JPH11335784A - 高強度低熱膨張合金線 - Google Patents
高強度低熱膨張合金線Info
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- JPH11335784A JPH11335784A JP14424598A JP14424598A JPH11335784A JP H11335784 A JPH11335784 A JP H11335784A JP 14424598 A JP14424598 A JP 14424598A JP 14424598 A JP14424598 A JP 14424598A JP H11335784 A JPH11335784 A JP H11335784A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 １５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強さと、優
れた捻回特性と、低い熱膨張係数とを有する高強度低熱
膨張合金線を提供する。 【解決手段】 本発明に従う高強度低熱膨張合金線は、
重量比で、Ｃ：０．１〜０．５０％、Ｎｉ：２６〜４８
％、Ｃｏ：５．０〜２０％、Ａｌ：０．５〜１０％と
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴
としている。また、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢ
からなる群より選択された少なくとも一種類を０．０５
％〜５．０％含むこと、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕおよび
Ｍｇからなる群より選択された少なくとも一種類を０．
０２％〜２．０％含むこと、または、Ｎｉ含有率をｘ
％、Ｃｏ含有率をｙ％、Ａｌ含有率をｚ％としたとき、
２５≦ｘ＋ｙ−６ｚ≦３２の関係を満たすことが好まし
い。
れた捻回特性と、低い熱膨張係数とを有する高強度低熱
膨張合金線を提供する。 【解決手段】 本発明に従う高強度低熱膨張合金線は、
重量比で、Ｃ：０．１〜０．５０％、Ｎｉ：２６〜４８
％、Ｃｏ：５．０〜２０％、Ａｌ：０．５〜１０％と
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴
としている。また、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢ
からなる群より選択された少なくとも一種類を０．０５
％〜５．０％含むこと、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕおよび
Ｍｇからなる群より選択された少なくとも一種類を０．
０２％〜２．０％含むこと、または、Ｎｉ含有率をｘ
％、Ｃｏ含有率をｙ％、Ａｌ含有率をｚ％としたとき、
２５≦ｘ＋ｙ−６ｚ≦３２の関係を満たすことが好まし
い。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、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線に関するも
のである。
用芯線等に使用される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】従来より、架空送電線には鋼芯アルミニ
ウム撚線（ＡＣＳＲ線）が使用されているが、近年の電
力需要の増大のために、同一サイズのＡＣＳＲ線と比較
して電線の送電容量を２倍以上とすることが可能な低弛
度耐熱送電線が、一部実用化されている。この低弛度耐
熱送電線は、線膨張係数が鋼線の１／３以下である高強
度低熱膨張合金線を芯線に用い、架線後の通電時の熱膨
張による電線の垂れ下がり、つまり弛度を抑え、外層線
には、高温での使用に耐え得る耐熱アルミニウムを用い
ることで増容量化を可能としたものである。高強度低熱
膨張合金線としては、特公昭５６−４５９９０号公報や
特公昭５７−１７９４２号公報等に種々のＦｅ−Ｎｉ系
合金が提案されている。これらの高強度低熱膨張合金線
は、合金にＣ、Ｃｒ、Ｍｏ等を強化用元素として添加し
たものであり、引張強さは１００〜１３０ｋｇｆ／ｍｍ
2 程度であった。
ウム撚線（ＡＣＳＲ線）が使用されているが、近年の電
力需要の増大のために、同一サイズのＡＣＳＲ線と比較
して電線の送電容量を２倍以上とすることが可能な低弛
度耐熱送電線が、一部実用化されている。この低弛度耐
熱送電線は、線膨張係数が鋼線の１／３以下である高強
度低熱膨張合金線を芯線に用い、架線後の通電時の熱膨
張による電線の垂れ下がり、つまり弛度を抑え、外層線
には、高温での使用に耐え得る耐熱アルミニウムを用い
ることで増容量化を可能としたものである。高強度低熱
膨張合金線としては、特公昭５６−４５９９０号公報や
特公昭５７−１７９４２号公報等に種々のＦｅ−Ｎｉ系
合金が提案されている。これらの高強度低熱膨張合金線
は、合金にＣ、Ｃｒ、Ｍｏ等を強化用元素として添加し
たものであり、引張強さは１００〜１３０ｋｇｆ／ｍｍ
2 程度であった。
【０００３】一方、ＡＣＳＲ線の芯線として用いられる
鋼線の引張強さは１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である。し
たがって、同一サイズの電線を製作した場合、高強度低
熱膨張合金線を芯線に用いた低弛度耐熱送電線は、通常
のＡＣＳＲ線を用いた電線よりも引張荷重が小さくな
る。よって、高強度低熱膨張合金線を芯線に用いた低弛
度耐熱送電線を使用する場合、電線の最大使用張力を既
設線の最大使用張力よりも小さくする必要がある。とこ
ろが、最大使用張力を小さくすると弛度特性が悪化す
る。そのため、低弛度耐熱送電線は、その使用時に、本
来の特徴である低弛度特性を発揮することができなくな
る。
鋼線の引張強さは１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である。し
たがって、同一サイズの電線を製作した場合、高強度低
熱膨張合金線を芯線に用いた低弛度耐熱送電線は、通常
のＡＣＳＲ線を用いた電線よりも引張荷重が小さくな
る。よって、高強度低熱膨張合金線を芯線に用いた低弛
度耐熱送電線を使用する場合、電線の最大使用張力を既
設線の最大使用張力よりも小さくする必要がある。とこ
ろが、最大使用張力を小さくすると弛度特性が悪化す
る。そのため、低弛度耐熱送電線は、その使用時に、本
来の特徴である低弛度特性を発揮することができなくな
る。
【０００４】したがって、近年、熱膨張係数（線膨張係
数）が低く、かつ、鋼線なみの強度を有する高強度低熱
膨張合金が要求されており、そのための種々の試みがな
されてきている。たとえば、特開平３−１１５５４３号
公報では、合金の強化元素として、ＣおよびＭｏに着目
し、これらの含有率を上げ、また合金中のＮｉ含有率を
調節することにより、高強度低熱膨張合金において、熱
膨張係数を増大させず、強度を上げる旨が開示されてい
る。
数）が低く、かつ、鋼線なみの強度を有する高強度低熱
膨張合金が要求されており、そのための種々の試みがな
されてきている。たとえば、特開平３−１１５５４３号
公報では、合金の強化元素として、ＣおよびＭｏに着目
し、これらの含有率を上げ、また合金中のＮｉ含有率を
調節することにより、高強度低熱膨張合金において、熱
膨張係数を増大させず、強度を上げる旨が開示されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、この合金にお
いては、３０〜２３０℃の平均熱膨張係数は３．２×１
０-6／℃以下を確保できるが、強度は１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 程度である上に、靱性が低下し、所望の捻回特性が
得られないことが予想された。
いては、３０〜２３０℃の平均熱膨張係数は３．２×１
０-6／℃以下を確保できるが、強度は１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 程度である上に、靱性が低下し、所望の捻回特性が
得られないことが予想された。
【０００６】ここで、捻回特性について説明する。低弛
度耐熱送電線の芯線は、通常、複数本を撚合せた撚線か
ら構成される。捻回特性とは、このような撚線を製造す
る時の性能を示す指標であり、素線の一端を固定し、他
端を捩じる捻回試験で破断に到るまでの回数（捻回値）
によって評価される。通常、線径の１００倍の長さの試
験片（掴み間隔）で１６回以上が要求される。
度耐熱送電線の芯線は、通常、複数本を撚合せた撚線か
ら構成される。捻回特性とは、このような撚線を製造す
る時の性能を示す指標であり、素線の一端を固定し、他
端を捩じる捻回試験で破断に到るまでの回数（捻回値）
によって評価される。通常、線径の１００倍の長さの試
験片（掴み間隔）で１６回以上が要求される。
【０００７】このように、強化元素の過度の添加のみに
よって高強度化を図ろうとすると、低弛度耐熱送電線の
靱性が劣化し、前述の捻回特性を満足させることができ
なくなるという問題があった。
よって高強度化を図ろうとすると、低弛度耐熱送電線の
靱性が劣化し、前述の捻回特性を満足させることができ
なくなるという問題があった。
【０００８】そこで、本発明は、従来のＦｅ−Ｎｉ系高
強度低熱膨張合金線よりも高い強度、つまり、通常のＡ
ＣＳＲ線の鋼線なみの強度である１５０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の引張強さを有し、かつ、捻回特性に優れ、さらに
低い熱膨張係数を有する高強度低熱膨張合金線を提供す
ることを目的とするものである。
強度低熱膨張合金線よりも高い強度、つまり、通常のＡ
ＣＳＲ線の鋼線なみの強度である１５０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の引張強さを有し、かつ、捻回特性に優れ、さらに
低い熱膨張係数を有する高強度低熱膨張合金線を提供す
ることを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明に従う高強度低熱
膨張合金線は、重量比で、Ｃ：０．１〜０．５０％、Ｎ
ｉ：２６〜４８％、Ｃｏ：５．０〜２０％、Ａｌ：０．
５〜１０％とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
ることを特徴としている。
膨張合金線は、重量比で、Ｃ：０．１〜０．５０％、Ｎ
ｉ：２６〜４８％、Ｃｏ：５．０〜２０％、Ａｌ：０．
５〜１０％とし、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
ることを特徴としている。
【００１０】本発明において、Ｃを０．１〜０．５０％
に規定したのは、Ｃはその溶製工程で含まれる量が多い
ほど強度を上げるのに寄与するが、０．１％未満ではこ
の効果が十分に得られず、０．５０％を超えると熱膨張
係数が増加し、かつ靱性が大きく劣化してしまうからで
ある。
に規定したのは、Ｃはその溶製工程で含まれる量が多い
ほど強度を上げるのに寄与するが、０．１％未満ではこ
の効果が十分に得られず、０．５０％を超えると熱膨張
係数が増加し、かつ靱性が大きく劣化してしまうからで
ある。
【００１１】本発明において、Ｎｉを２６〜４８％に、
かつ、Ｃｏを５〜２０％に規定したのは、線膨張係数が
大きくなるのを防ぐためである。
かつ、Ｃｏを５〜２０％に規定したのは、線膨張係数が
大きくなるのを防ぐためである。
【００１２】詳しくは、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金におい
ては、（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率（ＮｉとＣｏの含有率の
和）が３６％近傍で最も線膨張係数が小さくなり、これ
よりも（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率が高くなると、線膨張係数
は大きくなる。そして、Ｎｉ含有率およびＣｏ含有率が
本発明において規定する範囲よりも高くなると、線膨張
係数が著しく大きくなるためである。
ては、（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率（ＮｉとＣｏの含有率の
和）が３６％近傍で最も線膨張係数が小さくなり、これ
よりも（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率が高くなると、線膨張係数
は大きくなる。そして、Ｎｉ含有率およびＣｏ含有率が
本発明において規定する範囲よりも高くなると、線膨張
係数が著しく大きくなるためである。
【００１３】また、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金において
は、強磁性体と常磁性体の遷移温度であるキュリー点
は、（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率が高くなるに従って（特に
（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率が３０％以上の場合に）高くなる
傾向がある。その一方で、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金にお
いては、強磁性体である温度領域においてのみ低い熱膨
張係数が得られ、常磁性体となる温度領域では熱膨張係
数が大きくなる。そして、Ｎｉ含有率またはＣｏ含有率
が本発明において規定する範囲より低くなると、合金の
キュリー点が低下し、通常の使用温度における高温側
（たとえば１００〜２４０℃）でＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合
金は常磁性体となり、その合金の線膨張係数が著しく大
きくなるためである。
は、強磁性体と常磁性体の遷移温度であるキュリー点
は、（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率が高くなるに従って（特に
（Ｎｉ＋Ｃｏ）含有率が３０％以上の場合に）高くなる
傾向がある。その一方で、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金にお
いては、強磁性体である温度領域においてのみ低い熱膨
張係数が得られ、常磁性体となる温度領域では熱膨張係
数が大きくなる。そして、Ｎｉ含有率またはＣｏ含有率
が本発明において規定する範囲より低くなると、合金の
キュリー点が低下し、通常の使用温度における高温側
（たとえば１００〜２４０℃）でＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合
金は常磁性体となり、その合金の線膨張係数が著しく大
きくなるためである。
【００１４】さらに、本発明においてＮｉ含有率を４８
％以下と規定したのは、以下の理由による。すなわち、
まず、Ｎｉ含有率を本発明に規定した範囲よりも高くす
ると、合金のマルテンサイト相への変態が起こりにくく
なり、所望の強度および靭性（捻回値）が得られなくな
るためである。
％以下と規定したのは、以下の理由による。すなわち、
まず、Ｎｉ含有率を本発明に規定した範囲よりも高くす
ると、合金のマルテンサイト相への変態が起こりにくく
なり、所望の強度および靭性（捻回値）が得られなくな
るためである。
【００１５】また、Ｃｏ含有率を２０％以下と規定した
のは、合金における原料コスト上の問題を考慮したから
である。すなわち、Ｃｏの添加は、合金のマルテンサイ
ト相への変態を促進する効果がある一方で、Ｃｏ自体が
高価な元素であるため、２０％を越える多量の添加は、
合金線において特性を大きく変化させることなく、原料
コストの増大のみを招くためである。
のは、合金における原料コスト上の問題を考慮したから
である。すなわち、Ｃｏの添加は、合金のマルテンサイ
ト相への変態を促進する効果がある一方で、Ｃｏ自体が
高価な元素であるため、２０％を越える多量の添加は、
合金線において特性を大きく変化させることなく、原料
コストの増大のみを招くためである。
【００１６】本発明において、Ａｌを０．５〜１０％に
規定したのは、以下の理由による。すなわち、Ｆｅ−Ｎ
ｉ−Ｃｏ系合金へのＡｌの添加は、Ａｌを主体とする微
細な金属間化合物の析出により時効硬化をもたらすだけ
でなく、マルテンサイト相へのひずみ誘起による変態を
促進する効果も有する。マルテンサイト相へのひずみ誘
起による変態は、冷間加工によって母相であるオーステ
ナイト相の一部にひずみが導入されることにより起こ
り、合金の靭性を高くし、さらに強度を高くする効果が
ある。つまり、このようなＡｌの添加による時効硬化お
よびひずみ誘起変態により、合金線の靭性を高くしつ
つ、従来よりも合金線の強度を高くすることができる。
そして、Ａｌが０．５％未満では、Ａｌは母相であるオ
ーステナイト相中に固溶し、合金線に時効処理を施して
も前述の金属間化合物が析出しなくなり、また、前述の
変態促進の効果が十分に得られなくなる。また、Ａｌが
１０％を越えると、線膨張係数に悪影響を及ぼすだけで
なく、母材中の介在物（主にＡｌの酸化物）が多量とな
り、加工すら困難となる程度に母材が脆化するためであ
る。なお、Ａｌ含有率は、前述の金属間化合物を確実に
析出させるため、および、前述の介在物を多量に生成さ
せないため、１．０〜７．０％とされることが、特に好
ましい。
規定したのは、以下の理由による。すなわち、Ｆｅ−Ｎ
ｉ−Ｃｏ系合金へのＡｌの添加は、Ａｌを主体とする微
細な金属間化合物の析出により時効硬化をもたらすだけ
でなく、マルテンサイト相へのひずみ誘起による変態を
促進する効果も有する。マルテンサイト相へのひずみ誘
起による変態は、冷間加工によって母相であるオーステ
ナイト相の一部にひずみが導入されることにより起こ
り、合金の靭性を高くし、さらに強度を高くする効果が
ある。つまり、このようなＡｌの添加による時効硬化お
よびひずみ誘起変態により、合金線の靭性を高くしつ
つ、従来よりも合金線の強度を高くすることができる。
そして、Ａｌが０．５％未満では、Ａｌは母相であるオ
ーステナイト相中に固溶し、合金線に時効処理を施して
も前述の金属間化合物が析出しなくなり、また、前述の
変態促進の効果が十分に得られなくなる。また、Ａｌが
１０％を越えると、線膨張係数に悪影響を及ぼすだけで
なく、母材中の介在物（主にＡｌの酸化物）が多量とな
り、加工すら困難となる程度に母材が脆化するためであ
る。なお、Ａｌ含有率は、前述の金属間化合物を確実に
析出させるため、および、前述の介在物を多量に生成さ
せないため、１．０〜７．０％とされることが、特に好
ましい。
【００１７】また、本発明に従う高強度低熱膨張合金
は、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢからなる群より
選択された少なくとも一種類を０．０５％〜５．０％含
むことが好ましい。このように規定するのは、Ｃ，Ｃ
ｏ，Ａｌの各元素の含有率を上記の範囲内で低くして
も、これらの元素が、結晶粒内でＣと反応して微細炭化
物を形成することにより、合金の強度を高くし、かつ、
線膨張係数を低くすることができるためである。そし
て、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢからなる群より
選択された少なくとも一種類の含有率が、０．０５％未
満では、この効果が十分に発揮されず、５．０％を越え
ると、線膨張係数を上昇させてしまうためである。
は、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢからなる群より
選択された少なくとも一種類を０．０５％〜５．０％含
むことが好ましい。このように規定するのは、Ｃ，Ｃ
ｏ，Ａｌの各元素の含有率を上記の範囲内で低くして
も、これらの元素が、結晶粒内でＣと反応して微細炭化
物を形成することにより、合金の強度を高くし、かつ、
線膨張係数を低くすることができるためである。そし
て、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢからなる群より
選択された少なくとも一種類の含有率が、０．０５％未
満では、この効果が十分に発揮されず、５．０％を越え
ると、線膨張係数を上昇させてしまうためである。
【００１８】なお、Ｃ含有率を、上記の範囲内で低くす
ると、合金の熱処理（時効処理）の際の粒界への炭化物
の析出を抑制できるため、最終製品として加工したとき
のサイズでの靭性の低下を抑制できる。また、Ｃｏ含有
率を、上記の範囲内で低くすると、合金のコストを、よ
り低くすることができる。また、Ａｌ含有率を、上記の
範囲内で低くすると、母材中の介在物（主にＡｌの酸化
物）の生成を抑え、母材の脆化を抑制することができ
る。さらに、Ａｌ含有率を低くすると、合金線における
歩留まりがよくなり、製造コストを低くすることができ
る。
ると、合金の熱処理（時効処理）の際の粒界への炭化物
の析出を抑制できるため、最終製品として加工したとき
のサイズでの靭性の低下を抑制できる。また、Ｃｏ含有
率を、上記の範囲内で低くすると、合金のコストを、よ
り低くすることができる。また、Ａｌ含有率を、上記の
範囲内で低くすると、母材中の介在物（主にＡｌの酸化
物）の生成を抑え、母材の脆化を抑制することができ
る。さらに、Ａｌ含有率を低くすると、合金線における
歩留まりがよくなり、製造コストを低くすることができ
る。
【００１９】また、本発明に従う高強度低熱膨張合金
は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭｇからなる群より
選択された少なくとも一種類を０．０２％〜２．０％含
むことが好ましい。このように規定するのは、これらの
元素の添加が、脱酸や脱硫の効果を有し、これらの添加
により鋳塊を健全に、つまり鋳造の際に割れ等が発生し
ないようにできるためである。そして、０．０２％未満
では、この効果が十分に発揮できないが、２．０％を越
えると、却って割れ等を引き起こすためである。
は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭｇからなる群より
選択された少なくとも一種類を０．０２％〜２．０％含
むことが好ましい。このように規定するのは、これらの
元素の添加が、脱酸や脱硫の効果を有し、これらの添加
により鋳塊を健全に、つまり鋳造の際に割れ等が発生し
ないようにできるためである。そして、０．０２％未満
では、この効果が十分に発揮できないが、２．０％を越
えると、却って割れ等を引き起こすためである。
【００２０】また、本発明に従う高強度低熱膨張合金
は、Ｎｉ含有率をｘ％、Ｃｏ含有率をｙ％、Ａｌ含有率
をｚ％としたとき、２５≦ｘ＋ｙ−６ｚ≦３２の関係を
満たすことが好ましい。このように規定するのは、上記
の関係を満たすと、合金の線膨張係数がより小さくなる
からである。
は、Ｎｉ含有率をｘ％、Ｃｏ含有率をｙ％、Ａｌ含有率
をｚ％としたとき、２５≦ｘ＋ｙ−６ｚ≦３２の関係を
満たすことが好ましい。このように規定するのは、上記
の関係を満たすと、合金の線膨張係数がより小さくなる
からである。
【００２１】また、本発明に従う高強度低熱膨張合金線
は、少なくともオーステナイト相、Ａｌを主体とする金
属間化合物、および、ひずみ誘起マルテンサイト相を含
むことが好ましい。ひずみ誘起マルテンサイト相を含む
のは、合金線においてより高い靭性を得るためである。
また、オーステナイト相を含むのは、マルテンサイト相
の熱膨張係数が高いため、オーステナイト相をすべてマ
ルテンサイト相に変態させてしまうと、合金線におい
て、所望の強度および靭性が得られても、その線膨張係
数が高くなってしまうからである。また、Ａｌを主体と
する金属間化合物を含むのは、合金線の強度をより高く
するするためである。
は、少なくともオーステナイト相、Ａｌを主体とする金
属間化合物、および、ひずみ誘起マルテンサイト相を含
むことが好ましい。ひずみ誘起マルテンサイト相を含む
のは、合金線においてより高い靭性を得るためである。
また、オーステナイト相を含むのは、マルテンサイト相
の熱膨張係数が高いため、オーステナイト相をすべてマ
ルテンサイト相に変態させてしまうと、合金線におい
て、所望の強度および靭性が得られても、その線膨張係
数が高くなってしまうからである。また、Ａｌを主体と
する金属間化合物を含むのは、合金線の強度をより高く
するするためである。
【００２２】
【実施例】（実施例）以下、本発明に従った高強度低
熱膨張合金の線材の製造について、実施例により具体的
に説明する。
熱膨張合金の線材の製造について、実施例により具体的
に説明する。
【００２３】表１に示すように、まず、試料Ｎｏ．１〜
Ｎｏ．９に示した組成の原料を、溶解し、外径６０ｍｍ
の鋳型に鋳造し、その鋳造材を、１１５０℃で２時間加
熱後、熱間圧延により外径９．５ｍｍの荒引き線とし
た。なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９に示した組成は、いずれ
も、本発明に従った組成である。
Ｎｏ．９に示した組成の原料を、溶解し、外径６０ｍｍ
の鋳型に鋳造し、その鋳造材を、１１５０℃で２時間加
熱後、熱間圧延により外径９．５ｍｍの荒引き線とし
た。なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９に示した組成は、いずれ
も、本発明に従った組成である。
【００２４】この荒引き線を、１０００℃で３０分間保
持した後、水冷することにより、溶体化処理を施し、皮
剥ぎ（表面層を除去すること）を行なって、外径９．２
ｍｍとした。その後、外径６．５ｍｍまで伸線加工した
後、５５０℃で２０時間の熱処理によって、この線材に
時効析出処理を施した。その後、外径３．０ｍｍまで伸
線加工し、高強度低熱膨張合金の線材を作製した。
持した後、水冷することにより、溶体化処理を施し、皮
剥ぎ（表面層を除去すること）を行なって、外径９．２
ｍｍとした。その後、外径６．５ｍｍまで伸線加工した
後、５５０℃で２０時間の熱処理によって、この線材に
時効析出処理を施した。その後、外径３．０ｍｍまで伸
線加工し、高強度低熱膨張合金の線材を作製した。
【００２５】なお、上述の各工程は、同様の作用が得ら
れる他の工程に置換されても構わないが、時効析出処理
は、４００℃〜６００℃、０．５〜６０時間の条件で行
なわれることが好ましい。処理温度については、４００
℃未満では、ＮｉとＡｌの化合物が析出せず、合金にお
いて所望の強度が得られないためであり、また、６００
℃を越えると、ＮｉとＡｌの化合物が粗大な析出物とな
って析出し、合金において所望の強度が得られなくなる
ためである。また、処理時間については、０．５時間未
満では、熱処理の効果が見られず、また、６０時間を越
えると、得られる合金線の特性がそれ以上大きく変化し
ないためである。なお、この時効析出処理は、溶体化処
理後であれば、線材がどのサイズにあるときに行なって
もよい。なお、時効析出処理を行なうのは、１回であっ
てもよいし、複数回行なってもよい。
れる他の工程に置換されても構わないが、時効析出処理
は、４００℃〜６００℃、０．５〜６０時間の条件で行
なわれることが好ましい。処理温度については、４００
℃未満では、ＮｉとＡｌの化合物が析出せず、合金にお
いて所望の強度が得られないためであり、また、６００
℃を越えると、ＮｉとＡｌの化合物が粗大な析出物とな
って析出し、合金において所望の強度が得られなくなる
ためである。また、処理時間については、０．５時間未
満では、熱処理の効果が見られず、また、６０時間を越
えると、得られる合金線の特性がそれ以上大きく変化し
ないためである。なお、この時効析出処理は、溶体化処
理後であれば、線材がどのサイズにあるときに行なって
もよい。なお、時効析出処理を行なうのは、１回であっ
てもよいし、複数回行なってもよい。
【００２６】また、上記の溶体化処理において、熱間圧
延後に８００℃〜１２００℃の温度に加熱した後、急冷
する溶体化工程を少なくとも１回行なうことは、より微
細なＡｌを主体とする金属間化合物を析出させるために
望ましい。なお、ここでいう溶体化工程で上記のように
温度を規定するのは、８００℃未満では、Ａｌを完全に
固溶させる効果が見られず、１２００℃を越えると、結
晶粒径が粗大となり、冷間加工の際に断線の原因となる
ためである。
延後に８００℃〜１２００℃の温度に加熱した後、急冷
する溶体化工程を少なくとも１回行なうことは、より微
細なＡｌを主体とする金属間化合物を析出させるために
望ましい。なお、ここでいう溶体化工程で上記のように
温度を規定するのは、８００℃未満では、Ａｌを完全に
固溶させる効果が見られず、１２００℃を越えると、結
晶粒径が粗大となり、冷間加工の際に断線の原因となる
ためである。
【００２７】また、時効析出処理後の最終の伸線加工に
おいては、加工度が５０〜９５％であることが好まし
い。このように加工度を規定するのは、５０％未満であ
ると、マルテンサイト相への変態が少ないため、合金に
おいて所望の強度および靭性が得られなくなり、９５％
を越えると、マルテンサイト相への変態が多くなりす
ぎ、合金の線膨張係数が大きくなるためである。なお、
上記の溶体化工程においてＡｌを主体とする金属間化合
物が析出されるため、この伸線加工では、合金は、母相
であるオーステナイト相からマルテンサイト相に、ひず
み誘起により変態する。したがって、本発明に従った合
金の線材は、少なくともオーステナイト相、Ａｌを主体
とする金属間化合物、および、ひずみ誘起マルテンサイ
ト相を含むことになる。
おいては、加工度が５０〜９５％であることが好まし
い。このように加工度を規定するのは、５０％未満であ
ると、マルテンサイト相への変態が少ないため、合金に
おいて所望の強度および靭性が得られなくなり、９５％
を越えると、マルテンサイト相への変態が多くなりす
ぎ、合金の線膨張係数が大きくなるためである。なお、
上記の溶体化工程においてＡｌを主体とする金属間化合
物が析出されるため、この伸線加工では、合金は、母相
であるオーステナイト相からマルテンサイト相に、ひず
み誘起により変態する。したがって、本発明に従った合
金の線材は、少なくともオーステナイト相、Ａｌを主体
とする金属間化合物、および、ひずみ誘起マルテンサイ
ト相を含むことになる。
【００２８】（比較例）表１の試料Ｎｏ．１０〜Ｎ
ｏ．１７に示した組成の原料を用いて、実施例と同様
の工程により、高強度低熱膨張合金の線材を作製した。
ｏ．１７に示した組成の原料を用いて、実施例と同様
の工程により、高強度低熱膨張合金の線材を作製した。
【００２９】（合金の特性）表１に、実施例および比
較例に従った高強度低熱膨張合金の線材の各特性を示
す。また、従来の高強度低熱膨張合金の線材について
も、組成および各特性を表１に併せて示す（Ｎｏ．１
８）。なお、表１の捻回値における「１００Ｄ」とは、
試験片の長さが線径の１００倍であったことを意味して
いる。
較例に従った高強度低熱膨張合金の線材の各特性を示
す。また、従来の高強度低熱膨張合金の線材について
も、組成および各特性を表１に併せて示す（Ｎｏ．１
８）。なお、表１の捻回値における「１００Ｄ」とは、
試験片の長さが線径の１００倍であったことを意味して
いる。
【００３０】
【表１】
【００３１】表１から、本発明に従う合金の線材は、い
ずれも引張強さについて１６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の値
を有し、中には２００ｋｇｆ／ｍｍ2 の引張強さを有す
る線材もあることがわかる。
ずれも引張強さについて１６０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の値
を有し、中には２００ｋｇｆ／ｍｍ2 の引張強さを有す
る線材もあることがわかる。
【００３２】また、線膨張係数に関しては、従来例のも
のと比較すると２倍以上の値となっているが、ＡＣＳＲ
線の芯線として用いられている鋼線の線膨張係数である
１１．５〜１３×１０-6／℃と比較すると、本発明の合
金の方が小さくなっている。すなわち、本発明の線材
は、上記の鋼線よりも線膨張係数が小さく、電線として
使用される場合、低弛度効果の面では上記の鋼線よりも
優れていることがわかる。
のと比較すると２倍以上の値となっているが、ＡＣＳＲ
線の芯線として用いられている鋼線の線膨張係数である
１１．５〜１３×１０-6／℃と比較すると、本発明の合
金の方が小さくなっている。すなわち、本発明の線材
は、上記の鋼線よりも線膨張係数が小さく、電線として
使用される場合、低弛度効果の面では上記の鋼線よりも
優れていることがわかる。
【００３３】また、捻回値については、通常１６回以上
が要求されるが、本発明に従う合金の線材はいずれもが
２０回以上という優れた値を有していることがわかる。
が要求されるが、本発明に従う合金の線材はいずれもが
２０回以上という優れた値を有していることがわかる。
【００３４】また、表１から、Ｃｏ含有率が本発明で規
定する値よりも低い比較例のＮｏ．１０は、本発明に従
う合金線Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９と比較して線膨張係数が高
くなっていることがわかる。また、比較例のＮｏ．１７
は、Ｃｏ含有率が本発明で規定する値を越えるものであ
るが、本発明に従う合金線Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９と比較し
て、さほど特性の差が見られず、Ｃｏ含有率を上げたこ
とによってコストのみが上昇した。
定する値よりも低い比較例のＮｏ．１０は、本発明に従
う合金線Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９と比較して線膨張係数が高
くなっていることがわかる。また、比較例のＮｏ．１７
は、Ｃｏ含有率が本発明で規定する値を越えるものであ
るが、本発明に従う合金線Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９と比較し
て、さほど特性の差が見られず、Ｃｏ含有率を上げたこ
とによってコストのみが上昇した。
【００３５】また、表１から、Ｎｉ含有率が本発明で規
定する値よりも低い比較例Ｎｏ．１１および高い比較例
Ｎｏ．１２は、本発明に従う合金線Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９
と比較して線膨張係数が高くなっていることがわかる。
また、さらに、Ｎｏ．１２では、引張強さが１３２ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 と、従来並みの低い値となっている。
定する値よりも低い比較例Ｎｏ．１１および高い比較例
Ｎｏ．１２は、本発明に従う合金線Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９
と比較して線膨張係数が高くなっていることがわかる。
また、さらに、Ｎｏ．１２では、引張強さが１３２ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 と、従来並みの低い値となっている。
【００３６】また、本発明で規定する範囲よりもＣ含有
率が高い比較例Ｎｏ．１３と、Ａｌ含有率が高いＮｏ．
１４は、伸線加工が不可能であった。また、本発明で規
定する範囲よりもＣ含有率が低い比較例Ｎｏ．１６は、
引張強さが著しく低くなっている。
率が高い比較例Ｎｏ．１３と、Ａｌ含有率が高いＮｏ．
１４は、伸線加工が不可能であった。また、本発明で規
定する範囲よりもＣ含有率が低い比較例Ｎｏ．１６は、
引張強さが著しく低くなっている。
【００３７】また、表１から、Ａｌ含有率が本発明で規
定する範囲よりも低い比較例Ｎｏ．１５は、本発明に従
う合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９と比較して、引張強さが１２
７ｋｇｆ／ｍｍ2 と、従来並みの低い値となっている。
定する範囲よりも低い比較例Ｎｏ．１５は、本発明に従
う合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９と比較して、引張強さが１２
７ｋｇｆ／ｍｍ2 と、従来並みの低い値となっている。
【００３８】また、表１から、本発明の実施例であるＮ
ｏ．１〜Ｎｏ．９の中でも、Ｎｉ含有率をｘ％、Ｃｏ含
有率をｙ％、Ａｌ含有率をｚ％としたとき、２５≦ｘ＋
ｙ−６ｚ≦３２の関係を満たすＮｏ．１〜Ｎｏ．７は、
上記の関係を満たさないＮｏ．８およびＮｏ．９より
も、線膨張係数が小さくなっていることがわかる。
ｏ．１〜Ｎｏ．９の中でも、Ｎｉ含有率をｘ％、Ｃｏ含
有率をｙ％、Ａｌ含有率をｚ％としたとき、２５≦ｘ＋
ｙ−６ｚ≦３２の関係を満たすＮｏ．１〜Ｎｏ．７は、
上記の関係を満たさないＮｏ．８およびＮｏ．９より
も、線膨張係数が小さくなっていることがわかる。
【００３９】（実施例）次に、本発明の合金線の組成
としてＭｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢの中の少なく
とも一種、ならびに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭ
ｇの中の少なくとも一種を添加した場合について、表２
の試料Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２４に示した組成の原料を用
いて、実施例と同様の工程により、高強度低熱膨張合
金の線材を作製した。
としてＭｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢの中の少なく
とも一種、ならびに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭ
ｇの中の少なくとも一種を添加した場合について、表２
の試料Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２４に示した組成の原料を用
いて、実施例と同様の工程により、高強度低熱膨張合
金の線材を作製した。
【００４０】なお、Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２４のいずれの
試料も、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢの中の少な
くとも一種、ならびに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕおよび
Ｍｇの中の少なくとも一種を表２に示す量だけ含有して
いる。また、Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２４のいずれの試料に
おいても、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｌの各元素の含有率は、
本発明で規定する範囲内である。また、Ｎｏ．２０およ
びＮｏ．２２〜Ｎｏ．２４におけるＭｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔ
ｉ，ＶおよびＢの含有率の和は、本発明で規定する好ま
しい範囲内であり、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２４におけるＳ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭｇの含有率の和は、本発
明で規定する好ましい範囲内である。
試料も、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，ＶおよびＢの中の少な
くとも一種、ならびに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕおよび
Ｍｇの中の少なくとも一種を表２に示す量だけ含有して
いる。また、Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２４のいずれの試料に
おいても、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｌの各元素の含有率は、
本発明で規定する範囲内である。また、Ｎｏ．２０およ
びＮｏ．２２〜Ｎｏ．２４におけるＭｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔ
ｉ，ＶおよびＢの含有率の和は、本発明で規定する好ま
しい範囲内であり、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２４におけるＳ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭｇの含有率の和は、本発
明で規定する好ましい範囲内である。
【００４１】
【表２】
【００４２】（合金の特性）表３に、実施例に従った
高強度低熱膨張合金の線材の各特性を示す。
高強度低熱膨張合金の線材の各特性を示す。
【００４３】
【表３】
【００４４】表３から、Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２１のいず
れの線材も、引張強さについて２１０ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上という優れた値を有していることがわかる。なお、表
１のＮｏ．５，Ｎｏ．６，Ｎｏ．８の試料についても、
その引張強さは２１０ｋｇｆ／ｍｍ2 付近またはそれ以
上となっているが、Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２１について
は、Ｃ含有率を０．２５％程度に抑え、Ｃｏ含有率を１
０％程度に抑え、かつ、Ａｌ含有率を３．０％程度に抑
えながら、２１０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上という引張強さを
達成している。なお、線膨張係数については、Ｎｏ．１
９〜Ｎｏ．２１のいずれについても１０〜１１×１０-6
／℃という値を有しており、送電線の芯線として使用す
るには差し支えないが、より詳しく見ると、Ｎｏ．１９
およびＮｏ．２１は、Ｎｏ．２０よりもその値が高くな
っている。
れの線材も、引張強さについて２１０ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上という優れた値を有していることがわかる。なお、表
１のＮｏ．５，Ｎｏ．６，Ｎｏ．８の試料についても、
その引張強さは２１０ｋｇｆ／ｍｍ2 付近またはそれ以
上となっているが、Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２１について
は、Ｃ含有率を０．２５％程度に抑え、Ｃｏ含有率を１
０％程度に抑え、かつ、Ａｌ含有率を３．０％程度に抑
えながら、２１０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上という引張強さを
達成している。なお、線膨張係数については、Ｎｏ．１
９〜Ｎｏ．２１のいずれについても１０〜１１×１０-6
／℃という値を有しており、送電線の芯線として使用す
るには差し支えないが、より詳しく見ると、Ｎｏ．１９
およびＮｏ．２１は、Ｎｏ．２０よりもその値が高くな
っている。
【００４５】また、表３から、本発明に従う試料Ｎｏ．
２２〜Ｎｏ．２４は、２０回以上という優れた捻回値を
有し、かつ、７．３〜８．９×１０-6／℃という優れた
線膨張係数を有している。つまり、いずれの特性も、Ｎ
ｏ．１９〜Ｎｏ．２１よりも優れていることがわかる。
２２〜Ｎｏ．２４は、２０回以上という優れた捻回値を
有し、かつ、７．３〜８．９×１０-6／℃という優れた
線膨張係数を有している。つまり、いずれの特性も、Ｎ
ｏ．１９〜Ｎｏ．２１よりも優れていることがわかる。
【００４６】なお、試料Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２４の試料
については、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９（表１参照）、Ｎｏ．
１９およびＮｏ．２０の試料よりも、鋳造の際に割れが
発生しにく、線材の歩留まりが高かった。
については、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９（表１参照）、Ｎｏ．
１９およびＮｏ．２０の試料よりも、鋳造の際に割れが
発生しにく、線材の歩留まりが高かった。
【００４７】今回開示された実施例はすべての点で例示
であって、制限的なものではないと考えられるべきであ
る。本発明の範囲は、上記した実施例の説明ではなく、
特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等
の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが
意図される。
であって、制限的なものではないと考えられるべきであ
る。本発明の範囲は、上記した実施例の説明ではなく、
特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等
の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが
意図される。
【００４８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度低
熱膨張合金線は、１６０ｋｇｆ／ｍｍ 2 以上の引張強さ
と、低い線膨張係数と、優れた捻回特性とを兼ね備える
ことができる。
熱膨張合金線は、１６０ｋｇｆ／ｍｍ 2 以上の引張強さ
と、低い線膨張係数と、優れた捻回特性とを兼ね備える
ことができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 渡部 健司 愛知県葉栗郡木曽川町大字玉ノ井字大縄場 十ノ切１番地５ (72)発明者 矢萩 慎一郎 愛知県大府市江端町２丁目72
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比で、Ｃ：０．１〜０．５０％、Ｎ
ｉ：２６〜４８％、Ｃｏ：５．０〜２０％、Ａｌ：０．
５〜１０％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なることを特徴とする高強度低熱膨張合金線。 - 【請求項２】 さらに、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔｉ，Ｖおよ
びＢからなる群より選択された少なくとも一種類を０．
０５％〜５．０％含むことを特徴とする、請求項１に記
載の高強度低熱膨張合金線。 - 【請求項３】 さらに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕおよび
Ｍｇからなる群より選択された少なくとも一種類を０．
０２％〜２．０％含むことを特徴とする、請求項１また
は請求項２に記載の高強度低熱膨張合金線。 - 【請求項４】 Ｎｉ含有率をｘ％、Ｃｏ含有率をｙ％、
Ａｌ含有率をｚ％としたとき、２５≦ｘ＋ｙ−６ｚ≦３
２の関係を満たすことを特徴とする、請求項１〜請求項
３のいずれか１項に記載の高強度低熱膨張合金線。 - 【請求項５】 少なくともオーステナイト相、Ａｌを主
体とする金属間化合物、および、ひずみ誘起マルテンサ
イト相を含むことを特徴とする、請求項１〜請求項４の
いずれか１項に記載の高強度低熱膨張合金線。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14424598A JP3839957B2 (ja) | 1998-05-26 | 1998-05-26 | 高強度低熱膨張合金線 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14424598A JP3839957B2 (ja) | 1998-05-26 | 1998-05-26 | 高強度低熱膨張合金線 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335784A true JPH11335784A (ja) | 1999-12-07 |
| JP3839957B2 JP3839957B2 (ja) | 2006-11-01 |
Family
ID=15357624
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14424598A Expired - Fee Related JP3839957B2 (ja) | 1998-05-26 | 1998-05-26 | 高強度低熱膨張合金線 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3839957B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003082439A (ja) * | 2001-09-13 | 2003-03-19 | Daido Steel Co Ltd | 強度，捻回特性に優れたインバー合金線及びその製造方法 |
| FR2855185A1 (fr) * | 2003-05-21 | 2004-11-26 | Usinor | Fil metallique en alliage fe-ni ayant une grande resistance mecanique et un faible coefficient de dilatation thermique, pour cables haute tension, et procede de fabrication |
-
1998
- 1998-05-26 JP JP14424598A patent/JP3839957B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003082439A (ja) * | 2001-09-13 | 2003-03-19 | Daido Steel Co Ltd | 強度，捻回特性に優れたインバー合金線及びその製造方法 |
| FR2855185A1 (fr) * | 2003-05-21 | 2004-11-26 | Usinor | Fil metallique en alliage fe-ni ayant une grande resistance mecanique et un faible coefficient de dilatation thermique, pour cables haute tension, et procede de fabrication |
| WO2004104234A1 (fr) * | 2003-05-21 | 2004-12-02 | Ugitech | Fil metallique en alliage fe-ni ayant une grande resistance mecanique et un faible coefficient de dilatation thermique, pour cables haute tension, et procede de fabrication |
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|---|---|
| JP3839957B2 (ja) | 2006-11-01 |
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