JP5008969B2 - 液相拡散接合用合金 - Google Patents
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Description
本発明は、金属材料を液相拡散接合する際に使用される液相拡散接合用合金に関し、特に、炭素鋼、ステンレス鋼及び耐熱鋼等により形成された各種部品及び構造物の接合に好適な液相拡散接合用合金に関する。
液相拡散接合は、被接合材（母材）間に、被接合材よりも融点が低い箔状若しくは粉末状の金属材料、又はめっき層（以下、これらを総称してインサートメタルという。）を介在させた後、この部分をインサートメタルの液相線温度の直上の温度まで加熱昇温してインサートメタルを溶融し、更に等温凝固させることにより、被接合材同士を接合する方法である。
従来、接合部の特性の向上を目的として、種々の液相拡散接合用インサートメタルが提案されている（例えば、特許文献１〜７参照）。例えば、特許文献1には、箔の形で利用でき、均質でかつ延性に富み、オーステナイト系ステンレス鋼の接合に有用なフィラーメタルが開示されている。この特許文献１に記載の拡散接合用フィラーメタルは、原子％で、Ｃｒ：１６〜２８％、Ｎｉ：６〜２２％、Ｂ：５〜２２％、Ｓｉ：０〜１２％、Ｃ：０〜１７％、Ｍｏ：０〜２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成としている。
特許文献２には、酸化雰囲気中における液相拡散接合を可能にするために、Ｖを添加したＮｉ基接合用合金箔が開示されている。この特許文献２に記載の合金箔は、原子％で、Ｂ：０．５％以上１０％未満、Ｓｉ：１５．０〜３０．０％及びＶ：０．１〜２０．０％を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなる組成としており、更に付加的にＣｒ：０．１〜２０．０％、Ｆｅ：０．１〜２０．０％及びＭｏ：０．１〜２０．０％、又はＷ：０．１〜１０．０％及びＣｏ：０．１〜１０．０％を添加している。この特許文献２には、Ｃｒ、Ｆｅ及びＭｏは、被接合金属とインサートメタルとの機械的特性の差を減少させるために添加するものであって、これらの含有量は被接合材の合金成分に見合った範囲で設定すること、また、Ｗ及びＣｏは、金属間化合物又は炭化物として析出させることにより接合部の強度を上げるために添加することが記載されている。
特許文献３には、炭素鋼からなる鋼管、鉄筋及び厚板等の鋼材で代表されるＦｅ基材料を対象として、酸化性雰囲気中でかつ低温度でかつ短時間での接合を可能とした拡散接合用合金箔が開示されている。具体的には、特許文献３に記載の液相拡散接合用合金箔においては、原子％で、Ｐ：１．０〜２０．０％、Ｓｉ：１．０〜１０．０％、Ｖ：０．１〜２０．０％、Ｂ：１．０〜２０．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成としており、更に付加的に、Ｃｒ：０．１〜２０．０％、Ｎｉ：０．１〜１５．０％及びＣｏ：０．１〜１５．０％のうちの１種又は２種以上の元素、又は、Ｗ：０．１〜１０．０％、Ｎｂ：０．１〜１０．０％及びＴｉ：０．１〜１０．０％のうちの１種又は２種以上の元素を添加している。また、特許文献３には、これらの任意元素のうち、Ｎｉは耐食性及び耐酸化性を高める効果があり、Ｗ、Ｎｂ及びＴｉは接合部の強度を高める効果があると記載されている。
特許文献４には、耐熱鋼及び耐熱合金鋼を酸化性雰囲気中で液相拡散接合し、信頼性が高く、耐熱特性に優れた接合継手を実現するための合金箔が開示されている。具体的には、この特許文献４に記載の耐熱材料用液相拡散接合合金箔は、Ｎｉ基合金であり、質量％で、Ｓｉ：６．０〜１５．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３０％、Ｍｏ：０．１〜５．０％、Ｖ：０．５〜１０．０％、Ｎｂ：０．０２〜１．０％、Ｗ：０．１０〜５．０％、Ｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．５０〜２０．０％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成としている。この液相拡散接合合金箔では、Ｃｒ及びＭｏは継手の耐食性を向上させるために添加し、Ｗは固溶強化によって高温クリープ強度を高めるために添加している。特に、Ｗは、高クリープ強度を有する耐熱鋼と液相拡散接合合金箔との機械的特性を一致させるために添加されている。
特許文献５には、接合強度改善を目的として、より低温での接合を可能にした低融点液相拡散接合合金が開示されている。具体的には、特許文献５に記載の鉄系低融点接合用合金は、原子％で、Ｂ：６〜１４％、Ｓｉ：２〜３．５％、Ｃ：０．２〜４％及びＰ：１〜２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成で、融点が１１００℃以下である接合用合金であり、さらに付加的にＮｉ：０．１〜２０％、Ｃｒ：０．１〜２０％及び／又はＶ：０．１〜１０％が添加されている。
特許文献６には、接合強度改善を目的として、接合層の材質を改善すると共に、より低温での接合を可能にした液相拡散接合合金が開示されている。具体的には、特許文献６に記載の鉄系低融点接合用合金は、原子％で、Ｂ：６〜１４％、Ｓｉ：２％未満、Ｃ：２〜６％及びＰ：１〜２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成で、融点が１１００℃以下である接合用合金であり、さらに付加的にＮｉ：０．１〜２０％、Ｃｒ：０．１〜２０％及び／又はＶ：０．１〜１０％が添加されている。
特許文献７には、接合後の接合層の材質を改善できる液相拡散接用合金が開示されている。具体的には、特許文献７に記載の鉄系接合用合金は、原子％で、Ｂ：６〜１４％及びＰ：１〜２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成であり、さらに付加的に、Ｓｉ：２％未満、Ｃ：２％未満、Ｎｉ：０．１〜２０％、Ｃｒ：０．１〜２０％及びＶ：０．１〜１０％のうち少なくとも１種の元素を添加している。
また、特許文献５〜７には、Ｎｉは低融点化に効果があるが、その含有量が２０原子％を超えると、その効果が得られなくなることが記載されている。
このように、従来の液相拡散接合用合金には、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｆｅ及びＭｏが添加されている。これは、従来、液相拡散接合により鋼材等を接合する場合、インサートメタルと被接合材との機械的特性の差を少なくする上では、インサートメタルの組成を鋼種の成分に近づけることが重要であると考えられていたためである。また、従来の液相拡散接合用合金では、強度改善のため、インサートメタル中にＷ、Ｃｏ、Ｍｎ及び／又はＴｉを添加している。更に、Ｆｅ基接合箔に関しては、１１００℃以下の低融点化を達成するため、Ｐを積極的に添加している。
しかしながら、前述したＮｉ基接合箔又はＦｅ基接合箔等の従来の液相拡散接合用合金における技術思想は、被接合材に合わせた成分を添加することによって接合強度を確保することが主であったため、被接合材を形成する合金の種類毎に使用する接合箔を変えなければならないという問題点がある。例えば、Ｎｉ系合金からなる耐熱合金材の接合にはＮｉ基接合箔を使用しており、Ｆｅ系合金からなる鋼材の接合には、Ｎｉ基接合箔も使用可能ではあるが、一般にはＦｅ基合金箔が推奨されている。更に、従来の液相拡散接合用合金においては、低融点化のためにＰを添加することもあるが、Ｐは使用条件によっては鋼材にとっては必ずしも好適ではないという問題点もある。
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、Ｎｉ系合金からなる耐熱合金材及びＦｅ系合金からなる鋼材のいずれも接合可能であり、十分な接合強度が得られ、かつ低融点の液相拡散接用合金を提供することを目的とする。
本願第１発明に係る液相拡散接合用合金は、原子％で、Ｎｉ：２２％を超え６０％以下、Ｂ：１２〜１８％及びＣ：０．０１〜４％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
本願第２発明に係る液相拡散接合用合金は、原子％で、Ｎｉ：２２％を超え６０％以下、Ｂ：７〜１８％及びＣ：４％を超え１１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
本願第１及び第２発明においては、主要元素であるＮｉの含有量を適正化し、相対的にもう１つの主要元素であるＦｅの含有量を適正化しているため、被接合材がＦｅ系合金材及びＮｉ系合金材のいずれであっても、液相拡散接合することが可能となり、実用上の扱い易さが格段に向上する。また、Ｂ含有量及びＣ含有量を適正化することにより、低融点化しているため、接合の際の加熱温度を低く抑えることができる。これにより、被接合材における結晶粒の粗大化等の組織的劣化が抑制され、接合強度が向上する。
これらの液相拡散接合用合金は、更に、原子％で、Ｓｉ：０．０１％以上１％未満を含有することができる。これにより、接合用合金をより低融点化することができる。
また、前述した本願第１及び第２発明の液相拡散接合用合金は、融点が１０３０〜１１００℃であり、かつ接合部の強度と被接合材の強度との比（接合部強度／被接合材強度）が１．００以上であることが好ましい。
更に、前述した本願第１及び第２発明の液相拡散接合用合金は、原子％で、Ｗ及びＭｏからなる群から選択された少なくとも１種の元素を、合計で０．１〜５％含有することもできる。これにより、接合用合金をより低融点化することができると共に、不活性雰囲気のみならず、酸化性雰囲気中での接合も可能になる。
更にまた、原子％で、Ｃｒ：０．１〜２０％を含有していてもよい。これにより、融点を上昇させずに、耐食性及び耐酸化性を向上させることができる。
更にまた、原子％で、Ｖ：０．１〜１０％を添加することもできる。被接合材表面に形成された酸化膜を溶融させ、酸化性雰囲気中での接合を可能にすることができる。
本発明によれば、Ｎｉ、Ｂ及びＣ含有量を適正化し、これによりＦｅの含有量も適正化しているため、低融点化を実現することができると共に、被接合材がＮｉ系合金材及びＦｅ系合金材のいずれであっても液相拡散接合することが可能となり、更に十分な接合強度を得ることができる。
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。なお、以下の説明においては、合金組成における原子％は単に％と記載する。
本発明者は、炭素鋼材及びステンレス鋼材等のＦｅ系合金材、並びに耐熱合金材等のＮｉ系合金材を、被接合材として使用して液相拡散接合による実験を繰り返した中で、液相拡散接合用合金であるインサートメタルの組成を所定の範囲に規定することによって、Ｆｅ系合金材及びＮｉ系合金材の両者の接合に適用が可能となることを見出し、本発明を完成させるに至った。
本発明の液相拡散接合用合金の最も特徴とするところは、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量を限定的な狭い範囲に規定すると共に、Ｆｅ及びＮｉの含有量を所定の範囲に規定していることであり、これにより、液相拡散接合用合金を低融点化することができる。また、本発明者は、更なる低融点化を狙って、これらの組成に加える２０種類の添加元素の探索を実施し、Ｗ及びＭｏが合金の固相線温度（融点）、並びに液相線温度を大きく低下させる効果があることを見出した。特に、Ｗは、液相線温度を著しく低下させて液相線温度と固相線温度との差を低下させる効果があり、接合の際の加熱温度の更なる低下を可能にする。更に、本発明者は、Ｗ及び／又はＭｏを添加することによって、不活性雰囲気中のみならず、酸化性雰囲気中での接合も可能となることを見出した。
先ず、本発明の第１の実施形態に係る液相拡散接合用合金（以下、単に接合用合金という。）について説明する。本実施形態の接合用合金は、Ｎｉ：２２％を超え６０％以下、Ｂ：１２〜１８％及びＣ：０．０１〜４％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するものである。以下、本実施形態の接合用合金における各成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。
Ｎｉ：２２％を超え６０％以下
Ｎｉは、Ｆｅと同様に本発明の接合用合金の主要元素の１つである。しかしながら、Ｎｉ含有量が２２％以下の場合、低融点化が不十分になると共に、被接合材としてＮｉ系合金材を使用したときの接合強度が十分でなくなる。一方、Ｎｉ含有量が６０％を超えると、相対的にＦｅの含有量を低減しなくてはならなくなるため、Ｆｅ系合金からなる被接合材を接合したときの接合強度が低下してしまう。よって、Ｎｉは２２％超え６０％以下の割合で含有させる。なお、Ｎｉ含有量は３０〜５０％とすることが好ましく、これにより、被接合材がＦｅ系合金材及びＮｉ系合金材のいずれの場合においても、接合強度を更に向上させることができる。
Ｎｉは、Ｆｅと同様に本発明の接合用合金の主要元素の１つである。しかしながら、Ｎｉ含有量が２２％以下の場合、低融点化が不十分になると共に、被接合材としてＮｉ系合金材を使用したときの接合強度が十分でなくなる。一方、Ｎｉ含有量が６０％を超えると、相対的にＦｅの含有量を低減しなくてはならなくなるため、Ｆｅ系合金からなる被接合材を接合したときの接合強度が低下してしまう。よって、Ｎｉは２２％超え６０％以下の割合で含有させる。なお、Ｎｉ含有量は３０〜５０％とすることが好ましく、これにより、被接合材がＦｅ系合金材及びＮｉ系合金材のいずれの場合においても、接合強度を更に向上させることができる。
Ｂ：１２〜１８％
Ｂは、液相拡散接合の際に接合用合金から被接合材に拡散して等温凝固を生じさせる効果があり、本発明の接合用合金において重要な元素である。Ｂは、その含有量を特定の狭い範囲に限定し、更にＦｅ及びＮｉ等の本発明の接合用合金における主要元素と組み合わせることによって、その優れた効果が発現される。具体的には、Ｂ含有量が１２％未満の場合、Ｆｅ及びＮｉを上述の範囲に規定しても十分な低融点化が達成されず、一部の鋼種の接合は可能であるものの、その他のＦｅ系合金材及びＮｉ系合金材へは適用することができない。その結果、「Ｎｉ系合金材及びＦｅ系合金材のいずれも接合可能にする」という本発明の課題を解決することができなくなる。一方、Ｂ含有量が１８％を超えると、融点が上昇すると共に、等温凝固におけるＢの拡散に時間を要するため、長時間の加熱が必要となり、被接合材の強度劣化が生じ易くなる。よって、Ｂは１２〜１８％割合で含有させる。
Ｂは、液相拡散接合の際に接合用合金から被接合材に拡散して等温凝固を生じさせる効果があり、本発明の接合用合金において重要な元素である。Ｂは、その含有量を特定の狭い範囲に限定し、更にＦｅ及びＮｉ等の本発明の接合用合金における主要元素と組み合わせることによって、その優れた効果が発現される。具体的には、Ｂ含有量が１２％未満の場合、Ｆｅ及びＮｉを上述の範囲に規定しても十分な低融点化が達成されず、一部の鋼種の接合は可能であるものの、その他のＦｅ系合金材及びＮｉ系合金材へは適用することができない。その結果、「Ｎｉ系合金材及びＦｅ系合金材のいずれも接合可能にする」という本発明の課題を解決することができなくなる。一方、Ｂ含有量が１８％を超えると、融点が上昇すると共に、等温凝固におけるＢの拡散に時間を要するため、長時間の加熱が必要となり、被接合材の強度劣化が生じ易くなる。よって、Ｂは１２〜１８％割合で含有させる。
Ｃ：０．０１〜４％
Ｃは、本実施形態の接合用合金を公知の単ロール鋳造法によって、非晶質の箔に形成させる場合に、溶湯と冷却ロールとの濡れ性を改善して非晶質箔を製造しやすくする効果がある。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１％未満の場合、溶湯と冷却ロールとの濡れ性改善に十分な効果が得られず、また、Ｃ含有量が４％を超えると濡れ性改善効果は飽和し、それ以上の効果は得られない。よって、Ｃは０．０１〜４％の割合で含有させる。
Ｃは、本実施形態の接合用合金を公知の単ロール鋳造法によって、非晶質の箔に形成させる場合に、溶湯と冷却ロールとの濡れ性を改善して非晶質箔を製造しやすくする効果がある。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１％未満の場合、溶湯と冷却ロールとの濡れ性改善に十分な効果が得られず、また、Ｃ含有量が４％を超えると濡れ性改善効果は飽和し、それ以上の効果は得られない。よって、Ｃは０．０１〜４％の割合で含有させる。
なお、本実施形態の接合用合金における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。Ｆｅは本実施形態の接合用合金の主要元素の１つであり、Ｆｅ含有量が２７％未満の場合、被接合材にＦｅ系合金材を使用した場合の接合強度が不十分となる場合がある。一方、Ｆｅ含有量が６５％を超えると、他の元素の含有量を上述の範囲とした場合でも、接合用合金を低融点化することが困難な場合がある。このため、Ｆｅ含有量は２７〜６５％とすることが望ましく、３５〜５５％とすることがより好ましい。
上述の如く、本発明の第１の実施形態に係る接合用合金においては、Ｆｅ−Ｎｉ合金においてベースとなるＦｅ及びＮｉの含有量を適正化しているため、Ｆｅ系合金材及びＮｉ系合金材の両方に対する接合性を確保することができる。その結果、被接合材がＮｉ系合金からなる耐熱合金材及びＦｅ系合金からなる鋼材のいずれであっても、液相拡散接合することが可能となり、作業性を向上させることができる。また、Ｂ含有量を適正化しているため、接合用合金を低融点化することができ、従来よりも加熱温度を低く設定することができる。その結果、被接合材における結晶粒の粗大化等の組織的劣化を抑制することができるため、接合強度を向上させることができる。
次に、本発明の第２の実施形態に係る接合用合金について説明する。本実施形態の接合用合金は、Ｎｉ：２２％を超え６０％以下、Ｂ：７〜１８％及びＣ：４％を超え１１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するものである。
本発明者は、前述した第１の実施形態の接合用合金の組成に比べて、Ｃ含有量を更に増加させた範囲において、Ｂ、Ｎｉ及びＦｅの含有量を変えて接合用合金の融点、更には接合性について詳細に検討を行った。その結果、Ｃ含有量を増やした場合においても、Ｂ含有量を適正化することにより、前述の第１の実施形態の接合用合金と同様に融点が低下し、被接合材を接合した時の接合強度に優れる組成を新たに見出した。具体的には、Ｃ含有量が４％を超え１１％以下であり、かつＢ含有量が７〜１８％の場合に、１１００℃以下の低融点化を達成でき、充分な接合強度が得られることを見出した。以下、本実施形態の接合用合金における各成分の数値限定理由について説明する。なお、各成分の添加理由は、前述した第１の実施形態の接合用合金と同様である。
Ｂ：７〜１８％
Ｃ含有量が４％を超える場合、Ｂ含有量が７％未満又は１８％を超えると、十分な低融点化が達成されない。よって、Ｂ含有量は７〜１８％とする。
Ｃ含有量が４％を超える場合、Ｂ含有量が７％未満又は１８％を超えると、十分な低融点化が達成されない。よって、Ｂ含有量は７〜１８％とする。
Ｃ：４％を超え１１％以下
Ｃ含有量が１１％を超えると、炭化物等の析出物が接合界面に析出して接合強度が低下する。よって、Ｃ含有量は４％を超え１１％以下とする。
Ｃ含有量が１１％を超えると、炭化物等の析出物が接合界面に析出して接合強度が低下する。よって、Ｃ含有量は４％を超え１１％以下とする。
なお、Ｎｉ含有量の数値限定理由は前述した第１の実施形態と同様であるが、本実施形態の接合用合金においては、Ｎｉ含有量を２７〜５３％とすることが好ましい。これにより、被接合材がＦｅ系合金材及びＮｉ系合金材のいずれの場合においても、接合強度を更に向上させることができる。
また、本実施形態の接合用合金における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。本実施形態の接合用合金のように、Ｂ含有量が７〜１８％で、Ｃ含有量が４％を超え１１％以下である場合、Ｆｅ含有量を２３％未満にすると、被接合材にＦｅ系合金材を使用したときに接合強度が不十分になる場合がある。一方、Ｆｅ含有量が６０％を超えると、接合用合金を低融点化することが困難な場合がある。このため、Ｆｅ含有量は２３〜６０％とすることが望ましく、２９〜５５％とすることがより好ましい。
上述の如く、本発明の第２の実施形態に係る接合用合金においては、前述した第１の実施形態の接合用合金と同様に、Ｆｅ及びＮｉの含有量を適正化しているため、Ｆｅ系合金材及びＮｉ系合金材の両方に対する接合性を確保することができ、被接合材がＮｉ系合金からなる耐熱合金材及びＦｅ系合金からなる鋼材のいずれであっても、液相拡散接合することが可能となり、作業性を向上させることができる。更に、第１の実施形態の接合用合金よりもＣ含有量が多い場合について、Ｃ含有量及びＢ含有量を適正化しているため、接合用合金の低融点化及び接合強度向上の両方を実現することができる。
また、前述した第１及び第２の実施形態の接合用合金においては、上記各成分に加えて、Ｓｉ：０．０１％以上１％未満を含有していてもよい。従来、Ｓｉは、接合用合金を低融点化させるために、ある割合だけ含有されていた元素ではあるが、その一方で、Ｓｉは、液相拡散接合の際に酸素と結合して、接合強度等を劣化させる酸化物を形成する。このような理由から、本発明の接合用合金においては、Ｓｉを積極的に添加していないが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば前述したような接合強度の劣化は生じ難くなる。また、液相拡散接合時におけるＳｉ酸化物の形成は、特に、大気中等のように酸素濃度が高い環境下で接合した場合に起こり易くなる。そこで、接合時に雰囲気制御を行って、例えば、不活性ガス雰囲気中、具体的には雰囲気中の酸素濃度が０．１体積％未満となる雰囲気中で加熱して接合する場合には、Ｓｉが０．０１％以上含まれていても酸化物は形成されない。一方、Ｓｉを１％以上含有させてしまうと、その周囲を不活性ガス雰囲気にしたとしても、その中に含まれている僅かな酸素によってＳｉの酸化物が形成されてしまう。よって、Ｓｉを添加する場合は、その含有量を０．０１％以上１％未満とし、不活性ガス雰囲気中で液相拡散接合する。これにより、接合部の強度を低下させずに、接合用合金を低融点化することができる。
更に、前述した第１及び第２の実施形態の接合用合金は、上記各成分に加えて、Ｗ及び／又はＭｏを合計で０．１〜５％含有していてもよい。Ｗ及びＭｏは、融点を大きく低下させる効果がある元素であり、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの各元素の含有量が本発明の範囲内であるときにその効果が発現される。特に、Ｗは接合用合金の融点を低下させる効果が大きく、接合時の加熱温度を低くすることができる。しかしながら、Ｗ及びＭｏの含有量が合計で０．１％未満の場合は低融点化効果が発現されず、また、これらを合計で５％を超えて含有させてもそれ以上の効果は得られない。よって、Ｗ及び／又はＭｏを添加する場合は、その含有量を合計で０．１〜５％とする。これらの低融点化効果によって、酸化性雰囲気中での接合においても十分な接合強度を確保することが可能となる。
更にまた、これら第１及び第２の実施形態の接合用合金は、上記各成分に加えて、Ｃｒ：０．１〜２０％を添加することもできる。Ｃｒは、主として耐食性及び耐酸化性を高めるために、必要に応じて添加する。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．１％未満の場合はその効果が不十分であり、また、Ｃｒ含有量が２０％を超えると接合用合金の融点が高くなるため好ましくない。よって、Ｃｒを添加する場合は、その含有量を０．１〜２０％とする。
更にまた、前述した第１及び第２の実施形態の接合用合金は、上記各成分に加えて、Ｖ：０．１〜１０％を添加することもできる。Ｖは、酸化性雰囲気中で加熱接合する際に被接合材表面に形成される酸化皮膜を低融点の複合酸化物にする効果がある。この低融点の複合酸化物は通常の接合温度で溶融し、溶解した接合用合金中では表面張力の差によって球状化するため、他の元素の拡散の妨げとはならない。このような理由から、Ｖを添加することにより、酸化性雰囲気中においても更に安定した液相拡散接合が可能となる。しかしながら、Ｖ含有量が０．１％未満の場合、十分な効果が得られない。一方、Ｖ含有量が１０％を超えると、接合用合金の融点が高くなるため好ましくない。よって、Ｖを添加する場合は、その含有量を０．１〜１０％とする。なお、このＶの添加によって酸化性雰囲気中での接合が可能になるが、不活性雰囲気中であっても被接合材の接合面に酸化皮膜が形成されている場合には、Ｖを添加する効果がある。従って、本発明の接合合金におけるＶの添加は、酸化性雰囲気用に限定されるものではない。
次に、本発明の第１及び第２の実施形態に係る接合用合金の融点について説明する。本発明においては、上述した組成範囲に限定することにより、融点が１０３０〜１１００℃である接合用合金を得ることができる。なお、接合用合金の融点が１０３０℃未満の場合には、接合温度を下げることは可能となるが、接合温度を下げ過ぎると原子の拡散に時間を要し、接合に必要な時間が長くなり、生産性が低下してしまう。また、融点が低過ぎる接合用合金を使用して高い接合温度で接合すると、接合温度に到達する前に接合用合金が流れ出してしまうという問題が発生する場合があるため好ましくない。一方、接合用合金の融点が１１００℃を超えると、接合時の加熱温度が高くなり、被接合材の結晶粒の粗大化等の組織的劣化が発生する。よって、接合用合金の融点は、１０３０〜１１００℃であることが好ましい。
上述の如く構成された第１及び第２の実施形態の接合用合金を用いて接合された被接合材の接合強度、即ち、接合部の強度は、被接合材（母材）の強度との比（接合部強度／比接合材強度）で１．００以上となる。
また、上述した第１及び第２の実施形態の接合用合金は、箔状又は粉末状で使用することができる。例えば、２つの被接合材の間に挟み込む場合には、箔状の方が扱いやすい。このように、接合用合金が箔状の場合には、その厚さを３〜２００μｍとすることが好ましい。また、被接合面の凸凹が大きい場合には、箔状よりも粉末状のものを挟み込んだ方が、被接合面の凹部に接合用合金が入り易くなるため、接合しやすくなる。接合用合金が粉末状の場合には、平均粒径が５〜３００μｍであることが好ましい。本発明の接合用合金を箔状又は粉末状にする方法は、特に限定されるものではなく、公知の方法が利用可能である。例えば、箔状にする場合には、単ロール急冷法が好適である。この単ロール急冷法とは、回転する冷却基板の上に、スロットノズルを通して溶湯を噴出して急冷凝固させ、連続した帯状の箔にする方法である。それ以外にも、ドラムの内壁を使用する遠心急冷法、エンドレスタイプのベルトで冷却する方法等を適用することができる。一方、粉末状にする場合には、ガスアトマイズ法が好適であるが、それ以外にも、インゴットを粗粉砕した後、ボールミル等で微粉砕する方法も利用可能である。
以下、本発明の実施例及び本発明の範囲から外れる比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。先ず、本願第１発明に関する実施例１について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、及び純度が９９．９質量％のＣを使用して、Ａｒガス雰囲気中で下記表１に示す組成の母合金を溶製した。そして、各母合金を、先端に開口部の大きさが縦０．４ｍｍ、横２５ｍｍのスロットを備えた石英坩堝内で再溶解した後、このスロットを通して各母合金の融液を周速度２５ｍ／秒で回転しているＣｕ製の冷却ロール上に噴出して急冷凝固させ、厚さが２５μｍの非晶質箔にした。その後、これらの箔を加熱及び冷却し、その溶融・凝固による吸熱温度又は発熱温度から融点を求めた。その結果を下記表１に併せて示す。
次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の接合用合金箔を使用して、接合実験を行い、その接合強度を測定した。具体的には、被接合材には、Ｆｅ系合金材であるＳＴＫ４００及びＮｉ系合金からなる耐熱合金材であるインコネル６００を、夫々直径が２０ｍｍの丸棒に加工したものを使用した。そして、夫々２本の丸棒の間に箔を２枚重ねて挟み込み、雰囲気制御が可能な加熱炉で、融点よりも高くかつ（融点＋５０℃）以下の温度範囲まで加熱し、その温度で１０分間保持した後冷却した。その際、２本の丸棒をその両端から２ＭＰａの力で加圧して密着性を高めた状態で加熱した。また、加熱炉内はＡｒガス雰囲気とした。その後、接合後の試験片から接合面を試験片の軸方向中央として、ＪＩＳ規格 Ｚ２２０１で規定されている４号引張り試験片を切り出し、引張り試験を実施した。その際、接合線に沿って２ｍｍの長さのＶノッチ（角度４５°）を入れた。また、被接合材からも同様の引張り試験片を切り出し、その強度を測定した。そして、これらの測定結果から被接合材の強度に対する接合部の強度の比（接合部強度／被接合材強度）を求め、その値を接合強度として評価した。以上の結果を下記表２にまとめて示す。
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２４の接合用合金は、いずれもＣ含有量が０．０１％以上であるため、溶湯をＣｕ製の冷却ロール上へ噴出して箔を鋳造する工程において、問題なく箔を製造することができた。また、上記表２に示すように、Ｂ含有量が１２〜１８％でありかつＣ含有量が０．０１〜４％と本発明の範囲内であり、Ｆｅ含有量が２７〜６５％、Ｎｉ含有量が２２％を超え６０％以下の範囲であり、更に、融点が１１００℃以下と低融点化されているＮｏ．５〜Ｎｏ．１６及びＮｏ．１９〜Ｎｏ．２３の接合用合金は、Ｆｅ系合金材のＳＴＫ４００及びＮｉ系合金材のインコネル６００のいずれの被接合材においても、接合部と被接合材との強度比が１．００以上であり、優れた接合強度が得られていることがわかる。特に、Ｆｅ含有量を３５〜５５％とし、Ｎｉ含有量を３０〜５０％としたＮｏ．７〜Ｎｏ．１２の接合用合金は、ＳＴＫ４００及びインコネル６００のいずれの被接合材においても１．０２以上の接合強度が得られ、比較例の接合用合金に比べて接合強度が大幅に向上していた。
一方、Ｎｉ含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４の接合用合金は、融点が１１００℃を超えており、Ｎｉ系合金材のインコネル６００に適用したときの接合強度が１．００に満たなかった。また、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を超えているＮｏ．１７の接合用合金は、融点が低く、インコネル６００における接合強度も１．００であったが、相対的にＦｅの含有量が低下するため、Ｆｅ系合金材のＳＴＫ４００における接合強度が低下した。
更に、Ｆｅ及びＮｉの含有量は本発明の範囲内ではあるが、Ｂ含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例Ｎｏ．１８の接合用合金、及びＢ含有量が本発明の範囲を超えている比較例Ｎｏ．２４の接合用合金は、融点が高く、また接合強度も１．００未満であった。特に、比較例Ｎｏ.２４の接合用合金は、接合試験の際に、等温凝固完了までの時間が他の試料に比べて２〜３割程度長かった。
次に、本願第１発明に関する実施例２について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、純度が９９．９質量％のＳｉ及び純度が９９．９質量％のＣを使用し、Ａｒガス雰囲気中で下記表３に示す組成の母合金を溶製し、前述の実施例１と同様の方法で各母合金の箔を作製した。そして、前述の実施例１と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。その際、被接合材にはＦｅ系合金材のＳＴＫ４００を使用した。その結果を下記表３に併せて示す。
上記表３に示すように、Ｓｉを本発明の範囲内で添加した実施例Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３７の接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．００以上となり、優れた接合強度が得られた。これに対して、Ｓｉ添加量が本発明の範囲を超えている比較例Ｎｏ．３８の接合用合金では、低融点化は達成されはいるものの接合強度は１．００未満と低かった。この比較例Ｎｏ．３８の接合用合金で接合した試料を、樹脂に埋め込んで研磨及びエッチングを行い、その接合面の断面を光学顕微鏡で観察したとろ、多数の酸化物が観察された。そこで、この酸化物の成分をＥＰＭＡ（Electron Probe X-ray Micro Analyzer：電子プローブＸ線マイクロアナライザー）で分析したところ、主元素としてＳｉ及びＯが検出された。このことから、接合面に存在していた酸化物は、Ｓｉ酸化物であることがわかった。
次に、本願第１発明に関する実施例３について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、純度が９９．９質量％のＳｉ、純度が９９．９質量％のＣ、純度が９９．９質量％のＷ、純度が９９．９質量％のＭｏ及び純度が９９．９質量％のＣｒを使用し、Ａｒガス雰囲気中で下記表４に示す組成の母合金を溶製し、前述の実施例１と同様の方法で各母合金の箔を作製した。そして、前述の実施例１と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。その際、被接合材にはＦｅ系合金材のＳＴＫ４００を使用した。その結果を下記表４に併せて示す。
上記表４に示すように、主要元素であるＦｅ及びＮｉの含有量が本発明の範囲外である比較例Ｎｏ．４１〜Ｎｏ．４３の接合用合金は、本発明の範囲内でＭｏを添加しても、融点低下効果はほとんど無く、接合部と被接合材との強度比も１．００未満であった。これに対して、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量が本発明の範囲内である実施例Ｎｏ．４４〜Ｎｏ.５１の接合用合金では、本発明の範囲内でＭｏを添加することにより、融点が最大で６５℃程度低下し、接合強度も向上した。一方、本発明の範囲を超えてＭｏを添加した比較例Ｎｏ．５２の接合用合金の融点は、実施例Ｎｏ．４４〜Ｎｏ．５１の接合用合金と同程度であり、５％を超えてＭｏを含有させても、融点の低下効果は向上しなかった。
また、Ｗに関しても同様であって、主要元素であるＦｅ及びＮｉの含有量が本発明の範囲外である比較例Ｎｏ．４１、Ｎｏ．５３及びＮｏ．５４の接合用合金は、本発明の範囲内でＷを添加しても、融点低下効果はほとんど無く、接合部と被接合材との強度比も１．００未満であった。これに対して、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量が本発明の範囲内である実施例Ｎｏ．５５〜Ｎｏ．６１の接合用合金では、本発明の範囲内でＷを添加することにより、融点が最大で６９℃程度低下し、接合強度も向上した。一方、本発明の範囲を超えてＷを添加した比較例Ｎｏ．６２の接合用合金の融点は、実施例Ｎｏ．５５〜Ｎｏ．６１の接合用合金と同程度であり、５％を超えてＷを含有させても、融点の低下効果は向上しなかった。
更に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量を本発明の範囲内とし、更に、本発明の範囲でＭｏとＷとを複合添加した実施例Ｎｏ．６３〜Ｎｏ．６６の接合用合金は、融点が低下し、接合強度も向上した。一方、本発明の範囲を超えてＭｏ及びＷを複合添加した比較例Ｎｏ．６７の接合用合金の融点は、実施例Ｎｏ．６３〜Ｎｏ．６６の接合用合金と同程度であり、Ｍｏ及びＷの総含有量が５％を超えても、融点の低下効果は向上しなかった。
更にまた、本発明の範囲内でＣｒを含有させた実施例Ｎｏ．６８〜Ｎｏ．７２の接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．００以上となり、優れた接合強度が得られた。
また、Ｎｏ．４７〜Ｎｏ．４９、Ｎｏ．５７〜Ｎｏ．５９及びＮｏ．６３の箔を使用し、接合実験の際の雰囲気を大気として同様の評価を行ったところ、これらの接合強度は、Ｎｏ．４７が１．００、Ｎｏ．４８が１．０１、Ｎｏ．４９が１．００、Ｎｏ．５７が１．００、Ｎｏ．５８が１．０１、Ｎｏ．５９が１．０１、Ｎｏ．６３が１．０１であり、大気中で接合した場合においても十分な強度が確保されていることが確認された。
次に、本願第１発明に関する実施例４について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、純度が９９．９質量％のＳｉ、純度が９９．９質量％のＣ、純度が９９．９質量％のＷ、純度が９９．９質量％のＭｏ、純度が９９．９質量％のＣｒ及び純度が９９．９質量％のＶを使用し、Ａｒガス雰囲気中で下記表５に示す組成の母合金を溶製し、前述の実施例１と同様の方法で各母合金の箔を作製した。そして、前述の実施例１と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。その際、被接合材にはＦｅ系合金材のＳＴＫ４００を使用し、接合試験は大気中で実施した。その結果を下記表５に併せて示す。
上記表５に示すように、比較例Ｎｏ．８１の接合用合金は、Ｖ含有量が０．１％未満であったため、大気中における接合では接合強度が１．００未満であった。また、１０％を超える量のＶを含有させた比較例Ｎｏ．９０の接合用合金は、融点が上昇して、接合強度が低下した。これに対して、本発明の範囲内でＶを添加した実施例Ｎｏ．８２〜Ｎｏ．８９の接合用合金は、酸化性雰囲気中で接合した場合でも接合部と被接合材との強度比が１．００以上となり、優れた接合強度が得られた。
次に、本願第１発明に関する実施例５について説明する。本実施例においては、Ｎｏ.８及びＮｏ.６４の接合用合金と同じ母合金を使用し、ガスアトマイズ法によって粒径が１５０μｍ以下の粉末状の接合用合金を製造した。その際、アトマイズのノズルは直径が０．３ｍｍの丸穴とし、噴出用の不活性ガスにはＡｒガスを使用した。次に、製造した粉末状接合用合金にエタノールを加えてスラリー状にした後、被接合材の接合面に厚さが１００μｍ程度になるように塗布し、前述の実施例１と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。
その結果、Ｎｏ．８の接合合金と同じ組成の粉末状接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．０２であり、Ｎｏ．６４の接合合金と同じ組成の粉末状接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．０５であり、いずれも優れた接合強度が得られた。
次に、本願第２発明に関する実施例６について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、及び純度が９９．９質量％のＣを使用して、Ａｒガス雰囲気中で下記表６に示す組成の母合金を溶製した。そして、各母合金を、先端に開口部の大きさが縦０．４ｍｍ、横２５ｍｍのスロットを備えた石英坩堝内で再溶解した後、このスロットを通して各母合金の融液を周速度２５ｍ／秒で回転しているＣｕ製の冷却ロール上に噴出して急冷凝固させ、厚さが３０μｍの非晶質箔にした。その後、これらの箔を加熱及び冷却し、その溶融・凝固による吸熱温度又は発熱温度から融点を求めた。その結果を下記表６に併せて示す。
次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の接合用合金箔を使用して、接合実験を行い、その接合強度を測定した。被接合材には、実施例１と同様に、Ｆｅ系合金材であるＳＴＫ４００及びＮｉ系合金からなる耐熱合金材であるインコネル６００を、夫々直径が２０ｍｍの丸棒に加工したものを使用した。そして、夫々２本の丸棒の間に箔を２枚重ねて挟み込み、雰囲気制御が可能な加熱炉で、融点よりも高くかつ（融点＋５０℃）以下の温度範囲まで加熱し、その温度で１０分間保持した後冷却した。その際、２本の丸棒をその両端から２ＭＰａの力で加圧して密着性を高めた状態で加熱した。また、加熱炉内はＡｒガス雰囲気とした。その後、接合後の試験片から接合面を試験片の軸方向中央として、ＪＩＳ規格 Ｚ２２０１で規定されている４号引張り試験片を切り出し、引張り試験を実施した。その際、接合線に沿って２ｍｍの長さのＶノッチ（角度４５°）を入れた。また、被接合材からも同様の引張り試験片を切り出し、その強度を測定した。そして、これらの測定結果から被接合材の強度に対する接合部の強度の比（接合部強度／被接合材強度）を求め、その値を接合強度として評価した。以上の結果を下記表７にまとめて示す。
Ｎｏ．９１〜Ｎｏ．１１８の接合用合金は、いずれもＣ含有量が０．０１％以上であるため、溶湯をＣｕ製の冷却ロール上へ噴出して箔を鋳造する工程において、問題なく箔を製造することができた。また、上記表７に示すように、Ｂ含有量が７〜１８％でかつＣ含有量が４％を超え１１％以下と本発明の範囲であり、Ｆｅ含有量が２３〜６０％、Ｎｉ含有量が２２％を超え６０％以下の範囲であり、更に、融点が１１００℃以下と低融点化されているＮｏ．９４〜Ｎｏ．１０４及びＮｏ．１０６〜Ｎｏ．１１２の接合用合金は、Ｆｅ系合金材のＳＴＫ４００及びＮｉ系合金材インコネル６００のいずれの被接合材においても、接合部と被接合材との強度比が１．００以上であり、優れた接合強度が得られていることが判る。特に、Ｆｅ含有量を２９〜５５％とし、Ｎｉ含有量を２７〜５３％としたＮｏ．９５〜Ｎｏ．１０２、Ｎｏ．１０８、Ｎｏ．１０９の接合用合金は、ＳＴＫ４００及びインコネル６００のいずれの被接合材においても１．０２以上の接合強度が得られ、比較例の接合用合金に比べて接合強度が大幅に向上していた。
一方、Ｎｉ含有量が本発明の範囲よりも少ない比較例Ｎｏ．９１〜Ｎｏ．９３の接合用合金は、融点が１１００℃を超えており、Ｎｉ系合金材のインコネル６００に適用したときの接合強度が１．００に満たなかった。また、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を超えているＮｏ．１０５の接合用合金は、融点が低く、インコネル６００における接合強度も１．００であったが、相対的にＦｅの含有量が低下するため、Ｆｅ系合金材のＳＴＫ４００における接合強度が低下した。
更に、Ｆｅ及びＮｉの含有量は本発明の範囲内ではあるが、Ｂ含有量及びＣの含有量が本願第２発明の範囲から外れている比較例Ｎｏ．１１３〜Ｎｏ．１１８の接合用合金は、いずれも十分な接合強度が得られなかった。具体的には、Ｎｏ．１１３〜Ｎｏ．１１６の接合用合金は、融点が高く、更に接合強度も１．００未満であった。また、Ｎｏ．１１７及びＮｏ．１１８の接合用合金は、低融点が達成される組成もあるものの、十分な接合強度が得られなかった。この比較例Ｎｏ．１１７又はＮｏ．１１８の接合用合金で接合した試料を、樹脂に埋め込んで研磨及びエッチングを行い、その接合面の断面を光学顕微鏡で観察したところ、析出物が観察された。そこで、この析出物の成分をＥＰＭＡで分析したところ、炭化物であることが判った。
次に、本願第２発明に関する実施例７について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、純度が９９．９質量％のＳｉ及び純度が９９．９質量％のＣを使用し、Ａｒガス雰囲気中で下記表８に示す組成の母合金を溶製し、前述の実施例６と同様の方法で各母合金の箔を作製した。そして、前述の実施例６と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。その際、被接合材にはＦｅ系合金材のＳＴＫ４００を使用した。その結果を下記表８に併せて示す。
上記表８に示すように、Ｓｉを本発明の範囲内で添加した実施例Ｎｏ．１２０〜Ｎｏ．１２４の接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．００以上となり、優れた接合強度が得られた。これに対して、Ｓｉ添加量が本発明の範囲を超えている比較例Ｎｏ．１２５の接合用合金では、低融点化は達成されはいるものの接合強度は１．００未満と低かった。この比較例Ｎｏ．１２５の接合用合金で接合した試料を、樹脂に埋め込んで研磨及びエッチングを行い、その接合面の断面を光学顕微鏡で観察したところ、酸化物が観察された。そこで、この酸化物の成分をＥＰＭＡで分析したところ、主元素としてＳｉ及びＯが検出された。このことから、接合面に存在していた酸化物は、Ｓｉ酸化物であることが判った。
次に、本願第２発明に関する実施例８について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、純度が９９．９質量％のＳｉ、純度が９９．９質量％のＣ、純度が９９．９質量％のＷ、純度が９９．９質量％のＭｏ及び純度が９９．９質量％のＣｒを使用し、Ａｒガス雰囲気中で下記表９に示す組成の母合金を溶製し、前述の実施例６と同様の方法で各母合金の箔を作製した。そして、前述の実施例６と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。その際、被接合材にはＦｅ系合金材のＳＴＫ４００を使用した。その結果を下記表９に併せて示す。
上記表９に示すように、主要元素であるＦｅ及びＮｉの含有量が本願第２発明の範囲外である比較例Ｎｏ．１３０〜Ｎｏ．１３２の接合用合金は、本発明の範囲内でＭｏを添加しても、融点低下効果は殆ど無く、接合部と被接合材との強度比も１．００未満であった。これに対して、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量が本願第２発明の範囲内である実施例Ｎｏ．１３３〜Ｎｏ．１４０の接合用合金では、本発明の範囲内でＭｏを添加することにより、融点が最大で６５℃程度低下し、接合強度も向上した。一方、本発明の範囲を超えてＭｏを添加した比較例Ｎｏ．１４１の接合用合金の融点は、実施例Ｎｏ．１３３〜Ｎｏ．１４０の接合用合金と同程度であり、５％を超えてＭｏを含有させても、融点の低下効果は向上しなかった。
また、Ｗに関しても同様であって、主要元素であるＦｅ及びＮｉの含有量が本願第２発明の範囲外である比較例Ｎｏ．１４２及びＮｏ．１４３の接合用合金は、本発明の範囲内でＷを添加しても、融点低下効果は殆ど無く、接合部と被接合材との強度比も１．００未満であった。これに対して、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量が本願第２発明の範囲内である実施例Ｎｏ．１４４〜Ｎｏ．１５０の接合用合金では、本発明の範囲内でＷを添加することにより、融点が最大で６５℃程度低下し、接合強度も向上した。一方、本発明の範囲を超えてＷを添加した比較例Ｎｏ．１５１の接合用合金の融点は、実施例Ｎｏ．１４４〜Ｎｏ．１５０の接合用合金と同程度であり、５％を超えてＷを含有させても、融点の低下効果は向上しなかった。
更に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量を本願第２発明の範囲内とし、更に、本発明の範囲でＭｏとＷとを複合添加した実施例Ｎｏ．１５２〜Ｎｏ．１５５の接合用合金は、融点が低下し、接合強度も向上した。一方、本発明の範囲を超えてＭｏ及びＷを複合添加した比較例Ｎｏ．１５６の接合用合金の融点は、実施例Ｎｏ．１５２〜Ｎｏ．１５５の接合用合金と同程度であり、Ｍｏ及びＷの総含有量が５％を超えても、融点の低下効果は向上しなかった。
更にまた、本発明の範囲内でＣｒを含有させた実施例Ｎｏ．１５７〜Ｎｏ．１６１の接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．００以上となり、優れた接合強度が得られた。
また、Ｎｏ．１３３、Ｎｏ．１３６〜Ｎｏ．１３８、Ｎｏ．１４６〜Ｎｏ．１４８、Ｎｏ．１５２及びＮｏ．１５５の箔を使用し、接合実験の際の雰囲気を大気として同様の評価を行ったところ、これらの接合強度は、Ｎｏ．１３３が１．０１、Ｎｏ．１３６が１．０２、Ｎｏ．１３７が１．０１、Ｎｏ．１３８が１．０２、Ｎｏ．１４６が１．００、Ｎｏ．１４７が１．０１、Ｎｏ．１４８が１．０２、Ｎｏ．１５２で１．０１、Ｎｏ．１５５が１．０２であり、大気中で接合した場合においても十分な強度が確保されていることが確認された。
次に、本願第２発明に関する実施例９について説明する。本実施例においては、純度が９９．９質量％の電解Ｆｅ、純度が９９．９質量％の電解Ｎｉ、純度が９９．９質量％のＢ、純度が９９．９質量％のＳｉ、純度が９９．９質量％のＣ、純度が９９．９質量％のＷ、純度が９９．９質量％のＭｏ、純度が９９．９質量％のＣｒ及び純度が９９．９質量％のＶを使用し、Ａｒガス雰囲気中で下記表１０に示す組成の母合金を溶製し、前述の実施例６と同様の方法で各母合金の箔を作製した。そして、前述した実施例６と同様の方法で、接合実験を行って、その接合強度を測定した。その際、被接合材にはＦｅ系合金材のＳＴＫ４００を使用し、接合試験は大気中で実施した。その結果を下記表１０に併せて示す。
上記表１０に示すように、比較例Ｎｏ．１７０の接合用合金は、Ｖ含有量が０．１％未満であったため、大気中における接合では接合強度が１．００未満であった。また、１０％を超える量のＶを含有させた比較例Ｎｏ．１８１の接合用合金は、融点が上昇して、接合強度が低下した。これに対して、本発明の範囲内でＶを添加した実施例Ｎｏ．１７１〜Ｎｏ．１８０の接合用合金は、酸化性雰囲気中で接合した場合でも接合部と被接合材との強度比が１．００以上となり、優れた接合強度が得られた。
次に、本願第２発明に関する実施例１０について説明する。本実施例においては、Ｎｏ．９６及びＮｏ．１５３の接合用合金と同じ母合金を使用し、ガスアトマイズ法によって粒径が１５０μｍ以下の粉末状の接合用合金を製造した。その際、アトマイズのノズルは直径が０．３ｍｍの丸穴とし、噴出用の不活性ガスにはＡｒガスを使用した。そして、製造した粉末状接合用合金にエタノールを加えてスラリー状にした後、被接合材の接合面に厚さが１００μｍ程度になるように塗布し、前述の実施例６と同様の方法で接合実験を行い、その接合強度を測定した。
その結果、Ｎｏ．９６の接合用合金と同じ組成の粉末状接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．０２であり、Ｎｏ．１５３の接合用合金と同じ組成の粉末状接合用合金は、接合部と被接合材との強度比が１．０４であり、いずれも優れた接合強度が得られた。
Claims (7)
- 原子％で、
Ｎｉ：２２％を超え６０％以下、
Ｂ：１２〜１８％及び
Ｃ：０．０１〜４％を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする液相拡散接合用合金。 - 原子％で、
Ｎｉ：２２％を超え６０％以下、
Ｂ：７〜１８％及び
Ｃ：４％を超え１１％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする液相拡散接合用合金。 - 更に、原子％で、Ｓｉ：０．０１％以上１％未満を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の液相拡散接合用合金。
- 融点が１０３０〜１１００℃であり、
かつ接合部の強度と被接合材の強度との比（接合部強度／被接合材強度）が１．００以上であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の液相拡散接合用合金。 - 更に、原子％で、Ｗ及びＭｏからなる群から選択された少なくとも１種の元素を、合計で０．１〜５％含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の液相拡散接合用合金。
- 更に、原子％で、Ｃｒ：０．１〜２０％を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の液相拡散接合用合金。
- 更に、原子％で、Ｖ：０．１〜１０％を含有することを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の液相拡散接合用合金。
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