JPH11335785A - 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度低熱膨張合金およびその製造方法Info
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- JPH11335785A JPH11335785A JP14442398A JP14442398A JPH11335785A JP H11335785 A JPH11335785 A JP H11335785A JP 14442398 A JP14442398 A JP 14442398A JP 14442398 A JP14442398 A JP 14442398A JP H11335785 A JPH11335785 A JP H11335785A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 通常のＡＣＳＲ線の芯線である鋼線と同様に
１５０kgf/mm2 以上の強度を有し、３０〜２４０℃の線
膨張係数が９．０×１０-6／℃以下であり、捻回特性が
１６回以上の高強度低熱膨張合金およびその製造方法を
提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からな
る組織で、少なくともオーステナイト相、金属間化合物
および加工誘起マルテンサイト相からなる組織を有する
こと。
１５０kgf/mm2 以上の強度を有し、３０〜２４０℃の線
膨張係数が９．０×１０-6／℃以下であり、捻回特性が
１６回以上の高強度低熱膨張合金およびその製造方法を
提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からな
る組織で、少なくともオーステナイト相、金属間化合物
および加工誘起マルテンサイト相からなる組織を有する
こと。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度低熱膨張合
金およびその製造方法、詳細には低弛度耐熱送電線用芯
線などに使用することができる高強度低熱膨張合金およ
びその製造方法に関する。
金およびその製造方法、詳細には低弛度耐熱送電線用芯
線などに使用することができる高強度低熱膨張合金およ
びその製造方法に関する。
【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て架線後の通電時におけ
る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
合金を用いることで増容量化を可能としたものである。
このような用途に対し、強度や捻回特性を改善する目的
で特公昭５６─４５９９０号公報、特公昭５７─１７９
４２号公報などに種々の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は、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ
など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/mm2 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て架線後の通電時におけ
る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
合金を用いることで増容量化を可能としたものである。
このような用途に対し、強度や捻回特性を改善する目的
で特公昭５６─４５９９０号公報、特公昭５７─１７９
４２号公報などに種々の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は、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ
など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/mm2 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以上であるので、同
一サイズの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、芯線の引張強さが低いために通常のＡＣ
ＳＲ線を用いた電線より引張強さが小さくなる。そのた
め、高強度低熱膨張合金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より小さくする
と弛度特性が悪化するため、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以上であるので、同
一サイズの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、芯線の引張強さが低いために通常のＡＣ
ＳＲ線を用いた電線より引張強さが小さくなる。そのた
め、高強度低熱膨張合金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より小さくする
と弛度特性が悪化するため、低弛度特性を発揮すること
ができなくなる。
【０００４】そのため、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
膨張合金線が要求されており、そのための種々の試みが
なされてきている。例えば、特開平３─１１５５４３号
公報では、合金の強化元素としてＣ及び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、線膨張
係数を増大させず、強度を上げる旨が開示されている。
しかし、この合金においては、３０〜２３０℃の平均熱
膨張係数を３．２×１０-6／℃以下にすることができる
が、強度は１２５kgf/mm2 程度である上に、靱性が低下
し、所望の捻回特性（通常、線径の１００倍の試験片の
一端を固定し、他端を捩じる捻回試験で破断にいたるま
での回数により評価する）が得られないことが予想され
た。
数）が低く、かつ、鋼線なみの強度を有する高強度低熱
膨張合金線が要求されており、そのための種々の試みが
なされてきている。例えば、特開平３─１１５５４３号
公報では、合金の強化元素としてＣ及び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、線膨張
係数を増大させず、強度を上げる旨が開示されている。
しかし、この合金においては、３０〜２３０℃の平均熱
膨張係数を３．２×１０-6／℃以下にすることができる
が、強度は１２５kgf/mm2 程度である上に、靱性が低下
し、所望の捻回特性（通常、線径の１００倍の試験片の
一端を固定し、他端を捩じる捻回試験で破断にいたるま
での回数により評価する）が得られないことが予想され
た。
【０００５】このように、添加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。
【０００６】
【本発明が解決しようとする課題】本発明は、従来のＦ
ｅ─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ＡＣＳＲ線の鋼線なみの強度である１５０kg
f/mm2 以上の引張強さを有し、かつ、捻回特性が優れ、
さらに低い線膨張係数を有する高強度低熱膨張合金及び
その製造方法を提供することを課題としている。
ｅ─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ＡＣＳＲ線の鋼線なみの強度である１５０kg
f/mm2 以上の引張強さを有し、かつ、捻回特性が優れ、
さらに低い線膨張係数を有する高強度低熱膨張合金及び
その製造方法を提供することを課題としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明者達は、低弛度耐熱送電線用芯線などに使用
する高強度低熱膨張合金を開発すべく従来の低熱膨張合
金の線膨張係数、引張強さ、捻回特性などを調査、研究
していたところ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金にＴｉとＡｌ
を適量添加し、時効処理によりＮｉの金属化合物を析出
硬化させるとＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金の強度が著しく向
上することを見出した。さらに、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔ
ｉ等の元素を適量添加し冷間加工等でひずみを加えるこ
とによって、母相であるオーステナイト相の一部がマル
テンサイト相に変態（加工誘起変態）することを見出し
た。そしてこの加工誘起変態を利用することでさらに強
度を向上させるとともに良好な捻回特性を得られること
などの知見を得て本発明をなしたものである。
め、本発明者達は、低弛度耐熱送電線用芯線などに使用
する高強度低熱膨張合金を開発すべく従来の低熱膨張合
金の線膨張係数、引張強さ、捻回特性などを調査、研究
していたところ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金にＴｉとＡｌ
を適量添加し、時効処理によりＮｉの金属化合物を析出
硬化させるとＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金の強度が著しく向
上することを見出した。さらに、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔ
ｉ等の元素を適量添加し冷間加工等でひずみを加えるこ
とによって、母相であるオーステナイト相の一部がマル
テンサイト相に変態（加工誘起変態）することを見出し
た。そしてこの加工誘起変態を利用することでさらに強
度を向上させるとともに良好な捻回特性を得られること
などの知見を得て本発明をなしたものである。
【０００８】すなわち、本発明の高強度低熱膨張合金に
おいては、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：６〜２０％、Ａ
ｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、好ま
しくは、ＡｌとＴｉの関係が１．５％≦（Ａｌ＋Ｔｉ）
≦５．０％またはＡｌとＴｉの関係が１．５％≦（Ａｌ
＋Ｔｉ）≦５．０％で、かつＮｉとＣｏとＡｌとＴｉの
関係が１５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２３
％であり、さらに必要に応じてＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｂ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｇの１種または２種以上
を合計で５．０％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避
不純物からなる組成で、少なくともオーステナイト相、
金属間化合物および加工誘起マルテンサイト相からなる
組織を有するものとすることである。
おいては、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：６〜２０％、Ａ
ｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０％、好ま
しくは、ＡｌとＴｉの関係が１．５％≦（Ａｌ＋Ｔｉ）
≦５．０％またはＡｌとＴｉの関係が１．５％≦（Ａｌ
＋Ｔｉ）≦５．０％で、かつＮｉとＣｏとＡｌとＴｉの
関係が１５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２３
％であり、さらに必要に応じてＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｂ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｇの１種または２種以上
を合計で５．０％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避
不純物からなる組成で、少なくともオーステナイト相、
金属間化合物および加工誘起マルテンサイト相からなる
組織を有するものとすることである。
【０００９】また、本発明の高強度低熱膨張合金の製造
方法においては、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：６〜２０
％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０
％、残部Ｆｅを主成分とする上記合金を６３０〜７５０
℃などの温度で４〜５０時間程度加熱する時効処理をし
た後、加工率５０〜９５％程度の冷間加工によりマルテ
ンサイトを生成させることである。
方法においては、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：６〜２０
％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜５．０
％、残部Ｆｅを主成分とする上記合金を６３０〜７５０
℃などの温度で４〜５０時間程度加熱する時効処理をし
た後、加工率５０〜９５％程度の冷間加工によりマルテ
ンサイトを生成させることである。
【００１０】
【作用】次に、本発明において、成分組成を上記のよう
に限定した理由を説明する。 Ｎｉ：３０〜４５％ Ｎｉは、Ｃｏ、残部のＦｅとともに線膨張係数を小さく
するために必要であるとともに、ＡｌとＴｉと金属間化
合物を析出して強度を高くし、さらに、線膨張係数の変
移点（キュリー点とほぼ同じ）を高くするために含有さ
せる元素で、その含有量が３０％より少ないと、Ｎｉが
ＡｌとＴｉと金属間化合物を形成し、線膨張係数を低く
するために必要な量が不足して合金のキュリー点が低下
し線膨張係数が大きくなってしまう。また、含有量が４
５％を超えると線膨張係数が著しく大きくなるととも
に、オーステナイト相が安定化し、冷間加工による加工
誘起マルテンサイト相が生成し難くなり、その結果とし
て強度が高くならないので、その含有量を３０〜４５％
とする。
に限定した理由を説明する。 Ｎｉ：３０〜４５％ Ｎｉは、Ｃｏ、残部のＦｅとともに線膨張係数を小さく
するために必要であるとともに、ＡｌとＴｉと金属間化
合物を析出して強度を高くし、さらに、線膨張係数の変
移点（キュリー点とほぼ同じ）を高くするために含有さ
せる元素で、その含有量が３０％より少ないと、Ｎｉが
ＡｌとＴｉと金属間化合物を形成し、線膨張係数を低く
するために必要な量が不足して合金のキュリー点が低下
し線膨張係数が大きくなってしまう。また、含有量が４
５％を超えると線膨張係数が著しく大きくなるととも
に、オーステナイト相が安定化し、冷間加工による加工
誘起マルテンサイト相が生成し難くなり、その結果とし
て強度が高くならないので、その含有量を３０〜４５％
とする。
【００１１】Ｃｏ：６〜２０％ Ｃｏは、Ｎｉ、残部のＦｅとともに線膨張係数を小さく
するために必要であるとともに、Ｎｉとともに線膨張係
数の変移点を高くするために含有させる元素で、その含
有量が６％より少ないと線膨張係数が高くなってしま
う。また、２０％を超えるとかえって線膨張係数が大き
くなるので、その含有量を６〜２０％とする。
するために必要であるとともに、Ｎｉとともに線膨張係
数の変移点を高くするために含有させる元素で、その含
有量が６％より少ないと線膨張係数が高くなってしま
う。また、２０％を超えるとかえって線膨張係数が大き
くなるので、その含有量を６〜２０％とする。
【００１２】Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％、１．５％≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０％ Ｔｉは、Ｎｉと金属間化合物を形成し析出硬化させ、強
度を高くするために含有させる元素で、この効果を得る
ためには０．１％以上含有させる必要があるが、５．０
％より多くなると強度は高くなるが線膨張係数が高くな
るので、その含有量を０．１〜５．０％とする。好まし
くは、２．０〜３．５％である。Ａｌは、Ｔｉと同様に
Ｎｉと金属間化合物を形成させる元素であり、Ｔｉと一
緒に含有させることにより時効時間の短縮がはかれる。
この効果を得るためには０．１％以上含有させる必要が
あるが、５．０％より多くなると強度は高くなるが線膨
張係数が高くなるので、その含有量を０．１〜５．０％
とする。好ましくは０．３〜１．０％である。またＡｌ
とＴｉの合計量が１．５％未満の場合は強度が十分では
ない。またＡｌとＴｉの合計量が５．０％を超えると、
強度は十分大きくなるが線膨張係数が高くなるので、そ
の合計含有量を１．５〜５．０％とする。
５．０％、１．５％≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０％ Ｔｉは、Ｎｉと金属間化合物を形成し析出硬化させ、強
度を高くするために含有させる元素で、この効果を得る
ためには０．１％以上含有させる必要があるが、５．０
％より多くなると強度は高くなるが線膨張係数が高くな
るので、その含有量を０．１〜５．０％とする。好まし
くは、２．０〜３．５％である。Ａｌは、Ｔｉと同様に
Ｎｉと金属間化合物を形成させる元素であり、Ｔｉと一
緒に含有させることにより時効時間の短縮がはかれる。
この効果を得るためには０．１％以上含有させる必要が
あるが、５．０％より多くなると強度は高くなるが線膨
張係数が高くなるので、その含有量を０．１〜５．０％
とする。好ましくは０．３〜１．０％である。またＡｌ
とＴｉの合計量が１．５％未満の場合は強度が十分では
ない。またＡｌとＴｉの合計量が５．０％を超えると、
強度は十分大きくなるが線膨張係数が高くなるので、そ
の合計含有量を１．５〜５．０％とする。
【００１３】Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｂ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ
ｕおよびＭｇの１種または２種以上を合計で５．０％以
下 上記の組成にこれらの元素の１種または２種以上を合計
で５．０％以下含有させてもよい。但し２．０％を超え
ると線膨張係数が増加しはじめ５．０％以上含有させる
と本発明の良好な線膨張係数が得られない。
ｕおよびＭｇの１種または２種以上を合計で５．０％以
下 上記の組成にこれらの元素の１種または２種以上を合計
で５．０％以下含有させてもよい。但し２．０％を超え
ると線膨張係数が増加しはじめ５．０％以上含有させる
と本発明の良好な線膨張係数が得られない。
【００１４】Ｎ、Ｏ ＮおよびＯ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、少ないほど好ましいが、０．０
１％より少ないけれはばらつきの原因とならないので、
０．０１％以下であることが好ましい。 Ｃ Ｃは、合金中のＴｉ、Ａｌ等と炭化物を形成し、有効な
ＴｉおよびＡｌ量を減じ、またＭｄ点を下げるので、
０．１％以下、より好ましくは０．０２％以下とする。
つきの原因となるので、少ないほど好ましいが、０．０
１％より少ないけれはばらつきの原因とならないので、
０．０１％以下であることが好ましい。 Ｃ Ｃは、合金中のＴｉ、Ａｌ等と炭化物を形成し、有効な
ＴｉおよびＡｌ量を減じ、またＭｄ点を下げるので、
０．１％以下、より好ましくは０．０２％以下とする。
【００１５】次に、本発明の高強度低熱膨張合金の時効
処理によって生じる金属間化合物と冷間加工によって生
じる加工誘起マルテンサイト相について説明する。時効
処理は、ＡｌおよびＴｉがＮｉと金属間化合物を析出さ
せて強度を高くするために行うものである。その温度
は、低過ぎれば金属間化合物の析出量が少なく、また高
過ぎれば過時効となって強度が高くならないので、その
範囲を６００〜８００℃とする。好ましくは６５０〜７
５０℃である。また加熱時間は、４〜５０時間程度で十
分である。
処理によって生じる金属間化合物と冷間加工によって生
じる加工誘起マルテンサイト相について説明する。時効
処理は、ＡｌおよびＴｉがＮｉと金属間化合物を析出さ
せて強度を高くするために行うものである。その温度
は、低過ぎれば金属間化合物の析出量が少なく、また高
過ぎれば過時効となって強度が高くならないので、その
範囲を６００〜８００℃とする。好ましくは６５０〜７
５０℃である。また加熱時間は、４〜５０時間程度で十
分である。
【００１６】また、本発明の高強度低熱膨張合金の製造
方法において加工誘起変態によって生ずるマルテンサイ
ト相は、強度を高くするために生成させるもので、Ｎｉ
含有量が少ないほど、また冷間加工率が大きいほどマル
テンサイト量が多くなる。このマルテンサイト量は、少
ないと強度が低く、多いと強度が高くなるが、捻回値が
低くなるので、１０〜７０％が好ましい。冷間加工率
は、合金の成分組成に影響されるので、一般には表現で
きないが、おおむね例えば５０〜９５％が適切である。
方法において加工誘起変態によって生ずるマルテンサイ
ト相は、強度を高くするために生成させるもので、Ｎｉ
含有量が少ないほど、また冷間加工率が大きいほどマル
テンサイト量が多くなる。このマルテンサイト量は、少
ないと強度が低く、多いと強度が高くなるが、捻回値が
低くなるので、１０〜７０％が好ましい。冷間加工率
は、合金の成分組成に影響されるので、一般には表現で
きないが、おおむね例えば５０〜９５％が適切である。
【００１７】時効処理によりＮｉとＡｌおよびＴｉが金
属間化合物を形成し析出することによりマトリックスか
ら減少するＮｉ量を規制する必要がある。請求項３に示
される組成の式はその減少分を補正するものであり、１
５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２３％の式に
おいて２３％を超えるとＭｄ点が室温以上に上昇せず、
時効析出後の冷間加工において強度を得るためのマルテ
ンサイトが十分生成しない。また１５％以下の場合は線
膨張係数が増大する。したがって、本発明は時効処理後
のマトリックスの組成においてＭｄ点が室温以上に上昇
するように合金組成を定め、時効処理後の冷間加工によ
り加工誘起マルテンサイト相を発生させることを特徴と
することにある。所定の寸法を得る等の目的で時効処理
前に冷間加工を施すことは可能であるが、本発明のマル
テンサイト生成には寄与しない。
属間化合物を形成し析出することによりマトリックスか
ら減少するＮｉ量を規制する必要がある。請求項３に示
される組成の式はその減少分を補正するものであり、１
５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２３％の式に
おいて２３％を超えるとＭｄ点が室温以上に上昇せず、
時効析出後の冷間加工において強度を得るためのマルテ
ンサイトが十分生成しない。また１５％以下の場合は線
膨張係数が増大する。したがって、本発明は時効処理後
のマトリックスの組成においてＭｄ点が室温以上に上昇
するように合金組成を定め、時効処理後の冷間加工によ
り加工誘起マルテンサイト相を発生させることを特徴と
することにある。所定の寸法を得る等の目的で時効処理
前に冷間加工を施すことは可能であるが、本発明のマル
テンサイト生成には寄与しない。
【００１８】本発明の高強度低熱膨張合金は、Ｎｉを３
０〜４５％として、３０〜２４０℃の平均線膨張係数を
低くするのに必要な量より多くし、ＡｌおよびＴｉとＮ
ｉとの金属間化合物を析出させて析出硬化させているの
で、平均線膨張係数を低くするとともに、強度を高くす
ることができる。また冷間加工することによって加工誘
起マルテンサイト相を生成させて強度を高くしているの
で、上記のＡｌおよびＴｉとＮｉとの金属間化合物を析
出させたことにより強度を高くすることと合わせて通常
のＡＣＳＲ線の芯線と同様な１５０kgf/mm2 以上の強度
を得ることができる。さらに、本発明の高強度低熱膨張
合金は、ＮｉがＡｌおよびＴｉと金属間化合物を形成し
消費されるので、マトリックス中のＮｉが少なくなり、
Ｍｄ点を室温以上にすることができる。また、本発明の
高強度低熱膨張合金は、強度を高くするために生成した
加工誘起マルテンサイト相が、５５０℃以上のオーステ
ナイトへの逆変態温度を有しているので、送電線の最高
加熱温度の２４０℃より高く、また亜鉛めっき時におい
て加熱される温度より高いので、製造及び使用中に強度
が低下することもない。
０〜４５％として、３０〜２４０℃の平均線膨張係数を
低くするのに必要な量より多くし、ＡｌおよびＴｉとＮ
ｉとの金属間化合物を析出させて析出硬化させているの
で、平均線膨張係数を低くするとともに、強度を高くす
ることができる。また冷間加工することによって加工誘
起マルテンサイト相を生成させて強度を高くしているの
で、上記のＡｌおよびＴｉとＮｉとの金属間化合物を析
出させたことにより強度を高くすることと合わせて通常
のＡＣＳＲ線の芯線と同様な１５０kgf/mm2 以上の強度
を得ることができる。さらに、本発明の高強度低熱膨張
合金は、ＮｉがＡｌおよびＴｉと金属間化合物を形成し
消費されるので、マトリックス中のＮｉが少なくなり、
Ｍｄ点を室温以上にすることができる。また、本発明の
高強度低熱膨張合金は、強度を高くするために生成した
加工誘起マルテンサイト相が、５５０℃以上のオーステ
ナイトへの逆変態温度を有しているので、送電線の最高
加熱温度の２４０℃より高く、また亜鉛めっき時におい
て加熱される温度より高いので、製造及び使用中に強度
が低下することもない。
【００１９】
【実施例】下記表１の本発明例および比較例に示す成分
組成の合金を溶製し、鋳造して鋳塊とした。この鋳塊を
１１５０℃に２時間加熱した後、熱間鍛造により１２ｍ
ｍの丸棒を作製した。その後、冷間鍛造により直径１０
ｍｍにし、さらに冷間引抜きによる伸線加工により直径
７．３ｍｍとした。その後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行い、次に皮剥
ぎを行った。その後、７００℃で８時間の時効処理を行
った。これらの試料を用いて冷間引抜による伸線加工を
行い下記表２に示す直径４．１ｍｍと直径２．３ｍｍの
線材を作製した。また、時効処理温度については、図１
に示すように本発明例１と８の組成の合金を用いて６０
０〜８００℃の温度範囲で８時間の時効処理を行い硬さ
を測定した。
組成の合金を溶製し、鋳造して鋳塊とした。この鋳塊を
１１５０℃に２時間加熱した後、熱間鍛造により１２ｍ
ｍの丸棒を作製した。その後、冷間鍛造により直径１０
ｍｍにし、さらに冷間引抜きによる伸線加工により直径
７．３ｍｍとした。その後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行い、次に皮剥
ぎを行った。その後、７００℃で８時間の時効処理を行
った。これらの試料を用いて冷間引抜による伸線加工を
行い下記表２に示す直径４．１ｍｍと直径２．３ｍｍの
線材を作製した。また、時効処理温度については、図１
に示すように本発明例１と８の組成の合金を用いて６０
０〜８００℃の温度範囲で８時間の時効処理を行い硬さ
を測定した。
【００２０】これらの合金線を用いて熱膨張試験、引張
試験、捻回試験およびマルテンサイト量の測定を行っ
た。その結果を下記表２に示す。この熱膨張試験では、
熱示差式熱膨張率測定計により３０℃〜２４０℃までの
平均線膨張係数を測定した。さらに、引張試験は３回行
い平均値を算出した。また、捻回試験は３回行い、破断
までの捻回値を測定した。また、マルテンサイト量の測
定は、オーステナイトとの比を求めたもので、線材の横
断面のＸ線回折を行い求めた。
試験、捻回試験およびマルテンサイト量の測定を行っ
た。その結果を下記表２に示す。この熱膨張試験では、
熱示差式熱膨張率測定計により３０℃〜２４０℃までの
平均線膨張係数を測定した。さらに、引張試験は３回行
い平均値を算出した。また、捻回試験は３回行い、破断
までの捻回値を測定した。また、マルテンサイト量の測
定は、オーステナイトとの比を求めたもので、線材の横
断面のＸ線回折を行い求めた。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】これらの結果より、本発明例のものは、い
ずれも１７０kgf/mm2 の引張強さを有する。また捻回試
験においても１６回以上の捻回値である。線膨張係数に
ついては従来合金線と比較すると２倍以上となっている
が、鋼線の線膨張係数である１１．５〜１３．０×１０
-6／℃と比べると低くなっている。これに対して、Ｎｉ
の含有量が本発明の範囲より低い比較例１０では線膨張
係数が１１．５×１０-6／℃より大きくなっており、Ｃ
ｏの含有量が本発明の範囲より低めの比較例１１では引
張強さが１３４kgf/mm2 、捻回値が６〜１１回で、本発
明例のものより低くなっている。
ずれも１７０kgf/mm2 の引張強さを有する。また捻回試
験においても１６回以上の捻回値である。線膨張係数に
ついては従来合金線と比較すると２倍以上となっている
が、鋼線の線膨張係数である１１．５〜１３．０×１０
-6／℃と比べると低くなっている。これに対して、Ｎｉ
の含有量が本発明の範囲より低い比較例１０では線膨張
係数が１１．５×１０-6／℃より大きくなっており、Ｃ
ｏの含有量が本発明の範囲より低めの比較例１１では引
張強さが１３４kgf/mm2 、捻回値が６〜１１回で、本発
明例のものより低くなっている。
【００２４】さらに、ＡｌとＴｉの関係が本発明の請求
項２に記載の範囲（１．５％≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０
％）から外れる比較例１４、１５および１６のうち比較
例１４と１５では線膨張係数が１１．５×１０-6／℃よ
り大きくなっており、比較例１６では引張強さが４７ k
gf／mm2 という低い値である。また、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｌ
およびＴｉの関係が、本発明の請求項３に記載の範囲
（１５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２３％）
よりも外れる比較例１０、１２、１３および１６のうち
比較例１２ではオーステナイト相が安定になり過ぎて線
径７．５ｍｍから線径２．３ｍｍへの高い加工率の冷間
加工を行っても加工誘起マルテンサイト変態は発生せ
ず、引張強さが１４３ kgf/mm2と本発明のものより低く
なっている。
項２に記載の範囲（１．５％≦（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０
％）から外れる比較例１４、１５および１６のうち比較
例１４と１５では線膨張係数が１１．５×１０-6／℃よ
り大きくなっており、比較例１６では引張強さが４７ k
gf／mm2 という低い値である。また、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｌ
およびＴｉの関係が、本発明の請求項３に記載の範囲
（１５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ＋Ｔｉ）≦２３％）
よりも外れる比較例１０、１２、１３および１６のうち
比較例１２ではオーステナイト相が安定になり過ぎて線
径７．５ｍｍから線径２．３ｍｍへの高い加工率の冷間
加工を行っても加工誘起マルテンサイト変態は発生せ
ず、引張強さが１４３ kgf/mm2と本発明のものより低く
なっている。
【００２５】
【発明の効果】本発明の高強度低熱膨張合金は、上記構
成にしたことにより、１７０ kgf/mm2以上の強度を有
し、線膨張係数が９×１０-6／℃以下であり、１６回以
上の捻回値を有している。また、本発明の製造方法は、
上記構成にしたことにより、通常の時効処理と冷間加工
により、上記高強度低熱膨張合金線を製造することがで
きるという優れた効果を奏する。
成にしたことにより、１７０ kgf/mm2以上の強度を有
し、線膨張係数が９×１０-6／℃以下であり、１６回以
上の捻回値を有している。また、本発明の製造方法は、
上記構成にしたことにより、通常の時効処理と冷間加工
により、上記高強度低熱膨張合金線を製造することがで
きるという優れた効果を奏する。
【図１】本発明の高強度低熱膨張合金の溶体化処理後の
時効処理温度と硬さの関係を示すグラフである。
時効処理温度と硬さの関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西川 太一郎 大阪府大阪市此花区島屋一丁目１番３号 住友電気工業株式会社大阪製作所内 (72)発明者 宮崎 健史 大阪府大阪市此花区島屋一丁目１番３号 住友電気工業株式会社大阪製作所内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からな
る組成で、少なくともオーステナイト相、金属間化合物
および加工誘起マルテンサイト相からなる組織を有する
ことを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、さらにＡｌとＴｉの関係が１．５％≦
（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０％からなり、残部はＦｅおよび
不可避不純物からなる組成で、少なくともオーステナイ
ト相、金属間化合物および加工誘起マルテンサイト相か
らなる組織を有することを特徴とする高強度低熱膨張合
金。 - 【請求項３】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、かつＡｌとＴｉの関係が１．５％≦
（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０％からなり、さらにＮｉとＣｏ
とＡｌとＴｉの関係が１５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ
＋Ｔｉ）≦２３％、残部はＦｅおよび不可避不純物から
なる組成で、少なくともオーステナイト相、金属間化合
物および加工誘起マルテンサイト相からなる組織を有す
ることを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - 【請求項４】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、かつＡｌとＴｉの関係が１．５％≦
（Ａｌ＋Ｔｉ）≦５．０％からなり、さらにＮｉとＣｏ
とＡｌとＴｉの関係が１５％≦Ｎｉ−Ｃｏ−２×（Ａｌ
＋Ｔｉ）≦２３％からなり、さらにＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｂ、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＣｕおよびＭｇの１種または２種以
上を合計で５．０％以下含み、残部はＦｅおよび不可避
不純物からなる組成で、少なくともオーステナイト相、
金属間化合物および加工誘起マルテンサイト相からなる
組織を有することを特徴とする高強度低熱膨張合金。 - 【請求項５】 重量％で、Ｎｉ：３０〜４５％、Ｃｏ：
６〜２０％、Ａｌ：０．１〜５．０％、Ｔｉ：０．１〜
５．０％を含み、残部はＦｅを主成分とする合金を時効
処理した後冷間加工することによりマルテンサイトを生
成させることを特徴とする高強度低熱膨張合金の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14442398A JPH11335785A (ja) | 1998-05-26 | 1998-05-26 | 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14442398A JPH11335785A (ja) | 1998-05-26 | 1998-05-26 | 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335785A true JPH11335785A (ja) | 1999-12-07 |
Family
ID=15361851
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14442398A Pending JPH11335785A (ja) | 1998-05-26 | 1998-05-26 | 高強度低熱膨張合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11335785A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| CN103556005A (zh) * | 2013-11-21 | 2014-02-05 | 重庆材料研究院有限公司 | 高温FeNiCo磁致伸缩合金及制备方法 |
| CN109530697A (zh) * | 2018-12-28 | 2019-03-29 | 钢铁研究总院 | 一种高强度低密度低膨胀铁镍合金及其制备方法 |
-
1998
- 1998-05-26 JP JP14442398A patent/JPH11335785A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| CN103556005A (zh) * | 2013-11-21 | 2014-02-05 | 重庆材料研究院有限公司 | 高温FeNiCo磁致伸缩合金及制备方法 |
| CN109530697A (zh) * | 2018-12-28 | 2019-03-29 | 钢铁研究总院 | 一种高强度低密度低膨胀铁镍合金及其制备方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Effective date: 20041101 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050819 |
|
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050829 |
|
| A02 | Decision of refusal |
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