CN110546292A - 高强度低热膨胀合金线 - Google Patents

高强度低热膨胀合金线 Download PDF

Info

Publication number
CN110546292A
CN110546292A CN201880026074.9A CN201880026074A CN110546292A CN 110546292 A CN110546292 A CN 110546292A CN 201880026074 A CN201880026074 A CN 201880026074A CN 110546292 A CN110546292 A CN 110546292A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
alloy wire
thermal expansion
strength low
based composite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201880026074.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110546292B (zh
Inventor
细田孝
中间一夫
松冈知哉
草刈美里
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sanyo Special Steel Co Ltd
Sumitomo Electric Industries Ltd
Original Assignee
Sanyo Special Steel Co Ltd
Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sanyo Special Steel Co Ltd, Sumitomo Electric Industries Ltd filed Critical Sanyo Special Steel Co Ltd
Publication of CN110546292A publication Critical patent/CN110546292A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110546292B publication Critical patent/CN110546292B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

本发明的目的是提供一种合金线，其为具有作为高强度低热膨胀合金线而必须的特性的合金线，在制造合金线时，在用于获得期望硬度的热处理中能够使用宽范围的条件，为了实现所述目的而提供下述高强度低热膨胀合金线，其为具有规定的合金组成和内部存在(Mo，V)C系复合碳化物的晶粒的高强度低热膨胀合金线，将上述合金线中所含的Mo、V和C的量分别记作[Mo]、[V]和[C]时，([Mo]+2.8[V])/[C]的值为9.6以上且21.7以下，将上述(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量分别记作{Mo}和{V}时，{Mo}/{V}的值为0.2以上且4.0以下。

Description

高强度低热膨胀合金线
相关申请的相互援引
本申请基于2017年4月19日提交的日本申请、即特愿2017-083035而要求优先权，并将它们的公开内容整体作为参照而援引至本说明书中。
技术领域
本发明涉及期望避免由热膨胀导致的尺寸和形状变化，在使用中有可能升温的低弛度输电线的芯线用材料、精密机械部件用线材等所使用的高强度低热膨胀合金线和高强度低热膨胀被覆合金线。
背景技术
以往已知各种高强度低热膨胀合金线。例如，专利文献1(日本特开平7-228947号公报)公开了一种高强度低热膨胀合金线，其特征在于，以重量比计含有C：0.1～0.4％、Si：0.2～1.5％、Mn：0.1～1.5％、Ni：33～42％、Co：5.0％以下、Cr：0.75～3.0％、V：0.2～3.0％、B：0.003％以下、O：0.003％以下、Al：0.1％以下、Mg：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Ca：0.1％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且具有1.0％≤V+Cr≤5.0％的关系。
此外，专利文献2(日本特开2002-256395号公报)公开了一种扭转特性优异的高强度低热膨胀合金线，其特征在于，以质量％计含有C：0.1～0.4％、V：超过0.5％且为3.0％以下、Ni：25～50％，满足2≤V/C≤9，余量由Fe和不可避免的杂质构成。专利文献2公开了高强度低热膨胀合金线可以含有合计为5％以下的Al、Mo、Ti、Nb、Ta、Zr、Hf、W、Cu中的1种或2种以上。
此外，专利文献3(日本特开2003-82439号公报)公开了一种强度、扭转特性优异的殷钢合金线，其特征在于，其具有以重量％计为C：0.20～0.40％、Si：≤0.8％、Mn：≤1.0％、P：≤0.050％、S：≤0.015％、Cu：≤1.0％、Ni：35～40％、Cr：≤0.5％、Mo：1.5～6.0％、V：0.05～1.0％、O：≤0.015％、N：≤0.03％、Mo/V≥1.0、且(0.3Mo+V)≥4C、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，20～230℃和230～290℃的平均线热膨胀系数分别为3.7×10-6以下、10.8×10-6以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7-228947号公报
专利文献2：日本特开2002-256395号公报
专利文献3：日本特开2003-82439号公报
发明内容
发明要解决的课题
专利文献1～3所公开那样的现有的高强度低热膨胀合金线通过时效热处理而使其析出硬化，从而实现高硬度化，但时效热处理的最佳条件(温度和该温度的保持时间)的范围、例如对于获得最大硬度而言最佳的条件的范围狭窄，因此难以获得期望的硬度。
因而，本发明的目的在于，提供一种合金线，其为具有作为高强度低热膨胀合金线而必须的特性(例如高强度、高扭转次数、良好的延性、低热膨胀率等)的合金线，在制造合金线时，在用于获得期望硬度的热处理中能够使用宽范围的条件。
用于解决课题的手段
本发明人等发现：通过适当地控制合金线的组成、晶粒内存在的碳化物的组成、晶粒内存在的碳化物的分散状态等，能够实现具有作为高强度低热膨胀合金线而必须的特性(例如高强度、高扭转次数、良好的延性、低热膨胀率等)的合金线，且在制造该合金线时，在用于获得期望硬度的热处理中能够使用宽范围的条件，从而完成了本发明。
本发明提供以下的高强度低热膨胀合金线和高强度低热膨胀被覆合金线。
(1)一种高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含C：0.1％以上且0.4％以下、Si：0.1％以上且2.0％以下、Mn：超过0％且为2.0％以下、Ni：25％以上且40％以下、V：0.5％以上且3.0％以下、Mo：0.4％以上且1.9％以下、Cr：0％以上且3.0％以下、Co：0％以上且3.0％以下、B：0％以上且0.05％以下、Ca：0％以上且0.05％以下、Mg：0％以上且0.05％以下、Al：0％以上且1.5％以下、Ti：0％以上且1.5％以下、Nb：0％以上且1.5％以下、Zr：0％以上且1.5％以下、Hf：0％以上且1.5％以下、Ta：0％以上且1.5％以下、W：0％以上且1.5％以下、Cu：0％以上且1.5％以下、O：0％以上且0.005％以下、以及N：0％以上且0.03％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
上述合金线的晶粒内存在包含Mo和V这两者的(Mo，V)C系复合碳化物，
将上述合金线中所含的Mo、V和C的量分别记作[Mo]、[V]和[C]时，([Mo]+2.8[V])/[C]的值为9.6以上且21.7以下，
将上述(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量分别记作{Mo}和{V}时，{Mo}/{V}的值为0.2以上且4.0以下。
(2)根据(1)所述的高强度低热膨胀合金线，其中，在上述晶粒中，上述(Mo，V)C系复合碳化物的密度为10个/μm2以上，且直径为150nm以下的上述(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于上述(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例为50％以上。
(3)根据(1)或(2)所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为3.0％以下的Cr，
将上述合金线中所含的Mo、V和Cr的量分别记作[Mo]、[V]和[Cr]时，([Mo]+[V])/[Cr]的值为1.2以上。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为3.0％以下的Co，
将上述合金线中所含的Co和Ni的量分别记作[Co]和[Ni]时，[Co]+[Ni]为35％以上且40％以下。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为0.05％以下的B、超过0％且为0.05％以下的Ca和超过0％且为0.05％以下的Mg中的1种或2种以上。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为1.5％以下的Al、超过0％且为1.5％以下的Ti、超过0％且为1.5％以下的Nb、超过0％且为1.5％以下的Zr、超过0％且为1.5％以下的Hf、超过0％且为1.5％以下的Ta、超过0％且为1.5％以下的W和超过0％且为1.5％以下的Cu中的1种或2种以上。
(7)根据(1)～(6)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计算包含超过0％且为0.03％以下的N。
(8)根据(1)～(7)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其抗拉强度为1400MPa以上。
(9)根据(1)～(8)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其中，以上述合金线的最终线径的100倍的标距测定的扭转次数为20次以上。
(10)根据(1)～(9)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其伸长率为0.8％以上。
(11)根据(1)～(10)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其中，15℃至100℃的2点间的平均线热膨胀系数为3×10-6/℃以下(15～100℃)、15℃至230℃的2点间的平均线热膨胀系数为4×10-6/℃以下(15～230℃)、100℃至240℃的2点间的平均线热膨胀系数为4×10-6/℃以下(100～240℃)、且230℃至290℃的2点间的平均线热膨胀系数为11×10-6/℃以下(230～290℃)。
(12)一种高强度低热膨胀被覆合金线，其具备(1)～(11)中任一项所述的高强度低热膨胀合金线、以及在上述高强度低热膨胀合金线的表面形成的Al被覆层或Zn被覆层。
发明的效果
通过本发明，提供具有作为高强度低热膨胀合金线而必须的特性(例如高强度、高扭转次数、良好的延性、低热膨胀率等)，且在制造合金线时在用于获得期望硬度的热处理中能够使用宽范围的条件的合金线和被覆合金线。本发明的合金线和被覆合金线作为期望避免由热膨胀导致的尺寸和形状变化，且在使用中有可能升温的低弛度输电线的芯线用材料、精密机械部件用线材等所使用的高强度低热膨胀合金线是有用的。
附图说明
图1是表示将加热时间固定为6小时并使加热温度在610～650℃之间变化而进行时效热处理时的、将横轴设为时效温度且将纵轴设为抗拉强度的曲线的一例的示意图。
图2是表示将加热温度固定为650℃并使加热时间在30分钟～9小时之间发生变化而进行时效热处理时的、将横轴设为时效温度且将纵轴设为抗拉强度的曲线的一例的示意图。
具体实施方式
<合金线的组成>
以下，针对本发明的合金线的组成进行说明。需要说明的是，在本说明书中，“％”除了另行规定的情况之外是指质量％。
C：0.1％以上且0.4％以下
C是本发明的合金线的必须元素。C对于固溶的强化、以及由形成碳化物而带来的析出硬化及其强化是有效的。从有效地发挥这种C的效果的观点出发，C的含量调整至0.1％以上、优选调整至0.13％以上、进一步优选调整至0.15％以上。另一方面，若C的含量过量，则延性降低且线热膨胀系数增大。因此，C的含量调整至0.4％以下、优选调整至0.38％以下、进一步优选调整至0.36％以下。
Si：0.1％以上且2.0％以下
Si是本发明的合金线的必须元素。Si对于固溶的强化是有效的。从有效地发挥这种Si的效果的观点出发，Si的含量调整至0.1％以上、优选调整至0.2％以上、进一步优选调整至0.3％以上。另一方面，若Si的含量过量，则线热膨胀系数增大。因此，Si的含量调整至2.0％以下、优选调整至1.7％以下、进一步优选调整至1.3％以下。
Mn：超过0％且为2.0％以下
Mn是本发明的合金线的必须元素。Mn作为脱氧剂而起作用，且对于固溶的强化是有效的。从有效地发挥这种Mn的效果的观点出发，Mn的含量调整至超过0％、优选调整至0.1％以上、进一步优选调整至0.2％以上。另一方面，若Mn的含量过量，则线热膨胀系数增大。因此，Mn的含量调整至2.0％以下、优选调整至1.8％以下、进一步优选调整至1.3％以下。
Ni：25％以上且40％以下
Ni是本发明的合金线的必须元素。Ni对于实现低线热膨胀系数是有效的。从有效地发挥这种Ni的效果的观点出发，Ni的含量调整至25％以上、优选调整至30％以上、进一步优选调整至34％以上。另一方面，若Ni的含量过量，则难以实现低的线热膨胀系数，且合金线成本增加。因此，Ni的含量调整至40％以下、优选调整至39％以下、进一步优选调整至38％以下。
V：0.5％以上且3.0％以下
V是本发明的合金线的必须元素。V对于由形成碳化物带来的析出硬化及其强化是有效的，且对于通过抑制晶粒内碳化物的粗大化和促进晶粒内碳化物的微细析出而避免延性劣化是有效的。从有效地发挥这种V的效果的观点出发，V的含量调整至0.5％以上、优选调整至0.6％以上、进一步优选调整至0.7％以上。另一方面，若V的含量过量，则上述效果饱和，得不到与含量增加相符的效果的增加，且线热膨胀系数增大。因此，V的含量调整至3.0％以下、优选调整至2.8％以下、进一步优选调整至2.6％以下。
Mo：0.4％以上且1.9％以下
Mo是本发明的合金线的必须元素。Mo对于由形成碳化物带来的析出硬化及其强化是有效的，且对于通过抑制晶粒内碳化物的粗大化和促进晶粒内碳化物的微细析出而避免延性劣化是有效的。从有效地发挥这种Mo的效果的观点出发，Mo的含量调整至0.4％以上、优选调整至0.5％以上、进一步优选调整至0.7％以上。另一方面，若Mo的含量过量，则上述效果饱和，得不到与含量增加相符的效果的增加，且线热膨胀系数增大。因此，Mo的含量调整至1.9％以下、优选调整至1.7％以下、进一步优选调整至1.5％以下。
([Mo]+2.8[V])/[C]的值
将本发明的合金线中所含的Mo、V和C的量分别记作[Mo]、[V]和[C]时，([Mo]+2.8[V])/[C]的值为9.6以上且21.7以下。若([Mo]+2.8[V])/[C]的值小于9.6，则C的含量相对过量，延性降低。因此，([Mo]+2.8[V])/[C]的值调整至9.6以上、优选调整至10.0以上、进一步优选调整至10.8以上。若([Mo]+2.8[V])/[C]的值为9.6以上，则能够实现通过形成碳化物而带来的析出硬化及其强化，且能够使延性最佳化。另一方面，若([Mo]+2.8[V])/[C]的值超过21.7，则V的含量和Mo的含量相对过量，V和Mo的效果饱和，得不到与含量增加相符的效果的增加，且线热膨胀系数增大。因此，([Mo]+2.8[V])/[C]的值调整至21.7以下、优选调整至21.3以下、进一步优选调整至21.0以下。
本发明的合金线包含上述必须元素，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，但根据需要可以包含下述任选元素和杂质中的1种或2种以上。
Cr：0％以上且3.0％以下
Cr是本发明的合金线的任选元素。Cr对于固溶的强化是有效的。期望有效地发挥这种Cr的效果的情况下，Cr的含量调整至超过0％、优选调整至0.1％以上、进一步优选调整至0.3％以上。另一方面，若Cr的含量过量，则因形成粗大的碳化物而导致强度和延性降低，且线热膨胀系数增大。因此，Cr的含量调整至3.0％以下、优选调整至2.5％以下、进一步优选调整至2.0％以下。
将本发明的合金线中所含的Mo、V和Cr的量分别记作[Mo]、[V]和[Cr]时，([Mo]+[V])/[Cr]的值优选为1.2以上。若([Mo]+[V])/[Cr]的值小于1.2，则Cr的含量相对过量，因形成粗大的碳化物而导致析出硬化受阻，且延性降低。因此，([Mo]+[V])/[Cr]的值调整至1.2以上、优选调整至1.3以上、进一步优选调整至1.5以上。([Mo]+[V])/[Cr]的值的上限值没有特别限定，优选为8.0以下、进一步优选为6.0以下。
Co：0％以上且3.0％以下
Co是本发明的合金线的任选元素。Co具有与Ni相同的效果，且对于由居里点的上升带来的线热膨胀系数的稳定化是有效的。期望有效地发挥这种Co的效果的情况下，Co的含量调整至超过0％、优选调整至0.1％以上、进一步优选调整至0.3％以上。另一方面，若Co的含量过量，则合金线成本增加，且线热膨胀系数增大。因此，Co的含量调整至3.0以下、优选调整至2.8以下、进一步优选调整至2.5％以下。
将本发明的合金线中所含的Co和Ni的量分别记作[Co]和[Ni]时，[Co]+[Ni]优选为35％以上且40％以下。若[Co]+[Ni]小于35％，则难以实现低的线热膨胀系数。因此，[Co]+[Ni]优选调整至35％以上、进一步优选调整至36％以上、进一步优选调整至37％以上。若[Co]+[Ni]为35％以上，则能够实现低的线热膨胀系数。另一方面，若[Co]+[Ni]超过40％，则难以实现低的线热膨胀系数，且合金线成本增加。因此，[Co]+[Ni]优选调整至40％以下、进一步优选调整至39.5％以下、进一步优选调整至39％以下。
B：0％以上且0.05％以下
B是本发明的合金线的任选元素。B对于通过晶界强化来提高热加工性和强化耐晶界氧化性是有效的。期望有效地发挥这种B的效果的情况下，B的含量调整至超过0％、优选调整至0.001％以上、进一步优选调整至0.002％以上。另一方面，若B的含量过量，则热加工性降低。因此，B的含量调整至0.05％以下、优选调整至0.03％以下、进一步优选调整至0.01％以下。
Ca：0％以上且0.05％以下
Ca是本发明的合金线的任选元素。Ca对于通过S固定而提高热加工性是有效的。期望有效地发挥这种Ca的效果的情况下，Ca的含量调整至超过0％、优选调整至0.005％以上、进一步优选调整至0.01％以上。另一方面，若Ca的含量过量，则热加工性降低。因此，Ca的含量调整至0.05％以下、优选调整至0.04％以下、进一步优选调整至0.03％以下。
Mg：0％以上且0.05％以下
Mg是本发明的合金线的任选元素。Mg对于通过S固定而提高热加工性是有效的。期望有效地发挥这种Mg的效果的情况下，Mg的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.015％以上。另一方面，若Mg的含量过量，则热加工性降低。因此，Mg的含量调整至0.05％以下、优选调整至0.045％以下、进一步优选调整至0.04％以下。
Al：0％以上且1.5％以下
Al是本发明的合金线的任选元素。Al对于由脱氧效果带来的氧化物系夹杂物的去除、固溶的强化、以及析出硬化及其强化是有效的。期望有效地发挥这种Al的效果的情况下，Al的含量调整至超过0％、优选调整至0.005％以上、进一步优选调整至0.01％以上。另一方面，若Al的含量过量，则发生延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，Al的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.3％以下、进一步优选调整至1.0％以下。
Ti：0％以上且1.5％以下
Ti是本发明的合金线的任选元素。Ti对于析出硬化及其强化是有效的，可用作V或Mo的替代元素。期望有效地发挥这种Ti的效果的情况下，Ti的含量调整至超过0％、优选调整至0.001％以上、进一步优选调整至0.005％以上。另一方面，若Ti的含量过量，则发生时效硬化能的降低、延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，Ti的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.3％以下、进一步优选调整至1.0％以下。
Nb：0％以上且1.5％以下
Nb是本发明的合金线的任选元素。Nb对于析出硬化及其强化是有效的，可用作V或Mo的替代元素。期望有效地发挥这种Nb的效果的情况下，Nb的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.02％以上。另一方面，若Nb的含量过量，则发生时效硬化能的降低、延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，Nb的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.3％以下、进一步优选调整至1.0％以下。
Zr：0％以上且1.5％以下
Zr是本发明的合金线的任选元素。Zr对于析出硬化及其强化是有效的，可用作V或Mo的替代元素。期望有效地发挥这种Zr的效果的情况下，Zr的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.02％以上。另一方面，若Zr的含量过量，则发生时效硬化能的降低、延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，Zr的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.3％以下、进一步优选调整至1.0％以下。
Hf：0％以上且1.5％以下
Hf是本发明的合金线的任选元素。Hf对于析出硬化及其强化是有效的，可用作V或Mo的替代元素。期望有效地发挥这种Hf的效果的情况下，Hf的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.02％以上。另一方面，若Hf的含量过量，则发生时效硬化能的降低、延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，Hf的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.4％以下、进一步优选调整至1.3％以下。
Ta：0％以上且1.5％以下
Ta是本发明的合金线的任选元素。Ta对于析出硬化及其强化是有效的，可用作V或Mo的替代元素。期望有效地发挥这种Ta的效果的情况下，Ta的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.02％以上。另一方面，若Ta的含量过量，则发生时效硬化能的降低、延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，Ta的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.4％以下、进一步优选调整至1.3％以下。
W：0％以上且1.5％以下
W是本发明的合金线的任选元素。W对于析出硬化及其强化是有效的，可用作V或Mo的替代元素。期望有效地发挥这种W的效果的情况下，W的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.02％以上。另一方面，若W的含量过量，则发生时效硬化能的降低、延性的降低、热膨胀系数的增加和合金线成本的增加。因此，W的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.4％以下、进一步优选调整至1.3％以下。
Cu：0％以上且1.5％以下
Cu是本发明的合金线的任选元素。Cu对于通过形成Cu粒子而发生析出硬化及其强化是有效的，且使居里点提高。期望有效地发挥这种Cu的效果的情况下，Cu的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上、进一步优选调整至0.02％以上。另一方面，若Cu的含量过量，则发生热加工性的降低、合金线成本的增加。因此，Cu的含量调整至1.5％以下、优选调整至1.3％以下、进一步优选调整至1.0％以下。
O：0％以上且0.005％以下
O是本发明的合金线的杂质。O因形成氧化物而使延性降低。因此，O的含量调整至0.005％以下、优选调整至0.003％以下、进一步优选调整至0.001％以下。
N：0％以上且0.03％以下
N是本发明的合金线的任选元素。N具有固溶的强化等与C相同的效果。期望有效地发挥这种N的效果的情况下，N的含量调整至超过0％、优选调整至0.01％以上。另一方面，若N的含量过量，则因形成氮化物而导致延性降低。因此，N的含量调整至0.03％以下、优选调整至0.025％以下。
本发明的一个实施方式所述的合金线包含B：超过0％且为0.05％以下、Ca：超过0％且为0.05％以下和Mg：超过0％且为0.05％以下中的1种或2种以上。
本发明的另一实施方式所述的合金线包含Al：超过0％且为1.5％以下、Ti：超过0％且为1.5％以下、Nb：超过0％且为1.5％以下、Zr：超过0％且为1.5％以下、Hf：超过0％且为1.5％以下、Ta：超过0％且为1.5％以下、W：超过0％且为1.5％以下和Cu：超过0％且为1.5％以下中的1种或2种以上。
<合金线的组织>
以下，针对本发明的合金线的组织进行说明。
本发明的合金线具有在内部存在包含Mo和V这两者的(Mo，V)C系复合碳化物(以下有时称为“复合碳化物”)的晶粒。
将(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量分别记作{Mo}和{V}时，{Mo}/{V}的值为0.2以上且4.0以下。若{Mo}/{V}的值小于0.2，则形成Mo不足的碳化物，硬度和强度降低，且在时效热处理中早早发生粒内碳化物的形成和成长，能够维持高硬度和高强度的时效热处理的温度范围变窄，在宽温度范围的时效条件下得不到高硬度和高强度。因此，{Mo}/{V}的值调整至0.2以上、优选调整至0.3以上、进一步优选调整至0.4以上。若{Mo}/{V}的值为0.2以上，则能够使析出硬化及其强化最佳化。另一方面，若{Mo}/{V}的值超过4.0，则形成V不足的碳化物，硬度和强度降低，且在时效热处理中早早发生粒内碳化物的形成和成长，能够维持高硬度和高强度的时效热处理的温度范围变窄，在宽温度范围的时效条件下得不到高硬度和高强度。因此，{Mo}/{V}的值调整至4.0以下、优选调整至3.7以下、进一步优选调整至3.4以下。若{Mo}/{V}的值为4.0以下，则能够使析出硬化及其强化最佳化。
{Mo}/{V}的值如下求出。从合金线中采取试验片，并研磨试验片的截面。使用透射型电子显微镜(TEM)和能量色散型荧光X射线分析装置(EDX)来分析晶粒内部存在的碳化物的组成。具体而言，使用TEM，对经研磨的试验片的截面进行显微组织观察，使用EDX，鉴别在晶粒内部存在的(Mo，V)C系复合碳化物，测定(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量，求出{Mo}/{V}的值。
晶粒内的(Mo，V)C系复合碳化物的密度优选为10个/μm2以上。若晶粒内的(Mo，V)C系复合碳化物的密度小于10个/μm2，则析出物少，强度有可能变低，但若晶粒内的(Mo，V)C系复合碳化物的密度为10个/μm2以上，则能够使析出硬化及其强化最佳化。
晶粒内的直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例(直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的存在率)优选为50％以上、进一步优选为70％以上、进一步优选为90％以上。若晶粒内的直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例小于50％，则形成大量粗大粒子，强度有可能变低，若晶粒内的直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例为50％以上，则能够使析出硬化及其强化最佳化。
晶粒内的(Mo，V)C系复合碳化物的密度和直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的存在率使用TEM和EDX如下测定。使用TEM，对经研磨的试验片的截面进行显微组织观察，通过使用了电子衍射和EDX的组成分析，鉴别在晶粒内部存在的(Mo，V)C系复合碳化物。此外，根据晶粒内存在的碳化物尺寸，以5千～20万的倍率进行观察并拍摄，从由此得到的TEM明场像数出(Mo，V)C系复合碳化物的总个数，且数出该TEM明场像中存在的直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数。基于TEM明场像的观察面积和该TEM明场像中存在的(Mo，V)C系复合碳化物的总个数，求出(Mo，V)C系复合碳化物的密度(个/μm2)。并且，基于通过上述方法而数出的(Mo，V)C系复合碳化物的总个数和直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数，求出直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例(150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的存在率)。需要说明的是，将(Mo，V)C系复合碳化物的长径(即与(Mo，V)C系复合碳化物外接的圆的直径)作为(Mo，V)C系复合碳化物的直径。
<合金线的特性>
本发明的合金线的抗拉强度(TS)优选为1300MPa以上、进一步优选为1400MPa以上、进一步优选为1500MPa以上。本发明的合金线的伸长率(EL)优选为0.8％以上、进一步优选为1.0％以上。TS和EL通过按照JIS Z 2241对由合金线制作的试验片实施拉伸试验来测定。
以本发明的合金线的最终线径的100倍的标点间距离即标距测定的本发明的合金线的扭转次数优选为20次以上、进一步优选为60次以上。扭转次数的测定如下实施。将由合金线制作的试验片的一端固定，并对试验片的另一端进行扭转，将试验片发生断裂为止的扭转的次数作为扭转次数来进行测定。标距设为100×D(D表示试验片的最终线径)，扭转速度设为60rpm。需要说明的是，在本发明中，关于“线径”，在试验片的截面为圆时是指圆的直径，在试验片的截面不是圆时是指由截面面积换算的当量圆直径。此外，在本发明中，“当量圆直径”是指具有与试验片的截面面积相同的面积的圆的直径。
本发明的合金线的15℃至100℃的2点间的平均线热膨胀系数优选为3.4×10-6/℃以下、进一步优选为3.0×10-6/℃以下。本发明的合金线的15℃至230℃的2点间的平均线热膨胀系数优选为4.4×10-6/℃以下、进一步优选为4.0×10-6/℃以下。本发明的合金线的100℃至240℃的2点间的平均线热膨胀系数优选为4.4×10-6/℃以下、进一步优选为4.0×10-6/℃以下。本发明的合金线的230℃至290℃的2点间的平均线热膨胀系数优选为11.4×10-6/℃以下、进一步优选为11.0×10-6/℃以下。线热膨胀系数的测定如下实施。利用Formastor试验机(Formastor-EDP、富士电波工机公司制)，测量升温过程中的试验片的位移，测定15℃至100℃的2点间的平均线热膨胀系数、15℃至230℃的2点间的平均线热膨胀系数、100℃至240℃的2点间的平均线热膨胀系数和230℃至290℃的2点间的平均线热膨胀系数。
<合金线的形态>
本发明的合金线的形态只要是线状，就没有特别限定。作为本发明的合金线的形态，可列举出例如圆线、平线、方线等。本发明的合金线的线径没有特别限定，例如为2.0～3.8mm。需要说明的是，“线径”的意义如上所述。
<合金线的制造方法>
本发明的合金线可通过例如下述方法来制造。熔炼具有本发明合金组成的钢，通过铸锭或连续铸造而制造钢块、钢锭后，通过热锻或热轧而成形为圆棒、方材等具有目标形状的钢材。其后，通过对钢材依次实施固溶处理、拉丝加工和时效热处理而能够制造本发明的合金线。例如，固溶处理可以在加热温度为1200℃、加热时间为30分钟的条件下实施。需要说明的是，只要在利用热锻或热轧的钢材制造工序之后，立即进行水冷等急冷，则可以省略固溶处理。时效热处理可以在例如加热温度为625℃、加热时间为2小时的条件下实施。优选在固溶处理之后且时效热处理之前对钢材实施冷加工。
具有本发明合金组成的合金线的能够获得高硬度的时效热处理的条件(温度和该温度的保持时间)的范围宽。因此，通过时效热处理而赋予硬度时，能够避免由制造条件(例如材料、加热温度、加热时间等)的变更、控制不良等引起的硬度降低。此外，在时效热处理中，即使实施过量的热处理，也能够避免由过量的热处理引起的显著的硬度降低。这种稳定性是在时效热处理中因{Mo}/{V}的值为0.2以上且4.0以下的(Mo，V)C系复合碳化物析出至晶粒内部而产生的效果。
<被覆合金线>
本发明的被覆合金线具备本发明的合金线以及在本发明的合金线的表面形成的Al被覆层(Al覆膜)或Zn被覆层(Zn覆膜)。本发明的被覆合金线在与本发明的合金线相同的效果的基础上，具有由Al被覆层或Zn被覆层引起的耐蚀性。Al被覆层可以利用例如连续挤出(conform挤出)等公知方法来形成。Zn被覆层可以利用例如镀敷处理等公知方法来形成。
实施例
以下，基于实施例，更详细地说明本发明。
将具有表1(本发明例No.1～30)和表2(比较例No.31～55)所示成分组成的50kg合金在真空感应熔炼炉(VIM)中进行熔炼，得到铸锭。将该铸锭以1200℃加热1小时，煅造拔长成直径20mm的棒钢。对于该棒钢，在加热温度为1200℃、加热时间为30分钟的条件下实施固溶处理。将固溶处理后的棒钢车削至直径15mm为止，接着，在室温下实施拉丝加工，制造线径8mm的合金线。需要说明的是，在表1和表2中，[Mo]、[V]和[C]分别表示合金所含的Mo、V和C的量。
[表1]
[表2]
[时效热处理后的晶粒内碳化物的评价]
将由线径8mm的合金线制作的试验片(长度10mm)在加热温度为500～1000℃、加热时间为30分钟～24小时的条件下进行时效热处理。
针对时效热处理后的试验片，使用透射型电子显微镜(TEM)和能量色散型荧光X射线分析装置(EDX)，对晶粒内部存在的碳化物的组成进行分析。基于TEM和EDX的分析如下实施。使用TEM，对经研磨的试验片的截面进行显微组织观察，使用EDX，鉴别在晶粒内部存在的(Mo，V)C系复合碳化物，测定(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量，求出{Mo}/{V}的值。将结果示于表3(本发明例No.1～30)和表4(比较例No.31～55)。需要说明的是，表3和表4中，{Mo}和{V}分别表示(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量。
针对时效热处理后的试验片，使用TEM和EDX对晶粒内部存在的(Mo，V)C系复合碳化物的密度进行分析。基于TEM和EDX的分析如下实施。使用TEM，对经研磨的试验片的截面进行显微组织观察，通过使用了电子衍射和EDX的组成分析，鉴别在晶粒内部存在的(Mo，V)C系复合碳化物。并且，测定(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量，求出{Mo}/{V}的值。本发明中作为目标的复合碳化物的{Mo}/{V}的值为0.2～4.0。关于分散状态的定量，根据晶粒内存在的碳化物尺寸，以5千～20万的倍率进行观察并拍摄，从由此得到的TEM明场像数出(Mo，V)C系复合碳化物的总个数，且数出该TEM明场像中存在的直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数。基于TEM明场像的观察面积和该TEM明场像中存在的(Mo，V)C系复合碳化物的总个数，求出(Mo，V)C系复合碳化物的密度(个/μm2)。并且，基于通过上述方法数出的(Mo，V)C系复合碳化物的总个数和直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数，求出直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例(150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的存在率)。需要说明的是，将(Mo，V)C系复合碳化物的长径(即与(Mo，V)C系复合碳化物外接的圆的直径)作为(Mo，V)C系复合碳化物的直径。将(Mo，V)C系复合碳化物的{Mo}/{V}的值满足0.2～4.0的同时，密度为10个/μm2以上且直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的存在率为50％以上的情况评价为“A：存在作为目标的复合碳化物且分散状态良好”；将(Mo，V)C系复合碳化物的{Mo}/{V}的值满足0.2～4.0，但密度小于10个/μm2或直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的存在率小于50％的情况评价为“B：存在作为目标的复合碳化物，但分散状态不良”；将(Mo，V)C系复合碳化物的{Mo}/{V}的值不满足0.2～4.0的情况评价为“F：复合碳化物不良”。评价F为本发明的范围之外。将结果示于表3(本发明例No.1～30)和表4(比较例No.31～55)。
[表3]
表3：本发明例
[表4]
表4：比较例
※下划线为本发明的范围之外。
[热时效稳定性的评价]
针对由线径8mm的合金线制作的试验片(长度为100mm)，将加热时间固定为6小时，使加热温度在610～650℃之间变化，进行时效热处理。对于时效处理前与时效热处理后的试验片，通过机械加工制作JIS14A号试验片，使用拉伸试验机(100kN万能试验机、岛津制作所制)，按照JIS Z 2241实施拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。制作将横轴设为时效温度、将纵轴设为抗拉强度的曲线(参照图1)，基于该曲线，求出能够确保最大抗拉强度(MAX6hr)的96％以上的抗拉强度的温度范围。将能够确保最大抗拉强度(MAX6hr)的96％以上的抗拉强度的温度范围为30℃以上的情况评价为“A：热时效稳定性良好”，将小于30℃的情况评价为“F：热时效稳定性不良”。将结果示于表5(本发明例No.1～30)和表6(比较例No.31～55)。需要说明的是，图1是将加热时间固定为6小时且使加热温度在610～650℃之间变化来进行时效热处理时的、将横轴设为时效温度且将纵轴设为抗拉强度的曲线的一例，在该曲线中，能够确保最大抗拉强度(MAX6hr)的96％以上的抗拉强度的温度范围为32℃。
[经时时效稳定性的评价]
针对由线径8mm的合金线制作的试验片(长度为100mm)，将加热温度固定为650℃，使加热时间在30分钟～9小时之间变化，进行时效热处理。对于时效处理前和时效热处理后的试验片，通过机械加工制作JIS14A号试验片，使用拉伸试验机(500kN万能试验机、岛津制作所制)，按照JIS Z 2241实施拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。制作将横轴设为时效温度、将纵轴设为抗拉强度的曲线(参照图2)，基于该曲线，求出能够确保最大抗拉强度(MAX650℃)的97％以上的抗拉强度的时间范围。将能够确保最高抗拉强度(MAX650℃)的97％以上的抗拉强度的时间范围为3小时以上的情况评价为“A：经时时效稳定性良好”，将小于3小时的情况评价为“F：经时时效稳定性不良”。将结果示于表5(本发明例No.1～30)和表6(比较例No.31～55)。需要说明的是，图2是将加热温度固定为650℃且使加热时间在30分钟～9小时之间变化来进行时效热处理时的、将横轴设为时效温度且将纵轴设为抗拉强度的曲线的一例，在该曲线中，能够确保最大抗拉强度(MAX650℃)的97％以上的抗拉强度的时间范围为3.8小时。
在热时效稳定性的评价和经时时效稳定性均评价为A的情况下进行下述评价，但任一者评价为F时未进行下述评价。
[时效处理后的拉伸特性的评价]
针对由线径8mm的合金线制作的试验片(长度为300mm)，在加热温度为500～1000℃、加热时间为30分钟～24小时的条件下实施时效热处理。对于时效热处理后的试验片，在室温下实施拉丝加工，制作线径为3.1mm的试验片(长度为400mm以上)。针对线径为3.1mm、测量长度为250mm的拉伸试验片，使用拉伸试验机(100kN万能试验机、岛津制作所制)，在室温下以20mm/min以下的冲程速度实施拉伸试验，测定抗拉强度(TS)和伸长率(EL)。将TS为1500MPa以上且EL为0.8％以上的情况评价为“A：拉伸特性极其良好”，将TS小于1500MPa且为1400MPa以上并且EL为0.8％以上的情况评价为“B：拉伸特性良好”，将TS小于1400MPa且为1300MPa以上并且EL为0.8％以上的情况评价为“C：拉伸特性大致良好”，将TS小于1300MPa或EL小于0.8％的情况评价为“F：拉伸特性不良”。将结果示于表5(本发明例No.1～30)和表6(比较例No.31～55)。此处评价为A或B或C时进行下述评价，但此处评价为F时未进行下述评价。
[时效热处理后的扭转次数的评价]
测定与上述同样制作的线径为3.1mm的试验片(长度为310mm)的扭转次数。扭转次数的测定如下实施。将试验片的一端固定，并对试验片的另一端进行扭转，将试验片发生断裂为止的扭转的次数作为扭转次数来进行测定。标距设为100D(D表示试验片的最终线径)，扭转速度设为60rpm。将扭转次数为60次以上的情况评价为“A：扭转次数极其良好”，将扭转次数为20～59次的情况评价为“B：扭转次数良好”，将扭转次数小于20次的情况评价为“F：扭转次数不良”。将结果示于表5(本发明例No.1～30)和表6(比较例No.31～55)。此处评价为A或B时进行下述评价，但此处评价为F时未进行下述评价。
[时效热处理后的线热膨胀系数的评价]
测定与上述同样制作的线径为3.1mm的试验片的线热膨胀系数。线热膨胀系数的测定如下实施。利用Formastor试验机(Formastor-EDP、富士电波工机公司制)，测量升温过程中的试验片的位移，测定15℃至100℃的2点间的平均线热膨胀系数、15℃至230℃的2点间的平均线热膨胀系数、100℃至240℃的2点间的平均线热膨胀系数和230℃至290℃的2点间的平均线热膨胀系数。将15℃至100℃的2点间的平均线热膨胀系数为3.0×10-6/℃以下的情况评价为“A：线热膨胀系数极低”，将超过3.0×10-6/℃且小于3.5×10-6/℃的情况评价为“B：线热膨胀系数低”，将3.5×10-6/℃以上的情况评价为“F：线热膨胀系数高”。此外，将15℃至230℃的2点间的平均线热膨胀系数为4.0×10-6/℃以下的情况评价为“A：线热膨胀系数极低”，将超过4.0×10-6/℃且小于4.5×10-6/℃的情况评价为“B：线热膨胀系数低”，将4.5×10-6/℃以上的情况评价为“F：线热膨胀系数高”。此外，将100℃至240℃的2点间的平均线热膨胀系数为4.0×10-6/℃以下的情况评价为“A：线热膨胀系数极低”，将超过4.0×10-6/℃且小于4.5×10-6/℃的情况评价为“B：线热膨胀系数低”，将4.5×10-6/℃以上的情况评价为“F：线热膨胀系数高”。进而，将230℃至290℃的2点间的平均线热膨胀系数为11.0×10-6/℃以下的情况评价为“A：线热膨胀系数极低”，将超过11.0×10-6/℃且小于11.5×10-6/℃的情况评价为“B：线热膨胀系数低”，将11.5×10-6/℃以上的情况评价为“F：线热膨胀系数高”。根据测定和评价以上4个温度范围的结果，进一步进行各试验片的线热膨胀系数的综合评价。在15℃至230℃的平均线热膨胀系数、100℃至240℃的平均线热膨胀系数和15℃至290℃的平均线热膨胀系数的评价中，将全部为A评价、或者B评价为1个且剩余的3个为A评价的情况的综合评价评价为“A：线热膨胀系数极低”，将B评价为2个且剩余的2个为A评价的情况的综合评价评价为“B：线热膨胀系数低”，将1个为A评价且剩余的3个为B评价的情况的综合评价评价为“C：线热膨胀系数大致较低”，将F评价为1个以上的情况的综合评价评价为“F：线热膨胀系数高”。将结果示于表5(本发明例No.1～30)和表6(比较例No.31～55)。
需要说明的是，比较例No.49和No.50分别因B和Mg过量而导致热加工性差，锻造时大量产生裂纹，因此无法制作评价用试验片，因而未进行各种评价。
[表5]
[表6]
本发明例No.1～No.26满足以下的全部：
条件a：满足本发明的合金组成；
条件b：在晶粒内部存在(Mo，V)C系复合碳化物；
条件c：([Mo]+2.8[V])/[C]的值为9.6以上且21.7以下；
条件d：{Mo}/{V}的值为0.2以上且4.0以下；
条件e：在晶粒中，(Mo，V)C系复合碳化物的密度为10个/μm2以上，且直径为150nm以下的(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例为50％以上；
条件f：在Cr的含量超过0％的情况下，([Mo]+[V])/[Cr]的值为1.2以上；
条件g：在Co的含量超过0％的情况下，[Co]+[Ni]为35％以上且40％以下，
作为高强度低热膨胀合金线而必须的特性全部为A或B评价，即兼具高强度、高扭转次数、良好的延性和低的热膨胀率。此外，本发明例No.1～No.26的时效稳定性(热时效稳定性和经时时效稳定性)优异。
此外，本发明例No.27～No.30满足条件a～d中的全部，耐磨损性、高强度、良好的延性、低的热膨胀率和时效稳定性(热时效稳定性和经时时效稳定性)大致优异，但不满足条件e～g中的任1个，在任一者中存在比B评价略差的C评价。
另一方面，比较例No.31～No.55不满足条件a～d中的任1个以上，强度、扭转特性、延性、热膨胀率和时效稳定性(热时效稳定性和经时时效稳定性)中的至少任1个为F评价，欠缺必要的特性。

Claims (12)

1.一种高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含：
C：0.1％以上且0.4％以下、
Si：0.1％以上且2.0％以下、
Mn：超过0％且为2.0％以下、
Ni：25％以上且40％以下、
V：0.5％以上且3.0％以下、
Mo：0.4％以上且1.9％以下、
Cr：0％以上且3.0％以下、
Co：0％以上且3.0％以下、
B：0％以上且0.05％以下、
Ca：0％以上且0.05％以下、
Mg：0％以上且0.05％以下、
Al：0％以上且1.5％以下、
Ti：0％以上且1.5％以下、
Nb：0％以上且1.5％以下、
Zr：0％以上且1.5％以下、
Hf：0％以上且1.5％以下、
Ta：0％以上且1.5％以下、
W：0％以上且1.5％以下、
Cu：0％以上且1.5％以下、
O：0％以上且0.005％以下、以及
N：0％以上且0.03％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
所述合金线的晶粒内存在包含Mo和V这两者的(Mo，V)C系复合碳化物，
将所述合金线中所含的Mo、V和C的量分别记作[Mo]、[V]和[C]时，([Mo]+2.8[V])/[C]的值为9.6以上且21.7以下，
将所述(Mo，V)C系复合碳化物中所含的Mo和V的量分别记作{Mo}和{V}时，{Mo}/{V}的值为0.2以上且4.0以下。
2.根据权利要求1所述的高强度低热膨胀合金线，其中，在所述晶粒中，所述(Mo，V)C系复合碳化物的密度为10个/μm2以上，且直径为150nm以下的所述(Mo，V)C系复合碳化物的个数相对于所述(Mo，V)C系复合碳化物的总个数的比例为50％以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为3.0％以下的Cr，
将所述合金线中所含的Mo、V和Cr的量分别记作[Mo]、[V]和[Cr]时，([Mo]+[V])/[Cr]的值为1.2以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为3.0％以下的Co，
将所述合金线中所含的Co和Ni的量分别记作[Co]和[Ni]时，[Co]+[Ni]为35％以上且40％以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为0.05％以下的B、超过0％且为0.05％以下的Ca、以及超过0％且为0.05％以下的Mg中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为1.5％以下的Al、超过0％且为1.5％以下的Ti、超过0％且为1.5％以下的Nb、超过0％且为1.5％以下的Zr、超过0％且为1.5％以下的Hf、超过0％且为1.5％以下的Ta、超过0％且为1.5％以下的W和超过0％且为1.5％以下的Cu中的1种或2种以上。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其以质量％计包含超过0％且为0.03％以下的N。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其抗拉强度为1400MPa以上。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其中，以所述合金线的最终线径的100倍的标距测定的扭转次数为20次以上。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其伸长率为0.8％以上。
11.根据权利要求1～10中任一项所述的高强度低热膨胀合金线，其中，15℃～100℃的2点间的平均线热膨胀系数为3×10-6/℃以下、15℃～230℃的2点间的平均线热膨胀系数为4×10-6/℃以下、100℃～240℃的2点间的平均线热膨胀系数为4×10-6/℃以下、且230℃～290℃的2点间的平均线热膨胀系数为11×10-6/℃以下。
12.一种高强度低热膨胀被覆合金线，其具备：
权利要求1～11中任一项所述的高强度低热膨胀合金线；以及
在所述高强度低热膨胀合金线的表面形成的Al被覆层或Zn被覆层。
CN201880026074.9A 2017-04-19 2018-03-29 高强度低热膨胀合金线 Active CN110546292B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017083035 2017-04-19
JP2017-083035 2017-04-19
PCT/JP2018/013316 WO2018193810A1 (ja) 2017-04-19 2018-03-29 高強度低熱膨張合金線

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110546292A true CN110546292A (zh) 2019-12-06
CN110546292B CN110546292B (zh) 2022-04-19

Family

ID=63856581

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880026074.9A Active CN110546292B (zh) 2017-04-19 2018-03-29 高强度低热膨胀合金线

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP6812461B2 (zh)
KR (1) KR102509847B1 (zh)
CN (1) CN110546292B (zh)
WO (1) WO2018193810A1 (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112962020A (zh) * 2019-12-12 2021-06-15 全球能源互联网研究院有限公司 一种架空导线用合金材料及其制备方法
CN113718182A (zh) * 2021-08-30 2021-11-30 无锡华能电缆有限公司 锌铝镀层殷钢单线及其制备方法
CN115725895A (zh) * 2021-08-26 2023-03-03 宝武特种冶金有限公司 一种抗拉强度≥1600MPa的低膨胀Fe-Ni因瓦合金线材及其制造方法
CN116043127A (zh) * 2022-12-08 2023-05-02 宝武特冶航研科技有限公司 一种热膨胀系数低的因瓦合金材料
CN117144263A (zh) * 2023-08-09 2023-12-01 无锡市蓝格林金属材料科技有限公司 倍容导线用高强度低热膨胀因瓦合金丝材及其制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11395583B2 (en) 2018-03-28 2022-07-26 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Endoscope light emitting device, endoscope using same, and fluorescence imaging method
JP6831489B1 (ja) 2020-08-06 2021-02-17 住友電気工業株式会社 鉄合金、鉄合金線、及び鉄合金撚線

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002256395A (ja) * 2001-03-02 2002-09-11 Sanyo Special Steel Co Ltd 捻回特性に優れた高強度低熱膨張合金およびその合金線
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
CN1743490A (zh) * 2005-09-23 2006-03-08 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度因瓦合金及其合金线材的生产方法
CN101168818A (zh) * 2006-10-23 2008-04-30 宝山钢铁股份有限公司 一种Fe-36Ni为基的合金线材及其制造方法
JP2015160983A (ja) * 2014-02-27 2015-09-07 新日鐵住金株式会社 低熱膨張合金
CN105039850A (zh) * 2015-08-11 2015-11-11 河北钢铁股份有限公司 高强度低膨胀的热轧因瓦合金

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2968430B2 (ja) 1994-02-17 1999-10-25 山陽特殊製鋼株式会社 高強度低熱膨張合金
JPH08199307A (ja) * 1995-01-23 1996-08-06 Daido Steel Co Ltd 高強度低熱膨張合金の線材およびその製造方法
JP6372348B2 (ja) * 2014-02-27 2018-08-15 新日鐵住金株式会社 低熱膨張合金
JP6634912B2 (ja) * 2016-03-22 2020-01-22 日本製鉄株式会社 低熱膨張合金

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002256395A (ja) * 2001-03-02 2002-09-11 Sanyo Special Steel Co Ltd 捻回特性に優れた高強度低熱膨張合金およびその合金線
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
CN1743490A (zh) * 2005-09-23 2006-03-08 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度因瓦合金及其合金线材的生产方法
CN101168818A (zh) * 2006-10-23 2008-04-30 宝山钢铁股份有限公司 一种Fe-36Ni为基的合金线材及其制造方法
JP2015160983A (ja) * 2014-02-27 2015-09-07 新日鐵住金株式会社 低熱膨張合金
CN105039850A (zh) * 2015-08-11 2015-11-11 河北钢铁股份有限公司 高强度低膨胀的热轧因瓦合金

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112962020A (zh) * 2019-12-12 2021-06-15 全球能源互联网研究院有限公司 一种架空导线用合金材料及其制备方法
CN115725895A (zh) * 2021-08-26 2023-03-03 宝武特种冶金有限公司 一种抗拉强度≥1600MPa的低膨胀Fe-Ni因瓦合金线材及其制造方法
CN115725895B (zh) * 2021-08-26 2023-11-14 宝武特种冶金有限公司 一种抗拉强度≥1600MPa的低膨胀Fe-Ni因瓦合金线材及其制造方法
CN113718182A (zh) * 2021-08-30 2021-11-30 无锡华能电缆有限公司 锌铝镀层殷钢单线及其制备方法
CN116043127A (zh) * 2022-12-08 2023-05-02 宝武特冶航研科技有限公司 一种热膨胀系数低的因瓦合金材料
CN117144263A (zh) * 2023-08-09 2023-12-01 无锡市蓝格林金属材料科技有限公司 倍容导线用高强度低热膨胀因瓦合金丝材及其制备方法
CN117144263B (zh) * 2023-08-09 2024-03-19 无锡市蓝格林金属材料科技有限公司 倍容导线用高强度低热膨胀因瓦合金丝材及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2018193810A1 (ja) 2019-04-25
WO2018193810A1 (ja) 2018-10-25
KR102509847B1 (ko) 2023-03-13
JP6812461B2 (ja) 2021-01-13
CN110546292B (zh) 2022-04-19
KR20200003794A (ko) 2020-01-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110546292B (zh) 高强度低热膨胀合金线
TWI491745B (zh) 具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線、高強度彈簧及其製造方法
KR101961579B1 (ko) 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품
EP2434028B1 (en) Hollow seamless pipe for high-strength springs
US10400311B2 (en) Wrought material comprising Cu—Al—Mn-based alloy excellent in stress corrosion resistance and use thereof
WO2014042160A1 (ja) 安定した超弾性を示すＣｕ－Ａｌ－Ｍｎ系合金材とその製造方法
KR101418775B1 (ko) 저탄성 고강도 베타형 타이타늄 합금
KR101965520B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
US20100051144A1 (en) Excellent cold-workability exhibiting high-strength steel, wire or steel bar or high-strength shaped article, and process for producing them
JP2015163735A (ja) 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね
KR20180090884A (ko) 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품
CA3075882C (en) Austenitic stainless steel and production method thereof
WO2016158428A1 (ja) 機械構造部品用鋼線
WO2020256140A1 (ja) 線材
KR20210113668A (ko) 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그 제조 방법
JP4797305B2 (ja) 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
KR20170002541A (ko) 강선
JP4790539B2 (ja) 高強度高弾性型ステンレス鋼及びステンレス鋼線
JP2016204752A (ja) 肌焼鋼および肌焼鋼の製造方法
CN104204258B (zh) 高强度弹簧用中空无缝管
JP6319212B2 (ja) 歯車部品および歯車部品の製造方法
JP6812460B2 (ja) 高強度低熱膨張合金
JP4121300B2 (ja) 高温リラクセーション特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法
JP2022138809A (ja) インバー合金及びインバー合金線
KR20170121267A (ko) 열간 압연 봉선재, 부품 및 열간 압연 봉선재의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant