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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023157505
(43)【公開日】2023-10-26
(54)【発明の名称】β型チタン合金線
(51)【国際特許分類】
C22C 14/00 20060101AFI20231019BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20231019BHJP
C22F 1/18 20060101ALN20231019BHJP
【ＦＩ】
C22C14/00 Z
C22F1/00 602
C22F1/00 604
C22F1/00 625
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 675
C22F1/00 685Z
C22F1/00 686Z
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 691Z
C22F1/00 692A
C22F1/00 694A
C22F1/18 H
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022067450
(22)【出願日】2022-04-15
(71)【出願人】
【識別番号】000192626
【氏名又は名称】神鋼鋼線工業株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100115381
【弁理士】
【氏名又は名称】小谷 昌崇
(74)【代理人】
【識別番号】100162765
【弁理士】
【氏名又は名称】宇佐美 綾
(72)【発明者】
【氏名】清田 将司
(72)【発明者】
【氏名】西村 隆志
(72)【発明者】
【氏名】下田 恒彦
(57)【要約】
【課題】冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有するβ型チタン合金線を提供する。
【解決手段】β型チタン合金線は、金属組織中のα相の分率が１％未満、残部がβ相であり、前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
【選択図】なし
【解決手段】β型チタン合金線は、金属組織中のα相の分率が１％未満、残部がβ相であり、前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
金属組織中のα相の分率が１％未満、残部がβ相であり、
前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、
電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である、β型チタン合金線。
前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、
電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である、β型チタン合金線。
【請求項2】
質量％で、
Ｖ：１０～２５％、
Ｃｒ：０．５～５％、
Ｓｎ：０．５～５％、および
Ａｌ：０．５～５％、
を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物である、請求項１に記載のβ型チタン合金線。
Ｖ：１０～２５％、
Ｃｒ：０．５～５％、
Ｓｎ：０．５～５％、および
Ａｌ：０．５～５％、
を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物である、請求項１に記載のβ型チタン合金線。
【請求項3】
引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上である、請求項１または請求項２に記載のβ型チタン合金線。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、β型チタン合金線に関する。
【背景技術】
【0002】
チタンおよびチタン合金は、軽量であり比強度に優れるとともに耐食性にも優れ、その線材は航空機用材料、自動車部品用材料、医療機器用材料等に好適に用いられている。
【0003】
チタン合金のうちβ型チタン合金は、例えば特許文献１に開示されているように、冷間加工性に優れている。また特許文献１には、β型チタン合金に時効処理を施して準安定β相からα相を析出させることにより強化できることも開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】特開平１１－３４３５４８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
しかし、本発明者らが検討したところ、β型チタン合金の冷間加工性には改善の余地があり、また、β型チタン合金の強度についても改善の余地があることがわかった。
【0006】
本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有するβ型チタン合金線を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明者らは、種々検討した結果、上記目的は、以下の構成を有するチタン合金線により達成されることを見出した。
【0008】
本発明の一局面に係るβ型チタン合金線は、金属組織中のα相の分率が１％未満、残部がβ相であり、
前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、
電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、
電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
【発明の効果】
【0009】
本発明によれば、冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有するβ型チタン合金線を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0010】
本発明者らは、β型チタン合金の冷間加工性および強度について、β型チタン合金線の金属組織に着目して詳細に検討した。
【0011】
その結果、β型チタン合金線を実質的にβ単相とし、結晶粒径を微細とするとともに、結晶粒の再結晶を十分に進行させることにより、良好な冷間加工性および良好な強度が達成されることを見出し、本発明を完成した。
【0012】
以下、本発明の一実施形態に係るβ型チタン合金線について説明する。
【0013】
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、金属組織中のα相の分率が１％未満、残部がβ相であり、前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。本実施形態に係るβ型チタン合金線は、冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有する。また、本実施形態に係るβ型チタン合金線は、航空機用材料、自動車部品用材料、医療機器用材料等に使用することができる。
【0014】
〈β型チタン合金〉
本実施形態に係るβ型チタン合金線に用いられるβ型チタン合金は、一般的なβ型チタン合金を使用することができ、例えばＴｉ－１５Ｖ－３Ｃｒ－３Ｓｎ－３Ａｌ合金、Ｔｉ－２２Ｖ－４Ａｌ合金、Ｔｉ－１５Ｍｏ－５Ｚｒ－３Ａｌ合金等を使用することができる。
本実施形態に係るβ型チタン合金線に用いられるβ型チタン合金は、一般的なβ型チタン合金を使用することができ、例えばＴｉ－１５Ｖ－３Ｃｒ－３Ｓｎ－３Ａｌ合金、Ｔｉ－２２Ｖ－４Ａｌ合金、Ｔｉ－１５Ｍｏ－５Ｚｒ－３Ａｌ合金等を使用することができる。
【0015】
また、本実施形態に係るβ型チタン合金線は、化学組成として、質量％で、Ｖ：１０～２５％、Ｃｒ：０．５～５％、Ｓｎ：０．５～５％、およびＡｌ：０．５～５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であることが好ましい。以下では、この化学組成を「組成Ａ」ともいう。また、以下では、化学組成について「質量％」を単に「％」と記載する。
【0016】
組成Ａを構成する各合金元素の作用、および数値範囲について説明する。
【0017】
（ａ）Ｖ：１０～２５％
Ｖは、チタン合金の素地を構成するＴｉに固溶してβ相を安定化させる元素である。このような効果を発揮させるため、Ｖ含有量は１０％以上が好ましい。Ｖ含有量が２５％を超えると、チタン合金がβ単相となるものの、時効硬化性に劣るため、時効処理に要する時間が長くなる。また、Ｖを過度に含有させるとチタン合金の比重が増大するとともに、原料費も嵩むこととなり経済的ではない。そのため、Ｖ含有量は２５％以下が好ましい。
Ｖは、チタン合金の素地を構成するＴｉに固溶してβ相を安定化させる元素である。このような効果を発揮させるため、Ｖ含有量は１０％以上が好ましい。Ｖ含有量が２５％を超えると、チタン合金がβ単相となるものの、時効硬化性に劣るため、時効処理に要する時間が長くなる。また、Ｖを過度に含有させるとチタン合金の比重が増大するとともに、原料費も嵩むこととなり経済的ではない。そのため、Ｖ含有量は２５％以下が好ましい。
【0018】
（ｂ）Ｃｒ：０．５～５％
Ｃｒは、β型チタン合金の時効硬化能を高める元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましい。Ｃｒ含有量が過剰であると、β安定化性が過度に高まって時効硬化能が低下し、時効処理後の強度が低くなる。そのため、Ｃｒ含有量は５％以下が好ましい。
Ｃｒは、β型チタン合金の時効硬化能を高める元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましい。Ｃｒ含有量が過剰であると、β安定化性が過度に高まって時効硬化能が低下し、時効処理後の強度が低くなる。そのため、Ｃｒ含有量は５％以下が好ましい。
【0019】
（ｃ）Ｓｎ：０．５～５％
Ｓｎは、β型チタン合金の時効処理によるα相の析出（以下「時効析出」という。）を促進し、析出したα相を安定化させる元素であり、またω相の生成を抑制する元素である。そのため、Ｓｎは、時効処理のための適正温度範囲を広くする効果および時効処理後のβ型チタン合金線の強度を高くする効果を有する。このような効果を発揮させるため、Ｓｎ含有量は０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましい。Ｓｎ含有量が過剰であると、時効処理を行った場合および行っていない場合のいずれもβ型チタン合金線の硬度が過度に高くなる。そのため、Ｓｎ含有量は５％以下が好ましい。
Ｓｎは、β型チタン合金の時効処理によるα相の析出（以下「時効析出」という。）を促進し、析出したα相を安定化させる元素であり、またω相の生成を抑制する元素である。そのため、Ｓｎは、時効処理のための適正温度範囲を広くする効果および時効処理後のβ型チタン合金線の強度を高くする効果を有する。このような効果を発揮させるため、Ｓｎ含有量は０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましい。Ｓｎ含有量が過剰であると、時効処理を行った場合および行っていない場合のいずれもβ型チタン合金線の硬度が過度に高くなる。そのため、Ｓｎ含有量は５％以下が好ましい。
【0020】
（ｄ）Ａｌ：０．５～５％
Ａｌは、時効析出するα相を強化し、時効処理後のβ型チタン合金の強度を高める元素である。このような効果を発揮するため、Ａｌ含有量は０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましい。Ａｌ含有量が過剰であると、β型チタン合金の溶体化熱処理後の強度が高くなり、加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は５％以下が好ましい。
Ａｌは、時効析出するα相を強化し、時効処理後のβ型チタン合金の強度を高める元素である。このような効果を発揮するため、Ａｌ含有量は０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましい。Ａｌ含有量が過剰であると、β型チタン合金の溶体化熱処理後の強度が高くなり、加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は５％以下が好ましい。
【0021】
（ｅ）その他の元素
組成Ａにおいて、上記（ａ）～（ｄ）以外の元素を含有させてもよい。
組成Ａにおいて、上記（ａ）～（ｄ）以外の元素を含有させてもよい。
【0022】
ＭｏもＶと同様の作用を有する元素である。そのため、Ｖに代えてＭｏを含有させてもよく、ＶとＭｏとを共に含有させてもよい。Ｖに代えてＭｏを含有させる場合、Ｍｏの含有量を１０～２５％とすることが好ましく、ＶとＭｏとを共に含有させる場合、ＶとＭｏとの合計含有量を１０～２５％とすることが好ましい。
【0023】
また、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ等の元素もβ相を安定化させる効果を有するため、適量（これらの元素の合計で０．５～５％）を含有させてもよい。
【0024】
（ｆ）残部
組成Ａにおいて、上記（ａ）～（ｅ）の合金成分の外、残部はＴｉおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｎ、Ｃ、Ｈ、ＦｅおよびＯ等が含まれる。上記不可避的不純物の含有量は、Ｎ、Ｈはそれぞれ０．０５％以下、Ｃは０．１０％以下、Ｆｅは１．００％以下、Ｏは０．２５％以下である。これにより、本実施形態に係るβ型チタン合金線の効果を得ることが阻害されることを抑制することができる。
組成Ａにおいて、上記（ａ）～（ｅ）の合金成分の外、残部はＴｉおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｎ、Ｃ、Ｈ、ＦｅおよびＯ等が含まれる。上記不可避的不純物の含有量は、Ｎ、Ｈはそれぞれ０．０５％以下、Ｃは０．１０％以下、Ｆｅは１．００％以下、Ｏは０．２５％以下である。これにより、本実施形態に係るβ型チタン合金線の効果を得ることが阻害されることを抑制することができる。
【0025】
〈金属組織〉
（α相の分率）
本実施形態に係るβ型チタン合金線では、金属組織中のα相の分率（以下「α分率」ともいう。）が１％未満であり、残部がβ相である。すなわち本実施形態に係るβ型チタン合金線の金属組織は、実質的にβ単相である。これにより、β型チタン合金線の冷間加工性を高めることができる。β型チタン合金において、α相はβ相の結晶粒界から析出し、六方最密充填構造のα相は体心立方構造のβ相に比べて変形しにくい。そのため、α分率が１％以上である場合には冷間加工性に劣り、冷間加工を行った場合に割れ等が発生するおそれがある。α分率は、β型チタン合金線に対するＸ線回折によって得られたβ相およびα相のそれぞれの強度ピークを定量化し、定量化されたα相の量をβ相の量とα相の量の合計によって除することにより求めることができる。
（α相の分率）
本実施形態に係るβ型チタン合金線では、金属組織中のα相の分率（以下「α分率」ともいう。）が１％未満であり、残部がβ相である。すなわち本実施形態に係るβ型チタン合金線の金属組織は、実質的にβ単相である。これにより、β型チタン合金線の冷間加工性を高めることができる。β型チタン合金において、α相はβ相の結晶粒界から析出し、六方最密充填構造のα相は体心立方構造のβ相に比べて変形しにくい。そのため、α分率が１％以上である場合には冷間加工性に劣り、冷間加工を行った場合に割れ等が発生するおそれがある。α分率は、β型チタン合金線に対するＸ線回折によって得られたβ相およびα相のそれぞれの強度ピークを定量化し、定量化されたα相の量をβ相の量とα相の量の合計によって除することにより求めることができる。
【0026】
（平均結晶粒径）
本実施形態に係るβ型チタン合金線では、β相の平均結晶粒径（以下、単に「平均結晶粒径」ともいう。）が３０μｍ以下である。これにより、β型チタン合金線の冷間加工性を高めることができ、また、十分に高い強度とすることができる。平均結晶粒径が３０μｍよりも大きく、結晶粒が粗大である場合には、冷間加工性に劣り、また、十分な強度が得られない。平均結晶粒径は、好ましくは２５μｍ以下である。平均結晶粒径の下限は特に定めないが、好ましくは５μｍ以上である。平均結晶粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を適用して撮影した走査型電子顕微鏡写真において、隣の測定点との結晶方位差が１５°以上ある部分を結晶粒界と規定して求めた結晶粒の平均面積を平均結晶粒径に換算することにより求めることができる。
本実施形態に係るβ型チタン合金線では、β相の平均結晶粒径（以下、単に「平均結晶粒径」ともいう。）が３０μｍ以下である。これにより、β型チタン合金線の冷間加工性を高めることができ、また、十分に高い強度とすることができる。平均結晶粒径が３０μｍよりも大きく、結晶粒が粗大である場合には、冷間加工性に劣り、また、十分な強度が得られない。平均結晶粒径は、好ましくは２５μｍ以下である。平均結晶粒径の下限は特に定めないが、好ましくは５μｍ以上である。平均結晶粒径は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を適用して撮影した走査型電子顕微鏡写真において、隣の測定点との結晶方位差が１５°以上ある部分を結晶粒界と規定して求めた結晶粒の平均面積を平均結晶粒径に換算することにより求めることができる。
【0027】
（ＧＯＳ値）
本実施形態に係るβ型チタン合金線において、ＥＢＳＤ法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ（結晶方位分散）の値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
本実施形態に係るβ型チタン合金線において、ＥＢＳＤ法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ（結晶方位分散）の値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
【0028】
ＧＯＳ値とは、走査型電子顕微鏡を用いたＥＢＳＤ法により測定される、結晶粒毎の平均方位差であり、１つの結晶粒の中で、ある１つの点とその結晶粒を構成している全ての測定点との方位差を平均化した値である。ある結晶粒についてＧＯＳ値が小さいほど、その結晶粒内の方位差が小さく、再結晶がより進行していることを意味する。ある結晶粒について「ＧＯＳ値が２％以下である」とは、本実施形態ではその結晶において十分に再結晶が進行し、実質的に再結晶が完了している状態を意味する。ある結晶粒について「ＧＯＳ値が５％以上である」とは、本実施形態ではその結晶において再結晶の進行が不十分であり、再結晶が完了していない状態を意味する。
【0029】
ＧＯＳ値を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上であり、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満であれば、β型チタン合金線の冷間加工性を高めることができる。ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％未満、またはＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％以上である場合には、冷間加工性に劣る。ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合は９０％以上が好ましい。また、ＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合は１％未満が好ましい。
【0030】
ＧＯＳ値の測定を行う際には、測定対象であるβ型チタン合金線の全体的な傾向を把握するため、走査型電子顕微鏡の視野に結晶粒が１００個以上、好ましくは５００個以上入るようにし、視野内の全ての結晶粒についてＧＯＳ値の測定を行う。
【0031】
〈引張強さ〉
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上であることが好ましい。引張強さを８００Ｎ／ｍｍ２以上とすることにより、β型チタン合金線を十分に高い強度とすることができる。本実施形態に係るβ型チタン合金線の引張強さの測定は、直径５．２５ｍｍ、試験片長さ３５０ｍｍの試験片を用い、標点距離２００ｍｍ、引張速度２０ｍｍ／ｍｉｎの引張試験により行う。この引張試験を試験数Ｎ＝３にて実施し、その平均値を当該β型チタン合金線の引張強さとする。チタン合金の引張強さは引張速度に大きく影響を受けるため引張速度を２０ｍｍ／ｍｉｎに固定する。
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上であることが好ましい。引張強さを８００Ｎ／ｍｍ２以上とすることにより、β型チタン合金線を十分に高い強度とすることができる。本実施形態に係るβ型チタン合金線の引張強さの測定は、直径５．２５ｍｍ、試験片長さ３５０ｍｍの試験片を用い、標点距離２００ｍｍ、引張速度２０ｍｍ／ｍｉｎの引張試験により行う。この引張試験を試験数Ｎ＝３にて実施し、その平均値を当該β型チタン合金線の引張強さとする。チタン合金の引張強さは引張速度に大きく影響を受けるため引張速度を２０ｍｍ／ｍｉｎに固定する。
【0032】
〈形状、寸法〉
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、特に寸法は定めないが、例えば直径を１～１０ｍｍとすることができる。断面形状は、円形に限られず、楕円形、四角形等とすることができる。
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、特に寸法は定めないが、例えば直径を１～１０ｍｍとすることができる。断面形状は、円形に限られず、楕円形、四角形等とすることができる。
【0033】
〈製造方法〉
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、例えば、β型チタン合金の原料線材を、所定の減面率で冷間加工し、冷間加工により得られた予備加工線をβ変態温度以上の温度で所定時間保持し、水冷することにより製造することができる。
本実施形態に係るβ型チタン合金線は、例えば、β型チタン合金の原料線材を、所定の減面率で冷間加工し、冷間加工により得られた予備加工線をβ変態温度以上の温度で所定時間保持し、水冷することにより製造することができる。
【0034】
より具体的には、所望の組成のβ型チタン合金の原料線材を所定の減面率で冷間加工し、所望の寸法の予備加工線を得る。これにより、予備加工線の金属組織にひずみや格子欠陥を導入することができる。
【0035】
予備加工線を得るための冷間加工は、原料線材から予備加工線への減面率で、１０～８０％とすることが好ましい。減面率が１０％未満では、予備加工線の金属組織に十分なひずみや格子欠陥を導入することができず、溶体化熱処理による再結晶後の平均結晶粒径を３０μｍ以下とすることができないおそれがある。また、減面率が８０％を超えると、予備加工線に亀裂や割れが発生するおそれがある。減面率は、５０％以上がより好ましい。
【0036】
次に、β変態温度以上の温度で所定時間保持し、水冷する溶体化熱処理を、予備加工線に施し、本実施形態に係るβ型チタン合金線を得る。
【0037】
本実施形態では、溶体化熱処理とは、予備加工線をβ変態温度以上に保持してβ単相とし、急冷して室温でもβ単相を維持することを目的とする熱処理である。本実施形態では、α分率が１％未満であれば、溶体化熱処理の冷却時にα相が析出していてもよい。
【0038】
また、本実施形態では、溶体化熱処理は、予備加工線の金属組織の再結晶を進行させることも目的とする。溶体化熱処理により、ひずみや格子欠陥が導入された予備加工線の金属組織の再結晶を進行させ、溶体化熱処理後のβ相の平均結晶粒径を３０μｍ以下とすることができる。また、溶体化熱処理後にＧＯＳ値を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上であり、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満とすることができる。
【0039】
溶体化熱処理条件は、予備加工線の化学組成によって異なるが、例えば上記組成Ａの場合、保持温度をβ変態温度以上である７２０～８２０℃、保持時間を３５０～３７０秒とすることが好ましい。保持温度は、８００℃以下がより好ましい。保持時間は、３５５秒以上がより好ましく、３６５秒以下がより好ましい。
【0040】
上記の製造方法で得られた本実施形態に係るβ型チタン合金線は、冷間加工後に時効処理を行ってもよい。本実施形態に係るβ型チタン合金線は、良好な冷間加工性を有するため、容易に所望の形状に加工することができ、また、時効処理を行わなくても十分な強度を有する。しかし、β型チタン合金線の冷間加工後に時効処理を行うことにより、β相の結晶粒界からα相を析出させ、より強度を向上させることができる。時効処理の条件は、例えばβ型チタン合金線の保持温度を３５０～６５０℃、保持時間を１～１０時間とすることが好ましい。
【0041】
本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下にまとめる。
【0042】
上述したように、本発明の一局面に係るβ型チタン合金線は、金属組織中のα相の分率が１％未満、残部がβ相であり、前記β相の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、電子線後方散乱回折法によりＧｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄの値（ＧＯＳ値）を測定した結晶粒の全個数に対し、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％以上、かつＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合が１０％未満である。
【0043】
この構成によれば、冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有するβ型チタン合金線を得ることができる。
【0044】
上記構成のβ型チタン合金線は、質量％で、Ｖ：１０～２５％、Ｃｒ：０．５～５％、Ｓｎ：０．５～５％、およびＡｌ：０．５～５％、を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物であってもよい。
【0045】
この構成によれば、より冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有するβ型チタン合金線を得ることができる。
【0046】
上記構成のβ型チタン合金線は、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上であってもよい。
【0047】
この構成によれば、より冷間加工性に優れ、かつ高い強度を有するβ型チタン合金線を得ることができる。
【実施例0048】
〈試料〉
試料は、表１に示す合金種ａ、ｂの化学組成を有する直径５．２５ｍｍのβ型チタン合金線（ワイヤー）を使用した。合金種ａ、ｂは、上述の組成Ａを満たす。
試料は、表１に示す合金種ａ、ｂの化学組成を有する直径５．２５ｍｍのβ型チタン合金線（ワイヤー）を使用した。合金種ａ、ｂは、上述の組成Ａを満たす。
【0049】
【表1】
【0050】
〈試料の作製方法〉
試料は、表２に示すＮｏ．１～９の条件で作製した。所定の直径を有する円柱状のβ型チタン合金の原料線材に、減面率１０～８０％にて直径５．２５ｍｍまで冷間伸線加工を施し、予備加工線を得た。この予備加工線に溶体化熱処理として、大気炉またはアルゴンガス雰囲気の炉を使用して保持温度６８０～８２０℃、保持時間３４８～３７９秒で加熱し、その後直接的または間接的に水冷することで、Ｎｏ．１～１２の試料を作製した。直接的な水冷とは、加熱した予備加工線を直接水中に浸漬することによって冷却することである。間接的な水冷とは、加熱した予備加工線を、水冷したパイプの中を通すことによって冷却することである。
試料は、表２に示すＮｏ．１～９の条件で作製した。所定の直径を有する円柱状のβ型チタン合金の原料線材に、減面率１０～８０％にて直径５．２５ｍｍまで冷間伸線加工を施し、予備加工線を得た。この予備加工線に溶体化熱処理として、大気炉またはアルゴンガス雰囲気の炉を使用して保持温度６８０～８２０℃、保持時間３４８～３７９秒で加熱し、その後直接的または間接的に水冷することで、Ｎｏ．１～１２の試料を作製した。直接的な水冷とは、加熱した予備加工線を直接水中に浸漬することによって冷却することである。間接的な水冷とは、加熱した予備加工線を、水冷したパイプの中を通すことによって冷却することである。
【0051】
【表2】
【0052】
作製したＮｏ．１～９の試料の特性値、すなわち平均結晶粒径、α分率、ＧＯＳ値を測定した結晶粒の全個数に対するＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合、ＧＯＳ値が５％以上である結晶粒の個数の割合、引張強さを表３に示した。各特性値は、上述の方法で測定した。ＧＯＳ値は、各試料で１００個以上の結晶粒について測定した。
【0053】
Ｎｏ．１～３の試料は、結晶粒、α分率および各ＧＯＳ値を満たす結晶粒の割合の少なくとも１つが本発明の規定を満たさない比較例であった。Ｎｏ．４～９の試料は、結晶粒、α分率およびＧＯＳ値が全て本発明の規定を満たす本発明の実施例であった。
【0054】
【表3】
【0055】
〈試料の試験方法〉
得られたＮｏ．１～９の試料を、長さ３０ｍｍの素片に切断し、素片の冷間圧造によってキャップボルトを作製した。キャップボルトは、呼び径Ｍ６、長さ３ｍｍのＪＩＳ Ｂ １１７６に準拠した形状とした。
得られたＮｏ．１～９の試料を、長さ３０ｍｍの素片に切断し、素片の冷間圧造によってキャップボルトを作製した。キャップボルトは、呼び径Ｍ６、長さ３ｍｍのＪＩＳ Ｂ １１７６に準拠した形状とした。
【0056】
各試料の１０～６０個の素片について冷間圧造を行い、その結果、割れが発生することなくキャップボルトに加工できたものを「成功」とし、割れが発生したものを「不成功」とした。この結果に基づき、各試料の加工成功率を算出した。表３の加工性の項目には、加工成功率が９０％を超えていた場合には「◎」、加工成功率が７０％を超えていた場合には「○」、５０～７０％であった場合には「△」、５０％未満であった場合には「×」との評価を記載した。
【0057】
〈試験結果〉
本発明の実施例であるＮｏ．４～９の試料は、いずれも加工性の評価が○または◎であり、良好な加工性を有していた。特に、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が９０％以上であるＮｏ．７～９の試料は、加工性の評価が◎であり、優れた加工性を有していた。また、Ｎｏ．４～９の試料は、いずれも引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上であり、良好な強度を有していた。
本発明の実施例であるＮｏ．４～９の試料は、いずれも加工性の評価が○または◎であり、良好な加工性を有していた。特に、ＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が９０％以上であるＮｏ．７～９の試料は、加工性の評価が◎であり、優れた加工性を有していた。また、Ｎｏ．４～９の試料は、いずれも引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２以上であり、良好な強度を有していた。
【0058】
一方、比較例であるＮｏ．１、２の試料は、引張強さが８４７Ｎ／ｍｍ２以上と強度は良好であったものの、加工性の評価が×であり加工性に劣っていた。これは、α分率が３％以上と高かったためと考えられる。
【0059】
比較例であるＮｏ．３の試料は、加工性の評価が△であり加工性に劣るとともに、引張強さが８００Ｎ／ｍｍ２未満であり強度にも劣っていた。これは、Ｎｏ．３の試料は平均結晶粒径が３０μｍを超えており、また、ＧＯＳ値を測定した結晶粒の全個数に対するＧＯＳ値が２％以下である結晶粒の個数の割合が７０％未満であり、再結晶の進行が不十分であったためと考えられる。