JPH11181537A - 高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法Info
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- JPH11181537A JPH11181537A JP35120497A JP35120497A JPH11181537A JP H11181537 A JPH11181537 A JP H11181537A JP 35120497 A JP35120497 A JP 35120497A JP 35120497 A JP35120497 A JP 35120497A JP H11181537 A JPH11181537 A JP H11181537A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 バネ材等として用いられる高強度Ｎｉ−Ｂｅ
系合金において、熱間鍛造や熱間圧延等の熱間加工性を
改善することによって、製造歩留りや作業性の向上を図
ると共に、冷間圧延後の表面性を高める。 【解決手段】 1.3〜 2.5重量% のＢｅ、 0.1〜 0.9重
量% のＴｉ、0.01〜 0.5重量% のＭｎ、 0.001〜 0.5重
量% のＳｉ、および 0.001〜 0.5重量% のＣを含み、さ
らに必要に応じて 0.001〜 0.5重量% のＭｇ、 0.001〜
0.05重量% のＹおよび0.0005〜 0.1重量% のＢから選ば
れる少なくとも 1種を含み、残部が実質的にＮｉからな
る高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金である。高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金は、鋳造材を1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱して
熱間鍛造すると共に、熱間鍛造材を1173〜 1373Kの範囲
の温度に加熱して熱間圧延することによって製造する。
系合金において、熱間鍛造や熱間圧延等の熱間加工性を
改善することによって、製造歩留りや作業性の向上を図
ると共に、冷間圧延後の表面性を高める。 【解決手段】 1.3〜 2.5重量% のＢｅ、 0.1〜 0.9重
量% のＴｉ、0.01〜 0.5重量% のＭｎ、 0.001〜 0.5重
量% のＳｉ、および 0.001〜 0.5重量% のＣを含み、さ
らに必要に応じて 0.001〜 0.5重量% のＭｇ、 0.001〜
0.05重量% のＹおよび0.0005〜 0.1重量% のＢから選ば
れる少なくとも 1種を含み、残部が実質的にＮｉからな
る高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金である。高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金は、鋳造材を1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱して
熱間鍛造すると共に、熱間鍛造材を1173〜 1373Kの範囲
の温度に加熱して熱間圧延することによって製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、熱間加工性を向上
させたバネ用や耐熱衝撃用の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金お
よびその製造方法に関する。
させたバネ用や耐熱衝撃用の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金お
よびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】板バネ、コイルバネ、トーションバー等
の各種のバネに使用されるバネ材料には、弾性限界値が
高くかつ疲れ強さが大きいことが求められることから、
従来、高炭素鋼や珪素マンガン鋼、クロム鋼、クロム−
バナジウム鋼等の合金鋼が主に用いられてきた。
の各種のバネに使用されるバネ材料には、弾性限界値が
高くかつ疲れ強さが大きいことが求められることから、
従来、高炭素鋼や珪素マンガン鋼、クロム鋼、クロム−
バナジウム鋼等の合金鋼が主に用いられてきた。
【０００３】また近年では、バネ材料のより一層の高性
能化を図るために、各種の高強度合金をバネ材料として
使用することが試みられており、そのような合金として
Ｎｉ−Ｂ系合金、例えば1.95重量% Ｂｅ−0.50重量% Ｔ
ｉ−Bal.Ｎｉ合金が知られている。このようなＮｉ−Ｂ
ｅ系合金は、添加成分であるＢｅにより時効硬化が可能
で、非常に高い引張強さやバネ特性、さらには優れた耐
疲れ性、耐食性、良好な高温機械特性等を有しており、
高性能バネ材として期待されている。
能化を図るために、各種の高強度合金をバネ材料として
使用することが試みられており、そのような合金として
Ｎｉ−Ｂ系合金、例えば1.95重量% Ｂｅ−0.50重量% Ｔ
ｉ−Bal.Ｎｉ合金が知られている。このようなＮｉ−Ｂ
ｅ系合金は、添加成分であるＢｅにより時効硬化が可能
で、非常に高い引張強さやバネ特性、さらには優れた耐
疲れ性、耐食性、良好な高温機械特性等を有しており、
高性能バネ材として期待されている。
【０００４】上述したようなＮｉ−Ｂｅ系合金は、通
常、以下に示すような工程を経て製造される。すなわ
ち、上記した1.95重量% Ｂｅ−0.50重量% Ｔｉ−Bal.Ｎ
ｉ組成を有するＮｉ−Ｂｅ系合金を溶解、鋳造し、この
鋳造材に熱間鍛造および熱間圧延を施し、次いで溶体化
処理を行った後、表面研磨等を行いながら冷間圧延を行
って焼鈍する。さらに、プレス加工等で所定のバネ形状
に加工した後に、時効硬化処理を施す。
常、以下に示すような工程を経て製造される。すなわ
ち、上記した1.95重量% Ｂｅ−0.50重量% Ｔｉ−Bal.Ｎ
ｉ組成を有するＮｉ−Ｂｅ系合金を溶解、鋳造し、この
鋳造材に熱間鍛造および熱間圧延を施し、次いで溶体化
処理を行った後、表面研磨等を行いながら冷間圧延を行
って焼鈍する。さらに、プレス加工等で所定のバネ形状
に加工した後に、時効硬化処理を施す。
【０００５】ところで、上記した従来のＮｉ−Ｂｅ系合
金は析出硬化型合金の特徴として、溶体化処理後の状態
では加工性に優れ、冷間加工は容易であるものの、熱間
加工性に劣るという問題を有している。すなわち、従来
のＮｉ−Ｂｅ系合金は、熱間鍛造において割れが発生し
たり、また熱間圧延においては耳割れが発生しやすいた
め、合金の歩留りが低いという問題や、また割れた部分
の削除等に要する手間により作業性が低いというような
問題を有していた。さらに、冷間圧延後の表面性が悪い
という問題も有していた。
金は析出硬化型合金の特徴として、溶体化処理後の状態
では加工性に優れ、冷間加工は容易であるものの、熱間
加工性に劣るという問題を有している。すなわち、従来
のＮｉ−Ｂｅ系合金は、熱間鍛造において割れが発生し
たり、また熱間圧延においては耳割れが発生しやすいた
め、合金の歩留りが低いという問題や、また割れた部分
の削除等に要する手間により作業性が低いというような
問題を有していた。さらに、冷間圧延後の表面性が悪い
という問題も有していた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、従来
の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、バネ用合金等に求められ
る各種の優れた特性を有しているものの、熱間加工性に
劣るという難点を有しており、熱間鍛造や熱間圧延時に
発生する割れによって、製造歩留りや作業性が低いとい
う問題を有していた。さらに、冷間圧延後の表面性が悪
いという問題も有していた。
の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、バネ用合金等に求められ
る各種の優れた特性を有しているものの、熱間加工性に
劣るという難点を有しており、熱間鍛造や熱間圧延時に
発生する割れによって、製造歩留りや作業性が低いとい
う問題を有していた。さらに、冷間圧延後の表面性が悪
いという問題も有していた。
【０００７】このようなことから、従来の高強度Ｎｉ−
Ｂｅ系合金においては、熱間鍛造や熱間圧延等の熱間加
工性を改善することによって、製造歩留りや作業性の向
上を図ると共に、冷間圧延後の表面性を高めることが望
まれていた。
Ｂｅ系合金においては、熱間鍛造や熱間圧延等の熱間加
工性を改善することによって、製造歩留りや作業性の向
上を図ると共に、冷間圧延後の表面性を高めることが望
まれていた。
【０００８】本発明は、このような課題に対処するため
になされたもので、熱間加工性に優れ、かつ冷間圧延後
の表面性を向上させた高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびそ
の製造方法を提供することを目的としている。
になされたもので、熱間加工性に優れ、かつ冷間圧延後
の表面性を向上させた高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびそ
の製造方法を提供することを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂ
ｅ系合金は、請求項１に記載したように、 1.3〜 2.5重
量% のＢｅ、 0.1〜 0.9重量% のＴｉ、0.01〜 0.5重量
% のＭｎ、 0.001〜0.5重量% のＳｉおよび 0.001〜 0.
5重量% のＣを含み、残部が実質的にＮｉからなること
を特徴としている。
ｅ系合金は、請求項１に記載したように、 1.3〜 2.5重
量% のＢｅ、 0.1〜 0.9重量% のＴｉ、0.01〜 0.5重量
% のＭｎ、 0.001〜0.5重量% のＳｉおよび 0.001〜 0.
5重量% のＣを含み、残部が実質的にＮｉからなること
を特徴としている。
【００１０】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、さら
に請求項２に記載したように、さらに 0.001〜 0.5重量
% のＭｇ、 0.001〜0.05重量% のＹおよび0.0005〜 0.1
重量% のＢから選ばれる少なくとも 1種を含有すること
を特徴としている。
に請求項２に記載したように、さらに 0.001〜 0.5重量
% のＭｇ、 0.001〜0.05重量% のＹおよび0.0005〜 0.1
重量% のＢから選ばれる少なくとも 1種を含有すること
を特徴としている。
【００１１】また、本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の
製造方法は、少なくとも 1.3〜 2.5重量% のＢｅおよび
0.1〜 0.9重量% のＴｉを含有する高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金を製造するにあたり、前記高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金
の溶解・鋳造材を1173〜1373K の範囲の温度に加熱して
熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造材を1173〜 1373Kの
範囲の温度に加熱して熱間圧延する工程とを有すること
を特徴としている。
製造方法は、少なくとも 1.3〜 2.5重量% のＢｅおよび
0.1〜 0.9重量% のＴｉを含有する高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金を製造するにあたり、前記高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金
の溶解・鋳造材を1173〜1373K の範囲の温度に加熱して
熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造材を1173〜 1373Kの
範囲の温度に加熱して熱間圧延する工程とを有すること
を特徴としている。
【００１２】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、高強
度合金に求められる基本的特性を付与するＢｅおよびＴ
ｉに加えて、熱間加工性や表面性の向上に寄与する適量
のＭｎおよびＭｇ、脱酸効果を付与する適量のＳｉおよ
びＣを含有し、さらに必要に応じて熱間加工性や表面性
の向上に寄与するＹやＢを適量含有するため、熱間加工
性および冷間圧延後の表面性を改善することができる。
度合金に求められる基本的特性を付与するＢｅおよびＴ
ｉに加えて、熱間加工性や表面性の向上に寄与する適量
のＭｎおよびＭｇ、脱酸効果を付与する適量のＳｉおよ
びＣを含有し、さらに必要に応じて熱間加工性や表面性
の向上に寄与するＹやＢを適量含有するため、熱間加工
性および冷間圧延後の表面性を改善することができる。
【００１３】また、高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は一般的な
Ｎｉ系合金とは異なって、 1323Kを超えると熱間加工性
が低下しはじめ、 1373Kを超えると熱間加工性が大幅に
低下してしまう。そこで、本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金の製造方法においては、熱間鍛造前および熱間圧延
前の加熱温度を1173〜 1373Kの範囲としており、これに
より良好な熱間加工性を得ることができる。
Ｎｉ系合金とは異なって、 1323Kを超えると熱間加工性
が低下しはじめ、 1373Kを超えると熱間加工性が大幅に
低下してしまう。そこで、本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金の製造方法においては、熱間鍛造前および熱間圧延
前の加熱温度を1173〜 1373Kの範囲としており、これに
より良好な熱間加工性を得ることができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について説明する。
態について説明する。
【００１５】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、Ｎｉ
に例えばバネ用合金に求められる基本的特性を付与する
ＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍｎ、ＳｉおよびＣ、さらに
必要に応じてＭｇ、ＹおよびのＢから選ばれる少なくと
も 1種を含有させたものである。
に例えばバネ用合金に求められる基本的特性を付与する
ＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍｎ、ＳｉおよびＣ、さらに
必要に応じてＭｇ、ＹおよびのＢから選ばれる少なくと
も 1種を含有させたものである。
【００１６】ここで、Ｂｅは時効硬化性（析出硬化性）
や基本的な引張強さ、バネ特性、耐疲れ性等を付与する
元素であり、その含有量は 1.3〜 2.5重量% の範囲とす
る。Ｂｅの含有量が 1.3重量% 未満であると、上述した
時効硬化性や各種特性を十分に得ることができず、また
2.5重量% 超えると硬度が高くなりすぎ、加工性が低下
する。Ｂｅの含有量は、より良好な特性が得られる 1.7
〜 2.1重量% の範囲とすることが好ましい。
や基本的な引張強さ、バネ特性、耐疲れ性等を付与する
元素であり、その含有量は 1.3〜 2.5重量% の範囲とす
る。Ｂｅの含有量が 1.3重量% 未満であると、上述した
時効硬化性や各種特性を十分に得ることができず、また
2.5重量% 超えると硬度が高くなりすぎ、加工性が低下
する。Ｂｅの含有量は、より良好な特性が得られる 1.7
〜 2.1重量% の範囲とすることが好ましい。
【００１７】ＴｉはＢｅと同様に基本的な引張強さ、バ
ネ特性、耐疲れ性等の向上に寄与する元素であり、その
含有量は 0.1〜 0.9重量% の範囲とする。Ｔｉの含有量
が0.1重量% 未満であると、上述した各種特性を十分に
得ることができず、また0.9重量% を超えると硬度が高
くなりすぎ、加工性が低下する。Ｔｉの含有量はより良
好な特性が得られる 0.3〜 0.7重量% の範囲とすること
が好ましい。
ネ特性、耐疲れ性等の向上に寄与する元素であり、その
含有量は 0.1〜 0.9重量% の範囲とする。Ｔｉの含有量
が0.1重量% 未満であると、上述した各種特性を十分に
得ることができず、また0.9重量% を超えると硬度が高
くなりすぎ、加工性が低下する。Ｔｉの含有量はより良
好な特性が得られる 0.3〜 0.7重量% の範囲とすること
が好ましい。
【００１８】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、上述
したＢｅおよびＴｉに加えて、0.01〜 0.5重量% のＭ
ｎ、 0.001〜 0.5重量% のＳｉ、および 0.001〜 0.5重
量% のＣを含有している。これら添加元素のうち、Ｍｎ
は脱酸効果、熱間加工性の向上に寄与する。Ｍｎの含有
量が0.01重量% 未満であると、脱酸効果および熱間加工
性の向上効果を十分に得ることができず、一方Ｍｎの含
有量が 0.5重量% を超えると脱酸効果および熱間加工性
が悪化する。
したＢｅおよびＴｉに加えて、0.01〜 0.5重量% のＭ
ｎ、 0.001〜 0.5重量% のＳｉ、および 0.001〜 0.5重
量% のＣを含有している。これら添加元素のうち、Ｍｎ
は脱酸効果、熱間加工性の向上に寄与する。Ｍｎの含有
量が0.01重量% 未満であると、脱酸効果および熱間加工
性の向上効果を十分に得ることができず、一方Ｍｎの含
有量が 0.5重量% を超えると脱酸効果および熱間加工性
が悪化する。
【００１９】また、ＳｉおよびＣは脱酸効果をもたら
し、これにより合金中の酸素量を低減することが可能と
なることから、熱間加工時における割れ発生等を抑制す
ることができる。また、不純物としての酸素量が低減さ
れることによって、時効処理後の硬度を高めることがで
きる。Ｓｉの含有量が 0.001重量% 未満、あるいはＣの
含有量が 0.001重量% 未満であると、十分な脱酸効果が
得られず、一方Ｓｉの含有量が 0.5重量% を超えると、
あるいはＣの含有量が 0.5重量% を超えると、脱酸効果
が得られなくなる。
し、これにより合金中の酸素量を低減することが可能と
なることから、熱間加工時における割れ発生等を抑制す
ることができる。また、不純物としての酸素量が低減さ
れることによって、時効処理後の硬度を高めることがで
きる。Ｓｉの含有量が 0.001重量% 未満、あるいはＣの
含有量が 0.001重量% 未満であると、十分な脱酸効果が
得られず、一方Ｓｉの含有量が 0.5重量% を超えると、
あるいはＣの含有量が 0.5重量% を超えると、脱酸効果
が得られなくなる。
【００２０】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金には、さ
らに必要に応じて、 0.001〜 0.5重量% のＭｇ、 0.001
〜0.05重量% のＹおよび0.0005〜 0.1重量% のＢから選
ばれる少なくとも 1種を、熱間加工性や表面性を改善す
るために含有させてもよい。Ｍｇは熱間加工性および表
面性の向上に寄与する。Ｍｇの含有量が 0.001重量%未
満であると、熱間加工性および表面性の向上効果を得る
ことができず、一方Ｍｇの含有量が 0.5重量% を超える
と熱間加工性および表面性が悪化する。Ｙの含有量が0.
05重量% を超えると、あるいはＢの含有量が 0.1重量%
を超えると、いずれも熱間加工性や表面性が悪くなり、
またＹの含有量が 0.001重量% 未満、あるいはＢの含有
量が0.0005重量% 未満では、ＹやＢの実用的な添加効果
を得ることができない。
らに必要に応じて、 0.001〜 0.5重量% のＭｇ、 0.001
〜0.05重量% のＹおよび0.0005〜 0.1重量% のＢから選
ばれる少なくとも 1種を、熱間加工性や表面性を改善す
るために含有させてもよい。Ｍｇは熱間加工性および表
面性の向上に寄与する。Ｍｇの含有量が 0.001重量%未
満であると、熱間加工性および表面性の向上効果を得る
ことができず、一方Ｍｇの含有量が 0.5重量% を超える
と熱間加工性および表面性が悪化する。Ｙの含有量が0.
05重量% を超えると、あるいはＢの含有量が 0.1重量%
を超えると、いずれも熱間加工性や表面性が悪くなり、
またＹの含有量が 0.001重量% 未満、あるいはＢの含有
量が0.0005重量% 未満では、ＹやＢの実用的な添加効果
を得ることができない。
【００２１】上述した本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金
では、ＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍｎ、ＳｉおよびＣ、
さらに必要に応じてＭｇ、ＹおよびＢから選ばれる少な
くとも 1種を含有させているため、ＭｎやＭｇの添加に
基く良好な熱間加工性、さらには酸素量の低減に基く熱
間加工性の向上効果等を得ることができる。従って、熱
間鍛造時における割れや熱間圧延時における耳割れ等の
発生を抑制することが可能となり、製造歩留り並びに作
業性を向上させることができる。また、冷間圧延後の表
面性についても、上述した添加元素により改善すること
ができる。
では、ＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍｎ、ＳｉおよびＣ、
さらに必要に応じてＭｇ、ＹおよびＢから選ばれる少な
くとも 1種を含有させているため、ＭｎやＭｇの添加に
基く良好な熱間加工性、さらには酸素量の低減に基く熱
間加工性の向上効果等を得ることができる。従って、熱
間鍛造時における割れや熱間圧延時における耳割れ等の
発生を抑制することが可能となり、製造歩留り並びに作
業性を向上させることができる。また、冷間圧延後の表
面性についても、上述した添加元素により改善すること
ができる。
【００２２】このように、本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系
合金によれば、ＢｅやＴｉに基く高い引張強さやバネ特
性、さらには優れた耐疲れ性、耐食性、良好な高温機械
特性等を有すると共に、製造歩留りや作業性に優れ、か
つ表面性が良好な例えば高性能バネ材、体衝撃用合金等
を提供することができる。
合金によれば、ＢｅやＴｉに基く高い引張強さやバネ特
性、さらには優れた耐疲れ性、耐食性、良好な高温機械
特性等を有すると共に、製造歩留りや作業性に優れ、か
つ表面性が良好な例えば高性能バネ材、体衝撃用合金等
を提供することができる。
【００２３】次に、本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の
製造方法の実施形態について説明する。図１は、本発明
の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の製造工程の一実施形態を示
す図である。同図にしたがって、本発明の高強度Ｎｉ−
Ｂｅ系合金の製造工程について述べる。
製造方法の実施形態について説明する。図１は、本発明
の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の製造工程の一実施形態を示
す図である。同図にしたがって、本発明の高強度Ｎｉ−
Ｂｅ系合金の製造工程について述べる。
【００２４】まず、所望の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金組成
を溶解、鋳造する（図１-101）。この際、高強度Ｎｉ−
Ｂｅ系合金組成は上述したＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍ
ｎ、ＳｉおよびＣを含有する組成であることが望ましい
が、従来のＢｅおよびＴｉを含有し、残部が実質的にＮ
ｉからなるＮｉ−Ｂｅ系合金組成についても、熱間加工
性を改善することができるため、従来のＮｉ−Ｂｅ系合
金組成を使用することも可能である。
を溶解、鋳造する（図１-101）。この際、高強度Ｎｉ−
Ｂｅ系合金組成は上述したＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍ
ｎ、ＳｉおよびＣを含有する組成であることが望ましい
が、従来のＢｅおよびＴｉを含有し、残部が実質的にＮ
ｉからなるＮｉ−Ｂｅ系合金組成についても、熱間加工
性を改善することができるため、従来のＮｉ−Ｂｅ系合
金組成を使用することも可能である。
【００２５】上記鋳造材は常法により製造することが可
能である。次に、上記鋳造材を1173〜 1373Kの範囲の温
度に加熱して熱間鍛造し（図１-102）、次いで熱間鍛造
材を1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱して熱間圧延する
（図１-103）。
能である。次に、上記鋳造材を1173〜 1373Kの範囲の温
度に加熱して熱間鍛造し（図１-102）、次いで熱間鍛造
材を1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱して熱間圧延する
（図１-103）。
【００２６】ここで、通常のＮｉ系合金は、熱間鍛造や
熱間圧延の際の温度を高温にするほど良好な熱間加工性
が得られるが、上記したような組成を有するＮｉ−Ｂｅ
系合金は 1323Kを超えると熱間加工性が低下しはじめ、
1373Kを超えると熱間加工性が大幅に低下してしまう。
熱間圧延の際の温度を高温にするほど良好な熱間加工性
が得られるが、上記したような組成を有するＮｉ−Ｂｅ
系合金は 1323Kを超えると熱間加工性が低下しはじめ、
1373Kを超えると熱間加工性が大幅に低下してしまう。
【００２７】図２に、 1.9重量% Ｂｅ− 0.5重量% Ｔｉ
− 0.2重量% Ｍｎ− 0.1重量% Ｓｉ−0.01重量% Ｃ−ba
l.Ｎｉ組成のＮｉ−Ｂｅ系合金（合金組成１）と、1.88
重量% Ｂｅ−0.53重量% Ｔｉ− 0.008重量% Ｍｎ−0.12
重量% Ｓｉ−0.88重量% Ｃ−bal.Ｎｉ組成のＮｉ−Ｂｅ
系合金（合金組成２）を、それぞれ種々の温度に加熱
（各温度×2min）した際の熱間鍛造前および熱間鍛造後
の熱間引張試験での絞り値を示す。
− 0.2重量% Ｍｎ− 0.1重量% Ｓｉ−0.01重量% Ｃ−ba
l.Ｎｉ組成のＮｉ−Ｂｅ系合金（合金組成１）と、1.88
重量% Ｂｅ−0.53重量% Ｔｉ− 0.008重量% Ｍｎ−0.12
重量% Ｓｉ−0.88重量% Ｃ−bal.Ｎｉ組成のＮｉ−Ｂｅ
系合金（合金組成２）を、それぞれ種々の温度に加熱
（各温度×2min）した際の熱間鍛造前および熱間鍛造後
の熱間引張試験での絞り値を示す。
【００２８】図２から明らかなように、合金組成１、２
のいずれのＮｉ−Ｂｅ系合金においても、加熱温度が 1
323Kを超えると熱間鍛造前の絞り値すなわち加工性が低
下しはじめ、1373K を超えると極端に加工性が低下して
しまうことが分かる。また、熱間鍛造後の絞り値につい
ても、加熱温度が 1323Kを超えると低下しはじめ、1373
K を超えると極端に低下してしまうことが分かる。
のいずれのＮｉ−Ｂｅ系合金においても、加熱温度が 1
323Kを超えると熱間鍛造前の絞り値すなわち加工性が低
下しはじめ、1373K を超えると極端に加工性が低下して
しまうことが分かる。また、熱間鍛造後の絞り値につい
ても、加熱温度が 1323Kを超えると低下しはじめ、1373
K を超えると極端に低下してしまうことが分かる。
【００２９】従って、鋳造材の熱間鍛造および熱間鍛造
材の熱間圧延は、 1373K以下の温度に加熱した状態で実
施することが重要であり、特に 1323K以下の温度に加熱
した状態で実施することが望ましい。ただし、熱間鍛造
前および熱間圧延前の加熱温度が 1173K以下であると、
十分な熱間加工性が得られないため、熱間鍛造前および
熱間圧延前の加熱温度は1173〜 1373Kの範囲とし、特に
1173〜 1323Kの範囲とすることがさらに好ましい。
材の熱間圧延は、 1373K以下の温度に加熱した状態で実
施することが重要であり、特に 1323K以下の温度に加熱
した状態で実施することが望ましい。ただし、熱間鍛造
前および熱間圧延前の加熱温度が 1173K以下であると、
十分な熱間加工性が得られないため、熱間鍛造前および
熱間圧延前の加熱温度は1173〜 1373Kの範囲とし、特に
1173〜 1323Kの範囲とすることがさらに好ましい。
【００３０】このような温度条件下で熱間鍛造および熱
間圧延を行うことによって、良好な熱間加工性が得られ
るため、熱間鍛造時における割れや熱間圧延時における
耳割れ等の発生を抑制することが可能となる。特にＢｅ
およびＴｉに加えて、Ｍｎ、ＳｉおよびＣを含有させた
Ｎｉ−Ｂｅ系合金組成を適用することによって、より良
好な熱間加工性が得られるため、製造歩留り並びに作業
性をより一層改善することが可能となる。
間圧延を行うことによって、良好な熱間加工性が得られ
るため、熱間鍛造時における割れや熱間圧延時における
耳割れ等の発生を抑制することが可能となる。特にＢｅ
およびＴｉに加えて、Ｍｎ、ＳｉおよびＣを含有させた
Ｎｉ−Ｂｅ系合金組成を適用することによって、より良
好な熱間加工性が得られるため、製造歩留り並びに作業
性をより一層改善することが可能となる。
【００３１】次に、上述した温度条件下で熱間鍛造およ
び熱間圧延を順に施した熱間加工材に対して、一般的な
条件に従って溶体化処理（図１-104）、表面研削しなが
らの冷間圧延（図１-105）、焼鈍（図１-106）を順に施
すことによって、目的とする高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金が
得られる。上述した溶体化処理は、例えば1173〜1373K
程度の温度に加熱した後、一般的な水冷や空冷等で急冷
することにより行う。また、焼鈍は1073〜 1323K程度の
温度で実施することが好ましい。
び熱間圧延を順に施した熱間加工材に対して、一般的な
条件に従って溶体化処理（図１-104）、表面研削しなが
らの冷間圧延（図１-105）、焼鈍（図１-106）を順に施
すことによって、目的とする高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金が
得られる。上述した溶体化処理は、例えば1173〜1373K
程度の温度に加熱した後、一般的な水冷や空冷等で急冷
することにより行う。また、焼鈍は1073〜 1323K程度の
温度で実施することが好ましい。
【００３２】得られた高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、プレ
ス加工等により所望の形状（例えばバネ形状）に加工さ
れた後、 768〜783K程度の温度で 1〜 2時間程度の時効
硬化処理が施され、各種バネ材などとして使用される。
ス加工等により所望の形状（例えばバネ形状）に加工さ
れた後、 768〜783K程度の温度で 1〜 2時間程度の時効
硬化処理が施され、各種バネ材などとして使用される。
【００３３】上述した高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の製造方
法においては、1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱した鋳
造材に熱間鍛造を行うと共に、同一温度に加熱した鍛造
材に熱間圧延を行っているため、良好な熱間加工性を得
ることができる。特に、ＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍ
ｎ、ＳｉおよびＣを含有させたＮｉ−Ｂｅ系合金組成を
適用することによって、より良好な熱間加工性を得るこ
とができる。従って、熱間鍛造時における割れや熱間圧
延時における耳割れ等の発生を抑制することが可能とな
り、製造歩留り並びに作業性を改善することができる。
また、冷間圧延後の表面性は、上述した添加元素により
改善されるため、表面研削に要する工数の削減を図るこ
とができる。
法においては、1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱した鋳
造材に熱間鍛造を行うと共に、同一温度に加熱した鍛造
材に熱間圧延を行っているため、良好な熱間加工性を得
ることができる。特に、ＢｅおよびＴｉに加えて、Ｍ
ｎ、ＳｉおよびＣを含有させたＮｉ−Ｂｅ系合金組成を
適用することによって、より良好な熱間加工性を得るこ
とができる。従って、熱間鍛造時における割れや熱間圧
延時における耳割れ等の発生を抑制することが可能とな
り、製造歩留り並びに作業性を改善することができる。
また、冷間圧延後の表面性は、上述した添加元素により
改善されるため、表面研削に要する工数の削減を図るこ
とができる。
【００３４】本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、バネ
材料あるいは耐熱衝撃用材料等として使用されるもので
ある。
材料あるいは耐熱衝撃用材料等として使用されるもので
ある。
【００３５】
【実施例】次に、本発明の具体的な実施例について説明
する。
する。
【００３６】実施例１〜４、比較例１〜２ まず、下記の表１に組成を示す各Ｎｉ−Ｂｅ系合金を、
真空溶解炉(150kg) で溶解・鋳造して、それぞれインゴ
ットを作製した。なお、各インゴットのガス分析を行っ
た。表１に各インゴットの酸素含有量を併せて示す。
真空溶解炉(150kg) で溶解・鋳造して、それぞれインゴ
ットを作製した。なお、各インゴットのガス分析を行っ
た。表１に各インゴットの酸素含有量を併せて示す。
【００３７】
【表１】 次に、上記した各実施例のインゴットを1173〜 1373Kの
温度に加熱して熱間鍛造を行い、さらに1173〜 1373Kの
温度に加熱して熱間圧延を行い、厚さ 4mmとした。熱間
鍛造前および熱間圧延前の加熱温度は、実施例１〜４に
ついては熱間鍛造前の加熱温度を 1273K、熱間圧延前の
加熱温度を 1273Kとした。
温度に加熱して熱間鍛造を行い、さらに1173〜 1373Kの
温度に加熱して熱間圧延を行い、厚さ 4mmとした。熱間
鍛造前および熱間圧延前の加熱温度は、実施例１〜４に
ついては熱間鍛造前の加熱温度を 1273K、熱間圧延前の
加熱温度を 1273Kとした。
【００３８】また、比較例１のインゴットについては、
より高温の 1423Kに加熱して熱間鍛造を行い、さらに 1
423Kに加熱して熱間圧延した。比較例２のインゴットに
ついては、実施例１と同一条件で加熱して熱間鍛造およ
び熱間圧延を行った。
より高温の 1423Kに加熱して熱間鍛造を行い、さらに 1
423Kに加熱して熱間圧延した。比較例２のインゴットに
ついては、実施例１と同一条件で加熱して熱間鍛造およ
び熱間圧延を行った。
【００３９】上記した熱間鍛造および熱間圧延工程にお
いて、比較例１、２では熱間鍛造で割れが発生し、特に
比較例１では割れが激しく、割れ部を何度も除去しなけ
ればならず、熱間鍛造後に既に重量が95kgおよび77kgに
なり、また熱間圧延でも耳割れが発生し、耳割れ部をカ
ットしなければならなかった。一方、実施例１〜４で
は、熱間鍛造および熱間圧延のいずれも良好に行うこと
ができ、ほとんど割れは発生しなかった。
いて、比較例１、２では熱間鍛造で割れが発生し、特に
比較例１では割れが激しく、割れ部を何度も除去しなけ
ればならず、熱間鍛造後に既に重量が95kgおよび77kgに
なり、また熱間圧延でも耳割れが発生し、耳割れ部をカ
ットしなければならなかった。一方、実施例１〜４で
は、熱間鍛造および熱間圧延のいずれも良好に行うこと
ができ、ほとんど割れは発生しなかった。
【００４０】次に、上記した各実施例および比較例によ
る熱間圧延材をそれぞれ 1313Kに加熱した後、水焼き入
れして溶体化処理を行った。次いで、途中表面研削を行
いながら厚さ 1mmまで冷間圧延した。実施例１〜４で
は、＃200 の細かい目で 1回表面研削を行うことによ
り、平滑で良好な表面を得ることができたが、比較例
１、２では＃46の荒い目で 3回表面研削を行っても、細
かい割れが残っていた。
る熱間圧延材をそれぞれ 1313Kに加熱した後、水焼き入
れして溶体化処理を行った。次いで、途中表面研削を行
いながら厚さ 1mmまで冷間圧延した。実施例１〜４で
は、＃200 の細かい目で 1回表面研削を行うことによ
り、平滑で良好な表面を得ることができたが、比較例
１、２では＃46の荒い目で 3回表面研削を行っても、細
かい割れが残っていた。
【００４１】この後、上記した各冷間圧延材に対して 1
273K× 3分の条件で連続光輝焼鈍を施して、それぞれ高
強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金材を得た。このようにして得た各
高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金材の硬さを測定してから、プレ
ス加工後の時効硬化処理を想定して、783K×1.5hの条件
で時効処理を行い、時効処理後の硬さを測定した。時効
処理前および時効処理後の硬さを表２に示す。なお、表
２に示す参考規格は、Ｎｉ−Ｂｅ合金の一般規格に基く
ものである。
273K× 3分の条件で連続光輝焼鈍を施して、それぞれ高
強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金材を得た。このようにして得た各
高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金材の硬さを測定してから、プレ
ス加工後の時効硬化処理を想定して、783K×1.5hの条件
で時効処理を行い、時効処理後の硬さを測定した。時効
処理前および時効処理後の硬さを表２に示す。なお、表
２に示す参考規格は、Ｎｉ−Ｂｅ合金の一般規格に基く
ものである。
【００４２】
【表２】 表２に示すように、実施例１〜４と比較例１、２とで、
時効処理前の硬さにあまり差はないが、時効処理後の硬
さは実施例１〜４の方が大きいことが分かる。これは、
Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｇ、Ｙ、Ｂが加工性、脱酸効果に寄
与するだけでなく、硬度の向上にも寄与しているためで
ある。また、以上の結果を表３にまとめて示す。
時効処理前の硬さにあまり差はないが、時効処理後の硬
さは実施例１〜４の方が大きいことが分かる。これは、
Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｇ、Ｙ、Ｂが加工性、脱酸効果に寄
与するだけでなく、硬度の向上にも寄与しているためで
ある。また、以上の結果を表３にまとめて示す。
【００４３】
【表３】 表３から明らかなように、本発明の各実施例による高強
度Ｎｉ−Ｂｅ系合金材は、優れた熱間加工性を有するこ
とから、製造歩留りおよび作業性が高く、かつ表面性や
時効硬化後の硬さに優れることが分かる。
度Ｎｉ−Ｂｅ系合金材は、優れた熱間加工性を有するこ
とから、製造歩留りおよび作業性が高く、かつ表面性や
時効硬化後の硬さに優れることが分かる。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度Ｎ
ｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法によれば、熱間加工
性や表面性を向上させることができ、従って高強度Ｎｉ
−Ｂｅ系合金の製造歩留りや特性を改善することが可能
となる。
ｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法によれば、熱間加工
性や表面性を向上させることができ、従って高強度Ｎｉ
−Ｂｅ系合金の製造歩留りや特性を改善することが可能
となる。
【図１】 本発明の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の製造方法
の一実施形態の製造工程を示す図である。
の一実施形態の製造工程を示す図である。
【図２】 高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の加熱温度と熱間鍛
造前および熱間鍛造後の絞り値との関係を示す図であ
る。
造前および熱間鍛造後の絞り値との関係を示す図であ
る。
Claims (5)
- 【請求項１】 1.3〜 2.5重量% のＢｅ、 0.1〜 0.9重
量% のＴｉ、0.01〜0.5重量% のＭｎ、 0.001〜 0.5重
量% のＳｉおよび 0.001〜 0.5重量% のＣを含み、残部
が実質的にＮｉからなることを特徴とする高強度Ｎｉ−
Ｂｅ系合金。 - 【請求項２】 請求項１記載の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金
において、 さらに、 0.001〜 0.5重量% のＭｇ、 0.001〜0.05重量
% のＹおよび0.0005〜0.1重量% のＢから選ばれる少な
くとも 1種を含有することを特徴とする高強度Ｎｉ−Ｂ
ｅ系合金。 - 【請求項３】 少なくとも 1.3〜 2.5重量% のＢｅおよ
び 0.1〜 0.9重量%のＴｉを含有する高強度Ｎｉ−Ｂｅ
系合金を製造するにあたり、 前記高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の溶解・鋳造材を、1173〜
1373Kの範囲の温度に加熱して熱間鍛造する工程と、 前記熱間鍛造材を1173〜 1373Kの範囲の温度に加熱して
熱間圧延する工程とを有することを特徴とする高強度Ｎ
ｉ−Ｂｅ系合金の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金
の製造方法において、前記高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、
0.01〜 0.5重量% のＭｎ、 0.001〜 0.5重量% のＳｉお
よび 0.001〜 0.5重量% のＣを含有することを特徴とす
る高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４記載の高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金
の製造方法において、前記高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金は、
さらに 0.001〜 0.5重量% のＭｇ、 0.001〜0.05重量%
のＹおよび0.0005〜 0.1重量% のＢから選ばれる少なく
とも 1種を含有することを特徴とする高強度Ｎｉ−Ｂｅ
系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35120497A JPH11181537A (ja) | 1997-12-19 | 1997-12-19 | 高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35120497A JPH11181537A (ja) | 1997-12-19 | 1997-12-19 | 高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11181537A true JPH11181537A (ja) | 1999-07-06 |
Family
ID=18415761
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35120497A Withdrawn JPH11181537A (ja) | 1997-12-19 | 1997-12-19 | 高強度Ｎｉ−Ｂｅ系合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11181537A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001122077A (ja) * | 1999-07-02 | 2001-05-08 | Takata Corp | シートベルト巻取装置用トーションバー |
-
1997
- 1997-12-19 JP JP35120497A patent/JPH11181537A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001122077A (ja) * | 1999-07-02 | 2001-05-08 | Takata Corp | シートベルト巻取装置用トーションバー |
| JP4518446B2 (ja) * | 1999-07-02 | 2010-08-04 | タカタ株式会社 | シートベルト巻取装置用トーションバーおよびこれを備えたシートベルト巻取装置 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050301 |