JPS6059050A - 分散強化恒弾性合金 - Google Patents
分散強化恒弾性合金Info
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- JPS6059050A JPS6059050A JP16646183A JP16646183A JPS6059050A JP S6059050 A JPS6059050 A JP S6059050A JP 16646183 A JP16646183 A JP 16646183A JP 16646183 A JP16646183 A JP 16646183A JP S6059050 A JPS6059050 A JP S6059050A
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- Japan
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- low thermal
- constant
- dispersoid
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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】
〔発明の技術分野〕
本発明は精密機器を中心に応用される、弾性率の温度依
存性が極めて少ない析出硬化型恒弾性合金に関するもの
である。
存性が極めて少ない析出硬化型恒弾性合金に関するもの
である。
一般に恒弾性合金はトルク指示計、時計々測器用ぜんま
い等の精密部品、精密ベロー、絶対圧力計、流量計、工
業用圧力計、ブルドン管等の精密構造部品、ちるいは音
叉音片、発振器等の振動体材料力ど温度変化による弾性
率の変化をきらう機器の材料として広く利用されている
。
い等の精密部品、精密ベロー、絶対圧力計、流量計、工
業用圧力計、ブルドン管等の精密構造部品、ちるいは音
叉音片、発振器等の振動体材料力ど温度変化による弾性
率の変化をきらう機器の材料として広く利用されている
。
従来、このような恒弾性合金としてはＦｅ−Ｎｉ系のエ
リンバ−合金が著名であるが、この材料は冷間加工状態
で使わなければならず、しかも冷間加工条件が、恒弾性
特性や機械的特性に大きく影響するため、近年はＦｅ−
Ｎｉ−Ｃｒ−Ｔｉ −Ａｔ 系の析出型の恒弾性合金が
多く利用されるようになってきた。
リンバ−合金が著名であるが、この材料は冷間加工状態
で使わなければならず、しかも冷間加工条件が、恒弾性
特性や機械的特性に大きく影響するため、近年はＦｅ−
Ｎｉ−Ｃｒ−Ｔｉ −Ａｔ 系の析出型の恒弾性合金が
多く利用されるようになってきた。
この析出型の恒弾性合金は、冷間加工と熱処理条件を選
定することにより、恒弾性特性を評価する一つの指標で
ある熱弾性係数全比較的容易に零にすることが可能であ
ると共に、強度的にも優れた特性を示すものである。し
かしながら、この析出型恒弾性合金の恒弾性特性は、通
常７０〜８０℃程度までしか、その特性を保持できず、
高温領域で使用する場合に大きな限界があり、その応用
範囲も限られていた。
定することにより、恒弾性特性を評価する一つの指標で
ある熱弾性係数全比較的容易に零にすることが可能であ
ると共に、強度的にも優れた特性を示すものである。し
かしながら、この析出型恒弾性合金の恒弾性特性は、通
常７０〜８０℃程度までしか、その特性を保持できず、
高温領域で使用する場合に大きな限界があり、その応用
範囲も限られていた。
さらに、恒弾性合金の熱膨張係数は８〜ｌ０ＸＩＯ−’
〔ｌ／′ｃ〕程度で一般のステンレス鋼と比較すると小
さな値であるが、精密機器への応用を考えると、出来る
だけ小さな値′であることが好ましい。
〔ｌ／′ｃ〕程度で一般のステンレス鋼と比較すると小
さな値であるが、精密機器への応用を考えると、出来る
だけ小さな値′であることが好ましい。
本発明は、かかる点に鑑みなされたもので、恒弾性特性
全１４０℃以上まで、大ｒｉＪに向上させると共に、強
度的にも従来の析出強化型合金と同等以上の優れた特性
を有し、さらに低熱膨張特性を合せ持つ、恒弾性合金を
提供するものである。
全１４０℃以上まで、大ｒｉＪに向上させると共に、強
度的にも従来の析出強化型合金と同等以上の優れた特性
を有し、さらに低熱膨張特性を合せ持つ、恒弾性合金を
提供するものである。
本発明の恒弾性合金は重唱１％でニッケル（Ｎｉ）４０
．５−５３．０ ％、クロム（Ｃｒ） ４．９〜５．７
５％、チタン（Ｔｉ）１．５〜２．５％、低熱膨張特性
を有する分散’Ｊｊ Ｏ，５〜ｉ ｏ、ｏ％、残部鉄（
Ｆｅ）とμｆ」随的不純物よりなることを特徴とするも
のである。
．５−５３．０ ％、クロム（Ｃｒ） ４．９〜５．７
５％、チタン（Ｔｉ）１．５〜２．５％、低熱膨張特性
を有する分散’Ｊｊ Ｏ，５〜ｉ ｏ、ｏ％、残部鉄（
Ｆｅ）とμｆ」随的不純物よりなることを特徴とするも
のである。
次に本発明合金を構成する各成分の添加理由およびその
添加量の限定理由について説明する。
添加量の限定理由について説明する。
ニッケルは恒弾性特性を維持するために最も効果的な元
素であり、その添加量が４０．５％未満および５３．０
チ會越えると、有効な恒弾性特性が得られない。
素であり、その添加量が４０．５％未満および５３．０
チ會越えると、有効な恒弾性特性が得られない。
クロムはニッケルと同様に恒弾性特性を維持するために
有効な元素で、その添加量が４．９％未満および５．７
５チを越えると十分な恒弾性特性が得られない。
有効な元素で、その添加量が４．９％未満および５．７
５チを越えると十分な恒弾性特性が得られない。
チタンは時効処理により析出して合金強度を向上させる
のに有効な元素でアリ、その添加量が１．５チ未満では
十分な強度が得られず、また２、５チを越えると、恒弾
性特性の劣化をもたらす。
のに有効な元素でアリ、その添加量が１．５チ未満では
十分な強度が得られず、また２、５チを越えると、恒弾
性特性の劣化をもたらす。
分散質は強度向上に最も有効な作用をな踵０？５チ未満
では、その効果が不充分であり、１０．０％を越えると
合金の延性が低下する。一方、熱膨張率は、分散質の量
の増大と共に、減少する傾向を示す。この分散質の材料
としては、ＡＦｅ２．ＡＣｏ２ ｆ基本とする低熱膨張
特性を有するラベース相などが挙げられる。
では、その効果が不充分であり、１０．０％を越えると
合金の延性が低下する。一方、熱膨張率は、分散質の量
の増大と共に、減少する傾向を示す。この分散質の材料
としては、ＡＦｅ２．ＡＣｏ２ ｆ基本とする低熱膨張
特性を有するラベース相などが挙げられる。
次に、本発明合金の製造方法について、簡単に説明する
と、各合金成分、および合金粉末會所足の比率で混合し
、粉末冶金法によりインゴットを製造した後、これを熱
間加工して板厚を薄くし、更に冷間加工を行って所定の
板厚に形成し、しかる後、時効処理を施して製造される
。この場合、冷間加工は加工率１０％〜９０チの範囲で
施され、時効処理条件としては、例えば２００〜７５０
℃で０．１〜１００時間の加熱を行う。
と、各合金成分、および合金粉末會所足の比率で混合し
、粉末冶金法によりインゴットを製造した後、これを熱
間加工して板厚を薄くし、更に冷間加工を行って所定の
板厚に形成し、しかる後、時効処理を施して製造される
。この場合、冷間加工は加工率１０％〜９０チの範囲で
施され、時効処理条件としては、例えば２００〜７５０
℃で０．１〜１００時間の加熱を行う。
（実施例）
合金成分として第１表の実施例−１に示すように４６．
２Ｓ Ｎｉ−５，２１Ｃｒ−１，６％Ｔｉ−（白Ｎｂ、
２） Ｆｅｗ ８．Ｏ％残部Ｆｅ ｋ主要組成とする合
金を粉末冶金手法を用いてインボラトラ製造した。詳し
くはＮｉ−Ｃｒ−Ｔｉ−Ｆｅよシなる母合金の１４５メ
ツシユアンダーの粉末と（Ｚｒ、ｓＮｂ、２） Ｆｅｚ
の４００メツシユアンダーの粉末を混合し、真空中で焼
結しインボラトラ得た。
２Ｓ Ｎｉ−５，２１Ｃｒ−１，６％Ｔｉ−（白Ｎｂ、
２） Ｆｅｗ ８．Ｏ％残部Ｆｅ ｋ主要組成とする合
金を粉末冶金手法を用いてインボラトラ製造した。詳し
くはＮｉ−Ｃｒ−Ｔｉ−Ｆｅよシなる母合金の１４５メ
ツシユアンダーの粉末と（Ｚｒ、ｓＮｂ、２） Ｆｅｚ
の４００メツシユアンダーの粉末を混合し、真空中で焼
結しインボラトラ得た。
得られたインボラトラ熱間加工して厚さ２簡の板材とし
た。この板材を更に１０００℃×１時間、加熱保持後、
水焼入れを行い、次いで５０％の冷間圧延全行って厚さ
ｌ■とじた。
た。この板材を更に１０００℃×１時間、加熱保持後、
水焼入れを行い、次いで５０％の冷間圧延全行って厚さ
ｌ■とじた。
得られた板材を試験素材として５５０℃×２時間の時効
処理後、恒弾性特性と引張強さを測定した。
処理後、恒弾性特性と引張強さを測定した。
恒弾性特性は、熱弾性係数を用いて評価し、測定は１刈
０Ｘ１００＋ｍに切り出した試験片の固有振動数（横振
動法）の周波数の温度依存性で評価した。この測定値よ
り弾性率（ヤング率Ｅ）をめ、温度による変化状態を第
１図に曲線ａで示した。
０Ｘ１００＋ｍに切り出した試験片の固有振動数（横振
動法）の周波数の温度依存性で評価した。この測定値よ
り弾性率（ヤング率Ｅ）をめ、温度による変化状態を第
１図に曲線ａで示した。
また、弾性率の温度変化依存性（変化率）を８１熱膨張
係数の温度依存性（変化率）をαとすると、熱弾性係数
＝ｅ＋αで表わされる。この熱弾性係数は恒弾性特性を
評価する指標として用いられ、これが零に近い程、恒弾
性特性に優れているが、本実施例では、この熱弾性係数
が常温（２０℃）から１５０℃の間で７ＸＩＯ−’と極
めて近い値を得ることが出来た。
係数の温度依存性（変化率）をαとすると、熱弾性係数
＝ｅ＋αで表わされる。この熱弾性係数は恒弾性特性を
評価する指標として用いられ、これが零に近い程、恒弾
性特性に優れているが、本実施例では、この熱弾性係数
が常温（２０℃）から１５０℃の間で７ＸＩＯ−’と極
めて近い値を得ることが出来た。
さらに、第１表の実施例１．２および３に示す組成の合
金全上記実施例１と同様の方法で製造し、得られた板材
から試験片を切り出して、この恒弾性特性温度範囲を測
定し、合せて引張強度と線熱膨張率を測定した。
金全上記実施例１と同様の方法で製造し、得られた板材
から試験片を切り出して、この恒弾性特性温度範囲を測
定し、合せて引張強度と線熱膨張率を測定した。
以上、実施例−１から−３に示す通り、恒弾性特性を示
す温度範囲の高温側は１４０℃以上であり、従来機に比
べ、著しく改善されている。一方、強度レベルも従来機
と同等か、それ以上であり、線熱膨張係数も、低膨張の
分散質の効果で低い値を示している。
す温度範囲の高温側は１４０℃以上であり、従来機に比
べ、著しく改善されている。一方、強度レベルも従来機
と同等か、それ以上であり、線熱膨張係数も、低膨張の
分散質の効果で低い値を示している。
（比較例）
次に、第１表に示す、比較例１および２に関し実施例と
同様な製造法により、試験片を作製し、同じ評価を試み
た。比較例−１は分散質がｌＯチを越えるものであるが
、冷間加工行程で微細なりラックの発生が生じた。加工
性の点から間朗がある。
同様な製造法により、試験片を作製し、同じ評価を試み
た。比較例−１は分散質がｌＯチを越えるものであるが
、冷間加工行程で微細なりラックの発生が生じた。加工
性の点から間朗がある。
比較例−２は分散質が０．３％と少なく、充分な分散強
化がなされない。
化がなされない。
（従来例）
第１表の従来例はＦｅ−Ｎｉ系の析出型恒弾性合金（市
販品）についても、同様に恒弾性特性温度範囲、引張強
さ、および線熱膨張率全測定した。
販品）についても、同様に恒弾性特性温度範囲、引張強
さ、および線熱膨張率全測定した。
これらの測定結果は第１表に示す。また、弾性率の温度
依存性は第１図に曲線すで示す通りであった。
依存性は第１図に曲線すで示す通りであった。
第 １ 表
注１＝常温（２０℃）から熱弾性係数が±２０ＸＬＯ−
’〔ｌ／′Ｃ〕に入る上限温度を示す 注２：測定出米なかった。
’〔ｌ／′Ｃ〕に入る上限温度を示す 注２：測定出米なかった。
注３：常温（２０℃）から１５０℃までの平均値で示す
０ 〔発明の効果〕 第１表の結果から明らかな如く、本発明に係わる分散強
化型恒弾性合金によれば、従来の析出強化型恒弾性合金
は、その恒弾性を示す温度範囲が高々８０℃程度であっ
たものを、１４０℃以上まで向上させ、しかも従来合金
と同等以上の引張強度を有している。
０ 〔発明の効果〕 第１表の結果から明らかな如く、本発明に係わる分散強
化型恒弾性合金によれば、従来の析出強化型恒弾性合金
は、その恒弾性を示す温度範囲が高々８０℃程度であっ
たものを、１４０℃以上まで向上させ、しかも従来合金
と同等以上の引張強度を有している。
さらに、低熱膨張特性全有する分散質を用いているため
、合金の熱膨張係数も低い値をとる。この様な特徴を有
する恒弾性合金は、その応用範囲を飛紹的に拡大するこ
とが出来る。
、合金の熱膨張係数も低い値をとる。この様な特徴を有
する恒弾性合金は、その応用範囲を飛紹的に拡大するこ
とが出来る。
第１図は本発明合金と従来合金の弾性率の温度変化依存
性を示すグラフである。
性を示すグラフである。
Claims (1)
- （１）重量％でニッケル（Ｎｉ） ４０．５〜５３．０
％、クロム（Ｃｒ） ４．９−５．７５％、チタン（Ｔ
’ｉ） １．５−２．５％、低熱膨張特性を有する分散
質０．５〜１０．０％、残部鉄（Ｆｅ）と附随的不純物
よりなる事を特徴とする分散強化恒弾性合金。 （２、特許請求の範囲第１項において分散質としてラー
ベス相からなる分散質を用いた事を特徴とする分散強化
恒弾性合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16646183A JPH066772B2 (ja) | 1983-09-12 | 1983-09-12 | 分散強化恒弾性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16646183A JPH066772B2 (ja) | 1983-09-12 | 1983-09-12 | 分散強化恒弾性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6059050A true JPS6059050A (ja) | 1985-04-05 |
| JPH066772B2 JPH066772B2 (ja) | 1994-01-26 |
Family
ID=15831826
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16646183A Expired - Lifetime JPH066772B2 (ja) | 1983-09-12 | 1983-09-12 | 分散強化恒弾性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH066772B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05214494A (ja) * | 1992-01-30 | 1993-08-24 | Kobe Steel Ltd | Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ合金 |
| EP2840154A1 (de) * | 2013-08-21 | 2015-02-25 | MTU Aero Engines GmbH | Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus und mit Laves-Phasen |
| CN120443058A (zh) * | 2025-07-10 | 2025-08-08 | 北京科技大学 | 具有高强度低膨胀Laves相金属间化合物制备和应用 |
-
1983
- 1983-09-12 JP JP16646183A patent/JPH066772B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05214494A (ja) * | 1992-01-30 | 1993-08-24 | Kobe Steel Ltd | Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ合金 |
| EP2840154A1 (de) * | 2013-08-21 | 2015-02-25 | MTU Aero Engines GmbH | Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus und mit Laves-Phasen |
| CN120443058A (zh) * | 2025-07-10 | 2025-08-08 | 北京科技大学 | 具有高强度低膨胀Laves相金属间化合物制备和应用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH066772B2 (ja) | 1994-01-26 |
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