JP4987640B2

JP4987640B2 - 冷間加工部品の製造に適した機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線およびその製造方法

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Publication number: JP4987640B2
Application number: JP2007234201A
Authority: JP
Inventors: 哲川上; 秀樹藤井; 達夫山崎; 広明大塚; 一浩高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-09-10
Filing date: 2007-09-10
Publication date: 2012-07-25
Anticipated expiration: 2027-09-10
Also published as: JP2009068025A

Description

本発明は、ボルト、ナットなどのネジ類や、自動車部品、装飾品等で主に冷間鍛造やシャー切断により製造される、冷間加工性に優れた機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線製品およびその製造法に関する。

近年、ボルト、ナットなどのネジ、自動車部品や、時計、カメラ、メガネ等の装飾品用部品などで、チタン製品が使用されるようになってきた。これらは、チタンの優れた耐食性や、人体・生体への無害性、軽量であることを利用した用途で主に使用されている。この中で、特に高い強度が要求されず、低い製造コストと高い冷間加工性が重視される場合には、純チタンが使用され、例えば、ＪＩＳＨ４６５０（２００１）「チタン及びチタン合金の棒」に記載される１種材（ＴＢ２７０Ｈ（熱間仕上）、ＴＢ２７０Ｃ（冷間仕上））、あるいは２種材（ＴＢ３４０Ｈ（熱間仕上）、ＴＢ３４０Ｃ（冷間仕上））が使用されることが多い。さらにコストを低く抑える場合、ボルト頭部を冷間鍛造成型し、ボルトを製造する方法として、ヘッダー加工が採用される。これは、あらかじめ所定長さに切断しておいた素材を用いて、冷間で連続的にボルト頭部を鍛造加工し、効率良くボルトを製造する方法である。従来、このヘッダー加工に２種材相当以上の強度を持つチタン材を使用する場合、加工部に断熱せん断変形帯が生成し、それに沿ってクラックが発生することが多く、極端な歩留ロスをもたらすという問題があった。また、β合金を除くチタン材で２種材相当以上の強度を有する場合、Ｃ断面内に材質異方性を有することが多く、その影響により、ヘッダー加工時に加工性の劣る方向に沿ってクラックが伸展しやすく、ボルトに成型できないという問題がある。これらの理由から、一部のβ合金を除いて、２種材相当以上の強度を示すチタン材は、ヘッダー加工によるボルト製造には適していないことが判明した。したがって、低製造コストが重視される場合、ヘッダー加工してもクラックが発生せず、Ｃ断面内での材質異方性の小さい１種材が限定的に使用されてきた。

したがって、１種材なみの加工性を有し低コストで製造できる、より強度の高い材料へのニーズは高い。また、１種材をこの製造プロセスに使用する場合、ヘッダー加工直前に、線材コイルからヘッダー加工用素材の長さに調整するためのシャー切断工程にて、切断面にバリ・カエリが発生したり、切断部近傍が変形したりするなどの問題があった。これは、１種材の強度が低く延性が高いため、シャーにより付与されるせん断加工で即破断に至らずに、少量の塑性変形を伴ってしまうためである。

また、１種材にて、シャー切断時にバリ・カエリ等の発生を抑えるため、減面率５〜１５％程度の軽伸線を行う場合が多い。冷間加工強化によって延性をやや低くして、切断性を向上させるためである。しかし、それでもバリやカエリはなくならず、必ずしも抜本的な対策とは成りえていない。

一方、ヘッダー加工性を向上させるために、Ｃｕをチタンに添加して冷間加工性を向上させることが有効である可能性がある。これまでにＣｕを添加したチタン合金として、特許文献１、特許文献２等が開示されている。前者はＴｉ−Ｃｕ合金の二相温度域への加熱により組織を均一微細化して、マクロ模様を低減するというものであり、ヘッダー加工を含む冷間加工性の改善についての記載はない。また、後者はＴｉ₂Ｃｕなどを積極的に析出させて高強度化を図るとともに、抗菌性を利用するというものであるが、当合金の強度を支配するＯ量の制限がなく、ヘッダー加工できない強度領域のものも含まれる。実際に、特許文献２中の実施例には、最大引張強度で７５０ＭＰａ以上の合金しか例示されておらず、高い冷間加工性を要求するヘッダー加工性まで追及した合金を示していないことは明らかである。

特開２００４−２９５３号公報特開平１１−８０８６７号公報

ＪＩＳ１、２種純チタンよりもヘッダー加工、シャー切断などの冷間加工性に優れた機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線およびその製造方法を提供する。

本発明は、以上の事情を背景としてなされたものであり、ＪＩＳ１種純チタンと同等以上のヘッダー加工、シャー切断性などの冷間加工性を有し、２種材同等以上の強度を有する、冷間加工部品として最適なチタン合金棒線およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

上記課題を解決するために、本発明は以下の手段を骨子とする。
（１）質量％で０．３〜１．８％のＣｕ、０．１８％以下のＯ、０．３０％以下のＦｅ、残部Ｔｉおよび０．３％未満の不純物元素からなり、長径１０〜１０００ｎｍの、Ｔｉ₂Ｃｕおよび不可避的析出相を体積分率で０．０５〜３．５％含むことを特徴とする、シャー切断性および冷間鍛造性に優れる機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線。
（２）前記（１）に記載のチタン合金棒線の製造において、最終焼鈍を４８０〜７５０℃の温度域にて行うことを特徴とする、シャー切断性および冷間鍛造性に優れる機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線の製造方法。
（３）さらに、前記最終焼鈍後に、減面率１５％以下の冷間伸線を行うことを特徴とする、前記（２）に記載のシャー切断性および冷間鍛造性に優れる機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線の製造方法。
（４）前記（１）に記載のチタン合金棒線を用い、シャー切断を行い、その後ヘッダー加工を行うことを特徴とするチタン製品の製造方法。

ＪＩＳ１、２種純チタンよりもヘッダー加工、シャー切断などの冷間加工性に優れた機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線およびその製造方法を提供できる。

本発明者らは上記課題を解決すべく、チタンの冷間加工性におよぼす成分元素の影響を詳しく調査した結果、チタンに一定量のＣｕを添加して、Ｔｉ₂Ｃｕおよび不可避的析出相（以下、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相と略称）を微細に析出させるとともに、Ｏ量を適正に調整することにより、ＪＩＳ１種純チタンよりもヘッダー加工、シャー切断工程での加工性を向上させることが可能であることを見出した。

本発明はこの知見に基づいてなされたものである。以下に、前記（１）に記載の本発明（以下、本発明（１）と略称）に示した各種添加元素を選択した理由と、その添加量範囲を限定した理由を示す。

Ｃｕはチタンα相中に質量％で最大１．５％まで固溶する。固溶状態のＣｕは、固溶体強化により高温強度を高めるとともに、双晶変形発生を損なわずに強化する作用があることが知られており、その効果は特開２００５−２９８９７０号公報等により公開されている。当該公報では、固溶Ｃｕによる冷間加工性向上と高温強度上昇効果を見出し、利用しているのが特徴である。一方、Ｔｉ−Ｃｕ合金でα相中にＴｉ₂Ｃｕ等の析出相を適正量生成させると、析出強化により強度が上昇するとともに、α粒界へのピニング効果によりα相の粒成長を抑制する作用がある。本発明者らは、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の生成量を制御すると、ヘッダー加工時に断熱せん断変形帯の生成をもたらさない程の強化量となるとともに、固溶Ｃｕが冷間加工性を向上させ、ヘッダー加工性改善に寄与することを新たに見出した。さらに、適正量の微細なＴｉ₂Ｃｕ等の析出相生成により、α粒が微細化されるとともに、適度の析出強化がもたらされ、シャー切断時にバリ・カエリが発生しない強度に調整されることも明らかとした。

この時、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の長径が１０ｎｍ未満の超微細な大きさであると析出強化に寄与せず、一方、長径が１０００ｎｍを超えるとα粒のピニング効果が小さくなるために結晶粒径の微細化に寄与せず、いずれもシャー切断性の向上に役立たない。したがって、長径が１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相の体積分率を、所定の量とする必要がある。この長径範囲外のＴｉ₂Ｃｕ等の析出相量を抑えるとより好ましい。

また、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相の体積分率が０．０５％未満では析出強化能が十分でなく、シャー切断でバリ、カエリが発生してしまう。一方、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の体積分率が３．５％を超えると、逆に析出強化能が高くなり過ぎて、ヘッダー加工時に断熱せん断変形帯が生成して加工できなくなってしまう。そのため、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相は体積分率で０．０５〜３．５％析出していることが必要である。さらに、精密部品など、高いヘッダー加工性と精密なシャー切断性の両立が要求される用途においては、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相は、体積分率で０．５０〜３．０％析出していることが望ましい。

Ｃｕ添加量の上限を１．８％としたのは、これを超えて添加するとＴｉ₂Ｃｕ相が体積分率で３．５％を超えて生成するために析出強化量が大きくなり過ぎてしまい、ヘッダー加工での断熱せん断変形をもたらすと同時に、析出粒子が１０００ｎｍを超えて粗大化し粒界へのピニング効果が小さくなってα粒が粗大化し、シャー切断時のバリ・カエリが大きくなるからである。また、合金中に均一に、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相を分散析出させ、α粒界へのピニング効果を均一にもたらしてα粒径を微細化できるＣｕの最低添加量は０．３％であるため、Ｃｕは０．３％以上添加する必要がある。

Ｏはα相中に固溶し固溶体強化する作用を有するため、過度に添加するとヘッダー加工時に断熱せん断変形帯生成をもたらすこととなる。純チタンおよび軽合金チタンのα相は、すべり変形と双晶変形の競合により高い塑性変形能を有するが、Ｏ量が０．１８％を超えると双晶変形が抑制されて、ヘッダー加工に最低限必要とされる冷間加工性が損なわれるため、Ｏ量の上限を０．１８％とした。この時、精密なヘッダー加工性が必要となる場合は、Ｏ量の上限を０．１３％とすることが望ましい。

Ｆｅはβ安定化元素であり、室温から高温域にかけてβ相を発現させる。Ｆｅ含有量が０．３０％以下であれば、β相発生はわずかであるが、これを超えて添加されると、β相の量が増え、β相に濃化しやすいＣｕがβ相に集中する。こうしてＣｕの濃化したβ相中に、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相が集中して析出するため析出相は粗大化しやすくなり、均一な分布状態が得られないこととなる。その結果、局所的にα粒界へのピニング効果を発揮できない領域が発生し、その部分ではα粒の粗大化をもたらすこととなり、シャー切断性が低下してしまう。したがって、Ｆｅの含有量は０．３０％以下である必要がある。

前記（２）に記載の発明（以下、本発明（２）と略称）は、特に、ボルト・ナット等のネジ類に使用される棒線の製造方法に関するものである。すなわち、本発明（２）は、溶解、熱延、皮剥き等の表面処理等の工程を経て製造される、本発明（１）のチタン合金成分を有する棒線の製造方法において、最終焼鈍を４８０〜７５０℃の温度域にて行うことを特徴とする、本発明（１）の、シャー切断性および冷間鍛造性に優れたチタン合金棒線の製造方法である。

これは、シャー切断およびヘッダー加工工程での加工性を確保するために、Ｔｉ₂Ｃｕを主とする、微細な析出相を適正な量だけ得ることを狙った条件である。

すなわち、４８０〜７５０℃はＴｉ₂Ｃｕ等の析出相が長径１０〜１０００ｎｍ程の微細なサイズで、かつ、０．０５〜３．５％の体積分率で均一に析出しやすい温度範囲であり、この温度域で焼鈍することにより、棒線の冷間加工性を高めることができる。

なお、Ｔｉ₂Ｃｕ析出が生じる温度Ｔｐ（℃）は、Ｃｕ量に依存し、Ｔｉ−Ｃｕ平衡状態図から近似的に、以下のＴｉ₂Ｃｕ析出曲線式で表すことができる。
Ｔｐ（℃）＝７３０［％Ｃｕ］^0.126
ここで、［％Ｃｕ］はＣｕの質量％である。

したがって、最終焼鈍温度は、４８０〜７５０℃の範囲内でかつ、Ｔｐよりも低い温度であることがのぞましい。

最終焼鈍温度４８０℃未満ではＴｉ₂Ｃｕ等の析出相の効果が十分に発揮される程度の析出量を得るまでに必要な焼鈍時間が長くなり、工業的な生産に適さない。一方、最終焼鈍温度が７５０℃を超えると、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の過度な粗大化が短時間うちに生じてしまい、工業生産上、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の大きさを最適に制御することができなくなる。

最終焼鈍時間は、４８０〜７５０℃の範囲内の温度によって、最適時間が変化するが、３０分〜１６時間程度が望ましく、この温度範囲内で温度が低いほど、最適焼鈍時間は長くなる。

請求項３に記載の発明（以下、本発明（３）と略称）は、最終焼鈍後、さらに、減面率１５％以下の冷間伸線を行うことを特徴とした本発明（１）を製造する方法である。減面率１５％以下の冷間伸線を行うことにより、適度な加工硬化が棒線全長に生じ、冷間鍛造性、シャー切断性などの冷間加工性の均質度が向上する。したがって、線材製品の全長にわたる品質安定化を重視する場合は、減面率１５％以下の冷間伸線を行うことがのぞましい。ただし、減面率１５％を超える冷間伸線を行なうと、加工硬化が大きくなりすぎ、ヘッダー加工時に、実用上は問題ないが、シワ状の模様を誘発する場合が生じる。したがって、冷間伸線を減面率１５％以下で行うこととした。

＜実施例１＞
真空アーク溶解法により表１に示す組成のチタン材を溶解し、これを熱間鍛造してビレットとし、８６０℃に加熱した後、熱間圧延により直径１３ｍｍの線材とした。

この熱間圧延した線材を皮剥きおよび酸洗して酸化スケールを除去した後、冷間伸線により直径１０ｍｍの線材とした後、最終熱処理として、６８０℃、５時間、炉冷の真空焼鈍を施した。

試験番号４、５および６は、最終熱処理後、潤滑剤を塗布し、それぞれ減面率１４．８、１２．０および１０．０％で軽伸線し、試験材としたが、それぞれ線材の端部２ｍほどを軽伸線せずに、最終熱処理ままとして残し、それぞれ試験番号５１、５２および５３として、試験材に加えた。一方、試験番号１〜３および７〜２０では、最終熱処理後、潤滑剤を塗布した後に減面率８．５〜１３．５％で軽伸線し、試験材として供した。

これらの試験材をシャー切断およびヘッダー加工し、加工性を評価した。シャー切断性試験ではクリアランス０．１ｍｍのシャー切断機にて、切断後、切断面におけるカエリ高さを測定し、ヘッダー加工性試験ではヘッダー加工機により、試験片端部に直径１５ｍｍの半球形状のヘッドを冷間成形させ、目視検査による割れ発生有無を評価した。さらに、焼鈍後のサンプルより引張試験片を採取して引張特性も調べた。また、金属組織観察用試験片を採取し、長手方向断面を２％弗酸水溶液でエッチングして、エネルギー分散型Ｘ線分析器付きで電解放射型電子銃装備の走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いてＴｉ₂Ｃｕ等の析出相を観察し、観察断面内で長径１０〜１０００ｎｍの析出相の体積分率を調査した。すなわち、析出相の大きさに合わせて倍率３０００倍〜１０万倍で観察し、Ｃｕ濃度が一様に高い領域を占める析出相をＴｉ₂Ｃｕ等の析出相と認識し、そのうち長径１０〜１０００ｎｍの析出相を選択し、その面積占有率を測定して、この値をそのままＴｉ₂Ｃｕ等の析出相の体積分率とした。後述のように長径１０〜１０００ｎｍの析出相の大部分が、Ｔｉ_２Ｃｕであると確認され、それら析出相は、ほぼ等方的な形状を持ち、その分布状態も異方性が認められなかったためである。

なお、ＦＥ−ＳＥＭ観察では表面に露出した１μｍ未満の析出相のＣｕ濃度を正確に測定できないが、半定量的にＴｉ：Ｃｕの原子比がほぼ２：１であることを確認でき、あるいは母相よりも高濃度のＣｕを含有していることの確認ができ、ここでは、母相よりも高濃度のＣｕが検出された析出相はＴｉ₂Ｃｕおよび不可避的析出相とみなしている。その理由は、試験番号４〜２０および５１〜５３の試料に対し、薄膜試料によるエネルギー分散型Ｘ線分析器を装備した透過電子顕微鏡による観察、分析、電子線回折を実施した結果、長径１０〜１０００ｎｍ範囲内の析出相５０個のうち、４８個がＴｉ₂Ｃｕと同定されたためである。なお、残りの２個はＣｕ濃度が、相対的にＴｉ₂Ｃｕよりも母相に近いβ相であった。

各試験片の主要化学成分、室温引張り試験結果、析出相分率、シャー切断性、ヘッダー加工性を評価した。ここで、シャー切断性試験では試験片を、シャー切断した後の切断面におけるカエリ高さを評価し、その高さが０．０５ｍｍ未満を合格として丸印、その高さが、０．０５ｍｍ以上０．１ｍｍ未満のとき、三角印、０．１ｍｍ超で×印を付けた。さらに、ヘッダー加工性試験では、ヘッダー加工後のヘッド部を目視観察し、割れが認められない場合は丸印、割れが認められた場合に×印を付けた。これらの評価結果を併せて表１に示す。

表１において、試験番号１はＪＩＳ２種純チタンであり、試験番号２はＡｌを１〜２％程度添加した合金の例である。試験番号１、２ともにヘッダー加工で割れが発生し、ボルトに加工できていない。これは、前者では材質異方性による断熱せん断変形帯生成によるものであり、後者では双晶変形が抑制されることによる冷間加工性低下によるものである。これらの材料では、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相生成は認められない。

これに対し、本発明（２）に記載した方法で製造された本発明（１）の実施例である試験番号４、５、６、８、９、１１、１２、１３、１４、１６、１７、１８、１９、２０は、ＪＩＳ２種相当の強度レベルを示すとともに、いずれも高い全伸びを示していた。これらはヘッダー加工時に割れは目視で確認できず、加工性は良好であった。同時に、シャー切断でも、切断面に０．０５ｍｍを超える高さのバリ、カエリなどは発生せず、良好な切断性を有し、かつ、試験番号ごとに複数回実施した試験において、それぞれ再現性の良い切断面形状が得られ、品質が安定していた。なお、これらはいずれも、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相を体積分率で０．０５〜３．５％含んでおり、その析出量が適正な範囲にあることは明らかである。

一方、試験番号３、１０では、シャー切断時に０．１ｍｍを超えるカエリが発生し切断性は不十分であった。このうち、試験番号３は、Ｃｕ添加量が本発明の下限値である０．３％を下回っており、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の生成量も０．０５％未満である。この材料では、焼鈍中の粒成長を抑制するだけの十分な析出相が得られなかったため、部分的に粗粒となり、切断時に不均一な変形が生じたためカエリが生成した。一方、試験番号１０では、一部に１０００ｎｍを超える粗大なＴｉ₂Ｃｕ等の析出相が生成していた。これは、β安定化元素であるＦｅの含有量が、本発明の上限である０．３０％を越えて添加されたためβ相の量が増え、Ｃｕがそこに集中的に濃縮して粗大な析出相が生成し、これらは粒成長を抑制することができないため、局所的にカエリが発生したものである。

また、試験番号７、１５では、ヘッダー加工時に割れが発生して十分な加工性が得られなかった。その理由は、試験番号７は、Ｃｕ添加量が本発明の上限値である１．８％を越えて添加されたため、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相が体積分率で３．５％を超えて多量に析出して、冷間での延性が損なわれたためである。また、試験番号１５では、酸素含有量が本発明の上限である０．１８％を超えて添加されたため、双晶変形が抑えられ、ヘッダー加工性に必要な冷間加工性が得られなかったためである。

なお、本発明による試験番号１４、１８、２０の素材では、ヘッダー加工時に０．０５ｍｍ以下のシワ状の表面模様が発生した。これは実用上問題にならない程度の表面欠陥であり一般には合格レベルであるが、精密加工を必要とされる用途などでは、このような表面模様も発生しない方が望ましい。これらの素材は、Ｏ量が０．１５〜０．１６％と比較的高くなっており、より低いＯ含有量のものに比べ、双晶変形が僅かに起こりにくくなっているためである。したがって、用途によっては、Ｏ量上限を０．１３％とするのが望ましい。

以上のように、本発明に規定された元素含有量および、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相の体積分率を有するチタン合金棒線は、シャー加工性および冷間鍛造性に優れ、ＪＩＳ２種相当以上の強度を有しているが、本発明に規定された合金元素量ならびに、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の体積分率を外れると、冷間加工性と強度の両特性を満足することはできない。

なお、試験番号５１〜５３は、真空焼鈍後に軽伸線をしていないが、シャー切断性、ヘッダー加工性ともに良好な結果であった。ただし、試験片番号ごとに複数回実施したシャー切断性試験では、切断面に０．０１〜０．０４ｍｍの高さバリ、カエリが現れ、その大きさには、ばらつきが見られた。一方、１０％軽伸線をした試験番号４〜６は、試験片番号５１〜５３とそれぞれ化学成分が同じであるが、切断面に現れたバリ、カエリは、０．０３ｍｍ以下の高さで、ばらつきが少なく、品質安定性が高かった。

＜実施例２＞
表１の試験番号６、１１、１８の素材を製造する際の中間製品である直径１３ｍｍの熱間圧延線材を使用して、皮剥きおよび酸洗して酸化スケールを除去した後、冷間伸線により直径１０ｍｍの線材とした。それに表２〜４に示す条件にて真空焼鈍を施した後、潤滑剤を塗布した後に減面率１０％で軽伸線した。この線材をシャー切断およびヘッダー加工し、加工性を評価した。特に、シャー切断性試験ではカエリ高さを精査した。さらに、焼鈍後のサンプルより引張試験片を採取し、引張特性を調べるとともに、金属組織観察試験片を２％弗酸水溶液によりエッチングしＦＥ−ＳＥＭを用いて、実施例１に記載の方法で、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相を観察し、体積分率を測定した。これらの評価結果も併せて表２〜４に示す。

表２、３、４はそれぞれ、試験番号６、試験番号１１、試験番号１８に示す組成の線材における結果である。いずれも高い延性を有し、シャー切断性、ヘッダー加工性も実用的に全く問題ないことが分る。特に、最終焼鈍を５００〜７３０℃の温度域で実施した、試験番号２２、２３、２４、２７、２８、２９、３０、３２、３３、３４はシャー切断でのカエリが目視で確認できず良好な切断性を示した。一方、試験番号２１、２５、２６、３１、３５は、いずれも高い延性とヘッダー加工性を有していたが、試験番号２１、２６、３１ではヘッダー加工時には実用上問題のない薄いシワ模様が生成し、試験番号２５、３５では実用上問題のない０．０５ｍｍ未満の高さのカエリが発生した。これは、焼鈍温度が５００℃未満である試験番号２１、２６、３１では、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相の生成により強度がやや上昇するためである。一方、焼鈍温度が７３０℃を超える、試験番号２５、３５では、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相が一部再固溶して析出相生成量が低くなる上、一部は粒径が粗くなって粒界のピニング効果がやや低くなるからである。これらの結果は、ヘッダー加工性とシャー切断性において実用的に問題のないレベルが要求される場合、焼鈍温度は、４８０〜７５０℃が適しているが、この温度範囲を外れると、ヘッダー加工性とシャー切断性に問題が生じる可能性が高いことを示しており、さらに、高いヘッダー加工性と精密なシャー切断性を同時に要求される部品においては、焼鈍を５００〜７３０℃で行うことにより、Ｔｉ₂Ｃｕ等の析出相を均一微細に分散させた方がより好ましいことは明らかである。

＜実施例３＞
表１の試験番号５、６、１３の素材を製造する際の中間製品である直径１３ｍｍの熱間圧延線材を使用して、皮剥きおよび酸洗して酸化スケールを除去した後、冷間伸線により直径１０ｍｍの線材とした。それに６５０℃、４時間、炉冷の真空焼鈍を施し、潤滑剤を塗布した後に、表５〜７に示す減面率で伸線した。この線材をシャー切断およびヘッダー加工し、加工性を評価した。特に、シャー切断性試験ではカエリ高さを精査した。さらに、焼鈍後のサンプルより引張試験片を採取し、引張特性を調べるとともに、金属組織観察試験片を２％弗酸水溶液によりエッチングしＦＥ−ＳＥＭを用いて、実施例１に記載の方法で、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕ等の析出相を観察し、体積分率を測定した。これらの評価結果も併せて表５〜７に示す。

表５、６、７はそれぞれ、試験番号５、試験番号６、試験番号１３に示す組成の線材における結果である。いずれも高い延性を有し、シャー切断性、ヘッダー加工性も実用的に全く問題ないことが分る。特に、最終伸線を減面率１５％以下で実施した、試験番号３６、３７、３８、４１、４２、４３、４５、４６、４７のヘッダー加工性、シャー切断性はいずれも極めて良好であった。一方、試験番号３９、４０、４４、４８は、いずれも高い延性とヘッダー加工性を有していたが、ヘッダー加工後に実用上問題のないレベルの薄いシワ模様が生成していた。これは伸線減面率が１５％を超えており、冷間加工により強度がやや上昇し延性が僅かに低下したためである。これらの結果は、実用的に問題のないレベルであるが、高いヘッダー加工性と精密なシャー切断性を同時に要求される部品においては、最終製品での冷間伸線を１５％以下の減面率で行うことにより、加工硬化量を適正に管理した方がより好ましいことは明らかである。

本発明のチタン合金棒線は、耐食性と、ヘッダー加工、シャー加工に代表される冷間加工性を要求される用途でのボルト、ナットなどのネジ部品を含む、冷間鍛造加工を受ける部品に、特に活用することができる。

Claims

質量％で０．３〜１．８％のＣｕ、０．１８％以下のＯ、０．３０％以下のＦｅ、残部Ｔｉおよび不可避的不純物元素からなり、長径１０〜１０００ｎｍのＴｉ₂Ｃｕおよび不可避的析出相を体積分率で０．０５〜３．５％含むことを特徴とする、シャー切断性および冷間鍛造性に優れる機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線。
請求項１に記載のチタン合金棒線の製造において、最終焼鈍を４８０〜７５０℃の温度域にて行うことを特徴とする、シャー切断性および冷間鍛造性に優れる機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線の製造方法。
さらに、前記最終焼鈍後に、減面率１５％以下の冷間伸線を行うことを特徴とする、請求項２に記載のシャー切断性および冷間鍛造性に優れる機械部品用または装飾部品用チタン合金棒線の製造方法。
請求項１に記載のチタン合金棒線を用い、シャー切断を行い、その後ヘッダー加工を行うことを特徴とするチタン製品の製造方法。