 into the furnace body 22 constituting the heat treatment furnace 20 and substituting the atmosphere in the furnace body 22 with N 2 from the nitrogen gas cylinder 36, it is 200 to 580 ° C., preferably 200 Raise the temperature to ~ 500 ° C.

鋼製ばね部材１０が均等に昇温された後、フッ素源ガスボンベ３８からフッ素源ガスの導入を開始して加熱保持する。これにより、酸化膜が還元されてフッ化物膜に置換される。   After the steel spring member 10 has been heated uniformly, introduction of the fluorine source gas from the fluorine source gas cylinder 38 is started and heated and held. As a result, the oxide film is reduced and replaced with the fluoride film.

酸化膜がＦｅやＣｒの酸化物を含むものであることから、フッ素源ガスとしては、ＦｅやＣｒに対して酸素よりも親和力が強いガスが選定される。具体的には、ＮＦ3、ＢＦ3、ＣＦ4、ＳＦ6等のフッ化物ガスが好適である。又は、Ｆ2がＮ2で希釈されたガスであってもよい。この中、ＢＦ3は、反応性が高いことやハンドリングが容易であることから特に好適である。 Since the oxide film contains an oxide of Fe or Cr, a gas having an affinity higher than oxygen for Fe or Cr is selected as the fluorine source gas. Specifically, a fluoride gas such as NF 3 , BF 3 , CF 4 , and SF 6 is suitable. Or it may be a gas F 2 is diluted with N 2. Among these, BF 3 is particularly preferable because it has high reactivity and is easy to handle.

フッ化処理は、例えば、ＮＦ3を含むＮ2雰囲気中において、鋼製ばね部材１０を２００〜５８０℃、好ましくは２００〜５００℃で１０〜６０分間保持することによって実施される。なお、ＮＦ3の濃度は、例えば、１０００〜１０００００ｐｐｍに設定すればよい。 The fluorination treatment is performed, for example, by holding the steel spring member 10 at 200 to 580 ° C., preferably 200 to 500 ° C. for 10 to 60 minutes in an N 2 atmosphere containing NF 3 . The concentration of NF 3 is, for example, may be set to 1000～100000Ppm.

ＮＦ3が分解して活性Ｆが生成すると、この活性Ｆが酸化膜を攻撃する。最終的に、酸化膜の構成元素であるＯがＦに置換され、その結果、鋼製ばね部材１０の最表面にフッ化物膜が形成される。同時に、酸化膜の最表面に付着していた無機物や有機物が活性Ｆによって破壊除去され、これにより、該最表面が浄化される。 When NF 3 is decomposed and active F is generated, the active F attacks the oxide film. Finally, O, which is a constituent element of the oxide film, is replaced with F, and as a result, a fluoride film is formed on the outermost surface of the steel spring member 10. At the same time, inorganic substances and organic substances adhering to the outermost surface of the oxide film are destroyed and removed by the active F, whereby the outermost surface is purified.

次に、フッ化物膜が形成された鋼製ばね部材１０に対し、窒化処理を施す。すなわち、ＮＦ3の供給を停止し、Ｎ2のみ供給を続行して炉本体２２を所定の温度に昇温する。その後、Ｎ2の供給を続行しながら、水素ガスボンベ３２及びアンモニアガスボンベ３４からＨ2、ＮＨ3をそれぞれ供給開始する。 Next, nitriding treatment is performed on the steel spring member 10 on which the fluoride film is formed. That is, the supply of NF 3 is stopped, the supply of only N 2 is continued, and the furnace body 22 is heated to a predetermined temperature. Thereafter, the supply of H 2 and NH 3 from the hydrogen gas cylinder 32 and the ammonia gas cylinder 34 is started while continuing the supply of N 2 .

ここで、炉本体２２は、４００〜５００℃とすることが好ましい。４００℃未満ではＮの鋼製ばね部材１０への拡散が十分に進行しない。また、５００℃を超えると、鋼製ばね部材１０に熱歪みが生じる傾向がある。   Here, the furnace body 22 is preferably set to 400 to 500 ° C. If it is less than 400 degreeC, the spreading | diffusion to the steel spring member 10 of N will not fully advance. Moreover, when it exceeds 500 degreeC, there exists a tendency for the thermal distortion to arise in the steel spring member 10. FIG.

このように、窒化処理は、ＮＨ3及びＨ2を主成分とする窒化ガスによって行う。ここで、ＮＨ3は、鋼製ばね部材１０の内部に拡散して窒素拡散層１４を形成するためのガスであり、一方、Ｈ2は、ＮＨ3の分解を抑制するためのガスである。本実施の形態において、窒化ガスは、不活性ガスであるＮ2によって希釈される。なお、Ｎ2に代替してＣＯ等の還元ガスを混合するようにしてもよい。 As described above, the nitriding treatment is performed using a nitriding gas containing NH 3 and H 2 as main components. Here, NH 3 is a gas for diffusing into the steel spring member 10 to form the nitrogen diffusion layer 14, while H 2 is a gas for suppressing the decomposition of NH 3 . In the present embodiment, the nitriding gas is diluted with N 2 that is an inert gas. A reducing gas such as CO may be mixed instead of N 2 .

ＮＨ3とＨ2との体積比は、ＮＨ3の分解が抑制されながらも鋼製ばね部材１０に窒素拡散層１４が形成されるように制御される。具体的には、Ｈ2に対するＮＨ3の存在比率を０．２〜２．５に設定する。０．２未満では、ＮＨ3濃度が低いため、鋼製ばね部材１０に形成される窒素拡散層１４の厚みが部位によって相違する傾向があり、結局、窒素拡散層１４の厚みのバラツキが大きくなる。また、２．５よりも大きいと、ＮＨ3の分解を抑制することが容易でなくなるので、厚みの大きな化合物層が形成されるようになる。 The volume ratio of NH 3 and H 2 is controlled so that the nitrogen diffusion layer 14 is formed in the steel spring member 10 while the decomposition of NH 3 is suppressed. Specifically, the abundance ratio of NH 3 to H 2 is set to 0.2 to 2.5. If it is less than 0.2, since the NH 3 concentration is low, the thickness of the nitrogen diffusion layer 14 formed on the steel spring member 10 tends to be different depending on the part, and eventually the variation in the thickness of the nitrogen diffusion layer 14 increases. . On the other hand, if it is larger than 2.5, it is not easy to suppress the decomposition of NH 3 , so that a thick compound layer is formed.

窒化処理に際しては、導入したＮＨ3の５０〜９０体積％が炉本体２２から排出されるようにすることが好ましい。５０体積％未満の場合、鋼製ばね部材１０に関与するＮＨ3の量が多くなるので、化合物層が形成されることがある。９０体積％よりも多いと、ＮＨ3の大多数が鋼製ばね部材１０に関与しないので、窒素拡散層１４が形成されなくなる。 In the nitriding treatment, it is preferable that 50 to 90% by volume of the introduced NH 3 is discharged from the furnace body 22. When the amount is less than 50% by volume, the amount of NH 3 involved in the steel spring member 10 increases, so that a compound layer may be formed. If the volume exceeds 90% by volume, the majority of NH 3 does not participate in the steel spring member 10, so the nitrogen diffusion layer 14 is not formed.

ＮＨ3が分解することに伴って生成した活性Ｈは、フッ化物膜を攻撃する。該フッ化物膜は、この攻撃によって還元され、最終的に鋼製ばね部材１０の表面から除去される。 The active H generated as NH 3 decomposes attacks the fluoride film. The fluoride film is reduced by this attack and finally removed from the surface of the steel spring member 10.

このようにしてフッ化物膜が除去されると、鋼製ばね部材１０の金属表面が露呈する。この露呈した金属表面に対し、ＮＨ3が分解することに伴って生成した活性Ｎが攻撃を開始する。すなわち、該金属表面から活性Ｎが侵入・拡散し、その結果、窒素拡散層１４が形成されるに至る。 When the fluoride film is removed in this way, the metal surface of the steel spring member 10 is exposed. The activated N generated by the decomposition of NH 3 starts attacking the exposed metal surface. That is, active N penetrates and diffuses from the metal surface, and as a result, the nitrogen diffusion layer 14 is formed.

以上のように、本実施の形態においては、酸化膜に比して還元除去が容易なフッ化物膜を形成し、次に、このフッ化物膜を還元除去して金属表面を露呈するようにしている。このため、活性Ｎの侵入・拡散が容易に進行するので、厚みが略均一な窒素拡散層１４を得ることができる。   As described above, in the present embodiment, a fluoride film that is easier to reduce and remove than the oxide film is formed, and then the fluoride film is reduced and removed to expose the metal surface. Yes. For this reason, since the penetration and diffusion of active N easily proceed, the nitrogen diffusion layer 14 having a substantially uniform thickness can be obtained.

しかも、活性Ｎが過剰量生じないようにＮＨ3の分解を制御しているので、化合物層が生成することが著しく抑制される。すなわち、本実施の形態によれば、ＮＨ3の分解率が小さくなるように制御しているので、クラックの起点となる化合物層が生成することを回避することができる。このため、疲労強度が高い鋼製ばね部材１０を得ることができる。 In addition, since the decomposition of NH 3 is controlled so that an excessive amount of active N is not generated, the formation of a compound layer is remarkably suppressed. That is, according to the present embodiment, since the NH 3 decomposition rate is controlled to be small, it is possible to avoid the formation of a compound layer serving as a starting point of a crack. For this reason, the steel spring member 10 with high fatigue strength can be obtained.

ここで、フッ化処理を行わない場合、上記のようにＮＨ3の分解を抑制した窒化ガスでは酸化膜を還元除去することが容易ではないので、厚みが均一な窒素拡散層１４を形成することは困難である。 Here, when the fluorination treatment is not performed, it is not easy to reduce and remove the oxide film with the nitriding gas in which the decomposition of NH 3 is suppressed as described above, so the nitrogen diffusion layer 14 having a uniform thickness is formed. It is difficult.

なお、窒化処理の時間は、１〜４０時間とすることが好ましい。１時間未満では、十分な厚みの窒素拡散層１４が生成しない。また、４０時間を超えても、窒素拡散層１４の厚みにさほどの変化はないので、コスト的に不利となる。   The nitriding time is preferably 1 to 40 hours. If it is less than 1 hour, the nitrogen diffusion layer 14 having a sufficient thickness is not generated. Further, even if it exceeds 40 hours, the thickness of the nitrogen diffusion layer 14 does not change so much, which is disadvantageous in terms of cost.

また、窒化処理は、上記したようにフッ化処理と同一の炉本体２２で行ってもよいし、連続処理炉内でフッ化処理室と窒化処理室とを区画してこれらの室内でフッ化処理と窒化処理を個別に行うようにしてもよい。   Further, as described above, the nitriding treatment may be performed in the same furnace body 22 as the fluorination treatment, or the fluorination treatment chamber and the nitridation treatment chamber are divided in the continuous treatment furnace and the fluorination treatment is performed in these chambers. The treatment and the nitriding treatment may be performed separately.

このようにして窒素拡散層１４が設けられた鋼製ばね部材１０は、表面粗度が比較的大きい。そこで、次に、鋼製ばね部材１０に対してバレル研磨処理を行う。バレル研磨処理には、多量のワークを一度に研磨可能であり、このために生産効率が向上するという利点がある。   The steel spring member 10 thus provided with the nitrogen diffusion layer 14 has a relatively large surface roughness. Therefore, next, barrel polishing is performed on the steel spring member 10. The barrel polishing process has an advantage that a large amount of workpieces can be polished at one time, which improves production efficiency.

バレル研磨処理においては、例えば、鋼製ばね部材１０をメディア、水及びコンパウンドとともに遠心バレル研磨機や流動バレル研磨機に投入し、これら研磨機を回転させて鋼製ばね部材１０を研磨する。   In the barrel polishing process, for example, the steel spring member 10 is put into a centrifugal barrel polishing machine or a fluidized barrel polishing machine together with media, water, and a compound, and the steel spring member 10 is polished by rotating these polishing machines.

このバレル研磨により、鋼製ばね部材１０の最表面、すなわち、窒素拡散層１４が研磨されて平滑化される。換言すれば、表面粗度が小さくなる。また、前記窒化処理に伴って鋼製ばね部材１０に化合物層が形成されたとしても、該化合物層がこのバレル研磨処理によって研磨される。すなわち、バレル研磨処理によって化合物層の厚みを低減することができる。化合物層の厚みが極僅かである場合には、化合物層を除去することも可能である。   By this barrel polishing, the outermost surface of the steel spring member 10, that is, the nitrogen diffusion layer 14 is polished and smoothed. In other words, the surface roughness is reduced. Even if a compound layer is formed on the steel spring member 10 with the nitriding treatment, the compound layer is polished by this barrel polishing treatment. That is, the thickness of the compound layer can be reduced by barrel polishing treatment. When the thickness of the compound layer is very small, the compound layer can be removed.

このように平滑化された表面では、鋼製ばね部材１０が伸縮した場合であっても、それに伴う応力集中が起こり難い。このため、クラックが発生することが著しく困難である。   Even when the steel spring member 10 expands and contracts on the surface smoothed in this way, stress concentration associated therewith hardly occurs. For this reason, it is extremely difficult to generate cracks.

すなわち、本実施の形態によれば、化合物層が形成されることを可及的に抑制することに加え、表面粗度を小さくしたことによって、クラックが発生し難く、優れた疲労強度を示す鋼製ばね部材１０を得ることができる。   That is, according to the present embodiment, in addition to suppressing the formation of the compound layer as much as possible, by reducing the surface roughness, the steel is less prone to cracking and exhibits excellent fatigue strength. The spring member 10 can be obtained.

この鋼製ばね部材１０に対し、さらに、ショットピーニング処理を施す。すなわち、ショット材を投射し、最表面をさらに研磨するとともに、圧縮残留応力を付与する。圧縮残留応力が付与された鋼製ばね部材１０では、疲労強度が一層向上する。   The steel spring member 10 is further subjected to shot peening treatment. That is, the shot material is projected, the outermost surface is further polished, and compressive residual stress is applied. In the steel spring member 10 to which the compressive residual stress is applied, the fatigue strength is further improved.

ショットピーニング処理は、最表面に少なくとも−１５００ＭＰａ、好ましくは−２０００ＭＰａの圧縮残留応力が付与される条件下に行う。なお、圧縮残留応力は、例えば、Ｘ線残留応力測定装置を用いて測定すればよい。   The shot peening treatment is performed under a condition in which a compressive residual stress of at least −1500 MPa, preferably −2000 MPa is applied to the outermost surface. The compressive residual stress may be measured using, for example, an X-ray residual stress measuring device.

また、ショットピーニング処理は、例えば、第１段階〜第３段階の３回に分け、回数が進むにつれてショット材の径を小さくするようにしてもよい。   Further, the shot peening process may be divided into, for example, three times from the first stage to the third stage, and the diameter of the shot material may be reduced as the number of times advances.

このようにして作製された鋼製ばね部材１０は、上記した疲労強度の他、窒素拡散層が形成されていることに基づき、優れた硬度、耐へたり性を示す。従って、同一寸法の鋼製ばね部材に比してリフト量を大きくすることができる。また、鋼製ばね部材１０を、例えば、弁ばねとして使用した場合、内燃機関の回転数を大きくすることもできる。さらに、フリクションが低減する。   The steel spring member 10 thus produced exhibits excellent hardness and sag resistance based on the formation of a nitrogen diffusion layer in addition to the fatigue strength described above. Therefore, the lift amount can be increased as compared with a steel spring member having the same dimensions. Further, when the steel spring member 10 is used as, for example, a valve spring, the rotational speed of the internal combustion engine can be increased. Furthermore, friction is reduced.

しかも、簡素な構造であっても疲労強度が優れるので、従来のように、疲労強度を確保するためにインナースプリングとアウタースプリングとの二重構造とする、いわゆるダブルスプリングとすることを回避することができる。このため、コストの低廉化を図ることができる。   Moreover, since the fatigue strength is excellent even with a simple structure, avoiding the so-called double spring, which is a double structure of an inner spring and an outer spring in order to ensure the fatigue strength as in the past. Can do. For this reason, cost reduction can be achieved.

その一方で、本実施の形態に係る鋼製ばね部材１０は、同一の疲労強度を有する従来技術に係る鋼製ばね部材に比して寸法が小さい。従って、本実施の形態によれば、ばね部材の疲労強度を一定に維持すればよい場合、従来に比して小型なものを供することができる。   On the other hand, the steel spring member 10 according to the present embodiment is smaller in size than the steel spring member according to the prior art having the same fatigue strength. Therefore, according to the present embodiment, when the fatigue strength of the spring member only needs to be maintained constant, a smaller size than the conventional one can be provided.

上記した実施の形態では、化合物層が存在しない場合（図２参照）を例示して説明したが、窒化処理時の条件により、図４に示すように、厚みが極く小さい化合物層５０が窒素拡散層１４の上に不可避的に形成されることもある。この場合、化合物層５０の厚みを最大で０．５μｍとすれば、鋼製ばね部材１０の疲労強度を損なうことが回避される。この場合において、表層部１６とは、化合物層５０の最表面から２０μｍまでの深さとする。   In the above-described embodiment, the case where the compound layer does not exist (see FIG. 2) has been described as an example. However, as shown in FIG. It may be inevitably formed on the diffusion layer 14. In this case, if the thickness of the compound layer 50 is 0.5 μm at the maximum, it is avoided that the fatigue strength of the steel spring member 10 is impaired. In this case, the surface layer portion 16 has a depth from the outermost surface of the compound layer 50 to 20 μm.

なお、窒化処理において０．５μｍを若干超える化合物層５０が生成した場合、前記バレル研磨処理により、化合物層５０の厚みを０．５μｍ以内に低減させるようにしてもよい。   When the compound layer 50 slightly exceeding 0.5 μm is generated in the nitriding process, the thickness of the compound layer 50 may be reduced to 0.5 μm or less by the barrel polishing process.

ここで、下地１２上に窒素拡散層１４のみ、又は窒素拡散層１４上にさらに化合物層５０が形成された各鋼製ばね部材の表層部１６及び芯部１８のビッカース硬度を、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの割合、窒化処理時のＮＨ3ガス／Ｈ2ガス体積比、バレル研磨処理の有無、化合物層５０の厚み、圧縮残留応力及び疲労強度とともに図５に示す。また、図５には、比較のため、ＮＨ3ガス／Ｈ2ガス体積比を０．２〜２．５の範囲外として窒化処理を施したものの表層部１６及び芯部１８のビッカース硬度、化合物層５０の厚みを併せて示した。ここで、疲労強度は、平均応力を６８６ＭＰａとし、１０8回の繰り返し数で切損がない条件で判断した。 Here, the Vickers hardness of the surface layer portion 16 and the core portion 18 of each steel spring member in which only the nitrogen diffusion layer 14 is formed on the base 12 or the compound layer 50 is further formed on the nitrogen diffusion layer 14 is defined as C, Si, FIG. 5 shows the ratio of Mn, Cr, V, Mo, W, NH 3 gas / H 2 gas volume ratio during nitriding, presence / absence of barrel polishing, thickness of compound layer 50, compressive residual stress, and fatigue strength. FIG. 5 also shows, for comparison, the Vickers hardness of the surface layer portion 16 and the core portion 18 of the nitriding treatment with the NH 3 gas / H 2 gas volume ratio outside the range of 0.2 to 2.5, the compound The thickness of the layer 50 is also shown. Here, the fatigue strength was determined under the condition that the average stress was 686 MPa and there was no breakage after 10 8 repetitions.

この図５から、ＮＨ3ガス／Ｈ2ガス体積比を０．２未満とすると表層部１６のビッカース硬度が小さくなること、２．５超とすると化合物層５０の厚みが過度に大きくなることが分かる。化合物層５０が過度に厚くなると、延性（靱性）が低下する原因となる。 From FIG. 5, when the NH 3 gas / H 2 gas volume ratio is less than 0.2, the Vickers hardness of the surface layer portion 16 decreases, and when it exceeds 2.5, the thickness of the compound layer 50 increases excessively. I understand. When the compound layer 50 becomes excessively thick, it causes a decrease in ductility (toughness).

換言すれば、ＮＨ3ガス／Ｈ2ガス体積比を０．２〜２．５とすることにより、化合物層５０の厚みを０．５μｍとすることができ、このために延性が確保された鋼製ばね部材１０を得ることができる。 In other words, by setting the NH 3 gas / H 2 gas volume ratio to 0.2 to 2.5, the thickness of the compound layer 50 can be set to 0.5 μm. The spring member 10 can be obtained.

また、図５によれば、Ｗを含む鋼製ばね部材がＷを含まないものに比して優れた疲労強度を示すことが明らかである。
Further, according to FIG. 5, it is clear that the steel spring member containing W exhibits excellent fatigue strength as compared with those not containing W.

本実施の形態に係る鋼製ばね部材の全体概略正面図である。It is a whole schematic front view of the steel spring member which concerns on this Embodiment. 図１の鋼製ばね部材の深さ方向に沿う断面図である。It is sectional drawing which follows the depth direction of the steel spring member of FIG. 鋼製ばね部材に対してフッ化処理及び窒化処理を施すための熱処理炉の概略構成図である。It is a schematic block diagram of the heat processing furnace for performing a fluorination process and a nitriding process with respect to a steel spring member. 窒素拡散層上に化合物層が形成された鋼製ばね部材の深さ方向に沿う断面図である。It is sectional drawing in alignment with the depth direction of the steel spring member in which the compound layer was formed on the nitrogen diffusion layer. 窒素拡散層のみ、又は窒素拡散層と化合物層が形成された各鋼製ばね部材の成分割合と、窒化処理条件、バレル研磨処理の有無、化合物層の厚み、表層部及び芯部のビッカース硬度、圧縮残留応力及び疲労強度とを示す図表である。Only the nitrogen diffusion layer, or the component ratio of each steel spring member in which the nitrogen diffusion layer and the compound layer are formed, nitriding treatment conditions, presence or absence of barrel polishing treatment, the thickness of the compound layer, the Vickers hardness of the surface layer portion and the core portion, It is a chart which shows compressive residual stress and fatigue strength.

符号の説明Explanation of symbols

１０…鋼製ばね部材 １２…下地
１４…窒素拡散層 １６…表層部
１８…芯部 ２０…熱処理炉
２２…炉本体 ３２…水素ガスボンベ
３４…アンモニアガスボンベ ３６…窒素ガスボンベ
３８…フッ素源ガスボンベ ５０…化合物層 DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Steel spring member 12 ... Base 14 ... Nitrogen diffusion layer 16 ... Surface layer part 18 ... Core part 20 ... Heat treatment furnace 22 ... Furnace main body 32 ... Hydrogen gas cylinder 34 ... Ammonia gas cylinder 36 ... Nitrogen gas cylinder 38 ... Fluorine source gas cylinder 50 ... Compound layer

Claims (4)

少なくとも、重量％で０．４〜１．０％のＣ、０．９〜３．０％のＳｉ、０．１〜２．０％のＭｎ、２．５％以下のＣｒ、０．７％以下のＶ、０．２５％以下のＭｏ、１．０％以下のＷを含む鋼材からなる下地上に少なくとも窒素拡散層が設けられた鋼製ばね部材であって、
最表面から２０μｍの深さに至るまでの部位のビッカース硬度が７５０以上であるとともに、前記部位よりも深い芯部のビッカース硬度が６００以上であり、
前記窒素拡散層の上方に化合物層が存在する場合、該化合物層の厚みが最大で０．５μｍであり、
さらに、疲労強度が６３９ＭＰａ以上を示すことを特徴とする鋼製ばね部材。 At least 0.4 to 1.0% C by weight, 0.9 to 3.0% Si, 0.1 to 2.0% Mn, 2.5% or less Cr, 0.7% A steel spring member in which at least a nitrogen diffusion layer is provided on a base made of a steel material containing the following V, Mo of 0.25% or less, and W of 1.0% or less ,
The Vickers hardness of the part from the outermost surface to a depth of 20 μm is 750 or more, and the Vickers hardness of the core part deeper than the part is 600 or more,
If there is a compound layer above the nitrogen diffusion layer, the thickness of the compound layer is Ri 0.5μm der at maximum,
Furthermore, the steel spring member characterized by fatigue strength showing 639 Mpa or more . 請求項１記載の鋼製ばね部材において、前記最表面の圧縮残留応力が少なくとも−１５００ＭＰａであることを特徴とする鋼製ばね部材。   The steel spring member according to claim 1, wherein the compressive residual stress on the outermost surface is at least -1500 MPa. 少なくとも、重量％で０．４〜１．０％のＣ、０．９〜３．０％のＳｉ、０．１〜２．０％のＭｎ、２．５％以下のＣｒ、０．７％以下のＶ、０．２５％以下のＭｏ、１．０％以下のＷを含む鋼材からなる下地上に少なくとも窒素拡散層が設けられ、最表面から２０μｍの深さに至るまでの部位のビッカース硬度が７５０以上であるとともに、前記部位よりも深い芯部のビッカース硬度が６００以上であり、且つ前記窒素拡散層の上方に化合物層が存在する場合、該化合物層の厚みが最大で０．５μｍであり、さらに、疲労強度が６３９ＭＰａ以上を示す鋼製ばね部材の製造方法であって、
前記鋼製ばね部材に対してブラスト処理を行う工程と、
ブラスト処理が施された前記鋼製ばね部材の酸化膜をフッ化物膜に置換する工程と、
フッ化物膜が存在する前記鋼製ばね部材に対して少なくともアンモニアガスと水素ガスを含み、水素ガスに対するアンモニアガスの体積比が０．２〜２．５である混合ガスの存在下に、前記混合ガスを流通する際の熱処理温度を４００〜５００℃とし、且つ熱処理時間を１〜４０時間として熱処理を施し、前記フッ化物膜を除去するとともに前記鋼製ばね部材の深さ方向に窒素を拡散させて窒素拡散層を設ける工程と、
窒素拡散層が形成された前記鋼製ばね部材に対してバレル研磨処理を行う工程と、
を有し、
前記窒素拡散層を設ける工程又は前記バレル研磨処理を施す工程の後に、前記鋼製ばね部材の最表面に対してショットピーニング処理を施し、該最表面に少なくとも−１５００ＭＰａの圧縮残留応力を付与することを特徴とする鋼製ばね部材の製造方法。 At least 0.4 to 1.0% C by weight, 0.9 to 3.0% Si, 0.1 to 2.0% Mn, 2.5% or less Cr, 0.7% Vickers hardness of a part from the outermost surface to a depth of 20 μm, at least a nitrogen diffusion layer is provided on a base made of a steel material containing the following V, 0.25% or less Mo, and 1.0% or less W When the Vickers hardness of the core deeper than the portion is 600 or more and a compound layer is present above the nitrogen diffusion layer, the thickness of the compound layer is 0.5 μm at the maximum. And, further, a method for manufacturing a steel spring member having a fatigue strength of 639 MPa or more ,
Blasting the steel spring member;
Replacing the oxide film of the steel spring member subjected to blasting with a fluoride film;
At least include ammonia gas and hydrogen gas, the volume ratio of ammonia gas to the hydrogen gas in the presence of a mixed gas is 0.2 to 2.5 relative to the steel spring member fluoride film exists, the mixed Heat treatment is performed at a temperature of 400 to 500 ° C. when the gas is circulated and the heat treatment time is 1 to 40 hours to remove the fluoride film and diffuse nitrogen in the depth direction of the steel spring member. Providing a nitrogen diffusion layer;
Performing a barrel polishing process on the steel spring member on which the nitrogen diffusion layer is formed;
Have
After the step of providing the nitrogen diffusion layer or the step of performing the barrel polishing treatment, subjecting the outermost surface of the steel spring member to shot peening, and applying a compressive residual stress of at least −1500 MPa to the outermost surface. A method of manufacturing a steel spring member. 請求項３記載の製造方法において、前記窒素拡散層を設ける際、アンモニアガスを、該アンモニアガスの５０〜９０体積％が窒化に関与することなく排出される量で導入することを特徴とする鋼製ばね部材の製造方法。 The manufacturing method of claim 3, wherein, when providing the nitrogen diffusion layer, the ammonia gas, 50 to 90% by volume of the ammonia gas and introducing an amount which is discharged without being involved in the nitriding steel A method for manufacturing a spring-made member.
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