WO2000044950A1 - Fil en alliage resistant a la chaleur - Google Patents

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Hiromu Izumida
Nozomu Kawabe
Sadamu Matsumoto
Norihito Yamao
Teruyuki Murai
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Sumitomo Electric Industries, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a component requiring heat resistance, such as an engine component, a component for nuclear power generation, and a bottle component, and a Ni-base or Ni-base having an a-phase (austenite) metal structure mainly used as a spring material. It relates to a Co-based heat-resistant alloy wire.
  • Austenitic stainless steels such as SUS304, SUS316, and SUS631 J1, which were conventionally used as heat-resistant steel in the operating temperature range from room temperature to 350 ° C, have been used as the spring component material used in the exhaust system of automobile engines. I have.
  • Ni-based heat-resistant alloys such as Inconel X750 and Inconel 718 (trademark) are used as component materials used in the temperature range exceeding 400.
  • Ni-Co based heat-resistant alloys such as Waspaloy.
  • Udimet 700 (trademark) can be considered as alloys that can be used at higher temperatures, but properties that are excellent in high-temperature set resistance are not always obtained.
  • Ni-based alloys and Ni-Co-based alloys are both precipitation-strengthened alloys in which the ⁇ 'phase (precipitated phase whose basic form is Ni 3 Al) is precipitation-strengthened to the mother phase, the a phase (austenite phase).
  • the ⁇ 'phase precipitated phase whose basic form is Ni 3 Al
  • the a phase austenite phase
  • the heat resistance (mainly high-temperature strength) is improved only by controlling the precipitation phase, and the sag resistance at a high temperature of 600'C or more required for heat-resistant springs is achieved.
  • the alloy wire for heat-resistant springs is subjected to rolling, forging, solution heat treatment, wire drawing, spring working, and aging heat treatment after melting and forming. Changes in diameter also have a significant effect on the heat resistance of the product.
  • the main object of the present invention is to control the particle size of the ⁇ phase and the control of the precipitation of the ⁇ ′ phase [Ni 3 (Al. Ti, Nb, Ta)] which are the base of the heat-resistant alloy based on Ni or Ni—Co. Accordingly, it is an object of the present invention to provide a heat-resistant alloy wire having excellent high-temperature set resistance, which is optimal for a spring material even in a high-temperature region (600 to 70 (TC)).
  • the heat-resistant alloy wire of the present invention contains, by weight percent: 0.01 to 0.40, Cr: 5.0 to 25.0. A1: 0.2 to 8.0, and Mo: 1.0 to 18.0, W: 0.5 to 15.0, Nb: 0.5 to 5.0. , Ta: 1.0 to 10.0, Ti: 0.!
  • 5.0 and B at least one selected from 0.001 to 0.05, further contains at least one selected from Fe: 3.0 to 20.0 and Co: 1.0 to 30.0, with the balance being mainly Ni and inevitable A heat-resistant alloy wire composed of impurities, with a tensile strength of MOON / band 2 or more and less than 1800 N / thigh 2 , an average grain size of the cross section of not less than 50 m, and an aspect ratio of the crystal grain of the vertical section (The ratio of the major axis to the minor axis) is from 1.2 to 10.
  • the alloy wire of the present invention is mainly used as a material for a spring, it is necessary to perform boring (coiling) after drawing. At this time, in consideration of the tensile strength required for processing and the risk of breakage during processing, it is necessary that the tensile strength be 1400 N / image 2 or more and less than 1800 ° / ⁇ 2 .
  • the aspect ratio of the crystal grains in the longitudinal section is less than 1.2 or more than 10, sufficient sag resistance at high temperatures cannot be obtained.
  • the average crystal in the cross section of the alloy wire before spring processing The particle size is preferably 10 m or more. This is because slip occurs at the crystal grain boundaries, thereby reducing the crystal grain boundaries. If the cross-sectional average crystal grain size is 50 m or more, the tensile strength at room temperature required for spring working cannot be obtained, so it was set to less than 50 m.
  • the average cross-sectional crystal grain size corresponds to the a phase described above.
  • the solution treatment temperature In order to control the crystal grain size, it is effective to increase the solution treatment temperature. Specifically, by performing the solution treatment at a temperature of 1100 or more and less than 1200, the prescribed grain size can be easily adjusted. The diameter can be obtained. Also, when solution treatment is performed with ⁇ : not less than 1100, the alloy wire with excellent high-temperature sag resistance by setting the cross-sectional reduction rate after drawing to 5% to 60%, preferably 10% to 20%. Can be obtained.
  • the alloy wire of the present invention is an ⁇ precipitation strengthened heat-resistant alloy wire. Less than the required high heat resistance can be obtained by selecting and implementing an appropriate aging treatment.
  • the phase can be detected by X-ray diffraction.
  • C enhances high-temperature strength by forming carbides by combining with Cr and the like in the alloy. At this time, when contained in a large amount, toughness and corrosion resistance are reduced. Therefore, the effective content of C was set to 0.01 to 0.40 wt%.
  • Ni equivalent and Cr equivalent are an effective element for obtaining heat resistance and oxidation resistance. Therefore, Ni equivalent and Cr equivalent were calculated from the other element components of the alloy wire of the present invention, and considering the phase stability of the a phase (austenite), the toughness degradation was reduced by 5.0 wt% or more to obtain the necessary heat resistance. Considering this, it was set to 25.0 wt% or less.
  • A1 is a main constituent element of the ⁇ 'phase [Ni 3 (Al, Ti, Nb, Ta)], but easily forms an oxide and is also used as a deoxidizing agent during refining. However, excessive addition tends to deteriorate hot workability. Therefore, it was set to 0.2-8.0 ⁇ ⁇ %.
  • Mo and W form a solid solution in the a phase (austenite) and contribute significantly to the improvement of high temperature tensile strength and sag resistance.
  • a TCP phase such as a ⁇ phase, which lowers the creep rupture strength and ductility, tends to be formed. Therefore, Mo: 1.0 to 18.0 wt% and W: 0.5 to 15.0% were considered in consideration of the minimum amount of addition and the deterioration of workability to improve the sag resistance.
  • the present invention alloy wire is for the purpose of improving heat resistance, Ryo 'namely [Ni 3 (Al, Ti, Nb. Ta)]. The reasons for limiting the range of the constituent elements are described below.
  • Ti is a major constituent element of the ⁇ phase [Ni 3 (Al, Ti, Nb, Ta)], but when added in large amounts, the j phase [Ni 3 Ti: hep structure] becomes excessive at the grain boundaries. Precipitation makes it impossible to control the precipitation of the ⁇ phase [Ni 3 (Al, Ti, Nb, Ta)] necessary for obtaining heat-resistant properties only by heat treatment. To obtain an effective deposition amount -5. It is necessary to be Ow t%.
  • Ta is a ferrite-forming element like Nb, the stability of the ⁇ -phase is lost if it is added in large amounts.
  • the content was set to 1.0 to 10.0 ⁇ ⁇ %.
  • the content of B is set to 0.00 to 0.05 wt% for the purpose of preventing the deterioration of hot workability and enhancing the toughness in performing the strong precipitation strengthening.
  • Co and Fe have the property of forming a solid solution with Ni and exist in a concentrated state in the A phase.
  • Fe is useful as an element that lowers the production cost of alloys, it has the effect of reducing the amount of ⁇ phase precipitated and may form a Labus phase with Nb and Mo. Therefore, Fe: 3.0 to 20.0 ⁇ ⁇ %.
  • Co also has the effect of lowering the stacking fault energy, strengthening the solid solution, increasing the solid solution limit temperature of the grain boundary ⁇ phase, increasing the heat resistance temperature of the alloy, increasing the amount of intragranular ⁇ precipitation, and increasing the intragranular agglomeration. 'There is an effect of suppressing grain growth. Therefore, the effective content of Co is set to 1.0 to 30.0%.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram of the sag resistance test, and reference numeral 1 is a sample.
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 was melted and formed in a 150 kg vacuum melting furnace, and hot-rolled after forging to produce a wire having a diameter of 9.5. After that, solution treatment and wire drawing were repeated, and final solution treatment was performed at 5.2 mm, and finally wire drawing with a cross-sectional reduction rate of 40% was performed to produce a test piece with a wire diameter of 4 mm.
  • Table 1 shows the average grain size of the cross section and the aspect ratio of the vertical cross section of each test piece. Chemical composition of invention material, average grain size in cross section, aspect ratio in vertical cross section
  • the grain size of the cross section of each test piece varies depending on the rolling conditions, solution treatment conditions, and drawing conditions, but was controlled mainly by the temperature during solution treatment. Specifically, heat treatment is performed at a relatively high solution temperature of 1100 or more, making it easy to promote the coarsening of crystal grains during recrystallization of the gold-extended structure.
  • the particle sizes of Examples 1 to 6 and Comparative Examples 3 to 8 were obtained. Larger particles were produced by setting the solution temperature higher (eg, 1250 ⁇ ).
  • the grain aspect ratio in the longitudinal section was obtained mainly by setting the cross-sectional reduction rate (80 to 99.9%) to an appropriate value because the drawing conditions were constant.
  • the aging condition was 750: x8 hours for all samples.
  • the high temperature sag resistance of each heat-resistant alloy wire was evaluated.
  • the coil spring used had a wire diameter of 4.0 mm, an average coil diameter of 22.0 mm, an effective number of turns of 4.5, and a panel free length of 50.0 mm.
  • the test method is as follows: After making sample 1 into a coil spring shape, apply compressive load (load shear stress is 600MPa), and hold at test temperature 650 for 24hrs. Then, the residual shear strain was calculated by the following method. The smaller the residual shear strain is, the more excellent the high-temperature sag resistance is.
  • the residual shear strain () after the test is shown in Table 2.
  • the residual shear strain (%) is obtained by the formula of 8 ⁇ ( ⁇ 1 - ⁇ 2) XDZ (GX d 3 ) X 100. Pl and P2 are each measured at room temperature.
  • Examples 1 to 6 all have a small residual shear strain and are excellent in high-temperature set resistance.
  • the residual shear strain was particularly small, and higher high temperature set resistance was achieved by increasing the average crystal grain size. It can be seen that it can be obtained.
  • Comparative Examples 1 and 2 where the average grain size of the cross section was small
  • Comparative Examples 3 and 4 where the aspect ratio of the vertical cross section was too small
  • Comparative Examples 5 and 6 where the ratio was too large. Large distortion and poor heat resistance.
  • Example 3 shows the conditions and the survey results.
  • Examples 11, 12, and 13 are the same as those in Example 1, and Examples 14, 15, and 16 are the same as in Example 2.
  • Table 3 Rolling temperature, solution heat temperature, cross-sectional reduction rate during wire drawing, and instantaneous heat characteristics of invention material
  • the heat-resistant alloy wire of the present invention is a heat-resistant alloy based on Ni or Ni—Co.
  • springs can be formed even at high temperatures (600: 700 or less). It is possible to provide materials with excellent high temperature set resistance required for materials, and by limiting the aging conditions, solution heat treatment conditions, and the cross-sectional reduction rate during wire drawing, higher temperature resistance. Since the heat-resistant alloy wire of the present invention has excellent high-temperature resistance at 600 to 700, it is possible to use pole joints and blades, which are flexible joint parts used in automobile exhaust systems.
  • It is suitable as a heat-resistant spring material used for parts with a relatively high operating temperature range, such as a knitted mesh used for three-way catalysts and a spring for the capacity switching return valve of the exhaust muffler, and has high industrial value. It is.

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Description

明細書 耐熱合金線 技術分野
本発明は、 エンジン部品， 原子力発電用部品， 夕一ビン部品等の耐熱性が要求 される部品、 主にばねの素材として使用されるァ相 （オーステナイト） 金厲組織 を有する Ni基もしくは Ni— Co基耐熱合金線に関するものである。 背景技術
自動車エンジンの排気系に用いられるばね部品素材として、 常温から 3 5 0 ° Cの使用温度域では従来耐熱鋼として使用されてきた SUS304, SUS316, SUS631 J 1 などのオーステナイ卜系ステンレスが用いられている。 また、 400 を越える温度 域に使用される部品素材として Ni基耐熱合金である Incone l X750, Inconel718 (商標） などが用いられている。
近年、 環境問題対策として自動車の排ガス規制への要求の高まりから、 ェンジ ンおよび触媒の高効率化のために排気系温度が上昇する傾向にある。 このため使 用温度域が 60(TC程度であったばね部品においても 650で近くまで上昇し、 Ni基 耐熱合金である Incone l X750, Incone l 718などを用いても、 耐熱特性、 特に耐熱 ばねに必要な高温耐へたり性において不十分となる場合がある。
この場合、 より高温において使用可能な合金として、 Waspaloy. Udimet700 (商 標） などの Ni - Co基耐熱合金が考えられるが、 必ずしも高温耐へたり性において 優れる性質が得られるとは限らない。
上記の Ni基合金および Ni— Co基合金は、 いずれもァ' 相 （Ni 3Al を基本形と する析出相） を母相であるァ相 （オーステナイト相） に析出強化させた析出強化 型合金であり、 耐熱特性を向上させるためには、 母相およびァ' 相の組織制御が 必要である。
特公昭 48— 7173号公報では、 60(TC以上での耐熱強度を得るために Mo， W， Al , Ti , Nb, Ta, V といった添加元素の添加量および、 その比率を限定している。 ま た、特公昭 54— 6968号公報では高温強度， 耐腐食性および耐脆性を得るために、 Mo, Wの含有量や Τί， A1の含有量おょぴ添加比率などを限定している。
但し、 これらの発明では、主として析出相の制御を行うことのみで耐熱特性（主 に高温強度） の向上を図っており、 耐熱ばねに必要な 600' C以上の高温での 耐へたり性の向上を図ったものはない。 耐熱ばね用合金線は溶解铸造後、 圧延， 鍛造， 溶体化熱処理， 伸線， ばね加工， 時効熱処理を行うものであって、 その際 に行われる母相ァ相の集合組織の形成、 結晶粒径の変化も製品の耐熱特性に大き く影響を及ぼす。
従って、 本発明の主目的は， Ni基もしくは Ni—Co基である耐熱合金の基地で あるァ相の粒径制御とァ' 相 [Ni3 (Al. Ti， Nb, Ta) ]の析出制御を行うことに よって、 高温域 （600 以上 70(TC以下） においてもばね材に最適な高温耐へたり 性に優れる耐熱合金線を提供することにある。 発明の開示
本発明の耐熱合金線は、 重量％でじ： 0.01〜0.40, Cr : 5.0〜25.0. A1:0.2〜8.0 を含有し、 かつ Mo： 1.0〜18.0, W : 0.5〜15.0, Nb : 0.5〜5.0, Ta : 1.0〜10.0， Ti： 0.！〜 5.0および B： 0.001〜0.05から選択された少なくとも 1種を含有し、 さらに Fe： 3.0〜20.0および Co： 1.0〜30.0から選択された少なくとも 1種を含 有し、残部が主に Niおよび不可避不純物からなる耐熱合金線であって、引張強さ が MOON /匪2以上 1800N/腿2未満であり、 横断面の平均結晶粒径が 以上 50 m未満であり、 縦断面の結晶粒のアスペクト比 （長径 Z短径比） が 1.2〜10で あることを特徴とする。
本発明の合金線は、 主にばね用材料として用いられるため、 線引き加工後にば ね加工 （コィリング） を行う必要がある。 このとき加工に必要な引張強さと加工 時の断線の危険性を考慮し、 引張強さで 1400N/画2以上 1800Ν/πππ2未満であるこ とが必要である。
また、縦断面の結晶粒のァスぺクト比が 1.2未満や 10を超えては高温における 十分な耐へたり性を得ることができない。
さらに耐熱特性を向上させるためには、 ばね加工前の合金線横断面の平均結晶 粒径は 10 m以上が望ましい。 結晶粒界で滑りが発生するので、 結晶粒界を減少 させるためである。 断面平均結晶粒径が 50 m以上となると、 ばね加工に必要な 室温での引張強さが得られないため 50; m未満とした。 ここにおいて、 横断面平 均結晶粒径は、 前記したァ相に相当する。
上記結晶粒径制御には、 溶体化処理温度を高温化させることが効果的であり、 具体的には 1100 以上 1200で未満で溶体化処理を行うことで短時間で容易に規 定の結晶粒径を得ることができる。 また、 ιοοοχ:以上 1100 未満で溶体化処理を 行う場合も、 線引き加工後の断面減少率を 5%〜60%, 好ましくは 10%〜20%に することで高温耐へたり性に優れる合金線を得ることができる。
本発明の合金線はァ' 析出強化型耐熱合金線であり、 上記結晶粒径制御を施し た本発明の合金線にばね加工を行った後、 600で以上 900 未満で、 1時間以上 24 時間未満、 適切な時効処理を選択し、 実施することで必要な高い耐熱特性が得ら れる。 了 ' 相は X線回折により検出することが出来る。
以下に本発明における構成元素の選定および成分範囲を限定する理由を述べる。 Cは合金中の Crなどと結合し炭化物を形成することで高温強度を高める。 この とき多量に含有するとき靭性および耐食性の低下が起こる。 そこで有効な含有量 として C： 0.01〜0.40wt%とした。
Crは耐熱特性， 耐酸化性を得るために有効な元素である。 そこで本発明合金線 の他元素成分から Ni 当量， Cr当量を算出し、 ァ相 （オーステナイト） の相安定 性を考慮した上で、 必要な耐熱特性を得るために 5.0wt%以上、 靱性劣化を考慮 し 25.0wt%以下とした。
A1 はァ' 相 [Ni3 (Al, Ti, Nb, Ta) ] の主要な構成元素であるが、 酸化物を 形成しやすく溶解精鍊時の脱酸剤としても使用される。 但し、 過度の添加は熱間 加工性の劣化を生じやすい。 そこで 0.2〜8.0\^%とした。
Mo, W はァ相 （オーステナイト） 中に固溶し、 高温引張強さ， 耐へたり性の向 上に大きく寄与する。 しかし、 その一方でクリープ破断強さや延性を低下させる σ相などの TCP相が形成しやすくなる。 そこで耐へたり性向上に最低限必要な添 加量と加工性の劣化を考慮して Mo： 1.0〜18.0wt%, W： 0.5〜15.0 ％とした。 本発明合金線は耐熱特性の向上を目的とし、 了 ' すなわち [Ni3 (Al, Ti, Nb. Ta) ]の析出強化を行う。 以下に， その構成元素の成分範囲を限定する理由を述べ る。
Ti はァ， 相 [Ni3 (Al, Ti, Nb, Ta) ]を構成する主要な構成元素であるが、 多 量に添加すると j相 [Ni3Ti： hep構造] を粒界に過剰に析出し、 耐熱特性を得る ために必要なァ' 相 [Ni3 (Al, Ti, Nb, Ta) ] の析出を熱処理のみで制御する ことが不可能となる。有効な析出量を得るために 0.！〜 5. Ow t %とする必要がある。
Nbは過剰に添加すると Fe2Nb (ラーバス） 相を析出する。 このとき強度劣化が 見込まれるため 0.5〜5. Owl %とした。
Taも Nb同様フェライト生成元素であるため、 多量に添加するとァ相の安定性 を失う。 過剰な粒界析出を防ぐために 1.0〜10.0\^%とした。
B については強析出強化を行う上で、 熱間加工性が低下することを防止し、 且 っ靭性の向上を目的として B： 0.00 〜 0.05wt%とした。
Co, Feは Ni と固溶体を作る性質があり、 ァ相に濃縮して存在する。 Feは合金 の製造コストを下げる元素として重宝であるが、 ァ' 相の析出量の低減効果や Nb， Moとのラーバス相の形成の恐れがある。 そこで Fe： 3.0〜20.0\^%とした。 また Coは積層欠陥エネルギーを下げ， 固溶体強化作用があり、 粒界ァ' 相の固溶限温 度を上げ、 合金の耐熱温度を上昇させる効果や粒内ァ' の析出量増加や粒内ァ' 粒成長抑制効果などがある。 そこで有効な含有量として Co : 1.0〜30.0%とした。 図面の簡単な説明
図 1は、 耐へたり性試験の説明図であり、 符号 1は試料である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の実施の形態を説明する。 表 1に示す化学成分の鋼材を 150kg真 空溶解炉で溶解铸造し、鍛造後熱間圧延で直径 9.5誦の線材を作製した。その後、 溶体化処理と線引き加工を繰り返し 5. 2 mmで最終の溶体化処理し、 最終的に 断面減少率 40%の線引き加工を行って線径 4mmの試験片を作製した。表 1に各試 験片の横断面平均結晶粒径， 縦断面結晶粒ァスぺクト比を示す。 発明材の化学成分、 横断面平均結晶粒径、 縦断面結晶粒ァスぺクト比
Figure imgf000007_0001
各試験片の横断面の結晶粒径は、 圧延条件， 溶体化条件， 線引き加工条件によ つて変化するが、 主に溶体化処理時の温度によって制御を行った。 具体的には比 較的髙温である溶体化温度 1100 以上で熱処理することによって、金展組織の再 結晶の際、 結晶粒の粗大化を促進させることが容易であることを利用し、 実施例 1〜6、比較例 3〜8の粒径を得た。より粒径の大きいものは、溶体化温度を髙く（例 えば 1250^) 設定して作製した。 縦断面での結晶粒アスペクト比は、 線引き加工 条件が一定のため、 主に圧延による断面減少率 （80〜99.9%) を適切なものに設 定することによって得た。 また、 時効条件については、 いずれの試料も 750 :x8 時間とした。
(試験例 1 )
上記各耐熱合金線の高温耐へたり性を評価した。用いたコイルばねは、線径 4. 0mm, 平均コイル径 22. 0mm, 有効巻き数 4. 5巻き、 パネ自由長さ 50. 0mmであった。 試験方法は、 図 1に示すように、 試料 1をコイルばね形状とし た後、 圧縮荷重を負荷し （負荷せん断応力は 600MPa) 、 試験温度 650でにおいて 24hrs. 保持する。そして、 以下に示す方法により残留せん断ひずみを算出した。 この残留せん断ひずみが小さいものほど高温耐へたり性が優れるばね材料である , 表 2に試験後の残留せん断ひずみ量 （ ） を示す。 残留せん断歪み（％)は、 8ΖπΧ (Ρ 1 -Ρ 2) XDZ (GX d 3) X 100 の 計算式で求められる。 P l、 P 2はそれぞれ室温で測定される。
但し， 線径： d (mm) 平均コイル径： D (mm)
P I (N) ：応力 60 OMP aに相当する荷重 （650° Cの試験前に P 1をか けたときのコイルパネの変異を a (mm) )
P 2 (N) : 650° Cの試験後に変異 a (mm) まで押さえたときの荷重 G ：横弾性定数 表 2 発明材の髙温耐へたり性 （残留せん断ひずみ） （600N/mm2負荷 X SAhrs^SOt )
Figure imgf000009_0001
実施例 1〜6はいずれも残留せん断歪が小さく、高温耐へたり性に優れることが わかる。 特に、 合金線横断面の平均結晶粒径が 10 i m以上 50 m未満の実施例 7 〜10は格別残留せん断歪が小さく、平均結晶粒径を大きくすることでより高い高 温耐へたり性が得られることがわかる。
これに対し、 横断面の平均結晶粒径が小さい比較例 1， 2や、 縦断面結晶粒ァス ぺクト比が小さすぎる比較例 3， 4、 同比が大きすぎる比較例 5， 6は残留せん断 歪が大きく髙温耐へたり性が劣る。 また、 成分において Mo、 W、 Nb, Ta、 Tiおよ び Bの何れも含まない比較例 7, 8は残留せん断歪が大きい上、 弓 I張り強さも低い。 (試験例 2 )
次に、 実施例 2と同じ成分を持つ合金線について、 圧延条件， 溶体化条件， 線引き加工時の断面減少率を変化させ、 髙温耐へたり性への影響度を調査した。 各条件と調査結果を表 3に示す。表 3中の実施例 11， 12, 13は実施例 1 と同じ成 分、 実施例 14, 15, 16は実施例 2と同じ成分である。 表 3 発明材の圧延温度， 溶体化温度、 線引き加工時の断面減少率、 及び瞬熱特性
Figure imgf000010_0001
表 3の残留せん断ひずみ量 （％〉 から発明材はいずれも高い高温耐へたり性を 有している。 圧延温度または溶体化温度の高温化， 断面減少率の低減は、 それぞ れ結晶粒制御 （粗大化） の重要な影響因子であることから、 設備的な制限がある 湯合、 これらを的確に設定することで、 本発明の高い高温耐へたり性を持つ合金 線を作製することが可能である。 具体的には高温でのァ相 （オーステナイト） の 相安定性が低い場合、すなわち圧延温度や溶体化温度を 1100 以上の高い温度に 設定できないような場合に、 線引き加工での断面減少率を 5〜60% , 好ましくは 10〜20%に低減させることで、 同様の高い髙温耐へたり性を得ることが可能であ る。
産業上の利用可能性
以上のように、 本発明の耐熱合金線は Ni基もしくは Ni— Co基である耐熱合金 の基地であるァ相の粒径制御と 7" ' 相 [N i 3 (Aし T i , Nb, Ta) ] の析出制御を 行うことによって、 高温域 （600 :以上 700 以下） においてもばね材に必要な高 温耐へたり性に優れたものを提供することが可能である。 更に、 時効条件や溶体 化条件， 線引き加工時の断面減少率を限定することで、 それ以上の高温耐へたり 性を得ることも可能である。本発明の耐熱合金線は 600 〜 700ででの高温耐へた り性が優れることから、 自動車排気系に用いられるフレキシブルジョイント部品 であるポールジョイント， ブレード， 三元触媒に用いられるニットメッシュ， 排 気マフラ一の容量切替リターンバルブ用ばねなど、 比較的使用温度域の高い部品 に用いられる耐熱ばね材として適したものであり、工業的価値の高いものである。

Claims

請求の範囲
1. 重量％で（ ： 0.01~0.40， Cr : 5.0〜25.0, A 0.2~8.0を含有し、 かつ Mo：〗.0~18.0, W： 0.5〜15.0, Nb： 0.5~5.0, Ta： 1.0〜10.0, Ti ： 0.1
〜5.0および B： 0.001〜0.05から選択された少なくとも 1種を含有し、
さらに Fe： 3.0〜20.0および Co： 1.0〜30.0から選択された少なくとも 1種を 含有し、
残部が主に Niおよび不可避不純物からなる耐熱合金線であって、
引張強さが 1400N/min2以上 1800N/ram2未満であり、
横断面の平均結晶粒径が 5 ti m以上 50 m未満であり、
縦断面の結晶粒のアスペクト比 （長怪 短怪比） が 1.2〜10であることを特徵 とする耐熱合金線。
2. 合金線横断面の平均結晶粒径が 10 m以上 50 j m未満であることを特徵 とする請求項 1記載の耐熱合金線。
3. 用途がばね用であることを特徵とする請求項 1記載の耐熱合金線。
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