JPH06346193A - 高強度低熱膨張合金 - Google Patents
高強度低熱膨張合金Info
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- JPH06346193A JPH06346193A JP13855893A JP13855893A JPH06346193A JP H06346193 A JPH06346193 A JP H06346193A JP 13855893 A JP13855893 A JP 13855893A JP 13855893 A JP13855893 A JP 13855893A JP H06346193 A JPH06346193 A JP H06346193A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 従来の低熱膨張合金よりワンランク上（ピア
ノ線級）の引張強度と、簡便な製造工程でも安定した捻
回特性が得られる低熱膨張合金の提供。 【構成】 特定範囲のＦｅ−Ｃｏ−｛Ｎｉ，（Ｃｒ＋Ｍ
ｏ）｝系合金にＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒ
の１種または２種以上含有する成分からなり、少なくと
もオーステナイト相と加工誘起変態によって生じるマル
テンサイト相の２相を有する組織でなる高強度低熱膨張
合金。
ノ線級）の引張強度と、簡便な製造工程でも安定した捻
回特性が得られる低熱膨張合金の提供。 【構成】 特定範囲のＦｅ−Ｃｏ−｛Ｎｉ，（Ｃｒ＋Ｍ
ｏ）｝系合金にＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒ
の１種または２種以上含有する成分からなり、少なくと
もオーステナイト相と加工誘起変態によって生じるマル
テンサイト相の２相を有する組織でなる高強度低熱膨張
合金。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は使用中に昇温の可能性の
ある精密機械部品や低弛度耐熱送電線用芯線等に使用さ
れる高強度低熱膨張合金に関するものである。
ある精密機械部品や低弛度耐熱送電線用芯線等に使用さ
れる高強度低熱膨張合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、架空送電線については、鋼芯
アルミ撚線（ＡＣＳＲ線）が使用されてきたが、近年の
電力需要の増大と地価高騰が相まって従来の鋼芯アルミ
撚線に代わる高強度で低い熱膨張係数をもつ合金線が望
まれるようになった。この用途では、高強度低熱膨張線
をアルミ撚線の芯材として使用するので、複数本の線材
を撚って束ねる作業が入る。この撚線作業を評価する手
法として、線材の一端を固定して他端をねじる捻回試験
を実施し、捻回値として要求されている。
アルミ撚線（ＡＣＳＲ線）が使用されてきたが、近年の
電力需要の増大と地価高騰が相まって従来の鋼芯アルミ
撚線に代わる高強度で低い熱膨張係数をもつ合金線が望
まれるようになった。この用途では、高強度低熱膨張線
をアルミ撚線の芯材として使用するので、複数本の線材
を撚って束ねる作業が入る。この撚線作業を評価する手
法として、線材の一端を固定して他端をねじる捻回試験
を実施し、捻回値として要求されている。
【０００３】このような用途に対し、強度や捻回値を改
善する目的で特公昭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５８−１１７６
７号および特開昭５８−１１７６８号等のＦｅ−Ｎｉ系
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５７−１１０６
５９号、特公平２−１５６０６号、特開昭５８−７７５
２５号、特開昭５８−２１０１２６号、特開昭５８−２
２１２２５号、特開昭５７−４１３５０号、特公平２−
４１５７７号および特公平２−５５４９５号等の高強度
低熱膨張合金線（ＡＣＩＲ線）あるいは合金線の製造方
法が開示されている。
善する目的で特公昭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５８−１１７６
７号および特開昭５８−１１７６８号等のＦｅ−Ｎｉ系
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５７−１１０６
５９号、特公平２−１５６０６号、特開昭５８−７７５
２５号、特開昭５８−２１０１２６号、特開昭５８−２
２１２２５号、特開昭５７−４１３５０号、特公平２−
４１５７７号および特公平２−５５４９５号等の高強度
低熱膨張合金線（ＡＣＩＲ線）あるいは合金線の製造方
法が開示されている。
【０００４】
【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合金に比べて大きく、冷間加工に
よって１００〜１３０kgf/mm2の引張強さが得られ、一
部で実用化されるようになった。
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合金に比べて大きく、冷間加工に
よって１００〜１３０kgf/mm2の引張強さが得られ、一
部で実用化されるようになった。
【０００５】しかし、従来の鋼芯アルミ撚線の芯線に用
いられているピアノ線の強度は、１７０kgf/mm2クラス
のものがより多くをしめており、これらの送電線の送電
容量を鉄塔の建て替えなしに高めるためには、１７０kg
f/mm2クラスのピアノ線と同程度の引張強さをもつ、低
熱膨張合金線が必要となっていた。また、ここで述べた
従来の高強度低熱膨張合金線は、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上記の公報
に種々の煩雑な製造方法が提案されている。たとえば、
特公昭６０−３４６１３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。これらの製造方法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。
いられているピアノ線の強度は、１７０kgf/mm2クラス
のものがより多くをしめており、これらの送電線の送電
容量を鉄塔の建て替えなしに高めるためには、１７０kg
f/mm2クラスのピアノ線と同程度の引張強さをもつ、低
熱膨張合金線が必要となっていた。また、ここで述べた
従来の高強度低熱膨張合金線は、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上記の公報
に種々の煩雑な製造方法が提案されている。たとえば、
特公昭６０−３４６１３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。これらの製造方法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。
【０００６】これに対し、特公平２−４１５７７号およ
び特公平２−５５４９５号に開示される合金線は上記の
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ＭｏＣ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。しかし、特公平２−
４１５７７号および特公平２−５５４９５号の発明人の
１人は「Effect ofprocesses of drawing on torsional
property of high-tensile strength Invar alloy wir
e」(Wire Journal International vol.21,No.4(1988),P8
4)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。
び特公平２−５５４９５号に開示される合金線は上記の
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ＭｏＣ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。しかし、特公平２−
４１５７７号および特公平２−５５４９５号の発明人の
１人は「Effect ofprocesses of drawing on torsional
property of high-tensile strength Invar alloy wir
e」(Wire Journal International vol.21,No.4(1988),P8
4)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。
【０００７】しかし、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、本発明は、従来のＦｅ−Ｎｉ
系高強度低熱膨張合金よりも、さらにワンランク上、つ
まりピアノ線に匹敵する引張強さをもち、かつ煩雑な工
程を経ずとも安定して高い捻回特性をもつ高強度低熱膨
張合金を提供することを目的とする。
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、本発明は、従来のＦｅ−Ｎｉ
系高強度低熱膨張合金よりも、さらにワンランク上、つ
まりピアノ線に匹敵する引張強さをもち、かつ煩雑な工
程を経ずとも安定して高い捻回特性をもつ高強度低熱膨
張合金を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｎｉ系合金に種々の合金元素を添加した組成の合金
の熱間圧延素材を用い、その合金線の引張特性、捻回特
性および熱膨張係数を調査した。その結果、従来のオー
ステナイト相が強度の冷間加工を加えても安定なＦｅ−
Ｎｉ系高強度低熱膨張合金ではピアノ線並みの高強度を
得ることができないことがわかった。そこで、本発明が
目的とするレベルの高強度を得るためには、Ｖ，Ｔｉ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等の合金元素添加によるオース
テナイト基地の強化と、強度の冷間加工によってオース
テナイト相の一部がマルテンサイト相に変態するような
合金組成を選ぶこと、さらにその時の冷間加工前の合金
組成が、もっとも低熱膨張係数が得られる組成に最適化
しておくことで、高強度と低熱膨張特性の両立が可能で
あることを見出した。
ｏ−Ｎｉ系合金に種々の合金元素を添加した組成の合金
の熱間圧延素材を用い、その合金線の引張特性、捻回特
性および熱膨張係数を調査した。その結果、従来のオー
ステナイト相が強度の冷間加工を加えても安定なＦｅ−
Ｎｉ系高強度低熱膨張合金ではピアノ線並みの高強度を
得ることができないことがわかった。そこで、本発明が
目的とするレベルの高強度を得るためには、Ｖ，Ｔｉ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等の合金元素添加によるオース
テナイト基地の強化と、強度の冷間加工によってオース
テナイト相の一部がマルテンサイト相に変態するような
合金組成を選ぶこと、さらにその時の冷間加工前の合金
組成が、もっとも低熱膨張係数が得られる組成に最適化
しておくことで、高強度と低熱膨張特性の両立が可能で
あることを見出した。
【０００９】さらに低弛度耐熱送電線用芯線の用途に対
しては、本発明合金は、通常の皮剥後の冷間伸線工程で
とくに中間で煩雑な焼鈍工程を入れる必要もなく、単純
な冷間引抜工程を行なうだけで、従来のピアノ線と同じ
レベルの捻回値と捻回値の安定化をもたらすことが明ら
かとなり、送電線用芯線としてとくに適していることが
わかった。このような合金組成領域は、ステンレスイン
バーと呼ばれる５４Ｃｏ−９Ｃｒ−残部Ｆｅの合金とス
ーパーインバーと呼ばれる３１Ｎｉ−６Ｃｏ−残部Ｆｅ
の合金をよりオーステナイト相が不安定な方向の組成と
した合金を比例関係で結ぶ領域（図１）に位置し、さら
にオーステナイト相の加工硬化と加工誘起マルテンサイ
トの強度向上に大きく寄与するＣを適量加えること、さ
らにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等の合金元素添
加によるオーステナイト基地を強化することで、目的と
するレベルの合金が得られることがわかった。
しては、本発明合金は、通常の皮剥後の冷間伸線工程で
とくに中間で煩雑な焼鈍工程を入れる必要もなく、単純
な冷間引抜工程を行なうだけで、従来のピアノ線と同じ
レベルの捻回値と捻回値の安定化をもたらすことが明ら
かとなり、送電線用芯線としてとくに適していることが
わかった。このような合金組成領域は、ステンレスイン
バーと呼ばれる５４Ｃｏ−９Ｃｒ−残部Ｆｅの合金とス
ーパーインバーと呼ばれる３１Ｎｉ−６Ｃｏ−残部Ｆｅ
の合金をよりオーステナイト相が不安定な方向の組成と
した合金を比例関係で結ぶ領域（図１）に位置し、さら
にオーステナイト相の加工硬化と加工誘起マルテンサイ
トの強度向上に大きく寄与するＣを適量加えること、さ
らにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等の合金元素添
加によるオーステナイト基地を強化することで、目的と
するレベルの合金が得られることがわかった。
【００１０】すなわち、本発明の高捻回高強度低熱膨張
合金線のうち第１発明は、重量％で、Ｃ０．０６〜０．
５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２５〜３０
％、Ｃｏ２〜１６．３％を含み、かつＮｉとＣｏの関係
が５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ
からなり、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺ
ｒの１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部
は不純物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオース
テナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイ
ト相との２相を有する組織としたことを特徴とする高強
度低熱膨張合金である。
合金線のうち第１発明は、重量％で、Ｃ０．０６〜０．
５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２５〜３０
％、Ｃｏ２〜１６．３％を含み、かつＮｉとＣｏの関係
が５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ
からなり、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺ
ｒの１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部
は不純物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオース
テナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイ
ト相との２相を有する組織としたことを特徴とする高強
度低熱膨張合金である。
【００１１】また、第２発明は重量％で、Ｃ０．０２〜
０．５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ３０％
以下、Ｃｏ２〜５８％、およびＣｒ１０％以下とＭｏ３
％以下の１種または２種を含み、さらにＮｉとＣｏの関
係が５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎ
ｉおよびＮｉと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係が５−（１／５）
Ｎｉ≦（Ｃｒ＋Ｍｏ）≦１０−（１／５）Ｎｉからな
り、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの１
種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部は不純
物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオーステナイ
ト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相と
の２相を有する組織としたことを特徴とする高強度低熱
膨張合金である。
０．５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ３０％
以下、Ｃｏ２〜５８％、およびＣｒ１０％以下とＭｏ３
％以下の１種または２種を含み、さらにＮｉとＣｏの関
係が５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎ
ｉおよびＮｉと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係が５−（１／５）
Ｎｉ≦（Ｃｒ＋Ｍｏ）≦１０−（１／５）Ｎｉからな
り、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの１
種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部は不純
物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオーステナイ
ト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相と
の２相を有する組織としたことを特徴とする高強度低熱
膨張合金である。
【００１２】さらに第３発明は、重量％で、Ｃ０．０２
〜０．５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｏ５２
〜５８％、Ｃｒ１０％以下もしくはさらにＭｏ３％以下
を合計で５〜１０％含み、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，ＨｆおよびＺｒの１種または２種以上を合計で１％
以下含有し、残部は不純物を除きＦｅからなる組成で、
少なくともオーステナイト相と加工誘起変態によって生
じるマルテンサイト相との２相を有する組織としたこと
を特徴とする高強度低熱膨張合金である。
〜０．５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｏ５２
〜５８％、Ｃｒ１０％以下もしくはさらにＭｏ３％以下
を合計で５〜１０％含み、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，ＨｆおよびＺｒの１種または２種以上を合計で１％
以下含有し、残部は不純物を除きＦｅからなる組成で、
少なくともオーステナイト相と加工誘起変態によって生
じるマルテンサイト相との２相を有する組織としたこと
を特徴とする高強度低熱膨張合金である。
【００１３】上記の第１〜３発明の合金には、必要に応
じて重量％で、Ｂ０．０２％以下、Ｍｇ０．０２％以下
およびＣａ０．０２％以下の１種または２種以上を添加
することができる。または、さらに重量％で、Ａｌ０．
２％以下とＲＥＭ０．２％以下の１種または２種を添加
することもできる。さらに、これらの組成の合金は、加
工誘起変態によって生じるマルテンサイト相の量を、全
体の３５％以下である組織とすることで特に優れた低熱
膨張特性と高強度が両立できる。
じて重量％で、Ｂ０．０２％以下、Ｍｇ０．０２％以下
およびＣａ０．０２％以下の１種または２種以上を添加
することができる。または、さらに重量％で、Ａｌ０．
２％以下とＲＥＭ０．２％以下の１種または２種を添加
することもできる。さらに、これらの組成の合金は、加
工誘起変態によって生じるマルテンサイト相の量を、全
体の３５％以下である組織とすることで特に優れた低熱
膨張特性と高強度が両立できる。
【００１４】
【作用】以下、本発明の高強度低熱膨張合金の化学組成
範囲について成分限定理由を述べる。Ｃは本発明合金に
おいて冷間加工時のオーステナイト相の加工硬化と加工
誘起マルテンサイトの強度向上にもっとも寄与する元素
である。また、オーステナイト安定化元素としてＮｉや
Ｃｏの一部を置換することもできる。このような効果を
得るために、Ｃは、ＣｒまたはＭｏを含む場合は、最低
０．０２％以上、ＣｒとＭｏをともに含まない場合は合
金の加工硬化性の低下とオーステナイト相を不安定化す
るため、最低０．０６％を必要とするが、逆に０．５０
％を越えるＣは、オーステナイト相を過度に安定化させ
て、マルテンサイト変態を起こしにくくするとともに、
熱膨張係数の増加を招く。
範囲について成分限定理由を述べる。Ｃは本発明合金に
おいて冷間加工時のオーステナイト相の加工硬化と加工
誘起マルテンサイトの強度向上にもっとも寄与する元素
である。また、オーステナイト安定化元素としてＮｉや
Ｃｏの一部を置換することもできる。このような効果を
得るために、Ｃは、ＣｒまたはＭｏを含む場合は、最低
０．０２％以上、ＣｒとＭｏをともに含まない場合は合
金の加工硬化性の低下とオーステナイト相を不安定化す
るため、最低０．０６％を必要とするが、逆に０．５０
％を越えるＣは、オーステナイト相を過度に安定化させ
て、マルテンサイト変態を起こしにくくするとともに、
熱膨張係数の増加を招く。
【００１５】したがって、Ｃ量は、ＣｒまたはＭｏを含
む場合は、０．０２〜０．５０％、ＣｒとＭｏのいずれ
も含まない場合は０．０６〜０．５０％に限定する。ス
テンレスインバーの合金組成とスーパーインバーの合金
組成を直線で結ぶ領域がいずれもインバー特性を示すこ
とは公知であるが、Ｃの添加なしでは、本発明が意図す
るところの強度と低熱膨張特性を得ることができず、本
発明は、組成的にはこのような合金組成領域に適量のＣ
を添加したことが大きな特徴の１つである。より望まし
いＣの範囲は０．１０〜０．３０％である。
む場合は、０．０２〜０．５０％、ＣｒとＭｏのいずれ
も含まない場合は０．０６〜０．５０％に限定する。ス
テンレスインバーの合金組成とスーパーインバーの合金
組成を直線で結ぶ領域がいずれもインバー特性を示すこ
とは公知であるが、Ｃの添加なしでは、本発明が意図す
るところの強度と低熱膨張特性を得ることができず、本
発明は、組成的にはこのような合金組成領域に適量のＣ
を添加したことが大きな特徴の１つである。より望まし
いＣの範囲は０．１０〜０．３０％である。
【００１６】Ｓｉ，Ｍｎは脱酸元素として本発明合金に
含まれ、Ｓｉには固溶強化作用、Ｍｎにはオーステナイ
ト安定化作用もある。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１％以下および２％
以下の添加にとどめる。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆお
よびＺｒはＣと結合して微細な一次炭化物を形成し、オ
ーステナイト相を析出強化するとともに、一部が基地に
固溶して、冷間加工時の加工硬化能を高める。これらの
効果のためにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒは
本発明において重要な添加元素であり、１種または２種
以上を同時に添加することが本発明において最も特徴と
するところである。その効果は少量の添加から発揮され
る。しかし、これらの合金元素の重量％の和が、合計で
１％を越えるようになると、粗大な一次炭化物が析出し
て、冷間引抜の際に炭化物周辺にボイドが発生しやすく
なり、捻回特性のばらつきの原因となり、また強度の上
昇効果以上に熱膨張係数が高くなるようになる。よっ
て、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの添加は、
１種または２種以上で合計１％以下の添加とする。
含まれ、Ｓｉには固溶強化作用、Ｍｎにはオーステナイ
ト安定化作用もある。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１％以下および２％
以下の添加にとどめる。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆお
よびＺｒはＣと結合して微細な一次炭化物を形成し、オ
ーステナイト相を析出強化するとともに、一部が基地に
固溶して、冷間加工時の加工硬化能を高める。これらの
効果のためにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒは
本発明において重要な添加元素であり、１種または２種
以上を同時に添加することが本発明において最も特徴と
するところである。その効果は少量の添加から発揮され
る。しかし、これらの合金元素の重量％の和が、合計で
１％を越えるようになると、粗大な一次炭化物が析出し
て、冷間引抜の際に炭化物周辺にボイドが発生しやすく
なり、捻回特性のばらつきの原因となり、また強度の上
昇効果以上に熱膨張係数が高くなるようになる。よっ
て、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの添加は、
１種または２種以上で合計１％以下の添加とする。
【００１７】Ｎｉ、Ｃｏおよび（Ｃｒ＋Ｍｏ）は本発明
合金において、残部を構成するＦｅとともに合金にイン
バー特性を与えるのに不可欠な元素である。本発明で３
％以下のＭｏは後述のように等量のＣｒと置換できる。
Ｎｉ、Ｃｏおよび（Ｃｒ＋Ｍｏ）の成分範囲は、図１の
斜線部内における相互の関係を満たす範囲内においての
み、低熱膨張特性と高強度の両立が可能である。斜線部
よりも右上の領域Ａの合金組成になると、オーステナイ
ト相が強度の冷間加工を加えても安定になり、領域Ａの
中でも最適な組成を選ぶことで、熱膨張係数を十分に低
めることができるが引張強さがせいぜい１３０kgf/mm2
程度でこれ以上の加工硬化が望めない。一方斜線部より
も左下の領域Ｂでは、オーステナイト相がもはや冷間加
工の前段階で常温で安定に存在することができず、マル
テンサイト相が生成するために、低熱膨張特性が失われ
る。
合金において、残部を構成するＦｅとともに合金にイン
バー特性を与えるのに不可欠な元素である。本発明で３
％以下のＭｏは後述のように等量のＣｒと置換できる。
Ｎｉ、Ｃｏおよび（Ｃｒ＋Ｍｏ）の成分範囲は、図１の
斜線部内における相互の関係を満たす範囲内においての
み、低熱膨張特性と高強度の両立が可能である。斜線部
よりも右上の領域Ａの合金組成になると、オーステナイ
ト相が強度の冷間加工を加えても安定になり、領域Ａの
中でも最適な組成を選ぶことで、熱膨張係数を十分に低
めることができるが引張強さがせいぜい１３０kgf/mm2
程度でこれ以上の加工硬化が望めない。一方斜線部より
も左下の領域Ｂでは、オーステナイト相がもはや冷間加
工の前段階で常温で安定に存在することができず、マル
テンサイト相が生成するために、低熱膨張特性が失われ
る。
【００１８】したがって、本発明合金のＮｉ、Ｃｏおよ
び（Ｃｒ＋Ｍｏ）量は、図１に示すごとく、３０％以下
のＮｉと、２〜５８％のＣｏと、１０％以下のＣｒと３
％以下のＭｏの１種または２種を含み、かつ以下のＮｉ
とＣｏの関係およびＮｉと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係を満た
す範囲内に限定する。この領域は第２発明を意味する。 ５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ ・・・(1) ５−（１／５）Ｎｉ≦(Ｃｒ＋Ｍｏ)≦１０−（１／５）Ｎｉ ・・・(2)
び（Ｃｒ＋Ｍｏ）量は、図１に示すごとく、３０％以下
のＮｉと、２〜５８％のＣｏと、１０％以下のＣｒと３
％以下のＭｏの１種または２種を含み、かつ以下のＮｉ
とＣｏの関係およびＮｉと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係を満た
す範囲内に限定する。この領域は第２発明を意味する。 ５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ ・・・(1) ５−（１／５）Ｎｉ≦(Ｃｒ＋Ｍｏ)≦１０−（１／５）Ｎｉ ・・・(2)
【００１９】特に、（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０％の場合は基地
の加工硬化能の低下とオーステナイト相を不安定化する
ため、Ｃの下限は、０．０６％以上にする必要がある。
Ｎｉは、(2)式の(Ｃｒ＋Ｍｏ)＝０を代入すると、 ２５≦Ｎｉ が得られ、また、ここでＮｉは前記の３０％以下の関係
から、これらのＮｉ値を(1)式に代入すると、 ２≦Ｃｏ≦１６．３ が得られ、このＮｉとＣｏの領域は第１発明を意味す
る。
の加工硬化能の低下とオーステナイト相を不安定化する
ため、Ｃの下限は、０．０６％以上にする必要がある。
Ｎｉは、(2)式の(Ｃｒ＋Ｍｏ)＝０を代入すると、 ２５≦Ｎｉ が得られ、また、ここでＮｉは前記の３０％以下の関係
から、これらのＮｉ値を(1)式に代入すると、 ２≦Ｃｏ≦１６．３ が得られ、このＮｉとＣｏの領域は第１発明を意味す
る。
【００２０】また、（１）式および（２）式にＮｉ＝０
を代入すると、それぞれ５２≦Ｃｏ≦５８および５≦Ｃ
ｒ＋Ｍｏ≦１０が得られ、この領域は第１発明を意味す
る。さらに、Ｃｒについては、インバー合金に耐食性を
付与するため、とくに高Ｃｏ−高Ｃｒの領域では、良好
な耐食性が得られるので、従来のＦｅ−Ｎｉ系高強度低
熱膨張合金線のようなかなり厚いＡｌ被覆あるいはＺｎ
めっき処理が不要あるいは、大幅に被膜厚さを減少させ
ることができ、送電線の重量の低減に役立つ。また、Ｍ
ｏはＣｒと同属の元素で、Ｃｒと同様の効果をもつため
に、Ｃｒの一部を図１の斜線部の領域内で重量％で等量
に置換することができる。ただし、置換する量が３．％
を超えるとＭｏ2Ｃ炭化物の析出量が多くなりすぎて、
強度、熱膨張係数および捻回特性の点で不利に働くの
で、Ｍｏは３．０％以下とし、かつ、５−（１／５）Ｎ
ｉ≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦１０−（１／５）Ｎｉの範囲内の添加
とする。
を代入すると、それぞれ５２≦Ｃｏ≦５８および５≦Ｃ
ｒ＋Ｍｏ≦１０が得られ、この領域は第１発明を意味す
る。さらに、Ｃｒについては、インバー合金に耐食性を
付与するため、とくに高Ｃｏ−高Ｃｒの領域では、良好
な耐食性が得られるので、従来のＦｅ−Ｎｉ系高強度低
熱膨張合金線のようなかなり厚いＡｌ被覆あるいはＺｎ
めっき処理が不要あるいは、大幅に被膜厚さを減少させ
ることができ、送電線の重量の低減に役立つ。また、Ｍ
ｏはＣｒと同属の元素で、Ｃｒと同様の効果をもつため
に、Ｃｒの一部を図１の斜線部の領域内で重量％で等量
に置換することができる。ただし、置換する量が３．％
を超えるとＭｏ2Ｃ炭化物の析出量が多くなりすぎて、
強度、熱膨張係数および捻回特性の点で不利に働くの
で、Ｍｏは３．０％以下とし、かつ、５−（１／５）Ｎ
ｉ≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦１０−（１／５）Ｎｉの範囲内の添加
とする。
【００２１】Ｂはオーステナイト結晶粒界に偏析して粒
界を強化し、本発明合金の熱間加工性の改善や常温の延
性改善に役立つ。また、ＭｇやＣａは、Ｓと結びついて
粒状の硫化物をつくり、Ｂと同様、熱間加工性の改善や
常温の延性改善に役立つ。このような効果のために、
Ｂ、ＭｇおよびＣａは１種または２種以上を同時に添加
することができるが、いずれも０．０２％を超える過度
の添加は、合金の融点を下げて、逆に熱間加工性を低下
させるのでＢ、ＭｇおよびＣａはいずれも０．０２％以
下の添加とする。
界を強化し、本発明合金の熱間加工性の改善や常温の延
性改善に役立つ。また、ＭｇやＣａは、Ｓと結びついて
粒状の硫化物をつくり、Ｂと同様、熱間加工性の改善や
常温の延性改善に役立つ。このような効果のために、
Ｂ、ＭｇおよびＣａは１種または２種以上を同時に添加
することができるが、いずれも０．０２％を超える過度
の添加は、合金の融点を下げて、逆に熱間加工性を低下
させるのでＢ、ＭｇおよびＣａはいずれも０．０２％以
下の添加とする。
【００２２】また、ＡｌとＲＥＭは脱酸や脱硫を目的と
して添加することができる。それぞれ少量の添加から効
果が表れるが、過度の添加は大気溶解を困難にするの
で、Ａｌ，ＲＥＭの添加はそれぞれ、上限を０．２％以
下とする。また、Ｏ、Ｎ等のガス成分は合金中で介在物
を生成し、同じく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それぞれ、０．０１％以下に限
定する。本発明にかかる合金は、上述した合金元素と残
部Ｆｅから構成される高強度低熱膨張合金である。次
に、本願の第５発明合金において、加工誘起マルテンサ
イト量は３５％以下であることが望ましい。加工誘起マ
ルテンサイト量が３５％を越えると、強度は高くなる
が、熱膨張係数が大きくなりすぎて、本発明の低熱膨張
の特性が低下するからである。
して添加することができる。それぞれ少量の添加から効
果が表れるが、過度の添加は大気溶解を困難にするの
で、Ａｌ，ＲＥＭの添加はそれぞれ、上限を０．２％以
下とする。また、Ｏ、Ｎ等のガス成分は合金中で介在物
を生成し、同じく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それぞれ、０．０１％以下に限
定する。本発明にかかる合金は、上述した合金元素と残
部Ｆｅから構成される高強度低熱膨張合金である。次
に、本願の第５発明合金において、加工誘起マルテンサ
イト量は３５％以下であることが望ましい。加工誘起マ
ルテンサイト量が３５％を越えると、強度は高くなる
が、熱膨張係数が大きくなりすぎて、本発明の低熱膨張
の特性が低下するからである。
【００２３】上記の組成の本発明合金は、熱間加工後あ
るいは固溶化熱処理後に急冷しても常温ではオーステナ
イト相が安定である。しかし、十分に冷間加工を加える
ことで、加工誘起変態によって、マルテンサイト変態を
生じる。冷間加工による加工硬化は、Ｃ添加によるオー
ステナイト基地の加工硬化能アップに加え、マルテンサ
イト変態による効果が大きく、特に高Ｃｏ、高（Ｃｒ＋
Ｍｏ）領域での強度は、ピアノ線に匹敵するレベルであ
る。また、本発明合金は線材に加工すると、特に冷間引
抜の中間工程で焼鈍処理を行なわなくても、４０回前後
の安定した捻回値が得られる。このレベルの捻回値は従
来のピアノ線の捻回値のレベルと同等のものであり、こ
れは、冷間加工によってすでに存在する加工誘起マルテ
ンサイト相あるいは捻回中におきるオーステナイト相か
らマルテンサイト相への変態による応力の緩和による効
果が大きいものと推察される。
るいは固溶化熱処理後に急冷しても常温ではオーステナ
イト相が安定である。しかし、十分に冷間加工を加える
ことで、加工誘起変態によって、マルテンサイト変態を
生じる。冷間加工による加工硬化は、Ｃ添加によるオー
ステナイト基地の加工硬化能アップに加え、マルテンサ
イト変態による効果が大きく、特に高Ｃｏ、高（Ｃｒ＋
Ｍｏ）領域での強度は、ピアノ線に匹敵するレベルであ
る。また、本発明合金は線材に加工すると、特に冷間引
抜の中間工程で焼鈍処理を行なわなくても、４０回前後
の安定した捻回値が得られる。このレベルの捻回値は従
来のピアノ線の捻回値のレベルと同等のものであり、こ
れは、冷間加工によってすでに存在する加工誘起マルテ
ンサイト相あるいは捻回中におきるオーステナイト相か
らマルテンサイト相への変態による応力の緩和による効
果が大きいものと推察される。
【００２４】インバー合金の基地が強度の冷間加工を加
えても、オーステナイト相が安定の場合は、熱膨張係数
は低いが引張強さが不十分であったり、線材に冷間加工
した際、単純な冷間引抜の工程では、捻回特性が不十分
になったりする。逆に、オーステナイト相が不安定にな
りすぎると、熱間加工後あるいは、固溶化処理後の冷却
過程で、マルテンサイト変態が生じて、もはやインバー
特性を得ることができなくなる。以上述べた理由によ
り、本発明合金が高い強度と低い熱膨張係数および高い
捻回値を同時に得るためには、オーステナイト相と加工
誘起変態によって、生じるマルテンサイト相との２相を
あわせもつ必要がある。
えても、オーステナイト相が安定の場合は、熱膨張係数
は低いが引張強さが不十分であったり、線材に冷間加工
した際、単純な冷間引抜の工程では、捻回特性が不十分
になったりする。逆に、オーステナイト相が不安定にな
りすぎると、熱間加工後あるいは、固溶化処理後の冷却
過程で、マルテンサイト変態が生じて、もはやインバー
特性を得ることができなくなる。以上述べた理由によ
り、本発明合金が高い強度と低い熱膨張係数および高い
捻回値を同時に得るためには、オーステナイト相と加工
誘起変態によって、生じるマルテンサイト相との２相を
あわせもつ必要がある。
【００２５】このような加工誘起マルテンサイトのオー
ステナイトへの逆変態温度は５５０℃以上の温度であ
り、送電線として使用される最高温度である３００℃前
後の連続的な使用は本発明合金において特性上、なんら
問題はない。また、加工誘起マルテンサイトは、送電線
として使用される際の中間および仕上げ製造工程におけ
るＡl被覆処理やＺnメッキ処理のような４００〜５００
℃の加熱で一部が炭化物とフェライトに分解することも
あるが、本発明合金において、少量のフェライトの存在
は、特性上なんら問題はない。
ステナイトへの逆変態温度は５５０℃以上の温度であ
り、送電線として使用される最高温度である３００℃前
後の連続的な使用は本発明合金において特性上、なんら
問題はない。また、加工誘起マルテンサイトは、送電線
として使用される際の中間および仕上げ製造工程におけ
るＡl被覆処理やＺnメッキ処理のような４００〜５００
℃の加熱で一部が炭化物とフェライトに分解することも
あるが、本発明合金において、少量のフェライトの存在
は、特性上なんら問題はない。
【００２６】
【実施例】表１に示す組成のＦｅ−Ｃｏ−｛Ｎｉ−（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ）｝系合金を溶製し、熱間鍛造によって直径１
３．０mmの丸棒に仕上げた。その後、９８０℃で３０分
保持後水冷の固溶化処理と表面の皮剥を行ない、直径１
２．３mmとした。さらにこの試料を用いて、熱膨張率を
測定するとともに、冷間引抜により加工率８６％で、直
径４．６mmのコイルを作製した。冷間引抜は、ごく一般
的なアプローチ角１２゜のＷＣ製のダイスを使用し、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。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、巻付・巻戻し試験およ
び合金中のオーステナイト量の測定を実施した。この結
果を表２に示す。
ｒ＋Ｍｏ）｝系合金を溶製し、熱間鍛造によって直径１
３．０mmの丸棒に仕上げた。その後、９８０℃で３０分
保持後水冷の固溶化処理と表面の皮剥を行ない、直径１
２．３mmとした。さらにこの試料を用いて、熱膨張率を
測定するとともに、冷間引抜により加工率８６％で、直
径４．６mmのコイルを作製した。冷間引抜は、ごく一般
的なアプローチ角１２゜のＷＣ製のダイスを使用し、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。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、巻付・巻戻し試験およ
び合金中のオーステナイト量の測定を実施した。この結
果を表２に示す。
【００２７】引張試験の伸びは標点間２５０mmで測定
し、引張強さと絞りについていずれも５本の平均値を求
めた。また捻回試験は、掴み間を自己径の１００倍と
し、回転数６０ｒｐｍで破断までの捻回値をそれぞれ１
０本測定して、平均値を求めた。巻付・巻戻し試験につ
いては、自己径の１．５倍の芯線に各８回巻付・巻戻し
した際に試験片が破断するか否かを調査した。さらに一
部の試料については、試料横断面のＸ線回折を行ない、
以下の式によりマルテンサイト量を求めた。 マルテンサイト相（％）＝｛Ｉα／（Ｉα＋Ｉγ）｝×
１００ Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(220)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度 Ｉγ＝Ｉγ(111)＋Ｉγ(200)＋Ｉγ(220)＋Ｉγ(311) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度
し、引張強さと絞りについていずれも５本の平均値を求
めた。また捻回試験は、掴み間を自己径の１００倍と
し、回転数６０ｒｐｍで破断までの捻回値をそれぞれ１
０本測定して、平均値を求めた。巻付・巻戻し試験につ
いては、自己径の１．５倍の芯線に各８回巻付・巻戻し
した際に試験片が破断するか否かを調査した。さらに一
部の試料については、試料横断面のＸ線回折を行ない、
以下の式によりマルテンサイト量を求めた。 マルテンサイト相（％）＝｛Ｉα／（Ｉα＋Ｉγ）｝×
１００ Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(220)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度 Ｉγ＝Ｉγ(111)＋Ｉγ(200)＋Ｉγ(220)＋Ｉγ(311) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度
【００２８】
【表１】
【００２９】表１に示す合金のうち、No.１〜１５は本
発明合金、No.２１〜２６は比較合金およびNo.３１は、
特開平３−１１５５４３号に開示される高強度低熱膨張
合金である。また、これらの合金のＮｉとＣｏあるいは
ＮｉとＣｒ（＋Ｍｏ）の関係は図１にあわせ示してい
る。表２より、本発明合金は８６％の冷間加工後に１４
５〜２００kgf/mm2の引張強さと６．０×１０マイナス
６乗/℃以下の熱膨張係数をあわせもち、従来のピアノ
線と同等あるいはそれに近い引張強さとピアノ線の１／
２以下の熱膨張係数が得られることがわかる（ピアノ線
の熱膨張係数α30-230℃：１１．５〜１３×１０マイナ
ス６乗／℃）。これらの特性は従来のＦｅ−Ｎｉ系の高
強度低熱膨張合金、たとえば、従来合金No.３１と比べ
ると、熱膨張係数はやや劣るが、引張強度には格段の差
が見られる。既存鉄塔の建て替えなしに、送電線を張り
替えるためには、ピアノ線と同等の強度を持つことが絶
対条件となるので、弛度の点では、やや従来のＦｅ−Ｎ
ｉ系の高強度低熱膨張合金線に劣るが、強度面では、は
るかに従来のＦｅ−Ｎｉ系の高強度低熱膨張合金線を上
回ることがわかる。
発明合金、No.２１〜２６は比較合金およびNo.３１は、
特開平３−１１５５４３号に開示される高強度低熱膨張
合金である。また、これらの合金のＮｉとＣｏあるいは
ＮｉとＣｒ（＋Ｍｏ）の関係は図１にあわせ示してい
る。表２より、本発明合金は８６％の冷間加工後に１４
５〜２００kgf/mm2の引張強さと６．０×１０マイナス
６乗/℃以下の熱膨張係数をあわせもち、従来のピアノ
線と同等あるいはそれに近い引張強さとピアノ線の１／
２以下の熱膨張係数が得られることがわかる（ピアノ線
の熱膨張係数α30-230℃：１１．５〜１３×１０マイナ
ス６乗／℃）。これらの特性は従来のＦｅ−Ｎｉ系の高
強度低熱膨張合金、たとえば、従来合金No.３１と比べ
ると、熱膨張係数はやや劣るが、引張強度には格段の差
が見られる。既存鉄塔の建て替えなしに、送電線を張り
替えるためには、ピアノ線と同等の強度を持つことが絶
対条件となるので、弛度の点では、やや従来のＦｅ−Ｎ
ｉ系の高強度低熱膨張合金線に劣るが、強度面では、は
るかに従来のＦｅ−Ｎｉ系の高強度低熱膨張合金線を上
回ることがわかる。
【００３０】
【表２】
【００３１】また、表２より、本発明合金は高い捻回値
と優れた巻付・巻戻し特性を有することがわかる。この
ような効果は、冷間加工時に存在する加工誘起マルテン
サイトおよびこれらの各種試験の塑性変形中に生じるオ
ーステナイト相から、マルテンサイト相への変態によっ
てもたらされる。表２より本発明合金は、約５〜３３％
のマルテンサイト相と６７〜９５％のオーステナイト相
からなっていることがわかる(正確にはＶ，Ｔｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ等の炭化物も少量存在する）。
と優れた巻付・巻戻し特性を有することがわかる。この
ような効果は、冷間加工時に存在する加工誘起マルテン
サイトおよびこれらの各種試験の塑性変形中に生じるオ
ーステナイト相から、マルテンサイト相への変態によっ
てもたらされる。表２より本発明合金は、約５〜３３％
のマルテンサイト相と６７〜９５％のオーステナイト相
からなっていることがわかる(正確にはＶ，Ｔｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ等の炭化物も少量存在する）。
【００３２】一方、比較合金No.２１のようにＣが本発
明合金に比べて低い場合、あるいはNo.２２のようにＣ
ｏが本発明合金よりも低く図１の領域Ｂに属するように
なると、オーステナイト相はもはや常温で安定に存在す
ることができず、マルテンサイト変態を起こして熱膨張
係数が高くなってしまう(No.２１ではマルテンサイト相
が９０％である)。逆に、比較合金No.２３や２４のよう
にＣｒやＣｏが高すぎて、いずれか一方でも図１の領域
Ａに属するようになるとオーステナイト相が安定になり
すぎて（No.２３，２４ではマルテンサイト相が０％で
加工誘起変態が生じていない）、熱膨張係数は、従来合
金No.３１と同様冷間加工によって低くなるが、引張強
さが本発明合金よりも劣るようになる。また、比較合金
No.２３、２４および従来合金No.３１は、皮剥後に単純
に冷間加工を行なうだけでは、捻回値が１０回以下の低
い値となり、送電線の芯線の用途に対しては、適さなく
なる。また、比較合金No.２５は、ＮｉとＣｏは本願の
第１発明合金の範囲を満たすが、（Ｃｒ＋Ｍｏ）無添加
でＣが０．０４％の組成のものである。
明合金に比べて低い場合、あるいはNo.２２のようにＣ
ｏが本発明合金よりも低く図１の領域Ｂに属するように
なると、オーステナイト相はもはや常温で安定に存在す
ることができず、マルテンサイト変態を起こして熱膨張
係数が高くなってしまう(No.２１ではマルテンサイト相
が９０％である)。逆に、比較合金No.２３や２４のよう
にＣｒやＣｏが高すぎて、いずれか一方でも図１の領域
Ａに属するようになるとオーステナイト相が安定になり
すぎて（No.２３，２４ではマルテンサイト相が０％で
加工誘起変態が生じていない）、熱膨張係数は、従来合
金No.３１と同様冷間加工によって低くなるが、引張強
さが本発明合金よりも劣るようになる。また、比較合金
No.２３、２４および従来合金No.３１は、皮剥後に単純
に冷間加工を行なうだけでは、捻回値が１０回以下の低
い値となり、送電線の芯線の用途に対しては、適さなく
なる。また、比較合金No.２５は、ＮｉとＣｏは本願の
第１発明合金の範囲を満たすが、（Ｃｒ＋Ｍｏ）無添加
でＣが０．０４％の組成のものである。
【００３３】この合金の場合は、加工硬化に寄与するＣ
ｒやＣが無添加あるいは添加されていても少量のため
に、冷間加工で熱膨張係数が増加し、捻回値も高く、マ
ルテンサイト相も４２％で確かに加工誘起マルテンサイ
ト変態を生じているが、強度がそれほど高くはなってお
らず、本発明合金No.６と同程度のＣ量ながら、Ｃｒも
含まないために両者には、強度に大きな差が出ている。
また、比較合金No.２６は、Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｈ
ｆの合計が１％を越えるものであり、確かに引張り強さ
は充分高い値が得られるが、捻回値がばらつくようにな
り、その結果として捻回の平均値が低下するようにな
る。
ｒやＣが無添加あるいは添加されていても少量のため
に、冷間加工で熱膨張係数が増加し、捻回値も高く、マ
ルテンサイト相も４２％で確かに加工誘起マルテンサイ
ト変態を生じているが、強度がそれほど高くはなってお
らず、本発明合金No.６と同程度のＣ量ながら、Ｃｒも
含まないために両者には、強度に大きな差が出ている。
また、比較合金No.２６は、Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｈ
ｆの合計が１％を越えるものであり、確かに引張り強さ
は充分高い値が得られるが、捻回値がばらつくようにな
り、その結果として捻回の平均値が低下するようにな
る。
【００３４】
【発明の効果】以上述べたように本発明の合金は、従来
の低熱膨張合金より、ワンランク上、つまりピアノ線と
同等あるいはそれに近い引張強さと、簡便な製造工程で
もピアノ線並みの安定して高い捻回値が得られ、ピアノ
線の１／２以下の低い熱膨張係数を有するものである。
本発明合金により、信頼性に優れ、従来のピアノ線を芯
線に用いた送電線よりも送電容量が高い低弛度送電線の
製造が可能となり、したがって、比較的容易に送電線の
送電容量アップが可能となる。
の低熱膨張合金より、ワンランク上、つまりピアノ線と
同等あるいはそれに近い引張強さと、簡便な製造工程で
もピアノ線並みの安定して高い捻回値が得られ、ピアノ
線の１／２以下の低い熱膨張係数を有するものである。
本発明合金により、信頼性に優れ、従来のピアノ線を芯
線に用いた送電線よりも送電容量が高い低弛度送電線の
製造が可能となり、したがって、比較的容易に送電線の
送電容量アップが可能となる。
【図１】本発明合金、比較合金および従来合金の各化学
成分をプロットした図である。
成分をプロットした図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年７月９日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１８】したがって、本発明合金のＮｉ、Ｃｏおよ
び（Ｃｒ＋Ｍｏ）量は、図１に示すごとく、３０％以下
のＮｉと、２〜５８％のＣｏと、１０％以下のＣｒと３
％以下のＭｏの１種または２種を含み、かつ以下のＮｉ
とＣｏの関係およびＮｉと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係を満た
す範囲内に限定する。この領域は第２発明の関係式の限
定理由を意味する。 ５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ ・・・(1) ５−（１／５）Ｎｉ≦(Ｃｒ＋Ｍｏ)≦１０−（１／５）Ｎｉ ・・・
（２）
び（Ｃｒ＋Ｍｏ）量は、図１に示すごとく、３０％以下
のＮｉと、２〜５８％のＣｏと、１０％以下のＣｒと３
％以下のＭｏの１種または２種を含み、かつ以下のＮｉ
とＣｏの関係およびＮｉと（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係を満た
す範囲内に限定する。この領域は第２発明の関係式の限
定理由を意味する。 ５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ ・・・(1) ５−（１／５）Ｎｉ≦(Ｃｒ＋Ｍｏ)≦１０−（１／５）Ｎｉ ・・・
（２）
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１９】特に、（Ｃｒ＋Ｍｏ）が０％の場合は基地
の加工硬化能の低下とオーステナイト相を不安定化する
ため、Ｃの下限は、０．０６％以上にする必要がある。
Ｎｉは、(2)式の(Ｃｒ＋Ｍｏ)＝０を代入すると、 ２５≦Ｎｉ が得られ、また、ここでＮｉは前記の３０％以下の関係
から、これらのＮｉ値を(1)式に代入すると、 ２≦Ｃｏ≦１６．３ が得られ、このＮｉとＣｏの領域は第１発明のＮｉとＣ
ｏの範囲の限定理由を意味する。
の加工硬化能の低下とオーステナイト相を不安定化する
ため、Ｃの下限は、０．０６％以上にする必要がある。
Ｎｉは、(2)式の(Ｃｒ＋Ｍｏ)＝０を代入すると、 ２５≦Ｎｉ が得られ、また、ここでＮｉは前記の３０％以下の関係
から、これらのＮｉ値を(1)式に代入すると、 ２≦Ｃｏ≦１６．３ が得られ、このＮｉとＣｏの領域は第１発明のＮｉとＣ
ｏの範囲の限定理由を意味する。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】また、（１）式および（２）式にＮｉ＝０
を代入すると、それぞれ５２≦Ｃｏ≦５８および５≦Ｃ
ｒ＋Ｍｏ≦１０が得られ、この領域は第３発明を意味す
る。さらに、Ｃｒについては、インバー合金に耐食性を
付与するため、とくに高Ｃｏ−高Ｃｒの領域では、良好
な耐食性が得られるので、従来のＦｅ−Ｎｉ系高強度低
熱膨張合金線のようなかなり厚いＡｌ被覆あるいはＺｎ
めっき処理が不要あるいは、大幅に被膜厚さを減少させ
ることができ、送電線の重量の低減に役立つ。また、Ｍ
ｏはＣｒと同属の元素で、Ｃｒと同様の効果をもつため
に、Ｃｒの一部を図１の斜線部の領域内で重量％で等量
に置換することができる。ただし、置換する量が３．％
を超えるとＭｏ2Ｃ炭化物の析出量が多くなりすぎて、
強度、熱膨張係数および捻回特性の点で不利に働くの
で、Ｍｏは添加する場合には３．０％以下とし、かつ、
５−（１／５）Ｎｉ≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦１０−（１／５）Ｎ
ｉの範囲内の添加とする。
を代入すると、それぞれ５２≦Ｃｏ≦５８および５≦Ｃ
ｒ＋Ｍｏ≦１０が得られ、この領域は第３発明を意味す
る。さらに、Ｃｒについては、インバー合金に耐食性を
付与するため、とくに高Ｃｏ−高Ｃｒの領域では、良好
な耐食性が得られるので、従来のＦｅ−Ｎｉ系高強度低
熱膨張合金線のようなかなり厚いＡｌ被覆あるいはＺｎ
めっき処理が不要あるいは、大幅に被膜厚さを減少させ
ることができ、送電線の重量の低減に役立つ。また、Ｍ
ｏはＣｒと同属の元素で、Ｃｒと同様の効果をもつため
に、Ｃｒの一部を図１の斜線部の領域内で重量％で等量
に置換することができる。ただし、置換する量が３．％
を超えるとＭｏ2Ｃ炭化物の析出量が多くなりすぎて、
強度、熱膨張係数および捻回特性の点で不利に働くの
で、Ｍｏは添加する場合には３．０％以下とし、かつ、
５−（１／５）Ｎｉ≦Ｃｒ＋Ｍｏ≦１０−（１／５）Ｎ
ｉの範囲内の添加とする。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２６】
【実施例】表１に示す組成のNo.１〜No.１８の本発明合
金、No.２１〜２６の比較合金およびNo.３１の従来合金
を溶製し、熱間鍛造によって直径１３．０mmの丸棒に仕
上げた。その後、９８０℃で３０分保持後水冷の固溶化
処理と表面の皮剥を行ない、直径１２．３mmとした。さ
らにこの試料を用いて、熱膨張率を測定するとともに、
冷間引抜により加工率８６％で、直径４．６mmのコイル
を作製した。冷間引抜は、ごく一般的なアプローチ角１
２゜のＷＣ製のダイスを使用し、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。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、巻付・巻戻し試験および合金中のオーステ
ナイト量の測定を実施した。この結果を表２に示す。
金、No.２１〜２６の比較合金およびNo.３１の従来合金
を溶製し、熱間鍛造によって直径１３．０mmの丸棒に仕
上げた。その後、９８０℃で３０分保持後水冷の固溶化
処理と表面の皮剥を行ない、直径１２．３mmとした。さ
らにこの試料を用いて、熱膨張率を測定するとともに、
冷間引抜により加工率８６％で、直径４．６mmのコイル
を作製した。冷間引抜は、ごく一般的なアプローチ角１
２゜のＷＣ製のダイスを使用し、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。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、巻付・巻戻し試験および合金中のオーステ
ナイト量の測定を実施した。この結果を表２に示す。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２７】引張試験の伸びは標点間２５０mmで測定
し、引張強さについていずれも５本の平均値を求めた。
また捻回試験は、掴み間を自己径の１００倍とし、回転
数６０ｒｐｍで破断までの捻回値をそれぞれ１０本測定
して、平均値を求めた。巻付・巻戻し試験については、
自己径の１．５倍の芯線に各８回巻付・巻戻しした際に
試験片が破断するか否かを調査した。さらに一部の試料
については、試料横断面のＸ線回折を行ない、以下の式
によりマルテンサイト量を求めた。 マルテンサイト相（％）＝｛Ｉα／（Ｉα＋Ｉγ）｝×
１００ Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(220)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度 Ｉγ＝Ｉγ(111)＋Ｉγ(200)＋Ｉγ(220)＋Ｉγ(311) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度
し、引張強さについていずれも５本の平均値を求めた。
また捻回試験は、掴み間を自己径の１００倍とし、回転
数６０ｒｐｍで破断までの捻回値をそれぞれ１０本測定
して、平均値を求めた。巻付・巻戻し試験については、
自己径の１．５倍の芯線に各８回巻付・巻戻しした際に
試験片が破断するか否かを調査した。さらに一部の試料
については、試料横断面のＸ線回折を行ない、以下の式
によりマルテンサイト量を求めた。 マルテンサイト相（％）＝｛Ｉα／（Ｉα＋Ｉγ）｝×
１００ Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(220)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度 Ｉγ＝Ｉγ(111)＋Ｉγ(200)＋Ｉγ(220)＋Ｉγ(311) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２８】
【表１】
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２９】表１に示す合金のうち、No.１〜１８は本
発明合金、No.２１〜２６は比較合金およびNo.３１は、
特開平３−１１５５４３号に開示される高強度低熱膨張
合金である。また、これらの合金のＮｉとＣｏあるいは
ＮｉとＣｒ（＋Ｍｏ）の関係は図１にあわせ示してい
る。表２より、本発明合金は８６％の冷間加工後に１４
５〜２００kgf/mm2の引張強さと６．０×１０マイナス
６乗/℃以下の熱膨張係数をあわせもち、従来のピアノ
線と同等あるいはそれに近い引張強さとピアノ線の１／
２以下の熱膨張係数が得られることがわかる（ピアノ線
の熱膨張係数α30-230℃：１１．５〜１３×１０マイナ
ス６乗／℃）。これらの特性は従来のＦｅ−Ｎｉ系の高
強度低熱膨張合金、たとえば、従来合金No.３１と比べ
ると、熱膨張係数はやや劣るが、引張強度には格段の差
が見られる。既存鉄塔の建て替えなしに、送電線を張り
替えるためには、ピアノ線と同等の強度を持つことが絶
対条件となるので、弛度の点では、やや従来のＦｅ−Ｎ
ｉ系の高強度低熱膨張合金線に劣るが、強度面では、は
るかに従来のＦｅ−Ｎｉ系の高強度低熱膨張合金線を上
回ることがわかる。
発明合金、No.２１〜２６は比較合金およびNo.３１は、
特開平３−１１５５４３号に開示される高強度低熱膨張
合金である。また、これらの合金のＮｉとＣｏあるいは
ＮｉとＣｒ（＋Ｍｏ）の関係は図１にあわせ示してい
る。表２より、本発明合金は８６％の冷間加工後に１４
５〜２００kgf/mm2の引張強さと６．０×１０マイナス
６乗/℃以下の熱膨張係数をあわせもち、従来のピアノ
線と同等あるいはそれに近い引張強さとピアノ線の１／
２以下の熱膨張係数が得られることがわかる（ピアノ線
の熱膨張係数α30-230℃：１１．５〜１３×１０マイナ
ス６乗／℃）。これらの特性は従来のＦｅ−Ｎｉ系の高
強度低熱膨張合金、たとえば、従来合金No.３１と比べ
ると、熱膨張係数はやや劣るが、引張強度には格段の差
が見られる。既存鉄塔の建て替えなしに、送電線を張り
替えるためには、ピアノ線と同等の強度を持つことが絶
対条件となるので、弛度の点では、やや従来のＦｅ−Ｎ
ｉ系の高強度低熱膨張合金線に劣るが、強度面では、は
るかに従来のＦｅ−Ｎｉ系の高強度低熱膨張合金線を上
回ることがわかる。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３０】
【表２】
【手続補正９】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ０．０６〜０．５０％、Ｓ
ｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２５〜３０％、Ｃｏ２
〜１６．３％を含み、かつＮｉとＣｏの関係が５２−
（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉからな
り、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの１
種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部は不純
物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオーステナイ
ト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相と
の２相を有する組織としたことを特徴とする高強度低熱
膨張合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ０．０２〜０．５０％、Ｓ
ｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ３０％以下、Ｃｏ２〜
５８％、およびＣｒ１０％以下とＭｏ３％以下の１種ま
たは２種を含み、さらにＮｉとＣｏの関係が５２−（５
／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）ＮｉおよびＮｉと
（Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係が５−（１／５）Ｎｉ≦（Ｃｒ＋
Ｍｏ）≦１０−（１／５）Ｎｉからなり、さらにＶ，Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの１種または２種以上
を合計で１％以下含有し、残部は不純物を除きＦｅから
なる組成で、少なくともオーステナイト相と加工誘起変
態によって生じるマルテンサイト相との２相を有する組
織としたことを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ０．０２〜０．５０％、Ｓ
ｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｏ５２〜５８％、Ｃｒ１
０％以下もしくはさらにＭｏ３％以下を合計で５〜１０
％含み、さらにＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒ
の１種または２種以上を合計で１％以下含有し、残部は
不純物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオーステ
ナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイト
相との２相を有する組織としたことを特徴とする高強度
低熱膨張合金。 - 【請求項４】 合金組成が請求項１〜３のいずれかに記
載の上に、さらに重量％で、Ｂ０．０２％以下、Ｍｇ
０．０２％以下およびＣａ０．０２％以下の１種または
２種以上を含み、少なくともオーステナイト相と加工誘
起変態によって生じるマルテンサイト相との２相を有す
る組織としたことを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - 【請求項５】 合金組成が請求項１〜４のいずれかに記
載の上に、さらに重量％で、Ａｌ０．２％以下とＲＥＭ
０．２％以下の１種または２種を含み、少なくともオー
ステナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサ
イト相との２相を有する組織としたことを特徴とする高
強度低熱膨張合金。 - 【請求項６】 合金組成が請求項１〜５のいずれかに記
載の上に、少なくともオーステナイト相と加工誘起変態
によって生じるマルテンサイト相との２相を有し、前記
マルテンサイト相が全体の３５％以下である組織とした
ことを特徴とする高強度低熱膨張合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13855893A JPH06346193A (ja) | 1993-06-10 | 1993-06-10 | 高強度低熱膨張合金 |
| US08/151,808 US6221183B1 (en) | 1992-11-16 | 1993-11-15 | High-strength and low-thermal-expansion alloy, wire of the alloy and method of manufacturing the alloy wire |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13855893A JPH06346193A (ja) | 1993-06-10 | 1993-06-10 | 高強度低熱膨張合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06346193A true JPH06346193A (ja) | 1994-12-20 |
Family
ID=15224956
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13855893A Pending JPH06346193A (ja) | 1992-11-16 | 1993-06-10 | 高強度低熱膨張合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06346193A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10208855B4 (de) * | 2001-03-02 | 2013-01-03 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Hochfeste Legierung mit geringer thermischer Ausdehnung und verbesserten Torsionseigenschaften sowie Draht aus der genannten Legierung |
-
1993
- 1993-06-10 JP JP13855893A patent/JPH06346193A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10208855B4 (de) * | 2001-03-02 | 2013-01-03 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Hochfeste Legierung mit geringer thermischer Ausdehnung und verbesserten Torsionseigenschaften sowie Draht aus der genannten Legierung |
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