JPWO2018193810A1 - 高強度低熱膨張合金線 - Google Patents
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Abstract
Description
(1)質量%で、C:0.1%以上0.4%以下、Si:0.1%以上2.0%以下、Mn:0%超2.0%以下、Ni:25%以上40%以下、V:0.5%以上3.0%以下、Mo:0.4%以上1.9%以下、Cr:0%以上3.0%以下、Co:0%以上3.0%以下、B:0%以上0.05%以下、Ca:0%以上0.05%以下、Mg:0%以上0.05%以下、Al:0%以上1.5%以下、Ti:0%以上1.5%以下、Nb:0%以上1.5%以下、Zr:0%以上1.5%以下、Hf:0%以上1.5%以下、Ta:0%以上1.5%以下、W:0%以上1.5%以下、Cu:0%以上1.5%以下、O:0%以上0.005%以下、及びN:0%以上0.03%以下を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる高強度低熱膨張合金線であって、
前記合金線の結晶粒内には、Mo及びVの両方を含む(Mo,V)C系複合炭化物が存在し、
前記合金線に含まれるMo、V及びCの量をそれぞれ[Mo]、[V]及び[C]としたとき、([Mo]+2.8[V])/[C]の値が9.6以上21.7以下であり、
前記(Mo,V)C系複合炭化物に含まれるMo及びVの量をそれぞれ{Mo}及び{V}としたとき、{Mo}/{V}の値が0.2以上4.0以下である、前記高強度低熱膨張合金線。
(2)前記結晶粒において、前記(Mo,V)C系複合炭化物の密度が10個/μm2以上であり、かつ、前記(Mo,V)C系複合炭化物の総個数に対する直径150nm以下の前記(Mo,V)C系複合炭化物の個数の割合が50%以上である、(1)に記載の高強度低熱膨張合金線。
(3)質量%で、Cr:0%超3.0%以下を含み、
前記合金線に含まれるMo、V及びCrの量をそれぞれ[Mo]、[V]及び[Cr]としたとき、([Mo]+[V])/[Cr]の値が1.2以上である、(1)又は(2)に記載の高強度低熱膨張合金線。
(4)質量%で、Co:0%超3.0%以下を含み、
前記合金線に含まれるCo及びNiの量をそれぞれ[Co]及び[Ni]としたとき、[Co]+[Ni]が35%以上40%以下である、(1)〜(3)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(5)質量%で、B:0%超0.05%以下、Ca:0%超0.05%以下、及び、Mg:0%超0.05%以下のうちの1種又は2種以上を含む、(1)〜(4)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(6)質量%で、Al:0%超1.5%以下、Ti:0%超1.5%以下、Nb:0%超1.5%以下、Zr:0%超1.5%以下、Hf:0%超1.5%以下、Ta:0%超1.5%以下、W:0%超1.5%以下、及び、Cu:0%超1.5%以下のうちの1種又は2種以上を含む、(1)〜(5)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(7)質量%で、N:0%超0.03%以下を含む、(1)〜(6)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(8)引張強さが1400MPa以上である、(1)〜(7)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(9)前記合金線の最終線径の100倍の標点間距離で測定される捻回値が、20回以上である、(1)〜(8)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(10)伸びが0.8%以上である、(1)〜(9)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(11)15℃から100℃までの2点間における平均線熱膨張係数が3×10−6/℃以下(15〜100℃)、15℃から230℃までの2点間における平均線熱膨張係数が4×10−6/℃以下(15〜230℃)、100℃から240℃までの2点間における平均線熱膨張係数が4×10−6/℃以下(100〜240℃)、かつ、230℃から290℃までの2点間における平均線熱膨張係数が11×10−6/℃以下(230〜290℃)である、(1)〜(10)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線。
(12)(1)〜(11)のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金線と、前記高強度低熱膨張合金線の表面に形成されたAl被覆層又はZn被覆層とを備える高強度低熱膨張被覆合金線。
以下、本発明の合金線の組成について説明する。なお、本明細書において、「%」は別段規定される場合を除き、質量%を意味する。
Cは、本発明の合金線の必須元素である。Cは、固溶の強化、並びに、炭化物形成による析出硬化及びその強化に有効である。このようなCの効果を有効に発揮させる観点から、Cの含有量は、0.1%以上、好ましくは0.13%以上、さらに好ましくは0.15%以上に調整される。一方、Cの含有量が過剰であると、延性が低下するとともに、線熱膨張係数が増大する。したがって、Cの含有量は、0.4%以下、好ましくは0.38%以下、さらに好ましくは0.36%以下に調整される。
Siは、本発明の合金線の必須元素である。Siは、固溶の強化に有効である。このようなSiの効果を有効に発揮させる観点から、Siの含有量は、0.1%以上、好ましくは0.2%以上、さらに好ましくは0.3%以上に調整される。一方、Siの含有量が過剰であると、線熱膨張係数が増大する。したがって、Siの含有量は、2.0%以下、好ましくは1.7%以下、さらに好ましくは1.3%以下に調整される。
Mnは、本発明の合金線の必須元素である。Mnは、脱酸剤として作用するとともに、固溶の強化に有効である。このようなMnの効果を有効に発揮させる観点から、Mnの含有量は、0%超、好ましくは0.1%以上、さらに好ましくは0.2%以上に調整される。一方、Mnの含有量が過剰であると、線熱膨張係数が増大する。したがって、Mnの含有量は、2.0%以下、好ましくは1.8%以下、さらに好ましくは1.3%以下に調整される。
Niは、本発明の合金線の必須元素である。Niは、低い線熱膨張係数の実現に有効である。このようなNiの効果を有効に発揮させる観点から、Niの含有量は、25%以上、好ましくは30%以上、さらに好ましくは34%以上に調整される。一方、Niの含有量が過剰であると、低い線熱膨張係数の実現が困難となるとともに、合金線コストが増加する。したがって、Niの含有量は、40%以下、好ましくは39%以下、さらに好ましくは38%以下に調整される。
Vは、本発明の合金線の必須元素である。Vは、炭化物形成による析出硬化及びその強化に有効であるとともに、結晶粒内炭化物の粗大化抑制及び結晶粒内炭化物の微細析出促進を通じた延性劣化回避に有効である。このようなVの効果を有効に発揮させる観点から、Vの含有量は、0.5%以上、好ましくは0.6%以上、さらに好ましくは0.7%以上に調整される。一方、Vの含有量が過剰であると、上記効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果の増加が得られないとともに、線熱膨張係数が増大する。したがって、Vの含有量は、3.0%以下、好ましくは2.8%以下、さらに好ましくは2.6%以下に調整される。
Moは、本発明の合金線の必須元素である。Moは、炭化物形成による析出硬化及びその強化に有効であるとともに、結晶粒内炭化物の粗大化抑制及び結晶粒内炭化物の微細析出促進を通じた延性劣化回避に有効である。このようなMoの効果を有効に発揮させる観点から、Moの含有量は、0.4%以上、好ましくは0.5%以上、さらに好ましくは0.7%以上に調整される。一方、Moの含有量が過剰であると、上記効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果の増加が得られないとともに、線熱膨張係数が増大する。したがって、Moの含有量は、1.9%以下、好ましくは1.7%以下、さらに好ましくは1.5%以下に調整される。
本発明の合金線に含まれるMo、V及びCの量をそれぞれ[Mo]、[V]及び[C]としたとき、([Mo]+2.8[V])/[C]の値は、9.6以上21.7以下である。([Mo]+2.8[V])/[C]の値が9.6未満であると、Cの含有量が相対的に過剰となり、延性が低下する。したがって、([Mo]+2.8[V])/[C]の値は、9.6以上、好ましくは10.0以上、さらに好ましくは10.8以上に調整される。([Mo]+2.8[V])/[C]の値が9.6以上であると、炭化物形成による析出硬化及びその強化を実現できるとともに、延性を最適化できる。一方、([Mo]+2.8[V])/[C]の値が21.7を超えると、Vの含有量及びMoの含有量が相対的に過剰となり、V及びMoの効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果の増加が得られないとともに、線熱膨張係数が増大する。したがって、([Mo]+2.8[V])/[C]の値は、21.7以下、好ましくは21.3以下、さらに好ましくは21.0以下に調整される。
Crは、本発明の合金線の任意元素である。Crは、固溶の強化に有効である。このようなCrの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Crの含有量は、0%超、好ましくは0.1%以上、さらに好ましくは0.3%以上に調整される。一方、Crの含有量が過剰であると、粗大な炭化物の形成により強度及び延性が低下するとともに、線熱膨張係数が増大する。したがって、Crの含有量は、3.0%以下、好ましくは2.5%以下、さらに好ましくは2.0%以下に調整される。
Coは、本発明の合金線の任意元素である。Coは、Niと同様の効果を有するとともに、キュリー点の上昇による線熱膨張係数の安定化に有効である。このようなCoの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Coの含有量は、0%超、好ましくは0.1%以上、さらに好ましくは0.3%以上に調整される。一方、Coの含有量が過剰であると、合金線コストが増加するとともに、線熱膨張係数が増大する。したがって、Coの含有量は、3.0以下、好ましくは2.8以下、さらに好ましくは2.5%以下に調整される。
Bは、本発明の合金線の任意元素である。Bは、粒界強化による熱間加工性の向上及び耐粒界酸化性の強化に有効である。このようなBの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Bの含有量は、0%超、好ましくは0.001%以上、さらに好ましくは0.002%以上に調整される。一方、Bの含有量が過剰であると、熱間加工性が低下する。したがって、Bの含有量は、0.05%以下、好ましくは0.03%以下、さらに好ましくは0.01%以下に調整される。
Caは、本発明の合金線の任意元素である。Caは、S固定による熱間加工性の向上に有効である。このようなCaの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Caの含有量は、0%超、好ましくは0.005%以上、さらに好ましくは0.01%以上に調整される。一方、Caの含有量が過剰であると、熱間加工性が低下する。したがって、Caの含有量は、0.05%以下、好ましくは0.04%以下、さらに好ましくは0.03%以下に調整される。
Mgは、本発明の合金線の任意元素である。Mgは、S固定による熱間加工性の向上に有効である。このようなMgの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Mgの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.015%以上に調整される。一方、Mgの含有量が過剰であると、熱間加工性が低下する。したがって、Mgの含有量は、0.05%以下、好ましくは0.045%以下、さらに好ましくは%0.04以下に調整される。
Alは、本発明の合金線の任意元素である。Alは、脱酸効果による酸化物系介在物の除去、固溶の強化、並びに、析出硬化及びその強化に有効である。このようなAlの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Alの含有量は、0%超、好ましくは0.005%以上、さらに好ましくは0.01%以上に調整される。一方、Alの含有量が過剰であると、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Alの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.3%以下、さらに好ましくは1.0%以下に調整される。
Tiは、本発明の合金線の任意元素である。Tiは、析出硬化及びその強化に有効であり、V又はMoの代替元素として使用可能である。このようなTiの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Tiの含有量は、0%超、好ましくは0.001%以上、さらに好ましくは0.005%以上に調整される。一方、Tiの含有量が過剰であると、時効硬化能の低下、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Tiの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.3%以下、さらに好ましくは1.0%以下に調整される。
Nbは、本発明の合金線の任意元素である。Nbは、析出硬化及びその強化に有効であり、V又はMoの代替元素として使用可能である。このようなNbの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Nbの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上に調整される。一方、Nbの含有量が過剰であると、時効硬化能の低下、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Nbの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.3%以下、さらに好ましくは1.0%以下に調整される。
Zrは、本発明の合金線の任意元素である。Zrは、析出硬化及びその強化に有効であり、V又はMoの代替元素として使用可能である。このようなZrの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Zrの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上に調整される。一方、Zrの含有量が過剰であると、時効硬化能の低下、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Zrの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.3%以下、さらに好ましくは1.0%以下に調整される。
Hfは、本発明の合金線の任意元素である。Hfは、析出硬化及びその強化に有効であり、V又はMoの代替元素として使用可能である。このようなHfの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Hfの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上に調整される。一方、Hfの含有量が過剰であると、時効硬化能の低下、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Hfの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.4%以下、さらに好ましくは1.3%以下に調整される。
Taは、本発明の合金線の任意元素である。Taは、析出硬化及びその強化に有効であり、V又はMoの代替元素として使用可能である。このようなTaの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Taの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上に調整される。一方、Taの含有量が過剰であると、時効硬化能の低下、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Taの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.4%以下、さらに好ましくは1.3%以下に調整される。
Wは、本発明の合金線の任意元素である。Wは、析出硬化及びその強化に有効であり、V又はMoの代替元素として使用可能である。このようなWの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Wの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上に調整される。一方、Wの含有量が過剰であると、時効硬化能の低下、延性の低下、熱膨張係数の増加及び合金線コストの増加が生じる。したがって、Wの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.4%以下、さらに好ましくは1.3%以下に調整される。
Cuは、本発明の合金線の任意元素である。Cuは、Cu粒子形成により析出硬化及びその強化に有効であるとともに、キュリー点を上昇させる。このようなCuの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Cuの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上に調整される。一方、Cuの含有量が過剰であると、熱間加工性の低下、合金線コストの増加が生じる。したがって、Cuの含有量は、1.5%以下、好ましくは1.3%以下、さらに好ましくは1.0%以下に調整される。
Oは、本発明の合金線の不純物である。Oは、酸化物形成により延性を低下させる。したがって、Oの含有量は、0.005%以下、好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.001%以下に調整される。
Nは、本発明の合金線の任意元素である。Nは、固溶の強化等、Cと同様の効果を有する。このようなNの効果を有効に発揮させることが望まれる場合、Nの含有量は、0%超、好ましくは0.01%以上に調整される。一方、Nの含有量が過剰であると、窒化物形成により延性が低下する。したがって、Nの含有量は、0.03%以下、好ましくは0.025%以下に調整される
以下、本発明の合金線の組織について説明する。
本発明の合金線は、Mo及びVの両方を含む(Mo,V)C系複合炭化物(以下「複合炭化物」という場合がある)が内部に存在する結晶粒を有する。
本発明の合金線の引張強さ(TS)は、好ましくは1300MPa以上、さらに好ましくは1400MPa以上、更に一層好ましくは1500MPa以上である。本発明の合金線の伸び(EL)は、好ましくは0.8%以上、さらに好ましくは1.0%以上である。TS及びELは、合金線から作製した試験片に対して、JIS Z 2241に従って引張試験を実施することにより測定される。
本発明の合金線の形態は、線状である限り特に限定されない。本発明の合金線の形態としては、例えば、丸線、平線、角線等が挙げられる。本発明の合金線の線径は特に限定されないが、例えば2.0〜3.8mmである。なお、「線径」の意義は上記の通りである。
本発明の合金線は、例えば、次の方法により製造することができる。本発明の合金組成を有する鋼を溶製し、造塊又は連続鋳造により鋼塊やブルームを製造した後、熱間鍛造又は熱間圧延にて丸棒、角材等の目的の形状を有した鋼材へ成形する。その後、鋼材に対して、溶体化処理、伸線加工及び時効熱処理を順次実施することにより、本発明の合金線を製造することができる。例えば、溶体化処理は加熱温度1200℃、加熱時間30分間で実施することができる。なお、溶体化処理は、熱間鍛造又は熱間圧延での鋼材製造工程の後、即座に水冷等の急冷を行えば省略することができる。時効熱処理は、例えば、加熱温度625℃、加熱時間2時間で実施することができる。溶体化処理の後であって時効熱処理の前に、鋼材に冷間加工を施すことが好ましい。
本発明の被覆合金線は、本発明の合金線と、本発明の合金線の表面に形成されたAl被覆層(Al皮膜)又はZn被覆層(Zn皮膜)とを備える。本発明の被覆合金線は、本発明の合金線と同様の効果に加えて、Al被覆層又はZn被覆層に起因する耐食性を有する。Al被覆層は、例えば、コンフォーム押出等の公知の方法で形成することができる。Zn被覆層は、例えば、めっき処理等の公知の方法で形成することができる。
表1(本発明例No.1〜30)及び表2(比較例No.31〜55)に示す成分組成を有する50kgの合金を真空誘導溶解炉(VIM)で溶製してインゴットを得た。このインゴットを1200℃で1時間加熱し、直径20mmの棒鋼に鍛伸した。この棒鋼に対して、加熱温度1200℃、加熱時間30分間の条件で溶体化処理を実施した。溶体化処理後の棒鋼を直径15mmまで旋削し、次いで、室温下、伸線加工を施し、線径8mmの合金線を製造した。なお、表1及び表2中、[Mo]、[V]及び[C]は、それぞれ、合金に含まれるMo、V及びCの量を表す。
線径8mmの合金線から作製した試験片(長さ10mm)を、加熱温度500〜1000℃、加熱時間30分間〜24時間の条件で時効熱処理した。
線径8mmの合金線から作製した試験片(長さ100mm)に対して、加熱時間を6時間に固定し、加熱温度を610〜650℃の間で変化させて時効熱処理を行った。時効処理前と時効熱処理後の試験片に対して、機械加工にてJIS14A号試験片を作製し、引張試験機(100kN万能試験機、島津製作所社製)を使用して、JIS Z 2241に従って引張試験を実施し、引張強さ(TS)を測定した。横軸を時効温度、縦軸を引張強さとする曲線を作成し(図1参照)、この曲線に基づいて、最大引張強さ(MAX6hr)の96%以上の引張強さを確保できる温度範囲を求めた。最大引張強さ(MAX6hr)の96%以上の引張強さを確保できる温度範囲が30℃以上である場合を「A:熱的時効安定性が良好」、30℃未満である場合を「F:熱的時効安定性が不良」と評価した。結果を表5(本発明例No.1〜30)及び表6(比較例No.31〜55)に示す。なお、図1は、加熱時間を6時間に固定し、加熱温度を610〜650℃の間で変化させて時効熱処理を行った場合の、横軸を時効温度、縦軸を引張強さとする曲線の一例であり、この曲線では、最大引張強さ(MAX6hr)の96%以上の引張強さを確保できる温度範囲が32℃である。
線径8mmの合金線から作製した試験片(長さ100mm)に対して、加熱温度を650℃に固定し、加熱時間を30分〜9時間の間で変化させて時効熱処理を行った。時効処理前と時効熱処理後の試験片に対して、機械加工にてJIS14A号試験片を作製し、引張試験機(500kN万能試験機、島津製作所社製)を使用して、JIS Z 2241に従って引張試験を実施し、引張強さ(TS)を測定した。横軸を時効温度、縦軸を引張強さとする曲線を作成し(図2参照)、この曲線に基づいて、最大引張強さ(MAX650℃)の97%以上の引張強さを確保できる時間範囲を求めた。最高引張強さ(MAX650℃)の97%以上の引張強さを確保できる時間範囲が3時間以上である場合を「A:経時的時効安定性が良好」、3時間未満である場合を「F:経時的時効安定性が不良」と評価した。結果を表5(本発明例No.1〜30)及び表6(比較例No.31〜55)に示す。なお、図2は、加熱温度を650℃に固定し、加熱時間を30分〜9時間の間で変化させて時効熱処理を行った場合の、横軸を時効温度、縦軸を引張強さとする曲線の一例であり、この曲線では、最大引張強さ(MAX650℃)の97%以上の引張強さを確保できる時間範囲が3.8時間である。
線径8mmの合金線から作製した試験片(長さ300mm)に対して、加熱温度500〜1000℃、加熱時間30分間〜24時間の条件で時効熱処理を実施した。時効熱処理後の試験片に対して、室温下、伸線加工を施し、線径3.1mmの試験片(長さ400mm以上)を作製した。線径3.1mm、ゲージ長さ250mmの引張試験片に対して、引張試験機(100kN万能試験機、島津製作所社製)を使用して、室温で20mm/min以下のストローク速度にて引張試験を実施し、引張強さ(TS)及び伸び(EL)を測定した。TSが1500MPa以上、かつ、ELが0.8%以上である場合を「A:引張特性がきわめて良好」、TSが1500MPa未満、1400MPa以上、かつELが0.8%以上である場合を「B:引張特性が良好」、TSが1400MPa未満、1300MPa以上、かつELが0.8%以上である場合を「C:引張特性が概ね良好」、TSが1300MPa未満、又は、ELが0.8%未満である場合を「F:引張特性が不良」と評価した。結果を表5(本発明例No.1〜30)及び表6(比較例No.31〜55)に示す。ここでA又はB又はCと評価された場合には以下の評価を行ったが、ここでFと評価された場合には以下の評価は行わなかった。
上記と同様にして作製した線径3.1mmの試験片(長さ310mm)の捻回値を測定した。捻回値の測定は、次の通り実施した。試験片の一端を固定し、試験片の他端を捻じり、試験片が破断するまでの捻じり回数を捻回値として測定した。標点間距離は100D(Dは試験片の最終線径を表す)とし、捻じり速度は60rpmとした。捻回値が60回以上である場合を「A:捻回値がきわめて良好」、捻回値が20〜59回である場合を「B:捻回値が良好」、捻回値が20回未満である場合を「F:捻回値が不良」と評価した。結果を表5(本発明例No.1〜30)及び表6(比較例No.31〜55)に示す。ここでA又はBと評価された場合には以下の評価を行ったが、ここでFと評価された場合には以下の評価は行わなかった。
上記と同様にして作製した線径3.1mmの試験片の線熱膨張係数を測定した。線熱膨張係数の測定は、次の通り実施した。フォーマスター試験機(Formastor―EDP、富士電波工機社製)にて、昇温過程における試験片の変位を計測し、15℃から100℃までの2点間における平均線熱膨張係数、15℃から230℃までの2点間における平均線熱膨張係数、100℃から240℃までの2点間における平均線熱膨張係数、及び、230℃から290℃までの2点間における平均線熱膨張係数を測定した。15℃から100℃までの2点間における平均線熱膨張係数が3.0×10−6/℃以下である場合を「A:線熱膨張係数がきわめて低い」、3.0×10−6/℃を超えて3.5×10−6/℃未満の場合を「B:線熱膨張係数が低い」、3.5×10−6/℃以上の場合を「F:線熱膨張係数が高い」と評価した。また、15℃から230℃までの2点間における平均線熱膨張係数が4.0×10−6/℃以下である場合を「A:線熱膨張係数がきわめて低い」、4.0×10−6/℃を超えて4.5×10−6/℃未満の場合を「B:線熱膨張係数が低い」、4.5×10−6/℃以上の場合を「F:線熱膨張係数が高い」と評価した。また、100℃から240℃までの2点間における平均線熱膨張係数が4.0×10−6/℃以下である場合を「A:線熱膨張係数がきわめて低い」、4.0×10−6/℃を超えて4.5×10−6/℃未満の場合を「B:線熱膨張係数が低い」、4.5×10−6/℃以上の場合を「F:線熱膨張係数が高い」と評価した。さらに、230℃から290℃までの2点間における平均線熱膨張係数が11.0×10−6/℃以下である場合を「A:線熱膨張係数がきわめて低い」、11.0×10−6/℃を超えて11.5×10−6/℃未満の場合を「B:線熱膨張係数が低い」、11.5×10−6/℃以上の場合を「F:線熱膨張係数が高い」と評価した。以上の4つの温度範囲を測定および評価した結果から、さらに各試験片の線熱膨張係数の総合評価を行った。15℃から230℃の平均線熱膨張係数、100℃〜240℃の平均線熱膨張係数、及び15℃〜290℃の平均線熱膨張係数の評価において、全てA評価あるいはB評価が1つであとの3つがA評価の場合の総合評価は「A:線熱膨張係数がきわめて低い」、B評価が2つであとの2つがA評価の場合の総合評価は「B:線熱膨張係数が低い」1つはA評価であとの3つがB評価の場合の総合評価は「C:線熱膨張係数が概ね低い」、F評価が1つ以上の場合の総合評価は「F:線熱膨張係数が高い」と評価した。結果を表5(本発明例No.1〜30)及び表6(比較例No.31〜55)に示す。
条件a:本発明の合金組成を満たす、
条件b:結晶粒内部に(Mo,V)C系複合炭化物が存在する、
条件c:([Mo]+2.8[V])/[C]の値が9.6以上21.7以下である、 条件d:{Mo}/{V}の値が0.2以上4.0以下である、
条件e:結晶粒において、(Mo,V)C系複合炭化物の密度が10個/μm2以上であり、かつ、(Mo,V)C系複合炭化物の総個数に対する直径150nm以下の(Mo,V)C系複合炭化物の個数の割合が50%以上である、
条件f:Crの含有量が0%超である場合、([Mo]+[V])/[Cr]の値が1.2以上である、
条件g:Coの含有量が0%超である場合、[Co]+[Ni]が35%以上40%以下である、
を全て満たし、高強度低熱膨張合金線として必要な特性が全てA又はB評価であり、すなわち、高強度、高捻回値、良好な延性及び低い熱膨張率を兼ね備えていた。また、本発明例No.1〜No.26は、時効安定性(熱的時効安定性及び経時的時効安定性)に優れていた。
Claims (12)
- 質量%で、
C:0.1%以上0.4%以下、
Si:0.1%以上2.0%以下、
Mn:0%超2.0%以下、
Ni:25%以上40%以下、
V:0.5%以上3.0%以下、
Mo:0.4%以上1.9%以下、
Cr:0%以上3.0%以下、
Co:0%以上3.0%以下、
B:0%以上0.05%以下、
Ca:0%以上0.05%以下、
Mg:0%以上0.05%以下、
Al:0%以上1.5%以下、
Ti:0%以上1.5%以下、
Nb:0%以上1.5%以下、
Zr:0%以上1.5%以下、
Hf:0%以上1.5%以下、
Ta:0%以上1.5%以下、
W:0%以上1.5%以下、
Cu:0%以上1.5%以下、
O:0%以上0.005%以下、及び
N:0%以上0.03%以下
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる高強度低熱膨張合金線であって、
前記合金線の結晶粒内には、Mo及びVの両方を含む(Mo,V)C系複合炭化物が存在し、
前記合金線に含まれるMo、V及びCの量をそれぞれ[Mo]、[V]及び[C]としたとき、([Mo]+2.8[V])/[C]の値が9.6以上21.7以下であり、
前記(Mo,V)C系複合炭化物に含まれるMo及びVの量をそれぞれ{Mo}及び{V}としたとき、{Mo}/{V}の値が0.2以上4.0以下である、前記高強度低熱膨張合金線。 - 前記結晶粒において、前記(Mo,V)C系複合炭化物の密度が10個/μm2以上であり、かつ、前記(Mo,V)C系複合炭化物の総個数に対する直径150nm以下の前記(Mo,V)C系複合炭化物の個数の割合が50%以上である、請求項1に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 質量%で、Cr:0%超3.0%以下を含み、
前記合金線に含まれるMo、V及びCrの量をそれぞれ[Mo]、[V]及び[Cr]としたとき、([Mo]+[V])/[Cr]の値が1.2以上である、請求項1又は2に記載の高強度低熱膨張合金線。 - 質量%で、Co:0%超3.0%以下を含み、
前記合金線に含まれるCo及びNiの量をそれぞれ[Co]及び[Ni]としたとき、[Co]+[Ni]が35%以上40%以下である、請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。 - 質量%で、B:0%超0.05%以下、Ca:0%超0.05%以下、及び、Mg:0%超0.05%以下のうちの1種又は2種以上を含む、請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 質量%で、Al:0%超1.5%以下、Ti:0%超1.5%以下、Nb:0%超1.5%以下、Zr:0%超1.5%以下、Hf:0%超1.5%以下、Ta:0%超1.5%以下、W:0%超1.5%以下、及び、Cu:0%超1.5%以下のうちの1種又は2種以上を含む、請求項1〜5のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 質量%で、N:0%超0.03%以下を含む、請求項1〜6のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 引張強さが1400MPa以上である、請求項1〜7のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 前記合金線の最終線径の100倍の標点間距離で測定される捻回値が、20回以上である、請求項1〜8のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 伸びが0.8%以上である、請求項1〜9のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 15℃から100℃までの2点間における平均線熱膨張係数が3×10−6/℃以下(15〜100℃)、15℃から230℃までの2点間における平均線熱膨張係数が4×10−6/℃以下(15〜230℃)、100℃から240℃までの2点間における平均線熱膨張係数が4×10−6/℃以下(100〜240℃)、かつ、230℃から290℃までの2点間における平均線熱膨張係数が11×10−6/℃以下(230〜290℃)である、請求項1〜10のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線。
- 請求項1〜11のいずれか一項に記載の高強度低熱膨張合金線と、前記高強度低熱膨張合金線の表面に形成されたAl被覆層又はZn被覆層とを備える高強度低熱膨張被覆合金線。
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