(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．４０〜０．７０％（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：１．５０〜３．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．９０％、
Ｖ：０．５０〜１．００％、および
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、
残部が鉄および不可避不純物である鋼からなり、
表層から０．３ｍｍ深さ位置における旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号が１１．０以上であると共に、前記旧オーステナイト結晶の粒度番号差は、最大頻度の粒度番号に比べて３未満の範囲内にあり、且つ、表層から深さ０．５０〜１．００ｍｍの浸炭硬化層を備えると共に、表層から深さ方向（１／４）×直径の位置におけるビッカース硬さの平均値が６００以上であることを特徴とするコイルばね。
【請求項２】
更に、
Ｎｉ：１．５０％以下（０％を含まない）、および／または
Ｎｂ：０．５０％以下（０％を含まない）を含む請求項１に記載のコイルばね。
【請求項３】
請求項１または２に記載のコイルばねの製造方法であって、真空浸炭処理を１０００℃以上でおこなうことを特徴とするコイルばねの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はコイルばね、およびその製造方法に関し、詳細には耐疲労性に優れたコイルばね、およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
コイルばねは、自動車のエンジン、クラッチ、サスペンションなどで弁ばね、クラッチばね、懸架ばねなどとして使用されている。コイルばねは、長期間に亘り高応力で繰り返し使用されるため、高レベルの耐疲労性が要求されている。
【０００３】
例えばエンジンにおける弁ばね用の線材として、ＪＩＳには、弁ばね用オイルテンパー線（ＳＷＯ−Ｖ：ＪＩＳ  Ｇ  ３５６１）、弁ばね用クロムバナジウム鋼オイルテンパー線（ＳＷＯＣＶ−Ｖ：ＪＩＳ  Ｇ  ３５６５）、および弁ばね用シリコンクロム鋼オイルテンパー線（ＳＷＯＳＣ−Ｖ：ＪＩＳ  Ｇ  ３５６６）等が規定されており、従来、疲労強度に優れるＳＷＯＳＣ−Ｖが主に使用されてきた。
【０００４】
これらの線材は、圧延材を伸線後に焼入れ・焼戻し処理を行い、所要の強度とされたものであり、これを用いて、所要の形状のばねにコイリングした後、窒化、ショットピーニング、テンパー、セッチングなどの処理をおこなうことにより、耐疲労性に優れたばねを得るのが弁ばねの一般的な製造方法である。
【０００５】
環境保護や資源保護の観点から、自動車に対する排気の清浄化、燃費向上への要求が高いが、これらに対して大きく寄与するのが車両の軽量化であり、車体を構成する各部品についても軽量化に向けた努力が絶えず続けられている。
【０００６】
弁ばねについては、その耐疲労性を更に高めることで弁ばねのコンパクト化が可能であり、更にはエンジンの軽量化に寄与することが可能である。そのため、弁ばねの耐疲労性を改善するための提案がなされている。
【０００７】
例えば特許文献１には、所定の成分組成を有し、表面に浸炭硬化層（０．０５〜１．００ｍｍ）を備えていると共に、表面から０．０２ｍｍの位置における硬さを所定の範囲（６５０〜１０００Ｈｖ）とすることによって、耐疲労性を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１２−７７３６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記特許文献１の耐疲労性は５０００万回レベルであるが、近年の自動車は更なる軽量化や高出力化が進行しており、それに伴って、更に優れた耐疲労性を有するコイルばねが要求されている。
【００１０】
本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、耐疲労性に優れたコイルばね、およびこのような耐疲労性に優れたコイルばねの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決し得た本発明とは、Ｃ：０．４０〜０．７０％（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：１．５０〜３．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｖ：０．５０〜１．００％、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物である鋼からなり、表層から０．３ｍｍ深さ位置における旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号が１１．０以上であると共に、前記旧オーステナイト結晶の粒度番号差は、最大頻度の粒度番号に比べて３未満の範囲内にあり、且つ、表層から深さ０．３０〜１．００ｍｍの浸炭硬化層を備えると共に、表層から深さ方向（１／４）×直径の位置におけるビッカース硬さの平均値が６００以上であることに要旨を有する。
【００１２】
更に上記コイルばねの化学成分組成として、Ｎｉ：１．５０％以下（０％を含まない）および／またはＮｂ：０．５０％以下（０％を含まない）を含むことも好ましい実施態様である。
【００１３】
上記のような耐疲労性に優れたコイルばねを製造するにあたっては、真空浸炭処理を１０００℃以上とすることが推奨される。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、化学成分組成、および旧オーステナイト結晶粒度を適切に制御すると共に、コイルばね表層からの浸炭硬化層の深さ、およびビッカース硬さを適切に制御することで、耐疲労性に優れたコイルばねを提供できる。また本発明の方法によれば、上記耐疲労性に優れたコイルばねを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、コイルばねの浸炭硬化層測定位置、および１／４×直径位置のビッカース硬さ測定位置の概略説明図である。
【図２】図２は、コイルばねの旧オーステナイト結晶粒度の測定位置の概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、従来よりも更に耐疲労性を向上させ、後記する実施例における破断寿命試験で６，０００万回を超える結果を奏する優れた耐疲労性を有するコイルばねを提供すべく、様々な角度から検討した。特許文献１では、Ｃ添加量を高めると共に、金属組織を制御しているが、それだけでは６，０００万回レベルの破断寿命が得られなかった（特許文献１の実施例４、および該実施例を模擬した表２のＮｏ．８）。
【００１７】
そこで本発明者らは、より優れた耐疲労性を達成すべく、化学成分組成、および金属組成等について検討した結果、コイルばねの靭性と強度が、コイルばね使用中の疲労折損に影響を及ぼしており、これらを適切に制御することで、耐疲労性を大幅に向上できるとの知見を得た。
【００１８】
まず、コイルばねの強度を高めるためには、コイルばねを形成している鋼の表層（以下、単に「表層」という）からある程度の浸炭硬化層の深さと、鋼内部（１／４×コイルばねを形成している鋼線の直径Ｄ、以下「１／４×Ｄ」と表記することがある。）のビッカース硬さを十分に確保する必要がある。浸炭硬化層の深さやビッカース硬度を十分に確保するためには浸炭処理時の温度を高くする必要があるが、高温で浸炭処理しただけでは、破断寿命を向上させることができなかった。その理由は、高温で浸炭処理をすると、旧オーステナイトの結晶粒が粗大化したり、該旧オーステナイトの結晶粒度のバラツキ（粒度番号差があること：以下「混粒」ということがある）が生じてコイルばねの靭性が著しく低下し、かえって破断寿命が悪化するからである。
【００１９】
このような問題について、本発明者らが鋭意研究を重ねた結果、鋼の化学成分組成を適切に制御することで、上記問題を解決できることがわかった。特に化学成分組成のうち、Ｖ量を高めることで、高温で浸炭処理しても旧オーステナイトの結晶粒度の粗大化を抑制し、更に混粒も抑制できることがわかった。
【００２０】
そして本発明では以下の化学成分組成を満足することを前提として、更に浸炭層深さ、ビッカース硬度、旧オーステナイト結晶粒度も適切に制御することで、耐疲労性向上に必要な強度と靭性のバランスを保つことが可能となり、上記優れた耐疲労性を有するコイルばねを提供できることを見出し、本発明に至った。
【００２１】
以下、本発明のコイルばねの化学成分組成について説明する。
【００２２】
Ｃ：０．４０〜０．７０％
Ｃは、高い応力が負荷されるコイルばねの強度、およびコイルばねの１／４×Ｄ位置のビッカース硬度を確保するために有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．４０％以上、好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上である。しかしながらＣ含有量が過剰になると、靭性が低下すると共に、コイルばねの表面疵が増大して耐疲労性が低下する。そのためＣ含有量は、０．７０％以下、好ましくは０．６５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：１．５０〜３．５０％
Ｓｉは、Ｃと同様、ビッカース硬度の確保に有用な元素であり、またコイルばねの強度を向上させ、耐疲労性、耐へたり性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は１．５０％以上、好ましくは１．８０％以上、より好ましくは２．１０％以上である。しかしながらＳｉ含有量が過剰になると、靭性が悪くなり、コイルばねの製造過程における冷間加工性や熱間加工性が低下して製品歩留まりが悪化したり、熱処理による脱炭が助長されて耐疲労性が低下する。そのためＳｉ含有量は、３．５０％以下、好ましくは３．３０％以下、より好ましくは３．１０％以下である。
【００２４】
Ｍｎ：０．３０〜１．５０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めてコイルばねの強度を向上させるのに有効な元素である。また耐疲労性に有害な鋼中のＳをＭｎＳとして固定してその害を低減する作用を有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎ含有量は０．３０％以上、好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．５０％以上である。しかしながらＭｎ含有量が過剰になると、靭性が悪くなるばかりでなく、冷間加工性や疲労強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは０．９０％以下である。
【００２５】
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高めてコイルばねの強度を向上させるのに有効な元素である。またＣｒは、Ｃの活量を低下させて熱間圧延時や熱処理時の脱炭を防止する効果も有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。しかしながらＣｒ含有量が過剰になると、真空浸炭処理でのＣ拡散係数が著しく低下するため、所望の浸炭硬化層の形成が困難となり、耐疲労性が低下する。また所望の浸炭硬化層を確保するために浸炭温度を高くすると、旧オーステナイト結晶が粗大化すると共に、混粒が生じて、耐疲労性が悪化する。そのため、Ｃｒ含有量は、１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは０．９０％以下である。
【００２６】
Ｖ：０．５０〜１．００％
Ｖは、旧オーステナイト結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。特にＶは所望の浸炭硬化層を確保するために浸炭温度を高くした際に問題となる旧オーステナイト結晶の粗大化や混粒の発生を抑制するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｖ含有量は０．５０％以上、好ましくは０．５３％以上、より好ましくは０．５６％以上である。しかしながらＶ含有量が過剰になると、Ｖ炭化物を多く形成し、延性の低下をもたらし、冷間加工性や耐疲労性が悪化する。そのため、Ｖ含有量は、１．００％以下、好ましくは０．９０％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
【００２７】
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸元素であるが、過剰に含まれるとＡｌＮなどの介在物を形成する。これらの介在物は、コイルばねの耐疲労性を著しく低減させる。そのため、Ａｌ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下まで低減させる必要がある。
【００２８】
本発明のコイルばねを構成する鋼の基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部成分は実質的に鉄である。ここで「実質的に」とは、スクラップを含めた鋼原料や製鉄・製鋼工程、更には製鋼予備処理工程などで不可避的に混入してくる微量元素の混入を、本発明の特徴を損なわない範囲で許容するという意味である。例えば不可避不純物としてＰ（０．０１５％以下）やＳ（０．０１５％以下）が例示される。
【００２９】
本発明では、更に他の元素として、必要に応じて下記の範囲でＮｉおよびＮｂの両方、あるいは一方を含んでいてもよい。含有させる元素の種類に応じて、コイルばねの特性が更に向上する。
【００３０】
Ｎｉ：１．５０％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、Ｃによって高強度化したコイルばねの靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。しかしながらＮｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイトが過度に生成し、耐疲労性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．２０％以下、更に好ましくは０．９０％以下である。
【００３１】
Ｎｂ：０．５０％以下（０％を含まない）
Ｎｂは、熱間圧延、および焼入れ焼戻し処理において結晶粒を微細化する作用があり、延性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながらＮｂ含有量が過剰になると、Ｖ炭化物が過剰に生成して延性を悪化させ、冷間加工性や疲労強度が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
【００３２】
耐疲労性を向上させるには、化学成分組成を上記のように適切に制御するだけでなく、更に金属組織（旧オーステナイト結晶の制御）や浸炭硬化層、ビッカース硬さを適切に制御することも重要である。
【００３３】
旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号：１１．０以上
コイルばねの表層から０．３ｍｍ深さ位置における旧オーステナイト結晶の結晶粒度番号を微細化し、靭性を向上させることで、耐疲労性を大幅に向上できる。こうした効果を発揮させるためには、旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号は１１．０以上、好ましくは１２．０以上、より好ましくは１３．０以上である。一方、靭性向上の観点からは旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号の上限は特に限定されないが、製造容易性や合金コストを考慮すると、概ね１５．０以下が好ましく、より好ましくは１４．０以下である。
【００３４】
旧オーステナイト結晶の粒度番号差：最大頻度の粒度番号に比べて３未満の範囲内
上記表層から０．３ｍｍ深さ位置において測定した旧オーステナイト結晶の結晶粒度番号のばらつきが大きいと、上記平均粒度番号を満足していても靭性が著しく低下し、冷間加工性や耐疲労性が悪化する。したがって本発明では、測定した各旧オーステナイト結晶の結晶粒度番号は、更に最大頻度の粒度番号との差を３未満、好ましくは２以下、より好ましくは１以下とする必要がある。なお、本発明ではこのような粒度番号差の条件を満たす場合を「混粒がない」という。
【００３５】
本発明では上記オーステナイト結晶粒の平均結晶粒度番号を満足し、更に混粒を抑制することで、耐疲労性を改善できる。
【００３６】
浸炭硬化層：コイルばねの表層から深さ０．３０〜１．００ｍｍ
適切な浸炭硬化層は耐疲労性の向上に有効である。すなわち、コイルばねの表面側を十分に硬化することによって、高負荷応力で繰り返し使用する場合に、ばね表面を起点とする折損の発生を抑制できる。このような効果を発揮するには、少なくともコイルばねの表層から深さ０．３０ｍｍ以上、好ましくは０．４０ｍｍ以上、より好ましくは０．５０ｍｍ以上の浸炭硬化層が形成されている必要がある。しかしながら浸炭硬化層が過剰になると、炭化物が粗大に析出するため、かえって耐疲労性が悪化する。そのため浸炭硬化層は、コイルばねの表層から深さ１．００ｍｍ以下、好ましくは０．９０ｍｍ以下、より好ましくは０．８０ｍｍ以下とする必要がある。
【００３７】
表層から深さ方向（１／４）×直径Ｄの位置におけるビッカース硬さの平均値：６００以上
コイルばねの鋼内部の適切なビッカース硬さ（Ｈｖ）は耐疲労性の向上に有効である。すなわち、コイルばねの内部硬さが低いと、高負荷応力で繰り返し使用する場合に、ばねに加わる応力が弾性限度以内でも、コイルばねに塑性変形が生じ、必要とされるばね応力を発揮できなくなり、耐疲労性が低下する。そのため、耐疲労性向上の観点からは少なくともコイルばねの表層から深さ方向（１／４）×Ｄ位置におけるビッカース硬さの平均値は、６００以上、好ましくは６７０以上、更に好ましくは６９０以上である。ビッカース硬さの平均値の上限は特に限定されないが、硬くなりすぎると靭性が低下してかえって耐疲労性が低下することがあるため、上記ビッカース硬さの平均値は好ましくは７５０以下、より好ましくは７３０以下である。
【００３８】
上記のような耐疲労性に優れたコイルばねを製造するにあたっては、その製造条件も適切に制御することが望ましい。特に上記所定の浸炭硬化層の深さ、およびビッカース硬さ（平均値）を確保するためには、真空浸炭処理時の温度を制御することが有効である。以下、本発明のコイルばねを製造する際の好ましい条件について説明する。
【００３９】
本発明のコイルばねは、上記所定の化学成分組成を満足する鋼を溶製、熱間鍛造、熱間圧延して所望の線径の線材とし、皮削り、パテンティング、伸線、オイルテンパーの後、ばねに成形し、これに真空浸炭処理を施すことによって製造できる。この後、疲労特性を更に向上させるために、必要に応じてショットピーニングやセッチングなどを施してもよい。
【００４０】
上記溶製、熱間鍛造、熱間圧延条件は特に限定されず、一般的な製造条件を採用すればよい。例えば上記所定の化学成分組成を満足する鋼塊を溶鉱炉で溶製した後、この鋳塊を分塊圧延して所定サイズのビレットを作製し、加工性に影響する変形抵抗の抑制と旧オーステナイト結晶粒の粗大化抑制の観点から例えば９００℃〜１１００℃程度に加熱した後、所望の圧下率で熱間圧延し、所望の線形の線材とすればよい。その後、線材表面の脱酸層を所望の厚さで皮削り処理して除去すると共に、皮削り処理によって生じる加工硬化層の除去と、伸線性に優れた組織（例えばパーライト）を得るために、パテンティング処理やＩＨ（高周波加熱）設備での軟化焼鈍処理等をおこなう。
【００４１】
その後、伸線加工して所望の線径とした後、オイルテンパー処理を施してばね用素線とする。次いで所望のコイル径、自由高さ、巻数でばねに成形する。このように浸炭処理前にばね形状に成形する理由は、浸炭硬化層を形成するための浸炭焼入れ・焼戻し後は、鋼表層部（浸炭硬化層）が硬く、延性が低くなり、コイルばねに形成することが難しいためである。
【００４２】
ばね形状に成形した後、真空浸炭処理を施すが、本発明では上記所定の浸炭硬化層深さ、およびビッカース硬さを得るためには１０００℃以上の高温浸炭温度で真空浸炭処理をする必要がある。浸炭温度が１０００℃よりも低いと、所望の浸炭硬化層やビッカース硬さが得られず、耐疲労性が低下する。好ましい浸炭温度は１０２０℃以上、より好ましくは１０４０℃以上である。しかしながら浸炭温度が高すぎると、炭化物が粗大に析出したり、硬くなりすぎて靭性が低下し、耐疲労性が低下することがある。そのため、浸炭温度は好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０８０℃以下である。
【００４３】
次に浸炭処理を施す。浸炭処理時に脱炭が多く、また処理温度のばらつきが大きくなると、コイルばねの疲労強度が低下する。そのため本発明では脱炭や温度ばらつきを抑制する観点から、真空浸炭処理をおこなう。また真空浸炭処理を１０００℃以上の温度でおこなうことで、均一な浸炭硬化層を上記所望の厚さで形成できる。浸炭時間、および拡散時間は特に限定されず、上記所望の浸炭硬化層が形成される程度でよく、例えば浸炭時間１分〜１０分、拡散時間１分〜１０分でよい。
【００４４】
上記浸炭処理後、Ａ１変態点以下の温度までガス冷却、若しくは油焼入れをする。その後、再加熱処理（例えば８３０℃〜８５０℃で１０〜３０分）を施すことも望ましく、これによって旧オーステナイト結晶粒の更なる微細化を達成できる。
【００４５】
得られたコイルばねは、更に耐疲労性の向上を目的として、必要に応じて一般的なショットピーニングやセッチングを施してもよい。
【００４６】
本発明のコイルばねを製造するにあたり、上記以外の条件については特に限定されず、一般的な製造条件を採用すればよい。
【００４７】
このようにして得られたコイルばねは上記したようにエンジン用弁ばねやトランスミッション用ばねなどの各種用途において、耐疲労性に優れたコイルばねとして利用できる。
【実施例】
【００４８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４９】
下記表１に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｈ（残部は、鉄および不可避不純物）となるように鋼材を真空溶解炉にて溶製し熱間鍛造して１５５ｍｍ角のビレットを作製した。このビレットを１０００℃に加熱し、熱間圧延して直径８．０ｍｍのばね用線材を作製した。このばね用線材を軟化焼鈍（６６０℃で２時間保持）してから、該ばね用線材の表層部０．１５ｍｍを皮削りして脱炭層を除去した。その後、該ばね用線材を中性ガス雰囲気中で温度９００℃以上に加熱して一旦オーステナイト化した。次いで、該ばね用線材に鉛パテンティング処理（加熱温度９８０℃、鉛炉温度：６２０℃）を実施し、組織をパーライト変態させた。その後、該ばね用線材を線径４．１ｍｍまで冷間伸線加工し、各線材成分に適した条件でオイルテンパー処理（加熱温度：９００℃〜１０００℃、焼入油温度：６０℃、焼戻し温度：４００〜５００℃）を行い、ばね用素線を作製した。このばね用素線を用いて冷間ばね成形（コイルの平均径２４．６０ｍｍ、自由高さ４６．５５ｍｍ、有効巻数５．７５）してばねを得た。
【００５０】
次に、得らればねを下記表２に記載の「浸炭温度」に加熱し、真空浸炭処理（浸炭時間５分、拡散時間３分）を施した。その後、該ばねを９５０℃で１５分間保持した後、５０℃に保持した油中に浸漬して焼入れし、その後、焼戻し（３５０℃、９０分間）を施した。得られたばねに３段ショットピーニングを行い（１段目から徐々に投射する粒径を小さくした）、続いてホットセッチング（２３０℃、τｍａｘ＝１６００ＭＰａ相当）を行った。得られたコイルばね（試験材Ｎｏ．１〜１３）について以下の測定、および試験を行った。
【００５１】
（浸炭硬化層の深さ）
浸炭硬化層の深さは、コイルばねの炭素濃度を測定することにより特定した。具体的には図１に示すようにコイルばねを形成する鋼線の横断面の中心点から９０度間隔でラインを４本引き、各ライン上の炭素（Ｃ）％濃度が添加した炭素（Ｃ）％と同等となる深さを測定した。測定値を表中の「浸炭硬化層の深さ」欄に記入した。本発明では浸炭硬化層の深さが０．３０ｍｍ〜１．００ｍｍの範囲内にある場合を合格とした。
【００５２】
（１／４×Ｄ位置のビッカース硬さ）
コイルばねの硬さ（Ｈｖ）はビッカース硬度計を用いて測定した。具体的には図１に示すようにコイルばねを形成する鋼線の横断面の１／４×直径Ｄの位置（ｄ／４）を９０度間隔で引いた４本のライン上で測定し（試験荷重１０ｋｇｆ）、その平均値を求めた。平均値を表中の「ビッカース硬さ」欄に記載した。本発明ではビッカース硬さが６００以上を合格とした。
【００５３】
（旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号）
コイルばねの旧オーステナイト結晶の結晶粒度の測定方法は以下の通りである。具体的にはまず、図２に示すようにコイルばねの横断面の中心点から４５度間隔で８等分した区画を決める。そして夫々の区画内においてコイルばねを形成する鋼線の表層から中心部に向かって０．３ｍｍ深さ位置における旧オーステナイト結晶の結晶粒度をＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に基づいて光学顕微鏡（倍率４００倍）で観察（１視野当たりのサイズ：２５０μｍ×２００μｍ）を行い、測定した。平均測定値を表中の「旧γ結晶の平均結晶粒度番号」欄に記載した。本発明では、旧オーステナイト結晶の平均結晶粒度番号が１１．０以上を合格とした。
【００５４】
（旧オーステナイト結晶の粒度番号差）
コイルばねの旧オーステナイト結晶の粒度番号差の判断方法は以下の通りである。上記測定した各旧オーステナイト結晶の結晶粒度番号について、最大頻度の粒度番号との差が３以上異なった結晶粒が存在する場合を混粒ありと判断した。表中の「混粒」欄に、混粒が存在する場合は「あり」と記載し、混粒が存在しなかった場合は「なし」と記載した。
【００５５】
（耐疲労性：疲労試験）
得られた各試験材に最大せん断応力（τｍａｘ）５８８±４４１ＭＰａのせん断応力を負荷し、６，０００万回までの疲労試験を行った。試験材にせん断応力を６，０００万回まで負荷できた場合（すなわち折損しなかった場合）は、「Ａ」判定（耐疲労性に優れる）とし、表中に「＞６０００」と記載した。また試験材にせん断応力を６，０００万回負荷できなかった場合（すなわち、途中で折損した場合）は、「Ｆ」判定（耐疲労性に劣る）とし、表中に破断が生じた回数を記載した。
【００５６】
【表１】
0005941439.tif 000002
【００５７】
【表２】
0005941439.tif 000003
【００５８】
これらの結果から次のように考察することができる。Ｎｏ．１〜７は、本発明で規定する要件（化学成分組成、結晶粒度、浸炭硬化層の深さ、ビッカース硬さ）を満足する例である。Ｎｏ．１〜７のコイルばねは、いずれも高負荷応力下での破断寿命が長く（Ａ判定）、耐疲労性に優れていることがわかる。
【００５９】
これに対し、Ｎｏ．８〜１３は、本発明で規定する化学成分組成や、好ましい製造条件を満足しなかったため、所定の結晶粒度、浸炭硬化層の深さ、ビッカース硬度などを確保できず、耐疲労性に劣る結果（Ｆ判定）となった例である。
【００６０】
Ｎｏ．８、９は同じ鋼種を用いた例であり、これらは、特許文献１の実施例Ｎｏ．４（特許文献１の鋼種Ａ、浸炭条件Ｌ）を模擬した例である。Ｎｏ．８、９は、Ｖ添加量が少なく、またＣｒ添加量が多い例であり、Ｃの拡散係数が著しく低下したため浸炭硬化層が浅かった。特にＮｏ．８は、浸炭温度も低かったため、十分な浸炭硬化層の深さを確保できず、耐疲労性が悪かった。またＮｏ．９は、本発明の推奨する浸炭温度で処理したが、Ｖ添加量が少なかったため、旧オーステナイト結晶の微細化効果が十分に得られず、混粒も生じて耐疲労性が劣った。
【００６１】
Ｎｏ．１０は、Ｖ添加量が少ないため、所定の浸炭温度で処理すると混粒が生じ、耐疲労性が劣った。
【００６２】
Ｎｏ．１１は、Ｃ、Ｓｉの添加量が少なく、また浸炭処理温度が低い例である。この例では所定のビッカース硬さが得られず、耐疲労性が劣った。
【００６３】
Ｎｏ．１２、１３は、浸炭温度が低かったため、所定の浸炭硬化層深さが得られず、耐疲労性が劣った。
【図１】
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【図２】
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