JPH06228714A

JPH06228714A - 耐酸化性に優れた低熱膨張超耐熱合金

Info

Publication number: JPH06228714A
Application number: JP5018262A
Authority: JP
Inventors: Koji Sato; 光司佐藤; Takehiro Oono; 丈博大野
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1993-02-05
Filing date: 1993-02-05
Publication date: 1994-08-16
Anticipated expiration: 2017-06-10
Also published as: JP3289847B2

Abstract

(57)【要約】【目的】高温の耐酸化性に優れ、常温から高温まで高
強度で、かつ低い熱膨張係数を有する超耐熱合金を提供
する。【構成】重量％にて、Ｃ０．２％以下、Ｓｉ１％以
下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ４％を超え１０％以下、Ａｌ１
％を超え２％以下、Ｔｉ０．３〜３％、ＮｂおよびＴａ
の１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで１．５〜７％
で、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの関係が３．４４Ａｌ
／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔ
ａ）で０．３〜０．６、さらにＢ０．０２％以下とＺｒ
０．１％以下の１種または２種を含み、Ｎｉ２０％以上
３０％未満、Ｃｏ２０〜３５％を含有し、残部は不純物
を除き、実質的にＦｅからなる低熱膨張超耐熱合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高温での耐酸化性と強
度に優れ、かつ低い熱膨張係数を必要とされる超耐熱合
金に関するもので、特に望ましい用途としてはガスター
ビンやセラミックスおよび超硬合金との複合材等の部品
として使用される合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、ガスタービン部品の使用温度の上
昇に伴い、常温から高温までより高い強度と、各種の部
品や部材間に設けられたクリアランスを常温から高温ま
で一定量に維持できる材料の要求や、セラミックスや超
硬合金のような低熱膨張材料と金属材料との接合性の向
上に対する要求は、ますます高まる傾向にある。その用
途の一例が、自動車のタービンロータの軸部と翼部（通
常セラミックスである）を接合するターボカラーであ
る。他の使用例はガスタービンのコンプレッサーケー
ス、排気ケースおよびシール材等の部品や、セラミック
ス製の内筒と低熱膨張超耐熱合金製の外筒からなるアル
ミダイカスト用スリーブ、あるいは超硬合金と台金の緩
衝材として、低熱膨張超耐熱合金を用いた超硬合金製刃
物などがある。

【０００３】これらの用途に適用可能な合金として、現
用最も高温強度と耐酸化性に優れる合金として、THERMO
-SPAN（公称組成：0.35Si-5.5Cr-24.5Ni-29Co-0.45Al-
0.85Ti-4.8Nb-0.004B-残部Fe)と称される合金が挙げら
れる。この合金は、ＰＣＴ９２／０３５８４号および
“Development of a New Controlled Thermal Expansio
nSuperalloy with Improved Oxidation Resistance”;
E.A. Wanner and D. A. DeAntonio, Superalloys 1992
edited by S. D. Antolovich et al., TMS, (1992), pp
237-246にて詳細に述べられている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上述のTHERMO-SPAN
は、確かに従来の低熱膨張超耐熱合金よりも、７００〜
９００℃の高温耐酸化性に優れているが、高温でのクリ
ープ破断強度が不十分であり、実用上、高温強度をより
必要とされる部品には適用できない。本発明の目的は、
７００〜９００℃程度までの高温の耐酸化性に優れ、常
温から高温まで高強度で、かつ低い熱膨張係数を有し、
特にガスタービンやセラミックスおよび超硬合金との複
合材等の部品に適した超耐熱合金を提供することであ
る。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本願発明者は、かかる問
題点を解決すべく、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ系合金を対象に実
験を行なった結果、高温クリープ破断強度の改善には、
析出強化相であるγ’（ガンマプライム）相をより安定
化させることが重要であることを見出した。γ’相はNi
₃Alからなる金属間化合物で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｗなどの種々の強化元素が固溶した状態で存
在している。とくに、γ’相中でＡｌ側に固溶して強化
する元素は、Ｔｉ，ＮｂおよびＴａである。このγ’相
の安定化は、Ａｌも含め、これらＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂおよ
びＴａの４元素の添加量に占めるＡｌの割合を従来合金
よりもずっと高い範囲とすることで達成された。

【０００６】添加４元素に占めるＡｌの量比は原子比で
記述され、Ｎｂを基準とすると、３．４４Ａｌ／（３．
４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔａ）で表わ
される。このＡｌ量比を０．３〜０．６の範囲内とする
ことで、従来合金よりも高温域までγ’相を安定化させ
ることができ、より高い高温クリープラプチャー強度が
得られることをあきらかにした。参考までに、ＰＣＴ９
２／０３５８４号に開示される実施例中の合金のＡｌ量
比はいずれも０．２以下で、本発明とはあきらかに異質
の発明である。

【０００７】このようなγ’相中での高いＡｌ量比は、
重量％では、従来の低熱膨張超耐熱合金よりもずっと高
い１％を超える添加量とすることで得ることができる。
それと同時に、高いＡｌ量は、γ’相の析出量が増える
ことに繋がり、熱間加工性を害する方向に向かうので、
γ’相を固溶強化する効果の大きいＴｉやＮｂ，Ｔａの
最適な添加範囲も見出すことで加工性と強度を両立させ
ることができた。さらに熱膨張係数を下げる効果の大き
いＮｉ，Ｃｏと耐酸化性は高めるが熱膨張係数を高める
作用の大きいＣｒの最適な添加範囲を見出すことで、低
熱膨張特性と高温耐酸化性の両立も図ることができた。

【０００８】すなわち本発明は、重量％にて、Ｃ０．２
％以下、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ４％を超え
１０％以下、Ａｌ１％を超え２％以下、Ｔｉ０．３〜３
％、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔ
ａで１．５〜７％で、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの関
係が３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎ
ｂ＋０．５１Ｔａ）で０．３〜０．６、さらにＢ０．０
２％以下とＺｒ０．１％以下の１種または２種を含み、
Ｎｉ２０％以上３０％未満、Ｃｏ２０〜３５％を含有
し、残部は不純物を除き、実質的にＦｅからなることを
特徴とする低熱膨張超耐熱合金であり、必要に応じて、
ＭｏおよびＷの１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗで３％
以下を添加することができ、さらにＭｇ０．０２％以下
とＣａ０．０２％以下の１種または２種と、またはさら
にＹ０．２％以下とＲＥＭ０．２％以下の１種または２
種を含むことができる。

【０００９】

【作用】以下、本発明合金の成分限定理由について述べ
る。ＣはＴｉやＮｂ，Ｔａと結合して炭化物を形成し、
結晶粒の粗大化を防ぎ、強度の向上に寄与するが、０．
２％を越える過度の添加はＴｉやＮｂ，Ｔａの炭化物が
多くなりすぎて析出強化元素として作用するＴｉやＮ
ｂ，Ｔａを減少させるとともに、合金の熱膨張係数を増
大させるので、Ｃは０．２％以下とする。望ましいＣの
範囲は０．１％以下である。

【００１０】Ｓｉは脱酸剤としての効果のほかに、結晶
粒微細化と粒界形状を改善し粒界の強度を高めるＬａｖ
ｅｓ相の析出を促進させるので必須の添加元素である。
Ｌａｖｅｓ相はFe₂(Nb,Ta)を基本組成とし、ＳｉはＮ
ｂ，Ｔａ側に固溶して析出を促進させる。この粒界強化
の作用はＳｉを少量添加するところから効果が現れる。
しかし、１％を越える過度の添加は熱間加工性と高温強
度の低下を招くので、Ｓｉは１％以下に限定する。より
望ましいＳｉの範囲は０．１〜０．６％の範囲である。
Ｍnは、脱酸剤として添加されるので合金中に含まれる
が、過度の添加は合金の熱膨張係数を増加させるので好
ましくない。したがって、Ｍnは２％以下に限定する。
より望ましくは１％以下である。

【００１１】Ｃｒは、本発明において、高温加熱時にＣ
ｒ₂Ｏ₃の酸化皮膜を形成し、耐酸化性を改善させる。そ
のためにＣｒは最低４％を超える添加を必要とするが、
１０％を超える過度の添加は、逆に、キュリー点を下げ
て、熱膨張係数を増加させてしまうために、マトリック
スを構成するＦｅとＣｏおよびＮｉの比をいかに調整し
ても、十分な低熱膨張特性が得られなくなる。したがっ
て、Ｃｒは４％を超え１０％以下の範囲に限定する。望
ましいＣrの範囲は４．５〜７％、より望ましいＣｒの
範囲は４．８〜６．５％である。

【００１２】Ａｌは本発明合金において高温クリープ破
断強度を高めるのに最も有効な元素である。Ａｌは、時
効処理によって、(Ni,Co)₃(Al,Ti,Nb,Ta)からなる組成
の直径数10nm程度の微細なγ’相を析出し、高温長時間
のクリープ破断強度を著しく向上させる。γ’相中のＡ
ｌの濃度が低下すると、７００〜８００℃程度の高温
で、γ’相が不安定となり、六方晶のη相や斜方晶のδ
相が析出するようになり、クリープ破断強度は著しく低
下するようになる。したがって、安定なγ’相を析出さ
せるために、Ａｌは、以下に述べるＡｌ単独での成分規
定の他に、γ’相中でＡｌ側を構成するＡｌ，Ｔｉ，Ｎ
ｂおよびＴａの４元素の添加量に占めるＡｌの割合を従
来合金よりもずっと高い範囲とすることが必要である。
添加４元素に占めるＡｌの量比は原子比で記述され、Ｎ
ｂを基準とすると、３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋
１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔａ）で表わされる。

【００１３】このＡｌ量比が０．３よりも小さくなると
高温応力負荷状態で、γ相が不安定となり、十分なクリ
ープ強度が得られなくなる。一方、このＡｌ量比が０．
６を超えると、γ’相が安定にはなるが、十分に固溶強
化されていないため、十分にクリープ抵抗を高めること
ができず、かえってクリープ強度が低下するようにな
る。したがって、従来合金よりも高温域までγ’相を安
定化させて、より高い高温クリープラプチャー強度を得
るためには、３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４
Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔａ）が０．３〜０．６の範囲内
であることが必要である。より、好適な範囲は０．３５
〜０．５５である。

【００１４】このようなγ’相中での高いＡｌ量比を得
るために、Ａｌは最低１％を超える添加を必要とする
が、２％を超える過度の添加はγ’相を多量に析出さ
せ、熱間加工性を低下させるので、Ａｌは１％を超え２
％以下に限定する。低熱膨張超耐熱合金の範疇におい
て、このようなγ’相中での高いＡｌ量比と単独での高
いＡｌの添加量に、高温クリープ破断強度を最も高める
組成が存在することを見出したことは、本発明の最も特
徴とするところであり、従来合金には見られない新規の
発明と言える。

【００１５】前述したようにＴｉとＮｂ，Ｔａは、まず
Ｃと結合して炭化物を形成し、残りのＴｉとＮｂ，Ｔａ
が下記に説明するようにＡｌとともにＮｉ、Ｃｏ等と結
合し、γ’相を形成して合金を強化する。Ｔｉは時効処
理によって、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｎｂ，Ｔａと共にγ’
相を析出し、高温引張強度を著しく向上させる。そのた
めに必要なＴｉ量は最低０．３％であるが、３％を越え
る過度の添加はγ’相を不安定にするとともに、熱膨張
係数の増加や熱間加工性の低下を招くので、Ｔｉは０．
３〜３％に限定する。より望ましいＴｉの添加は０．９
〜１．８％である。

【００１６】ＮｂとＴａはＴｉと同様に、時効処理によ
ってＮｉ、Ｃｏ、Ａｌとともにγ’相を析出し、熱間強
度を著しく向上させる。さらに一部のＮｂとＴａは直径
数μｍ程度のＬａｖｅｓ相を粒界および粒内に析出さ
せ、結晶粒の微細化を可能にすると共に、粒界の強度を
高める作用を持ち、クリープ破断強度度を著しく向上さ
せる作用を持つ。またＮｂとＴａは、同族の元素で、比
重、価格の点では、Ｎｂの方が有利であるが、強度上は
原子比で同様の効果をもつ。したがって、ＮｂとＴａ
は、Ｎｂ＋１／２Ｔａで１．５〜７％の添加とする。よ
り望ましいＮｂとＴａの添加範囲はＮｂ＋１／２Ｔａで
２．８〜４．５％である。

【００１７】ＢとＺｒは、１種または２種の添加で、結
晶粒界に偏析して粒界強度を高め、熱間加工性とクリー
プ破断強度の向上に寄与する。その効果は極く微量の添
加から現れるが、両者の多量の添加は逆に合金の初期溶
融温度を低下させ、熱間加工性を害するので、Ｂの場合
は０．０２％以下に、Ｚｒの場合は０．１％以下に限定
する。

【００１８】ＮｉはＣｏ，Ｆｅとともにマトリックスを
構成し、ＦｅとＣｏおよびＮｉの比は合金の熱膨張係数
と金属間化合物の析出形態に著しく影響を及ぼす。本発
明合金は、従来合金の中でも最も高いレベルの高温強度
を付与するために、ＴiやＮbさらにはＡlなどの析出強
化元素を多く含んでいるが、従来合金にないＦe、Ｃo、
Ｎiの割合を見出して高い高温引張強度と低熱膨張係数
の両立が可能となった。さらに、本発明合金のＦｅとＣ
ｏとＮｉの量とその割合においては、微細球状のＬａｖ
ｅｓ相の析出量が多く、粒界強化に役立ち、高温のクリ
ープ破断強度強度を高める効果を持つ。

【００１９】また、Ｎｉは、γ’相の構成元素でもあ
り、γ’相が十分に析出するためには、析出したあとも
基地が安定なオーステナイト相となりうるだけの十分な
Ｎｉ量が必要である。そのために必要なＮｉ量は２０％
以上である。逆に３０％以上のＮｉは熱膨張係数を増加
させ、Ｌａｖｅｓ相の析出量を減少させるので、結晶粒
の微細化や粒界強化が困難となり、本発明の目的が達成
できなくなる。したがって、Ｎiは２０％以上３０％未
満であることが重要である。望ましいＮiの範囲は２４
％以上３０％未満であり、さらに望ましくは２８〜２
９．８%である。

【００２０】ＣｏもＮｉと同様Ｆｅとともにマトリック
スを構成し、熱膨張係数の低下とＬａｖｅｓ相の析出に
役立つ。さらに一部のＣｏはγ’相中で、Ｎｉ側に固溶
する。そのためにＣｏは２０％以上の添加を必要とす
る。逆に３５％を越えるＣｏの添加は熱膨張係数の増加
と、過度のＬａｖｅｓ相析出にともなう高温強度の低下
をまねくので、Ｃｏは２０〜３５％の範囲とする。望ま
しいＣｏの範囲は２４〜３２％であり、より望ましくは
２４〜２６％である。ＭｏとＷは、本発明合金におい
て必須の添加元素ではないが、両者のうちの１種または
２種を添加することで、マトリックスを強化することが
でき、高温の強度をより高めることができる。しかし、
両者はともに合金の熱膨張係数を高めるので過度の添加
は好ましくない。また、両者は同属の元素であり、比重
の面からはＭｏが、耐酸化性においてはＷが有利である
が、強度面において両者の効果は原子比で表わされる。
よって、本発明においてＭｏやＷを添加する場合には、
Ｍｏ＋１／２Ｗで３％以下の添加とする。この範囲内で
あれば、本発明合金の熱膨張特性、耐酸化性、比重を特
に害することなく製造ができる。

【００２１】さらに、選択添加元素として、ＭｇとＣａ
の１種または２種を添加することは、それぞれ単独およ
び複合で、脱酸・脱硫効果を高めるとともに、合金の熱
間加工性と高温延性を高める効果をもつ。そのために、
Ｍｇは０．０２％以下、Ｃａは０．０２％以下の範囲で
添加できる。また、Ｙと希土類金属（ＲＥＭ）の１種ま
たは２種はそれぞれ単独および複合でＣｒ2Ｏ3の密着性
改善に寄与するため、選択元素として添加できる。Ｙと
ＲＥＭの耐酸化性改善の効果はともにごく少量の添加か
ら現れるが、過度の添加はＹまたはＲＥＭとＮｉ，Ｆ
ｅ，Ｃｏの金属間化合物を晶出し、その共晶温度が合金
の熱間加工温度よりも低くなるために、合金の熱間加工
性を低下させる。したがって、Ｙは０．２％以下、ＲＥ
Ｍは０．２％以下の添加とする。

【００２２】上述の添加合金元素の他に下記の合金元素
は、以下に示す範囲で含有するならば特性上とくに問題
とはならないが、いずれも極力低い方が望ましい。Ｖ≦１％Ｃｕ≦１％Ｒｅ≦１％Ｈｆ≦０．２％Ｐ≦０．０１％Ｓ≦０．００５％Ｏ≦０．００５％Ｎ≦０．００５％以上述べた元素の他は、残部Ｆｅで構成される。また、
本発明合金の溶製は、真空溶解で製造されることが望ま
しい。インゴット重量が２００〜３００ｋｇ以下の場合
は、真空の１回溶解のみでも良好な特性が得られるが、
それより大きな重量のインゴットを製造する場合は、エ
レクトロスラグ再溶解や真空アーク再溶解等の組織改善
効果の高い再溶解によるインゴットの製造がより望まし
い。

【００２３】このようなインゴットは通常の超耐熱合金
と同様の熱間加工プロセスによって高温成形が可能であ
る。さらに必要に応じて冷間の成形を加えて目的とする
製品形状に仕上げることができる。固溶化処理は、Ｌａ
ｖｅｓ相が残存あるいは析出するとともにγ’相が十分
に固溶する範囲で行なう。固溶化処理に先立つ熱間加工
が、固溶化処理を代用できる場合は固溶化処理を省略し
てもよい。固溶化処理の好ましい温度範囲は８５０〜１
１００℃の範囲である。時効処理は、γ’相が基地と十
分整合に数１０ｎｍ程度の微細析出粒子として析出する
温度で実施する。時効処理の望ましい温度範囲は６００
〜８５０℃である。

【００２４】

【実施例】表１に本発明合金、比較合金および従来合金
の化学組成、ならびにγ’相中でのＡｌ側を構成するＡ
ｌ，Ｔｉ，ＮｂおよびＴａの４元素の添加量に占めるＡ
ｌの割合を表わした式である３．４４Ａｌ／（３．４４
Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔａ）の値を示
す。本発明合金、比較合金および従来合金は、真空誘導
溶解炉にて溶解し、１０ｋｇのインゴットとした後、１
１８０℃×２０ｈ保持の均質化処理を施し、その後加熱
温度１１００℃で鍛伸して、３０ｍｍ角の試料とした。
その後、従来合金Ｎｏ．３１を除く他の合金はすべて９
８２℃×１ｈ保持後空冷する固溶化処理を、Ｎｏ．３１
は１０９３℃×１ｈ保持後空冷する固溶化処理を実施し
た。

【００２５】

【表１】

【００２６】従来合金Ｎｏ．３１はTHERMO-SPANであ
り、この合金の固溶化処理温度は前述の文献に従い、他
の合金より高い１０９３℃で実施した。時効処理は、す
べて７２０℃×８ｈ保持後、５５℃／ｈの冷却速度で６
２０℃まで冷却し、引続き８ｈ保持後空冷の熱処理を実
施した。表２に本発明合金、比較合金および従来合金の
常温および７００℃の引張強さ、７００℃−５０kgf/mm
²におけるクリープ破断特性、３０℃から７００℃まで
の平均熱膨張係数、および大気中における９００℃×１
６ｈ×５回後の酸化減量値を示す。

【００２７】引張試験は常温、７００℃ともＡＳＴＭ法
に規定された試験方法に基づき、平行部直径６．３５m
m、標点間距離２５．４mmのＡ３７０の縮小引張試験片
で実施した。また、クリープ破断試験は、平滑−切欠の
複合試験片により切欠強度も含めた特性を評価した。こ
の試験もＡＳＴＭ法に規定された試験方法に基づき、平
滑部、切欠部とも直径４．５２mm、平滑部の標点間距離
１８．０８mmのＡ４５３の９号試験片を用いた。試験温
度は７００℃で応力は５０kgf/mm²で試験を行ない、破
断寿命と伸びを測定した。熱膨張係数の測定は示差熱膨
張測定装置により実施した。耐酸化試験は、直径１０m
m、長さ２０mmの丸棒試験片を用いて抵抗加熱炉によ
り、大気中雰囲気にて、９００℃×１６ｈ×５回後、酸
化減量値を測定することにより耐酸化性を評価した。

【００２８】

【表２】

【００２９】表１および表２より本発明合金Ｎｏ．１〜
９はいずれも優れた常温および７００℃の引張強さを有
している。また、７００℃の平滑−切欠複合クリープ破
断試験において、いずれも平滑部での破断で、切欠強度
が平滑部の強度を上回っていた。破断寿命はいずれも１
００時間以上で、比較合金Ｎｏ．２１や従来合金Ｎｏ．
３１に比べ、あきらかに高い寿命が得られた。また、図
１にクリープ破断寿命とγ’相中でのＡｌ側を構成する
Ａｌ，Ｔｉ，ＮｂおよびＴａの４元素の添加量に占める
Ａｌの割合を表わした式である３．４４Ａｌ／（３．４
４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔａ）の関係を
示すが、本発明合金がもつ高いγ’相中でのＡｌ量比は
あきらかにクリープ破断強度に有効に働いていることが
わかる。さらに、常温から７００℃までの平均熱膨張係
数において、本発明合金は１１．９〜１３．２×１０マ
イナス６乗/℃の値を示し、従来合金Ｎｏ．３１と同等
の低い熱膨張係数を併せ持つことがわかる。また、９０
０℃の耐酸化性も従来合金Ｎｏ．３１と同等以上で、実
用上まったく問題のないレベルである。

【００３０】一方、比較合金Ｎｏ．２１は、本発明合金
よりもＡｌが低い組成である。Ｎｏ．２１の場合、γ’
相の組成が本発明合金に対して、Ａｌ量に対するＮｂと
Ｔｉの量が相対的に高い組成となっている。そのために
γ’相が本発明合金よりも固溶強化され、常温や７００
℃の短時間引張強さなどでは、むしろ高強度が得られ
る。しかし、Ｎｏ．２１のようにγ’相を過度に固溶強
化すると、γ’相が不安定となり、実際の使用において
もっとも重要となるクリープ破断強度が本発明合金より
もあきらかに低下するようになる。この結果より、本発
明における従来の低熱膨張超耐熱合金にない高いＡｌ量
の添加の有効性というものがあきらかである。また、従
来合金Ｎｏ．３１は、比較合金Ｎｏ．２１よりもさらに
Ａｌ量が低く、クリープ破断強度は本発明合金はもとよ
り、比較合金Ｎｏ．２１よりも劣っている。また、常温
および７００℃の引張強さも本発明合金よりも劣ってい
る。

【００３１】

【発明の効果】本発明の合金をガスタービン部品、セラ
ミックス接合部品および超硬合金接合部品等の用途に使
用すれば、従来合金では得られなかった高い高温強度、
高い高温耐酸化性ならびに低熱膨張特性を同時に満足す
ることができ、常温から高温まで高強度かつ各種の部材
や部品間に設けられたクリアランスを常温から高温まで
一定量に維持することが必要な構造用材料への長時間の
適応が可能となる。また、セラミックスや超硬合金のよ
うな低熱膨張材料と構造用の材料との接合に際し高強度
で信頼性の高い接合が長時間にわたり得られる。さら
に、これらの用途以外の部品への適用に際しても、発明
合金が有する強度、耐酸化性および熱膨張特性の特色を
いかした部品ならば、いずれも良好な特性が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金、比較合金および従来合金のクリー
プ破断寿命に及ぼすγ’相中でのＡｌ量比の影響につい
て示した図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％にて、Ｃ０．２％以下、Ｓｉ１％
以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ４％を超え１０％以下、Ａｌ
１％を超え２％以下、Ｔｉ０．３〜３％、ＮｂおよびＴ
ａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで１．５〜７％
で、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの関係が３．４４Ａｌ
／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．５１Ｔ
ａ）で０．３〜０．６、さらにＢ０．０２％以下とＺｒ
０．１％以下の１種または２種を含み、Ｎｉ２０％以上
３０％未満、Ｃｏ２０〜３５％を含有し、残部は不純物
を除き、実質的にＦｅからなることを特徴とする低熱膨
張超耐熱合金。
【請求項２】重量％にて、Ｃ０．１％以下、Ｓｉ０．
１〜０．６％、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ４．５〜７％、Ａｌ
１．０５〜１．８％、Ｔｉ０．９〜１．８％、Ｎｂおよ
びＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで２．８〜
４．５％で、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの関係が３．
４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．
５１Ｔａ）で０．３〜０．６、さらにＢ０．０２％以下
とＺｒ０．１％以下の１種または２種を含み、Ｎｉ２４
％以上３０％未満、Ｃｏ２４〜３２％を含有し、残部は
不純物を除き、実質的にＦｅからなることを特徴とする
低熱膨張超耐熱合金。
【請求項３】重量％にて、Ｃ０．１％以下、Ｓｉ０．
１〜０．６％、Ｍｎ１％以下、Ｃｒ４．８〜６．５％、
Ａｌ１．０５〜１．８％、Ｔｉ０．９〜１．８％、Ｎｂ
およびＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで２．
８〜４．５％で、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの関係が
３．４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋
０．５１Ｔａ）で０．３５〜０．５５、さらにＢ０．０
２％以下とＺｒ０．１％以下の１種または２種を含み、
Ｎｉ２８〜２９．８％、Ｃｏ２４〜２６％を含有し、残
部は不純物を除き、実質的にＦｅからなることを特徴と
する低熱膨張超耐熱合金。
【請求項４】重量％にて、Ｃ０．２％以下、Ｓｉ１％
以下、Ｍｎ２％以下、Ｃｒ４％を超え１０％以下、Ｍｏ
およびＷの１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗで３％以
下、Ａｌ１％を超え２％以下、Ｔｉ０．３〜３％、Ｎｂ
およびＴａの１種または２種をＮｂ＋１／２Ｔａで１．
５〜７％で、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａの関係が３．
４４Ａｌ／（３．４４Ａｌ＋１．９４Ｔｉ＋Ｎｂ＋０．
５１Ｔａ）で０．３〜０．６、さらにＢ０．０２％以下
とＺｒ０．１％以下の１種または２種を含み、Ｎｉ２０
％以上３０％未満、Ｃｏ２０〜３５％を含有し、残部は
不純物を除き、実質的にＦｅからなることを特徴とする
低熱膨張超耐熱合金。
【請求項５】重量％で、Ｍｇ０．０２％以下とＣａ
０．０２％以下の１種または２種と、またはさらにＹ
０．２％以下とＲＥＭ０．２％以下の１種または２種を
含むことを特徴とする請求項１〜４に記載の低熱膨張超
耐熱合金。