JP2007321176A - コイルばね用チタン合金棒線およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】素材となる棒線の直径偏差、コイルばねへの成形性、時効熱処理後の断面硬さ分布の均一性の３つを、同時により安定して高めることのできる、コイルばね用チタン合金棒線およびその製造方法を提供する。
【解決手段】コイルばねの素材となるチタン合金棒線に付与する冷間伸線の伸線率を３〜２０％と低く抑えることによって棒線の直径偏差を改善するともに、棒線の変形抵抗を低く抑えることができる。且つβ型チタン合金のβ変態点を７８０℃以上とすることによって、時効熱処理時のα相の析出を速くして、伸線率が小さく短時間の時効熱処理でも断面内の硬さ分布のばらつきを小さく抑えることができる。さらに、冷間伸線前の棒線を微細な金属組織である未再結晶組織或いは結晶粒径１０μｍ以下の再結晶組織にすることによって、時効熱処理後の断面内硬さ分布のばらつきを極めて小さくすることができる。
【選択図】図４

Description

本発明は、二輪および四輪自動車のサスペンションスプリングやエンジンバルブスプリングなどに代表されるコイルばねを製造する際に用いられるチタン合金棒線およびその製造方法に関する。

所定の荷重Ｐとばね定数Ｒを実現するコイルばねについて、コイルばねの質量Ｗは材料の物性値に基づいて（１）式で表される。（１）式より、荷重Ｐおよびばね定数Ｒの設計条件が一定の場合には、Ｗは、材料のせん断強度τ、横弾性係数Ｇ、密度ρで決まり、τが大きく、Ｇとρが小さいほど軽量になる。
Ｗ＝（２Ｇ・ρ・Ｐ²）／（τ²・Ｒ） ・・・（１）式
ここで、Ｗ：コイルばねの質量、Ｇ：横弾性係数、ρ：材料の密度、Ｐ：荷重、τ：材料のせん断強度、Ｒ：ばね定数である。

鋼に比べて比強度（密度に対する強度）が高く弾性率が小さいチタン合金は、コイルばねを軽量化するのに適した材料として知られており、その中でも時効熱処理によるα相の析出強化能が高いβ型チタン合金は１４００ＭＰａ以上の強度が得られることから二輪および四輪自動車のコイルばねとして多くの適応例がある。一般的に、β型チタン合金は、β変態点前後の高温域から冷却しβ相を残存させた状態から、α＋β二相域である４００〜６００℃の低温で７，８〜２０時間の時効熱処理を施すことによってβ相内に微細なα相が析出する。いわゆる析出強化が非常に有効に活用できる材料である。

一方で、コイルばねの特性を決めるばね常数Ｒは（２）式で表される。
Ｒ＝（Ｇ・ｄ⁴）／（８ｎ・Ｄ³） ・・・（２）式
ここで、Ｒ：ばね定数、Ｇ：材料の横弾性係数、ｄ：素材棒線の直径、ｎ：コイルばねの巻き数、Ｄ：コイルばねの外径である。

（２）式より、ばね定数Ｒは、素材となる棒線の直径ｄとコイルばねの外径Ｄの影響を大きく受けることがわかる。このことから、ｄに影響する素材棒線の直径偏差が小さいほど、言い換えれば真円度が高いほど、成形後のＤが安定しているほど、安定したばね常数が得られる。より直径偏差が小さい棒線を得るためには、熱間加工後或いは熱間加工後に溶体化加熱処理を施した後の棒線をシェービングや冷間伸線する方法が有効である。

シェービングは刃先の付いた円形の孔型ダイスに棒線を通材して所定量を切削する方法であり、当然ながら切り屑が歩留まりロスになる。また、β型チタン合金は高強度且つ低ヤング率であるため切削刃先への反力が大きくチタンが焼き付き、刃先が欠損しやすい。コイル状の素材などを連続的にシェービングする上で、刃先の欠損が起きた場合には安定した直径偏差を得ることが困難になる。従って、棒線の直径偏差を改善する手段として、シェービングよりも冷間伸線が多く用いられる。

β型チタン合金棒線を用いたコイルばねは、一般的に、棒線の冷間伸線、コイリング（コイルばね形状に成形）、時効熱処理、ショットピーニングの順に製造されることが知られている（特許文献１参照）。この場合、冷間伸線が付与されているため素材棒線の真円度も比較的高まっている。ここで、時効熱処理前の冷間伸線の断面減少率は、特許文献１ではＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ（以降、ＢｅｔａＣ）で７０％以上とすること、特許文献２ではα＋β二相域で熱延或いは溶体化処理後に３０〜９５％とすること、特許文献３ではＴｉ−Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系で３０％とする例が示されている。また、非特許文献１ではＢｅｔａＣとＴｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌで３３〜５０％とする例が、非特許文献２ではＢｅｔａＣとＴｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌで４０，８０，９０％とする例が、非特許文献３ではＴｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌで８０％とする例が示されている。このように、高強度を得るために冷間伸線の断面減少率は３０〜９５％と、少なくとも３０％である。以降、冷間伸線の断面減少率を「伸線率」と表記する。

特開平０５−１９５１７５号公報 特開平０４−０７４８５６号公報 特開２００５−１５４８５０号公報 R.R.Boyerら、「Beta Titanium Alloys in The 1980’s」、１９８３年、ＡＩＭＥ発行、２９５〜３０５頁 M.Murakamiら、「SAE Technical Paper Series, No.890470」、１９８９年 籔下毅士ら、「ばね論文集」，第４０号、１９９６年、１〜５頁

コイルばね用β型チタン合金棒線を冷間伸線により製造するに際し、伸線率が高まると、低ヤング率に加えて棒線の変形抵抗が高まるため潤滑が維持できなくなり伸線ダイスにチタンが焼き付き、その結果、棒線表面に欠陥を生じる場合がある。さらに、二輪および四輪自動車のサスペンションスプリングは棒線の直径が１０〜２０ｍｍを超えるほど太いため、伸線ダイスへの負荷が大きく、より焼き付きが生じやすい条件となる。また、棒線からコイリングする際にも、伸線率が高まると上述同様に低ヤング率、高変形抵抗が影響して、コイリングの成形治具に焼き付きやすく成形性が低下するといった課題がある。

即ち、伸線率の高い冷間伸線では、β型チタン合金棒線が伸線のダイスに焼き付き、ダイスに欠損が生じた場合には安定した直径偏差を得ることが困難になるとともに、高い伸線率を付与したβ型チタン合金棒線は変形抵抗が高く成形性が低下しているためにコイリング成形治具へも焼き付きやすいといった課題がある。

これに対して、伸線率を小さくすることによって、β型チタン合金棒線の変形抵抗の上昇が抑えられて、伸線ダイスやコイリング成形治具への焼き付きが抑制できる。結果として、安定して良好な直径偏差が得られることになる。しかしながら、伸線率が小さい場合には、棒線断面内に付与された歪み量が、棒線断面の中心部と表層部で差が大きく、表層に多いために、コイリング後に実施される時効熱処理の時間を、１０，２０時間を超えるほど、十分に長くとらないと、コイルばね製品の段階で棒線断面内の硬さ分布に大きなばらつきを生じる場合がある。つまり、断面内で表層と内部で強度差がある状態で製品となる可能性がある。短時間の時効熱処理で生じるこの硬さのばらつきは、冷間伸線で付与された歪み、つまり格子欠陥が、時効熱処理にはα相の析出サイトとなるため、歪み量が大きい場所ではα相の析出サイトが多く早期にα相が析出して十分に硬化するが、これに対して歪み量が小さい場所ではα相の析出が遅く硬化量も小さいままの状態になるためである。

そこで、本発明は、１）素材となる棒線の直径偏差、２）コイルばねへの成形性、３）時効熱処理後の断面硬さ分布の均一性の３つを、同時により安定して高めるコイルばね用チタン合金棒線の製造方法を提供することを目的とするものである。また、コイルばね製造に適したチタン合金棒線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の要旨は、以下のとおりである。
（１） β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金からなり、０．２％耐力が１３００ＭＰａ未満、表面から１ｍｍ深さと中心の断面ビッカース硬さの差が２０以上、棒線の直径偏差が±０．０８ｍｍ以下であることを特徴とする、コイルばね用チタン合金棒線。
（２） 前記β型チタン合金が、Ｆｅを２〜８ｍａｓｓ％含み且つＶが０．１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする、上記（１）に記載のコイルばね用チタン合金棒線。
（３） β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金を熱間加工した、或いは熱間加工後にさらに溶体化熱処理した棒線を用い、断面減少率で３〜２０％の冷間伸線を実施することを特徴とする、コイルばね用チタン合金棒線の製造方法。
（４） 冷間伸線前の金属組織が未再結晶組織或いは結晶粒径１０μｍ以下の再結晶組織であることを特徴とする、上記（３）に記載のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法。
（５） 前記β型チタン合金が、Ｆｅを２〜８ｍａｓｓ％含み且つＶが０．１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする、上記（３）または（４）に記載のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法。
（６） 冷間伸線にて孔型ダイスを用いることを特徴とする、上記（３）ないし（５）のいずれか１項に記載のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法。

本発明において、棒線同一断面の最大直径と最小直径とを測定し、最大直径−狙い直径を「＋差」、狙い直径−最小直径を「−差」としたとき、＋差と−差の双方を棒線の直径偏差と呼ぶ。

本発明によって、コイルばね用チタン合金棒線の１）直径偏差、２）コイルばねへの成形性、３）時効熱処理後の断面硬さ分布の均一性の３つを、同時により安定して高める製造方法およびコイルばね用チタン合金棒線を提供できる。本発明では伸線率を、従来技術の３０％以上に対して、比較的小さくできることから、製造コスト面でも効果がある。

本発明者らは、コイルばね用チタン合金棒線の１）直径偏差、２）コイルばねへの成形性、３）時効熱処理後の断面硬さ分布の均一性の３つを、同時により安定して高める方法について、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。コイルばねの素材となるチタン合金棒線に付与する冷間伸線の伸線率を３〜２０％、好ましくは３〜１０％と低く抑えることによって棒線の変形抵抗も低く抑えることができて、伸線ダイスとの焼き付きが防止されるために安定した直径偏差が得られるとともに、コイルばねへの成形性も十分に確保できる。加えて、β変態点が７８０℃以上、好ましくは７９０℃以上のβ型チタン合金を適用することによって、時効熱処理時のα相の析出が比較的速くなるため、α相の析出に対して伸線で付与された歪み分布の影響が小さくなり、短時間の時効熱処理でも断面内の硬さ分布のばらつきを小さく抑えることができる。さらに、冷間伸線前の棒線を微細な金属組織である未再結晶組織或いは結晶粒径１０μｍ以下の再結晶組織にすることによって、時効熱処理後の断面内硬さ分布のばらつきを極めて小さくすることができる。

以下に本発明の各要素の設定根拠について説明する。

第一に、冷間伸線の断面減少率（伸線率）について説明する。

熱間圧延、さらにはデスケ酸洗した棒線の偏径差は０．２〜０．５ｍｍ程度あることから、棒線の直径がおおよそ１０〜２０ｍｍに対して伸線率は少なくとも３％は必要となる。図５に、棒線の実績直径の狙い直径に対する偏差と伸線率の関係を示す。伸線率３％以上において偏差が±０．０８ｍｍ以下となっていることがわかる。したがって、伸線率の下限は３％とした。

伸線率の上限は、冷間伸線後の変形抵抗の指標となる０．２％耐力の増加率によって制限した。図１に伸線率と冷間伸線ままの０．２％耐力およびその増加率の関係を示す。図１より０．２％耐力の増加率は伸線率と同等にほぼ比例して増加することがわかる。一方で、棒線の０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えると表面の潤滑が維持できなくなり冷間伸線時に伸線ダイスとの焼き付きが顕著に発生する傾向にある。また、１３００ＭＰａを超えた高強度になると、コイリングの際にも成形治具との焼き付き発生頻度やスプリングバック量が大きくなる傾向にあり、ばね成形性におけるこれらの課題が顕在化する場合がある。図１では伸線率がゼロ、つまり初期の状態の０．２％耐力が１０６９ＭＰａと１０００ＭＰａを超えた比較的高強度な材料の場合を示したものであることから、本発明の請求項１では高強度な材料でも冷間伸線後に０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えないようにするために、伸線率の上限を０．２％耐力が約２０％増加する２０％とした。好ましくは０．２％耐力が約１０％増加する１０％である。なお、図１では、伸線率が１０％の場合、０．２％耐力は１２００ＭＰａ未満となっている。

また、冷間伸線前に既に冷間加工が加わったままの棒線は、加工硬化によって０．２％耐力が増加していることから、０．２％耐力を低く抑えるために、本発明では冷間伸線前の棒線を熱間加工した状態或いは熱間加工後に溶体化熱処理した状態とする。なお、冷間伸線前に熱間加工や熱処理のスケールを除去する脱スケール工程や冷間伸線のための潤滑処理を適宜加えても良い。

第２にβ型チタン合金のβ変態点について説明する。

図２の（１），（２），（３）に各々、β型チタン合金であるＢｅｔａＣ、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ（以降、Ｔｉ−１５−３）、Ｔｉ−１．５Ａｌ−６．８Ｍｏ−４．５Ｆｅ（以降、ＬＣＢ）の時効熱処理時間による断面ビッカース硬さの変化（時効硬化曲線）を示す。ここで、各素材とも時効熱処理前に棒線は直径１４ｍｍから１３．５ｍｍに伸線率７％で冷間伸線したものを用いた。時効熱処理によって到達する硬さがビッカース硬さで４１０〜４３０程度になるように、時効熱処理温度はＢｅｔａＣ，Ｔｉ−１５−３，ＬＣＢで各々４９０，５１０，５３０℃で実施した。断面内の表層と内部の硬さの差を評価するために、Ｔ断面にて表層から１ｍｍ深さと中央の２箇所のビッカース硬さを測定した。図２にて、表層１ｍｍ深さと中央の硬化挙動を比較すると、（１）のＢｅｔａＣと（２）のＴｉ−１５−３は表層の方が内部よりも歪みが多く付与されているため時効硬化が速く起きており、３〜８時間の短時間側では表層１ｍｍと中央の硬さの差が比較的大きい。ＢｅｔａＣでは４８時間、Ｔｉ−１５−３では１４時間の時効熱処理で表層と中央の差がほぼ解消される。一方、（３）のＬＣＢは表層１ｍｍと中央の時効硬化挙動の差が非常に小さく、比較的短い３時間の時効熱処理で硬さの差がほぼ解消される。生産性や大気熱処理の場合にはスケール発生の観点から、時効熱処理は短時間ほど好ましい。

これらのβ型チタン合金はβ変態点が大きく異なっており、ＢｅｔａＣ，Ｔｉ−１５−３，ＬＣＢで各々７３０，７６０，８０５℃である。β変態点が異なるβ型チタン合金にて同程度のα相を析出させるためには、β変態点が低いものほど時効温度を低くする必要がある。時効熱処理温度が低いほど拡散速度は小さくα相の析出が遅くなり、その結果、硬化も遅く最高硬さに達する時効熱時間が長くなってしまう。その反対にβ変態点が高いほど時効熱処理温度を高くすることができ、時効硬化が速く起きることになる。

冷間伸線によって付与された歪み、つまり格子欠陥は、α相の析出サイトとして作用するため、歪み量が多いほどα相の析出サイトが多くなり、その結果、α相が速く析出し硬化も速くなる。伸線率が小さい場合には、表層と中央で歪み分布が生じ、歪み量が多い表層ほど時効硬化が速くなる。β変態点が低く時効硬化が遅いＢｅｔａＣやＴｉ−１５−３では、短時間側で、冷間伸線による歪み量の影響が顕著に現れ、図２の（１），（２）のような断面内に硬さの差が生じると考えられる。これに対して、β変態点が高いＬＣＢは歪みが無くとも元々時効硬化が速いため、歪み量の影響が小さく、図２の（３）のように短時間の時効熱処理でも断面内の硬さの差がほとんどないと考えられる。

このように、伸線率が小さい場合に短時間の時効熱処理でも断面内の硬さのばらつきを抑えるためには、β変態点を高めることが有効である。そこで、図２の結果を用いて、β型チタン合金のβ変態点と断面内の硬さのばらつきΔＨＶ（ΔＨＶは、表層１ｍｍと中央のビッカース硬さの差）の関係を整理した。その結果を図３に示す。図３では時効熱処理時間が短い側を比較するために、３時間と８時間の２条件を示す。図３より、３時間の時効の場合にはβ変態点が７９０℃以上で、８時間の時効の場合にはβ変態点が７８０℃以上で、ΔＨＶは十分に１０以下になる。また、図３より、β変態点が７８０℃のとき時効時間が３時間の場合でもΔＨＶは約１５と比較的小さい。ここで、ΔＨＶが１０〜１５は各々、ビッカース硬さ４１０〜４３０に対して３〜５％未満に相当し、小さいことがわかる。

さらに、伸線率のみを７％から３％に変更し、上記と同様の処理を行った。その結果、伸線率７％の場合と同様、ΔＨＶが１０以下になる条件は、時効時間が８時間の場合にβ変態点が７８０℃以上、時効時間が３時間の場合にはβ変態点が７９０℃以上であった。

以上のことから、本発明の請求項１では、用いるβ型チタン合金のβ変態点を７８０℃以上とした。また、時効時間がより短い側でもΔＨＶが小さくなることから、好ましくはβ変態点が７９０℃以上である。

以上総合して、コイルばね製造に適したチタン合金棒線について説明する。

本発明のコイルばね用チタン合金棒線は、図４に示すように、伸線率が３〜２０％では冷間伸線ままの状態なのでΔＨＶが２０以上である。なお、ΔＨＶの上限は実質的に７０〜８０程度となる。図４から分かるように、伸線率が小さい場合や大きすぎる場合には、かえってΔＨＶは小さくなり２０未満となる。

図５は、横軸が伸線率であり、縦軸は狙いの直径に対する実績直径の偏差である。縦軸の偏差については、棒線同一断面の最大直径と最小直径とを測定し、最大直径−狙い直径を「＋差」、狙い直径−最小直径を「−差」とした。図５に示すように、伸線率３％以上の冷間伸線を実施することによって、狙いの直径に対する実績直径の偏差は、＋差、−差ともに少なくとも±０．０８ｍｍ以下となり、容易に±０．０５ｍｍ以下のものが得られる。ここでは、孔型ダイスを用いた冷間伸線の結果である。ばね常数は（２）式より、直径１０〜２０ｍｍの棒線を前提にした場合、偏差±０．０８ｍｍで±１．６〜３．２％以下、偏差±０．０５ｍｍで±１〜２％以下の範囲に収まることになる。当然ながら、偏差±０．０５ｍｍの方が好ましい。なお、伸線率が２０％を超えると０．２％耐力が１３００ＭＰａ超え、伸線時の焼き付きが発生する。そのような場合には、伸線の途中で再潤滑を行うことにより冷間伸線を完遂した。ただし、棒線の実生産においては、冷間伸線で再潤滑を行うと、その分の製造費が嵩むという問題が発生する。さらに上述したように０．２％耐力が１３００ＭＰａ超えた状態ではコイリング時に成形治具と焼き付くといった問題が発生する。

このように、冷間伸線を実施された本発明の請求項１の棒線は、ΔＨＶが２０以上で、直径偏差が±０．０８ｍｍ以下好ましくは±０．０５ｍｍ以下となる。

したがって、本発明の請求項１に係る発明では、安定したばね定数と均一な材質を有するコイルばねを製造することができるコイルばね用チタン合金として、β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金からなり、０．２％耐力が１３００ＭＰａ未満、表面から１ｍｍ深さと中心の断面ビッカース硬さの差（ΔＨＶ）が２０以上、棒線の直径偏差が±０．０８ｍｍ以下とした。好ましくは、上述のように、各々、β型チタン合金のβ変態点が７９０℃以上、０．２％耐力が１２００ＭＰａ未満、棒線の直径偏差が±０．０５ｍｍ以下である。なお、冷間伸線ままの０．２％耐力の下限は、小さくとも９００ＭＰａ程度である。

第３に、β型チタン合金の好ましい成分系について説明する。

より廉価な合金化元素を使用した方がコストパフォーマンスの観点から好ましいことから、β化安定化元素として、比較的高価なＶは添加せず、比較的廉価なＦｅを添加した方が好ましい。また、同様にβ化安定化元素であるＭｏやＣｒをＦｅが含有されているフェロモリブデン（Ｆｅ−Ｍｏ）やフェロクロム（Ｆｅ−Ｃｒ）で添加する方法もあり、その場合にもＦｅが添加される。Ｆｅは、β相を安定化させるために少なくとも２ｍａｓｓ％以上必要であり、一方、溶解凝固時に偏析しやすいことから最大でも８ｍａｓｓ％以下が好ましい。以上より、本発明の請求項２では、Ｖを添加しないことからＶは不可避的に含まれる量として０．１ｍａｓｓ％以下とし、Ｆｅを２〜８ｍａｓｓ％含むβ型チタン合金とした。なお、Ｆｅの添加は、鉄単体でも、フェロモリブデンやフェロクロム或いは鋼のスクラップや酸化鉄などＦｅを含有した原料で添加した場合も含む。

次に本発明のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法について説明する。

本発明の請求項３に係る製造方法では、β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金を用い、断面減少率で３〜２０％の冷間伸線を実施するが、その理由は前述のとおりである。また前述のとおり、冷間伸線前に既に冷間加工が加わったままの棒線は、加工硬化によって０．２％耐力が増加していることから、０．２％耐力を低く抑えるために、冷間伸線前の棒線を熱間加工した状態或いは熱間加工後に溶体化熱処理した状態とする。なお、冷間伸線前に熱間加工や熱処理のスケールを除去する脱スケール工程や冷間伸線のための潤滑処理を適宜加えても良い。

本発明の請求項３に係る製造方法によって製造されたチタン合金棒線を適用することによって、コイルばねへの成形性が確保され、安定したばね定数と均一な材質を有するコイルばねを製造することができる。

本発明の請求項４では請求項３の発明において、時効熱処理でα相の析出をより均一に進行させるため、微細な組織が好ましいことから、冷間伸線前の金属組織を未再結晶組織或いは結晶粒径１０μｍ以下の再結晶組織とした。なお、本発明では未再結晶組織でも、冷間加工ままの状態ではなく、上述したように熱間加工ままかその後に溶体化処理を実施していることから、回復現象が起きており、ある程度歪みが除去されて軟質化している。

本発明の請求項５ではＦｅを２〜８ｍａｓｓ％含み且つＶが０．１ｍａｓｓ％以下であることとした。その理由は前述のとおりである。

冷間伸線に用いるダイス、いわゆる伸線ダイスには、一般的にローラーダイスと孔型ダイスがある。冷間伸線後の直径偏差をより改善するためには、円形の孔内を通材させる孔型ダイスの方が好ましい。したがって、本発明の請求項６に係る発明では、冷間伸線にて孔型ダイスを用いることとした。

本発明を、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。表１〜５において、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。

表１に、供試材である記号Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの成分組成とβ変態点を示す。記号Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄのβ変態点は、各々７３０，７６０，７８７，８０５℃である。Ｖを添加していない記号Ｃと記号ＤのＶ濃度はいずれも０．０２ｍａｓｓ％である。なお、供試材はいずれも、表記した元素の他に不可避的にＦｅ，Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｈなどを含んでいる。記号Ｃと記号Ｄは、本発明の請求項３および請求項６のＶが０．１ｍａｓｓ％以下でＦｅが２〜８ｍａｓｓ％添加されている成分系に該当する。

表１の各組成からなるビレットを熱間で圧延した棒を作製し、素材として用いた。熱間圧延ままの棒或いは溶体化処理を施した棒を、脱スケールし表面潤滑処理を実施し冷間伸線に供した。冷間伸線後の棒線が、本発明のコイルばね用チタン合金棒線に相当する。なお、冷間伸線は全て孔型ダイスを使用した。冷間伸線時に焼き付きが発生した場合には、発生した時点で再潤滑を施した。その結果、焼き付きが発生する水準においても冷間伸線を完遂することができた。さらに冷間伸線後に時効熱処理を実施した。コイリング後に行う熱処理を想定したものである。

表２と表３に、使用したβ合金の種類、冷間伸線前の状態、冷間伸線率と時効熱処理の条件、冷間伸線後の０．２％耐力、時効熱処理後のＴ断面における各部位のビッカース硬さとそのΔＨＶを示す。表２には記号Ａ，Ｂ、表３には記号Ｃ，Ｄのβ型チタン合金の例を示す。なお、ビッカース硬さは荷重１ｋｇｆで測定した。

表２より、β変態点が７３０℃，７６０℃と本発明よりも低い記号Ａ，Ｂのβ型チタン合金を用いた場合には、伸線率が７および１３．８％と小さく時効熱処理の時間が３時間と短いＮｏ．Ａ１，Ａ２，Ａ５，Ａ６，Ｂ１，Ｂ２は、時効熱処理後のΔＨＶが１９〜５４と１０を超えている。これに対して伸線率が４３．８％と大きくなるとΔＨＶは減少するが、それでもＮｏ．Ａ３，Ａ７のようにΔＨＶは１０を超え、あるいはＢ３のように１０程度であり、改善効果はあるものの当然ながら伸線費用が嵩むことになる。また、Ｎｏ．Ａ７は冷間伸線後の０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えており、冷間伸線やコイルばね成形時にダイスや治具と焼き付く可能性が高まることになる。伸線率が７％と小さいが時効熱処理の時間を４８時間や１４時間と長くすれば、Ｎｏ．Ａ４とＢ４のようにΔＨＶが５以下と小さくなる。しかし、時効熱処理の時間が１０時間を超えており、生産性が低く且つ大気熱処理の場合にはスケール発生など酸化進行などの懸念が生じる。このように、β変態点が７８０℃未満の７３０℃，７６０℃と低い場合には、伸線率が７％や１３．８％と２０％より小さいと、８時間以下の短時間の時効熱処理では１０以下のΔＨＶには達していない。

表３より、β変態点が７８７℃，８０５℃と高く本発明の７８０℃以上に該当する記号Ｃ，Ｄのβ型チタン合金を用いた場合には、本発明の伸線率上限である２０％を超えているＮｏ．Ｃ１１，Ｄ１１，Ｄ１２ではΔＨＶが１以下と非常に小さいが、冷間伸線後の０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えており、冷間伸線やコイルばね成形時にダイスや治具と焼き付く可能性が高まってしまう。これに対して、伸線率が２０％以下であるＮｏ．Ｃ１〜Ｃ１０，Ｄ１〜Ｄ１０では冷間伸線後の０．２％耐力が１２８０ＭＰａ以下に抑えられており、ΔＨＶも１０以下と小さい。さらに、伸線率が１０％以下と小さいＮｏ．Ｃ１，Ｃ２，Ｃ３，Ｃ５，Ｃ６，Ｃ８，Ｃ９，Ｄ１，Ｄ２，Ｄ４，Ｄ５，Ｄ７，Ｄ８は、冷間伸線後の０．２％耐力が１０５３〜１１５２ＭＰａと１２００ＭＰａ未満に抑えられている。なお、表３の時効熱処理の時間はいずれも短時間で、Ｎｏ．Ｃ１は８時間、その他は全て３時間である。

同等な伸線率と時効熱処理条件で記号Ｃと記号Ｄを比較すると，β変態点が７９０℃以上と高い方である記号Ｄの方が、ΔＨＶが安定して小さくなっていることがわかる。例えば、Ｎｏ．Ｃ２〜Ｃ４とＮｏ．Ｄ１〜Ｄ３を比較すると、β変態点が８０５℃と高いＮｏ．Ｄ１〜Ｄ３の方はΔＨＶが５以下と小さい。

さらに、冷間伸線前の金属組織の影響を比較すると、結晶粒径が１０μｍ以下と微細な組織であるか或いは未再結晶組織であるＮｏ．Ｃ５〜Ｃ１０，Ｄ１〜Ｄ１０の方が、同等な伸線率と時効熱処理条件で比較するとＮｏ．Ｃ１〜Ｃ４，Ｄ１〜Ｄ３よりも、ΔＨＶが安定して小さくなっている。

表４、５に、使用したβ合金の種類、冷間伸線前の状態、冷間伸線率、冷間伸線時の再潤滑の有無、冷間伸線後の直径偏差、冷間伸線後の０．２％耐力、冷間伸線ままのＴ断面における各部位のビッカース硬さとそのΔＨＶを示す。表４のＮｏ．Ａ０，Ｂ０，Ｃ０，Ｄ０は冷間伸線なしの状態に該当する。それ以外は冷間伸線したもので、表２，表３に示したＮｏ．と共通するものである。なお、ビッカース硬さは荷重１ｋｇｆで測定した。記号Ｃと記号Ｄは、表１に示したように、本発明の請求項７のＶが０．１ｍａｓｓ％以下でＦｅが２〜８ｍａｓｓ％添加されている成分系に該当する。冷間伸線を行った水準については、実施例・比較例いずれも、冷間伸線後の棒の直径偏差は良好であった。

表４、５より、本発明の請求項１，請求項２、請求項３にて、製造された実施例（表４の備考参照）は、β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金からなり、０．２％耐力が１３００ＭＰａ未満、表面から１ｍｍ深さと中心の断面ビッカース硬さの差（ΔＨＶ）が２０以上であり、冷間伸線時に焼き付きが発生しなかったために再潤滑が不要であり、直径偏差が±０．０８ｍｍ以下のチタン合金棒線となっている。したがって、これらを用いることによって、安定したばね定数と均一な材質を有するコイルばねを製造することができる。

よりコイルばねを製造に適したものとして、結晶粒径が１０μｍ以下と微細な組織であるか或いは未再結晶組織である表４のＮｏ．Ｃ５〜Ｃ１０とＤ４〜Ｄ１０が該当する。好ましくは、β変態点が７９０℃以上である表４のＮｏ．Ｄ１〜Ｄ１０、０．２％耐力が１２００ＭＰａ未満である表４のＮｏ．Ｃ１，Ｃ３〜Ｃ６，Ｃ８，Ｃ９，Ｄ１，Ｄ２，Ｄ４，Ｄ５，Ｄ７，Ｄ８、棒線の直径偏差が±０．０５ｍｍ以下である表４のＮｏ．Ｃ３〜Ｃ１０，Ｄ２〜Ｄ６，Ｄ８〜Ｄ１０である。

一方、冷間伸線なしのＮｏ．Ａ０，Ｂ０，Ｃ０，Ｄ０は、当然ながらΔＨＶは小さく、０．２％耐力も低いが、直径偏差が±０．１ｍｍ以上と大きい。

また、伸線率が高く２０％を超えたＮｏ．Ｃ１１，Ｄ１１，Ｄ１２は、０．２％耐力が１３００ＭＰａを超えている。

β型チタン合金における伸線率と冷間伸線ままの０．２％耐力およびその増加率の関係を示す図である。 β変態点が異なる３種類のβ型チタン合金における冷間伸線後の時効熱処理時間による断面ビッカース硬さの変化を示す図である。 β変態点が異なる３種類のβ型チタン合金における冷間伸線後の時効熱処理時間による断面ビッカース硬さの変化を示す図である。 β型チタン合金のβ変態点と時効熱処理後の断面内の硬さのばらつきΔＨＶ（表層１ｍｍと中央のビッカース硬さの差）の関係を示す図である。 伸線率と冷間伸線ままの断面ビッカース硬さおよびΔＨＶの関係を示す図である。 伸線率と狙い直径に対する偏差の関係を示す図である。

Claims (6)

1. β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金からなり、０．２％耐力が１３００ＭＰａ未満、表面から１ｍｍ深さと中心の断面ビッカース硬さの差が２０以上、棒線の直径偏差が±０．０８ｍｍ以下であることを特徴とする、コイルばね用チタン合金棒線。
2. 前記β型チタン合金が、Ｆｅを２〜８ｍａｓｓ％含み且つＶが０．１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする、請求項１に記載のコイルばね用チタン合金棒線。
3. β変態点が７８０℃以上のβ型チタン合金を熱間加工した、或いは熱間加工後にさらに溶体化熱処理した棒線を用い、断面減少率で３〜２０％の冷間伸線を実施することを特徴とする、コイルばね用チタン合金棒線の製造方法。
4. 冷間伸線前の金属組織が未再結晶組織或いは結晶粒径１０μｍ以下の再結晶組織であることを特徴とする、請求項３に記載のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法。
5. 前記β型チタン合金が、Ｆｅを２〜８ｍａｓｓ％含み且つＶが０．１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする、請求項３または４に記載のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法。
6. 冷間伸線にて孔型ダイスを用いることを特徴とする、請求項３ないし５のいずれか１項に記載のコイルばね用チタン合金棒線の製造方法。

Images