JPH08100242A - 高強度高靭性低熱膨張合金線およびその製造方法 - Google Patents
高強度高靭性低熱膨張合金線およびその製造方法Info
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- JPH08100242A JPH08100242A JP23697894A JP23697894A JPH08100242A JP H08100242 A JPH08100242 A JP H08100242A JP 23697894 A JP23697894 A JP 23697894A JP 23697894 A JP23697894 A JP 23697894A JP H08100242 A JPH08100242 A JP H08100242A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度を高く保ったまま靭性の向上が達成でき
るＦｅ−Ｎｉ系合金線の製造方法および新規な低熱膨張
合金線を提供する。 【構成】 本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金素材、好ましく
は重量％でＣ０．１％以上０．５％以下，Ｎｉ３５％以
上４５％以下、残部Ｆｅを基本成分に、Ｓｉ１．０％以
下，Ｍｎ１．０％以下，Ｍｏ４．０％以下を含む、を熱
間加工後、減面率２０〜６０％の冷間加工した後、５５
０〜８００℃の回復処理を施し、次いで減面率６０〜９
５％減面率の冷間加工を加えて所定線径に仕上げた後
に、４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行なうことを特徴と
する。引張強さ１１５kg／mm2以上，伸び３．５％以
上、捻回値７０回以上、線膨張係数６×１０-6／℃（３
０〜３１０℃）以下の特性が得られる。
るＦｅ−Ｎｉ系合金線の製造方法および新規な低熱膨張
合金線を提供する。 【構成】 本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金素材、好ましく
は重量％でＣ０．１％以上０．５％以下，Ｎｉ３５％以
上４５％以下、残部Ｆｅを基本成分に、Ｓｉ１．０％以
下，Ｍｎ１．０％以下，Ｍｏ４．０％以下を含む、を熱
間加工後、減面率２０〜６０％の冷間加工した後、５５
０〜８００℃の回復処理を施し、次いで減面率６０〜９
５％減面率の冷間加工を加えて所定線径に仕上げた後
に、４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行なうことを特徴と
する。引張強さ１１５kg／mm2以上，伸び３．５％以
上、捻回値７０回以上、線膨張係数６×１０-6／℃（３
０〜３１０℃）以下の特性が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低弛度耐熱送電線用芯
線等に使用される高強度かつ高靱性のＦｅ−Ｎｉ系の高
強度高靱性低熱膨張合金線およびその製造方法に関する
ものである。
線等に使用される高強度かつ高靱性のＦｅ−Ｎｉ系の高
強度高靱性低熱膨張合金線およびその製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、高強度で低い熱膨張係数を持つＦ
ｅ−Ｎｉ系の合金が、例えば低弛度の架空送電線（ＡＣ
ＳＲ）中心部用の線として、その開発が望まれている。
このような用途に対し、特公昭５６−４５９９０号，特
開昭５５−４１９２８号，特公昭５７−１７９４２号，
特開昭５５−１２８５６５号，特公平３−２１６２２
号，特公平３−２１６２３号，特開昭５６−１４２８５
１号，特開昭５７−２６１４４号，特開昭５８−１１７
６７号および特開昭５８−１１７６８号等において、Ｆ
ｅ−Ｎｉ合金にＣ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ等の合金
元素を添加して強度を高めた合金が開示されている。さ
らに、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の強度と靱性を向上させる目的
で、特開昭５８−２１０１２６号，特公平５−２５９２
５号，特開昭５７−４１３５０号および特公平３−７２
３６５号等で、仕上げ伸線後に歪取焼鈍を行なう製造方
法が開示されている。
ｅ−Ｎｉ系の合金が、例えば低弛度の架空送電線（ＡＣ
ＳＲ）中心部用の線として、その開発が望まれている。
このような用途に対し、特公昭５６−４５９９０号，特
開昭５５−４１９２８号，特公昭５７−１７９４２号，
特開昭５５−１２８５６５号，特公平３−２１６２２
号，特公平３−２１６２３号，特開昭５６−１４２８５
１号，特開昭５７−２６１４４号，特開昭５８−１１７
６７号および特開昭５８−１１７６８号等において、Ｆ
ｅ−Ｎｉ合金にＣ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ等の合金
元素を添加して強度を高めた合金が開示されている。さ
らに、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の強度と靱性を向上させる目的
で、特開昭５８−２１０１２６号，特公平５−２５９２
５号，特開昭５７−４１３５０号および特公平３−７２
３６５号等で、仕上げ伸線後に歪取焼鈍を行なう製造方
法が開示されている。
【０００３】また、本発明者らはＭｏを添加したＦｅ−
Ｎｉ系合金に、固溶化熱処理を行ったのち、減面率２０
〜６０％の冷間加工を行った後、５５０〜８００℃の回
復熱処理を行い、ついで減面率６５％以上の冷間加工を
施す方法を、特開平４−３１１５４８号で提案した。こ
の方法は、固溶化熱処理および回復熱処理を施すことに
よって｛１１１｝結晶面の配向度を高め、結果として、
ばらつきが無く、高い捻回特性を有するＦｅ−Ｎｉ系合
金線を得るというものである。
Ｎｉ系合金に、固溶化熱処理を行ったのち、減面率２０
〜６０％の冷間加工を行った後、５５０〜８００℃の回
復熱処理を行い、ついで減面率６５％以上の冷間加工を
施す方法を、特開平４−３１１５４８号で提案した。こ
の方法は、固溶化熱処理および回復熱処理を施すことに
よって｛１１１｝結晶面の配向度を高め、結果として、
ばらつきが無く、高い捻回特性を有するＦｅ−Ｎｉ系合
金線を得るというものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上述した、固溶化熱処
理および回復熱処理の適用は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の捻回
特性を高める点で極めて有効である。しかし、上述した
技術で得られるＦｅ−Ｎｉ系合金線としては、１１５ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上という高い引張強度とすると、いずれ
もせいぜい３％程度の伸びしか得られておらず、高靭性
という点では要求特性を充分に満足するものとは言えな
いものである。本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金線に対す
る、さらなる高強度化、高靭性化および捻回特性の向上
に答えるべく、最近の上述した特開平４−３１１５４８
号に開示したＦｅ−Ｎｉ系合金線を改良して、特に強度
を高く保ったまま靭性の向上が達成できる製造方法およ
び新規な高強度高靭性低熱膨張合金線を提供することを
目的とする。
理および回復熱処理の適用は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の捻回
特性を高める点で極めて有効である。しかし、上述した
技術で得られるＦｅ−Ｎｉ系合金線としては、１１５ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上という高い引張強度とすると、いずれ
もせいぜい３％程度の伸びしか得られておらず、高靭性
という点では要求特性を充分に満足するものとは言えな
いものである。本発明は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金線に対す
る、さらなる高強度化、高靭性化および捻回特性の向上
に答えるべく、最近の上述した特開平４−３１１５４８
号に開示したＦｅ−Ｎｉ系合金線を改良して、特に強度
を高く保ったまま靭性の向上が達成できる製造方法およ
び新規な高強度高靭性低熱膨張合金線を提供することを
目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
め本発明者らは、合金組成と製造方法の検討を行ない、
様々な方法によって得られるＦｅ−Ｎｉ系合金線の引張
特性，捻回特性および線膨張係数を調査した。その結
果、冷間加工の途中でＦｅ−Ｎｉ合金線の横断面に｛１
１１｝結晶面を配向することができる５５０〜８００℃
の回復処理を施すことに加えて、所定の線径に仕上げた
後に、４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行なうことで、高
強度と安定した捻回特性を保ったまま、従来の材料をは
るかに上回る優れた靭性特性を有する低膨張合金線材を
得られることがわかった。
め本発明者らは、合金組成と製造方法の検討を行ない、
様々な方法によって得られるＦｅ−Ｎｉ系合金線の引張
特性，捻回特性および線膨張係数を調査した。その結
果、冷間加工の途中でＦｅ−Ｎｉ合金線の横断面に｛１
１１｝結晶面を配向することができる５５０〜８００℃
の回復処理を施すことに加えて、所定の線径に仕上げた
後に、４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行なうことで、高
強度と安定した捻回特性を保ったまま、従来の材料をは
るかに上回る優れた靭性特性を有する低膨張合金線材を
得られることがわかった。
【０００６】すなわち本発明の製造方法は、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金素材を熱間加工後、減面率２０〜６０％の冷間加
工した後、５５０〜８００℃の回復処理を施し、次いで
減面率６０〜９５％減面率の冷間加工を加えて所定線径
に仕上げた後に、４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行なう
ことを特徴とする高強度高靱性低膨張合金線の製造方法
である。
系合金素材を熱間加工後、減面率２０〜６０％の冷間加
工した後、５５０〜８００℃の回復処理を施し、次いで
減面率６０〜９５％減面率の冷間加工を加えて所定線径
に仕上げた後に、４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行なう
ことを特徴とする高強度高靱性低膨張合金線の製造方法
である。
【０００７】好ましくは、熱間加工の後、または熱間加
工後の冷間加工の途中で１０１０〜１１５０℃の温度で
固溶化処理を行ない、その後減面率２０〜６０％の冷間
加工を加えてから５５０〜８００℃の回復処理を施し、
その後に減面率６０〜９５％の冷間加工を加えて所定線
径に仕上げ、ついで４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行な
うものとする。
工後の冷間加工の途中で１０１０〜１１５０℃の温度で
固溶化処理を行ない、その後減面率２０〜６０％の冷間
加工を加えてから５５０〜８００℃の回復処理を施し、
その後に減面率６０〜９５％の冷間加工を加えて所定線
径に仕上げ、ついで４００〜６５０℃の歪取焼鈍を行な
うものとする。
【０００８】本発明に適用するＦｅ−Ｎｉ系合金素材の
具体的な好ましい組成は、重量％でＣ０．１％以上０．
５％以下，Ｎｉ３５％以上４５％以下、残部Ｆｅを基本
成分に、Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｍｏ
４．０％以下含むことを特徴とする。
具体的な好ましい組成は、重量％でＣ０．１％以上０．
５％以下，Ｎｉ３５％以上４５％以下、残部Ｆｅを基本
成分に、Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｍｏ
４．０％以下含むことを特徴とする。
【０００９】また、Ｃｒを３．０％以下、Ｎｉの一部を
Ｃｏ１０％以下で置換し、Ｎｉ＋Ｃｏで３５％以上４５
％以下、Ｗ４．０％以下，Ｖ０．５％以下，Ｎｂ０．５
％以下の群より選ばれる一種もしくは二種以上の元素、
Ｂ０．０２％以下、の合金元素の添加は、高強度高靭性
低熱膨張特性を得る上で有効である。
Ｃｏ１０％以下で置換し、Ｎｉ＋Ｃｏで３５％以上４５
％以下、Ｗ４．０％以下，Ｖ０．５％以下，Ｎｂ０．５
％以下の群より選ばれる一種もしくは二種以上の元素、
Ｂ０．０２％以下、の合金元素の添加は、高強度高靭性
低熱膨張特性を得る上で有効である。
【００１０】上述した本発明の製造方法によって得られ
る本発明の高強度高靭性低熱膨張合金線は、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金であって、最終加工線径にて引張強さ１１５kgｆ
／mm2以上，伸び４．０％以上（標点距離＝２５０m
m），捻回値７０回以上（つかみ間距離＝自己線径×１
００mm），線膨張係数６×１０-6／℃（３０〜３１０
℃）以下を有する高強度高靱性低膨張合金線である。本
発明の具体的な好ましい高強度高靱性低膨張合金線の組
成範囲は、上述したＦｅ−Ｎｉ系合金素材の組成範囲と
一致するものである。
る本発明の高強度高靭性低熱膨張合金線は、Ｆｅ−Ｎｉ
系合金であって、最終加工線径にて引張強さ１１５kgｆ
／mm2以上，伸び４．０％以上（標点距離＝２５０m
m），捻回値７０回以上（つかみ間距離＝自己線径×１
００mm），線膨張係数６×１０-6／℃（３０〜３１０
℃）以下を有する高強度高靱性低膨張合金線である。本
発明の具体的な好ましい高強度高靱性低膨張合金線の組
成範囲は、上述したＦｅ−Ｎｉ系合金素材の組成範囲と
一致するものである。
【００１１】
【作用】上述したように本発明の特徴の一つは、冷間加
工の途中で回復処理を施すとともに、冷間加工後に４０
０〜６５０℃の特定の範囲の歪取焼鈍を行うことにあ
る。本発明の最大の特徴の一つである回復処理は、回復
処理を行なうことによって、冷間加工によって導入され
た多くの転位が合金線の長手方向に再配列し、亜結晶粒
界を形成する。その際に、ＭｏやＣｒの炭化物が亜結晶
粒界に微細に析出し、亜結晶粒界をピン止めする作用を
もつ。この効果のために再結晶温度は高められ、最終冷
間加工後に合金線横断面に｛１１１｝結晶面の配向度の
高い組織が得られる。この最終冷間加工後の合金線横断
面に｛１１１｝結晶面を集合させておくことにより、本
発明のもう一つの重要な特徴である歪取焼鈍を適用した
時に、高強度および安定した捻回特性を保ったまま、高
い靭性（伸び）を得ることができるのである。
工の途中で回復処理を施すとともに、冷間加工後に４０
０〜６５０℃の特定の範囲の歪取焼鈍を行うことにあ
る。本発明の最大の特徴の一つである回復処理は、回復
処理を行なうことによって、冷間加工によって導入され
た多くの転位が合金線の長手方向に再配列し、亜結晶粒
界を形成する。その際に、ＭｏやＣｒの炭化物が亜結晶
粒界に微細に析出し、亜結晶粒界をピン止めする作用を
もつ。この効果のために再結晶温度は高められ、最終冷
間加工後に合金線横断面に｛１１１｝結晶面の配向度の
高い組織が得られる。この最終冷間加工後の合金線横断
面に｛１１１｝結晶面を集合させておくことにより、本
発明のもう一つの重要な特徴である歪取焼鈍を適用した
時に、高強度および安定した捻回特性を保ったまま、高
い靭性（伸び）を得ることができるのである。
【００１２】本発明における回復処理の前に行う冷間加
工の減面率は、最低２０％以上を必要とし、６０％を超
えると回復，再結晶温度が低下し、炭化物の析出温度域
よりも低下してしまい、｛１１１｝結晶面の配向度が低
下してしまう。従って、回復処理前の冷間加工の減面率
は、２０〜６０％に規定した。さらに、回復処理温度に
ついては、５５０℃未満の温度では転位の再配列が生じ
ず、逆に８００℃を超えると再結晶が生じて転位が消失
するとともに、炭化物が粗大化し、以降の冷間加工時の
加工硬化度が小さくなり、目標とする引張強さを有する
合金線が製造できなくなるため、回復処理温度は、５５
０〜８００℃の範囲に限定する。
工の減面率は、最低２０％以上を必要とし、６０％を超
えると回復，再結晶温度が低下し、炭化物の析出温度域
よりも低下してしまい、｛１１１｝結晶面の配向度が低
下してしまう。従って、回復処理前の冷間加工の減面率
は、２０〜６０％に規定した。さらに、回復処理温度に
ついては、５５０℃未満の温度では転位の再配列が生じ
ず、逆に８００℃を超えると再結晶が生じて転位が消失
するとともに、炭化物が粗大化し、以降の冷間加工時の
加工硬化度が小さくなり、目標とする引張強さを有する
合金線が製造できなくなるため、回復処理温度は、５５
０〜８００℃の範囲に限定する。
【００１３】上述したように、本発明の重要な特徴であ
る歪取焼鈍は、回復処理によって合金線の横断面に｛１
１１｝結晶面が集合されていることによって、最終冷間
加工によって高められた引張強さを目標値以下にまで落
さずに、また安定した捻回特性を保ったまま、大幅な靱
性の向上が得られるものである。この歪取焼鈍温度は、
冷間加工率の大きさによって異なるが、６０〜９５％の
加工率に対しては、４００℃未満では十分な靱性の向上
が望めず、また６５０℃を超えると極端な引張強さの低
下を招き、目標とする引張強さが得られなくなるため、
４００〜６５０℃の範囲に限定した。
る歪取焼鈍は、回復処理によって合金線の横断面に｛１
１１｝結晶面が集合されていることによって、最終冷間
加工によって高められた引張強さを目標値以下にまで落
さずに、また安定した捻回特性を保ったまま、大幅な靱
性の向上が得られるものである。この歪取焼鈍温度は、
冷間加工率の大きさによって異なるが、６０〜９５％の
加工率に対しては、４００℃未満では十分な靱性の向上
が望めず、また６５０℃を超えると極端な引張強さの低
下を招き、目標とする引張強さが得られなくなるため、
４００〜６５０℃の範囲に限定した。
【００１４】また、本発明における回復処理後に行う冷
間加工は、引張強度を高めるために行なわれ、目標の引
張強度を得るためには、少なくとも６０％以上の減面率
が不可欠である。しかし９５％を超える強加工を行なっ
ても、引張強度はあまり増加せず、無為な伸線工数が増
えて経済性に欠けるため上限は９５％に抑えた。
間加工は、引張強度を高めるために行なわれ、目標の引
張強度を得るためには、少なくとも６０％以上の減面率
が不可欠である。しかし９５％を超える強加工を行なっ
ても、引張強度はあまり増加せず、無為な伸線工数が増
えて経済性に欠けるため上限は９５％に抑えた。
【００１５】また、本発明の好ましい形態としては熱間
加工後に固溶化処理を行うものとする。熱間加工後に行
う固溶化処理は、熱間加工時に生じた歪を除去するため
に行なうものである。これにより線材長手方向の歪のバ
ラツキをなくし、最終線径での特性を安定化させる働き
がある。固溶化処理温度としては、再結晶が起こる１０
１０℃以上、脱炭，結晶粒の粗大化が発生しにくい１１
５０℃以下とすることが望ましい。
加工後に固溶化処理を行うものとする。熱間加工後に行
う固溶化処理は、熱間加工時に生じた歪を除去するため
に行なうものである。これにより線材長手方向の歪のバ
ラツキをなくし、最終線径での特性を安定化させる働き
がある。固溶化処理温度としては、再結晶が起こる１０
１０℃以上、脱炭，結晶粒の粗大化が発生しにくい１１
５０℃以下とすることが望ましい。
【００１６】上述した本発明の製造方法により初めて、
Ｆｅ−Ｎｉ系合金であって、最終加工線径にて引張強さ
１１５kgｆ／mm2以上，伸び３．５％以上（標点距離＝
２５０mm），捻回値７０回以上（つかみ間距離＝自己線
径×１００mm），線膨張係数６×１０-6／℃（３０〜３
１０℃）以下を有する高強度高靱性低膨張合金線を得る
ことができる。
Ｆｅ−Ｎｉ系合金であって、最終加工線径にて引張強さ
１１５kgｆ／mm2以上，伸び３．５％以上（標点距離＝
２５０mm），捻回値７０回以上（つかみ間距離＝自己線
径×１００mm），線膨張係数６×１０-6／℃（３０〜３
１０℃）以下を有する高強度高靱性低膨張合金線を得る
ことができる。
【００１７】次に、本発明の好ましい合金組成の規定理
由について述べる。Ｃは以下に述べるＭｏとともに本発
明合金線の冷間加工硬化能を著しく高める作用を持つ。
そのために必要なＣは、重量％で最低０．１％である
が、０．５％を超える過度のＣの添加は熱膨張係数の増
加を招くため、Ｃ量は、０．１〜０．５％に限定した。
Ｓｉ，Ｍｎは脱酸元素として本発明合金に含まれる。た
だし過度のＳｉ，Ｍｎは熱膨張係数の増加を招くため、
それぞれ１．０％以下の添加に抑えた。
由について述べる。Ｃは以下に述べるＭｏとともに本発
明合金線の冷間加工硬化能を著しく高める作用を持つ。
そのために必要なＣは、重量％で最低０．１％である
が、０．５％を超える過度のＣの添加は熱膨張係数の増
加を招くため、Ｃ量は、０．１〜０．５％に限定した。
Ｓｉ，Ｍｎは脱酸元素として本発明合金に含まれる。た
だし過度のＳｉ，Ｍｎは熱膨張係数の増加を招くため、
それぞれ１．０％以下の添加に抑えた。
【００１８】Ｍｏは数多くの強化元素のうち、Ｃと複合
添加した場合の冷間加工による硬化能が最も大きい。こ
れは、固溶状態における侵入型固溶強化元素であるＭｏ
と置換型固溶強化元素であるＣの相互作用、さらに一部
がＭｏ2Ｃの微細炭化物として析出することが原因と考
えられる。この微細２次炭化物は、固溶化熱処理の後の
冷間加工後の回復熱処理時に亜結晶粒界に沿って析出
し、その後の冷間加工によって転位が長手方向に再配列
して｛１１１｝結晶面の配向度を高め、強度を低下させ
ることなく靭性の向上に寄与する。ただし過度のＭｏの
添加はやはり熱膨張係数の増加を招くので、４．０％を
上限とした。
添加した場合の冷間加工による硬化能が最も大きい。こ
れは、固溶状態における侵入型固溶強化元素であるＭｏ
と置換型固溶強化元素であるＣの相互作用、さらに一部
がＭｏ2Ｃの微細炭化物として析出することが原因と考
えられる。この微細２次炭化物は、固溶化熱処理の後の
冷間加工後の回復熱処理時に亜結晶粒界に沿って析出
し、その後の冷間加工によって転位が長手方向に再配列
して｛１１１｝結晶面の配向度を高め、強度を低下させ
ることなく靭性の向上に寄与する。ただし過度のＭｏの
添加はやはり熱膨張係数の増加を招くので、４．０％を
上限とした。
【００１９】またＣｒはＭｏと同様の元素で、Ｍｏと同
様の理由で強化に寄与するが、過度の添加はＭｏ以上に
熱膨張係数を増加させるので、３．０％を上限とした。
Ｂは本発明合金線において、Ｍｏの２次炭化物と同様、
回復熱処理時の亜結晶粒界に偏析して亜結晶粒界をピン
止めし、回復熱処理温度の適正域を広める効果をもつ。
しかし０．０２％を超える過度の添加は、熱間加工性を
低下させるので、Ｂは０．０２％以下に限定する。Ｗ、
ＶおよびＮｂは、Ｃと結び付いて炭化物を形成し、冷間
加工での加工硬化能の向上に寄与する元素であるが、過
度の添加は熱間加工性を低下させるので、Ｗは４．０％
以下、Ｖは０．５％以下、Ｎｂは０．５％以下に限定し
た。
様の理由で強化に寄与するが、過度の添加はＭｏ以上に
熱膨張係数を増加させるので、３．０％を上限とした。
Ｂは本発明合金線において、Ｍｏの２次炭化物と同様、
回復熱処理時の亜結晶粒界に偏析して亜結晶粒界をピン
止めし、回復熱処理温度の適正域を広める効果をもつ。
しかし０．０２％を超える過度の添加は、熱間加工性を
低下させるので、Ｂは０．０２％以下に限定する。Ｗ、
ＶおよびＮｂは、Ｃと結び付いて炭化物を形成し、冷間
加工での加工硬化能の向上に寄与する元素であるが、過
度の添加は熱間加工性を低下させるので、Ｗは４．０％
以下、Ｖは０．５％以下、Ｎｂは０．５％以下に限定し
た。
【００２０】Ｆｅ−Ｎｉ系合金を強化する添加元素は上
記したＣやＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ以外に種々考えら
れるが、Ｃとの親和力の高いＴｉ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等
の炭化物形成元素は、塊状の硬い１次炭化物を生成し、
冷間加工時に欠陥を作りやすく、捻回値のばらつきの原
因となるので、本発明合金線に対し、過度の添加は好ま
しくない。したがって、これらの元素はいずれも上限を
０．５％程度に抑制することが望ましい。
記したＣやＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ以外に種々考えら
れるが、Ｃとの親和力の高いＴｉ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等
の炭化物形成元素は、塊状の硬い１次炭化物を生成し、
冷間加工時に欠陥を作りやすく、捻回値のばらつきの原
因となるので、本発明合金線に対し、過度の添加は好ま
しくない。したがって、これらの元素はいずれも上限を
０．５％程度に抑制することが望ましい。
【００２１】本発明において、Ｎｉの合有量は熱膨張特
性に大きく影響をおよぼす。とくに、常温から２３０℃
までの平均熱膨張係数を低下させる目的に対して、Ｎｉ
量は３５％を下回る場合には、低熱膨張特性を消失する
温度を意味する変移点が低温側に移行し、２３０℃まで
の熱膨張係数が増加してしまう。逆にＮｉが４５％を超
えると変移点は高温側に移行するものの、低温側の熱膨
張率が全体に高くなるので同じく２３０℃までの熱膨張
係数が増加してしまう。以上の理由により、Ｎｉは３５
％以上４５％未満の範囲に限定する。
性に大きく影響をおよぼす。とくに、常温から２３０℃
までの平均熱膨張係数を低下させる目的に対して、Ｎｉ
量は３５％を下回る場合には、低熱膨張特性を消失する
温度を意味する変移点が低温側に移行し、２３０℃まで
の熱膨張係数が増加してしまう。逆にＮｉが４５％を超
えると変移点は高温側に移行するものの、低温側の熱膨
張率が全体に高くなるので同じく２３０℃までの熱膨張
係数が増加してしまう。以上の理由により、Ｎｉは３５
％以上４５％未満の範囲に限定する。
【００２２】ＣｏはＮｉの一部を置換することにより、
Ｎｉ単独の場合よりも、さらに２３０℃までの熱膨張係
数を低下させることができる。しかし、ＣｏはＮｉより
も冷間加工中のマルテンサイト変態を生じやすく、オー
ステナイト相を不安定する働きが強いのでＣｏはＮｉと
複合添加される場合、３５％以上４５％未満のＮｉと１
０％以下のＣｏをＮｉ＋Ｃｏで３５％以上４５％未満の
範囲に限定する。
Ｎｉ単独の場合よりも、さらに２３０℃までの熱膨張係
数を低下させることができる。しかし、ＣｏはＮｉより
も冷間加工中のマルテンサイト変態を生じやすく、オー
ステナイト相を不安定する働きが強いのでＣｏはＮｉと
複合添加される場合、３５％以上４５％未満のＮｉと１
０％以下のＣｏをＮｉ＋Ｃｏで３５％以上４５％未満の
範囲に限定する。
【００２３】また、Ｏ，Ｎ等ガス成分は合金中で介在物
を生成し、同じく捻回値のばらつきの原因となるので、
本発明合金線においてはそれぞれ、０．０１％以下に限
定する。また、脱酸や脱硫を目的として添加されるＡ
ｌ，Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭ等の元素は通常含まれる下記に
示す量の含有はなんら特性上差し支えない。 Ａｌ，ＲＥＭ ≦０．１％ Ｍｇ，Ｃａ ≦ ０．０
２％
を生成し、同じく捻回値のばらつきの原因となるので、
本発明合金線においてはそれぞれ、０．０１％以下に限
定する。また、脱酸や脱硫を目的として添加されるＡ
ｌ，Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭ等の元素は通常含まれる下記に
示す量の含有はなんら特性上差し支えない。 Ａｌ，ＲＥＭ ≦０．１％ Ｍｇ，Ｃａ ≦ ０．０
２％
【００２４】
（実施例１）表１に示す組成のＦｅ−Ｎｉ系合金を溶製
し、熱間鍛造ならびに熱間圧延によって直径９．５mmの
線材とし、表１に示す種々の伸線および熱処理条件でコ
イル線材を作製した。この時冷間伸線は、アプローチ角
度２α＝１２°，ベアリング長さ２０〜５０％×Ｄ（Ｄ
＝伸線径）の超硬合金製のダイスを使用し、１パス当り
約２０％の減面率で伸線した。これらの線材の引張特
性，捻回特性，および熱膨張特性を調査した。引張試験
の伸びは標点間距離２５０ｍｍで測定し、引張強度と伸
びは各線材１０本ずつの平均値を求めた。また捻回試験
は、掴み間距離を自己径の１００倍とし、回転数６０ｒ
ｐｍで破断までの捻回回数を各条件５本ずつ測定し、平
均値と標準偏差を求めた。表３に、各製造条件で製作し
た線材の特性試験結果を比較例とともに示す。
し、熱間鍛造ならびに熱間圧延によって直径９．５mmの
線材とし、表１に示す種々の伸線および熱処理条件でコ
イル線材を作製した。この時冷間伸線は、アプローチ角
度２α＝１２°，ベアリング長さ２０〜５０％×Ｄ（Ｄ
＝伸線径）の超硬合金製のダイスを使用し、１パス当り
約２０％の減面率で伸線した。これらの線材の引張特
性，捻回特性，および熱膨張特性を調査した。引張試験
の伸びは標点間距離２５０ｍｍで測定し、引張強度と伸
びは各線材１０本ずつの平均値を求めた。また捻回試験
は、掴み間距離を自己径の１００倍とし、回転数６０ｒ
ｐｍで破断までの捻回回数を各条件５本ずつ測定し、平
均値と標準偏差を求めた。表３に、各製造条件で製作し
た線材の特性試験結果を比較例とともに示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】表３より、回復処理と歪取焼鈍をともに適
用する本発明の製造方法で製造した線材は高強度で、し
かも、伸びが大きく高い靱性値を有することがわかる。
これに対して、歪取焼鈍のない比較例の試料Ｌおよび歪
取焼鈍温度が本発明の範囲よりも低い比較例の試料Ｍ
は、引張強度こそ本発明例と同等の値が得られているも
のの、伸びの値は高々２％台と低く、靱性の点で本発明
例よりも劣っている。また歪取焼鈍温度の異なる本発明
線材Ｇ（５６０℃）およびＩ（４８０℃）を見た場合、
ともに高い伸び値を保持した上で、しかも捻回特性も劣
化させることなく高い引張強度を得ることができた。本
発明線材ＧおよびＩの結果から、最終工程に相当する歪
取焼鈍温度を調整することで、強度，靱性を調整して線
材を製造することが可能であることがわかる。
用する本発明の製造方法で製造した線材は高強度で、し
かも、伸びが大きく高い靱性値を有することがわかる。
これに対して、歪取焼鈍のない比較例の試料Ｌおよび歪
取焼鈍温度が本発明の範囲よりも低い比較例の試料Ｍ
は、引張強度こそ本発明例と同等の値が得られているも
のの、伸びの値は高々２％台と低く、靱性の点で本発明
例よりも劣っている。また歪取焼鈍温度の異なる本発明
線材Ｇ（５６０℃）およびＩ（４８０℃）を見た場合、
ともに高い伸び値を保持した上で、しかも捻回特性も劣
化させることなく高い引張強度を得ることができた。本
発明線材ＧおよびＩの結果から、最終工程に相当する歪
取焼鈍温度を調整することで、強度，靱性を調整して線
材を製造することが可能であることがわかる。
【００２９】また、回復処理のない比較例Ｑにおいて
は、合金線横断面の｛１１１｝結晶面の集合度が低い値
となり、本発明と同様の歪取焼鈍を行っても、大きな伸
びが得られず、捻回値が低く、そのばらつきが大きいも
のとなっている。
は、合金線横断面の｛１１１｝結晶面の集合度が低い値
となり、本発明と同様の歪取焼鈍を行っても、大きな伸
びが得られず、捻回値が低く、そのばらつきが大きいも
のとなっている。
【００３０】（実施例２）表４に示す組成のＦｅ−Ｎｉ
系合金を溶製し、熱間鍛造並びに熱間圧延によって直径
９．５mmの線材とした後、表２のＧと同じ製造条件で組
成の異なるＦｅ−Ｎｉ系線材を作製し、実施例１と同じ
確性試験を実施した。確性試験結果を表５に示す。
系合金を溶製し、熱間鍛造並びに熱間圧延によって直径
９．５mmの線材とした後、表２のＧと同じ製造条件で組
成の異なるＦｅ−Ｎｉ系線材を作製し、実施例１と同じ
確性試験を実施した。確性試験結果を表５に示す。
【００３１】
【表４】
【００３２】
【表５】
【００３３】いずれの合金線材も、高強度，高靱性を有
しており、上述の如く固溶化処理，回復処理，および歪
取焼鈍の全ての熱処理を行った本製造方法は、Ｆｅ−Ｎ
ｉ系合金線材の製造方法として優れた方法であることが
わかる。
しており、上述の如く固溶化処理，回復処理，および歪
取焼鈍の全ての熱処理を行った本製造方法は、Ｆｅ−Ｎ
ｉ系合金線材の製造方法として優れた方法であることが
わかる。
【００３４】
【発明の効果】本発明の製造方法によって得られるＦｅ
−Ｎｉ系合金線は、高強度であると同時に、捻回特性の
ばらつきが少なく、かつ優れた捻回値を有しており、さ
らに従来高靭性とされていたＦｅ−Ｎｉ系合金線より
も、さらに優れた靭性を有するものとなる。したがっ
て、従来の低弛度送電線よりも更に送電容量が高く、信
頼性に優れた電力の輸送を目的とする送電線用材料とし
て好適である。
−Ｎｉ系合金線は、高強度であると同時に、捻回特性の
ばらつきが少なく、かつ優れた捻回値を有しており、さ
らに従来高靭性とされていたＦｅ−Ｎｉ系合金線より
も、さらに優れた靭性を有するものとなる。したがっ
て、従来の低弛度送電線よりも更に送電容量が高く、信
頼性に優れた電力の輸送を目的とする送電線用材料とし
て好適である。
Claims (13)
- 【請求項１】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金であって、最終加工線
径にて引張強さ１１５kgｆ／mm2以上，伸び３．５％以
上（標点距離＝２５０mm），捻回値７０回以上（つかみ
間距離＝自己線径×１００mm），線膨張係数６×１０-6
／℃（３０〜３１０℃）以下を有する高強度高靱性低膨
張合金線。 - 【請求項２】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金線の合金組成が、重量
％でＣ０．１％以上０．５％以下，Ｎｉ３５％以上４５
％以下、残部Ｆｅを基本成分に、Ｓｉ１．０％以下，Ｍ
ｎ１．０％以下，Ｍｏ４．０％以下を含むことを特徴と
する請求項１に記載の高強度高靱性低膨張合金線。 - 【請求項３】 Ｃｒを３．０％以下含むことを特徴とす
る請求項２に記載の高強度低熱膨張合金線。 - 【請求項４】 Ｎｉの一部をＣｏ１０％以下で置換し、
Ｎｉ＋Ｃｏで３５％以上４５％以下とすることを特徴と
する請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度高靱性
低膨張合金線。 - 【請求項５】 Ｗ４．０％以下，Ｖ０．５％以下，Ｎｂ
０．５％以下の群より選ばれる一種もしくは二種以上の
元素を含有する請求項２ないし４のいずれかに記載の高
強度高靱性低膨張合金線。 - 【請求項６】 Ｂ０．０２％以下含むことを特徴とする
請求項２ないし５のいずれかに記載の高強度高靭性低熱
膨張合金線。 - 【請求項７】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金素材を熱間加工後、減
面率２０〜６０％の冷間加工した後、５５０〜８００℃
の回復処理を施し、次いで減面率６０〜９５％減面率の
冷間加工を加えて所定線径に仕上げた後に、４００〜６
５０℃の歪取焼鈍を行なうことを特徴とする高強度高靱
性低膨張合金線の製造方法。 - 【請求項８】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金素材を熱間加工後また
は熱間加工後の冷間加工の途中で１０１０〜１１５０℃
の温度で固溶化処理を行ない、その後減面率２０〜６０
％の冷間加工を加えてから５５０〜８００℃の回復処理
を施し、その後に減面率６０〜９５％の冷間加工を加え
て所定線径に仕上げ、ついで４００〜６５０℃の歪取焼
鈍を行なうことを特徴とする高強度高靱性低膨張合金線
の製造方法。 - 【請求項９】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金素材は、重量％でＣ
０．１％以上０．５％以下，Ｎｉ３５％以上４５％以
下、残部Ｆｅを基本成分に、Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ
１．０％以下，Ｍｏ４．０％以下含むことを特徴とする
請求項８に記載の高強度高靱性低膨張合金線の製造方
法。 - 【請求項１０】 Ｃｒを３．０％以下含むことを特徴と
する請求項９に記載の高強度高靭性低熱膨張合金線の製
造方法。 - 【請求項１１】 Ｎｉの一部をＣｏ１０％以下で置換
し、Ｎｉ＋Ｃｏで３５％以上４５％以下とすることを特
徴とする請求項９ないし１０のいずれかに記載の高強度
高靱性低膨張合金線の製造方法。 - 【請求項１２】 Ｗ４．０％以下，Ｖ０．５％以下，Ｎ
ｂ０．５％以下の群より選ばれる一種もしくは二種以上
の元素を含有する請求項９ないし１１のいずれかに記載
の高強度高靱性低膨張合金線の製造方法。 - 【請求項１３】 Ｂ０．０２％以下含むことを特徴とす
る請求項９ないし１２のいずれかに記載の高強度高靭性
低熱膨張合金線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23697894A JPH08100242A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 高強度高靭性低熱膨張合金線およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23697894A JPH08100242A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 高強度高靭性低熱膨張合金線およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08100242A true JPH08100242A (ja) | 1996-04-16 |
Family
ID=17008586
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23697894A Pending JPH08100242A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 高強度高靭性低熱膨張合金線およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08100242A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001021848A1 (de) * | 1999-09-17 | 2001-03-29 | Krupp Vdm Gmbh | Wärmeausdehnungsarme eisen-nickel-legierung mit besonderen mechanischen eigenschaften |
| WO2001092587A1 (fr) * | 2000-05-30 | 2001-12-06 | Imphy Ugine Precision | Alliage fe-ni durci pour la fabrication de grilles support de circuits integres et procede de fabrication |
| JP2003082439A (ja) * | 2001-09-13 | 2003-03-19 | Daido Steel Co Ltd | 強度，捻回特性に優れたインバー合金線及びその製造方法 |
| WO2004005565A1 (ja) * | 2001-01-05 | 2004-01-15 | Hitachi Metals, Ltd. | 高強度低熱膨張鋳物鋼 |
| US6846368B2 (en) | 2001-01-05 | 2005-01-25 | Hitachi Metals, Ltd. | Casting steel having high strength and low thermal expansion |
| JP2011523436A (ja) * | 2008-05-08 | 2011-08-11 | ティッセンクルップ ファオ デー エム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 鉄ニッケル合金 |
| CN112458374A (zh) * | 2020-10-26 | 2021-03-09 | 江苏新核合金科技有限公司 | 一种杜镁丝材料及其制备方法 |
-
1994
- 1994-09-30 JP JP23697894A patent/JPH08100242A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001021848A1 (de) * | 1999-09-17 | 2001-03-29 | Krupp Vdm Gmbh | Wärmeausdehnungsarme eisen-nickel-legierung mit besonderen mechanischen eigenschaften |
| JP2004500482A (ja) * | 1999-09-17 | 2004-01-08 | ティッセンクルップ ファオ デー エム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 特殊な機械的性質を有する熱膨張の少ない鉄−ニッケル合金 |
| US6692992B1 (en) | 2000-05-23 | 2004-02-17 | Imphy Ugine Precision | Hardened Fe-Ni alloy for the manufacture of integrated circuit leaderframes and manufacturing process |
| WO2001092587A1 (fr) * | 2000-05-30 | 2001-12-06 | Imphy Ugine Precision | Alliage fe-ni durci pour la fabrication de grilles support de circuits integres et procede de fabrication |
| FR2809747A1 (fr) * | 2000-05-30 | 2001-12-07 | Imphy Ugine Precision | Alliage fe-ni durci pour la fabrication de grilles support de circuits integres et procede de fabrication |
| WO2004005565A1 (ja) * | 2001-01-05 | 2004-01-15 | Hitachi Metals, Ltd. | 高強度低熱膨張鋳物鋼 |
| US6846368B2 (en) | 2001-01-05 | 2005-01-25 | Hitachi Metals, Ltd. | Casting steel having high strength and low thermal expansion |
| JP2003082439A (ja) * | 2001-09-13 | 2003-03-19 | Daido Steel Co Ltd | 強度，捻回特性に優れたインバー合金線及びその製造方法 |
| WO2003025239A1 (fr) * | 2001-09-13 | 2003-03-27 | Daido Tokushukou Kabushiki Kaisha | Fil en alliage invar presentant d'excellents caracteristiques de resistance et de torsion, procede de production de ce dernier |
| KR100910332B1 (ko) * | 2001-09-13 | 2009-07-31 | 스미토모 덴키 고교 가부시키가이샤 | 강도, 비틀림 특성이 우수한 인바 합금선 및 그 제조방법 |
| JP2011523436A (ja) * | 2008-05-08 | 2011-08-11 | ティッセンクルップ ファオ デー エム ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 鉄ニッケル合金 |
| CN112458374A (zh) * | 2020-10-26 | 2021-03-09 | 江苏新核合金科技有限公司 | 一种杜镁丝材料及其制备方法 |
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