JP2017171969A - 低熱膨張合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】低い熱膨張係数と、高いヤング率及び高い引張強度を有する低熱膨脹合金を提供する。【解決手段】本実施形態による低熱膨張合金は、質量％で、Ｃ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：３６．０〜４３．０％、Ｔｉ：３．０〜１０．０％、Ｓｉ：０．５％以下及びＡｌ：０．１％以下からなる群から選択される１種以上、及び、Ｎｂ：０〜５．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。固溶Ｎｉ含有量は質量％で３３．０〜４１．０％であり、式（１）を満たす。組織中のＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）ここで、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。【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（商標）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。インバー合金は、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利用される。
しかしながら、インバー合金では、熱膨張係数が小さい反面、ヤング率は１４０ＧＰａ程度であり、一般的な鋼の２／３程度と低い。したがって、剛性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に記載された鋳鉄の化学組成は、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。この文献では、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。
特開平０１−３０６５４１号公報（特許文献２）は、引張強さが高い低熱膨張性合金を提案する。特許文献２に記載された合金の化学組成は、重量％で、Ｎｉ：２９％以上３４％未満、Ｃｏ：１６％を超え２１％以下（ただし、Ｎｉ＋Ｃｏ：５０％以下）、Ｍｏ：０．５％以上３．０％以下、Ｔｉ：０．８％以上３．０％以下、Ａｌ：０．２％以上１．５％以下、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下並びに残部Ｆｅおよび不純物である。この文献では、合金に対して固溶化熱処理及び時効処理を施す。これにより、合金の引張強さが高まる、と特許文献２には記載されている。
E.A.Owen,E.L.Yates,and A.H.Sully:Proc.Phys.Soc.49,323(1937)
Samsonov G.V.,Timofeeva I.I.:X-ray diffraction study of dynamic characteristics of crystal lattices of some interstitial phases. Dopovidi Akademii Nauk Ukrains’koi RSR, Seriya A: Fiziko-Tekhnichni ta Matematichni Nauki (1970) 831-833 (in Ukrainian)
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。特許文献２に開示された低熱膨張性合金では、固溶強化及び時効硬化により引張強さを高める。しかしながら、ヤング率向上が望めず、熱膨張係数が高くなる場合がある。
本発明の目的は、低い熱膨張係数と、高いヤング率及び高い引張強度を有する低熱膨脹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：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：３６．０〜４３．０％、Ｔｉ：３．０〜１０．０％、Ｓｉ：０．５％以下及びＡｌ：０．１％以下からなる群から選択される１種以上、及び、Ｎｂ：０〜５．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。固溶Ｎｉ含有量は質量％で３３．０〜４１．０％であり、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量は式（１）を満たす。組織中のＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」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、高いヤング率及び高い引張強度を有する。
本発明者らは、低熱膨脹合金の熱膨張係数、ヤング率及び引張強度について調査、検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
（１）低熱膨脹合金の母相の固溶Ｎｉ含有量を、インバー合金のＮｉ含有量である３６％に近づければ、熱膨張係数が低くなる。具体的には、固溶Ｎｉ含有量を質量％で３３．０〜４１．０％にすれば、熱膨張係数を低く抑えることができる。
（２）鋼中にＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ（以下、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを「特定炭化物」という場合がある。）を生成して、ヤング率を高める。具体的には、Ｃを０．４〜１．５％、Ｔｉを３．０〜１０．０％、Ｎｂを０〜５．０％含有して、鋼中にＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを晶出させれば、高いヤング率が得られる。なお、Ｎｂが含有されない場合、ＴｉＣが生成し、Ｎｂを含有した場合、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが生成する。
（３）鋼中にＮｉ3Ｔｉ又はＮｉ3（Ｔｉ，Ｎｂ）の金属間化合物（以下、Ｎｉ3Ｔｉ及びＮｉ3（Ｔｉ，Ｎｂ）を「特定金属間化合物」という場合がある。）を析出して、引張強度を高める。
鋼中の固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量が式（１）を満たせば、適切な量の特定金属間化合物が得られ、その結果、高い引張強度が得られる。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による低熱膨張合金は、質量％で、Ｃ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：３６．０〜４３．０％、Ｔｉ：３．０〜１０．０％、Ｓｉ：０．５％以下及びＡｌ：０．１％以下からなる群から選択される１種以上、及び、Ｎｂ：０〜５．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。固溶Ｎｉ含有量は質量％で３３．０〜４１．０％であり、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量は式（１）を満たす。組織中のＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
上記低熱膨脹合金は、Ｎｂ：１．０〜５．０％を含有してもよい。
以下、本実施形態による低熱膨張合金について詳述する。
［化学組成］
本実施形態の低熱膨張合金の化学組成は、次の元素を含有する。以下、化学組成における「％」は、質量％を意味する。
本実施形態の低熱膨張合金の化学組成は、次の元素を含有する。以下、化学組成における「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．４〜１．５％
炭素（Ｃ）は、チタン（Ｔｉ）と結合してＴｉＣを形成する。また、Ｃは、Ｔｉ及びＮｂと結合して（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを形成する。ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃのヤング率は高く、さらに、熱膨張係数は低い。したがって、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃは合金の熱膨張係数の上昇を抑えつつ、ヤング率を高める。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、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが過剰に生成する。ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが過剰に生成した場合、応力集中により合金の強度が低下する。過剰なＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃはさらに、合金の鋳造性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４〜１．５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、より好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．４％であり、より好ましくは１．３％であり、さらに好ましくは１．２％である。
炭素（Ｃ）は、チタン（Ｔｉ）と結合してＴｉＣを形成する。また、Ｃは、Ｔｉ及びＮｂと結合して（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを形成する。ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃのヤング率は高く、さらに、熱膨張係数は低い。したがって、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃは合金の熱膨張係数の上昇を抑えつつ、ヤング率を高める。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、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが過剰に生成する。ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが過剰に生成した場合、応力集中により合金の強度が低下する。過剰なＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃはさらに、合金の鋳造性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４〜１．５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、より好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．４％であり、より好ましくは１．３％であり、さらに好ましくは１．２％である。
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）はＳと結合し、鋼の熱間加工性を高める。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、より好ましくは０．０８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、より好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．２％である。
マンガン（Ｍｎ）はＳと結合し、鋼の熱間加工性を高める。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、より好ましくは０．０８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、より好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．２％である。
Ｎｉ：３６．０〜４３．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、合金の自発体積磁歪を高め、その結果、熱膨張係数を低下する。Ｎｉはさらに、Ｔｉと結合してＮｉ3Ｔｉを形成し、合金の強度を高める。Ｎｉはまた、Ｔｉ及びＮｂと結合してＮｉ3（Ｔｉ，Ｎｂ）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３６．０〜４３．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３６．５％であり、より好ましくは３７．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４２．０％であり、より好ましくは４１．５％であり、さらに好ましくは４１．０％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、熱膨張係数を低下する。Ｎｉはさらに、Ｔｉと結合してＮｉ3Ｔｉを形成し、合金の強度を高める。Ｎｉはまた、Ｔｉ及びＮｂと結合してＮｉ3（Ｔｉ，Ｎｂ）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３６．０〜４３．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３６．５％であり、より好ましくは３７．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４２．０％であり、より好ましくは４１．５％であり、さらに好ましくは４１．０％である。
Ｔｉ：３．０〜１０．０％
チタン（Ｔｉ）はＣと結合してＴｉＣを形成する。ＴｉＣのヤング率は高く、さらに、熱膨張係数は低い。したがって、ＴｉＣは合金の熱膨張係数の上昇を抑えつつ、ヤング率を高める。Ｔｉはさらに、Ｎｉと結合してＮｉ3Ｔｉを形成する。Ｎｉ3Ｔｉは合金の引張強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、ＴｉＣが十分に晶出せず、またＮｉ3Ｔｉが十分に析出しないため、これらの効果が有効に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、過剰に析出したＮｉ3Ｔｉが熱膨張することにより熱膨張係数が増大する。したがって、Ｔｉ含有量は３．０〜１０．０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は３．５％であり、より好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは４．５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は９．０％であり、より好ましくは８．０％であり、さらに好ましくは７．０％である。
チタン（Ｔｉ）はＣと結合してＴｉＣを形成する。ＴｉＣのヤング率は高く、さらに、熱膨張係数は低い。したがって、ＴｉＣは合金の熱膨張係数の上昇を抑えつつ、ヤング率を高める。Ｔｉはさらに、Ｎｉと結合してＮｉ3Ｔｉを形成する。Ｎｉ3Ｔｉは合金の引張強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、ＴｉＣが十分に晶出せず、またＮｉ3Ｔｉが十分に析出しないため、これらの効果が有効に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、過剰に析出したＮｉ3Ｔｉが熱膨張することにより熱膨張係数が増大する。したがって、Ｔｉ含有量は３．０〜１０．０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は３．５％であり、より好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは４．５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は９．０％であり、より好ましくは８．０％であり、さらに好ましくは７．０％である。
低熱膨張合金はさらに、Ｓｉ及びＡｌからなる群から選択される１種以上を含有する。
Ｓｉ：０．５％以下
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、自発体積磁歪が減少し、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３％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。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、自発体積磁歪が減少し、合金の熱膨張係数が高まる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．２％である。
Ａｌ：０．１％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、合金の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０．１％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５％である。本実施形態において、Ａｌ含有量とは、全Ａｌの含有量である。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、合金の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０．１％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５％である。本実施形態において、Ａｌ含有量とは、全Ａｌの含有量である。
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、又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）である。
本実施形態の低熱膨張合金はさらに、Ｎｂを含有してもよい。
Ｎｂ：０〜５．０％
Ｎｂは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＴｉと同様の作用を有する。具体的には、Ｎｂは、Ｔｉと置換し、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを形成する。（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃのヤング率は高く、熱膨張係数は低い。したがって、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃは合金の熱膨張係数の上昇を抑えつつ、ヤング率を高める。Ｎｂはさらに、時効処理後にＮｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）として母相に均一微細に析出し、引張強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが生成して熱間加工性が低下したり、粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃへの応力集中により強度が低下したりする。したがって、Ｎｂ含有量は０〜５．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は１．０％であり、さらに好ましくは２．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
Ｎｂは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＴｉと同様の作用を有する。具体的には、Ｎｂは、Ｔｉと置換し、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃを形成する。（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃのヤング率は高く、熱膨張係数は低い。したがって、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃは合金の熱膨張係数の上昇を抑えつつ、ヤング率を高める。Ｎｂはさらに、時効処理後にＮｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）として母相に均一微細に析出し、引張強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが生成して熱間加工性が低下したり、粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃへの応力集中により強度が低下したりする。したがって、Ｎｂ含有量は０〜５．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は１．０％であり、さらに好ましくは２．０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
［組織］
本実施形態の低熱膨張合金の組織はマトリクス（母相）と、炭化物及び析出物とからなる。マトリクスはオーステナイト単相である。炭化物は、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃである。析出物は、Ｎｉ3Ｔｉ及びＮｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）である。Ｎｂが含有されない場合、ＴｉＣが晶出し、Ｎｉ3Ｔｉが析出する。Ｎｂが含有される場合、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが晶出し、Ｎｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）が析出する。（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃは、ＴｉＣを構成するＴｉの一部がＮｂで置換された炭化物である。Ｎｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）は、Ｎｉ3Ｔｉを構成するＴｉの一部がＮｂで置換された金属間化合物である。
本実施形態の低熱膨張合金の組織はマトリクス（母相）と、炭化物及び析出物とからなる。マトリクスはオーステナイト単相である。炭化物は、ＴｉＣ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃである。析出物は、Ｎｉ3Ｔｉ及びＮｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）である。Ｎｂが含有されない場合、ＴｉＣが晶出し、Ｎｉ3Ｔｉが析出する。Ｎｂが含有される場合、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが晶出し、Ｎｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）が析出する。（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃは、ＴｉＣを構成するＴｉの一部がＮｂで置換された炭化物である。Ｎｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）は、Ｎｉ3Ｔｉを構成するＴｉの一部がＮｂで置換された金属間化合物である。
［ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率］
ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率が４．０％未満であれば、熱膨張係数が上昇し、ヤング率が低下する。一方、ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率が１２．０％を超えれば、ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが粗大になり、応力集中により合金の強度が低下する。したがって、ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率の好ましい下限は４．５％であり、より好ましくは５．０％である。ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率の好ましい上限は１０．０％であり、より好ましくは９．０％である。
ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率が４．０％未満であれば、熱膨張係数が上昇し、ヤング率が低下する。一方、ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率が１２．０％を超えれば、ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃが粗大になり、応力集中により合金の強度が低下する。したがって、ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は４．０〜１２．０％である。ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率の好ましい下限は４．５％であり、より好ましくは５．０％である。ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率の好ましい上限は１０．０％であり、より好ましくは９．０％である。
ＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率は次の方法で測定される。本実施形態の低熱膨張合金材の任意部分から試験材を採取する。１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン、１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール）を用いて試験材を電解する。電解時の電流値は、２０ｍＡ／ｃｍ2とする。電解液を２００ｎｍのフィルターでろ過して残渣の質量を測定する。
電解前の試験材の質量と電解後の試験材の質量から電解量を求める。Ｎｂが含有されない場合、残渣は全てＴｉＣであると仮定し、電解量と残渣の質量とから、ＴｉＣのモル分率を算出する。
求めたモル分率を用い、マトリクスの格子定数と、ＴｉＣの格子定数とに基づいて、ＴｉＣの総体積率（ｖｏｌ％）を求める。マトリクスの格子定数は、非特許文献１のインバー合金の３．５９Åを、ＴｉＣの格子定数は、非特許文献２のＴｉＣの４．３３Åを用いる。以上の方法により、ＴｉＣの総体積率を求める。
一方、Ｎｂが含有される場合、残渣は全て（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃであると仮定する。この場合、残渣を酸分解した後、高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）測定により、残渣中のＴｉ含有量及びＮｂ含有量を求める。さらに、管状炉燃焼−電機伝導度法により残渣中のＣ含有量を求める。具体的には、管状炉内で残渣を燃焼する。燃焼ガス中の硫黄酸化物を除去した後、一定量の水酸化ナトリウム溶液に二酸化炭素を吸収させる。吸収前後の水酸化ナトリウム溶液の電気伝導度（電気伝導率）の変化に基づいて、Ｃ含有量を求める。
求めた残渣中のＴｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＣ含有量と、低熱膨張合金の化学組成に基づいて、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃのモル分率を算出する。次に、求めたモル分率を用い、マトリクスの格子定数と、特定炭化物の格子定数に基づいて、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率（ｖｏｌ％）を求める。マトリクスの格子定数は、非特許文献１のインバー合金の３．５９Åを、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの格子定数は、非特許文献２のＴｉＣの４．３３Åを用いる。（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの格子定数はＴｉＣの格子定数に近いため、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの格子定数もＴｉＣの格子定数と同じとして、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率を求める。
［固溶Ｎｉ含有量、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量］
母相（オーステナイト）中に固溶するＮｉ、Ｔｉ及びＮｂの含有量は、質量％で、それぞれ次のとおりである。
母相（オーステナイト）中に固溶するＮｉ、Ｔｉ及びＮｂの含有量は、質量％で、それぞれ次のとおりである。
固溶Ｎｉ含有量：３３．０〜４１．０％
オーステナイトに固溶するＮｉの含有量（固溶Ｎｉ含有量）が、インバー合金の化学組成中のＮｉ含有量である３６％に近ければ、合金の熱膨張係数が低くなる。固溶Ｎｉ含有量が低すぎる場合、及び、固溶Ｎｉ含有量が高すぎる場合には、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、母相中の固溶Ｎｉ含有量は３３．０〜４１．０％である。固溶Ｎｉ含有量の好ましい下限は３４．０％であり、より好ましくは３４．５％であり、さらに好ましくは３５．０％である。固溶Ｎｉ含有量の好ましい上限は４０．０％であり、より好ましくは３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％である。
オーステナイトに固溶するＮｉの含有量（固溶Ｎｉ含有量）が、インバー合金の化学組成中のＮｉ含有量である３６％に近ければ、合金の熱膨張係数が低くなる。固溶Ｎｉ含有量が低すぎる場合、及び、固溶Ｎｉ含有量が高すぎる場合には、合金の熱膨張係数が高くなる。したがって、母相中の固溶Ｎｉ含有量は３３．０〜４１．０％である。固溶Ｎｉ含有量の好ましい下限は３４．０％であり、より好ましくは３４．５％であり、さらに好ましくは３５．０％である。固溶Ｎｉ含有量の好ましい上限は４０．０％であり、より好ましくは３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％である。
固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量：式（１）を満たす含有量
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、合金中のＴｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、合金中のＴｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。
上述の通り、鋼中のＴｉの一部は、まず凝固過程で特定炭化物（ＴｉＣ又は（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ）として晶出する。特定炭化物として晶出したＴｉ以外の残りのＴｉは、オーステナイト中に固溶するか、特定金属間化合物（Ｎｉ3Ｔｉ又はＮｉ3（Ｔｉ，Ｎｂ））として析出する。本実施形態では、合金を溶体化処理して特定金属間化合物を一旦固溶させ、その後、時効処理により特定金属間化合物を再度析出させる。
特定金属間化合物が少なすぎれば、低熱膨張合金の引張強度が低くなる。一方、特定金属間化合物が多すぎれば、過剰に析出した特定金属間化合物が熱膨張するため、低熱膨張合金の熱膨張係数が高くなる。特定金属間化合物の析出量が適切であれば、低熱膨張合金の引張強度が高くなり、かつ、熱膨張係数を低く抑えることができる。
特定金属間化合物の体積率を測定することは困難である。そこで、特定炭化物、特定金属間化合物として析出したＴｉ、Ｎｂ以外の他のＴｉ、Ｎｂ、すなわち、母相に固溶したＴｉ及びＮｂの含有量（固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量）を求め、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量に基づいて、特定金属間化合物の析出量を規定する。
Ｆ１＝Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１と定義する。４７．８８はＴｉの原子量、９２．９１はＮｂの原子量、１２．０１はＣの原子量である。Ｆ１は、特定金属間化合物の析出量の指標である。上述のとおり、Ｔｉ及びＮｂは、固溶しているか、特定炭化物に含まれるか、特定金属間化合物に含まれる。したがって、合金に含有されるＴｉ含有量及びＮｂ含有量から、特定炭化物に含まれるＴｉ及びＮｂ含有量と、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量を差し引いた値が、特定金属間化合物に含まれるＴｉ含有量及びＮｂ含有量となる。Ｆ１は、特定金属間化合物に含まれるＴｉ含有量及びＮｂ含有量を意味する。
Ｆ１が０．０２２以下であれば、特定金属間化合物の析出量が不十分である。この場合、低熱膨張合金の引張強度が低くなる。一方、Ｆ１が０．０７０以上であれば、特定金属間化合物の析出量が多すぎる。この場合、低熱膨張合金の熱膨張係数が高くなる。さらに金属間化合物が粗大化しやすいため、強度が低下する。Ｆ１が０．０２２よりも高く０．０７０未満であれば、特定金属間化合物の析出量が適切であるため、低熱膨張合金の引張強度は高く、熱膨張係数は低い。Ｆ１の好ましい下限は０．０５０である。Ｆ１の好ましい上限は０．０６５である。
固溶Ｎｉ含有量、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量は次の方法で測定される。低熱膨張合金の任意の箇所から、直径１００ｎｍ以下の三次元アトムプローブ用の針状試験片を作製する。三次元アトムプローブは、試料（試験片）温度５０Ｋ、パルスフラクション２０％の条件で実施する。このときＴｉＣ、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ、及びＮｉ3Ｔｉ、Ｎｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ）以外の部分（つまり母相）での、Ｎｉ、Ｔｉ及びＮｂの原子数濃度を求める。求めた原子数濃度に基づいて、固溶Ｎｉ含有量（質量％）、固溶Ｔｉ含有量（質量％）、及び、固溶Ｎｂ含有量（質量％）を求める。
［製造方法］
上述の低熱膨張合金の製造方法の一例を説明する。本製造方法は、低熱膨張合金を溶製して所定の形状にする工程（製造工程）と、製造された低熱膨張合金に対して熱処理をする工程（熱処理工程）とを含む。熱処理工程は、低熱膨張合金に対して溶体化処理を実施する工程（溶体化処理工程）と、溶体化処理された低熱膨張合金に対して時効処理を実施する工程（時効処理工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
上述の低熱膨張合金の製造方法の一例を説明する。本製造方法は、低熱膨張合金を溶製して所定の形状にする工程（製造工程）と、製造された低熱膨張合金に対して熱処理をする工程（熱処理工程）とを含む。熱処理工程は、低熱膨張合金に対して溶体化処理を実施する工程（溶体化処理工程）と、溶体化処理された低熱膨張合金に対して時効処理を実施する工程（時効処理工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
［製造工程］
上記化学組成を有する合金を溶製する。溶製された合金を用いて、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。溶解された合金を鋳造してそのまま合金材としてもよい。
上記化学組成を有する合金を溶製する。溶製された合金を用いて、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。溶解された合金を鋳造してそのまま合金材としてもよい。
［溶体化処理工程］
製造された合金材に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理における処理温度は１０００〜１２５０℃であり、処理時間は０．５〜１０時間である。溶体化処理により、合金材中の特定金属間化合物（Ｎｉ3Ｔｉ又はＮｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ））を一旦溶解して、Ｎｉ、Ｔｉ及びＮｂをマトリクス（オーステナイト）に固溶させる。処理時間経過後、合金材を急冷（たとえば水冷）する。
製造された合金材に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理における処理温度は１０００〜１２５０℃であり、処理時間は０．５〜１０時間である。溶体化処理により、合金材中の特定金属間化合物（Ｎｉ3Ｔｉ又はＮｉ3（Ｔｉ、Ｎｂ））を一旦溶解して、Ｎｉ、Ｔｉ及びＮｂをマトリクス（オーステナイト）に固溶させる。処理時間経過後、合金材を急冷（たとえば水冷）する。
溶体化処理での処理温度が１０００℃未満であれば、特定金属間化合物が固溶しにくい。一方、処理温度が１２５０℃よりも高ければ、合金材が部分溶融しやすくなる。したがって、処理温度は１０００〜１２５０℃である。溶体化処理での処理時間が０．５時間未満であれば、特定金属間化合物が固溶しにくい。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、溶体化処理の処理時間は０．５〜１０時間である。
［時効処理工程］
溶体化処理後の合金材に対して時効処理を実施して、低熱膨張合金を製造する。時効処理での処理温度は５２０〜７５０℃であり、処理時間は１〜１００時間である。時効処理により、合金中の固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量が式（１）を満たし、低熱膨張合金中に適切な量の特定金属間化合物が析出する。さらに、マトリクス中の固溶Ｎｉ含有量が自発体積磁歪を最も発揮する３３．０〜４１．５％になる。
溶体化処理後の合金材に対して時効処理を実施して、低熱膨張合金を製造する。時効処理での処理温度は５２０〜７５０℃であり、処理時間は１〜１００時間である。時効処理により、合金中の固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量が式（１）を満たし、低熱膨張合金中に適切な量の特定金属間化合物が析出する。さらに、マトリクス中の固溶Ｎｉ含有量が自発体積磁歪を最も発揮する３３．０〜４１．５％になる。
時効処理の処理温度が５２０℃未満、又は、７５０℃を超えれば、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量が高すぎ、特定金属間化合物の析出量が不足する。この場合、低熱膨脹合金の引張強度が低下する。
時効処理の処理時間が１時間未満であれば、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量が高すぎ、特定金属間化合物の析出量が不足する。この場合、低熱膨脹合金の引張強度が低下する。一方、処理時間が１００時間よりも長ければ、生産性が低下する。
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に示す化学組成の合金を真空中で誘導溶解し、直径１２０ｍｍで３０ｋｇのインゴットを製造した。
製造されたインゴットを８００〜１２５０℃で熱間鍛造し、厚さ２０ｍｍの板材を製造した。各板材に対して、表２に示す処理温度、処理時間で溶体化処理を実施した。溶体化処理後の板材に対して表２に示す処理温度及び処理時間で時効処理を実施した。以上の工程により、供試材である板材を製造した。
［固溶Ｎｉ含有量、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量の測定試験］
各試験番号の板材から０．２ｍｍ×０．２ｍｍ×１０ｍｍの柱状試験片を採取した。柱状試験片に対して電解研磨を実施し、柱状試験片を針状とした。作製された試験片を用いて、固溶Ｎｉ含有量、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量を上述の方法で測定した。結果を表２に示す。
各試験番号の板材から０．２ｍｍ×０．２ｍｍ×１０ｍｍの柱状試験片を採取した。柱状試験片に対して電解研磨を実施し、柱状試験片を針状とした。作製された試験片を用いて、固溶Ｎｉ含有量、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量を上述の方法で測定した。結果を表２に示す。
［特定炭化物の体積率の測定試験］
上記板材から長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍの試験片を作製した。作製された試験片を用いて、特定炭化物の体積率（ｖｏｌ％）を上述の方法で測定した。結果を表２に示す。
上記板材から長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍの試験片を作製した。作製された試験片を用いて、特定炭化物の体積率（ｖｏｌ％）を上述の方法で測定した。結果を表２に示す。
［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、５℃／ｍｉｎの速度で昇温した場合の３０〜１００℃の平均熱膨張係数を求めた。結果を表２に示す。
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、５℃／ｍｉｎの速度で昇温した場合の３０〜１００℃の平均熱膨張係数を求めた。結果を表２に示す。
[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。結果を表２に示す。
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。結果を表２に示す。
［引張試験］
上記板材から、平行部の直径が６ｍｍ、平行部の長さが６５ｍｍの丸棒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。結果を表２に示す。
上記板材から、平行部の直径が６ｍｍ、平行部の長さが６５ｍｍの丸棒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。結果を表２に示す。
［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１、２、１０、１３〜１９の化学組成は適切であり、固溶Ｎｉ含有量の適切であった。さらに、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量は式（１）を満たした。その結果、これらの試験番号では、熱膨張係数は５．５×１０-6／℃以下と低く、ヤング率は１５０ＧＰａ以上であった。さらに、引張強度は１０００ＭＰａ以上であった。
表１及び表２を参照して、試験番号１、２、１０、１３〜１９の化学組成は適切であり、固溶Ｎｉ含有量の適切であった。さらに、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量は式（１）を満たした。その結果、これらの試験番号では、熱膨張係数は５．５×１０-6／℃以下と低く、ヤング率は１５０ＧＰａ以上であった。さらに、引張強度は１０００ＭＰａ以上であった。
一方、試験番号３のＣ含有量は低すぎたため、ヤング率が１５０ＧＰａ未満であった。試験番号４のＣ含有量は高すぎたため、引張強度が１０００ＭＰａ未満であった。
試験番号５では、時効処理を行わなかった。そのため、Ｆ１が低すぎた。そのため、引張強度は１０００ＭＰａ未満であった。
試験番号６では、Ｆ１が高すぎた。そのため、熱膨張係数が５．５×１０-6／℃を超えた。さらに、引張強度が１０００ＭＰａ未満であった。
試験番号７では、Ｎｉ含有量及び固溶Ｎｉ含有量が高すぎた。そのため、試験番号７の合金の熱膨張係数は５．５×１０-6／℃を超えた。試験番号８では、Ｎｉ含有量及び固溶Ｎｉ含有量が低すぎた。そのため、試験番号８の合金の熱膨張係数は５．５×１０-6／℃を超えた。
試験番号９では、時効処理を実施せず、かつ、固溶Ｎｉ含有量が高すぎた。さらに、Ｆ１が低すぎた。そのため、引張強度は１０００ＭＰａ未満であり、熱膨張係数は５．５×１０-6／℃を超えた。
試験番号１１では、時効処理での処理温度が高すぎた。そのため、固溶Ｎｉ含有量が高すぎ、Ｆ１が低すぎた。その結果、熱膨張係数は５．５×１０-6／℃を超え、引張強度が１０００ＭＰａ未満であった。
試験番号１２では、時効処理での処理温度が低すぎた。そのため、固溶Ｎｉ含有量が高すぎ、Ｆ１が低すぎた。その結果、熱膨張係数は５．５×１０-6／℃を超え、引張強度が１０００ＭＰａ未満であった。
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 (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．４〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
Ｎｉ：３６．０〜４３．０％、
Ｔｉ：３．０〜１０．０％、
Ｓｉ：０．５％以下及びＡｌ：０．１％以下からなる群から選択される１種以上、及び、
Ｎｂ：０〜５．０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
固溶Ｎｉ含有量は質量％で３３．０〜４１．０％であり、固溶Ｔｉ含有量及び固溶Ｎｂ含有量は式（１）を満たし、
組織中のＴｉＣ又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの総体積率が４．０〜１２．０％である、低熱膨張合金。
０．０２２＜Ｔｉ／４７．８８＋Ｎｂ／９２．９１−Ｃ／１２．０１−［Ｔｉ］／４７．８８−［Ｎｂ］／９２．９１＜０．０７０・・・（１）
ここで、式（１）中のＴｉ、Ｃ及びＮｂには、Ｔｉ、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）が代入される。［Ｔｉ］、［Ｎｂ］には、固溶Ｔｉ含有量、固溶Ｎｂ含有量（質量％）が代入される。Ｎｂが含有されない場合、式（１）中のＮｂ及び［Ｎｂ］には「０」が代入される。 - 請求項１に記載の低熱膨脹合金であって、
Ｎｂ：１．０〜５．０％を含有する、低熱膨張合金。
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