JPH073399A

JPH073399A - 高強度低熱膨張合金

Info

Publication number: JPH073399A
Application number: JP14462693A
Authority: JP
Inventors: Koji Sato; 光司佐藤; Takehiro Oono; 丈博大野
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1993-06-16
Filing date: 1993-06-16
Publication date: 1995-01-06

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Ｗを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。

【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。

【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。

【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。

【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。

【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。

【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。さらに、低弛度耐
熱送電線の使用最高温度である３００℃で特に優れた引
張強さの合金を得ることも目的とする。

【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、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。また、３００
℃の引張強さに代表される高温強度の改良には、特にＷ
の添加が有効であることも見出した。

【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、お
よびＷの適量の添加により、室温ばかりでなく、３００
℃の引張強さにおいても十分に高い引張強さをもつ合金
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、Ｃ０．０２〜０．
５０％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ３０％以下
とＣｏ２〜５８％で、ＮｉとＣｏの関係が５２−（５／
３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉであり、さらに
Ｗ４％以下とまたはさらにＣｒ１０％以下とＭｏ３％以
下の１種または２種以上を含み、これらＷ，Ｃｒ，Ｍｏ
とＮｉの関係が５−（１／５）Ｎｉ≦（Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍ
ｏ）≦１１−（１／５）Ｎｉからなり、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、Ｃｏ５２〜
５８％、さらにＷ４％以下とＣｒ１０％以下もしくはさ
らにＭｏ３％以下をＷ＋Ｃｒ＋Ｍｏの合計で５〜１１％
含み、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ことを特徴とする高強度低熱
膨張合金である。

【００１２】上記の第１、第２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。さらに、必要に応じて重量％で、
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの１種または２
種以上を合計で１％以下を含有することもできる。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。

【００１３】

【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、最低０．０２％以上を必要とする
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。したがっ
て、Ｃ量は、０．０２〜０．５０％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。

【００１４】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。ただし、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。Ｗは、本発明合金の高温引張強
さを高めるために最も有効な添加元素であり、本発明に
おいて最も特徴とするところである。Ｗはオーステナイ
ト基地を固溶強化するとともに、一部が炭化物として析
出強化することにより、高温強度の向上に寄与する。そ
の効果は、少量の添加から現れるが、４％を超える過度
の添加は、熱膨張係数の増加を招き、もはや目的とする
インバー特性が得られなくなるため、Ｗは４％以下の添
加とする。さらにＷは同族のＣｒ，Ｍｏとともに以下に
述べるようにオーステナイト相の安定性とインバー特性
の最適化にＷ＋Ｃｒ＋Ｍｏの形で寄与する。

【００１５】Ｃｒは、Ｎｉ０％の場合は必須添加元素と
して加工誘起変態能の最適化と高強度化およびインバー
特性の最適化に寄与する。また、Ｎｉを含む場合は選択
元素として同様の効果をもたらす。これらの場合のＣｒ
添加による高強度化は、オーステナイト基地の固溶強化
と一部炭化物による析出強化によって達成され、その効
果はＣｒのごく少量の添加から現れるが、１０％を超え
る過度の添加は熱膨張係数の増大を招くため、Ｃｒの添
加は１０％以下とする。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Ｃ
ｒの領域では、良好な耐食性が得られるので、従来のＦ
ｅ−Ｎｉ系高強度低熱膨張合金線のようなかなり厚いＡ
ｌ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、Ｍｏは選択元素として強度面において
Ｃｒと同様の効果をもたらすことができる。ただし、添
加量が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％以下とする。

【００１６】Ｎｉ、Ｃｏおよび（Ｗ＋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。Ｎｉ、
Ｃｏおよび（Ｗ＋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。

【００１７】したがって、本発明合金のＮｉ、Ｃｏおよ
び（Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）量は、図１に示すごとく、３０％
以下のＮｉと、２〜５８％のＣｏと、４％以下のＷと、
さらに１０％以下のＣｒ（Ｎｉ無添加の場合は必須添
加、Ｎｉ添加の場合は選択添加）と選択元素として３％
以下のＭｏを含み、かつ以下のＮｉとＣｏの関係および
Ｎｉと（Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）の関係を満たす範囲内に限定
する。この領域は第１発明の下記の式を満足することを
意味する。５２−（５／３）Ｎｉ≦Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉ・・・(1) ５−（１／５）Ｎｉ≦(Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍｏ)≦１１−（１／５）Ｎｉ・・・(2) 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≦Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍ
ｏ≦１１が得られ、この領域は第２発明のＣoの範囲お
よびＷ＋Ｃｒ＋Ｍｏの範囲の限定を意味する。強度、熱
膨張係数および合金価格の観点から特に好ましい添加範
囲は、15〜30%のＮｉと2〜33%のＣｏと4%以下のＷと、
さらに選択元素として5%以下のＣｒと3%以下のＭｏを含
み、かつ(1)式と以下のＮｉと（Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍｏ)の関係
を満たす領域である。５−（１／５）Ｎｉ≦(Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍｏ)≦９−（１／５）Ｎｉ・・・(3)

【００１８】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。

【００１９】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種以上を必要
に応じて添加することができる。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。

【００２０】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。

【００２１】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（Ｗ＋Ｃ
ｒ＋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。

【００２２】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。

【００２３】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。

【００２４】

【実施例】表１に示す組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｗ−｛Ｎｉ−
（Ｃｒ＋Ｍｏ）｝系合金を溶製し、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３
０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。

【００２５】引張試験は常温および３００℃で、いずれ
も各５本試験し、引張強さの平均値を求めた。また捻回
試験は、掴み間を自己径の１００倍とし、回転数６０ｒ
ｐｍ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、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）｝×
１００Ｉα＝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

【００２６】

【表１】

【００２７】表１に示す合金のうち、No.１〜１７は本
発明合金、No.２１〜２７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（Ｗ＋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％の冷間加工後に常
温引張強さで１５１〜１９２kgf/mm²、３００℃の引張
強さで１３６〜１６５kgf/mm²の高い強度と６．０×１
０マイナス６乗/℃以下の低い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／℃）。

【００２８】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−Ｎｉ
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。

【００２９】

【表２】

【００３０】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７〜３０％
のマルテンサイト相と７０〜９３％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，Ｗ，Ｍｏ等の炭化物も少量存在する）。

【００３１】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、２２は、それぞれマ
ルテンサイト相が８４％、９６％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。

【００３２】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N
o.２５は、ＮｉとＣｏは本願の第１発明合金の範囲を満
たすが、Ｃが０．０１％の組成のものである。この合金
の場合は、加工硬化に寄与するＣが無添加あるいは添加
されていても少量のために、確かに加工誘起変態によ
り、４２％と多量のマルテンサイト相を含むが、常温引
張強さはせいぜい１４０kgf/mm²で、熱膨張係数も６×
１０マイナス６乗／℃を超えるようになり、Ｃ添加がい
かに本発明合金の強度と熱膨張特性に寄与しているかが
わかる。

【００３３】また、比較合金No.２６は、Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎ
ｂ＋Ｔａ＋Ｈｆ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。また、比較合金No.２７は本発明合金No.
１４に対して、Ｗを無添加とした合金であり、常温の引
張強さにおいては、両者の差はわずかなものであるが、
３００℃の引張強さにはあきらかな差が見られ、３００
℃の引張強さで１０kgf/mm²以上Ｗ添加材の方が高強度
であることがわかる。この結果から、いかにＷの添加が
高温強度向上に寄与しているかがあきらかであり、この
Ｗ添加が本発明の最も特徴とするところである。

【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常温引張強さと、優れた高温引
張強さ、および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。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金および比較合金の各化学成分をプロ
ットした図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ０．０２〜０．５０％、Ｓ
ｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ３０％以下とＣｏ２〜
５８％で、ＮｉとＣｏの関係が５２−（５／３）Ｎｉ≦
Ｃｏ≦５８−（５／３）Ｎｉであり、さらにＷ４％以下
と、またはさらにＣｒ１０％以下とＭｏ３％以下の１種
または２種を含み、これらＷ，Ｃｒ，ＭｏとＮｉの関係
が５−（１／５）Ｎｉ≦（Ｗ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）≦１１−
（１／５）Ｎｉからなり、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、Ｃｏ５２〜５８％、さらに
Ｗ４％以下とＣｒ１０％以下もしくはさらにＭｏ３％以
下をＷ＋Ｃｒ＋Ｍｏの合計で５〜１１％含み、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】合金組成が請求項１または２のいずれか
に記載の上に、さらに重量％で、Ｂ０．０２％以下、Ｍ
ｇ０．０２％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、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈ
ｆおよびＺｒの１種または２種以上を合計で１％以下を
含有し、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。