JPH08100243A

JPH08100243A - 高耐熱性鉄基合金

Info

Publication number: JPH08100243A
Application number: JP20507895A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Shamoto; 裕幸社本; Takashi Morikawa; 隆森川
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1994-08-05
Filing date: 1995-07-20
Publication date: 1996-04-16
Also published as: EP0695811A1

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明はＦｅ−Ａｌ−Ｃ系合金に関し、特に
高温にて使用される高耐熱性に優れた鉄基合金を提供す
る。【解決手段】一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表さ
れ、式中ｘ、ｙ、ｚは原子％で、１％≦ｙ（ａｔ％）≦
２８％、０％＜ｚ（ａｔ％）≦２４％、ｘは残部であ
り、図１の点Ａ、Ｂ、ＣおよびＤで囲まれた範囲の組成
を有することを特徴とする高耐熱性鉄基合金。また、一
般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表され、式中ｘ、ｙ、
ｚは原子％で、図２の点Ａ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｃお
よびＤで囲まれた範囲の組成を有することを特徴とする
高耐熱性鉄基合金。さらに、一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_z
によって表され、式中ｘ、ｙ、ｚは原子％で、１％≦ｙ
（ａｔ％）≦２８％、０％＜ｚ（ａｔ％）≦１２％、ｘ
は残部である組成を有することを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はＦｅ−Ａｌ−Ｃ系合
金に関し、特に高温にて使用される高耐熱性に優れた鉄
基合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】最近、自動車の排気系統等に使用される
耐熱材料は、使用条件の厳しさとともに、より高温での
環境下における高温変形および引張強度の低下を抑止す
ることが要求されている。さらに、これらの耐熱材料が
具備すべき特性として、高温強度が大きいこと、クリー
プ伸びが小さいこと、および耐熱的疲労および耐衝撃に
優れていることが必要となる。このため、従来ＣｒやＮ
ｉ等の高価な合金元素が使用されてきた。例えば、この
高耐熱性の鉄基材料としては、ＳＣＨ系の耐熱鋼鋳鋼材
やＦＣＤＡ系の球状黒鉛系オーステナイト鋳鉄品等が知
られている。一般にその耐熱特性から分類すると、まず
高珪素球状黒鉛鋳鉄があげられるが、この材料では変態
温度が低いため、８００℃以上のより高温域での使用は
困難である。これより高温用の材料としては、フェライ
ト鋳鋼が使用されているが、この材料においては高価な
Ｃｒが１５％以上含有されている。さらに高温用材料と
しては、オーステナイト鋳鉄があるが、この材料にも、
コスト的に高価な合金種のＣｒやＮｉが使用されてい
る。

【０００３】一方、最近ではＦｅＡｌ金属間化合物が軽
量で高融点である点に注目して、この合金系の開発が進
められている。例えば、本出願人は出願した特開平３−
２２６５４７号公報に、高靱性材用として３６．８〜４
９．４ａｔ％Ａｌを含有するＦｅ−Ａｌ系金属間化合物
材料を開示しているが、これは従来の高耐熱材と同様に
Ｃｒを含有せしめ靱性を改善したものである。

【０００４】この分野の公知技術として、特開昭５６−
５８９５０号公報には耐ピックアップ性を改善した熱処
理用ローラ用として０．７２〜１８．７ａｔ％Ａｌから
なる合金が開示されている。また、特開昭５７−１２６
９４９号公報には規則・不規則変態を起こしめる防振合
金用として１７〜３２．７ａｔ％Ａｌからなる合金が開
示されている。その他、特開昭５７−２０３７５０号公
報には非磁性材料との複合材料の磁性材用として０．２
〜７．４ａｔ％Ａｌ、１．８３〜８．３ａｔ％Ｃからな
る合金が開示され、特開昭６２−２７０４５２号公報に
は鉄筋を埋設した炭素繊維強化コンクリート構造体用と
して１３．５〜３７．３ａｔ％Ａｌ、０．００４〜３．
２ａｔ％Ｃからなる合金が開示され、特開平６−２５８
００号公報には炭化物を分散せしめた高強度および耐摩
耗材用として２５〜５０ａｔ％Ａｌからなる合金等が開
示されている。しかし、前記いずれの公知技術も、少な
くとも耐熱材料としてのＦｅ−Ａｌ−Ｃ三元系合金に関
する開示をしているものは存在しない。

【０００５】一般に、合金状態図的にはＦｅ−Ａｌ系合
金においては、Ａｌが約５４ａｔ％以下の範囲では、フ
ェライトを形成し、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ三元系においてはＡ
ｌ含有量の増加とともに黒鉛化率が、Ａｌ約５ａｔ％ま
では徐々に増大し、その後はＡｌの増加とともに減少
し、その後硬度の比較的高い炭化物相とフェライト相に
なることが報告されている。また、Ａｌ鋳鉄の耐熱性に
ついては含有するＡｌによって、表面に生ずる強固なＡ
ｌ₂Ｏ₃皮膜によって、酸素の通過を抑止し高温での耐
酸化性に優れ、かつ炭化物の成長も小さく、耐熱性に優
れることが知られている。（例えば“特殊鋳鉄”第３
版、日刊工業新聞社発行、 1960 ）しかし、前記従来の材料では、より高温での耐熱性にお
いて満足されるものではなく、また製造上の問題を有し
ていた。このため、高価なＣｒ、Ｎｉ等の合金種を含有
することなく、より安価にして高耐熱性に優れた鉄基材
料の開発が要望されていた。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ｆｅ
−Ａｌ系の前記問題点を解決するために、三元系である
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ系を検討し、平均線膨張率を低減し、変
態温度を高め、かつ引張強さに優れた高耐熱性鉄基合金
を提供することである。本発明の別の目的は、機械的性
質の向上を従来のＣｒ、Ｎｉ等のコスト的に高価な合金
元素を使用することなく、安価にして、かつ同等以上の
機械的特性の向上を達成するＦｅ、ＡｌおよびＣを主体
とする高耐熱性鉄基合金を提供することである。

【０００７】本発明の他の目的は、Ｆｅ−Ａｌ系の従来
の製造上の問題、特にその鋳造性を改善する成分系の検
討によって高耐熱性鉄基合金を提供することである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前記の目的は、一般式：
Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表され、式中ｘ、ｙ、ｚは原
子％で、１原子％≦ｙ≦２８原子％、０原子％＜ｚ≦２
４原子％、ｘは残部であり、図１の点Ａ、Ｂ、Ｃおよび
Ｄで囲まれた範囲の組成を有することを特徴とする高耐
熱性鉄基合金によって達成される。また、前記の目的
は、一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表され、式中
ｘ、ｙ、ｚは原子％で、図２の点Ａ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、
Ｉ、ＣおよびＤで囲まれた、ただしＣ：０％の線上は含
まない範囲の組成を有することを特徴とする高耐熱性鉄
基合金によっても達成される。。

【０００９】さらに、上記の目的は、一般式：Ｆｅ_xＡ
ｌ_yＣ_zによって表され、式中ｘ、ｙ、ｚは原子％で、
１原子％≦ｙ≦２８原子％、０原子％＜ｚ≦１２原子
％、ｘは残部であり、図３の点Ｊ、Ｂ、ＣおよびＫで囲
まれた範囲の組成を有することを特徴とする高耐熱性鉄
基合金によっても達成される。

【００１０】また、上記の目的は、一般式：Ｆｅ_xＡｌ
_yＳｉ_z1Ｃ_z2によって表され、式中ｘ、ｙ、ｚ₁、ｚ₂
は原子％で、ｚ_total＝ｚ₂＋０．７５ｚ₁、０．２原
子％≦ｚ₁≦１０原子％として、図４の点Ａ、Ｊ、Ｌ、
Ｍ、Ｂ、ＣおよびＤで囲まれた範囲の組成を有すること
を特徴とする高耐熱性鉄基合金によっても達成される。

【００１１】さらに、黒鉛化促進元素として、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｎから選択される１種ま
たは２種以上の元素が、０．２原子％〜２．０原子％添
加されているか、もしくはＢ、Ｚｒから選択される１種
または２種の元素が、０．２原子％〜２．０原子％添加
されているか、またはＰが０．０１原子％〜２．０原子
％添加されているか、もしくはＮｉ、Ｃｕから選択され
る１種または２種の元素が、０．２原子％〜５．０原子
％添加されていることを特徴とする高耐熱性鉄基合金に
よっても達成される。

【００１２】また、さらに微細化促進元素または化合物
として、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｍ、Ｓ
ｎ、ＦｅＢ、ＴａＢ₂、ＴｉＢ₂、ＨｆＣ、ＴｉＣ、Ａ
ｇ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｐ、Ｙｂ、Ｂ₄Ｃ、Ｎｂ
Ｂ₂、Ｍｏ₂Ｃ、ＶＣ、Ｃｒ₂Ｎ、Ｆｅ₃Ｎ、Ｆｅ
₄Ｎ、ＴｉＮ、ＶＮから選択される１種または２種以上
の元素または化合物が、０．１原子％以上添加されてい
るか、もしくは延性改善元素または化合物として、Ｃ
ｅ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｎｄ、Ｄｙ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｙ、ＢａＡ
ｌ₄、Ｆｅ₄Ｎから選択される１種または２種以上の元
素または化合物が、０．１原子％以上添加されているこ
とを特徴とする高耐熱性鉄基合金によっても達成され
る。

【００１３】本発明の第１発明では、熱膨張係数が小さ
く、高温環境下でも、大きな歪みや応力を発生すること
がないため、耐熱材料として優れる。また、第２発明で
は、変態温度が高く、高温環境下でも、大きな膨張収縮
を発生することがないため、耐熱材料として優れる。さ
らに、第３発明では、熱膨張係数が小さいことに加え、
さらに引張強度が高く、耐熱材料として優れる。また、
第４発明では、Ｓｉを添加することにより、変態温度が
変化し、使用限界温度が上昇する。さらに、第５ないし
９発明では、黒鉛化促進元素の添加により、黒鉛化が促
進され、マトリックスの強度延性を向上させると共に、
鋳造性と加工性も向上する。第６発明では炭化物の生成
により、また第７発明では鉄化合物の生成により合金の
強度が向上する。

【００１４】第10および11発明では微細化促進元素の添
加により組織の微細化が図れ、鋳造割れや偏析などの鋳
造欠陥が防止できると共に、強度が向上する。また、第
12および13発明では、延性改善元素等の添加により、組
織が軟化して伸びが増加すると共に、熱疲労強度が向上
する。

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明の成分の限定理由について
説明する。本発明の第１発明では、Ａｌが１ａｔ％未満
の場合には耐酸化性が不十分となり、一方、Ａｌが２８
ａｔ％超では熱膨張係数が大きくなり、耐熱材料として
の使用が難しくなる。Ｃは２４ａｔ％超の場合には、融
点が高くなり溶解が非常に困難となる。なお、Ｃの下限
値は０ａｔ％超とし、図１のＣ：０ａｔ％の線上を除外
する。

【００１６】本発明の第２発明は、前記第１発明の範囲
および下記不等式の両方を満足する範囲とするものであ
って、図２の点Ｅ、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩは各２領域のそ
れぞれが交差する境界点である。５Ａｌ−８Ｃ≧２５（Ｃ＜５原子％）（１）５Ａｌ−２Ｃ≧５５（５原子％≦Ｃ＜１０原子％）（２）Ａｌ≧１５（１０原子％≦Ｃ＜１５原子％）（３）Ａｌ＋３Ｃ≧６０（１５原子％≦Ｃ）（４）ここで、Ａｌ、Ｃは各々原子％Ａｌ、原子％Ｃの値、
（）内は各式の適用組成域を示す。また、Ｃの下限値
は０原子％超とし、図２のＣ：０原子％の線上を除外す
る。

【００１７】上記の限定は、室温から高温まで材料を加
熱した場合に、変態が発生する材料においては、その変
態点で大きな膨張収縮をおこすことによる。そのため、
変態が発生した温度が、その場合の使用温度の上限とな
る。上記限定範囲は変態温度８００℃以上であり、すな
わち耐熱材料として８００℃以上まで使用可能となり、
車両の排気系等の高温環境下の使用に適する。本発明の
第３発明は、前記第１発明の範囲および下記条件を満足
する図３の範囲とするものである。

【００１８】Ｃ≦１２原子％（５）この限定は、Ｃが１２原子％超の場合には引張強さが得
られず強度が不十分となるためである。また、耐熱材料
には、高温での強度、延性、疲労強度の他に、耐酸化
性、変態温度等の特性も重要である。そのため、本発明
の第４発明は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｃ系の場合で、図４
の点Ａ、Ｊ、Ｌ、Ｍ、Ｂ、ＣおよびＤで囲まれた範囲で
あって、下記の関係を満足するものである。

【００１９】Ｚ_total＝Ｃ＋０．７５Ｓｉ（６）０．２原子％≦Ｓｉ≦１０原子％（７）すなわち、Ａｌ、Ｃ、Ｓｉの成分が、上記の３条件を満
足する範囲である。この範囲では、Ｓｉが変態温度を変
化させる効果があり、材料の耐熱使用限界温度を上昇さ
せ、耐熱性を向上させる。また、Ｓｉは耐酸化性を向上
させ、このため材料の耐熱性は改善される。さらに、機
械的特性の面では、Ｓｉは黒鉛の生成組成域では黒鉛化
を促進して、鋳造性および加工性を向上する。また、黒
鉛生成の有無を問わず強度延性を向上させるが、前記範
囲であるＳｉ：１０原子％を超えて添加すると伸びが低
下し脆化する。

【００２０】次に、本発明のその他の添加元素について
説明する。まず、黒鉛化元素としてのＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｔａ、Ｗ、ＮｂおよびＭｎは、黒鉛の生成組成域では、
０．２原子％以上添加することによって黒鉛化を促進
し、マトリックスの強度延性を向上させると共に、鋳造
性と加工性を向上させる。また、生成した炭化物を分散
して強度を向上させる。一方、２原子％超添加すると、
炭化物が過剰となり硬化して加工性を劣化すると共に延
性も低下してしまう。このため、本発明では、０．２〜
２．０原子％に限定した。

【００２１】また、黒鉛の生成組成域では、Ｂ、Ｚｒを
０．２原子％以上、またはＰを０．０１原子％以上を添
加することによって黒鉛化を促進し、マトリックスの強
度延性を向上させると共に、鋳造性と加工性を向上させ
る。また、生成した鉄化合物を分散して強度を向上させ
る。一方、２原子％超添加すると、鉄化合物が過剰とな
り硬化して加工性を劣化すると共に延性も低下してしま
う。このため、本発明では、Ｂ、Ｚｒは０．２〜２．０
原子％、Ｐは０．０１〜２．０原子％に限定した。

【００２２】さらに、Ｎｉ、Ｃｕは、黒鉛の生成組成域
では、０．２原子％以上添加することによって黒鉛化を
促進し、マトリックスの強度延性を向上させると共に、
鋳造性と加工性を向上させる。一方、５原子％超添加す
ると、オーステナイト化傾向が強まり、変態温度を低下
させる。このため、本発明では、０．２〜５．０原子％
に限定した。

【００２３】次に、微細化元素としてのＴｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｔａ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｍ、Ｓｎ、ＦｅＢ、ＴａＢ₂、
ＴｉＢ₂、ＨｆＣ、ＴｉＣ、Ａｇ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｇｅ、
Ｈｆ、Ｐ、Ｙｂ、Ｂ₄Ｃ、ＮｂＢ₂、Ｍｏ₂Ｃ、ＶＣ、
Ｃｒ₂Ｎ、Ｆｅ₃Ｎ、Ｆｅ₄Ｎ、ＴｉＮ、ＶＮは、０．
１原子％以上添加することにより組織を微細化すること
ができ、鋳造割れや偏析などの鋳造欠陥を防止すると共
に強度を向上する。一方、２原子％超添加しても、その
効果は飽和してしまう。また、軟化および延性改善元素
としての、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｎｄ、Ｄ
ｙ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｙ、ＢａＡｌ₄、Ｆｅ₄Ｎは、０．１
原子％以上添加することにより組織を軟化して伸びが増
加し、熱疲労強度が向上し、さらに加工性も改善する。
一方、２原子％超添加しても、その効果は飽和してしま
う。なお、軟化および延性改善化合物として、ミッシュ
メタルの形で添加することもできる。さらに、本発明に
おいては、Ｍｇの添加により伸びが増加し、材料の熱疲
労を向上させることが可能である。以下に、本発明の実
施態様例および比較例によってさらに詳述する。

【００２４】

【実施例】

実施例１本発明の第１発明の実施例および比較例として、表１に
示す組成の合金を作製した。この表で本発明例No.１〜
１４は図１の請求範囲（１）の組成のものであり、比較
例No.１５〜１８はその範囲外の組成のものである。こ
れらについて、４０〜８００℃における線熱膨張率を測
定し、表１に平均線熱膨張率として求め、その結果をあ
わせて示す。

【００２５】

【表１】

【００２６】表１のごとく、本発明例No.１〜１４で
は、平均線熱膨張係数は１４．３〜１７．０であるのに
対して、比較例No.１５〜１８では平均線熱膨張係数は
１８．３〜２３．１であり、本発明例は比較例に比して
良好な値を示している。すなわち、Ａｌ量が２８ａｔ％
を越えると、平均線熱膨張係数が大きくなり、耐熱材料
であるオーステナイト鋳鉄の平均線熱膨張係数と同等以
上となり、耐熱材料として好ましくない。このような高
温で使用する材料の熱膨張係数が大きい場合、低温と高
温の間で大きな膨張収縮を発生する。この膨張収縮によ
り、高温部材と接合した周囲の部品に大きな歪みと応力
が発生する。また、材料自身も周囲の部品からの拘束に
より、大きな歪みと応力が発生し、破壊する場合もあ
る。そのため耐熱材料の熱膨張は小さい方が好ましい。

【００２７】実施例２本発明の第２発明の実施例および比較例として、表２に
示す組成の合金を作製した。この表で本発明例No.１９
〜２８は図２の請求範囲（２）の組成のものであり、比
較例No.２９〜３３はその範囲外の組成のものである。
これらについて、変態温度を測定し、その結果を表２に
あわせて示す。

【００２８】

【表２】

【００２９】表２のごとく、本発明例No.１９〜２８で
は、冷却時の変態温度は８３５℃以上であるのに対し
て、比較例No.２９〜３３では変態温度は６９３〜７４
８℃であり、本発明例は比較例に比して変態温度が高い
良好な値を示している。すなわち、図２の請求範囲
（２）の組成のものでは、変態温度が８００℃以上であ
り、高珪素耐熱鋳鉄の変態温度を上まわる。また実施例
１で示したごとく熱膨張特性も小さく優れており、耐熱
材料として、良好な特性が得られた。

【００３０】実施例３本発明の第３発明の実施例および比較例として、表３に
示す組成の合金を作製した。この表で本発明例No.３４
〜４１は図３の請求範囲（３）の組成のものであり、比
較例No.４２〜４４はその範囲外の組成のものである。
これらについて、室温での引張強さを測定し、その結果
を表３にあわせて示す。

【００３１】

【表３】

【００３２】表３のごとく、本発明例No.３４〜４１で
は、室温での引張強さは４８９〜９５９ＭＰａであるの
に対して、比較例No.４２〜４４では室温での引張強さ
は９６〜１９５ＭＰａであり、本発明例は比較例に比し
て良好な値を示している。すなわち、Ｃ量が１２ａｔ％
を越えると、室温での引張強さが低下する。耐熱材料と
して高温での引張強さは室温の値の約１／３程度になる
が、この値は室温値に比例することからも、また実施例
１で示したごとく熱膨張特性も小さく優れており、耐熱
材料として良好な特性が得られた。

【００３３】実施例４本発明の第４発明の実施例および比較例として、表４に
示す組成の合金を作製した。この表で本発明例No.４５
〜５０は図４の請求範囲（４）の組成のものであり、比
較例No.５１および５２はその範囲外の組成のものであ
る。これらについて、冷却時および加熱時の変態温度を
測定し、その結果を表４にあわせて示す。

【００３４】

【表４】

【００３５】表４のごとく、本発明例No.４５〜５０で
は、変態温度は冷却時で８０８℃以上、加熱時で８３７
℃以上であるのに対して、比較例No.５１および５２で
は変態温度は、それぞれ７３０℃以下、８２０℃以下で
あり、本発明例は比較例に比して変態温度が高い良好な
値を示している。このため、前述のように材料の耐熱使
用限界温度が上昇し、耐熱性が向上し、かつ黒鉛化を促
進する。

【００３６】実施例５本発明のその他成分の添加による特性の改善の実施例に
ついて説明する。まず、黒鉛化促進の実施例として、黒
鉛化促進元素の添加材および比較例として、表５に示す
組成の合金を作成した。これらについて、鋳造後の黒鉛
量を測定した。その結果を表５にあわせて示す。

【００３７】

【表５】

【００３８】この表より、本発明の添加材は、黒鉛量が
３．１〜７．５％であるに対して、無添加材は２．６％
であった。すなわち、本発明の黒鉛化促進効果は、本発
明の範囲において顕著に認められた。次に、微細化元素
の添加の実施例として、ＴｉＢ₂を添加した例を図５
（ａ）〜（ｃ）に示す。図５（ａ）は微細化元素の無添
加材のＦｅ−10原子％Ａｌ−2原子％Ｃ、図５（ｂ）は
0.8 原子％ＴｉＢ₂添加材、図５（ｃ）は1.9 原子％Ｔ
ｉＢ₂添加材の鋳造後における金属組織写真（倍率：×
３）である。これらの図より、前記微細化効果は本発明
の範囲において顕著に認められた。

【００３９】また、軟化および延性改善元素の実施例と
して、軟化および延性改善元素の添加材および無添加材
として、表６に示す組成の合金を作成した。これらにつ
いて、鋳造後の硬さを測定した。その結果を表６にあわ
せて示す。

【００４０】

【表６】

【００４１】この表より、本発明の添加材は、硬さがＨ
_v２２１〜３０６であるに対して、無添加材はＨ_v３３
４であった。すなわち、本発明の軟化および延性改善効
果は、本発明の範囲において顕著に認められた。さら
に、Ｍｇの添加の実施例として、表７に示す組成のＭｇ
の添加材および無添加材を作成した。これらについて、
鋳造後の引張強さおよび伸びを測定した。その結果を表
７に合わせて示す。この表より、本発明の添加材は、伸
びが３．９〜８．１％であるに対して、無添加材は０．
４〜２．７％であった。すなわち、本発明材でのＭｇに
よる伸び改善効果は、顕著に認められた。

【００４２】

【表７】

【００４３】

【発明の効果】本発明は高価な合金元素であるＣｒ、Ｎ
ｉ等を使用することなく、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃ系を主体とす
る三元系合金でありながら、高温での耐熱特性として、
線熱膨張係数が低く、かつ変態温度を高めもしくは引張
強さが優れ、より高温用部材への適用を可能とする。特
に、本発明材の変態温度は８００℃以上であるため、車
両の排気系等の高温環境下の使用に適する。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係る第１発明の範囲を、Ｃ量とＡｌ量
の関係によって示す図である。

【図２】本発明に係る第２発明の範囲を、Ｃ量とＡｌ量
の関係によって示す図である。

【図３】本発明に係る第３発明の範囲を、Ｃ量とＡｌ量
の関係によって示す図である。

【図４】本発明に係る第４発明の範囲を、Ｃ＋0.75Ｓｉ
量とＡｌ量の関係によって示す図である。

【図５】本発明の第10および11発明に係る微細化元素の
効果を示し、（ａ）Ｆｅ−10原子％Ａｌ−2 原子％Ｃの
無添加材、（ｂ）0.8 原子％ＴｉＢ₂添加材、（ｃ）は
1.9 原子％ＴｉＢ₂添加材の金属組織写真である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表さ
れ、式中ｘ、ｙ、ｚは原子％で、１原子％≦ｙ≦２８原
子％、０原子％＜ｚ≦２４原子％、ｘは残部であり、図
１の点Ａ、Ｂ、ＣおよびＤで囲まれた範囲の組成を有す
ることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項２】一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表さ
れ、式中ｘ、ｙ、ｚは原子％で、図２の点Ａ、Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈ、Ｉ、ＣおよびＤで囲まれた、ただしＣ：０％の
線上は含まれない範囲の組成を有することを特徴とする
高耐熱性鉄基合金。
【請求項３】一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＣ_zによって表さ
れ、式中ｘ、ｙ、ｚは原子％で、１原子％≦ｙ≦２８原
子％、０原子％＜ｚ≦１２原子％、ｘは残部であり、図
３の点Ｊ、Ｂ、ＣおよびＫで囲まれた範囲の組成を有す
ることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項４】一般式：Ｆｅ_xＡｌ_yＳｉ_z1Ｃ_z2によっ
て表され、式中ｘ、ｙ、ｚ₁、ｚ₂は原子％で、ｚ
_total＝ｚ₂＋０．７５ｚ₁、０．２原子％≦ｚ₁≦１
０原子％として、図４の点Ａ、Ｊ、Ｌ、Ｍ、Ｂ、Ｃおよ
びＤで囲まれた範囲の組成を有することを特徴とする高
耐熱性鉄基合金。
【請求項５】請求項１から４のいずれかに記載の合金
に、さらに黒鉛化促進元素が添加されていることを特徴
とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項６】請求項５の黒鉛化促進元素として、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｎから選択される１
種または２種以上の元素が、０．２原子％〜２．０原子
％添加されていることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項７】請求項５の黒鉛化促進元素として、Ｂ、
Ｚｒから選択される１種または２種の元素が、０．２原
子％〜２．０原子％添加されていることを特徴とする高
耐熱性鉄基合金。
【請求項８】請求項５の黒鉛化促進元素として、Ｐが
０．０１原子％〜２．０原子％添加されていることを特
徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項９】請求項５の黒鉛化促進元素として、Ｎ
ｉ、Ｃｕから選択される１種または２種の元素が、０．
２原子％〜５．０原子％添加されていることを特徴とす
る高耐熱性鉄基合金。
【請求項１０】請求項１から９のいずれかに記載の合
金に、さらに微細化促進元素または化合物が添加されて
いることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項１１】請求項10の微細化促進元素または化合
物として、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｂ、Ｍｏ、Ｓｍ、Ｓ
ｎ、ＦｅＢ、ＴａＢ₂、ＴｉＢ₂、ＨｆＣ、ＴｉＣ、Ａ
ｇ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｐ、Ｙｂ、Ｂ₄Ｃ、Ｎｂ
Ｂ₂、Ｍｏ₂Ｃ、ＶＣ、Ｃｒ₂Ｎ、Ｆｅ₃Ｎ、Ｆｅ
₄Ｎ、ＴｉＮ、ＶＮから選択される１種または２種以上
の元素または化合物が、０．１原子％以上添加されてい
ることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項１２】請求項１から11のいずれかに記載の合
金に、さらに延性改善元素または化合物が添加されてい
ることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。
【請求項１３】請求項12の延性改善元素または化合物
として、Ｃｅ、Ｅｒ、Ｇｄ、Ｎｄ、Ｄｙ、Ｌａ、Ｐｒ、
Ｙ、ＢａＡｌ₄、Ｆｅ₄Ｎから選択される１種または２
種以上の元素または化合物が、０．１原子％以上添加さ
れていることを特徴とする高耐熱性鉄基合金。