JPH0328349A - 熱間加工性のすぐれたＦｅ―Ｎｉ―Ｃｒ合金 - Google Patents
熱間加工性のすぐれたＦｅ―Ｎｉ―Ｃｒ合金Info
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- JPH0328349A JPH0328349A JP515590A JP515590A JPH0328349A JP H0328349 A JPH0328349 A JP H0328349A JP 515590 A JP515590 A JP 515590A JP 515590 A JP515590 A JP 515590A JP H0328349 A JPH0328349 A JP H0328349A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、熱間加工性のすぐれたＦｅ−Ｎｉ合金に関
し、とくに連続鋳造スラブの熱間圧延時における表面欠
陥の発生を防止したＦｅ−Ｎｉ合金に係る。
し、とくに連続鋳造スラブの熱間圧延時における表面欠
陥の発生を防止したＦｅ−Ｎｉ合金に係る。
一般に、３６Ｎｔ−Ｆｅ合金として知られるアンバー合
金は、−２００℃〜＋１ ０ ０ ”Ｃの広い温度範囲
における熱膨脹係数がきわめて小さい特徴を有するため
、ＬＮＧ輸送用タンカーの内張材料やＬＮＧ輸送用配管
、各種バイメタルおよび寸法精度が要求される各種治具
等の構戒材料として広く利用されている．また、４２ア
ロイ、５０アロイ等に代表されるＮｉ−Ｆｅ合金は、ガ
ラスとほぼ同一の熱膨脹係数を有しているため、古くか
ら真空管等の封着材として使用されているが、とくに４
２７ロイ（４ ０Ｎｉ−Ｆｅ）は室温〜４５０″Ｃの温
度範囲における熱膨脹係数が小さく、Ｓｉ半導体やアル
ミナ等のセラミックに近似する熱膨脹係数を有するとこ
ろから、ＩＣリードフレーム材として多大の使用実績を
挙げている．さらに、３６Ｎｉ−Ｆｅないし７８Ｎｉ−
Ｆｅの磁性合金（３６ＮｉパーマロイＰＤ、４２Ｎｉバ
ーマロイＰＣ，４７ＮｉパーマロイＰＢ，５２Ｎｌバー
マロイＰＲ，７８ＮｉパーマロイＰ０は、高透磁率と低
保磁率とを有する軟質磁性体としての特性を利用して高
感度リレー、リレー鉄心、直流変換機、ＣＰＵメモリー
等や電磁遮蔽材としての需要が増大している。
金は、−２００℃〜＋１ ０ ０ ”Ｃの広い温度範囲
における熱膨脹係数がきわめて小さい特徴を有するため
、ＬＮＧ輸送用タンカーの内張材料やＬＮＧ輸送用配管
、各種バイメタルおよび寸法精度が要求される各種治具
等の構戒材料として広く利用されている．また、４２ア
ロイ、５０アロイ等に代表されるＮｉ−Ｆｅ合金は、ガ
ラスとほぼ同一の熱膨脹係数を有しているため、古くか
ら真空管等の封着材として使用されているが、とくに４
２７ロイ（４ ０Ｎｉ−Ｆｅ）は室温〜４５０″Ｃの温
度範囲における熱膨脹係数が小さく、Ｓｉ半導体やアル
ミナ等のセラミックに近似する熱膨脹係数を有するとこ
ろから、ＩＣリードフレーム材として多大の使用実績を
挙げている．さらに、３６Ｎｉ−Ｆｅないし７８Ｎｉ−
Ｆｅの磁性合金（３６ＮｉパーマロイＰＤ、４２Ｎｉバ
ーマロイＰＣ，４７ＮｉパーマロイＰＢ，５２Ｎｌバー
マロイＰＲ，７８ＮｉパーマロイＰ０は、高透磁率と低
保磁率とを有する軟質磁性体としての特性を利用して高
感度リレー、リレー鉄心、直流変換機、ＣＰＵメモリー
等や電磁遮蔽材としての需要が増大している。
しかしながら、これらの高Ｎｉ−Ｆｅ合金は、いずれも
鋳造状態における高温での結晶粒界が著しく脆弱である
ため、連続鋳造法によって製造する場合に、スラブを熱
間圧延するときの加工性が阻害されて、製品に耳割れや
面割れ等の表面欠陥が発生し易くなる。このような高温
での結晶粒界の詭化は、硫化物、酸化物、燐化物等の非
金属介在物が形威されやすい９５０〜１０５０゜Ｃにお
いて著しくなるため、この温度範囲における延性低下が
甚だしくなり、生産性、歩留りの低減を余儀なくされて
いる。
鋳造状態における高温での結晶粒界が著しく脆弱である
ため、連続鋳造法によって製造する場合に、スラブを熱
間圧延するときの加工性が阻害されて、製品に耳割れや
面割れ等の表面欠陥が発生し易くなる。このような高温
での結晶粒界の詭化は、硫化物、酸化物、燐化物等の非
金属介在物が形威されやすい９５０〜１０５０゜Ｃにお
いて著しくなるため、この温度範囲における延性低下が
甚だしくなり、生産性、歩留りの低減を余儀なくされて
いる。
このような欠点を除去する対策として、従来いわゆる高
純度精練法に関する技術が提案され、たとえば、特公昭
５５−４２１４１号公報には、Ｃ１Ｎ１０、Ｓ，Ａｊ！
ＳＭｎの含有量を限定するとともに、Ｃ，Ｎが限定量を
超えたときはＴｉを添加することにより熱間加工性のす
ぐれた高Ｎｉ−Ｆｅ合金が得られるとの記載があり、ま
た特公昭５６−４５９８９号公報にも同様にＣ，Ｎ、０
、Ｓ、八ｌの含有量を限定することにより熱間加工性が
改良されると記載されている。さらに、特公昭５７−３
５２６０号公報にも述べられているように、高温脆化に
よる延性低下を防止するために、なるべ＜Ｐ，Ｓを低減
するか、あるいは硫化物形成傾向の強いＴｉ， Ｎｂ，
Ｖ、Ｚｒ， Ｃａ， Ｍｇおよび希土類元素等を添加
することにより、主としてＳを組織中に固定する試みが
古くから行なわれており、特公昭５７−１５６５６号公
報にはＣａ， Ｍｇの何れか少なくとも一種とＴｉ、■
、Ｎｂ、Ａ ｌ ｓ Ｔａｓ ＺｒＳＬａｓ Ｃｅ−．
Ｙのうち少なくとも一種を添加することが提案されて
いる。
純度精練法に関する技術が提案され、たとえば、特公昭
５５−４２１４１号公報には、Ｃ１Ｎ１０、Ｓ，Ａｊ！
ＳＭｎの含有量を限定するとともに、Ｃ，Ｎが限定量を
超えたときはＴｉを添加することにより熱間加工性のす
ぐれた高Ｎｉ−Ｆｅ合金が得られるとの記載があり、ま
た特公昭５６−４５９８９号公報にも同様にＣ，Ｎ、０
、Ｓ、八ｌの含有量を限定することにより熱間加工性が
改良されると記載されている。さらに、特公昭５７−３
５２６０号公報にも述べられているように、高温脆化に
よる延性低下を防止するために、なるべ＜Ｐ，Ｓを低減
するか、あるいは硫化物形成傾向の強いＴｉ， Ｎｂ，
Ｖ、Ｚｒ， Ｃａ， Ｍｇおよび希土類元素等を添加
することにより、主としてＳを組織中に固定する試みが
古くから行なわれており、特公昭５７−１５６５６号公
報にはＣａ， Ｍｇの何れか少なくとも一種とＴｉ、■
、Ｎｂ、Ａ ｌ ｓ Ｔａｓ ＺｒＳＬａｓ Ｃｅ−．
Ｙのうち少なくとも一種を添加することが提案されて
いる。
しかし、この発明者らの実験結果によると、Ｓ ： ０
． ０ ０ １％以下、Ｐ：Ｏ．ＯＯ１０％以下、０
： Ｏ． Ｏ Ｏ ５％以下、Ｎ：０．ＯＯ１０％以下
の高純度のＦｅ−Ｎｉ合金であっても、あるいはＳの固
定化や結晶粒微細化のためにＴｉ， Ｚｒ， Ｃａ、希
土類元素等を添加しても９５０〜１ ０ ５ ０ ’Ｃ
の温度における粒界脆化を完全に防止することはできず
、この温度範囲の熱間加工性を改善することは困難であ
ることが確認された。
． ０ ０ １％以下、Ｐ：Ｏ．ＯＯ１０％以下、０
： Ｏ． Ｏ Ｏ ５％以下、Ｎ：０．ＯＯ１０％以下
の高純度のＦｅ−Ｎｉ合金であっても、あるいはＳの固
定化や結晶粒微細化のためにＴｉ， Ｚｒ， Ｃａ、希
土類元素等を添加しても９５０〜１ ０ ５ ０ ’Ｃ
の温度における粒界脆化を完全に防止することはできず
、この温度範囲の熱間加工性を改善することは困難であ
ることが確認された。
この発明者らは、高Ｎｉ−Ｆｅ合金の鋳造状態における
高温脆化の現象を防止するためには、まず結晶粒界を強
化する必要があり、そのためにはＣ、Ｓ，Ｐ，Ｎ，Ｏ等
の不純物元素の粒界への偏析を阻止することが先決条件
であり、また、結晶粒を微細化することによって粒界へ
の不純物元素の偏析量を少なくすることができるとの観
点から、種々の元素を添加して実験を重ねたところ、こ
れらの両作用を同時に発揮する元素としてＢが最も有効
であり、Ｂを０． Ｏ Ｏ １〜０．０３％添加するこ
とにより、アンバー合金としての特性もＩＣリードフレ
ーム材あるいは軟質磁性材としての特性も何等損なわれ
ることなく、９５０〜１０５０゜Ｃにおける高温延性が
向上し、熱間加工性が改善されることを見出した。また
、Ｔｉを０． ０ ０ ５〜０． ３％を複合添加する
ことにより、熱間加工性がさらに改善されるとの結論に
達した。
高温脆化の現象を防止するためには、まず結晶粒界を強
化する必要があり、そのためにはＣ、Ｓ，Ｐ，Ｎ，Ｏ等
の不純物元素の粒界への偏析を阻止することが先決条件
であり、また、結晶粒を微細化することによって粒界へ
の不純物元素の偏析量を少なくすることができるとの観
点から、種々の元素を添加して実験を重ねたところ、こ
れらの両作用を同時に発揮する元素としてＢが最も有効
であり、Ｂを０． Ｏ Ｏ １〜０．０３％添加するこ
とにより、アンバー合金としての特性もＩＣリードフレ
ーム材あるいは軟質磁性材としての特性も何等損なわれ
ることなく、９５０〜１０５０゜Ｃにおける高温延性が
向上し、熱間加工性が改善されることを見出した。また
、Ｔｉを０． ０ ０ ５〜０． ３％を複合添加する
ことにより、熱間加工性がさらに改善されるとの結論に
達した。
この発明は、上記の実験結果に基づいてなされたもので
あり、重量でＮｉ ： ３ ０〜８０％、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ ： ０． ５％以下、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｐ ： ０． ０ ３％以下、Ｓ ： ０． ０
３％以下、Ｃｒ ： ７． ０％以下、Ａｆｆｉ：０．
１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よ
りなる合金において、Ｂを０．００１〜０． ０ ３％
含有せしめたことを特徴とするＦｅ−Ｎｉ合金を第１発
明とし、Ｂを０．００１〜０．０３％、Ｔｉを０． ０
０ ５〜０． ３％含有せしめたことを特徴とするＦ
ｅ−Ｎｉ合金を第２発明とするものである。
あり、重量でＮｉ ： ３ ０〜８０％、Ｃ：０．０３
％以下、Ｓｉ ： ０． ５％以下、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｐ ： ０． ０ ３％以下、Ｓ ： ０． ０
３％以下、Ｃｒ ： ７． ０％以下、Ａｆｆｉ：０．
１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よ
りなる合金において、Ｂを０．００１〜０． ０ ３％
含有せしめたことを特徴とするＦｅ−Ｎｉ合金を第１発
明とし、Ｂを０．００１〜０．０３％、Ｔｉを０． ０
０ ５〜０． ３％含有せしめたことを特徴とするＦ
ｅ−Ｎｉ合金を第２発明とするものである。
この発明のＦｅ−Ｎｉ合金における成分組成の限定理由
は、下記に述べるとおりである。
は、下記に述べるとおりである。
Ｎｉは、３０％未満であると、マルテンサイトが形威さ
れ熱間加工性が低下するだけでなく、種々の物理的特性
が損なわれるので好ましくなく、また、８０％を超える
と磁気特性が失われるので好ましくない。
れ熱間加工性が低下するだけでなく、種々の物理的特性
が損なわれるので好ましくなく、また、８０％を超える
と磁気特性が失われるので好ましくない。
Ｃは、０．０３％を超えて含有すると、１０００゜Ｃ以
下の温度で炭化物を形威し易くなり熱間加工性を著しく
劣化させるので０．０３％以下とした．熱間加工性を向
上させるためには、できるだけ低い含有量とするのが好
ましい。
下の温度で炭化物を形威し易くなり熱間加工性を著しく
劣化させるので０．０３％以下とした．熱間加工性を向
上させるためには、できるだけ低い含有量とするのが好
ましい。
Ｓｉは、含有量を低くするほど熱間加工性が良好となる
が、０．５％までの添加は許容できる。
が、０．５％までの添加は許容できる。
Ｍｎは、１％を超えて添加すると、熱膨脹係数が大きく
なるので、１％以下とした。
なるので、１％以下とした。
Ｐは、含有量が高くなると結晶粒界に薄膜状の低融点燐
化物を形或して凝固割れが起り易くなり、熱間加工性を
低下させる。この傾向は含有量が０．０３％を超えると
顕著に現われるので０．０３％以下とした。
化物を形或して凝固割れが起り易くなり、熱間加工性を
低下させる。この傾向は含有量が０．０３％を超えると
顕著に現われるので０．０３％以下とした。
Ｓは、０．０３％を超えて含有すると、結晶粒界に低融
点の硫化物や酸化物を形威し、熱間加工性を低下させる
ので０．０３％以下とした。
点の硫化物や酸化物を形威し、熱間加工性を低下させる
ので０．０３％以下とした。
Ｃｒは、４２６アロイのように含有量が増加すると耐銹
性が改善されるが、７％を超えると低熱膨脹特性や磁気
特性などの物理的特性が損なわれるので好ましくない． Ａｆは、脱酸剤として使用する元素であるが、０． １
０％を超えて含有すると清浄度が悪くなるので０．１
０％以下とした。
性が改善されるが、７％を超えると低熱膨脹特性や磁気
特性などの物理的特性が損なわれるので好ましくない． Ａｆは、脱酸剤として使用する元素であるが、０． １
０％を超えて含有すると清浄度が悪くなるので０．１
０％以下とした。
Ｂは、この発明のＦｅ−Ｎｉ合金の特徴を与える重要な
元素であって、Ｃ，ＳＳＰＳＯ，Ｎ等の不純物元素の結
晶粒界への偏析を阻止するとともに、これらの元素とホ
ウ化物を形威して悪影響を少なくする．また、みずから
結晶粒界や他の欠陥部に優先的に凝集して結晶の核とな
り、結晶粒を微細化するため、粒界脆化が防止され、熱
間加工性を向上させる。しかし、このような作用は０．
００１％未満の含有量では不十分であり、含有量が増加
するにしたがって顕著な効果が現れ、とくに９５０〜１
０５０℃の温度における高温延性の劣化は全く見られな
くなるが、０．０３％を超えて添加すると、Ｍ＊Ｂ（Ｎ
ｉ． Ｃｒ． Ｆｅ）の金属間化合物の外に、Ｃ１０、
Ｎを含む種々のホウ化物が生戒され、１２５０゜Ｃ以上
の高温で凝固割れを起す危険性が高くなるので、上限は
０．０３％に限定する必要がある。
元素であって、Ｃ，ＳＳＰＳＯ，Ｎ等の不純物元素の結
晶粒界への偏析を阻止するとともに、これらの元素とホ
ウ化物を形威して悪影響を少なくする．また、みずから
結晶粒界や他の欠陥部に優先的に凝集して結晶の核とな
り、結晶粒を微細化するため、粒界脆化が防止され、熱
間加工性を向上させる。しかし、このような作用は０．
００１％未満の含有量では不十分であり、含有量が増加
するにしたがって顕著な効果が現れ、とくに９５０〜１
０５０℃の温度における高温延性の劣化は全く見られな
くなるが、０．０３％を超えて添加すると、Ｍ＊Ｂ（Ｎ
ｉ． Ｃｒ． Ｆｅ）の金属間化合物の外に、Ｃ１０、
Ｎを含む種々のホウ化物が生戒され、１２５０゜Ｃ以上
の高温で凝固割れを起す危険性が高くなるので、上限は
０．０３％に限定する必要がある。
Ｔｉは、Ｂとの複合添加により、Ｂの歩留り量が大きく
なること、Ｔｉ自体も結晶粒を微細化する作用を有する
ことから、熱間加工性の改善に役立つ有効な元素であっ
て、０． Ｏ Ｏ ５％以上の添加によりＢの歩留りを
向上させることができる。しかし、０．３％を超えて添
加すると、脱酸等が不十分な場合は、クラスター状の介
在物が形威され、これが原因となって表面に欠陥が発生
するので、上限は０． ３％に限定した。
なること、Ｔｉ自体も結晶粒を微細化する作用を有する
ことから、熱間加工性の改善に役立つ有効な元素であっ
て、０． Ｏ Ｏ ５％以上の添加によりＢの歩留りを
向上させることができる。しかし、０．３％を超えて添
加すると、脱酸等が不十分な場合は、クラスター状の介
在物が形威され、これが原因となって表面に欠陥が発生
するので、上限は０． ３％に限定した。
次に、この発明の実施例について説明する．この発明の
組戒をもつＦｅ−Ｎｉ合金と、この発明の組威に属しな
い比較合金との化学組成（重量％）を第１表に示し、そ
れぞれの合金について行なった高温引張試験の結果を第
２表に示す。
組戒をもつＦｅ−Ｎｉ合金と、この発明の組威に属しな
い比較合金との化学組成（重量％）を第１表に示し、そ
れぞれの合金について行なった高温引張試験の結果を第
２表に示す。
填
２
裏（つづき）
各合金は、大気誘導炉により溶解して１０ｌＣｇの角型
鋼塊とした。溶解に使用したＢはフエロボロンの形で添
加した。使用したフエロボロンの化学組或（重量％）は
下記のとおりである。
鋼塊とした。溶解に使用したＢはフエロボロンの形で添
加した。使用したフエロボロンの化学組或（重量％）は
下記のとおりである。
この鋼塊から柱状晶に直角になるような試験片（５ｍφ
Ｘ５０ｍｍ）を採取して超高温引張試験に供した．引張
試験の加熱パターンは、第１図に示すように、１２５０
゜Ｃで３０秒間均熱した後、各試験温度に降温させ、そ
の温度で６０秒間保持した後に引張試験を実施した。各
試験片が引張破断したときの破断面の断面収縮率（絞り
値）を測定して熱間加工性の良否を評価した。
Ｘ５０ｍｍ）を採取して超高温引張試験に供した．引張
試験の加熱パターンは、第１図に示すように、１２５０
゜Ｃで３０秒間均熱した後、各試験温度に降温させ、そ
の温度で６０秒間保持した後に引張試験を実施した。各
試験片が引張破断したときの破断面の断面収縮率（絞り
値）を測定して熱間加工性の良否を評価した。
第２表には、各試験片について９５０゜Ｃ，１０００’
Ｃ，１０５０℃、１１００″Ｃの各温度における絞り値
を記載してあるが、８５０℃からｌ２００゜Ｃまでの５
０″Ｃ毎の各試験温度における３６Ｎｉ−Ｆｅ合金、４
２Ｎｉ−Ｆｅ合金、４７Ｎｉ−Ｆｅ合金、５２Ｎｉ−
Ｆｅ合金について、その一部の絞り値を図示すると第２
図ないし第５図のようになる。上図において各絞り値の
指示線の記号に付した数字は、第２表の試料番号である
。
Ｃ，１０５０℃、１１００″Ｃの各温度における絞り値
を記載してあるが、８５０℃からｌ２００゜Ｃまでの５
０″Ｃ毎の各試験温度における３６Ｎｉ−Ｆｅ合金、４
２Ｎｉ−Ｆｅ合金、４７Ｎｉ−Ｆｅ合金、５２Ｎｉ−
Ｆｅ合金について、その一部の絞り値を図示すると第２
図ないし第５図のようになる。上図において各絞り値の
指示線の記号に付した数字は、第２表の試料番号である
。
第２表および第２図ないし第５図から明らかなように、
１０００″Ｃ近傍の温度においては、Ｂが０． Ｏ Ｏ
１未満もしくは無添加の比較合金の絞り値は、ＳやＰ
の含有量をｏ． ｏ ｏ ｉ％以下に低減させても５０
％以上には達しないが、Ｂを０． ０ ０ １％以上添
加した本発明合金の絞り値は５０％以上であり、Ｂ −
ｈ＜ ０． ００３５％以上添加されると、ほぼｌＯＯ
％に近い絞り値が得られる。またＢとＴｉとを複合添加
した本発明合金にあっては、Ｂが０． ０ ０ ３％以
上でほぼ１００％の絞り値に達する。一般に、高Ｎｉ−
Ｆｅ合金のｉｏｏｏ℃近傍の温度における熱間加工性の
良否は、絞り値が５０％以上であるか否かによって判定
することができるが、上記のように本発明合金の熱間加
工性は、比較合金に比べて格段にすぐれていることがわ
かる。
１０００″Ｃ近傍の温度においては、Ｂが０． Ｏ Ｏ
１未満もしくは無添加の比較合金の絞り値は、ＳやＰ
の含有量をｏ． ｏ ｏ ｉ％以下に低減させても５０
％以上には達しないが、Ｂを０． ０ ０ １％以上添
加した本発明合金の絞り値は５０％以上であり、Ｂ −
ｈ＜ ０． ００３５％以上添加されると、ほぼｌＯＯ
％に近い絞り値が得られる。またＢとＴｉとを複合添加
した本発明合金にあっては、Ｂが０． ０ ０ ３％以
上でほぼ１００％の絞り値に達する。一般に、高Ｎｉ−
Ｆｅ合金のｉｏｏｏ℃近傍の温度における熱間加工性の
良否は、絞り値が５０％以上であるか否かによって判定
することができるが、上記のように本発明合金の熱間加
工性は、比較合金に比べて格段にすぐれていることがわ
かる。
第６図は、３ ０ 〜４ ５Ｎｉ−Ｆｅ合金についてＢ
およびＢとＴｉとの含有量と１０００゜Ｃにおける絞り
値との関係を図示したものであり、Ｂ単独の場合よりも
Ｔｉを複合添加することにより絞り値が向上することが
わかる。この関係は、Ｎｉ含有量が変化しても変らず、
また４２６７ロイのようにＣｒが含有されていてもほと
んど同じ傾向を示す。
およびＢとＴｉとの含有量と１０００゜Ｃにおける絞り
値との関係を図示したものであり、Ｂ単独の場合よりも
Ｔｉを複合添加することにより絞り値が向上することが
わかる。この関係は、Ｎｉ含有量が変化しても変らず、
また４２６７ロイのようにＣｒが含有されていてもほと
んど同じ傾向を示す。
第７図は、引張試験に供した各合金の絞り値と試験温度
との関係を、Ｂ含有量の多少により０．００１〜０．０
３％、０．００１０％未満および痕跡程度の微量の３種
別に分類して図示したものである。
との関係を、Ｂ含有量の多少により０．００１〜０．０
３％、０．００１０％未満および痕跡程度の微量の３種
別に分類して図示したものである。
第８図は、本発明合金の一次結晶粒径に対するＢ含有量
の影響を４ ２Ｎｉ−Ｆｅ合金について図示したもので
あり、Ｂを添加しないときの一次結晶粒径が４〜５ＩＩ
Ｉｌ１であるのに対し、Ｂを０． ０ ０ １％添加す
ると約２． ５ ｍの粒径に減少し、Ｂの添加量が０．
０１５％になると、０． ２〜０． ３ ｍの粒径とな
り、Ｂ含有量の増加とともに結晶粒が著しく微細化され
ることがわかる． 次に、本発明合金の熱膨脹係数を代表的鋼種について測
定した結果を、比較合金と対比して第３表に示す。
の影響を４ ２Ｎｉ−Ｆｅ合金について図示したもので
あり、Ｂを添加しないときの一次結晶粒径が４〜５ＩＩ
Ｉｌ１であるのに対し、Ｂを０． ０ ０ １％添加す
ると約２． ５ ｍの粒径に減少し、Ｂの添加量が０．
０１５％になると、０． ２〜０． ３ ｍの粒径とな
り、Ｂ含有量の増加とともに結晶粒が著しく微細化され
ることがわかる． 次に、本発明合金の熱膨脹係数を代表的鋼種について測
定した結果を、比較合金と対比して第３表に示す。
測定用試料は、１０ｋｇの鋼塊を熱間鍛造により１２ｍ
ｍ厚さの平板とし、さらに熱間圧延と冷間圧延とを経て
１． ０ ａｍの板厚としたものを使用した。
ｍ厚さの平板とし、さらに熱間圧延と冷間圧延とを経て
１． ０ ａｍの板厚としたものを使用した。
第３表の結果から明らかなように、この発明のＦｅ−Ｎ
ｉ合金は、超高温および極低温における熱膨脹係数が比
較合金に比べて同等であることが認められた。
ｉ合金は、超高温および極低温における熱膨脹係数が比
較合金に比べて同等であることが認められた。
また、本発明合金の直流磁気特性を代表的鋼種について
測定した結果を、比較合金と対比して第４表に示す。
測定した結果を、比較合金と対比して第４表に示す。
測定用試料は、熱膨脹係数の測定用として作製した試料
と同一のものを、高純度水素雰囲気中で１０５０〜１１
００℃×１時間の熱処理を行ない、６００゜Ｃまで炉冷
してその後急冷したものを使用した。
と同一のものを、高純度水素雰囲気中で１０５０〜１１
００℃×１時間の熱処理を行ない、６００゜Ｃまで炉冷
してその後急冷したものを使用した。
第４表の結果から明らかなように、この発明のＦｅ−Ｎ
ｉ合金の直流磁気特性は、比較合金に比べて何等の遜色
がないことが認められた． 第 ３ 表 単位： Ｘ １ ０−’／’Ｃ 第 ４ 表 以上、説明したように、この発明によれば、アンバー合
金としての低熱膨脹特性、４２７ロイ等（７） Ｉ Ｃ
＋７−ドフレーム材としての熱膨脹特性、あるいは７
８Ｎｉ等の軟質磁性材としての直流磁気特性を損なうこ
となく、熱間加工性を改善することができるから、これ
らのＦｅ−Ｎｉ合金の連続鋳造工程における熱間圧延時
に表面欠陥の発生が大幅に減少し、歩留りと生産性との
向上により低コストでの量産が可能となる。
ｉ合金の直流磁気特性は、比較合金に比べて何等の遜色
がないことが認められた． 第 ３ 表 単位： Ｘ １ ０−’／’Ｃ 第 ４ 表 以上、説明したように、この発明によれば、アンバー合
金としての低熱膨脹特性、４２７ロイ等（７） Ｉ Ｃ
＋７−ドフレーム材としての熱膨脹特性、あるいは７
８Ｎｉ等の軟質磁性材としての直流磁気特性を損なうこ
となく、熱間加工性を改善することができるから、これ
らのＦｅ−Ｎｉ合金の連続鋳造工程における熱間圧延時
に表面欠陥の発生が大幅に減少し、歩留りと生産性との
向上により低コストでの量産が可能となる。
第１図は、高温引張試験の加熱パターン図、第２図ない
し第５図は、それぞれ高温引張試験の結果を示す図表、
第６図はＢ含有量と絞り値との関係を示す図表、第７図
はＢ含有量に対応する絞り値と試験温度との関係を示す
図表、第８図はＢ含有量と一次結晶粒径との関係を示す
図表である。 （硬θ翻一紫）禦ビ鳴１｛ｋ四ｓａｙ．）ぼＳ− 蜘と
し第５図は、それぞれ高温引張試験の結果を示す図表、
第６図はＢ含有量と絞り値との関係を示す図表、第７図
はＢ含有量に対応する絞り値と試験温度との関係を示す
図表、第８図はＢ含有量と一次結晶粒径との関係を示す
図表である。 （硬θ翻一紫）禦ビ鳴１｛ｋ四ｓａｙ．）ぼＳ− 蜘と
Claims (2)
- （１）重量でＮｉ：４０〜４２％、Ｃ：０．０３％以下
、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．
０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：５〜６％以下
、Ａｌ：０．０５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる合金であって、Ｂ：０．００１〜０
．０３％が含有することを特徴とする熱間加工性のすぐ
れたＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金。 - （２）重量でＮｉ：４０〜４２％、Ｃ：０．０３％以下
、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．
０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：５〜６％以下
、Ａｌ：０．０５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物よりなる合金であって、Ｂ：０．００１〜０
．０３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すること
を特徴とする熱間加工性のすぐれたＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP515590A JPH0328349A (ja) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | 熱間加工性のすぐれたＦｅ―Ｎｉ―Ｃｒ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP515590A JPH0328349A (ja) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | 熱間加工性のすぐれたＦｅ―Ｎｉ―Ｃｒ合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59014856A Division JPS60159157A (ja) | 1984-01-30 | 1984-01-30 | 熱間加工性のすぐれたＦｅ−Νｉ合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0328349A true JPH0328349A (ja) | 1991-02-06 |
Family
ID=11603376
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP515590A Pending JPH0328349A (ja) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | 熱間加工性のすぐれたＦｅ―Ｎｉ―Ｃｒ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0328349A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53146915A (en) * | 1977-05-02 | 1978-12-21 | Hitachi Metals Ltd | Alloy for sealing soft glass |
| JPS5542141A (en) * | 1978-09-19 | 1980-03-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Coat die forming method of large-sized cast iron casting |
| JPS5715656A (en) * | 1980-06-23 | 1982-01-27 | Toyoda Mach Works Ltd | Rotary indexing unit |
| JPS5735260A (en) * | 1980-08-11 | 1982-02-25 | Matsushita Electric Industrial Co Ltd | Air conditioning equipment |
-
1990
- 1990-01-12 JP JP515590A patent/JPH0328349A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53146915A (en) * | 1977-05-02 | 1978-12-21 | Hitachi Metals Ltd | Alloy for sealing soft glass |
| JPS5542141A (en) * | 1978-09-19 | 1980-03-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Coat die forming method of large-sized cast iron casting |
| JPS5715656A (en) * | 1980-06-23 | 1982-01-27 | Toyoda Mach Works Ltd | Rotary indexing unit |
| JPS5735260A (en) * | 1980-08-11 | 1982-02-25 | Matsushita Electric Industrial Co Ltd | Air conditioning equipment |
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