JP2015160983A - 低熱膨張合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】低い熱膨張係数と、高いヤング率及び引張強度を有する低熱膨張合金を提供する。【解決手段】本実施形態の低熱膨張合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１４％、Ｎｉ：３７．５〜４３．５％、Ｔｉ：０．５〜３．６％、及び、Ｎｂ：１．６〜７．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、８００ＭＰａ以上の引張強度を有する。合金中の固溶Ｔｉ量は１．０％以下であり、固溶Ｎｂ量は１．０％以下である。３．０≰１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≰７．０ （１）【選択図】なし
Description
本発明は、合金に関し、さらに詳しくは、低熱膨張合金に関する。
低熱膨張合金として、インバー合金が知られている。インバー合金は、自発体積磁歪（インバー効果）により、室温〜３００℃の範囲において、低い熱膨張係数を有する。そのため、熱の影響を受けても寸法が変化しにくい。そのため、工作機械や精密測定機器等、高い寸法精度が求められる装置の部材に、インバー合金を利用することができる。
しかしながら、インバー合金は熱膨張係数が小さい反面、低ヤング率、低強度である。そのため、剛性や強度が求められる部材にインバー合金を使用しにくい。
特開平１１−３１０８４５号公報（特許文献１）は、ヤング率の高い低膨張鋳鉄を提案する。特許文献１は、質量％で、Ｃ：０．６〜２．０％、Ｎｉ：２５〜４０％、Ｃｏ：０．１〜１２．０％、Ｎｉ＋Ｃｏ：３４〜４０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ又はＷの中から選ばれる１種又は数種類の金属元素を単独又は複合して０．５〜６．０％含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、固溶炭素分が０．４％以下である。この文献で開示された鋳鉄では、周期表４〜６族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ又はＷ）が固溶体を形成することにより、ヤング率を高める。これらの元素は炭化物を形成しやすい。そのため、９００〜１２００℃で鋳鉄を熱処理することにより、金属組織中に残存する炭化物の析出物の面積率を３％以下にする。これにより、周期表４〜６族の元素が固溶し、ヤング率が高まる、と特許文献１には記載されている。
上述のとおり、特許文献１に開示された低膨張鋳鉄では、固溶強化によりヤング率を高める。しかしながら、熱膨張係数が高くなる場合がある。さらに、特許文献１では強度に関する記載はない。
本発明の目的は、低い熱膨張係数と、高いヤング率及び引張強度を有する低熱膨張合金を提供することである。
本実施形態による低熱膨張合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１４％、Ｎｉ：３７．５〜４３．５％、Ｔｉ：０．５〜３．６％、及び、Ｎｂ：１．６〜７．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、８００ＭＰａ以上の引張強度を有する。低熱膨張合金中の固溶Ｎｉ量は３４．０〜４０．０％であり、固溶Ｔｉ量は１．０％以下であり、固溶Ｎｂ量は１．０％以下である。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。
本実施形態による低熱膨張合金は、低い熱膨張係数と、高いヤング率及び引張強度とを有する。
本発明者らは、低熱膨張合金の熱膨張係数とヤング率、引張強度について調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
周期表４〜６族の元素が固溶状態で存在した場合、ヤング率は高くなるものの、固溶量１％を越えると熱膨張係数が急激に増大する。そこで、合金中の固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量を質量％で１％以下に抑制する。この場合、熱膨張係数の増大が抑制されつつ、１％以下の固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂにより、ヤング率が高まる。
さらに、金属間化合物であるＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）を母相中に析出させる。Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が微細に析出することにより、ヤング率が高まり、かつ、引張強度も高まる。
さらに、金属間化合物が析出した場合の母相Ｎｉ量（固溶Ｎｉ量）がインバー合金の組成のＦｅ−３６％Ｎｉに近い値になれば、合金の熱膨張係数が低くなる。具体的には、合金中の固溶Ｎｉが３４．０〜４０．０％になれば、熱膨張係数は低い。
Ｔｉ及びＮｂ含有量が低すぎれば、Ｔｉ及びＮｂ固溶量が少なすぎ、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）も析出しにくい。一方、Ｔｉ及びＮｂ含有量が高すぎれば、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が過剰に析出する。この場合、母相中のＮｉ固溶量が低下する。さらに、金属間化合物が熱膨張することにより、合金の熱膨張係数が高くなる。
Ｔｉ及びＮｂ含有量が、式（１）を満たせば、母相のＮｉ固溶量を適切な量に維持しつつ、１．０％以下のＴｉ及びＮｂが固溶し、かつ、適切な量のＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が析出する。そのため、低い熱膨張係数、高いヤング率及び引張強度が得られる。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の低熱膨張合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１４％、Ｎｉ：３７．５〜４３．５％、Ｔｉ：０．５〜３．６％、及び、Ｎｂ：１．６〜７．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、８００ＭＰａ以上の引張強度を有する。合金中の固溶Ｎｉ量は３４．０〜４０．０％であり、固溶Ｔｉ量は１．０％以下であり、固溶Ｎｂ量は１．０％以下である。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
上記低熱膨張合金はさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で１％以下含有してもよい。
本実施形態の低熱膨張合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１４％、Ｎｉ：３７．５〜４３．５％、Ｔｉ：０．５〜３．６％、及び、Ｎｂ：１．６〜７．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、熱間加工後に溶体化処理され、さらに、５２０〜６５０℃で１０〜１００時間時効処理されて製造される。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
この場合、母相のＮｉ固溶量を適切な量に維持しつつ、１．０％以下の固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂが生成され、かつ、適切な量のＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が析出する。そのため、低い熱膨張係数、高いヤング率及び引張強度が得られる。
以下、本実施形態の低熱膨張合金について詳しく説明する。
［化学組成］
本実施形態の低熱膨張合金は、次の化学組成を有する。
本実施形態の低熱膨張合金は、次の化学組成を有する。
Ｃ：０．０１〜０．２％
炭素（Ｃ）は、Ｎｂ及びＴｉと結合して炭化物を形成し、合金の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、高温においても安定なＮｂＣ及びＴｉＣ過剰に存在することにより、熱間加工性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％である。
炭素（Ｃ）は、Ｎｂ及びＴｉと結合して炭化物を形成し、合金の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、高温においても安定なＮｂＣ及びＴｉＣ過剰に存在することにより、熱間加工性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、合金のキューリ温度が低下し、自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．２％である。
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、合金のキューリ温度が低下し、自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．２％である。
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、合金のキューリ温度が低下し、自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．２％である。
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、合金のキューリ温度が低下し、自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．２％である。
Ａｌ：０．０１〜０．１４％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、合金のキューリ温度が低下し、自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１４％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、合金のキューリ温度が低下し、自発体積磁歪が減少する。その結果、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１４％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｎｉ：３７．５〜４３．５％
ニッケル（Ｎｉ）は、合金の自発体積磁歪を高め、その結果、熱膨張係数を下げる。Ｎｉはさらに、Ｔｉ及びＮｂと結合して金属間化合物を形成し、合金の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果は有効に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、合金の熱膨張係数がかえって増大する。したがって、Ｎｉ含有量は３７．５〜４３．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３７．５％よりも高く、さらに好ましくは３９％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４３．５％未満であり、さらに好ましくは４２．５％であり、さらに好ましくは４０．５％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、合金の自発体積磁歪を高め、その結果、熱膨張係数を下げる。Ｎｉはさらに、Ｔｉ及びＮｂと結合して金属間化合物を形成し、合金の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果は有効に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、合金の熱膨張係数がかえって増大する。したがって、Ｎｉ含有量は３７．５〜４３．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３７．５％よりも高く、さらに好ましくは３９％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４３．５％未満であり、さらに好ましくは４２．５％であり、さらに好ましくは４０．５％である。
Ｔｉ：０．５〜３．６％
チタン（Ｔｉ）は、母相に固溶して合金のヤング率を高める。Ｔｉはさらに、Ｎｂ及びＮｉとＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）を形成し、合金のヤング率及び引張強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、母相にＴｉが過剰に固溶する。この場合、合金の熱膨張係数が高くなる。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が過剰に析出して、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．５〜３．６％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．５％よりも高い。Ｔｉ含有量の好ましい上限は３．６％未満であり、さらに好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．０％である。
チタン（Ｔｉ）は、母相に固溶して合金のヤング率を高める。Ｔｉはさらに、Ｎｂ及びＮｉとＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）を形成し、合金のヤング率及び引張強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、母相にＴｉが過剰に固溶する。この場合、合金の熱膨張係数が高くなる。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が過剰に析出して、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．５〜３．６％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．５％よりも高い。Ｔｉ含有量の好ましい上限は３．６％未満であり、さらに好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．０％である。
Ｎｂ：１．６〜７．０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に母相に固溶して合金のヤング率を高める。Ｎｂはさらに、Ｎｂ及びＴｉとＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）を形成し、合金のヤング率及び引張強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、母相にＮｂが過剰に固溶する。この場合、合金の熱膨張係数が高くなる。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が過剰に析出して、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は１．６〜７．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は１．６％よりも高く、さらに好ましくは３．０％であり、さらに好ましくは５．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は７．０％未満であり、さらに好ましくは６．０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に母相に固溶して合金のヤング率を高める。Ｎｂはさらに、Ｎｂ及びＴｉとＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）を形成し、合金のヤング率及び引張強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、母相にＮｂが過剰に固溶する。この場合、合金の熱膨張係数が高くなる。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が過剰に析出して、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は１．６〜７．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は１．６％よりも高く、さらに好ましくは３．０％であり、さらに好ましくは５．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は７．０％未満であり、さらに好ましくは６．０％である。
本実施形態の低熱膨張合金の残部はＦｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、合金を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の低熱膨張合金に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物はたとえば、燐（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）、酸素（Ｏ）等である。
［式（１）について］
本実施形態の低熱膨張合金の化学組成はさらに、次の式（１）を満たす。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本実施形態の低熱膨張合金の化学組成はさらに、次の式（１）を満たす。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１＝１．９４Ｔｉ＋Ｎｂと定義する。Ｆ１が低すぎれば、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量が低すぎる。さらに、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）の析出量が少ない。そのため、合金のヤング率及び強度が低くなる。
一方、Ｆ１が高すぎれば、金属間化合物の析出量が多くなる。この場合、金属間化合物が熱膨張することにより、合金の熱膨張係数が高くなる。Ｆ１が高すぎればさらに、固溶Ｎｉ量が低くなるため、合金の熱膨張係数が高くなる。
Ｆ１が３．０〜７．０であれば、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量が１．０質量％以下となる。さらに、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）の析出量が適切になる。そのため、低熱膨張合金は、高いヤング率及び引張強度を有し、かつ、低い熱膨張係数を有する。Ｆ１の好ましい下限は５．０である。
本実施形態の低熱膨張合金はさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で１％以下含有してもよい。
クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、タンタル（Ｔａ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は、いずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素は、合金に固溶して鋼のヤング率を高める。しかしながら、これらの元素の含有量が高すぎれば、これらの元素の固溶量が高くなりすぎる。この場合、ヤング率の向上は飽和し、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、これらの元素の含有量の合計は、１％以下である。これらの元素の含有量の合計の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。これらの元素の含有量の合計の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．８％である。
［合金中の固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量］
本実施形態の低熱膨張合金中の固溶Ｔｉ量は、質量％で１．０％以下である。合金中の固溶Ｎｂ量は、質量％で１．０％以下である。この場合、熱膨張係数の増大が抑制されつつ、１％以下の固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂにより、ヤング率が高まる。しかしながら、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量が高すぎれば、ヤング率の向上効果は飽和し、合金の熱膨張係数が急激に増加する。したがって、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量はそれぞれ、１．０％以下である。固溶Ｔｉ量の好ましい下限は０．４％である。固溶Ｎｂ量の好ましい下限は０．３％である。
本実施形態の低熱膨張合金中の固溶Ｔｉ量は、質量％で１．０％以下である。合金中の固溶Ｎｂ量は、質量％で１．０％以下である。この場合、熱膨張係数の増大が抑制されつつ、１％以下の固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂにより、ヤング率が高まる。しかしながら、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量が高すぎれば、ヤング率の向上効果は飽和し、合金の熱膨張係数が急激に増加する。したがって、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量はそれぞれ、１．０％以下である。固溶Ｔｉ量の好ましい下限は０．４％である。固溶Ｎｂ量の好ましい下限は０．３％である。
［合金中の固溶Ｎｉ量］
金属間化合物が析出した場合の合金中の固溶Ｎｉ量がインバー合金の組成のＦｅ−３６％Ｎｉに近い値になれば、合金の熱膨張係数が低くなる。合金中の固溶Ｎｉ量が低すぎる場合、及び、合金中の固溶Ｎｉ量が高すぎる場合、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、本実施形態の固溶Ｎｉ量は、３４．０〜４０．０％である。
金属間化合物が析出した場合の合金中の固溶Ｎｉ量がインバー合金の組成のＦｅ−３６％Ｎｉに近い値になれば、合金の熱膨張係数が低くなる。合金中の固溶Ｎｉ量が低すぎる場合、及び、合金中の固溶Ｎｉ量が高すぎる場合、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、本実施形態の固溶Ｎｉ量は、３４．０〜４０．０％である。
［引張強度］
本実施形態による低熱膨張合金の引張強度は８００ＭＰａ以上である。Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が母相中に微細析出する場合、引張強度は８００ＭＰａ以上になる。一方、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が粗大になれば、引張強度は低下して、８００ＭＰａ未満となる。後述の時効処理を適切な条件で実施することにより、降伏強度は８００ＭＰａ以上になる。
本実施形態による低熱膨張合金の引張強度は８００ＭＰａ以上である。Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が母相中に微細析出する場合、引張強度は８００ＭＰａ以上になる。一方、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が粗大になれば、引張強度は低下して、８００ＭＰａ未満となる。後述の時効処理を適切な条件で実施することにより、降伏強度は８００ＭＰａ以上になる。
［製造方法］
上述の合金の製造方法の一例は次のとおりである。上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。製造されたインゴットに対して、熱間加工を実施して合金材を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造である。
上述の合金の製造方法の一例は次のとおりである。上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。製造されたインゴットに対して、熱間加工を実施して合金材を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造である。
熱間加工後の合金材に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理における好ましい熱処理温度は１０００〜１２５０℃であり、好ましい熱処理時間は０．５〜１０時間である。溶体化処理により、合金中の析出物（金属間化合物及び炭化物等）を溶解する。熱処理時間経過後、合金を急冷（たとえば水冷）する。
溶体化処理での熱処理温度が１０００℃未満であれば、金属間化合物（Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ））等の析出物が固溶しにくい。熱処理温度が１２５０℃よりも高ければ、合金が部分溶融する。したがって、熱処理温度は好ましくは１０００〜１２５０℃である。溶体化処理での熱処理時間が０．５時間未満であれば、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）等の析出物が固溶しにくい。熱処理時間が１０時間を超えれば、生産性が低下する。したがって、溶体化処理での熱処理時間は０．５〜１０時間である。
溶体化処理を実施した後、合金に対して時効処理を実施する。時効処理での熱処理温度は５２０〜６５０℃であり、熱処理時間は１０〜１００時間である。時効処理により、合金中に適切な量のＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が析出する。その結果、合金中の固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量はそれぞれ、１．０％以下になる。さらに、母相中のＮｉ含有量は、自発体積磁歪を最も発揮する３６％程度になる。
時効処理の熱処理温度が５２０℃未満であれば、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）の析出量が少なすぎる。この場合、合金の強度が低下し、熱膨張係数が増大する。一方、熱処理温度が６５０℃よりも高ければＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が粗大化する。合金の強度が８００ＭＰａ未満に低下する。
時効処理の処理時間が１０時間未満であれば、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）の析出量が少なすぎる。この場合、合金の強度が低下し、熱膨張係数が増大する。さらに、固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂ量が多すぎるため、熱膨張係数が増大する。一方、処理時間が１００時間よりも長ければ、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）が粗大化する。そのため、合金の強度が８００ＭＰａ未満に低下する。
時効処理後の合金中のＮｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）の好ましい体積分率は１０〜１５％である。
以上の工程により、本実施形態の低熱膨張合金が製造される。
表１に示す化学組成の供試材を準備した。
表１中の「Ｆ１」欄には、各試験番号の化学組成におけるＦ１値（＝１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ）が記載されている。
各供試材を真空中で誘導溶解し、３０ｋｇ、直径１２０ｍｍのインゴットを製造した。製造されたインゴットを１２５０〜８００℃で熱間鍛造し、厚さ２０ｍｍの板材を製造した。各板材に対して、溶体化処理を実施した。いずれの試験番号においても、溶体化処理での熱処理温度は１１００℃であり、熱処理時間は１．０ｈｒであった。
溶体化処理された各試験番号の板材に対して、時効処理を実施した。試験番号１〜３及び８〜１０の時効処理における熱処理温度は６００℃であり、処理時間は１００ｈｒであった。試験番号４〜７及び１１の時効処理における熱処理温度は６３５℃であり、処理時間は１０ｈｒであった。以上の製造工程により、板材を製造した。
［固溶Ｔｉ量、固溶Ｎｂ量の測定試験］
三次元アトムプローブ法により、各試験番号の板材中の固溶Ｎｉ、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量を求めた。具体的には、各試験番号の板材から０．２ｍｍ×０．２ｍｍ×１０ｍｍの柱状試料を採取した。柱状試料に対して電解研磨を実施し、柱状試料を針状とした。
三次元アトムプローブ法により、各試験番号の板材中の固溶Ｎｉ、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量を求めた。具体的には、各試験番号の板材から０．２ｍｍ×０．２ｍｍ×１０ｍｍの柱状試料を採取した。柱状試料に対して電解研磨を実施し、柱状試料を針状とした。
針状部分に対して三次元アトムプローブ測定を実施して、固溶Ｎｉ、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量をそれぞれ求めた。具体的には、Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔｉ）以外の部分での、Ｎｉ，Ｎｂ、Ｔｉの原子数濃度から、固溶量を算出した。
［熱膨張係数測定試験］
上記板材から直径３ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片を作製した。試験片を用いて、熱膨張係数を求めた。具体的には、水平示差検出方式の測定装置を用いて、３０〜１００℃の平均熱膨張係数を求めた。
上記板材から直径３ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片を作製した。試験片を用いて、熱膨張係数を求めた。具体的には、水平示差検出方式の測定装置を用いて、３０〜１００℃の平均熱膨張係数を求めた。
[ヤング率測定試験]
上記板材から長さ６０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍの試験片を作製した。試験片を用いてヤング率を求めた。具体的には、横共振法の測定装置を用いて、ヤング率を求めた。
［引張試験］
上記板材から６丸引張試験片を作製した。作製された引張試験片に歪ゲージを貼り付けた。その後、引張試験片を用いて、常温、大気中にて引張試験を実施し、応力−歪曲線を得た。得られた応力−歪曲線を用いて、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
上記板材から長さ６０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍの試験片を作製した。試験片を用いてヤング率を求めた。具体的には、横共振法の測定装置を用いて、ヤング率を求めた。
［引張試験］
上記板材から６丸引張試験片を作製した。作製された引張試験片に歪ゲージを貼り付けた。その後、引張試験片を用いて、常温、大気中にて引張試験を実施し、応力−歪曲線を得た。得られた応力−歪曲線を用いて、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
［試験結果］
試験結果を表２に示す。
試験結果を表２に示す。
表２を参照して、試験番号１〜試験番号７の化学組成は適切であり、Ｆ１値は適切であった。さらに、時効処理条件も適切であった。そのため、固溶Ｎｉ、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量は適切であった。その結果、これらの試験番号の引張強度は８００ＭＰａ以上であり、ヤング率は１５０ＧＰａ以上であった。さらに、３０〜１００℃での熱膨張係数は４．０×１０-6／℃以下であった。
一方、試験番号８のＮｉ含有量は高すぎた。そのため、固溶Ｎｉ量が４０．０％を超え、熱膨張係数が４．０×１０-6／℃を超え、高かった。
試験番号９のＮｉ含有量は低すぎた。そのため、固溶Ｎｉ量が３４．０％未満となり、熱膨張係数が４．０×１０-6／℃を超え、高かった。
試験番号１０の化学組成は適切であったものの、Ｆ１値が３．０未満であり、式（１）を満たさなかった。そのため、引張強度が８００ＭＰａ未満となり、ヤング率が１５０ＧＰａ未満であった。
試験番号１１の化学組成は適切であったものの、Ｆ１値が７．０を超え、式（１）を満たさなかった。そのため、熱膨張係数が４．０×１０-6／℃を超え、高かった。
試験番号１２は、従来のインバー合金の化学組成に相当し、Ｎｉ含有量が低く、Ｔｉ及びＮｂを含有しなかった。そのため、引張強度が８００ＭＰａ未満であり、ヤング率も１５０ＧＰａ未満であった。
試験番号１の化学組成を有する供試材を真空中で誘導溶解し、３０ｋｇ、直径１２０ｍｍのインゴットを複数製造した。製造されたインゴットを１２５０〜８００℃で熱間鍛造し、厚さ２０ｍｍの板材を製造した。各板材に対して、溶体化処理を実施した。いずれの試験番号においても、溶体化処理での熱処理温度は１１００℃であり、熱処理時間は１．０ｈｒであった。
溶体化処理後の板材に対して、表３に示す条件（熱処理温度及び処理時間）にて、時効処理を実施した。以上の製造工程により、板材を製造した。
製造された板材を用いて、実施例１と同様に、固溶Ｎｉ量、固溶Ｔｉ量、固溶Ｎｂ量、引張強度（ＭＰａ）、ヤング率（ＧＰａ）及び熱膨張係数（／℃）を求めた。
［試験結果］
試験結果を表３に示す。試験番号２１及び２２の化学組成は適切であり、Ｆ１値も式（１）を満たした。さらに、時効処理での熱処理温度及び処理時間も適切であった。そのため、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量はいずれも１．０％以下であった。その結果、引張強度は８００ＭＰａ以上であり、ヤング率は１５０ＧＰａ以上であった。さらに、３０〜１００℃での熱膨張係数は４．０×１０-6／℃以下であった。
試験結果を表３に示す。試験番号２１及び２２の化学組成は適切であり、Ｆ１値も式（１）を満たした。さらに、時効処理での熱処理温度及び処理時間も適切であった。そのため、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量はいずれも１．０％以下であった。その結果、引張強度は８００ＭＰａ以上であり、ヤング率は１５０ＧＰａ以上であった。さらに、３０〜１００℃での熱膨張係数は４．０×１０-6／℃以下であった。
一方、試験番号２３では、時効処理の処理時間が短すぎた。そのため、固溶Ｎｂ量が１．０％を超えた。その結果、熱膨張係数が４．０×１０-6／℃よりも高かった。さらに、引張強度も８００ＭＰａ未満であった。
試験番号２４では、時効処理の熱処理温度が低すぎた。そのため、固溶Ｔｉ量及び固溶Ｎｂ量が１．０％を超えた。その結果、熱膨張係数が４．０×１０-6／℃よりも高かった。さらに、引張強度も８００ＭＰａ未満であった。
試験番号２５では、時効処理での熱処理温度が高すぎた。そのため、強度が８００ＭＰａ未満であった。試験番号２６では、時効処理での処理時間が長すぎた。そのため、強度が８００ＭＰａ未満と低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 低熱膨張合金であって、
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１４％、
Ｎｉ：３７．５〜４３．５％、
Ｔｉ：０．５〜３．６％、及び、
Ｎｂ：１．６〜７．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
８００ＭＰａ以上の引張強度を有し、
前記低熱膨張合金中の固溶Ｎｉ量は３４．０〜４０．０％であり、固溶Ｔｉ量は１．０％以下であり、固溶Ｎｂ量は１．０％以下である、低熱膨張合金。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載の低熱膨張合金であってさらに、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で１％以下含有する、低熱膨張合金。 - 質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１４％、
Ｎｉ：３７．５〜４３．５％、
Ｔｉ：０．５〜３．６％、及び、
Ｎｂ：１．６〜７．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
熱間加工後に溶体化処理され、さらに、５２０〜６５０℃で１０〜１００時間時効処理されて製造される、低熱膨張合金。
３．０≦１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ≦７．０ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
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