WO2023067850A1 - Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金からなるばね用線 - Google Patents
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Abstract
ばね用線２の材質は、Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である。この合金は、 Ｃｏ：２５質量％以上４５質量％以下 Ｎｉ：２５質量％以上４０質量％以下 Ｃｒ：１５質量％以上２５質量％以下 Ｍｏ：５質量％以上１５質量％以下 Ｆｅ：０．５質量％以上３．０質量％以下 Ｎｂ：０質量％以上２．０質量％以下 Ｔｉ：０質量％以上２．０質量％以下 Ｍｎ：０質量％以上０．５質量％以下 Ｃ：０質量％以上０．０３質量％以下 Ｓｉ：０質量％以上０．１０質量％以下 及び 不可避的不純物 を含有する。このばね用線２の、引張強さＴＳは２２００ＭＰａ以上であり、０．２％耐力ＰＳは１８００ＭＰａ以上であり、耐力比（ＰＳ／ＴＳ）は０．７５以上である。
Description
本発明は、ばねの材料である線に関する。詳細には、本発明は、その材質がＣｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金であるばね用線に関する。
コンタクトプローブ等の小型精密機器のばねには、高強度、高耐力、耐久性、耐へたり性等が要求される。このばねには、炭素鋼、ステンレス鋼、Ｃｏ基合金、Ｎｉ基合金等が賞用されている。
特開２００２－２３５１４８公報には、その材質がＣ、Ｓｉ及びＭｎを含む炭素鋼であるばね用線が開示されている。
特開２００４－３０７９９３公報には、その材質がＣｏ－Ｎｉ系合金である小型機器用動力ゼンマイが開示されている。
高温環境下でばねが繰り返し使用されると、このばねが永久変形を起こすことがある。通電されて使用されるばねでは、発熱によって永久変形が生じうる。永久変形が生じにくいばねが、求められている。
本発明の目的は、高温での耐へたり性に優れたばねのための、線の提供にある。
本発明に係るばね用線の材質は、Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である。この合金は、
Ｃｏ：２５質量％以上４５質量％以下
Ｎｉ：２５質量％以上４０質量％以下
Ｃｒ：１５質量％以上２５質量％以下
Ｍｏ：５質量％以上１５質量％以下
Ｆｅ：０．５質量％以上３．０質量％以下
Ｎｂ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｔｉ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｍｎ：０質量％以上０．５質量％以下
Ｃ：０質量％以上０．０３質量％以下
Ｓｉ：０質量％以上０．１０質量％以下
及び
不可避的不純物
を含有する。このばね用線の、引張強さは２０００ＭＰａ以上であり、０．２％耐力は１８００ＭＰａ以上であり、引張強さに対する耐力の比は０．７５以上である。
Ｃｏ：２５質量％以上４５質量％以下
Ｎｉ：２５質量％以上４０質量％以下
Ｃｒ：１５質量％以上２５質量％以下
Ｍｏ：５質量％以上１５質量％以下
Ｆｅ：０．５質量％以上３．０質量％以下
Ｎｂ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｔｉ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｍｎ：０質量％以上０．５質量％以下
Ｃ：０質量％以上０．０３質量％以下
Ｓｉ：０質量％以上０．１０質量％以下
及び
不可避的不純物
を含有する。このばね用線の、引張強さは２０００ＭＰａ以上であり、０．２％耐力は１８００ＭＰａ以上であり、引張強さに対する耐力の比は０．７５以上である。
好ましくは、このばね用線の引張強さは、２２００ＭＰａ以上である。
好ましくは、このばね用線の直径は、０．１ｍｍ以下である。
好ましくは、このばね用線の破断伸びは、２．０％以上である。
好ましくは、このばね用線の、３００℃以上の温度での熱処理が施された場合の０．２％耐力は、２３００ＭＰａ以上である。
本発明に係るばね用線から、高温での耐へたり性に優れたばねが得られうる。
以下、適宜図面が参照されつつ、好ましい実施形態に基づいて本発明が詳細に説明される。
図１に示されたばね用線２の材質は、Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である。このばね用線２にコイリング等の塑性加工が施され、さらに熱処理が施されて、ばねが得られる。図１において矢印Ｄｗは、ばね用線２の直径である。好ましくは、直径Ｄｗは、０．１ｍｍ以下である。このばね用線２から、微小なばねが得られうる。このばねは、精密機器等に適している。
図２は、図１のばね用線２の製造方法の一例が示されたフローチャートである。この製造方法では、まず、原線（Ｂａｓｉｃ Ｗｉｒｅ）が準備される（ＳＴＥＰ１）。
この原線に、中間熱処理が施される（ＳＴＥＰ２）。中間熱処理の好ましい温度は、９００℃以上１１００℃以下である。中間熱処理の好ましい時間は、３０秒以上である。中間熱処理は、アルゴンガス雰囲気又は水素ガス雰囲気で行われる。
この原線に、中間伸線が施される（ＳＴＥＰ３）。中間伸線は、冷間でなされうる。ダイヤモンドダイスが使用された湿式伸線が、採用されうる。
中間熱処理（ＳＴＥＰ２）と中間伸線（ＳＴＥＰ３）とが、所定回数繰り返される。この繰り返しにより、原線が徐々に細径化し、かつ徐々に長尺化する。この繰り返しにより、未仕上げ線（Ｕｎｆｉｎｉｓｈｅｄ Ｗｉｒｅ）が得られる（ＳＴＥＰ４）。
図３は、この未仕上げ線４の一部が示された断面斜視図である。図３において矢印Ｄｕは、未仕上げ線４の直径である。この直径Ｄｕは、ばね用線２の直径Ｄｗ（図１参照）よりも大きい。この未仕上げ線４の材質は、前述のＣｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である。
この未仕上げ線４に、最終熱処理が施される（ＳＴＥＰ５）。最終熱処理の時間は、１０秒以上３０秒以下が好ましい。最終熱処理の温度は、６００℃以上８００℃以下が好ましい。この温度は、比較的低い。従って、最終熱処理によって未仕上げ線４に与えられる熱エネルギーの量は、小さい。好ましくは、最終熱処理は、アルゴンガス雰囲気又は水素ガス雰囲気で行われる。
この未仕上げ線４に、最終伸線が施される（ＳＴＥＰ６）。最終伸線は、冷間でなされうる。ダイヤモンドダイスが使用された湿式伸線が、採用されうる。最終伸線により、ばね用線２が完成する（ＳＴＥＰ７）。
このばね用線２に、必要に応じ、メッキが施される。メッキにより、ばね用線２の表面にメッキ層が形成される。メッキ層の材質として、ニッケル、金、白金及び白金合金が例示される。ニッケルのメッキ層を有するばね用線２は、加工性に優れる。金、白金又は白金合金のメッキ層を有するばね用線２は、通電性に優れる。メッキが未仕上げ線４に施され、この未仕上げ線４が最終伸線（ＳＴＥＰ６）に供されてもよい。
本発明では、下記の数式に基づいて、最終伸線（ＳＴＥＰ６）の減面率Ｒｅが算出される。
Ｒｅ ＝ （１ － （Ｄｗ ／ Ｄｕ）２） ＊ １００
本実施形態では、減面率Ｒｅは、９０％以上である。換言すれば、最終伸線（ＳＴＥＰ６）は、高加工度の冷間塑性加工である。
Ｒｅ ＝ （１ － （Ｄｗ ／ Ｄｕ）２） ＊ １００
本実施形態では、減面率Ｒｅは、９０％以上である。換言すれば、最終伸線（ＳＴＥＰ６）は、高加工度の冷間塑性加工である。
減面率Ｒｅが大きい最終伸線は、ばね用線２に、強靱性を付与する。このばね用線２は、下記の（１）－（３）の特性を併せ持つ。
（１）引張強さＴＳが、２０００ＭＰａ以上である。
（２）０．２％耐力ＰＳが、１８００ＭＰａ以上である。
（３）引張強さＴＳに対する耐力ＰＳの比（ＰＳ／ＴＳ）が、０．７５以上である。
本発明者が得た知見によれば、上記（１）－（３）の特性を併せ持つばね用線２から、高温での耐へたり性に優れたばねが得られうる。その理由は詳細には不明であるが、上記（１）－（３）の特性を併せ持つばね用線２から得られたばねの金属組織が、クリープ又は疲労を抑制するためと推測される。
（１）引張強さＴＳが、２０００ＭＰａ以上である。
（２）０．２％耐力ＰＳが、１８００ＭＰａ以上である。
（３）引張強さＴＳに対する耐力ＰＳの比（ＰＳ／ＴＳ）が、０．７５以上である。
本発明者が得た知見によれば、上記（１）－（３）の特性を併せ持つばね用線２から、高温での耐へたり性に優れたばねが得られうる。その理由は詳細には不明であるが、上記（１）－（３）の特性を併せ持つばね用線２から得られたばねの金属組織が、クリープ又は疲労を抑制するためと推測される。
ばね用線２の引張強さＴＳは、ばねの強度との相関を有する。引張強さＴＳが大きいばね用線２から得られたばねは、繰り返しの使用によっても折損しにくい。この観点から、ばね用線２の引張強さＴＳは２１００ＭＰａ以上がより好ましく、２２００ＭＰａ以上が特に好ましい。
ばね用線２の０．２％耐力ＰＳは、ばねの弾性率との相関を有する。この耐力ＰＳが大きいばね用線２から得られたばねは、高荷重での使用に耐えうる。この観点から、ばね用線２の耐力ＰＳは１９００ＭＰａ以上がより好ましく、１９５０ＭＰａ以上が特に好ましい。０．２％耐力ＰＳは、応力－歪み曲線において０．２％の塑性歪みが生じる点の、応力である。０．２％耐力ＰＳは、オフセット法によって導出される。
ばねの、高温での耐へたり性の観点から、ばね用線２の耐力比（ＰＳ／ＴＳ）は０．７８以上がより好ましく、０．８０以上が特に好ましい。
ばね用線２の破断伸びＦＥは、２．０％以上が好ましい。このばね用線２には、高加工度の塑性加工が施されうる。この観点から、破断伸びＦＥは２．５％以上がより好ましく、３．０％以上が特に好ましい。本実施形態では、最終熱処理（ＳＴＥＰ５）と最終伸線（ＳＴＥＰ６）とにより、強さと延性との両方に優れたばね用線２が得られている。一般的な冷間加工では、加工硬化により、強度が増加し、延伸性が損なわれる。本発明に係るばね用線２の製造方法では、加工硬化を伴う最終伸線（ＳＴＥＰ６）が、大きな引張強さＴＳのみならず、大きな破断伸びＦＥにも寄与している。その理由は詳細には不明であるが、金属組織のレベルでの、脆化を抑制する何らかのメカニズムが、働いていると推測される。
このばね用線２に、さらに３００℃以上の温度での熱処理が施された場合の０．２％耐力は、２３００ＭＰａ以上が好ましい。このばね用線２から、高温での耐へたり性に優れたばねが得られうる。この観点から、３００℃以上の温度での熱処理が施された場合の０．２％耐力は２３５０ＭＰａ以上がより好ましく、２４００ＭＰａ以上が特に好ましい。典型的な熱処理の温度は、３００℃である。典型的な熱処理の時間は、３０分である。
引張強さ、０．２％耐力及び破断伸びは、「ＪＩＳ Ｚ ２２４１」の規定に準拠して測定される。
本発明に係るばね用線２の材質は、前述の通り、Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である。この合金は、
Ｃｏ：２５質量％以上４５質量％以下
Ｎｉ：２５質量％以上４０質量％以下
Ｃｒ：１５質量％以上２５質量％以下
Ｍｏ：５質量％以上１５質量％以下
Ｆｅ：０．５質量％以上３．０質量％以下
Ｎｂ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｔｉ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｍｎ：０質量％以上０．５質量％以下
Ｃ：０質量％以上０．０３質量％以下
及び
Ｓｉ：０質量％以上０．１０質量％以下
を含有する。好ましくは、残部は、不可避的不純物である。以下、この合金に含まれる各元素について、詳説される。
Ｃｏ：２５質量％以上４５質量％以下
Ｎｉ：２５質量％以上４０質量％以下
Ｃｒ：１５質量％以上２５質量％以下
Ｍｏ：５質量％以上１５質量％以下
Ｆｅ：０．５質量％以上３．０質量％以下
Ｎｂ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｔｉ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｍｎ：０質量％以上０．５質量％以下
Ｃ：０質量％以上０．０３質量％以下
及び
Ｓｉ：０質量％以上０．１０質量％以下
を含有する。好ましくは、残部は、不可避的不純物である。以下、この合金に含まれる各元素について、詳説される。
［コバルト（Ｃｏ）］
Ｃｏは、合金のベース元素である。Ｃｏは、安定なｆｃｃ相の生地を形成する。Ｃｏの加工硬化能は、大きい。従ってＣｏは、ばねの疲労強度及び高温強度に寄与する。これらの観点から、Ｃｏの含有率は２５質量％以上が好ましく、３０質量％以上が特に好ましい。過剰のＣｏは、合金の加工性を阻害する。加工性の観点から、Ｃｏの含有率は４５質量％以下が好ましく、４０質量％以下が特に好ましい。
Ｃｏは、合金のベース元素である。Ｃｏは、安定なｆｃｃ相の生地を形成する。Ｃｏの加工硬化能は、大きい。従ってＣｏは、ばねの疲労強度及び高温強度に寄与する。これらの観点から、Ｃｏの含有率は２５質量％以上が好ましく、３０質量％以上が特に好ましい。過剰のＣｏは、合金の加工性を阻害する。加工性の観点から、Ｃｏの含有率は４５質量％以下が好ましく、４０質量％以下が特に好ましい。
［ニッケル（Ｎｉ）］
ＮｉとＣｏとは、互いに固溶する。Ｎｉは、安定なｆｃｃ相の生地を形成する。Ｎｉはさらに、ばね用線２の塑性加工性に寄与する。これらの観点から、Ｎｉの含有率は２５質量％以上が好ましく、３０質量％以上が特に好ましい。過剰のＮｉは、ばねの機械的強度を阻害する。機械的強度の観点から、Ｎｉの含有率は４０質量％以下が好ましく、３５質量％以下が特に好ましい。
ＮｉとＣｏとは、互いに固溶する。Ｎｉは、安定なｆｃｃ相の生地を形成する。Ｎｉはさらに、ばね用線２の塑性加工性に寄与する。これらの観点から、Ｎｉの含有率は２５質量％以上が好ましく、３０質量％以上が特に好ましい。過剰のＮｉは、ばねの機械的強度を阻害する。機械的強度の観点から、Ｎｉの含有率は４０質量％以下が好ましく、３５質量％以下が特に好ましい。
［クロム（Ｃｒ）］
Ｃｒは、生地に固溶する。Ｃｒは、ばね用線２の加工硬化能に寄与する。Ｃｒはさらに、ばねの耐食性に寄与する。これらの観点から、Ｃｒの含有率は１５質量％以上が好ましく、１８質量％以上が特に好ましい。過剰のＣｒは、ばね用線２の加工性及び靱性を阻害する。加工性及び靱性の観点から、Ｃｒの含有率は２５質量％以下が好ましく、２３質量％以下が特に好ましい。
Ｃｒは、生地に固溶する。Ｃｒは、ばね用線２の加工硬化能に寄与する。Ｃｒはさらに、ばねの耐食性に寄与する。これらの観点から、Ｃｒの含有率は１５質量％以上が好ましく、１８質量％以上が特に好ましい。過剰のＣｒは、ばね用線２の加工性及び靱性を阻害する。加工性及び靱性の観点から、Ｃｒの含有率は２５質量％以下が好ましく、２３質量％以下が特に好ましい。
［モリブデン（Ｍｏ）］
Ｍｏは、生地に固溶してこの生地を強化する。Ｍｏは、ばね用線２の加工硬化能に寄与する。Ｍｏはさらに、ばねの耐食性に寄与する。これらの観点から、Ｍｏの含有率は５質量％以上が好ましく、８質量％以上が特に好ましい。過剰のＭｏは、σ相を析出させる。このσ相は、ばね用線２の脆化を招く。脆化の抑制の観点から、Ｍｏの含有率は１５質量％以下が好ましく、１２質量％以下が特に好ましい。
Ｍｏは、生地に固溶してこの生地を強化する。Ｍｏは、ばね用線２の加工硬化能に寄与する。Ｍｏはさらに、ばねの耐食性に寄与する。これらの観点から、Ｍｏの含有率は５質量％以上が好ましく、８質量％以上が特に好ましい。過剰のＭｏは、σ相を析出させる。このσ相は、ばね用線２の脆化を招く。脆化の抑制の観点から、Ｍｏの含有率は１５質量％以下が好ましく、１２質量％以下が特に好ましい。
［鉄（Ｆｅ）］
Ｆｅは、生地に固溶してこの生地を強化する。この観点から、Ｆｅの含有率は０．５質量％以上が好ましく、０．８質量％以上が特に好ましい。過剰のＦｅは、ばねの耐酸化性を阻害する。耐酸化性の観点から、Ｆｅの含有率は３．０質量％以下が好ましく、２．５質量％以下が特に好ましい。
Ｆｅは、生地に固溶してこの生地を強化する。この観点から、Ｆｅの含有率は０．５質量％以上が好ましく、０．８質量％以上が特に好ましい。過剰のＦｅは、ばねの耐酸化性を阻害する。耐酸化性の観点から、Ｆｅの含有率は３．０質量％以下が好ましく、２．５質量％以下が特に好ましい。
［ニオブ（Ｎｂ）］
Ｎｂは、合金のひずみ時効性に寄与する。従ってＮｂは、ばねの高硬度に寄与しうる。Ｎｂは、Ｃと結合して結晶粒界に炭化物を析出させる。この炭化物により、結晶粒の粗大化が抑制される。この炭化物はさらに、結晶粒界の強度にも寄与する。これらの観点から、Ｎｂの含有率は０．３質量％以上が好ましく、０．５質量％以上が特に好ましい。Ｎｂは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｎｂの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＮｂは、σ相又はδ相を析出させてばね用線２の靱性を損なう。靱性の観点から、Ｎｂの含有率は２．０質量％以下が好ましく、１．５質量％以下が特に好ましい。
Ｎｂは、合金のひずみ時効性に寄与する。従ってＮｂは、ばねの高硬度に寄与しうる。Ｎｂは、Ｃと結合して結晶粒界に炭化物を析出させる。この炭化物により、結晶粒の粗大化が抑制される。この炭化物はさらに、結晶粒界の強度にも寄与する。これらの観点から、Ｎｂの含有率は０．３質量％以上が好ましく、０．５質量％以上が特に好ましい。Ｎｂは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｎｂの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＮｂは、σ相又はδ相を析出させてばね用線２の靱性を損なう。靱性の観点から、Ｎｂの含有率は２．０質量％以下が好ましく、１．５質量％以下が特に好ましい。
［チタン（Ｔｉ）］
Ｔｉは、溶製工程での脱酸剤として添加される。Ｔｉは、結晶粒の粗大化を抑制する。これらの観点から、Ｔｉの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．２質量％以上が特に好ましい。Ｔｉは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｔｉの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＴｉは、γ相を析出させて合金の加工性を損なう。加工性の観点から、Ｔｉの含有率は２．０質量％以下が好ましく、１．０質量％以下が特に好ましい。
Ｔｉは、溶製工程での脱酸剤として添加される。Ｔｉは、結晶粒の粗大化を抑制する。これらの観点から、Ｔｉの含有率は０．１質量％以上が好ましく、０．２質量％以上が特に好ましい。Ｔｉは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｔｉの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＴｉは、γ相を析出させて合金の加工性を損なう。加工性の観点から、Ｔｉの含有率は２．０質量％以下が好ましく、１．０質量％以下が特に好ましい。
［マンガン（Ｍｎ）］
Ｍｎは、溶製工程での脱酸剤又は脱硫剤として添加される。Ｍｎは、ｆｃｃ相の安定に寄与する。これらの観点から、Ｍｎの含有率は０．１質量％以上が好ましい。Ｍｎは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｍｎの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＭｎは、ばねの耐食性及び耐酸化性を阻害する。耐食性及び耐酸化性の観点から、Ｍｎの含有率は０．５質量％以下が好ましく、０．３質量％以下が特に好ましい。
Ｍｎは、溶製工程での脱酸剤又は脱硫剤として添加される。Ｍｎは、ｆｃｃ相の安定に寄与する。これらの観点から、Ｍｎの含有率は０．１質量％以上が好ましい。Ｍｎは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｍｎの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＭｎは、ばねの耐食性及び耐酸化性を阻害する。耐食性及び耐酸化性の観点から、Ｍｎの含有率は０．５質量％以下が好ましく、０．３質量％以下が特に好ましい。
［炭素（Ｃ）］
Ｃは、生地に固溶してこの生地を強化する。Ｃはさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ等の元素と結合して、炭化物を析出させる。この炭化物により、結晶粒の粗大化が抑制される。これらの観点から、Ｃの含有率は０．０１質量％以上が好ましい。Ｃは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｃの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＣは、ばね用線２の靱性を阻害する。過剰のＣはさらに、ばねの耐食性を阻害する。これらの観点から、Ｃの含有率は０．０３質量％以下が好ましい。
Ｃは、生地に固溶してこの生地を強化する。Ｃはさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ等の元素と結合して、炭化物を析出させる。この炭化物により、結晶粒の粗大化が抑制される。これらの観点から、Ｃの含有率は０．０１質量％以上が好ましい。Ｃは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｃの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＣは、ばね用線２の靱性を阻害する。過剰のＣはさらに、ばねの耐食性を阻害する。これらの観点から、Ｃの含有率は０．０３質量％以下が好ましい。
［ケイ素（Ｓｉ）］
Ｓｉは、生地に固溶してこの生地を強化する。この観点から、Ｓｉの含有率は０．０１質量％以上が好ましい。Ｓｉは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｓｉの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＳｉは、ばね用線２の靱性を阻害する。この観点から、Ｓｉの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下が特に好ましい。
Ｓｉは、生地に固溶してこの生地を強化する。この観点から、Ｓｉの含有率は０．０１質量％以上が好ましい。Ｓｉは、必須の元素ではない。換言すれば、Ｓｉの含有率は、ゼロでもよい。過剰のＳｉは、ばね用線２の靱性を阻害する。この観点から、Ｓｉの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下が特に好ましい。
［不可避的不純物］
Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金は、不可避的不純物を含みうる。典型的な不純物は、Ｐである。Ｐは、結晶粒界に偏析する。Ｐは、ばね用線２の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｐの含有率は０．０２質量％以下が好ましい。他の典型的な不純物は、Ｓである。Ｓは、他の元素と結合して介在物を形成する。Ｓは、ばね用線２の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｓの含有率は０．０２質量％以下が好ましい。
Ｃｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金は、不可避的不純物を含みうる。典型的な不純物は、Ｐである。Ｐは、結晶粒界に偏析する。Ｐは、ばね用線２の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｐの含有率は０．０２質量％以下が好ましい。他の典型的な不純物は、Ｓである。Ｓは、他の元素と結合して介在物を形成する。Ｓは、ばね用線２の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｓの含有率は０．０２質量％以下が好ましい。
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。
［実施例］
その材質がＣｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である原線を準備した。この合金の組成が、下記の表１に示されている。この合金は、表１に示された元素以外に、不可避的不純物を含有する。この原線に、冷間伸線と熱処理とを繰り返し施して、直径が０．６０ｍｍである線を得た。この線に、温度が１０００℃であり時間が３０秒であり雰囲気が水素ガスである熱処理を、施した。さらに、この線に冷間伸線を施して、未仕上げ線を得た。この未仕上げ線の直径は、０．２０ｍｍであった。この未仕上げ線に、温度が８００℃であり時間が１０秒であり雰囲気が水素ガスである最終熱処理を、施した。この未仕上げ線に冷間で最終伸線を施して、ばね用線を得た。このばね用線の直径は、０．０５ｍｍであった。最終伸線の減面率Ｒｅは、９３．８％であった。このばね用線の、引張強さＴＳは２２７０ＭＰａであり、０．２％耐力ＰＳは１９５７ＭＰａであり、破断伸びＦＥは２．７％であった。熱処理（３００℃×３０分）の後の、このばね用線の、引張強さは２５５０ＭＰａであり、０．２％耐力は２３６２ＭＰａであった。
その材質がＣｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金である原線を準備した。この合金の組成が、下記の表１に示されている。この合金は、表１に示された元素以外に、不可避的不純物を含有する。この原線に、冷間伸線と熱処理とを繰り返し施して、直径が０．６０ｍｍである線を得た。この線に、温度が１０００℃であり時間が３０秒であり雰囲気が水素ガスである熱処理を、施した。さらに、この線に冷間伸線を施して、未仕上げ線を得た。この未仕上げ線の直径は、０．２０ｍｍであった。この未仕上げ線に、温度が８００℃であり時間が１０秒であり雰囲気が水素ガスである最終熱処理を、施した。この未仕上げ線に冷間で最終伸線を施して、ばね用線を得た。このばね用線の直径は、０．０５ｍｍであった。最終伸線の減面率Ｒｅは、９３．８％であった。このばね用線の、引張強さＴＳは２２７０ＭＰａであり、０．２％耐力ＰＳは１９５７ＭＰａであり、破断伸びＦＥは２．７％であった。熱処理（３００℃×３０分）の後の、このばね用線の、引張強さは２５５０ＭＰａであり、０．２％耐力は２３６２ＭＰａであった。
［比較例１］
原線の材質をＣｏ基合金とした他は実施例と同様にして、ばね用線を得た。この合金の組成が、下記の表１に示されている。この合金は、表１に示された元素以外に、不可避的不純物を含有する。このばね用線の、引張強さＴＳは２４５１ＭＰａであり、０．２％耐力ＰＳは１５７６ＭＰａであり、破断伸びＦＥは２．６％であった。熱処理（３００℃×３０分、徐冷）の後の、このばね用線の、引張強さは２８００ＭＰａであり、０．２％耐力は２１８５ＭＰａであった。
原線の材質をＣｏ基合金とした他は実施例と同様にして、ばね用線を得た。この合金の組成が、下記の表１に示されている。この合金は、表１に示された元素以外に、不可避的不純物を含有する。このばね用線の、引張強さＴＳは２４５１ＭＰａであり、０．２％耐力ＰＳは１５７６ＭＰａであり、破断伸びＦＥは２．６％であった。熱処理（３００℃×３０分、徐冷）の後の、このばね用線の、引張強さは２８００ＭＰａであり、０．２％耐力は２１８５ＭＰａであった。
［比較例２］
原線としてピアノ線（ＳＷＲＳ８２）を用いた他は実施例と同様にして、ばね用線を得た。このピアノ線は、０．８０質量％以上０．８５質量％以下のＣ、０．１２質量％以上０．３２質量％以下のＳｉ、及び０．３０質量％以上０．９０質量％以下のＭｎを含む。残部は、Ｆｅ及び不純物である。このばね用線の、引張強さＴＳは３３５０ＭＰａであり、０．２％耐力ＰＳは３０１５ＭＰａであり、破断伸びＦＥは２．３％であった。
原線としてピアノ線（ＳＷＲＳ８２）を用いた他は実施例と同様にして、ばね用線を得た。このピアノ線は、０．８０質量％以上０．８５質量％以下のＣ、０．１２質量％以上０．３２質量％以下のＳｉ、及び０．３０質量％以上０．９０質量％以下のＭｎを含む。残部は、Ｆｅ及び不純物である。このばね用線の、引張強さＴＳは３３５０ＭＰａであり、０．２％耐力ＰＳは３０１５ＭＰａであり、破断伸びＦＥは２．３％であった。
［評価］
高温環境下での継続的な使用を想定した促進試験として、各ばね用線を、４５０℃の温度下に６０分保持して徐冷した。このばね用線を引張り試験に供し、引張強さ及び０．２％耐力を測定した。この結果が、下記の表２に示されている。
高温環境下での継続的な使用を想定した促進試験として、各ばね用線を、４５０℃の温度下に６０分保持して徐冷した。このばね用線を引張り試験に供し、引張強さ及び０．２％耐力を測定した。この結果が、下記の表２に示されている。
表２に示されるように、実施例のばね用線は、高温環境に曝された後も、大きな０．２％耐力を有している。換言すれば、このばね用線は、高温での耐へたり性に優れる。この評価結果から、本発明の優位性は明らかである。
本発明に係るばね用線から、種々の機器に適したばねが得られうる。
２・・・ばね用線
４・・・未仕上げ線
４・・・未仕上げ線
Claims (5)
- 材質がＣｏ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金であり、
上記合金が
Ｃｏ：２５質量％以上４５質量％以下
Ｎｉ：２５質量％以上４０質量％以下
Ｃｒ：１５質量％以上２５質量％以下
Ｍｏ：５質量％以上１５質量％以下
Ｆｅ：０．５質量％以上３．０質量％以下
Ｎｂ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｔｉ：０質量％以上２．０質量％以下
Ｍｎ：０質量％以上０．５質量％以下
Ｃ：０質量％以上０．０３質量％以下
Ｓｉ：０質量％以上０．１０質量％以下
及び
不可避的不純物
を含有しており、
引張強さが２０００ＭＰａ以上であり、
０．２％耐力が１８００ＭＰａ以上であり、
上記引張強さに対する上記耐力の比が０．７５以上である、ばね用線。 - 上記引張強さが２２００ＭＰａ以上である請求項１に記載のばね用線。
- 直径が０．１ｍｍ以下である請求項１又は２に記載のばね用線。
- 破断伸びが２．０％以上である請求項１から３のいずれかに記載のばね用線。
- ３００℃以上の温度での熱処理が施された場合の０．２％耐力が２３００ＭＰａ以上である、請求項１から４のいずれかに記載のばね用線。
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| JP2002097537A (ja) * | 2000-09-19 | 2002-04-02 | Nhk Spring Co Ltd | Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 |
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| JP2009074104A (ja) * | 2007-09-18 | 2009-04-09 | Seiko Instruments Inc | 高弾性合金 |
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|---|---|---|---|---|
| JPH09287048A (ja) * | 1996-04-19 | 1997-11-04 | Seiko Instr Kk | Ｃｏ−Ｎｉ基高弾性合金及びその製造方法 |
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