JPH04131358A - 高強度非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法Info
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- JPH04131358A JPH04131358A JP25035590A JP25035590A JPH04131358A JP H04131358 A JPH04131358 A JP H04131358A JP 25035590 A JP25035590 A JP 25035590A JP 25035590 A JP25035590 A JP 25035590A JP H04131358 A JPH04131358 A JP H04131358A
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- 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】
（産業上の利用分野）
本発明は、０℃から１００℃における平均熱膨張係数が
７〜１０ｘｌＯ−’／”ｃ、０℃から３００℃における
平均熱膨張係数が１５〜１７Ｘ１０−ｈ／”Ｃで、かつ
冷間加工後再加熱した状態での引張強さが６０ ｋｇｆ
／１２以上であって透磁率が１．０１以下である高強度
非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法に関する。
７〜１０ｘｌＯ−’／”ｃ、０℃から３００℃における
平均熱膨張係数が１５〜１７Ｘ１０−ｈ／”Ｃで、かつ
冷間加工後再加熱した状態での引張強さが６０ ｋｇｆ
／１２以上であって透磁率が１．０１以下である高強度
非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法に関する。
近年、磁気浮上リニアモータカーの構造部材を初めとし
て、原子力産業や各種電気部材において、その磁気損失
を少なくするため非強磁性材料が要求され、主に５ＵＳ
３０４を中心としたステンレス網が使用されている。し
かしながら、該鋼材は引張強さが低く、熱膨張係数もＯ
〜１００″Ｃで約１７×１０−６と大きく、かつ冷間加
工により透磁率が上昇するという欠点を有する。
て、原子力産業や各種電気部材において、その磁気損失
を少なくするため非強磁性材料が要求され、主に５ＵＳ
３０４を中心としたステンレス網が使用されている。し
かしながら、該鋼材は引張強さが低く、熱膨張係数もＯ
〜１００″Ｃで約１７×１０−６と大きく、かつ冷間加
工により透磁率が上昇するという欠点を有する。
本発明は上述の現状に鑑み、反強磁性を示すオーステナ
イト相Ｆｅ−Ｍｎ合金に着目し、長年研究を行って開発
されたものであり、前述リニアモーターカーの構造部材
やその他に適合する材料を適切に提供することに成功し
た。ここにおいて本発明合金でいう非強磁性とは冷間加
工の状態においても透磁率が１．０１以下を示すことで
あって、従来の非磁性鋼の特性をはるかに凌駕するもの
である。すなわち本発明においては、Ｍｎ２６〜３３％
、８０．００１〜１．０％を含み、残部実質的にＦｅお
よび不可避の不純物とからなるか、或はこれを主成分と
し、さらに副成分として、Ｓｃ 、Ｙ、Ｔｉ 。
イト相Ｆｅ−Ｍｎ合金に着目し、長年研究を行って開発
されたものであり、前述リニアモーターカーの構造部材
やその他に適合する材料を適切に提供することに成功し
た。ここにおいて本発明合金でいう非強磁性とは冷間加
工の状態においても透磁率が１．０１以下を示すことで
あって、従来の非磁性鋼の特性をはるかに凌駕するもの
である。すなわち本発明においては、Ｍｎ２６〜３３％
、８０．００１〜１．０％を含み、残部実質的にＦｅお
よび不可避の不純物とからなるか、或はこれを主成分と
し、さらに副成分として、Ｓｃ 、Ｙ、Ｔｉ 。
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ２．０％
以下の一種或は二種以上の全量ｏ、ｏｏｉ〜２．０％を
Ｆｅと置換する形で含有してなる合金について、簡易な
熱処理と加工により発揮し得ることを見出したもので、
その目的とするところは５ＵＳ３０４等のステンレス鋼
と比較して機械的強度が高く、透磁率が冷間加工状態で
１．０１以下と小さく、しかも熱膨張係数がＯ℃−１０
０″Ｃにおいて７〜１０ｘ１０−”／”ｃおよび０℃〜
３００℃において１５〜１７Ｘ１０−ｂ／”Ｃと小さい
憂強度非強磁性低熱膨張合金として各種用途に適合する
新規な材料を提供することにある。
以下の一種或は二種以上の全量ｏ、ｏｏｉ〜２．０％を
Ｆｅと置換する形で含有してなる合金について、簡易な
熱処理と加工により発揮し得ることを見出したもので、
その目的とするところは５ＵＳ３０４等のステンレス鋼
と比較して機械的強度が高く、透磁率が冷間加工状態で
１．０１以下と小さく、しかも熱膨張係数がＯ℃−１０
０″Ｃにおいて７〜１０ｘ１０−”／”ｃおよび０℃〜
３００℃において１５〜１７Ｘ１０−ｂ／”Ｃと小さい
憂強度非強磁性低熱膨張合金として各種用途に適合する
新規な材料を提供することにある。
上述の簡易な熱処理と加工の方法は次の通りである。
（ａ）溶体化処理のため、５００″Ｃ以上融点以下の高
温で１分間以上（例えば５分乃至１００時間）加熱後、
焼入れするか或は毎秒１“Ｃ以下の速度で徐冷して焼鈍
を行う。
温で１分間以上（例えば５分乃至１００時間）加熱後、
焼入れするか或は毎秒１“Ｃ以下の速度で徐冷して焼鈍
を行う。
（ｂ）上記焼入れ後或は焼鈍後、１０％以上の冷間加工
を行い、さらに２００″Ｃ以上融点以下の温度で１分間
以上（例えば５分乃至１００時間）加熱し、次いで毎秒
１℃以下の速度で徐冷する。
を行い、さらに２００″Ｃ以上融点以下の温度で１分間
以上（例えば５分乃至１００時間）加熱し、次いで毎秒
１℃以下の速度で徐冷する。
次に本発明合金の製造方法について説明する。
まず上記組成範囲において適量のＭｎ、ＢおよびＦｅの
みか或はこれを主成分としてさらに副成分を加え、不活
性ガスを通じながら通常の溶解炉によって溶解した後、
Ｓｉ 、Ａｌ１．Ｃａ等を０．１％以下添加して有害な
不純物を除き充分に撹拌して組成的に均一な溶融合金を
造る。なお、Ｂを使用する場合、結晶質Ｂのみならず非
晶質Ｂ或いはＦｅｒｒｏ Ｂも有効に作用することは
勿論である。
みか或はこれを主成分としてさらに副成分を加え、不活
性ガスを通じながら通常の溶解炉によって溶解した後、
Ｓｉ 、Ａｌ１．Ｃａ等を０．１％以下添加して有害な
不純物を除き充分に撹拌して組成的に均一な溶融合金を
造る。なお、Ｂを使用する場合、結晶質Ｂのみならず非
晶質Ｂ或いはＦｅｒｒｏ Ｂも有効に作用することは
勿論である。
次にこれを鉄型に注入して鋳塊を造り、５００℃以上融
点以下の温度で１分間以上（例えば５分間乃至１００時
間）保持した後、焼入れするか或は毎秒１℃以下の速度
で徐冷する。さらにこれを常温或は常温以上融点以下の
温度において鍛造、圧延、引抜き或はスウェージして用
途に適合する形状に成型する。次にこれを２００″Ｃ以
上融点以下の温度で１分間以上（例えば５分間乃至１０
０時間）加熱し、次いで毎秒１℃以下の速度で徐冷して
製品とする。
点以下の温度で１分間以上（例えば５分間乃至１００時
間）保持した後、焼入れするか或は毎秒１℃以下の速度
で徐冷する。さらにこれを常温或は常温以上融点以下の
温度において鍛造、圧延、引抜き或はスウェージして用
途に適合する形状に成型する。次にこれを２００″Ｃ以
上融点以下の温度で１分間以上（例えば５分間乃至１０
０時間）加熱し、次いで毎秒１℃以下の速度で徐冷して
製品とする。
次に本発明の実施例について述べる。
実施例１
第１表に示す合金成分の全量（約２ｋｇ）をアルミナ坩
堝中で、Ａｒガスを通しながら高周波誘導電気炉により
溶解した後、溶湯をよく撹拌し、鉄型に鋳込んで５０×
５０１１ＩＩ１１２の角型鋳塊を得た。次にその一部を
鍛造によって約２０ａｍの丸棒にし、１０５０℃で１時
間加熱後１００℃／時間の速度で冷却した。それを常温
で種々の加工率を施して丸棒とし、それから長さ１００
ｍｍおよび１５ｍｍの丸棒２本を切りとり、一方を冷
間加工状態、他方を２００℃。
堝中で、Ａｒガスを通しながら高周波誘導電気炉により
溶解した後、溶湯をよく撹拌し、鉄型に鋳込んで５０×
５０１１ＩＩ１１２の角型鋳塊を得た。次にその一部を
鍛造によって約２０ａｍの丸棒にし、１０５０℃で１時
間加熱後１００℃／時間の速度で冷却した。それを常温
で種々の加工率を施して丸棒とし、それから長さ１００
ｍｍおよび１５ｍｍの丸棒２本を切りとり、一方を冷
間加工状態、他方を２００℃。
４００″Ｃ，６００″Ｃ，８００℃，９００℃および１
０００℃で１時間加熱した後１００℃／時間の速度で冷
却して測定に供した。熱膨張係数は縦型全膨張計（ＤＬ
７０００ ）により、透磁率は透磁重訂により２００エ
ルステツド（Ｏｅ）の磁界中常温で測定した。第２表に
は、本発明合金の測定値の一例と代表的な既知の非強磁
性合金２種とを比較して示しである。
０００℃で１時間加熱した後１００℃／時間の速度で冷
却して測定に供した。熱膨張係数は縦型全膨張計（ＤＬ
７０００ ）により、透磁率は透磁重訂により２００エ
ルステツド（Ｏｅ）の磁界中常温で測定した。第２表に
は、本発明合金の測定値の一例と代表的な既知の非強磁
性合金２種とを比較して示しである。
この表から明らかな如く、本発明合金はいずれも従来の
非強磁性合金に比し、Ｏ″Ｃ〜１００℃或は０℃〜３０
０ ℃のいずれね温度範囲においても熱膨張係数が小さ
く、 かつ機械的強度が大きい。
非強磁性合金に比し、Ｏ″Ｃ〜１００℃或は０℃〜３０
０ ℃のいずれね温度範囲においても熱膨張係数が小さ
く、 かつ機械的強度が大きい。
また透
磁率も極めて小さく、
優れた非強磁性合金である
ことがわかる。
第１表
本発明合金および比較合金の組成
実施例２
第１図および第２図には前記方法で作製したＮｏ。
１合金について、それぞれ９００℃で１時間焼鈍した状
態からの冷間加工率と熱膨張係数との関係および８０％
冷間加工状態のものを時効した時の時効温度と熱膨張係
数との関係が示しである。図に見るように本発明合金は
冷間加工率を変えることにより熱膨張係数を小さくする
ことができ、またこの値は７００℃程度までの時効によ
って殆んど変わらないことがわかる。これは本発明合金
において基本組成に含有されるＢがＦｅ或はＭｎと共に
ＦｅＢ、ＦｅｚＢ或はＭ ｎ Ｂ 、 Ｍ ｎ ｚ Ｂ
等の化合物を形成し、Ｆｅ−Ｍｎの地に微細に分散され
る結果、熱膨張が抑制され低熱膨張係数が得られるので
ある。
態からの冷間加工率と熱膨張係数との関係および８０％
冷間加工状態のものを時効した時の時効温度と熱膨張係
数との関係が示しである。図に見るように本発明合金は
冷間加工率を変えることにより熱膨張係数を小さくする
ことができ、またこの値は７００℃程度までの時効によ
って殆んど変わらないことがわかる。これは本発明合金
において基本組成に含有されるＢがＦｅ或はＭｎと共に
ＦｅＢ、ＦｅｚＢ或はＭ ｎ Ｂ 、 Ｍ ｎ ｚ Ｂ
等の化合物を形成し、Ｆｅ−Ｍｎの地に微細に分散され
る結果、熱膨張が抑制され低熱膨張係数が得られるので
ある。
実施例３
第３図および第４図には前記方法で作製した阻１合金に
ついて、それぞれ８０％冷間加工後時効した場合の引張
強さおよびビッカース硬度と時効温度との関係、および
８０％冷間加工後６００℃で時効した場合の引張強さお
よびピンカース硬度と時効時間との関係を示す。引張強
さおよびビッカース硬度は時効温度とともに上昇し、約
６００″Ｃ付近に緩やかな極大を作る。また、例えば６
００℃で時効する場合、その温度に約１分間保持すれば
その効果が現われ始め、約６０分間の保持で熱処理は殆
んど完成することがわかる。
ついて、それぞれ８０％冷間加工後時効した場合の引張
強さおよびビッカース硬度と時効温度との関係、および
８０％冷間加工後６００℃で時効した場合の引張強さお
よびピンカース硬度と時効時間との関係を示す。引張強
さおよびビッカース硬度は時効温度とともに上昇し、約
６００″Ｃ付近に緩やかな極大を作る。また、例えば６
００℃で時効する場合、その温度に約１分間保持すれば
その効果が現われ始め、約６０分間の保持で熱処理は殆
んど完成することがわかる。
実施例４
第５図には第１表に示した比較合金Ｎα１０１ と本発
明合金Ｎｏ、 １およびＮ１１４について８０％冷間加
工後６００℃で１時間時効した状態の熱膨張Δ１／ｉと
温度との関係が示しである。図に示す通り、比較合金は
３００℃の高温度では伸びの勾配が極めて大きいが、本
発明合金はいずれも小さく優れた低熱膨張合金であるこ
とがわかる。従って本発明合金は常温および高温におい
て使用するリニアモーターカー用部材、測定機器或はそ
の他の構造物の部材として非常に好適である。
明合金Ｎｏ、 １およびＮ１１４について８０％冷間加
工後６００℃で１時間時効した状態の熱膨張Δ１／ｉと
温度との関係が示しである。図に示す通り、比較合金は
３００℃の高温度では伸びの勾配が極めて大きいが、本
発明合金はいずれも小さく優れた低熱膨張合金であるこ
とがわかる。従って本発明合金は常温および高温におい
て使用するリニアモーターカー用部材、測定機器或はそ
の他の構造物の部材として非常に好適である。
最後に本発明合金の組成を限定した理由を述べる。
まず、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｂ５元合金において、’Ｍｎ２６〜
３３％、８０．００１〜１．０％、残部Ｆｅと限定した
のは、その組成範囲外では熱膨張係数が本発明の目的と
する、０℃から１００℃で７〜１０ ｘ １０−’／
”ｃおよびｏ ’ｃから３００℃で１５〜１７Ｘ１０−
６／℃の範囲を越えるからである。Ｍｎは合金の反強磁
性特性を安定化させるに必須の元素であり、この範囲よ
り少ないと強磁性相が現出し、これを越えると反強磁性
相が少なくなるからである。また、ＢはＦｅ−Ｍｎ地中
に溶は込んでＦｅＢ、ＦｅｚＢＭｎＢ、Ｍｎ、Ｂ化合物
を生成させ、熱膨張係数を低下させかつ機械的強度を向
上させるに必須の元素であり、これより少ないと化合物
相が生成されず、これを越えると化合物相が過多になり
機械的強度を下げるからである。
３３％、８０．００１〜１．０％、残部Ｆｅと限定した
のは、その組成範囲外では熱膨張係数が本発明の目的と
する、０℃から１００℃で７〜１０ ｘ １０−’／
”ｃおよびｏ ’ｃから３００℃で１５〜１７Ｘ１０−
６／℃の範囲を越えるからである。Ｍｎは合金の反強磁
性特性を安定化させるに必須の元素であり、この範囲よ
り少ないと強磁性相が現出し、これを越えると反強磁性
相が少なくなるからである。また、ＢはＦｅ−Ｍｎ地中
に溶は込んでＦｅＢ、ＦｅｚＢＭｎＢ、Ｍｎ、Ｂ化合物
を生成させ、熱膨張係数を低下させかつ機械的強度を向
上させるに必須の元素であり、これより少ないと化合物
相が生成されず、これを越えると化合物相が過多になり
機械的強度を下げるからである。
つぎに副成分をＳｃ、Ｙ、Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｈｆ 。
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ２．０ ％以下の一
種或は二種以上の全量０．００１〜２．０％と限定下の
は、これらの組成範囲そとでは熱膨張係数が本発明の目
的とする、０℃から１００℃で７〜ｌ０Ｘ１０−ｂ／”
ＣおよびＯ″Ｃから３００℃で１５〜１７Ｘ１０−’／
”Ｃの範囲を越えるからである。また、これらの副成分
は機械的強度と耐食性の改善元素であり、加工性の改善
に有効に寄与する。
種或は二種以上の全量０．００１〜２．０％と限定下の
は、これらの組成範囲そとでは熱膨張係数が本発明の目
的とする、０℃から１００℃で７〜ｌ０Ｘ１０−ｂ／”
ＣおよびＯ″Ｃから３００℃で１５〜１７Ｘ１０−’／
”Ｃの範囲を越えるからである。また、これらの副成分
は機械的強度と耐食性の改善元素であり、加工性の改善
に有効に寄与する。
第１図は本発明の代表的な合金の熱膨張係数と冷間加工
率との関係を示した図、 第２図は本発明の代表的な合金の８０％冷間加工後時効
した場合の熱膨張係数と時効温度との関係を示した図、 第３図は本発明の代表的な合金を８０％冷間加工後時効
した場合の引張強さおよびビッカース硬度と時効温度と
の関係を示した図、 第４図は本発明の代表的な合金を８０％冷間加工後６０
０℃で時効した場合の引張強さおよびビッカース硬度と
時効温度との関係を示した図、第５図は本発明の代表的
な合金を６００℃で時効した状態と従来の非強磁性合金
の熱膨張曲線を比較した図である。 妨膨張係数久（ＸｆＯ−’） 第３図 第４図 熱膨張係数α（ＸｆＯ−’） 第５図 シ」；【 ノｒ（℃）
率との関係を示した図、 第２図は本発明の代表的な合金の８０％冷間加工後時効
した場合の熱膨張係数と時効温度との関係を示した図、 第３図は本発明の代表的な合金を８０％冷間加工後時効
した場合の引張強さおよびビッカース硬度と時効温度と
の関係を示した図、 第４図は本発明の代表的な合金を８０％冷間加工後６０
０℃で時効した場合の引張強さおよびビッカース硬度と
時効温度との関係を示した図、第５図は本発明の代表的
な合金を６００℃で時効した状態と従来の非強磁性合金
の熱膨張曲線を比較した図である。 妨膨張係数久（ＸｆＯ−’） 第３図 第４図 熱膨張係数α（ＸｆＯ−’） 第５図 シ」；【 ノｒ（℃）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量比にてＭｎ２６〜３３％、Ｂ０．００１〜１．
０％、残部実質的にＦｅおよび不可避の不純物とからな
ることを特徴とする高強度非強磁性低熱膨張合金。 ２、重量比にて主成分として、Ｍｎ２６〜３３％、Ｂ０
．００１〜１．０％および残部Ｆｅおよび不可避の不純
物とからなる合金に副成分として、Ｓｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ２．０％以
下のうち少なくとも一種または二種以上の全量０．００
１〜２．０％をＦｅと置換する形で含有してなることを
特徴とする高強度非強磁性低熱膨張合金。 ３、請求項１および２に記載の合金において、（ａ）５
００℃以上融点以下の高温で１分間以上（例えば５分乃
至１００時間）加熱して均質化処理を施した後、焼入れ
するか或は毎秒１℃以下の速度で徐冷して焼鈍を行う、 （ｂ）上記焼入れ後或は焼鈍後、１０％以上の冷間加工
を行う、 （ｃ）上記冷間加工後、２００℃以上融点以下の温度で
１分間以上（例えば５分乃至１００時間）加熱し、つい
で毎秒１℃以下の速度で徐冷することにより得られるこ
とを特徴とする高強度非強磁性低熱膨張合金の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25035590A JPH04131358A (ja) | 1990-09-21 | 1990-09-21 | 高強度非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25035590A JPH04131358A (ja) | 1990-09-21 | 1990-09-21 | 高強度非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04131358A true JPH04131358A (ja) | 1992-05-06 |
Family
ID=17206689
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25035590A Pending JPH04131358A (ja) | 1990-09-21 | 1990-09-21 | 高強度非強磁性低熱膨張合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04131358A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5168599A (en) * | 1989-12-01 | 1992-12-08 | Williams William H | Wet and/or dry vacuum cleaning unit |
| US5389161A (en) * | 1992-03-10 | 1995-02-14 | Centre Stephanois De Recherches Mecaniques Hydromecanique Et Frottement | Process for phosphating steel parts to improve corrosion and wear resistance |
-
1990
- 1990-09-21 JP JP25035590A patent/JPH04131358A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5168599A (en) * | 1989-12-01 | 1992-12-08 | Williams William H | Wet and/or dry vacuum cleaning unit |
| US5389161A (en) * | 1992-03-10 | 1995-02-14 | Centre Stephanois De Recherches Mecaniques Hydromecanique Et Frottement | Process for phosphating steel parts to improve corrosion and wear resistance |
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