JPS5877525A - 高強度低熱膨張合金の製造方法 - Google Patents
高強度低熱膨張合金の製造方法Info
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- JPS5877525A JPS5877525A JP56173832A JP17383281A JPS5877525A JP S5877525 A JPS5877525 A JP S5877525A JP 56173832 A JP56173832 A JP 56173832A JP 17383281 A JP17383281 A JP 17383281A JP S5877525 A JPS5877525 A JP S5877525A
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- JP
- Japan
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- alloy
- thermal expansion
- low
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Physics & Mathematics (AREA)
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
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】
本発明はＦｅ−Ｎｉ系低熱膨張合金、特に延性が優わ、
引張強さが１２０ＫＰ／−以−１−１室−／１１Ａから
３曲℃の温度までの平均熱膨張率が５ Ｘ ｌ 〇−’
／℃以下である高強度低熱膨張合金の製造方法Ｃ１関す
るものである。
引張強さが１２０ＫＰ／−以−１−１室−／１１Ａから
３曲℃の温度までの平均熱膨張率が５ Ｘ ｌ 〇−’
／℃以下である高強度低熱膨張合金の製造方法Ｃ１関す
るものである。
一般に金属及び合金は湛１ｕ″」−昇にシ１ゝ１、じて
体積が膨張Ｔる。この熱膨張率が太きいものけ温度変化
にともなう寸法変化が大きい。従って、計測機器や精密
機器の部品１′″−ｉｔ渇ＩＱ士、昇にともなう寸法変
化の小さい低熱膨張合金が月１いられている。従来低熱
膨張合金とＩ７てはＦｅ−３５ｗｔ％（以下単に％と記
載する）Ｎｉ糸のインバーが知られており、最も代表的
なインバーはＮｉ３６％、Ｃ００，１％、Ｍｎ０．２％
、ＳｉＯ，３％、残用口１’ｅからなる合金で、鈍し材
では引張強さ４６ＫＰ／１１１１１．室温から３００℃
の温Ｉｋまでの平均熱膨張率４９Ｘｌ （じ６／℃、硬
材では引張強さ６５Ｋｐ／ｍｉａ、室温から：（（１０
℃の温度までの平均熱膨張率２．７Ｘ１ （１−’／’
Ｃである。
体積が膨張Ｔる。この熱膨張率が太きいものけ温度変化
にともなう寸法変化が大きい。従って、計測機器や精密
機器の部品１′″−ｉｔ渇ＩＱ士、昇にともなう寸法変
化の小さい低熱膨張合金が月１いられている。従来低熱
膨張合金とＩ７てはＦｅ−３５ｗｔ％（以下単に％と記
載する）Ｎｉ糸のインバーが知られており、最も代表的
なインバーはＮｉ３６％、Ｃ００，１％、Ｍｎ０．２％
、ＳｉＯ，３％、残用口１’ｅからなる合金で、鈍し材
では引張強さ４６ＫＰ／１１１１１．室温から３００℃
の温Ｉｋまでの平均熱膨張率４９Ｘｌ （じ６／℃、硬
材では引張強さ６５Ｋｐ／ｍｉａ、室温から：（（１０
℃の温度までの平均熱膨張率２．７Ｘ１ （１−’／’
Ｃである。
このよう（二従米の低熱膨張合金は強度が不十分なため
、その用迩が制約さＪｌている。例えば銅芯アルミ撚線
（ＡＣ８Ｒ）の送電容量を増大させるため、送電時の温
ＩＭ−１ｎによる送電線の強度を減少させる方法が検討
さねている。その一つの方法と１．て銅芯に低熱膨張合
金を用いて弛度の紘少を図る試みがなさｈでいる。しか
しながら、前ｉｉ［”、インバーでは強度が劣るため実
現さｈでいない。因みに銅芯アルミ撚線の銅芯には引張
強さ１２０ＫＰ／−以上の強ＩＷが要求されている。
、その用迩が制約さＪｌている。例えば銅芯アルミ撚線
（ＡＣ８Ｒ）の送電容量を増大させるため、送電時の温
ＩＭ−１ｎによる送電線の強度を減少させる方法が検討
さねている。その一つの方法と１．て銅芯に低熱膨張合
金を用いて弛度の紘少を図る試みがなさｈでいる。しか
しながら、前ｉｉ［”、インバーでは強度が劣るため実
現さｈでいない。因みに銅芯アルミ撚線の銅芯には引張
強さ１２０ＫＰ／−以上の強ＩＷが要求されている。
本発明者等はこねに鑑み種々研究の結果、低弛度送電線
の芯線や精密機器の部品として使用できる引張強さ１２
０にシー以上、室温から３００℃の温度までの平均熱膨
張率が５Ｘｌ Ｏ−’／℃ｌ？、を下の烏強度低熱膨張
合金を開発し、これを提案した。
の芯線や精密機器の部品として使用できる引張強さ１２
０にシー以上、室温から３００℃の温度までの平均熱膨
張率が５Ｘｌ Ｏ−’／℃ｌ？、を下の烏強度低熱膨張
合金を開発し、これを提案した。
この合金はＮｉ又はＮＩと（コ０の合」が３８〜４６％
（但しＣｏ８％以下） 、 ＭＯｏ、５〜３．０％、Ｃ
ｒ Ｏ，１〜２１）’ｆａＣｏ、ｏｓ 〜０．５％、ｓ
ｓ Ｏ，１〜１．５％を含み、史＋ｚＭｎＱ、１〜１
０％又はＴｉ□、２％以下を含む、残部１（ｅからなる
高強度低熱膨張合金である。この合金は前記組成の合金
を溶解鋳造し、得られた鋳塊を熱間加工して荒引線とし
、こｈを９００〜１２（１０℃のｉＡ、１度で焼入れ又
は焼鈍した後、冷間加」二を加えて造られている。この
方法によれは引弓長強さ１２０Ｋｇ／−１平均熱膨張率
５ＸＩＯ”′６八以下のものが得らｈるが、延性が低い
ため、用途によっては延性の向」二が望まれている。
（但しＣｏ８％以下） 、 ＭＯｏ、５〜３．０％、Ｃ
ｒ Ｏ，１〜２１）’ｆａＣｏ、ｏｓ 〜０．５％、ｓ
ｓ Ｏ，１〜１．５％を含み、史＋ｚＭｎＱ、１〜１
０％又はＴｉ□、２％以下を含む、残部１（ｅからなる
高強度低熱膨張合金である。この合金は前記組成の合金
を溶解鋳造し、得られた鋳塊を熱間加工して荒引線とし
、こｈを９００〜１２（１０℃のｉＡ、１度で焼入れ又
は焼鈍した後、冷間加」二を加えて造られている。この
方法によれは引弓長強さ１２０Ｋｇ／−１平均熱膨張率
５ＸＩＯ”′６八以下のものが得らｈるが、延性が低い
ため、用途によっては延性の向」二が望まれている。
本発明者等はこのような要求に応じるため、更に検討を
車さねた結果、１−記合金の強１す″及び平均熱膨張率
を保持し、しかも延性を著しく向」−し得る高強度低熱
膨張合金の製造方法を開発［。
車さねた結果、１−記合金の強１す″及び平均熱膨張率
を保持し、しかも延性を著しく向」−し得る高強度低熱
膨張合金の製造方法を開発［。
たものである。
即ち、本発明の一つはへ１３８〜４６％、ＭＯ０５〜３
０％、Ｃｒｏ、ｔ 〜２．０％、Ｃ０（１５〜０．５
％、Ｓ ｉＯ，１〜１．５％を含み、Ｊ！ ｇｍ Ｍｎ
０．１〜１．０％父ハＴム０．２％以下ヲ含む、残部
Ｆｅからなる合金素材を６５０〜８５０℃の温度に加熱
した後急冷し、これに減面亭６０％以−Ｌの冷間加工を
加えることを特徴とＴるものである。
０％、Ｃｒｏ、ｔ 〜２．０％、Ｃ０（１５〜０．５
％、Ｓ ｉＯ，１〜１．５％を含み、Ｊ！ ｇｍ Ｍｎ
０．１〜１．０％父ハＴム０．２％以下ヲ含む、残部
Ｆｅからなる合金素材を６５０〜８５０℃の温度に加熱
した後急冷し、これに減面亭６０％以−Ｌの冷間加工を
加えることを特徴とＴるものである。
また本発明の他の一つは、ＮｉとＣＯの合計が３８〜４
６％、但しＣｏ３％、以下、ＭＯｏ、５〜３４０％、Ｃ
ｒ９．１〜２０％、０００５〜０．５％、８ｉＱ、１〜
１．５％を含み、更にＭｎＯ，１〜１．０％又は’ｒ
ｉ Ｏ，２％以下を含む、残部Ｆｅ力らなる合金素材を
６５０〜８５０℃の温度に加熱した後急冷し、これに減
面率６０％以上の冷間加工を加えることを特徴とするも
のである。
６％、但しＣｏ３％、以下、ＭＯｏ、５〜３４０％、Ｃ
ｒ９．１〜２０％、０００５〜０．５％、８ｉＱ、１〜
１．５％を含み、更にＭｎＯ，１〜１．０％又は’ｒ
ｉ Ｏ，２％以下を含む、残部Ｆｅ力らなる合金素材を
６５０〜８５０℃の温度に加熱した後急冷し、これに減
面率６０％以上の冷間加工を加えることを特徴とするも
のである。
本発明において合金素材のＮｉ含有量を３８〜４６％と
限定したのはＦｅ−Ｎｉ系低熱膨張合金と同様熱膨張率
がＮｉ含有量により変化し、平均熱膨張率を５ＸｌＯ’
／”Ｃ以下とするため（二は少なくともＮｉ ３８％以
−トとする必要があり、これよりＮｉが多くなるにつれ
て熱膨張は低下し、更に多くなると杓び増加し、Ｎｉ含
有量が４６％を越えると平均熱膨張率が５ Ｘ ｌ Ｏ
−’／’Ｃ以上となるためである。また本発明において
、Ｎｉ含有量の一部をＣＯに置き換えても、その合計量
が３８〜４６％であればＮｉ単独の場合と同様の熱膨張
特性を得ることができる。しかして、ＣＯ含有量を８％
以下と限定したのは、８％を越えると熱膨張率が高くな
り、平均熱膨張率を５ Ｘ １０”／’Ｃ以下に抑える
ことができなくなるためである。
限定したのはＦｅ−Ｎｉ系低熱膨張合金と同様熱膨張率
がＮｉ含有量により変化し、平均熱膨張率を５ＸｌＯ’
／”Ｃ以下とするため（二は少なくともＮｉ ３８％以
−トとする必要があり、これよりＮｉが多くなるにつれ
て熱膨張は低下し、更に多くなると杓び増加し、Ｎｉ含
有量が４６％を越えると平均熱膨張率が５ Ｘ ｌ Ｏ
−’／’Ｃ以上となるためである。また本発明において
、Ｎｉ含有量の一部をＣＯに置き換えても、その合計量
が３８〜４６％であればＮｉ単独の場合と同様の熱膨張
特性を得ることができる。しかして、ＣＯ含有量を８％
以下と限定したのは、８％を越えると熱膨張率が高くな
り、平均熱膨張率を５ Ｘ １０”／’Ｃ以下に抑える
ことができなくなるためである。
ＭＯ５Ｃｒ、８ｉ及びＣは合金の熱膨張率をあまり増−
５＝ 大せしめることなく合金を強化する元素で、特にＣは有
効に作用Ｔる。しかして、これ等元素の含有量をＦ記の
如く限定したのは何れも下限未満では効果があまり認め
られず、上限を越えると平均熱膨張率が５ Ｘ ｌ Ｏ
−’／℃以−１−となるためである。特にＣ含有量が下
限未満では合金の引張強さを１２０ＫＰ／ｍ−以上Ｔる
ことかできず、上函を越えると延性が低下し一加工が内
鋪となる。
５＝ 大せしめることなく合金を強化する元素で、特にＣは有
効に作用Ｔる。しかして、これ等元素の含有量をＦ記の
如く限定したのは何れも下限未満では効果があまり認め
られず、上限を越えると平均熱膨張率が５ Ｘ ｌ Ｏ
−’／℃以−１−となるためである。特にＣ含有量が下
限未満では合金の引張強さを１２０ＫＰ／ｍ−以上Ｔる
ことかできず、上函を越えると延性が低下し一加工が内
鋪となる。
Ｍｎ又はＴｉは合金の熱間加工性を改善Ｔる元素で、Ｍ
ｎ含有量又はＴｉ含含有を上Ａｔ”の如く限定したのは
、Ｍｎ含有量か下限未満では熱間加重にが国難となり、
上限を越えると平均熱膨張率が５ＸｌＯ””’／’ＣＢ
上となるためであり、またＴ４含有量が０．２％を越え
ると金属間化合物１１１ｉＣを生成し、合金の延性な低
下させるばかりか、固溶Ｃ量を低下させ、合金の強度を
低下させるためである。
ｎ含有量又はＴｉ含含有を上Ａｔ”の如く限定したのは
、Ｍｎ含有量か下限未満では熱間加重にが国難となり、
上限を越えると平均熱膨張率が５ＸｌＯ””’／’ＣＢ
上となるためであり、またＴ４含有量が０．２％を越え
ると金属間化合物１１１ｉＣを生成し、合金の延性な低
下させるばかりか、固溶Ｃ量を低下させ、合金の強度を
低下させるためである。
また本発明において上記組成範囲の合金素材を６５０〜
８５０℃の温度に加熱後急冷し、これに減面率６０％以
上の冷間加工を加えたの＃」、加熱 ６− 急冷（以下焼入れと記載する）により合金の延性を向上
させ、こねに減面率６０％以上の冷間加工を加えること
によ１）、強度及び低熱膨張率を改＝したものである。
８５０℃の温度に加熱後急冷し、これに減面率６０％以
上の冷間加工を加えたの＃」、加熱 ６− 急冷（以下焼入れと記載する）により合金の延性を向上
させ、こねに減面率６０％以上の冷間加工を加えること
によ１）、強度及び低熱膨張率を改＝したものである。
この合金素材４６５０〜８５０℃の温度より焼入ねする
と合金マトリックス中に第２相が析出し、合金の強度及
び低熱膨張率を損なうことｔｒ＜、延性を向上Ｔる。し
かして、加熱濡Ｉ七が６５０’Ｃ未満でも８５０℃を越
えても第２相の析出は生せす、合金の延性は改善されな
い。尚、焼入ｌ）ｌＴる合金素材としては鋳塊、熱間加
工１或いは冷間加工相でもよい。このようにして合金素
材を焼入わし、こわにリム面率６０％１）Ｊ−１−のｎ
曲加工を加えると、引張強さ１２０にシー以上、室７Ｉ
ＩＩ’＋から３ （１０’Ｃの温度までの平均熱膨張率
が５ Ｘ １０−’／℃以丁の合金を得ることができる
。しかして、冷間加工における減面率が６０％未満では
合金の強度及び低熱膨張率は改善されｔＩい。
と合金マトリックス中に第２相が析出し、合金の強度及
び低熱膨張率を損なうことｔｒ＜、延性を向上Ｔる。し
かして、加熱濡Ｉ七が６５０’Ｃ未満でも８５０℃を越
えても第２相の析出は生せす、合金の延性は改善されな
い。尚、焼入ｌ）ｌＴる合金素材としては鋳塊、熱間加
工１或いは冷間加工相でもよい。このようにして合金素
材を焼入わし、こわにリム面率６０％１）Ｊ−１−のｎ
曲加工を加えると、引張強さ１２０にシー以上、室７Ｉ
ＩＩ’＋から３ （１０’Ｃの温度までの平均熱膨張率
が５ Ｘ １０−’／℃以丁の合金を得ることができる
。しかして、冷間加工における減面率が６０％未満では
合金の強度及び低熱膨張率は改善されｔＩい。
以下、本発明を実施（夕１１について説明する。
第１表に示す組成の合金を真空中で溶解鋳造し、得られ
た鋳塊を約１１００℃の温度で熱間鍛造１７、直径６０
關の丸棒とした。これを約１１（１０℃の温度で熱間圧
延し、面径１０１１１１の荒引線とした後、種々の１Ｑ
Ｊｆに２時間加熱１７、水焼入１．た。これを伸線加工
にまり減面率加工を行ｌ「−って線）」に仕−１−げた
。
た鋳塊を約１１００℃の温度で熱間鍛造１７、直径６０
關の丸棒とした。これを約１１（１０℃の温度で熱間圧
延し、面径１０１１１１の荒引線とした後、種々の１Ｑ
Ｊｆに２時間加熱１７、水焼入１．た。これを伸線加工
にまり減面率加工を行ｌ「−って線）」に仕−１−げた
。
これ等の線ＩＡについて、引張強さ、熱膨張率及び捻回
値を測定した。これ等の結果を第２表に示す。尚、捻回
値β線径の１００倍の長さで、破断Ｔるまでの捻回回数
を求めた。
値を測定した。これ等の結果を第２表に示す。尚、捻回
値β線径の１００倍の長さで、破断Ｔるまでの捻回回数
を求めた。
第１表
第２表
９−
第１表及び第２表から明らかなように、本発明方法／１
６１〜１５及び比較方法Ａ１７〜２２で製造ｔ、た線材
は何ねも引張強さ１２０Ｋｙ／ｒｎ−以し、堅調から３
（ｌ Ｏ”Ｃの温度までの平均熱膨張率５ｎｘ１ｏ
）（（２以−ドのものが得らハるが、焼入れ扁ｔｖが６
５０〜８５０℃である本発明方法によるものは捻回値が
高いの（二対１７、焼入わ温度が６５０〜８５０℃の範
囲から外わる比軟方法によるものは捻回値が著しく低下
しているのが判る。
６１〜１５及び比較方法Ａ１７〜２２で製造ｔ、た線材
は何ねも引張強さ１２０Ｋｙ／ｒｎ−以し、堅調から３
（ｌ Ｏ”Ｃの温度までの平均熱膨張率５ｎｘ１ｏ
）（（２以−ドのものが得らハるが、焼入れ扁ｔｖが６
５０〜８５０℃である本発明方法によるものは捻回値が
高いの（二対１７、焼入わ温度が６５０〜８５０℃の範
囲から外わる比軟方法によるものは捻回値が著しく低下
しているのが判る。
また焼入混用″が７５０℃、鮎血牟が９０％でもＮｉ含
有量が少ない合金１）を用いた比較方法／１６］６及び
デーダーは省略したがＮｉ含有鼠の多い合金或いは（シ
０含有量が多い合金では何れも平均熱膨張率を５ Ｘ
１０’−’／”ＣＰｉ下とすることができず、またＲＪ
ｏ、（２ｒ、 Ｃ，Ｓ ｉ等の何わかが一ト限未満では
充分な強度が得られす、上限を越えると平均熱膨張率を
５ＸｌＯ−６／℃以下とすることができなかった。
有量が少ない合金１）を用いた比較方法／１６］６及び
デーダーは省略したがＮｉ含有鼠の多い合金或いは（シ
０含有量が多い合金では何れも平均熱膨張率を５ Ｘ
１０’−’／”ＣＰｉ下とすることができず、またＲＪ
ｏ、（２ｒ、 Ｃ，Ｓ ｉ等の何わかが一ト限未満では
充分な強度が得られす、上限を越えると平均熱膨張率を
５ＸｌＯ−６／℃以下とすることができなかった。
尚、Ｍｎ又はＴｉを添加しない合金では熱間鍛造割れを
起し、線月な得ることができなかった。
起し、線月な得ることができなかった。
また合金組成が本発明方法の範囲内であって、 １０−
焼入温度が７５０℃であっても、その後の酵面率が５５
％と低い比較方法Ａ２３〜２４では捻回値が優わていて
も強度が著しく低ドＩ７ているのが判る。
％と低い比較方法Ａ２３〜２４では捻回値が優わていて
も強度が著しく低ドＩ７ているのが判る。
以」−１線相の実施例について説明したが、４）ｙ祠や
その他の１料に適用しても同様の結果が得られるもので
ある。
その他の１料に適用しても同様の結果が得られるもので
ある。
このように、本発明によれば延性が作Ｊまた凸強１ｕ−
低熱膨張合金が得らねるもの“Ｃ，延性、高強１ｕ−及
び低熱膨弛を必要とＴる精密機器の部品や低弛度送電線
の芯線等の各柚用述に使月ｌ Ｌ、、顕著な効果を奏−
［るものであＺ）。
低熱膨張合金が得らねるもの“Ｃ，延性、高強１ｕ−及
び低熱膨弛を必要とＴる精密機器の部品や低弛度送電線
の芯線等の各柚用述に使月ｌ Ｌ、、顕著な効果を奏−
［るものであＺ）。
１１ −
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （ＩＩ Ｎ ＋ ３８〜４６ｗ １％、Ｍｏ Ｏ，５
〜３．Ｏｗ ｔ％１．Ｃｒ０７１〜２（ｌ Ｗ １％、
Ｃ００５〜Ｑ、５ｗｔ％、８ｉ０．ｔ〜ｌ、５ｗｔ％を
含み更に八４ｎＯ，１〜］、Ｑｗｔ％又はＴｉ０．２ｗ
ｔ％以下を含む、残部Ｆｅからなる合余素祠を６５０〜
８５０℃の温度に加熱した後、急冷し、これに減面率６
０％句上の冷間加工を加えることを特徴とする高強度低
熱膨張合金の製造方法。 （２１ＮｉとＣＯの合ｄ１か３８〜４６ｗｔ％、世しＣ
０８ｗｔ％以下、ＭＯ０，５〜３．（１ｗ １％、Ｃｒ
Ｏ，１〜２．０ Ｗ １％、Ｃ０１０５〜０．５ｗｔ
％、８ｉ０．１〜１．５ｗｔ％を含み、史にＭｎ０１〜
１、（ｌＷｔ ％又）１１’ ｉ ０．２Ｗ １％以下
を含む残部Ｆｅからなる合金累祠を６５０〜８５０℃の
温度に加熱した後、急冷し、これに温面率６０％以上の
冷間加工を加えることを特徴とする筒強ｌ虻低黙膨張合
金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56173832A JPS5877525A (ja) | 1981-10-30 | 1981-10-30 | 高強度低熱膨張合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56173832A JPS5877525A (ja) | 1981-10-30 | 1981-10-30 | 高強度低熱膨張合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5877525A true JPS5877525A (ja) | 1983-05-10 |
Family
ID=15967977
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56173832A Pending JPS5877525A (ja) | 1981-10-30 | 1981-10-30 | 高強度低熱膨張合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5877525A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5639317A (en) * | 1995-01-23 | 1997-06-17 | Daido Steel Co. Ltd. | High strength, low thermal expansion alloy wire and method of making the wire |
-
1981
- 1981-10-30 JP JP56173832A patent/JPS5877525A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5639317A (en) * | 1995-01-23 | 1997-06-17 | Daido Steel Co. Ltd. | High strength, low thermal expansion alloy wire and method of making the wire |
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