JPS61231138A - 高温強度に優れる低熱膨張合金 - Google Patents
高温強度に優れる低熱膨張合金Info
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- JPS61231138A JPS61231138A JP6991085A JP6991085A JPS61231138A JP S61231138 A JPS61231138 A JP S61231138A JP 6991085 A JP6991085 A JP 6991085A JP 6991085 A JP6991085 A JP 6991085A JP S61231138 A JPS61231138 A JP S61231138A
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- strength
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、高温強度に優れる低熱膨張合金に関し、と
くにセラミックスとの接合用合金としての用途に供して
とりわけ好適なものである。
くにセラミックスとの接合用合金としての用途に供して
とりわけ好適なものである。
最近、炭、窒化けい素やアルミナなどのファインセラミ
ックの活用が各分野で盛んに検討されている。中でもか
かるセラミックスのもつ優れた耐熱性の利用が注目を浴
びているが、セラミックスは一方で機械的、熱的衝撃に
比較的弱いすなわち脆いという欠点をもっているので、
単独での使用には限界があり、通常この欠点を補うべく
、靭性および耐熱衝撃性に冨む金属と接合または複合化
して使用される。
ックの活用が各分野で盛んに検討されている。中でもか
かるセラミックスのもつ優れた耐熱性の利用が注目を浴
びているが、セラミックスは一方で機械的、熱的衝撃に
比較的弱いすなわち脆いという欠点をもっているので、
単独での使用には限界があり、通常この欠点を補うべく
、靭性および耐熱衝撃性に冨む金属と接合または複合化
して使用される。
表１に、現在汎用されている代表的なファインセラミッ
クの特性を示す。
クの特性を示す。
表１
※ その温度から急冷したとしても、損傷が生じない温
度。
度。
同図より明らかなように、セラミックスは一般に熱間で
の強度が高く、また熱膨張係数が低い。
の強度が高く、また熱膨張係数が低い。
従って接合用金属としても、セラミックスの使用温度の
ほぼ上限に当る５００℃において約５０ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の高い熱間強度と、０〜５００℃間の平均熱膨張係
数が８．０〜９．ＯＸ １０−６／ ’Ｃ以下程度の低
熱膨張性が必要とされるのである。
ほぼ上限に当る５００℃において約５０ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の高い熱間強度と、０〜５００℃間の平均熱膨張係
数が８．０〜９．ＯＸ １０−６／ ’Ｃ以下程度の低
熱膨張性が必要とされるのである。
（従来の技術）
低熱膨張合金としては、従来からＦｅ−３ｓ％Ｎｉイン
バー合金やｌ”ｅ−３２％Ｎｉ−５％ＣＯの組成になる
スパーインバー合金が知られている。
バー合金やｌ”ｅ−３２％Ｎｉ−５％ＣＯの組成になる
スパーインバー合金が知られている。
この種合金は、冷却過程で生じる体積収縮を、キュリ一
点以下での磁気発生に伴う大きな自発体積磁歪（膨張）
によって相殺することにより、常温付近における熱膨張
係数αを、α恒Ｏに保持するものである。ただしこれら
の合金のキュリ一点はいずれも２００℃近辺であり、従
って２００℃程度までは低熱膨張性を維持できるが、そ
れ以上の高温になるとαは急激に大きくなる。
点以下での磁気発生に伴う大きな自発体積磁歪（膨張）
によって相殺することにより、常温付近における熱膨張
係数αを、α恒Ｏに保持するものである。ただしこれら
の合金のキュリ一点はいずれも２００℃近辺であり、従
って２００℃程度までは低熱膨張性を維持できるが、そ
れ以上の高温になるとαは急激に大きくなる。
またガラス封着用合金として利用されているＦＢ −２
９Ｎｉ−１７Ｇｏ合金は、０℃から５００℃までの平均
熱膨張係数がαｏ 〜ｓ ｏｏ、ｃ＝ ６．５ｘ １０
−’／℃と熱膨張に関しては優れた特性をそなえている
が、反面耐熱強度は低く、５００℃における引張り強さ
はせいぜい２０ｃｇｆ／ｍｍ２程度であるため、セラミ
ックスのもつ高温高強度特性を十分に活かすことはでき
ない。
９Ｎｉ−１７Ｇｏ合金は、０℃から５００℃までの平均
熱膨張係数がαｏ 〜ｓ ｏｏ、ｃ＝ ６．５ｘ １０
−’／℃と熱膨張に関しては優れた特性をそなえている
が、反面耐熱強度は低く、５００℃における引張り強さ
はせいぜい２０ｃｇｆ／ｍｍ２程度であるため、セラミ
ックスのもつ高温高強度特性を十分に活かすことはでき
ない。
一方高い熱間強度および耐熱衝撃性をそなえるものとし
ては、鉄基合金やニッケル基合金など多数が開発されて
いる。これらの合金では５００℃における熱間引張り強
さが５０〜１００ｋｇｆ ／ｍｍ２程度のものが容易に
得られるけれども、熱膨張係数が１４〜２２Ｘ １０−
６／ ℃と大きいため、セラミックスと接合した場合に
両者の熱膨張差によって、接合部ではく離したり、セラ
ミックスに割れが生じることがあった。
ては、鉄基合金やニッケル基合金など多数が開発されて
いる。これらの合金では５００℃における熱間引張り強
さが５０〜１００ｋｇｆ ／ｍｍ２程度のものが容易に
得られるけれども、熱膨張係数が１４〜２２Ｘ １０−
６／ ℃と大きいため、セラミックスと接合した場合に
両者の熱膨張差によって、接合部ではく離したり、セラ
ミックスに割れが生じることがあった。
（発明が解決しようとする問題点）
このように従来は、高い熱間強度と低い熱膨張係数を併
せ持つ合金は存在せず、その開発が望まれていた。
せ持つ合金は存在せず、その開発が望まれていた。
この点、Ｎｉ系合金にＴｉ 、Ａｌを添加してＮｉ ３
（Ｔｉ 、 Ａ１．）を時効析出させると、冷。
（Ｔｉ 、 Ａ１．）を時効析出させると、冷。
熱間強度が上昇することから、この現象を利用して前記
インバー合金の高温強度の改善を図ることが考えられた
が、インバー合金にＴｉや八ぶを添加すると、キュリ一
点が急激に低下すると共にキュリ一点以下での熱膨張係
数が増大し、さらにはマルテンサイト温度も上昇し、い
ずれにしても０〜５００℃の温度範囲において適切な熱
膨張係数は得られなかったのである。
インバー合金の高温強度の改善を図ることが考えられた
が、インバー合金にＴｉや八ぶを添加すると、キュリ一
点が急激に低下すると共にキュリ一点以下での熱膨張係
数が増大し、さらにはマルテンサイト温度も上昇し、い
ずれにしても０〜５００℃の温度範囲において適切な熱
膨張係数は得られなかったのである。
この発明は、上記の実情に鑑みて開発されたもので、高
い熱間強度と低い熱膨張係数という相反する二つの特性
を兼ねそなえ、とくにセラミックスとの接合用合金とし
て有用な高温強度に優れる低熱膨張合金を提案すること
を目的とする。
い熱間強度と低い熱膨張係数という相反する二つの特性
を兼ねそなえ、とくにセラミックスとの接合用合金とし
て有用な高温強度に優れる低熱膨張合金を提案すること
を目的とする。
（問題点を解決するための手段）
すなわちこの発明は、Ｃ：０，１ｗｔ％〈以下単に％で
示す）以下、Ｓｔ ： ０．５％以下、Ｍｎ ：
０．５％以下、Ｔｉ ： ０．５〜３．０％およ
びＡぶ：１．０％以下、ときにはさらにＮｂ ： ３
．０％以下を含み、かつＮｉ：２９゜０〜５０．０％お
よびＣＯ：１１．Ｏ〜１８．０％を、Ｎｉ ＋Ｃｏ ：
４３．Ｏ〜５１．０％の範囲において含有し、残部は実
質的にｌ”ｅの組成になり、時効処理後５００℃におけ
る引張り強さが５０ｋｇｒ／ｍｍ２以上でかつ０〜５０
０℃間の平均熱膨張係数が８．５×１０−６Ｘ℃以下で
ある高温強度に優れる低熱膨張合金である。
示す）以下、Ｓｔ ： ０．５％以下、Ｍｎ ：
０．５％以下、Ｔｉ ： ０．５〜３．０％およ
びＡぶ：１．０％以下、ときにはさらにＮｂ ： ３
．０％以下を含み、かつＮｉ：２９゜０〜５０．０％お
よびＣＯ：１１．Ｏ〜１８．０％を、Ｎｉ ＋Ｃｏ ：
４３．Ｏ〜５１．０％の範囲において含有し、残部は実
質的にｌ”ｅの組成になり、時効処理後５００℃におけ
る引張り強さが５０ｋｇｒ／ｍｍ２以上でかつ０〜５０
０℃間の平均熱膨張係数が８．５×１０−６Ｘ℃以下で
ある高温強度に優れる低熱膨張合金である。
以下この発明を具体的に説明する。
まずこの発明において、成分組成範囲を上記のとおりに
限定した理由について説明する。
限定した理由について説明する。
Ｃ：０．１％以下、
Ｃは、ＴｉやＮｂなどと結合して炭化物を形成し、強度
の向上に寄与するが、多量に含まれると、後述するよう
に時効処理においてＮｉと金属間化合物を形成し微細分
散して強度向上に寄与するＴｉ、Ｎｂを減少させる結果
、かえって熱間強度の低下を招くので、０６１％以下の
範囲で添加することにした。
の向上に寄与するが、多量に含まれると、後述するよう
に時効処理においてＮｉと金属間化合物を形成し微細分
散して強度向上に寄与するＴｉ、Ｎｂを減少させる結果
、かえって熱間強度の低下を招くので、０６１％以下の
範囲で添加することにした。
３ｉ ： ０．５％以下、
Ｓｉは、溶解時における脱酸剤として有用であるが、含
有量が、５％を超えるとキュリ一点が低湿側に移行し、
熱膨張係数が大きくなるので、Ｓ１含有囲は０．５％以
下に限定した。
有量が、５％を超えるとキュリ一点が低湿側に移行し、
熱膨張係数が大きくなるので、Ｓ１含有囲は０．５％以
下に限定した。
Ｍｎ ： ０．５％以下
ＭｎもＳｉ同様、溶解時における脱酸剤として有効に寄
与するが、含有量が０．５％を超えるとやはり熱膨張係
数が大きくなるので、０．５％以下に限定した。
与するが、含有量が０．５％を超えるとやはり熱膨張係
数が大きくなるので、０．５％以下に限定した。
Ｔｉ ： ０，５〜３．０％
Ｔｉは、時効処理によってＮｉ ３Ｔｉの金属間化合物
を微細に析出させ、熱間強度を著しく向上させる有用な
元素である。しかしながら０．５％未満ではその添加効
果に乏しく、一方３．０％を超えるとキュリ一点が極端
に低温側に移行し、熱膨張係数が大きくなるので、Ｔ１
含有糟は０．５〜３．０％の範囲に限定した。
を微細に析出させ、熱間強度を著しく向上させる有用な
元素である。しかしながら０．５％未満ではその添加効
果に乏しく、一方３．０％を超えるとキュリ一点が極端
に低温側に移行し、熱膨張係数が大きくなるので、Ｔ１
含有糟は０．５〜３．０％の範囲に限定した。
ＡＪ２：１．０％以下、
Ａ℃は、Ｔ１と共存させることにより、時効処理時に金
属間化合物Ｎ！ ３ （Ｔｉ 、Ａｌ）を析出させて熱
間強度を向上させるが、含有量が１．０％を超えるとキ
ュリ一点が低温側に大幅に移行すると共に熱膨張係数が
大きくなるので、１．０％以下に限定した。
属間化合物Ｎ！ ３ （Ｔｉ 、Ａｌ）を析出させて熱
間強度を向上させるが、含有量が１．０％を超えるとキ
ュリ一点が低温側に大幅に移行すると共に熱膨張係数が
大きくなるので、１．０％以下に限定した。
Ｎｉ：２９．Ｏ〜５０．０％
Ｎｉは後述するＣＯと共に、熱膨張係数の低減に有効に
寄与するだけでなく、時効処理においてＮｉ （Ｔｉ
、ＡＩ Ｎｂ ）の微細な金属間化合物を析出させる
ことによって熱間強度を向上させる上でも有用な元素で
あるが、２９．０％に満たないと−４０℃以上の温度で
マルテンサイト変態を起こして熱膨張係数を大きくする
おそれが大きく、一方５０．０％を超えると自発体積磁
歪の減少にともなってやはり熱膨張係数が大きくなるの
で、Ｎｉ含有量は２９．Ｏ〜ＳＯ，Ｏ％の範囲に限定し
た。
寄与するだけでなく、時効処理においてＮｉ （Ｔｉ
、ＡＩ Ｎｂ ）の微細な金属間化合物を析出させる
ことによって熱間強度を向上させる上でも有用な元素で
あるが、２９．０％に満たないと−４０℃以上の温度で
マルテンサイト変態を起こして熱膨張係数を大きくする
おそれが大きく、一方５０．０％を超えると自発体積磁
歪の減少にともなってやはり熱膨張係数が大きくなるの
で、Ｎｉ含有量は２９．Ｏ〜ＳＯ，Ｏ％の範囲に限定し
た。
Ｃｏ：１１．Ｏ〜１８．０％
ＣＯは、キュリ一点を高温側に効果的に移行し得る元素
で熱膨張係数に強く関与するが、０〜５００℃の温度範
囲で最小の熱膨張係数が得られるのは１１．０〜１８．
０％の範囲であるので、ＣＯはこの範囲で添加すること
にした。
で熱膨張係数に強く関与するが、０〜５００℃の温度範
囲で最小の熱膨張係数が得られるのは１１．０〜１８．
０％の範囲であるので、ＣＯはこの範囲で添加すること
にした。
１’Ｊｉ ＋Ｃｏ：４３．Ｏ〜５１．０％Ｎｉおよび
ＣＯは、上述したように高温強度の向上や熱膨張係数の
低減に有効に寄与するが、上記の範囲で添加したとして
も必ずしも良好な結果が得れるというわけではなく、熱
膨張係数の低減にはＮｉ とＣＯとの合計量が重要であ
る。
ＣＯは、上述したように高温強度の向上や熱膨張係数の
低減に有効に寄与するが、上記の範囲で添加したとして
も必ずしも良好な結果が得れるというわけではなく、熱
膨張係数の低減にはＮｉ とＣＯとの合計量が重要であ
る。
第１図に、熱膨張係数αおよびキュリ一点θに及ぼすＮ
１＋Ｃｏの影響について調べた結果を示す。
１＋Ｃｏの影響について調べた結果を示す。
同図より明らかなように、（Ｎｉ ＋Ｃｏ＞が４３．０
％に満たないと２、キュリ一点θが３００’Ｃ以下にな
るかマルテンサイト変態を生じ、結果として熱膨張係数
αが急激に上昇するため、０〜５００℃における平均熱
膨張係数αは８．５Ｘ １０−６／ ’Ｃより大きくな
り、一方５１．０％を超えると０℃からキュリ一点（４
５０℃）までの熱膨張係数αが底上げされる結果、やは
り平均熱膨張係数αは８，５Ｘ１０−６ｉ℃を超えるの
で、（Ｎｉ ＋Ｃｏ ）は４３．０〜５１．０％の範囲
に制限することが肝ばである。
％に満たないと２、キュリ一点θが３００’Ｃ以下にな
るかマルテンサイト変態を生じ、結果として熱膨張係数
αが急激に上昇するため、０〜５００℃における平均熱
膨張係数αは８．５Ｘ １０−６／ ’Ｃより大きくな
り、一方５１．０％を超えると０℃からキュリ一点（４
５０℃）までの熱膨張係数αが底上げされる結果、やは
り平均熱膨張係数αは８，５Ｘ１０−６ｉ℃を超えるの
で、（Ｎｉ ＋Ｃｏ ）は４３．０〜５１．０％の範囲
に制限することが肝ばである。
以上基本成分について説明したが、この発明では、高温
強度改善成分としてＮｂを添加することもできる。
強度改善成分としてＮｂを添加することもできる。
Ｎｂ ： ３．０％以下、
Ｎｂは、固溶体強化元素としてまた（Ｔ１゜Ａｎ）と共
に析出硬化元素としても作用し、熱間強度の向上に寄与
する。しかしながらＮｂは、フェライトフォーマ−とし
ても作用するので、含有量が３．０％を超えると磁化が
減少するだけでなく、キュリ一点の低温度側への移行を
促し、結果的に熱膨張係数を増大させるため、添加する
にしても３．０％以下の範囲とする必要がある。
に析出硬化元素としても作用し、熱間強度の向上に寄与
する。しかしながらＮｂは、フェライトフォーマ−とし
ても作用するので、含有量が３．０％を超えると磁化が
減少するだけでなく、キュリ一点の低温度側への移行を
促し、結果的に熱膨張係数を増大させるため、添加する
にしても３．０％以下の範囲とする必要がある。
次にこの発明鋼の製造法について説明する。
この発明鋼は、Ｔｉ 、ＡぶときにはＮｌ）を高濃度で
含有しているので、溶解に当っては真空または非酸化性
雰囲気中で行う必要があり、鋳込んだのちは熱間鍛造圧
延によって所定の形状とする。
含有しているので、溶解に当っては真空または非酸化性
雰囲気中で行う必要があり、鋳込んだのちは熱間鍛造圧
延によって所定の形状とする。
ついで、１ｏｏｏ〜１１５０℃の温度範囲における均熱
を経て水冷ないしは空冷する溶体化処理を施したのち、
６００〜７５０℃程度の温度に１〜２０時間程時間待し
てから空冷する時効処理を施してＮ１（Ｔｉ 、 ＡＪ
！、 Ｎｂ ＞を析出させ、素材を硬化させる。
を経て水冷ないしは空冷する溶体化処理を施したのち、
６００〜７５０℃程度の温度に１〜２０時間程時間待し
てから空冷する時効処理を施してＮ１（Ｔｉ 、 ＡＪ
！、 Ｎｂ ＞を析出させ、素材を硬化させる。
ここに溶体化処理温度を１０００〜１１５０℃としたの
は、処理温度が１０００℃に満たないと固溶元素の溶は
込みが不足し、一方１１５０℃を超えるとマトリックス
の結晶が粗大化して脆くなるからである。また時効処理
温度を６００〜７５０℃としたのは、この温度範囲で熱
間強度が最も高くなるからである。
は、処理温度が１０００℃に満たないと固溶元素の溶は
込みが不足し、一方１１５０℃を超えるとマトリックス
の結晶が粗大化して脆くなるからである。また時効処理
温度を６００〜７５０℃としたのは、この温度範囲で熱
間強度が最も高くなるからである。
（作 用）
この発明において、高い熱間強度と低い熱膨張係数が得
られるのは、自発体積磁歪による熱膨張係数の低減を十
分に発揮させるに足るＮｉ＋ｃ。
られるのは、自発体積磁歪による熱膨張係数の低減を十
分に発揮させるに足るＮｉ＋ｃ。
量を確保した上で、さらにＮ１（Ｔｉ、Ａｌ。
Ｎｂ）の微細分散析出を図ったことによる。
（実施例）
表２に示した各成分組成になる供試鋼（ＮＯ６１〜１３
）を真空誘導溶解炉においてそれぞれ３０ｋｇづつ溶解
してから、５０１１φのインゴットを作成し、ついで熱
間鍛造、圧延を施して１２ｍｍφの丸棒とした。その後
の熱処理は次のとおりである。
）を真空誘導溶解炉においてそれぞれ３０ｋｇづつ溶解
してから、５０１１φのインゴットを作成し、ついで熱
間鍛造、圧延を施して１２ｍｍφの丸棒とした。その後
の熱処理は次のとおりである。
Ｎ００１〜５の適合例およびＮｏ６〜９の比較例につい
ては、１０５０℃に１時間均熱保持後水冷する溶体化処
理を施したのち、６５０℃、５時間の時効処理を行った
。
ては、１０５０℃に１時間均熱保持後水冷する溶体化処
理を施したのち、６５０℃、５時間の時効処理を行った
。
Ｎｏ、１０（スーパーインバー合金）およびＮｏ。
１１（コバール）については、８５０℃で溶体化処理を
行った・ Ｎｏ、１２のＮｉ基超超耐熱鋼、１１００℃で溶体化処
理後、１００℃で５時間の時効処理を行った。
行った・ Ｎｏ、１２のＮｉ基超超耐熱鋼、１１００℃で溶体化処
理後、１００℃で５時間の時効処理を行った。
Ｎｏ、１３の鉄基耐熱鋼は、９８０℃で油冷後、７２０
℃で５時間の時効処理を施した。
℃で５時間の時効処理を施した。
かくして得られた各試料のキュリ一点、熱膨張係数およ
び熱間引張り強さについて調べた結果を表３に示す。な
お熱膨張係数の測定は、５ＩＩＩＩＩｌφ×５０ｍｎ＋
ｌの試片を削り出して一３０℃から５５０℃まで測定し
、０〜５００℃間の平均値で示した。、また熱間引張り
試験は、平行部を６ＩＩ１ｍφＸ ３０ｍｍとし、５０
０℃に１５分間保持後に行った。
び熱間引張り強さについて調べた結果を表３に示す。な
お熱膨張係数の測定は、５ＩＩＩＩＩｌφ×５０ｍｎ＋
ｌの試片を削り出して一３０℃から５５０℃まで測定し
、０〜５００℃間の平均値で示した。、また熱間引張り
試験は、平行部を６ＩＩ１ｍφＸ ３０ｍｍとし、５０
０℃に１５分間保持後に行った。
表３においてＮＯ６６は（Ｎｉ ＋（：、ｏ ）が４３
．０％以下の比較例で、溶体化処理および時効処理にお
けるＷＷまでの冷却途中でマルテンサイト変態を起し、
熱間強度には優れるものの、平均熱膨張係数は１０．２
８ ｘｌｏ−’／℃と大ぎな値を示すと共に、熱膨張曲
線はヒステリシス・ループを呈した。
．０％以下の比較例で、溶体化処理および時効処理にお
けるＷＷまでの冷却途中でマルテンサイト変態を起し、
熱間強度には優れるものの、平均熱膨張係数は１０．２
８ ｘｌｏ−’／℃と大ぎな値を示すと共に、熱膨張曲
線はヒステリシス・ループを呈した。
Ｎ０１７は、（Ｃｏ ＋Ｎｉ ）が５１．０％以上の例
であり、キュリ一点は４３４℃と高温ではあるが、熱膨
張係数は８．７１ Ｘ１０−６／℃とやや大きな値を示
した。
であり、キュリ一点は４３４℃と高温ではあるが、熱膨
張係数は８．７１ Ｘ１０−６／℃とやや大きな値を示
した。
Ｎｏ、８はＴｉが３．０％以上の例、またＮｏ。
９はＮｂが３．０％以上の例である。両者共に熱間引張
り強さは良好ではあるものの、熱膨張係数は９〜１２Ｘ
１０−６／ ’Ｃと高い値を示した。
り強さは良好ではあるものの、熱膨張係数は９〜１２Ｘ
１０−６／ ’Ｃと高い値を示した。
Ｎｏ、１０の参考例（スーパーインバー合金）は、１０
０℃以下の低温ではα≠０．５８ ｘ １０−６／℃と
熱膨張係数は極めて小さかったが、キュリ一点は２２０
℃と低く、またキュリ一点を超えるとαは急激に大きく
なので０〜５００℃間の平均熱膨張係数は８．７Ｘ １
０−６ ／℃とさほど良好な値は得られなかつた。加え
て熱間引張り強さは１８ｋｇｆ ７ｍｍ２と極めて低い
値しか得られなかった。
０℃以下の低温ではα≠０．５８ ｘ １０−６／℃と
熱膨張係数は極めて小さかったが、キュリ一点は２２０
℃と低く、またキュリ一点を超えるとαは急激に大きく
なので０〜５００℃間の平均熱膨張係数は８．７Ｘ １
０−６ ／℃とさほど良好な値は得られなかつた。加え
て熱間引張り強さは１８ｋｇｆ ７ｍｍ２と極めて低い
値しか得られなかった。
Ｎｏ、１１のコバールは、熱膨張係数は良好であったが
、熱間引張り強さが２２ｔｇ ｆ ７ｍｍ２と小さかっ
た。
、熱間引張り強さが２２ｔｇ ｆ ７ｍｍ２と小さかっ
た。
Ｎｏ 、 １２．１３の両画熱鋼はいずれも、引張り強
さは良好であったが、熱膨張係数は１５．１〜１７．６
Ｘ１０−’／℃と極めて高かった。
さは良好であったが、熱膨張係数は１５．１〜１７．６
Ｘ１０−’／℃と極めて高かった。
これに対しこの発明に従い得られたもの（ＮＯ８１〜５
）はいずれも、平均熱膨張係数は７．１２〜８．３６
Ｘ １０−６／℃と小さく、また熱間引張り強さは５２
．１〜１００ｋｇｆ ／ａ＋２と高い値が得られた。
）はいずれも、平均熱膨張係数は７．１２〜８．３６
Ｘ １０−６／℃と小さく、また熱間引張り強さは５２
．１〜１００ｋｇｆ ／ａ＋２と高い値が得られた。
（発明の効果）
かくしてこの発明によれば、セラミックスと同程度の低
い熱膨張係数および同等ないしはそれ以上の高い熱間強
度を併せもつ、熱間強度に優れる低熱膨張合金を得るこ
とができ、とくにセラミックス接合用合金としての用途
に供して偉効を奏する。
い熱膨張係数および同等ないしはそれ以上の高い熱間強
度を併せもつ、熱間強度に優れる低熱膨張合金を得るこ
とができ、とくにセラミックス接合用合金としての用途
に供して偉効を奏する。
第１図ａおよびｂはそれぞれ、熱膨張係数αおよびキュ
リ一点θに及ぼす（Ｎｉ ＋Ｃｏ ）量の影響を示した
グラフである。 特許出願人 東北特殊鋼株式会社 第１図 Ｃａ） （ｂ） ＭｏすＣｏ （’ｌ）
リ一点θに及ぼす（Ｎｉ ＋Ｃｏ ）量の影響を示した
グラフである。 特許出願人 東北特殊鋼株式会社 第１図 Ｃａ） （ｂ） ＭｏすＣｏ （’ｌ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．５〜３．０ｗｔ％および Ａｌ：１．０ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｎｉ：２９．０〜５０．０ｗｔ％および Ｃｏ：１１．０〜１８．０ｗｔ％ を、Ｎｉ＋Ｃｏ：４３．０〜５１．０ｗｔ％の範囲にお
いて含有し、残部は実質的にＦｅの組成になり、時効処
理後５００℃における引張り強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ＾
２以上でかつ０〜５００℃間の平均熱膨張係数が８．５
×１０＾−＾６／℃以下である高温強度に優れる低熱膨
張合金。 ２、Ｃ：０．１ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．５〜３．０ｗｔ％ Ａｌ：１．０ｗｔ％以下および Ｎｂ：３．０ｗｔ％以下 を含み、かつ Ｎｉ：２９．０〜５０．０ｗｔ％および Ｃｏ：１１．０〜１８．０ｗｔ％ を、Ｎｉ＋Ｃｏ：４３．０〜５１．０ｗｔ％の範囲にお
いて含有し、残部は実質的にＦｅの組成になり、時効処
理後５００℃における引張り強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ＾
２以上でかつ０〜５００℃間の平均熱膨張係数が８．５
×１０＾−＾６／℃以下である高温強度に優れる低熱膨
張合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6991085A JPH0627301B2 (ja) | 1985-04-04 | 1985-04-04 | セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6991085A JPH0627301B2 (ja) | 1985-04-04 | 1985-04-04 | セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61231138A true JPS61231138A (ja) | 1986-10-15 |
| JPH0627301B2 JPH0627301B2 (ja) | 1994-04-13 |
Family
ID=13416323
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6991085A Expired - Lifetime JPH0627301B2 (ja) | 1985-04-04 | 1985-04-04 | セラミック接合用の高強度低熱膨張合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0627301B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61270270A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | 大同特殊鋼株式会社 | 接合構造 |
| JPH0425138A (ja) * | 1990-05-18 | 1992-01-28 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ボンディングツール |
| WO2010143515A1 (ja) * | 2009-06-11 | 2010-12-16 | 株式会社Ｎｅｏｍａｘマテリアル | 高温用バイメタル |
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| JP2020122188A (ja) * | 2019-01-30 | 2020-08-13 | 新報国製鉄株式会社 | 低熱膨張鋳物及びその製造方法 |
-
1985
- 1985-04-04 JP JP6991085A patent/JPH0627301B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0579631B2 (ja) * | 1985-05-27 | 1993-11-04 | Daido Steel Co Ltd | |
| JPS61270270A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | 大同特殊鋼株式会社 | 接合構造 |
| JPH0425138A (ja) * | 1990-05-18 | 1992-01-28 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ボンディングツール |
| US11955205B2 (en) | 2009-06-11 | 2024-04-09 | Proterial, Ltd. | Thermosensitive deformation apparatus |
| WO2010143515A1 (ja) * | 2009-06-11 | 2010-12-16 | 株式会社Ｎｅｏｍａｘマテリアル | 高温用バイメタル |
| CN102458831A (zh) * | 2009-06-11 | 2012-05-16 | 株式会社新王材料 | 高温用双金属 |
| JP5555697B2 (ja) * | 2009-06-11 | 2014-07-23 | 株式会社Ｎｅｏｍａｘマテリアル | 高温用バイメタル |
| US12027234B2 (en) | 2009-06-11 | 2024-07-02 | Proterial, Ltd. | High-temperature bimetal |
| WO2017056674A1 (ja) * | 2015-09-29 | 2017-04-06 | 日立金属株式会社 | 低熱膨張超耐熱合金及びその製造方法 |
| US10633717B2 (en) | 2015-09-29 | 2020-04-28 | Hitachi Metals, Ltd. | Low thermal expansion superalloy and manufacturing method thereof |
| KR20180043361A (ko) * | 2015-09-29 | 2018-04-27 | 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 | 저열팽창 초내열 합금 및 그의 제조 방법 |
| JP6160942B1 (ja) * | 2015-09-29 | 2017-07-12 | 日立金属株式会社 | 低熱膨張超耐熱合金及びその製造方法 |
| JP2020122188A (ja) * | 2019-01-30 | 2020-08-13 | 新報国製鉄株式会社 | 低熱膨張鋳物及びその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0627301B2 (ja) | 1994-04-13 |
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