(57)【要約】      （修正有）【課題】−７０〜１００℃の範囲での熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下、Ｍｓ点が‐１００℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上で、かつ汎用ステンレスと同等の耐食性を有する低熱膨張合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｎｉ：６．０％以下、Ｃｏ：５３．０〜５６．０％、Ｃｒ：８．５〜１３．０％を含有し、かつ、Ｎｉ＋０．８Ｃｏ−０．８Ｃｒ：３５．０〜３７．０％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有し、−７０〜１００℃の平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上である低熱膨張合金が提供される。【選択図】図４
2020200523.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｎｉ：６．０％以下、
Ｃｏ：５３．０〜５６．０％、
Ｃｒ：８．５〜１３．０％を含有し、
かつ、Ｎｉ＋０．８Ｃｏ−０．８Ｃｒ：３５．０〜３７．０％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有し、−７０〜１００℃の平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上であることを特徴とする、低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金。
【請求項２】
Ｃ×１０−Ｓｉ＋Ｍｎ×０．５＋Ｎｉ＋Ｃｏ×０．１５＋Ｃｒ×２．６：３０．０以上であることを特徴とする、請求項１に記載の低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の組成を有する低熱膨張合金素材を、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形させ、−７０〜１００℃の平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上の低熱膨張合金を製造することを特徴とする、低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金の製造方法。
【請求項４】
前記低熱膨張合金素材は、粉末であることを特徴とする、請求項３に記載の低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
各種先端分野の精密装置には、温度変化に伴う熱変形を抑える目的で低熱膨張合金部材が適用される。また、精密装置の精度に大きく影響する要因として、温度変化に伴う部材の熱変形の他に、応力に起因する部材の弾性変形がある。
【０００３】
一方、精密装置の使用環境は多岐にわたり、例えば航空・宇宙機器や計測機器等の部材には−１００℃以下の環境で稼働するものや、研磨液や冷却液等の液体と接する環境で稼動するものがある。
【０００４】
このように、精密装置に適用される低熱膨張合金部材には、低熱膨張であることに加え、高い剛性（ヤング率）、−１００℃以下の低温安定性、ステンレス鋼に匹敵する耐食性が求められ、これらを併せ持つ合金が理想的な低熱膨張合金であり、その開発が望まれている。
【０００５】
現在、工業的に利用されている代表的な低熱膨張合金として基本組成がＦｅ−３２％Ｎｉ−５％Ｃｏのスーパーインバー（ＳＩ）が知られる。ＳＩは、組成範囲を適切に選択すれば室温付近で極めて小さい熱膨張係数を示す。例えば、特許文献１には、熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下のものが開示されており、このような低い熱膨張係数のＳＩは、熱変形が極めて少なく、精度低下を有効に抑えることができる。しかし、熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下のＳＩは、オーステナイトの安定性が小さく、−４０℃前後でマルテンサイト生成するようになる。マルテンサイトの生成開始温度（以下、Ｍｓ点と記す）以下の温度ではマルテンサイト組織の生成により、熱膨張係数が急激に増加し、低熱膨張性を失う。したがって、ＳＩは、低温域で稼働する航空・宇宙機器や計測機器等の部材への適用が制限される（特許文献２の段落０００３、００２４）。
【０００６】
また、ＳＩのヤング率は、１４０ＧＰａ未満であり（非特許文献１のＰ３３、Ｔａｂｌｅ２）、一般鋼の２００〜２１０ＧＰａに対して小さく、弾性変形が一般鋼に比べて大きいため、精度低下を抑えるには部材断面積を大きくする必要があり、重量増加や材料コストアップ等を招く問題がある。
【０００７】
また、ＳＩの耐候性は、Ｎｉを多く含むため比較的良好であるが、湿潤環境や接液に対する耐食性は不十分であり、部材表面にめっきや塗装を行って腐食を防止する必要がある。
【０００８】
一方、特許文献３には、重量％で、ニッケルが０．０３％以上１．５％以下、ニッケルとコバルトの合計が５３％以上５５％以下、クロムが９％以上１０％以下を含有し、残部が鉄と不可避不純物とから成るステンレスインバー合金（以下、ＳＴＩと記すことがある）をベースにした組成の合金を焼鈍させた後、炉内にて冷却させる低熱膨張合金が記載されており（例えば請求項１）、その段落００１３には、上記組成の合金が従来のＳＴＩの耐食性を保持する点が記載されている。また、実施例の本発明材５は、０〜６０℃までの平均熱膨張係数が０．０３×１０-6／℃と極めて低い低熱膨張特性を示すことが記載されている。しかし、当該材料の低熱膨張性は、８００℃に加熱後、徐冷して得られており、特許文献４（ページ（２）８〜１５行目）には、Ｃｒ含有ステンレスを５５０〜８００℃に加熱後、徐冷するとＣｒ欠乏層を生じ、粒界腐食や応力腐食割れが発生することが記載されている。特許文献３には耐食性に関するデータは示されておらず、特許文献４の記載からすると、特許文献３の材料は焼鈍後徐冷することにより十分な耐食性は得られないと考えられる。また、特許文献３はヤング率について考慮していない。
【０００９】
特許文献５には、熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下の高剛性低熱膨張鋳物が開示されているが、二点支持横共振法によるヤング率が１４０ＧＰａ未満で、Ｍｓ点が−３０〜−４０℃で前記ＳＩと同等レベルであり、また、耐食性に関する記載は見られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０１０−２０６６１５号公報
【特許文献２】特開２０１１−１７４８５４号公報
【特許文献３】特開２０１１−７４４５４号公報
【特許文献４】特開昭５６−１６３４３７号公報
【特許文献５】特開２０１６−２７１８７号公報
【非特許文献】
【００１１】
【非特許文献１】「Processing and characterization of Superinvar for space application」；Materials Science Forum Vols.830-831(2015)pp30-33
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
以上のように、熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下のＳＩは−１００℃のような低温においてはマルテンサイト組織を生成して熱膨張係数が急激に増加し、特許文献３の低熱膨張合金は、耐食性およびヤング率の開示がなく、また、特許文献５の低熱膨張鋳物は、ヤング率が１４０ＧＰａ未満、Ｍｓ点が−４０℃で、かつ耐食性が開示されていない。
【００１３】
すなわち、−７０〜１００℃の範囲での熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下、Ｍｓ点が−１００℃以下、曲げ共振法によるヤング率（以下、単にヤング率と記すことがある）が１４０ＧＰａ以上、かつ汎用ステンレスであるＳＵＳ４３０（以下、単に汎用ステンレスと記すことがある）と同等の耐食性を有する低熱膨張合金が求められているが、このような特性をすべて満足する低熱膨張合金は未だ得られていない。
【００１４】
本発明は、−７０〜１００℃の範囲での平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下、Ｍｓ点が−１００℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上で、かつ汎用ステンレスと同等の耐食性を有する低熱膨張合金およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
ＳＩはインバー（Ｆｅ−３６％Ｎｉ合金）のＮｉの一部をＣｏに置き換えた合金で、Ｃｏ量が多くなるほど熱膨張係数は低下するが、相対的にＮｉ量が低下するためオーステナイトが不安定化し、Ｍｓ点が上昇する。熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下となる組成のＳＩは、Ｍｓ点が−４０℃前後となり、さらにＣｏを増やし、Ｎｉを減らすとＭｓ点が室温付近となって低熱膨張材料として適用できなくなる。
【００１６】
本発明者らは、このような点について検討した結果、ステンレスインバー合金（Ｃｏ５４％、Ｃｒ９．５％を含有し、残部が主にＦｅから成る組成に代表される合金）の組織微細化による特性改善が有効であり、ＳＴＩ組成の合金のミクロ組織を極めて小さくして、デンドライト２次アーム間隔を５μｍ以下とすることにより、−７０〜１００℃の範囲での平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ/℃以下、Ｍｓ点が−１００℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上で、かつ汎用ステンレスと同等の耐食性を併せ持った低熱膨張合金が得られることを見出した。
【００１７】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（４）を提供する。
【００１８】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｎｉ：６．０％以下、
Ｃｏ：５３．０〜５６．０％、
Ｃｒ：８．５〜１３．０％を含有し、
かつ、Ｎｉ＋０．８Ｃｏ−０．８Ｃｒ：３５．０〜３７．０％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有し、−７０〜１００℃の平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上であることを特徴とする、低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金。
【００１９】
（２）Ｃ×１０−Ｓｉ＋Ｍｎ×０．５＋Ｎｉ＋Ｃｏ×０．１５＋Ｃｒ×２．６：３０．０以上であることを特徴とする、（１）に記載の低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金。
【００２０】
（３）上記（１）または（２）に記載の組成を有する低熱膨張合金素材を、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形させ、−７０〜１００℃の平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上の低熱膨張合金を製造することを特徴とする、低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金の製造方法。
【００２１】
（４）前記低熱膨張合金素材は、粉末であることを特徴とする、（３）に記載の低温安定性および耐食性に優れた高ヤング率低熱膨張合金の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、−７０〜１００℃の平均熱膨張係数が０．５ｐｐｍ／℃以下であり、Ｍｓ点が−１００℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上で、かつ汎用ステンレスと同等の耐食性を有する低熱膨張合金およびその製造方法が提供される。本発明に係る低熱膨張合金は、従来の低膨張合金では適用が制限されていた、航空・宇宙等の低温域や、研磨・冷却液等の液体と接する環境で稼動する精密装置部材への適用が可能で、熱変形のみならず弾性変形も抑えることが可能になり、各種精密装置の高精度化に大きく貢献する。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明の実施例に用いたアトマイズ装置を示す概念図である。
【図２】図１のアトマイズ装置により得られた球状粉末を示すＳＥＭ写真である。
【図３】ＤＡＳと冷却速度との関係を示す図である。
【図４】本発明組成合金のレーザー積層造形物のＤＡＳを示すＳＥＭ写真である。
【図５】純銅鋳型鋳造物のＤＡＳを示す光学顕微鏡写真である。
【図６】純銅鋳型を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明の限定理由について、化学成分および製造条件に分けて説明する。
なお、以下の説明において、特に断わらない限り成分における％表示は質量％であり、αは−７０〜１００℃の平均熱膨張係数である。
【００２５】
［化学成分］
Ｃ：０．０５％以下
Ｃは本発明に係る低熱膨張合金のαを著しく増加させる元素であり、低いことが望ましい。Ｃは０．０５％を超えて含有すると、後述する他の元素の含有量によってもαが０±０．５ｐｐｍ／℃の範囲を超えるため、Ｃ含有量を０．０５％以下とする。
【００２６】
Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは合金中の酸素を低減する目的で添加する元素である。しかし、Ｓｉは本発明に係る低熱膨張合金のαを増加させる元素であり、低いことが望ましい。その含有量が０．２０％超ではＣと同様にαの増加が無視できなくなる。したがって、Ｓｉ含有量を０．２０％以下とする。
【００２７】
Ｍｎ：０．５０％以下
ＭｎはＳｉと同様に脱酸に有効な元素である。しかし、Ｍｎは本発明に係る低熱膨張合金において、αを増加させる元素であり、低いことが望ましい。その含有量が０．５％を超えるとＣと同様にαの増加が無視できなくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．５％以下とする。
【００２８】
Ｎｉ：６．０％以下
Ｎｉは、Ｍｓ点を低温側に下げて低温安定性を向上させるため、特に液体窒素温度（−１９６℃）より低温で適用する場合に添加する。しかし、Ｎｉが６％を超えると、後述の、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒの各量で表わされる式を満足させても、αが０．５ｐｐｍ／℃を超える。したがって、Ｎｉの含有量を６．０％以下とする。
【００２９】
Ｃｏ：５３．０〜５６．０％
ＣｏはＮｉおよびＣｒとともにαを決定する重要な元素である。耐食性を得るために必要なＣｒを添加するとき、αを０．５ｐｐｍ／℃以下にするためには、Ｃｏは５３．０％以上必要であるが、５６．０％を超えるとαが０．５ｐｐｍ／℃を超える。したがって、Ｃｏの含有量を５３．０〜５６．０％の範囲とする。
【００３０】
Ｃｒ：８．５〜１３．０％
Ｃｒは耐食性の付与と低温安定性の向上を目的に添加する。Ｃｒ８．５％未満では汎用ステンレスに匹敵する耐食性が得られず、また、Ｍｓ点が−１００℃より高温となり、Ｃｒ１３．０％超では、αが０．５ｐｐｍ／℃超となる。したがって、Ｃｒは８．５〜１３．０％の範囲とする。
【００３１】
Ｎｉ＋０．８Ｃｏ−０．８Ｃｒ：３５．０〜３７．０％
本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ合金において、Ｎｉ量、Ｃｏ量およびＣｒ量を上記範囲に規定した上で、Ｎｉ＋０．８Ｃｏ−０．８Ｃｒで表される式の値を３５．０〜３７．０％とすることにより、所望の低熱膨張性が得られる。この式の値は３５．０％未満でも、３７．０％超でもαが０．５ｐｐｍ／℃以下を満たすことが困難となる。したがって、Ｎｉ＋０．８Ｃｏ−０．８Ｃｒを３５．０〜３７．０％とする。
【００３２】
Ｃ×１０−Ｓｉ＋Ｍｎ×０．５＋Ｎｉ＋Ｃｏ×０．１５＋Ｃｒ×２．６：３０．０以上
本発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ合金において、構成する各元素量を上記範囲に規定した上で、Ｃ×１０−Ｓｉ＋Ｍｎ×０．５＋Ｎｉ＋Ｃｏ×０．１５＋Ｃｒ×２．６で表される式の値を３０．０以上とすることにより、Ｍｓ点をより低温にすることができる。したがって、Ｃ×１０−Ｓｉ＋Ｍｎ×０．５＋Ｎｉ＋Ｃｏ×０．１５＋Ｃｒ×２．６を３０．０以上とすることが好ましい。
【００３３】
本発明において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００３４】
［凝固組織］
凝固組織を微細化することによりαを小さくすることができる。その理由は、前述のように、組織の微細化によって合金元素のミクロ偏析が軽減するためであると考えられる。本発明に係る低熱膨張合金は、デンドライト２次アーム間隔（以下、ＤＡＳと記すことがある）が５μｍ以下となるように凝固組織を微細化する。上記組成の合金においてＤＡＳを５μｍ以下とすることにより、αを０．５ｐｐｍ／℃以下とすることができる。
【００３５】
［Ｍｓ点］
本発明に係る低熱膨張合金は、Ｍｓ点を低温側に移動して低温安定性を向上させるＣｒおよびＮｉを含有し、かつ上述のような微細な凝固組織を有することから、Ｍｓ点が−１００℃以下であり、従来のＳＩでは得られなかった優れた低温安定性が得られる。
【００３６】
［製造条件］
上記組成を有する低熱膨張合金素材を、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形させる。これにより低熱膨張合金素材が溶融された後、急冷され、ＤＡＳを５μｍ以下の微細な組織とすることができる。これにより合金元素のミクロ偏析が軽減し、αを０．５ｐｐｍ／℃以下とすることができる。ただし、ＤＡＳが５μｍ以下の微細な凝固組織が得られる溶融・凝固条件を実現できれば、いずれの方法も適用可能である。
【００３７】
具体的には、上記範囲内の組成を有する合金素材として合金粉末を準備し、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形させることによりＤＡＳを５μｍ以下の微細凝固組織の合金とすることができる。
【００３８】
積層造形においては、合金の凝固時の冷却速度を３０００℃／ｓｅｃ．以上とすることにより、ＤＡＳが５μｍ以下の微細凝固組織を得ることができる。レーザーまたは電子ビームであれば、この冷却速度を満たす。
【００３９】
本発明合金のような高融点の鉄系合金を工業的に鋳造可能な銅合金鋳型鋳造法の場合、後掲の図５に示すように、ＤＡＳを５μｍ以下にすることは到底できず、また、非鉄系合金を対象とするダイカスト法は、鋳造プロセスの中では最も冷却速度が大きいが、これによっても、後掲の図３から明らかなように、ＤＡＳを５μｍ以下とするには冷却速度が不十分であり、所期の特性を得ることは不可能である。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分および組成の合金の積層造形、ならびに純銅鋳型への鋳造によって試料を作製した。
【００４１】
積層造形の試料は、表１に示す化学組成の合金を高周波誘導炉で溶解し、図１に示すアトマイズ装置を用いて、１７００℃の溶湯を滴下し、ノズルから不活性ガス（本例ではアルゴンガス）を噴霧して液滴に分断するとともに急速凝固させて球状粉末を得た。その後、ふるい分けして図２に示す粒径１０〜４５μｍの造形用粉末を得た。レーザー式積層造形装置を用いて、出力３００Ｗ、レーザー移動速度１０００ｍｍ/秒、レーザー走査ピッチ０．１ｍｍ、粉末積層厚さ０．０４ｍｍの条件で造形用粉末を積層造形し、φ１０×Ｌ６０の試料を造形した。
【００４２】
鋳造の試料は、高周波誘導炉で溶解した合金溶湯約１００ｇを、鋳込み温度１６５０℃で図６に示す純銅鋳型に鋳造し、鋳型底の先端部から採取した。
【００４３】
図３は、本発明試料の光学顕微鏡組織観察によって実測したＤＡＳと、以下の文献１に記載のＤＡＳと冷却速度の関係の外挿線から、試料の冷却速度を推定するもので、以下の文献２〜４の情報から得られた各種鋳型の冷却速度も併記した。
Ｒ＝（ＤＡＳ／７０９）1/-0.386  ・・・（１）
Ｒ：冷却速度（℃／ｍｉｎ．）、ＤＡＳ：デンドライト２次アーム間隔（μｍ）
文献１：「鋳鋼の生産技術」P378、素形材センタ―
文献２：「鋳物」、第63巻(1991)第11号、P915
文献３：「鋳造工学」、第68巻(1996)第12号、P1076
文献４：「素形材」、Vol.54（2013）No.1、P13
【００４４】
試料は造形用ベースプレートから放電ワイヤーカットで切り離した後、φ６×５０ｍｍの熱膨張試験片に機械加工し、レーザー干渉式熱膨張計を用いて２℃／ｍｉｎ．で昇温しながら熱膨張を測定し、得られた熱膨張曲線からαを求めた。
【００４５】
また、Ｍｓ点は前記熱膨張試験片を前記熱膨張計にセットし、液体窒素により３℃／ｍｉｎ．で冷却しながら熱膨張を測定し、熱膨張曲線が急激に変化した温度から求めた。
【００４６】
前記の測定で熱膨張曲線の急激な変化が認められなかった試料については、液体窒素に１５分間浸漬した後、ミクロ組織を観察し、マルテンサイト組織の有無を確認した。
【００４７】
耐食性は、０．１ｍｏｌａｒ  ＮａＣｌ水溶液に３０日浸漬後の標準材（汎用ステンレスであるＳＵＳ４３０）の腐食減量と、試料の腐食減量との比（標準材減量／試料腐食減量）である減量比で評価した。
【００４８】
表１の本発明例Ｎｏ．１〜７は、化学成分および組成が本発明の範囲内であり、かつ粉末積層造形により製造されたものであり、ＤＡＳを実測した結果、いずれも、５μｍ以下であった。また、−７０〜１００℃間の平均熱膨張係数であるαが０±０．５ｐｐｍ／℃の範囲で、Ｍｓ点が−１００℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上であった。さらに耐食性の指標である減量比が１以上であり、汎用ステンレスと同等以上の耐食性であることが確認された。
【００４９】
図４は本発明例Ｎｏ．５のＳＥＭ写真であるが、この写真からＮｏ．５のＤＡＳを実測した結果、１．４μｍと５μｍ以下であった。また、このＤＡＳの値から、冷却速度は０．９５×１０５℃／ｓｅｃ．と推定した。
【００５０】
以上の結果から、本発明例の合金は、いずれも、−７０〜１００℃間の平均熱膨張係数であるαが０．５ｐｐｍ／℃以下、Ｍｓ点が−１００℃以下、ヤング率が１４０ＧＰａ以上で、かつ汎用ステンレスと同等以上の耐食性を示し、航空・宇宙分野の厳しい要求にも応えられる特性を持っていることが確認された。
【００５１】
一方、比較例のＮｏ．８〜１５は、いずれも粉末積層造形により製造されたものであり、かつＤＡＳは５μｍ以下であるが、化学成分および組成が本発明の範囲外であり、比較例Ｎｏ．１６は、本発明例Ｎｏ．１と近似した組成で、化学成分および組成は本発明の範囲内であるが、純銅鋳型に鋳造したものであり、ＤＡＳが５μｍを超えた本発明範囲外のものである。図５は比較例Ｎｏ．１６の光学顕微鏡写真であるが、この写真からＮｏ．１６の純銅鋳型に鋳造した場合のＤＡＳを実測した結果１５．３μｍであった。
【００５２】
これらのうち、Ｎｏ．８〜１１および、Ｎｏ．１３、１５、１６についてはαが０．５ｐｐｍ／℃を超えた。また、Ｎｏ．１６はヤング率が１４０ＧＰａ未満であった。
【００５３】
また、Ｎｏ．１２および１４は、αが０．５ｐｐｍ／℃以下であったが、Ｍｓ点が−１００℃より高温であり、また、Ｎｏ．１４はＣｒが下限未満であったため、耐食性の指標である減量比が１より低く、耐食性が汎用ステンレスのＮｏ．１７より低いことが確認された。
【００５４】
【表１】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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