JPH0570894A - 捻回特性の優れた高強度低熱膨張合金線およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 捻回特性が安定して高い高強度低熱膨張合金
とその製造方法の提供。 【構成】 最終加工線径にて１１５kgf/mm²以上の引張
強さを有するＦｅ−Ｎｉ系合金線で、合金線の横断面の
空隙率が０．４％以下であることを特徴とする捻回特性
の優れた高強度低熱膨張合金線である。

Description

【発明の詳細な説明】

【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Ｆｅ−Ｎｉ系合金組成を有し、捻回特性
の優れた高強度低熱膨張合金線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もつＦ
ｅ−Ｎｉ系の合金線が、たとえば低弛度の架空送電線
（ＡＣＳＲ）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、組成的には特公昭５６−
４５９９０号、特開昭５５−４１９２８号、特公昭５７
−１７９４２号、特開昭５５−１２２８５５号、特開昭
５５−１２８５６５号、特開昭５５−１３１１５５号、
特開昭５６−１４２８５１号、特開昭５７−２６１４４
号、特開昭５７−４１３５０号、特開昭５８−１１７６
７号、特開昭５８−１１７６８号等の合金が開示されて
いる。さらに、これらの合金の強度と捻回特性を向上さ
せる目的で、特公昭６３−５６２８９号、特公昭６０−
３４６１３号、特開昭５７−１１０６５９号、特公平２
−１５６０６号、特開昭５８−７７５２５号、特開昭５
８−２１０１２６号、特開昭５８−２２１２２５号、特
開昭５７−４１３５０号、特公平２−４１５７７号、特
公平２−５５４９５号等の高強度低熱膨張合金線あるい
は合金線の製造方法が開示されている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】上述した従来の高強度
低熱膨張合金はいずれもＮｉまたはＮｉ＋Ｃｏを３５〜
５０％の範囲で含み、さらにＣやＮの侵入型固溶強化元
素やＣｒ、Ｍｏなどの数種の置換型固溶強化元素やＴ
ｉ、Ｎｂなどの数種の析出強化型元素を低熱膨張特性を
損なわない範囲で含み残部Ｆｅからなる合金組成をも
つ。これらの合金はいずれも固溶化熱処理あるいは、焼
鈍熱処理状態においては、良好な捻回特性が得られるも
のの、引張強さはたかだか５０〜８０kgf/mm²の範囲で
あり、この状態では低弛度架空送電線用芯線の用途には
適さない。しかし、これらの合金はいずれも加工硬化能
が、従来の低熱膨張合金である３６％Ｎｉ−Ｆｅ合金
や、４２％Ｎｉ−Ｆｅ合金など代表的なＦｅ−Ｎｉ系合
金に比べて大きく、冷間加工によって１００kgf/mm²以
上の引張強さが得られる。ただし、単純に冷間域で強加
工を加えただけでは捻回特性は大きく低下してしまうの
で、引張強さと捻回特性を両立させるために種々の製造
方法が提案されている。たとえば、前記特公昭６０−３
４６１３号や特公平２−１５６０６号ではいずれも冷間
加工の前段階または冷間加工の途中で歪取り焼鈍を実施
し、強度と捻回特性の両立が試みられている。これらの
公告公報には皮剥によって生じる表面の歪みを焼鈍熱処
理で除去することにより、良好な捻回特性が得られると
明記されている。本発明者もこの手法によって、高強度
低熱膨張合金線の製造テストを行なったところ、必ずし
も捻回特性は安定せず、５〜８０回の範囲でばらつきが
見られた。

【０００４】これに対し、特公平２−４１５７７号およ
び特公平２−５５４９５号に開示された合金線は上記の
特公昭６０−３４６１３号や特公平２−１５６０６号と
ほぼ同一の製造プロセスをとるが、ここでは、冷間加工
後の焼鈍時に生成するＭｏ₂Ｃ炭化物が強度と捻回特性
の向上に寄与すると述べられている。特公平２−４１５
７７号および特公平２−５５４９５号の発明者の１人は
「Effect of processes of drawing on torsional prop
erty of high-tensile strength Invar alloywire」(Wir
e Journal International vol.21,No.4(1988),P84)と題
して捻回特性の改善に触れている。この論文において、
捻回特性の改善は冷間加工後にＭｏ₂Ｃ炭化物を析出さ
せる焼鈍熱処理を実施するだけでは不十分で、とくに引
抜後の合金線の横断面の硬さ分布において、中心部の硬
さがもっとも高くなるように、ダイスの引抜角を小さ
く、かつ潤滑性を高めるためのクリストファーソンチュ
ーブと称される特殊な治具が必要であると報告されてい
る。この論文からも判るように、上記の４つの特許公報
（特公昭６０−３４６１３号、特公平２−１５６０６
号、特公平２−４１５７７号および特公平２−５５４９
５号）に開示されている方法は、いずれも捻回特性の優
れた高強度低熱膨張合金線の製造に関しては、必ずしも
十分な方法ではないのである。しかして、ダイスの引抜
角を小さくしたり、潤滑性を高めるためのクリストファ
ーソンチューブと称される特殊な治具を使用して捻回特
性を高めることは、引抜パス回数の増大（引抜角が小さ
くなると１パスあたりの減面率を高くとることができな
い）を招き、ラインの工程変更にも時間がとられ、全長
数ｋｍにもおよぶ合金線の製造に対してははなはだ効率
の悪い製造方法である。以上の問題点を鑑み、本発明者
らは捻回機構に及ぼす組織要因を明らかにした上で安定
して高い捻回値が得られる高強度低熱膨張合金線の製造
を試みた。本発明は、安定して高い捻回特性を有する高
強度低熱膨張合金線およびその製造方法を提供すること
を目的とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、種々の添
加元素を配合したＦｅ−Ｎｉ系合金の熱間圧延素材を用
い、いくつかの製造プロセスによって素線を製造し、そ
の合金線の引張特性、捻回特性、熱膨張係数およびミク
ロ組織を調査した。その結果、従来の合金線の加工プロ
セスである熱間加工後の加工が冷間引抜のみで１１５kg
f/mm²以上の引張強さを達成させる場合には、合金中に
含まれる炭化物とマトリックスの界面にボイドが発生
し、過度のミクロボイドを含む合金線は、捻回値の低下
とバラツキの増加を招くことがわかった。このような捻
回値に悪影響を及ぼすミクロボイドの発生を抑制するた
めに、温間引抜あるいは温間圧延といった温間加工を適
度の割合で熱間加工後の製造プロセスに含めることによ
り、いずれも安定して７０回以上の高い捻回値が得られ
ることがわかった。併せて、線材を得るための熱間加工
後あるいは該熱間加工後の伸線途中に、上述の温間加工
を施すのであるが、望ましくはこの温間加工の前段階
で、固溶化処理をおこない、ＭｏやＣｒの炭化物を均一
に固溶させることで、十分に高い強度とより安定して高
い捻回値をもつ合金線が得られることもわかった。ま
た、これらのＦｅ−Ｎｉ系高捻回値高強度低熱膨張合金
の中でも特に実際の送電線の通常使用での上限温度であ
る２３０℃までの平均熱膨張係数を、最も低いレベルの
値に押えることができる組成範囲も明らかにした。

【０００６】すなわち、本発明の捻回特性の優れた高強
度低熱膨張合金線である、第１発明は、最終加工線径に
て１１５kgf/mm²以上の引張強さを有するＦｅ−Ｎｉ系
合金線で、合金線の横断面の空隙率が０．４％以下であ
ることを特徴とする捻回特性の優れた高強度低熱膨張合
金線であり、望ましくは第１発明のＦｅ−Ｎｉ系合金線
の合金組成が、重量％でＣ０．１５〜０．３０％、Ｓｉ
０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｍｏ１．０〜４．０
％、およびＮｉ３５％以上３８％未満またはさらにＣｏ
８％以下をＮｉ＋Ｃｏで３５％以上３８％未満の範囲で
含み残部は不純物を除きＦｅからなるものであり、また
は上記添加合金に加えてＢ０．０００５〜０．０２％を
含有するものである。

【０００７】また、本願の第２発明は、Ｆｅ−Ｎｉ系合
金線を熱間加工後または該熱間加工後の伸線途中で、５
５０〜８５０℃で減面率（以下単に数値のみ記入する）
２０％以上の温間加工を行なうことを特徴とする捻回特
性の優れた高強度低熱膨張合金線の製造方法であり、望
ましくは、上記熱間加工後に８０％以下、望ましくは６
０％以下の冷間加工を加えた後、５５０〜８５０℃で２
０％以上の温間加工を行ない、該温間加工に続いて冷間
加工を行ない、この際の（温間加工減面率）／（温間加
工とそれに続く冷間加工の総減面率）が、２０〜９０％
の範囲であり、さらに該冷間加工は減面率が８５％以下
であることを特徴とする第１発明の捻回特性の優れた高
強度低熱膨張合金線の製造方法であり、また望ましく
は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金線を熱間加工後または該熱間加工
後の伸線途中で、９５０〜１１５０℃の固溶化処理と、
その後伸線することなく、または伸線途中で５５０〜８
５０℃で２０％以上の温間加工を行なうことを特徴とす
る第１発明の捻回特性の優れた高強度低熱膨張合金線の
製造方法であり、またさらに望ましくは、Ｆｅ−Ｎｉ系
合金線を熱間加工後または該熱間加工後に８０％以下、
望ましくは６０％以下の冷間加工を加えた後、９５０〜
１１５０℃の固溶化処理と、その後伸線することなく、
または伸線途中で５５０〜８５０℃で２０％以上の温間
加工を行ない、該温間加工とそれに続く冷間加工の割合
が、（温間加工減面率）／（温間加工とそれに続く冷間
加工の総減面率）の百分率で、２０〜９０％の範囲であ
り、さらに該冷間加工は減面率が８５％以下であること
を特徴とする第２発明の捻回特性の優れた高強度低熱膨
張合金線の製造方法である。本願の発明において、Ｆｅ
−Ｎｉ系合金線とは、ＮｉまたはＮｉ＋Ｃｏを３５〜５
０％の範囲で含み、残部が実質的にＦｅからなる合金、
およびさらにこれに加えてＣ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどから
選択して添加される固溶強化元素や、必要に応じてＴ
ｉ，Ｎｂ，Ｗなどの析出強化元素を低熱膨張特性を損な
わない範囲で含み、残部実質的にＦeからなる合金組成
を有するものを意味する。

【０００８】

【作用】本発明において合金線の横断面の空隙率は、横
断面の無腐食ミクロ組織において、外周部から直径の１
／３〜１／５の断面位置でＳＥＭ像を撮影し、18.75μ
ｍ×27.5μｍ×１０視野の画像解析結果から、ミクロボ
イドの面積率の平均値を算出することにより求めた。冷
間加工率の増加に伴う塑性変形能の低下は、マトリック
スと炭化物との界面でのボイドの発生を助長し、加工歪
による基地の硬化は、ボイドの発生に伴う実質断面積の
減少とそれに伴う延性低下のために相殺されて、もはや
十分に引張強さを高めることができなくなる。また、捻
回試験においても、ミクロボイドはクラックの起点とな
って、捻回値の低下とバラツキの原因となることを明ら
かにした。これらのミクロボイドが空隙率にして０．４
％以下の範囲であれば、１１５kgf/mm²以上の引張強さ
と安定した高い捻回特性を両立させることができる。し
かし、空隙率が０．４％を超えると捻回値のバラツキと
捻回値の急激な低下が生じるようになり、本発明が目的
とする高捻回特性が得られなくなる。したがって、本発
明の合金線の横断面の空隙率は０．４％以下に限定す
る。本発明の最も大きな特徴の一つは、このようなミク
ロボイドを見出したことおよびミクロボイドの面積率と
捻回特性の関係を初めて見出したことにあり、この点が
従来技術との比較で大きな相異点の一つである。

【０００９】一方、ミクロボイドを０．４％以下に保ち
ながら、かつ１１５kgf/mm²以上の引張強さの合金線を
得るためには、熱間加工後または該熱間加工後の伸線途
中で、温間引抜あるいは温間圧延といった温間加工を適
度に導入することが有効であり、さらに温間加工の前段
階で固溶化処理を行ない、炭化物を均一に固溶させる
と、より一層その効果が増大することがわかった。温間
加工を製造プロセスに取り入れることで、前段階に冷間
加工がある場合は、これによって生じるミクロボイドは
圧接されるとともに、非常に微細な動的回復・再結晶組
織を得ることができ、さらに温間加工の温度を炭化物の
析出温度域にあわせることで、その後の冷間加工時の加
工硬化能が高まり、従来プロセスよりも低い冷間加工率
で、従来プロセスと同等以上の強度が得られるようにな
る。したがって、１１５kgf/mm²以上の引張強さを有す
る高強度低熱膨張合金線の製造方法において、本発明の
合金線の製造方法によれば、従来の製造方法よりも冷間
加工率を低くすることができ、その結果、基地と炭化物
界面を主とするミクロボイドの生成は抑制され、安定し
て高い捻回値と高引張強度を両立させることができる。

【００１０】以下、本発明の合金線の製造方法の限定理
由について述べる。上記のような効果を得るための温間
加工は、熱間加工後あるいは、それに続く８０％以下、
望ましくは６０％以下の冷間加工後に実施する。熱間加
工後に温間加工の前段階で実施される冷間加工は、目的
とする仕上寸法の本合金線を得るために実施することが
できるが、熱間加工後の冷間加工率が８０％を超える
と、その際に導入されたボイドを以後の温間加工で十分
に低減させることができず、仕上げの冷間加工を経てで
きる合金線に０．４％を超える空隙率のボイドが生じ、
目的とする高捻回特性が得られなくなるので、熱間加工
と温間加工の間に冷間加工を実施する場合は、該冷間加
工率の上限を８０％に限定することが望ましい。但し、
この冷間加工率が６０〜８０％の範囲の場合、その後に
施す温間加工は、できるだけ高い温度で行なうことが必
要であるので、この冷間加工率は６０％以下が望ましい
のである。熱間加工による表面酸化層は酸洗い、シェー
ビング、ピーリングなどの手段で除去すればよく、本発
明の方法においては必ずしも必須の要件ではない。温間
加工の加工温度は、炭化物の析出を利用した加工硬化能
の高い動的微細回復・再結晶組織を得るために、５５０
〜８５０℃の範囲に限定する。加工温度が５５０℃を下
回ると炭化物の析出が不十分となり、また、温間という
よりはむしろ冷間の加工条件に近づき、ボイドも発生す
るようになる。逆に、加工温度が８５０℃を超えると炭
化物が粗大化し、以後の冷間加工で十分な加工硬化能が
期待できないので、温間加工温度は５５０〜８５０℃に
限定する。また、温間加工の加工率は、その後の冷間加
工時の加工硬化能の高い動的微細回復・再結晶組織を得
るために、最低２０％以上を必要とする。さらに、高引
張強度を得るためには、温間加工後の冷間加工も重要で
ある。温間加工とそれに続く冷間加工の総加工率に対す
る温間加工の割合（線材の場合の計算式を数１に示す）
が２０％未満の場合、１１５kgf/mm²以上の引張強さを
得ようとすると、冷間加工時のボイドの発生のために捻
回値の低下とバラツキの増加が生じる。逆に、この割合
が９０％を超えると、ボイドはほとんど存在しないが、
強度が１１５kgf/mm²に足りなくなる。したがって、温
間加工とそれに続く冷間加工の総加工率に対する温間加
工の割合は２０〜９０％に限定することが望ましい。ま
た、両者の加工率の割合に加え、温間加工後の冷間加工
率そのものが高すぎても、ボイドが発生し、捻回特性を
低下させる。そのために温間加工後の冷間加工率は８５
％以下であることが望ましい。

【００１１】

【数１】 Ｒ＝｛１−（Ｄ₁／Ｄ₀）²｝／｛１−（Ｄ₂／Ｄ₀）²｝×100 Ｒ：温間加工とそれに続く冷間加工の総加工率に対する
温間加工の割合 Ｄ₀：温間加工前の線材の直径 Ｄ₁：温間加工後の線材の直径 Ｄ₂：温間加工＋冷間加工後の線材の直径

【００１２】上記の工程に加え、さらに捻回特性と強度
の優れた高強度低熱膨張合金線を得るためには、熱間加
工後あるいは該熱間加工後の伸線途中で、温間加工の前
段階に固溶化処理を入れることもできる。固溶化処理は
熱間加工後の表面酸化層を除去する前あるいは除去した
後のいずれに実施してもよい。この固溶化処理は炭化物
の積極的な固溶を目的としたもので、炭化物の固溶に必
要な温度まで上げる必要があり、いわゆる焼なまし処理
とは異なるものである。この固溶化処理を実施すること
で、熱間加工時に不均一に分布するＭｏやＣｒ等の炭化
物を、一旦十分に固溶させることができ、その後の温間
加工時に均一に再析出させることによって、よりいっそ
う捻回値の安定化と加工硬化能とを高めることができ
る。固溶化処理温度が９５０℃以下であると、炭化物が
十分に固溶せず、逆に１０５０℃より高すぎると、炭化
物は固溶するが、結晶粒が粗大化し、いずれも捻回値の
安定化と加工硬化能に対して、悪影響を及ぼす。したが
って、このような効果をもたらす固溶化処理温度は９５
０〜１０５０℃の範囲とすることが望ましい。上述した
高強度低熱膨張合金線を芯線にもつＡｌ送電線のＡｌ合
金の耐熱温度は連続通電温度で最大２３０℃程度であ
り、弛度をおさえるための芯線には常温から２３０℃の
温度範囲で低い熱膨張係数が要求される。従来の高強度
低熱膨張合金線は２３０℃よりもさらに高い温度、たと
えば、３００℃までの平均熱膨張係数に重点をおいた開
発がなされている。しかし、実際にはＡｌの耐熱温度に
より送電線の使用温度の上限が決定されてしまうので、
高強度低熱膨張合金にはＡｌ合金の連続通電温度の上限
である２３０℃までの平均熱膨張係数がとくに問題とな
る。

【００１３】そこで、本発明者はＦｅ−Ｎｉ系高捻回値
高強度低熱膨張合金線のなかでも、常温から２３０℃ま
での平均熱膨張係数がとくに低い値をとる合金組成範囲
について検討した結果、この範囲は前述の第１発明の望
ましい範囲であることがわかった。以下、これらの成分
限定理由を述べる。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もつ。
そのために必要なＣは最低０．１５％であるが、０．３
％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０．１５〜０．３０％に限定するとよい。Ｓ
ｉ，Ｍｎは脱酸元素として本発明合金線の製造時にある
程度は必要であり、若干量は含まれる。だだし、過度の
Ｓｉ，Ｍｎは熱膨張係数の増加を招くため、それぞれ
０．５％以下の添加にとどめる。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
能がもっとも大きい。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２次炭化物と
して析出することが原因と考えられる。また、この微細
２次炭化物は、温間加工時の動的回復・再結晶組織の微
細化に役立つ。一方、ＣｒはＭｏと同族の元素でＭｏと
同様の理由で強化に寄与するが、Ｍｏと同じだけ固溶強
化させようとすると熱膨張係数が高くなりすぎるため、
とくに２３０℃までの熱膨張係数を低くする目的に対し
ては、Ｍｏ単独添加の方がより効果的である。そのため
に、必要なＭｏは最低１．０％であるが４．０％を超え
る過度の添加は熱膨張係数の増加を招くのでＭｏは１．
０〜４．０％に限定するとよい。Ｂは本発明合金線にお
いて、結晶粒界に偏析して結晶粒界をピン止めし、Ｍｏ
の２次炭化物と同様、動的回復・再結晶組織の微細化に
役立つ。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％以下とす
る。また、十分な効果を得るため０．０００５％以上添
加する。従来のＦｅ−Ｎｉ系高強度低熱膨張合金線で
は、このようなＢ添加の効果に着目した発明は見られ
ず、この点も本発明の特徴の１つである。

【００１４】本発明において、Ｎｉの含有量は熱膨張特
性に大きく影響を及ぼす。特に、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％以上４２％以下の範囲とする。Ｎｉ量が３５％を
下回る場合には、低熱膨張特性の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４２％を越えると変移点
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。平均熱膨張係数を狭い範囲で安定させるのに
望ましい範囲は、以上の理由により、Ｎｉが３５％以上
３８％未満である。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Ｎ
ｉ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にする働きが強いのでＣ
ｏは８％以下の範囲でＮｉと置換可能である。よって、
ＣｏがＮｉと複合添加される場合、３０％以上３８％未
満のＮｉと８％以下のＣｏをＮｉ＋Ｃｏで３５％以上４
２％以下の範囲に限定するとよい。より望ましいＮｉ＋
Ｃｏの範囲は３５％以上３８％未満である。Ｆｅ−Ｎｉ
系合金を強化する添加元素は上記したＣやＣｒ、Ｍｏ以
外に種々考えられるが、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚ
ｒ，Ｗ等の元素はＣとの親和力が強く、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りやすいので、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
の元素は添加する場合は、いずれも上限を０．２％程度
に抑制することが望ましい。また、酸素は合金中で介在
物を生成し、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、０．０１％以下とするのが望まし
い。また、脱酸や脱硫を目的として添加されるＡｌ，Ｍ
ｇ，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に差し支えない。 Ａｌ，ＲＥＭ ≦ ０．１％ Ｍｇ，Ｃａ ≦ ０．０２％ 本発明にかかる特に常温から２３０℃までの熱膨張係数
の低下を意図した合金線は、上述した合金元素と残部Ｆ
ｅから構成される新規な組成を有するＦｅ−Ｎｉ系高強
度低熱膨張合金線である。

【００１５】

【実施例】

（実施例１）表１に示す組成のＦｅ−Ｎｉ系合金を溶製
し、熱間鍛造および熱間圧延によって直径１１．２mmの
コイル材に仕上げ、表面酸化層を除去し、続いて１００
０℃×１時間の加熱をして水冷する固溶化処理を実施し
たのち、直径９．８mmまで、約２０％の加工率で冷間引
抜を実施した。なお、本発明合金線Ｑ，Ｒについては、
固溶化処理なしで、寸法調整のために表面を一部研削
後、他の合金線と同様、直径９．８mmまで、約２０％の
加工率で冷間引抜を実施した。

【００１６】

【表１】

【００１７】

【表２】

【００１８】前記試料を出発材として、表２に示す種々
の加工率の温間および冷間引抜き加工を施し、前記出発
材からの温間加工率と冷間加工率の総和を８７．２％と
一定にし、最終的に直径３．５mmのコイル材を作製し
た。本発明合金線Ａ〜Ｅ，Ｊ，Ｋ，Ｑ，Ｒおよび比較合
金線Ｇ〜Ｌは、いずれも温間引抜＋冷間引抜によりコイ
ル材とした。比較合金線ＦとＭについては、それぞれ、
冷間引抜のみおよび温間引抜のみとした。また、本発明
合金線ＮとＰについては、温間圧延＋冷間引抜の工程で
コイルとした。

【００１９】

【表３】

【００２０】表３には表２の試料ＡないしＲの製造工程
をまとめて示す。表３のうちＨＲは熱間圧延、ＳＴは固
溶化処理、ＣＷＤは冷間引抜、ＷＷＤは温間引抜、ＷＷ
Ｒは温間圧延、ＧＲは研削を意味する略号である。温間
引抜ならびに冷間引抜はごく一般的なアプローチ角１２
゜の超硬製の引抜ダイスを使用し、１パスあたり、２０
％前後の減面率で伸線した。その際の伸線速度は、通常
の鋼線の伸線速度と同程度の速度で行なった。また、温
間引抜については、引抜ダイスの直前に設置された高周
波加熱コイルによって、合金線を７５０℃に連続的に加
熱しつつ、引抜を実施した。

【００２１】温間圧延は、２段の圧延ロールの直前に設
置された高周波加熱コイルによって、合金線を７５０℃
に加熱しつつ、目的とする温間加工率にあわせて、最大
５個の連続ロール圧延を実施した。これらの線材を用い
て最終加工ままの状態で引張試験、捻回試験、熱膨張試
験を行ない、コイル横断面の空隙率を測定した。引張試
験の伸びは標点間２５０mmで測定し、引張強さと伸びに
ついていずれも３本の平均値を求めた。また捻回試験
は、掴み間の距離を自己径の１００倍とし、回転数６０
ｒｐｍで破断までの捻回値をそれぞれ１０本測定して、
平均値と標準偏差を求めた。合金線の空隙率は、前述の
とおり、横断面の無腐食ミクロ組織において、外周部か
ら直径の１／３〜１／５の横断面位置でのＳＥＭ像を撮
影し、18.75μｍ×27.5μｍ×１０視野の画像解析結果
から、ミクロボイドの面積率の平均値を算出することに
より求めた。これらの試験結果をまとめて表２および図
１に示す。なお、図２のａ，ｂおよびｃにそれぞれ本発
明合金線Ｅ、Ａおよび比較合金線Ｆの横断面ＳＥＭ像の
１例をスケッチで、実測した空隙率とともに示す。図
中、黒く塗られた部分が合金線の製造過程で生じるミク
ロボイドである。

【００２２】表２および図１より、本発明の合金線の製
造方法によって得られた本発明合金線は、いずれも横断
面の空隙率が０．４％以下で、約９７回以上の高い捻回
値（平均値）と１１５kgf/mm²以上の高い引張強さが得
られる。また、熱膨張係数も低い値が得られている。本
発明合金線のなかで、Ｃ，ＤとＱ，Ｒを比較すると、
Ｃ，Ｄは明らかにＱ，Ｒよりも引張強さ、捻回値とも高
くなっているが、これは、固溶化処理の効果である。一
方、比較合金線Ｆ〜Ｉのように温間加工を実施しない場
合（Ｆ）または温間加工率ならびに（温間加工率）／
（温間加工とそれに続く冷間加工の総加工率）がともに
本発明合金線の製造方法より、低すぎる場合は、横断面
の空隙率が０．４％よりも高くなり、いずれも高い引張
強さは得られるものの、捻回値が大幅に低下するように
なる。また、比較合金線Ｍ，Ｌのように冷間加工がない
場合（Ｍ）または（温間加工率）／（温間加工とそれに
続く冷間加工の総加工率）が９０％を超えるようになる
と、空隙率は低いが、引張強さが１１５kgf/mm²を下回
るようになる。図２の本発明合金線Ｅ，Ａおよび比較合
金線Ｆの横断面ＳＥＭ像のスケッチから、本発明合金線
は比較合金線に比べ、あきらかにミクロボイドの面積率
が低く、温間加工の効果がはっきりと認められる。

【００２３】（実施例２）実施例１と同じく表１の組成
の熱間圧延材について、１０００℃×１時間の加熱をし
て水冷する固溶化処理を実施したのち、表面酸化層を除
去してから約２０％の冷間引抜で直径９．８mmに仕上げ
た素線について、表３に示す温間加工温度と（温間加工
率）／（温間加工とそれに続く冷間加工の総加工率）の
冷間加工を組合せて直径３．５mmのコイルを作製した。
この試料を用いて、実施例１と同様の確性試験を実施し
た。本発明の合金線は、Ｓ，Ｔ，Ｕ，Ｖ，Ｗ，Ｘおよび
Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１であり、比較合金線Ｙ，Ｚは本発明の
温間加工温度の条件を外れるものである。この結果を表
４および図３に示す。なお、表４の合金線のうち、本発
明合金線のＢ１、Ｃ１およびＤ１は、実施例１のＢ，
Ｃ，Ｄとそれぞれ同じ７５０℃の温間加工を行ない、冷
間加工条件も実施例１のＢ，Ｃ，Ｄとそれぞれ同一であ
る。表４の各試料は、温間加工条件は異なっているもの
の、いずれもその製造工程は前述の略号で表わせば、Ｈ
Ｒ−ＳＴ−スケール除去−ＣＷＤ−ＷＷＤ−ＣＷＤで製
造したものである。表４および図３より、本発明の製造
方法によって得られる合金線は、いずれも横断面の空隙
率が０．４％以下であり、８６回以上の高い捻回値（平
均値）と１１５kgf/mm²以上の高い引張強さが得られ、
また、熱膨張係数も低い値が得られることがわかる。一
方、比較合金線Ｙのように温間加工温度が５００℃と低
すぎると、空隙率が０．４％より高くなり、高い引張強
さは得られるものの、捻回値が大幅に低下するようにな
り、また、比較合金線Ｚのように温間加工温度が高すぎ
ると、空隙率は低く、捻回値も高くなるが、引張強さが
１１５kgf/mm²を下回るようになることがわかる。

【００２４】

【表４】

【００２５】（実施例３）表５に示す組成のＦｅ−Ｎｉ
系合金を溶製し、熱間鍛造および熱間圧延によって直径
１１．２mmのコイル材に仕上げ、続いて、１０００℃×
１時間の加熱と水冷の固溶化処理を実施したのち、表面
酸化層を除去し、直径９．８mmまで、約２０％の加工率
で冷間引抜を実施した。以後は、表２の本発明合金線Ｄ
の製造方法と同じく温間引抜で５９％加工後、温間加工
率と冷間加工率の総和を８７．２％と一定にし、最終的
に直径３．５mmのコイル材とした。この試料を用いて、
実施例１と同じ確性試験を実施した。確性試験結果を表
６に示す。

【００２６】

【表５】

【００２７】

【表６】

【００２８】表６に示す合金線はいずれも本発明の合金
線であり、No.１、２，３は請求項１、No.１１，１２，
１３は請求項２、No.５，７，８，２１は請求項３に相
当する合金線である。いずれの合金線も横断面の空隙率
が低く、高い引張強さと安定して高い捻回値が得られる
が熱膨張係数には合金組成の影響が大きく、請求項１の
合金線に対し、請求項２，３に相当するもののようにＣ
0.15〜0.3%、Ｍｏ 1.0〜4.0%、およびＮｉ＋Ｃo 35%以
上38%未満に含有量を限定した範囲内では、３０〜２３
０℃までの平均熱膨張係数がより低い値とすることがで
きる。特にこの範囲内でＮｉの一部をＣｏに置き変えた
合金線はさらに良好な低熱膨張特性を有することがわか
る。請求項３の合金線がＣ、Ｍｏといった固溶強化元素
を請求項１の合金線と同等以下（ＣｒはＭｏ当量に換算
すると１．８５倍）の量しか含まないのに、引張強さが
同等以上の値を示すのは、温間加工時に結晶粒界に偏析
するＢの効果が大きいものと推察される。また、合金線
No.１１とNo.５およびNo.１２とNo.２１の比較から、請
求項２の合金線No.１１とNo.１２が、それぞれ請求項３
の合金線No.５とNo.２１に比べ、それぞれ同等以下の
Ｃ，Ｍｏ量にもかかわらず、それぞれ請求項２の合金線
より、高い引張強さが得られるのも、Ｂの効果によるも
のと考えられる。

【００２９】（実施例４）実施例１と同じく、表１の熱
間圧延素材について、１０００℃×１時間の加熱をして
水冷する固溶化処理を実施したのち、表面酸化層を除去
後、表７に示す４条件の温間加工前の冷間加工を施し
た。さらにこれらの素材について、加熱温度７５０℃の
温間引抜で３０％加工後、７０％の冷間加工を実施し
（前記数１のＲの値は３７％である）、それぞれ最終的
に直径４．６mm、３．５mm、２．６mmおよび２．０mmの
コイル材を作製した。表７の各試料は、温間加工前の冷
間加工条件ならびに最終仕上コイル径が異なっているも
のの、いずれもその製造工程は、前述の略号で表わせ
ば、ＨＲ−スケール除去−ＳＴ−ＣＷＤ−ＷＷＤ−ＣＷ
Ｄで製造したものである。これらの試料を用いて実施例
１と同様の確性試験を実施した。本発明の合金線はＮo.
31〜33であり、比較合金線Ｎo.34は温間加工前の冷間加
工率が本発明の加工条件を外れるものである。確性試験
結果を表７に併せ示す。表７より本発明合金線Ｎo.31〜
33はいずれも低い空隙率をもち、高い引張強度と安定し
て高い捻回値が得られることがわかる。それに対し、比
較合金線Ｎo.34は温間加工前の冷間加工率が高すぎるた
めに、この加工時に導入されたミクロボイドを以後の温
間加工で十分に圧接できず、最終仕上径での捻回値不足
をまねく。また、本発明合金線Ｎo.31と32はＮo.33より
もさらに空隙率が低く捻回値も高い。これらの結果か
ら、温間加工に至るまでの冷間加工率も制御することが
重要であり、本発明合金線が目的とする高捻回高強度低
熱膨張合金線を得るためには、温間加工前の冷間加工率
を８０％以下、より好適には６０％以下に限定すること
が望ましいことがわかる。

【００３０】

【表７】

【００３１】

【発明の効果】以上述べたように、本発明の合金線は、
横断面の空隙率が０．４％以下に保たれるので、高い引
張強さと高い捻回値が得られる。このような低い空隙率
の合金線は、本発明の温間加工を用いた製造方法によっ
て得ることができる。また、熱間加工後または該熱間加
工後の伸線途中での固溶化熱処理とその後の温間加工
は、炭化物を均一微細に析出させるので、温間加工の効
果を高めることができ、より一層安定して高い捻回特性
が得ることに寄与する。さらに本発明で開示した特定の
合金組成にすることにより、上記の効果と共に、より低
い熱膨張係数を有する低弛度送電線の芯線の製造が可能
となり、従来の低弛度送電線よりもさらに低弛度の利点
と信頼性にすぐれた電力の輸送が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金線および比較合金線の（温間加工
率）／（温間加工とそれに続く冷間加工の総加工率）に
対する引張強さ、捻回値および空隙率の関係を示す図で
ある。

【図２】本発明合金線および比較合金線の最終加工状態
における横断面ＳＥＭ像のスケッチの例である。

【図３】本発明合金線および比較合金線の温間加工温度
に対する引張強さ、捻回値および空隙率の関係を示す図
である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成４年６月２日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】特許請求の範囲

【補正方法】変更

【補正内容】

【特許請求の範囲】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】０００６

【補正方法】変更

【補正内容】

【０００６】すなわち、本発明の捻回特性の優れた高強
度低熱膨張合金線である、第１発明は、最終加工線径に
て１１５kgf/mm²以上の引張強さを有するＦｅ−Ｎｉ系
合金線で、合金線の横断面の空隙率が０．４％以下であ
ることを特徴とする捻回特性の優れた高強度低熱膨張合
金線であり、望ましくは第１発明のＦｅ−Ｎｉ系合金線
の合金組成が、重量％でＣ０．１５〜０．３０％、Ｓｉ
０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｍｏ１．０〜４．０
％、およびＮｉ３５％以上３８％未満もしくはさらにＣ
ｏ８％以下をＮｉ＋Ｃｏで３５％以上３８％未満の範囲
で含み残部は不純物を除きＦｅからなるもの、または、
Ｃ０．１５〜０．３０％、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ０．
５％以下、Ｍｏ１．０〜４．０％、Ｂ０．０００５〜
０．０２％、およびＮｉ３５〜４２％、もしくはさらに
Ｃｏ８％以下をＮｉ＋Ｃｏで３５〜４２％の範囲で含
み、残部は不純物を除きＦｅからなるものとするもので
ある。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 最終加工線径にて１１５kgf/mm²以上の
   引張強さを有するＦｅ−Ｎｉ系合金線で、合金線の横断
   面の空隙率が０．４％以下であることを特徴とする捻回
   特性の優れた高強度低熱膨張合金線。
2. 【請求項２】 請求項１に記載のＦｅ−Ｎｉ系合金線の
   合金組成が、重量％でＣ０．１５〜０．３０％、Ｓｉ
   ０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｍｏ１．０〜４．０
   ％、およびＮｉ３５％以上３８％未満またはさらにＣｏ
   ８％以下をＮｉ＋Ｃｏで３５％以上３８％未満の範囲で
   含み残部は不純物を除きＦｅからなることを特徴とする
   捻回特性の優れた高強度低熱膨張合金線。
3. 【請求項３】 請求項１に記載のＦｅ−Ｎｉ系合金線の
   合金組成が、重量％でＣ０．１５〜０．３０％、Ｓｉ
   ０．５％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｍｏ１．０〜４．０
   ％、Ｂ０．０００５〜０．０２％およびＮｉ３５％以上
   ４２％以下とまたはさらにＣｏ８％以下をＮｉ＋Ｃｏで
   ３５％以上４２％以下の範囲で含み残部は不純物を除き
   Ｆｅからなることを特徴とする捻回特性の優れた高強度
   低熱膨張合金線。
4. 【請求項４】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金線を熱間加工後、また
   は該熱間加工後に伸線加工を加えた後、５５０〜８５０
   ℃で減面率２０％以上の温間加工と、冷間加工を行なう
   ことを特徴とする捻回特性の優れた高強度低熱膨張合金
   線の製造方法。
5. 【請求項５】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金線を熱間加工後、また
   は該熱間加工後に減面率８０％以下の冷間加工を加えた
   後、５５０〜８５０℃で減面率２０％以上の温間加工
   と、該温間加工に続いて冷間加工を行ない、この際の
   （温間加工減面率）／（温間加工とそれに続く冷間加工
   の総減面率）が、２０〜９０％の範囲であり、さらに該
   冷間加工は減面率が８５％以下であることを特徴とする
   捻回特性の優れた高強度低熱膨張合金線の製造方法。
6. 【請求項６】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金線を熱間加工後、また
   は該熱間加工後に伸線加工を加えた後、９５０〜１１５
   ０℃の固溶化処理と、その後冷間加工を加えまたは加え
   ないで、５５０〜８５０℃で減面率２０％以上の温間加
   工と冷間加工を行なうことを特徴とする捻回特性の優れ
   た高強度低熱膨張合金線の製造方法。
7. 【請求項７】 Ｆｅ−Ｎｉ系合金線を熱間加工後、また
   は該熱間加工後に減面率８０％以下の冷間加工を加えた
   後、９５０〜１１５０℃の固溶化処理と、その後伸線加
   工を加えまたは加えないで、５５０〜８５０℃で減面率
   ２０％以上の温間加工と、該温間加工に続いて冷間加工
   を行ない、この際の（温間加工減面率）／（温間加工と
   それに続く冷間加工の総減面率）が、２０〜９０％の範
   囲であり、さらに該冷間加工は減面率が８５％以下であ
   ることを特徴とする捻回特性の優れた高強度低熱膨張合
   金線の製造方法。