JPH0270040A - 高強度低熱膨張合金 - Google Patents
高強度低熱膨張合金Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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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〕
本発明は高強度に優れる低熱膨張合金に関し、特にセラ
ミックスとの接合用合金としての用途に好適なものであ
る。
ミックスとの接合用合金としての用途に好適なものであ
る。
近年、炭化珪素や窒化珪素などのファインセラミックス
が自動車エンジン部品等の耐熱部材として、その用途を
広めつつある。しかし、セラミックスは、機械的、熱的
衝撃に対し弱いという欠点を持つので、単独での使用に
は限界があり、通常この欠点を補うには、靭性および耐
熱衝撃性に富む金属と接合して使用されることが多い。
が自動車エンジン部品等の耐熱部材として、その用途を
広めつつある。しかし、セラミックスは、機械的、熱的
衝撃に対し弱いという欠点を持つので、単独での使用に
は限界があり、通常この欠点を補うには、靭性および耐
熱衝撃性に富む金属と接合して使用されることが多い。
このようなセラミックスと金属との接合材料は通常、常
温から３５０°Ｃ（最高で４００°Ｃ）程度の温度範囲
において使用される機会が多く、この温度範囲内におい
て、高強度かつ低い熱膨張係数を有することを要求され
る。また、この種の低熱膨張合金は、自発体積磁歪によ
って低熱膨張特性を有するが、その磁歪の効果の消失す
る温度で平均熱膨張係数が大きく変化する（以下この点
を変移点と記す）で平均熱膨張係数が大きく変化する。
温から３５０°Ｃ（最高で４００°Ｃ）程度の温度範囲
において使用される機会が多く、この温度範囲内におい
て、高強度かつ低い熱膨張係数を有することを要求され
る。また、この種の低熱膨張合金は、自発体積磁歪によ
って低熱膨張特性を有するが、その磁歪の効果の消失す
る温度で平均熱膨張係数が大きく変化する（以下この点
を変移点と記す）で平均熱膨張係数が大きく変化する。
この変移点を使用温度範囲内に含む場合には、変移点の
前後において、熱膨張曲線の曲率が変化するため、使用
温度の変化に伴い、使用温度範囲内に変移点を含まない
合金に比へ、より大きな繰返し熱応力が働くことになる
。したがって、変移点はできるだけ高く、使用温度範囲
内に含まれない方が好ましい。また、セラミックスと合
金の接合方法としては現在ろう付けが最も一般的に使用
されているが、ろう付は後に接合合金の強化のために時
効処理を施すと、ろう付は部の接合強度が低下する欠点
がある。したがって、溶体化処理ままで目的とする強度
が得られ、しかも、ろう付は後は時効処理によって強化
する必要のない合金の開発が望まれている。これは、工
程数の省略による製造コストの低減にもつながる。
前後において、熱膨張曲線の曲率が変化するため、使用
温度の変化に伴い、使用温度範囲内に変移点を含まない
合金に比へ、より大きな繰返し熱応力が働くことになる
。したがって、変移点はできるだけ高く、使用温度範囲
内に含まれない方が好ましい。また、セラミックスと合
金の接合方法としては現在ろう付けが最も一般的に使用
されているが、ろう付は後に接合合金の強化のために時
効処理を施すと、ろう付は部の接合強度が低下する欠点
がある。したがって、溶体化処理ままで目的とする強度
が得られ、しかも、ろう付は後は時効処理によって強化
する必要のない合金の開発が望まれている。これは、工
程数の省略による製造コストの低減にもつながる。
現在までに、インバー合金（Ｆ ｅ−３６％Ｎｉ）やコ
バール（Ｆ ｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ ）などの低
熱膨張合金の高強度化が数多く試みられている（特公昭
５６４５９９０号、特公昭５７−１７９４２号、特開昭
５５−１２２８５５号、特開昭５５−１２８５６５号、
特開昭５５−１３１．１５５号、特開昭５６−１．４２
８５１号、特開昭５７−２６１４４号、特開昭５７４１
３５０号、特開昭５８−１１７６７号、特開昭５８−１
．１７６８号、特開昭６１−２３１１３８号、特開昭６
１．−２８８０５０号、特開昭５５−４１９２８号、特
開昭５５−５４５４８号、特開昭５５−９７４５３号、
特公昭４１−２７６７号、ＵＳＩ）４，００６，０＋、
１、ｔｌｓＰ４，２００゜４５９、特開昭５９−５６３
号、ＵＳＩ）４，４８７，７４３および特開昭５３−６
２２５号）。しかしながら、これらの公知例で知られる
合金の多くは、時効処理による析出強化や冷間加工によ
る加工硬化で、高強度化しているにすぎず、溶体化処理
の状態のままで、高強度、低熱膨張および高変位点を有
し、これらのすべてを同時に満足させる合金はいまだ開
発されていない。
バール（Ｆ ｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ ）などの低
熱膨張合金の高強度化が数多く試みられている（特公昭
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８５１号、特開昭５７−２６１４４号、特開昭５７４１
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号、ＵＳＩ）４，４８７，７４３および特開昭５３−６
２２５号）。しかしながら、これらの公知例で知られる
合金の多くは、時効処理による析出強化や冷間加工によ
る加工硬化で、高強度化しているにすぎず、溶体化処理
の状態のままで、高強度、低熱膨張および高変位点を有
し、これらのすべてを同時に満足させる合金はいまだ開
発されていない。
一般にセラミックスと接合合金とをろう付けする場合、
両者の接着部にろう剤を介在させ、これを−・体化した
状態で９００℃前後に均熱した後冷却してろう付は処理
を完了するのである。
両者の接着部にろう剤を介在させ、これを−・体化した
状態で９００℃前後に均熱した後冷却してろう付は処理
を完了するのである。
本発明の目的は、」１記ろう付は処理後、すなわち接合
合金にとっては９００℃前後の溶体化処理ままの状態で
引張強度が高く、低熱膨張かつ高変移点の合金を提供す
ることである。
合金にとっては９００℃前後の溶体化処理ままの状態で
引張強度が高く、低熱膨張かつ高変移点の合金を提供す
ることである。
一
本発明は、重量％で、Ｃ０１１％以下、８１１ｚ以下、
Ｍｎ２％以下、ＡＩ ０．２５％未満、Ｔｉ ０．３％
以Ｆ、Ｎｂ ３．０〜７．５％、Ｎｉ、 ２０〜３５％
、Ｃｏ １５−３０％を含み、かつＮｉとＣｏの合計が
４２〜５３％の範囲で、残部は不純物を除き本質的にＦ
ｅよりなることを特徴とする高強度低熱膨張合金である
。
Ｍｎ２％以下、ＡＩ ０．２５％未満、Ｔｉ ０．３％
以Ｆ、Ｎｂ ３．０〜７．５％、Ｎｉ、 ２０〜３５％
、Ｃｏ １５−３０％を含み、かつＮｉとＣｏの合計が
４２〜５３％の範囲で、残部は不純物を除き本質的にＦ
ｅよりなることを特徴とする高強度低熱膨張合金である
。
また上記合金が特に８５０〜１０５０℃の溶体化処理状
態で、常温の引張強さが７０ ｋｇ ｆ ／ ａｎ ２
以」二、２０〜４００℃間の平均熱膨張係数が、８．Ｏ
Ｘ ］Ｏ−／”Ｃ以下および変移点が３５０℃以」二を
有することを特徴とする高強度低熱膨張合金である。
態で、常温の引張強さが７０ ｋｇ ｆ ／ ａｎ ２
以」二、２０〜４００℃間の平均熱膨張係数が、８．Ｏ
Ｘ ］Ｏ−／”Ｃ以下および変移点が３５０℃以」二を
有することを特徴とする高強度低熱膨張合金である。
次に本発明合金の成分範囲の限定理由および数値の限定
理由について述べる。
理由について述べる。
本発明において、Ｃ，ＳｉおよびＭｎはいずれも脱酸剤
として合金中に含まれる。しかし、これらの元素はいず
れも合金の熱膨張係数を増加させるので、過度の添加は
好ましくない。したがってＣは０．］、％以下、Ｓｉは
１％以下、Ｍ、 ｎは２％以下にそれぞれ限定する。
として合金中に含まれる。しかし、これらの元素はいず
れも合金の熱膨張係数を増加させるので、過度の添加は
好ましくない。したがってＣは０．］、％以下、Ｓｉは
１％以下、Ｍ、 ｎは２％以下にそれぞれ限定する。
Ａ］およびＴｉは、脱酸、脱硫剤として若干添加する。
しかし、これらの元素は溶体化処理状態においては、基
地に固溶しているので強化にはほとんど有効に働かず、
過度の添加は熱膨張係数の増加、および変移点の低下を
招くばかりである。よって、Ａ１、Ｔｉはそれぞれ０．
２５％未満および０．３％以下に限定することが重要で
ある。この点がインコロイ９０３等の従来の合金と大き
く相異する点である。すなわち、インコロイ９０３はＡ
」、Ｔｊによる析出強化を目的としているので時効処理
をして使用する合金である。このようなＡ１、Ｔ１の高
い合金を溶体化処理のままで使用すれば、Ａ］、Ｔｊが
過剰に基地に固溶している状態になるので、熱膨張係数
は本発明合金よりはるかに大きくなる。
地に固溶しているので強化にはほとんど有効に働かず、
過度の添加は熱膨張係数の増加、および変移点の低下を
招くばかりである。よって、Ａ１、Ｔｉはそれぞれ０．
２５％未満および０．３％以下に限定することが重要で
ある。この点がインコロイ９０３等の従来の合金と大き
く相異する点である。すなわち、インコロイ９０３はＡ
」、Ｔｊによる析出強化を目的としているので時効処理
をして使用する合金である。このようなＡ１、Ｔ１の高
い合金を溶体化処理のままで使用すれば、Ａ］、Ｔｊが
過剰に基地に固溶している状態になるので、熱膨張係数
は本発明合金よりはるかに大きくなる。
Ｎｂは本発明において、強度の向上に大きく寄与する。
セラミックとのろう付は後に時効処理や冷間加工が行な
えない状態においては、合金の強度の向上には固溶強化
が最も有効な手段であり、固溶強化元素としてＮｂを多
量に含有するところに本発明の特徴がある。Ｎｂは固溶
強化元素として最低３．０％を必要とするが、７．５％
を越える過度の添加は、熱膨張係数の上昇や変移点の低
下をまねき、また熱間加工性にも悪影響を及ぼすので、
本発明におけるＮｂ量は、３．０〜７．５％とする。
えない状態においては、合金の強度の向上には固溶強化
が最も有効な手段であり、固溶強化元素としてＮｂを多
量に含有するところに本発明の特徴がある。Ｎｂは固溶
強化元素として最低３．０％を必要とするが、７．５％
を越える過度の添加は、熱膨張係数の上昇や変移点の低
下をまねき、また熱間加工性にも悪影響を及ぼすので、
本発明におけるＮｂ量は、３．０〜７．５％とする。
Ｎｉは後述するＧｏとともに熱膨張係数の低減に有効に
寄与する元素であり、低い熱膨張係数と高変移点を維持
するため２０〜３５％の範囲に限定する。
寄与する元素であり、低い熱膨張係数と高変移点を維持
するため２０〜３５％の範囲に限定する。
Ｃｏは、Ｎｉとともに熱膨張係数の低減に有効に働くが
Ｎ〕よりも熱膨張係数の低下に対しその作用が太きい。
Ｎ〕よりも熱膨張係数の低下に対しその作用が太きい。
また、Ｃｏはマトリックスの強化に対しても有効に働く
ので最低１５％を必要とするが、３０％を越えるＣｏの
添加はオーステナイトを不安定にし、マルテンサイト変
態を起こし易くするため１５〜３０％に限定する。
ので最低１５％を必要とするが、３０％を越えるＣｏの
添加はオーステナイトを不安定にし、マルテンサイト変
態を起こし易くするため１５〜３０％に限定する。
ＮｉおよびＣｏは上述したように熱膨張係数の低下や高
温強度の向上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られるのではなく、
熱膨張係数の低減、変移点の上昇にはＮｉとＣｏとの合
計量も重要である。（Ｎｉ＋Ｃｏ）量が減少すると熱膨
張係数は低下するが、変移点も下がる。したがって、変
移点を３５０℃以」二に保つためには（Ｎｉ＋Ｇｏ）量
は最低４２％を必要とする。逆に（Ｎｉ＋Ｃｏ）量が多
くなると変移点は高くなるものの、熱膨張係数が高くな
るため、常温から４００℃までの平均熱膨張係数を８．
ｏ ｘ １０’ ／℃以下に保つために、（Ｎｉ＋Ｃｏ
）量は５３％を上限とする。よって上記の理由により、
（Ｎｉ＋Ｃｏ）量は４２〜５３％に限定する。
温強度の向上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られるのではなく、
熱膨張係数の低減、変移点の上昇にはＮｉとＣｏとの合
計量も重要である。（Ｎｉ＋Ｃｏ）量が減少すると熱膨
張係数は低下するが、変移点も下がる。したがって、変
移点を３５０℃以」二に保つためには（Ｎｉ＋Ｇｏ）量
は最低４２％を必要とする。逆に（Ｎｉ＋Ｃｏ）量が多
くなると変移点は高くなるものの、熱膨張係数が高くな
るため、常温から４００℃までの平均熱膨張係数を８．
ｏ ｘ １０’ ／℃以下に保つために、（Ｎｉ＋Ｃｏ
）量は５３％を上限とする。よって上記の理由により、
（Ｎｉ＋Ｃｏ）量は４２〜５３％に限定する。
ＦｅはＮｉ、Ｃｏとともに良好な熱膨張特性を付与する
のに必須の元素であり残部とする。
のに必須の元素であり残部とする。
本発明合金においては、通常、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、Ｃａ等の
混入が考えられるが、以下の量は特性上、特に問題はな
いので、本発明合金中に含まれてもよい。
混入が考えられるが、以下の量は特性上、特に問題はな
いので、本発明合金中に含まれてもよい。
Ｐ≦０．０３％
Ｓ≦０．０３％
Ｍｇ≦０．０２％
Ｃａ≦０．０２％
本発明合金は時効処理を不要とし、溶体化処理の状態で
高強度を得ることを目的とする。常温の引張強さが７０
ｋｇ ｆ ／ ｍｍ ２未満の場合、自動車エンジア ン部品として不十分なため、溶体化処理状態で常温の引
張強さが７０ｋｇｆ／ｌｌｌ１１２以上とする。
高強度を得ることを目的とする。常温の引張強さが７０
ｋｇ ｆ ／ ｍｍ ２未満の場合、自動車エンジア ン部品として不十分なため、溶体化処理状態で常温の引
張強さが７０ｋｇｆ／ｌｌｌ１１２以上とする。
また、セラミックスは熱膨張係数が小さく、本発明合金
の使用温度領域においてできるだけ低いことが望まれる
。２０〜４００℃間の平均熱膨張係数が８、ＯＸ １０
＝ ／℃を越える場合、セラミックスとの熱膨張差が大
きすぎ金属との接合欠陥または使用中の接合剥離をまね
くため、ｇ、ｏ ｘ １０〜’ ／℃以下に限定する。
の使用温度領域においてできるだけ低いことが望まれる
。２０〜４００℃間の平均熱膨張係数が８、ＯＸ １０
＝ ／℃を越える場合、セラミックスとの熱膨張差が大
きすぎ金属との接合欠陥または使用中の接合剥離をまね
くため、ｇ、ｏ ｘ １０〜’ ／℃以下に限定する。
さらに、変移点は熱膨張曲線の曲率が変化して、熱応力
が作用するので、少なくとも通常の使用温度領域の２０
℃から３５０℃未満にある場合、繰返し熱応力疲労によ
る接合部の剥離をまねくため、最低３５０°Ｃ以上、望
ましくは４００℃以上とする。
が作用するので、少なくとも通常の使用温度領域の２０
℃から３５０℃未満にある場合、繰返し熱応力疲労によ
る接合部の剥離をまねくため、最低３５０°Ｃ以上、望
ましくは４００℃以上とする。
第１表に本発明合金および従来合金の化学組成を示す。
本発明合金は、真空誘導溶解炉にて溶解し１０ｋｇのイ
ンゴットとした後、１１５０℃×５時間の均質化処理を
施し、その後加熱温度１１００℃で数回に分けて鍛伸し
、２０ｍｍφの試料とした。熱処理は９５０℃×１時間
、空冷の溶体化処理後セラミックとのろう接の模擬熱処
理として、９００℃×１時間、空冷の熱処理を施し、実
験に供した。従来合金Ｎｏ。
ンゴットとした後、１１５０℃×５時間の均質化処理を
施し、その後加熱温度１１００℃で数回に分けて鍛伸し
、２０ｍｍφの試料とした。熱処理は９５０℃×１時間
、空冷の溶体化処理後セラミックとのろう接の模擬熱処
理として、９００℃×１時間、空冷の熱処理を施し、実
験に供した。従来合金Ｎｏ。
３１はＦｅ−４２％Ｎｉ合金（一般に４２７０イと呼ば
れている）、Ｎ０．３２はＦｅ−２９Ｎｉ−１７Ｃｏ合
金（一般にコバールと呼ばれている）、Ｎｏ、３３はイ
ンコロイ９０３であり、Ｎｏ、３１、Ｎ ｏ 、 ３２
については９００℃の溶体化処理を施し、Ｎ、ｏ、３３
については９３０℃の溶体化処理のまま、時効処理を行
なわない状態で実験に供した。
れている）、Ｎ０．３２はＦｅ−２９Ｎｉ−１７Ｃｏ合
金（一般にコバールと呼ばれている）、Ｎｏ、３３はイ
ンコロイ９０３であり、Ｎｏ、３１、Ｎ ｏ 、 ３２
については９００℃の溶体化処理を施し、Ｎ、ｏ、３３
については９３０℃の溶体化処理のまま、時効処理を行
なわない状態で実験に供した。
第２表
第２表に本発明合金および従来合金の２０°Ｃか６４０
０℃までの平均熱膨張係数、変移点および常温、４００
°Ｃの引張強さを示す。
０℃までの平均熱膨張係数、変移点および常温、４００
°Ｃの引張強さを示す。
本発明合金Ｎ０１１〜４のグループとＮ ｏ 、 ５〜
８のグループとを比較するとＮｌ）量が各グループ毎に
ほぼ一定（Ｎｏ、］〜４：Ｎｂ約４．６％、Ｎ００５〜
８：Ｎｌ）約６．１％）で（Ｎｌ＋Ｃｏ）量をＮ０９１
〜４、またはＮ０１５〜８の順に減少させると、平均熱
膨張係数、変移点ともに低１；シていることがわかる。
８のグループとを比較するとＮｌ）量が各グループ毎に
ほぼ一定（Ｎｏ、］〜４：Ｎｂ約４．６％、Ｎ００５〜
８：Ｎｌ）約６．１％）で（Ｎｌ＋Ｃｏ）量をＮ０９１
〜４、またはＮ０１５〜８の順に減少させると、平均熱
膨張係数、変移点ともに低１；シていることがわかる。
またＮｏ、１．１３，１．６を比較するとＮｂ量を約４
．６％に保ち、（Ｎｉ＋Ｇｏ）量を一定のまま、Ｃｏ／
Ｎｉ比をＮｏ、１．１．３，１．６の順に１−昇させる
とき、変移点にはさほど変化は生ぜずに平均熱膨張係数
のみ大きく低下し、Ｃｏ量増加の効果がはっきりと表わ
れている。これは、Ｎｏ、６．２１，２２．２３の約６
．０％Ｎｂを含む合金においても同様で、Ｃｏ／Ｎｉ比
が高くなるほど、本発明合金の組成範囲内では熱膨張係
数が低下していることがわかる。
．６％に保ち、（Ｎｉ＋Ｇｏ）量を一定のまま、Ｃｏ／
Ｎｉ比をＮｏ、１．１．３，１．６の順に１−昇させる
とき、変移点にはさほど変化は生ぜずに平均熱膨張係数
のみ大きく低下し、Ｃｏ量増加の効果がはっきりと表わ
れている。これは、Ｎｏ、６．２１，２２．２３の約６
．０％Ｎｂを含む合金においても同様で、Ｃｏ／Ｎｉ比
が高くなるほど、本発明合金の組成範囲内では熱膨張係
数が低下していることがわかる。
以上のように、本発明合金の組成範囲内では、平均熱膨
張係数と変移点はいくつかの組合せをもつが、いずれの
組合せもセラミックス接合用合金として良好な平均熱膨
張係数を有することがわかる。
張係数と変移点はいくつかの組合せをもつが、いずれの
組合せもセラミックス接合用合金として良好な平均熱膨
張係数を有することがわかる。
引張強さに関しては、固溶強化元素であるＮｂの影響が
最も顕著で、Ｎｂ量が高くなるほど、常温、４００°Ｃ
とも引張強さは高くなる傾向にあるが、いずれも常温で
７０ ｋｇ ｆ ／ ｎｗｎ ’以上を有し、溶体化処
理状態としては、非常に高い強度を有することがわかる
。
最も顕著で、Ｎｂ量が高くなるほど、常温、４００°Ｃ
とも引張強さは高くなる傾向にあるが、いずれも常温で
７０ ｋｇ ｆ ／ ｎｗｎ ’以上を有し、溶体化処
理状態としては、非常に高い強度を有することがわかる
。
従来合金Ｎｏ、３１（４２７０イ）は、本発明合金に比
べ、２０°Ｃから４００℃までの平均熱膨張係数（以下
α２Ｏ−４ｏｏｔ！と記す）は５．８０ Ｘ １０〜’
／ ℃と低いものの、変移点（０）も３３０℃と低く
、また強度レベルは常温の引張強さで５０ｋｇｆ／Ｍ１
２と本発明合金に比べ２０ｋｇｆ／ｗｎ２以１−劣って
いることがわかる。また、従来合金Ｎｏ、３２（コバー
ル）はα２Ｏ−４ｏｎｔ：＝４．７７Ｘ１０６／’Ｃ，
０１３０°Ｃと良好な熱膨張特性を有するが、常温の引
張強さが５６ ｋｇ ｆ ／ ｗｎ ２であり、やはり
本発明合金に比へ、強度が大きく劣っている。従来合金
Ｎｏ、３３（インコロイ９０３）の常温、４００ ’Ｃ
の弓張強さは、本発明合金の高Ｎｂ材（Ｎｏ、５−８．
２ｌ−２３）と同等の強度を有することがわかるが、α
、。−４００５＝ ８．７２ Ｘ １０’ ／℃であり
、本発明合金に比へはるかに熱膨張係数が高いことがわ
かる。
べ、２０°Ｃから４００℃までの平均熱膨張係数（以下
α２Ｏ−４ｏｏｔ！と記す）は５．８０ Ｘ １０〜’
／ ℃と低いものの、変移点（０）も３３０℃と低く
、また強度レベルは常温の引張強さで５０ｋｇｆ／Ｍ１
２と本発明合金に比べ２０ｋｇｆ／ｗｎ２以１−劣って
いることがわかる。また、従来合金Ｎｏ、３２（コバー
ル）はα２Ｏ−４ｏｎｔ：＝４．７７Ｘ１０６／’Ｃ，
０１３０°Ｃと良好な熱膨張特性を有するが、常温の引
張強さが５６ ｋｇ ｆ ／ ｗｎ ２であり、やはり
本発明合金に比へ、強度が大きく劣っている。従来合金
Ｎｏ、３３（インコロイ９０３）の常温、４００ ’Ｃ
の弓張強さは、本発明合金の高Ｎｂ材（Ｎｏ、５−８．
２ｌ−２３）と同等の強度を有することがわかるが、α
、。−４００５＝ ８．７２ Ｘ １０’ ／℃であり
、本発明合金に比へはるかに熱膨張係数が高いことがわ
かる。
本発明の合金をセラミックスと金属の接合材として使え
ば、ろう付は熱処理ままの状態で、従来得られなかった
低熱膨張、高変移点、高強度を同時に満足することがで
き、高強度で信頼性の高い接合が得られる。
ば、ろう付は熱処理ままの状態で、従来得られなかった
低熱膨張、高変移点、高強度を同時に満足することがで
き、高強度で信頼性の高い接合が得られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて、Ｃ０．１％以下、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ
２％以下、Ａｌ０．２５％未満、Ｔｉ０．３％以下、Ｎ
ｂ３．０〜７．５％、Ｎｉ２０〜３５％、Ｃａ１５〜３
０％を含み、かつＮｉとＣｏの合計が４２〜５３％の範
囲で、残部は不純物を除き本質的にＦｅよりなることを
特徴とする高強度低熱膨張合金。 ２ ８５０〜１０５０℃の溶体化処理状態で、常温の引
張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、２０〜４００℃間
の平均熱膨張係数が、８．０×１０＾−＾６／℃以下お
よび変移点が３５０℃以上を有することを特徴とする特
許請求の範囲第１項に記載の高強度低熱膨張合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22178588A JPH0270040A (ja) | 1988-09-05 | 1988-09-05 | 高強度低熱膨張合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22178588A JPH0270040A (ja) | 1988-09-05 | 1988-09-05 | 高強度低熱膨張合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0270040A true JPH0270040A (ja) | 1990-03-08 |
Family
ID=16772166
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22178588A Pending JPH0270040A (ja) | 1988-09-05 | 1988-09-05 | 高強度低熱膨張合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0270040A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5192497A (en) * | 1990-12-18 | 1993-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | Superalloys with low thermal-expansion coefficient |
| WO1999065642A1 (en) * | 1998-06-15 | 1999-12-23 | Bi-Patent Holding S.A. | Brazing composition and seal for electrochemical cell |
| US6054202A (en) * | 1997-03-07 | 2000-04-25 | Uni-Charm Corporation | Wiping sheet and production thereof |
| US6110305A (en) * | 1992-12-15 | 2000-08-29 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method for production of high-strength low-expansion cast iron |
| 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 |
-
1988
- 1988-09-05 JP JP22178588A patent/JPH0270040A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5192497A (en) * | 1990-12-18 | 1993-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | Superalloys with low thermal-expansion coefficient |
| US6110305A (en) * | 1992-12-15 | 2000-08-29 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method for production of high-strength low-expansion cast iron |
| US6054202A (en) * | 1997-03-07 | 2000-04-25 | Uni-Charm Corporation | Wiping sheet and production thereof |
| WO1999065642A1 (en) * | 1998-06-15 | 1999-12-23 | Bi-Patent Holding S.A. | Brazing composition and seal for electrochemical cell |
| 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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