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特表2024-517528ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法及びＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-04-23
(54)【発明の名称】ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法及びＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240416BHJP
C22B 9/00 20060101ALI20240416BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22B9/00
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023524857
(86)(22)【出願日】2022-11-25
(85)【翻訳文提出日】2023-04-23
(86)【国際出願番号】 CN2022134252
(87)【国際公開番号】W WO2023193451
(87)【国際公開日】2023-10-12
(31)【優先権主張番号】202210363946.9
(32)【優先日】2022-04-07
(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】518309666
【氏名又は名称】中南大学
(74)【代理人】
【識別番号】100216471
【弁理士】
【氏名又は名称】瀬戸 麻希
(72)【発明者】
【氏名】李志明
(72)【発明者】
【氏名】朱書亜
(72)【発明者】
【氏名】甘科夫
(72)【発明者】
【氏名】厳定舜
(72)【発明者】
【氏名】張勇
【テーマコード（参考）】
4K001
【Ｆターム（参考）】
4K001FA14
(57)【要約】
本発明によれば、ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法及びＦｅ
ＣｒＡｌ系抵抗合金が開示される。本発明は、ＦｅＣｒＡｌ合金に合金元素であるＴｉ及
びＳｉを導入することにより、ＦｅＣｒＡｌ合金のＢＣＣマトリックスと整合する多成分
ナノ分散相の形成が誘導される。最適化された合金の化学組成は、Ｆｅ：５２～５９％、
Ｃｒ：２５～２９％、Ａｌ：１１～１５％、Ｔｉ：２．５～５％、Ｓｉ：１．５～３％で
ある。本発明の方法によって得られた合金マトリックスは、ＢＣＣ構造組織の特徴を呈し
、マトリックスにＬ２１構造を有する多成分ナノ粒子が拡散分布しており、ナノ粒子はＢ
ＣＣマトリックスに完全に整合する配向関係を維持し、合金の圧縮強度を著しく向上させ
、変形性が高まり、電気抵抗率を向上させ、抵抗率の温度係数を低下させ、力学及び抵抗
性能が全面的に向上されることを示す。
ＣｒＡｌ系抵抗合金が開示される。本発明は、ＦｅＣｒＡｌ合金に合金元素であるＴｉ及
びＳｉを導入することにより、ＦｅＣｒＡｌ合金のＢＣＣマトリックスと整合する多成分
ナノ分散相の形成が誘導される。最適化された合金の化学組成は、Ｆｅ：５２～５９％、
Ｃｒ：２５～２９％、Ａｌ：１１～１５％、Ｔｉ：２．５～５％、Ｓｉ：１．５～３％で
ある。本発明の方法によって得られた合金マトリックスは、ＢＣＣ構造組織の特徴を呈し
、マトリックスにＬ２１構造を有する多成分ナノ粒子が拡散分布しており、ナノ粒子はＢ
ＣＣマトリックスに完全に整合する配向関係を維持し、合金の圧縮強度を著しく向上させ
、変形性が高まり、電気抵抗率を向上させ、抵抗率の温度係数を低下させ、力学及び抵抗
性能が全面的に向上されることを示す。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金であって、原子百分率でＦｅ：５２～５９％、Ｃｒ：２５～２９％、Ａｌ：１１～１５％、Ｔｉ：２
．５～５％及びＳｉ：１．５～３％の成分からなり、
そのうち、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌの原子百分率の合計は９２％以上かつ９６％以下であり、
Ｔｉ、Ｓｉの原子百分率の合計は８％以下かつ４％以上であり、各成分の原子百分率の合
計は１００％である、
ことを特徴とするＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金。
【請求項2】
ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法であって、ＦｅＣｒＡｌ合金に合金元素であるＴｉ及びＳｉを導入することにより、ＦｅＣｒＡｌ
合金のＢＣＣマトリックスと整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導され、
そのうち、Ｔｉ及びＳｉの原子百分率の合計は全体の４～８％を占める、
ことを特徴とするＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法。
【請求項3】
前記Ｔｉの原子百分率の合計は、全体の２．５～５％を占め、前記Ｓｉの原子百分率の合計は、全体の１．５～３％を占める、
ことを特徴とする請求項２に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上
させる方法。
【請求項4】
前記ＦｅＣｒＡｌ合金は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌからなり、Ｆｅの原子百分率の合計が全体の５２～５９％を占め、Ｃｒの原子百分率の合計が全体の２５～２９％を占め、Ａｌの原
子百分率の合計が全体の１１～１５％を占める、
ことを特徴とする請求項２又は３に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を
向上させる方法。
【請求項5】
合金の各構成要素原子の配合比に応じて各成分原料を配合し、真空又は不活性ガスの保護条件で溶錬して、合金材料を得る、
ことを特徴とする請求項４に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上さ
せる方法。
【請求項6】
前記真空条件下で溶錬し、炉内の真空度を１～０．０００１Ｐａに維持する、ことを特徴とする請求項５に記載のＦｅＣｒＡｌ系合金の力学及び抵抗性能を向上させ
る方法。
【請求項7】
前記不活性ガス保護条件下で溶錬し、炉内の不活性ガスの圧力を０．０００００１～５ＭＰａに維持する、
ことを特徴とする請求項５に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上
させる方法。
【請求項8】
前記溶錬は、溶錬の温度が１６２３～２４７３Ｋであり、０．０１～１ｈ保温する、ことを特徴とする請求項５～７のいずれか１項に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学
及び抵抗性能を向上させる方法。
【請求項9】
前記各成分原料は、純度が９９ｗｔ．％以上の純金属元素粒子又はバルク体を用いて３～８回繰り返し溶錬する、
ことを特徴とする請求項８に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上
させる方法。
【請求項10】
得られた合金材料は、圧縮降伏強度が６００～１４００ＭＰａ、圧壊強度が９００～２２００ＭＰａ、圧縮歪みが１０％以上であり、合金は、６７３Ｋ以下の広い温度域での抵抗
率が１４０～２３０μΩ・ｃｍであり、抵抗率の温度係数が－２００～１００ｐｐｍ／ｋ
の特性を有する、
ことを特徴とする請求項２、３、５～７、９のいずれか１項に記載のＦｅＣｒＡｌ系抵
抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、金属材料の製造技術分野に属し、具体的には、ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学
及び抵抗性能を向上させる方法及びＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金に関する。
及び抵抗性能を向上させる方法及びＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金に関する。
【背景技術】
【0002】
高抵抗率（＞１００μΩ・ｃｍ）及び低抵抗率の温度係数（ＴＣＲ）（＜１００ｐｐｍ
／Ｋ）を有する抵抗合金は、高精密電子測定システム、ＧＰＳ測位システム、データスト
レージ、熱電設備及び温度制御センサーなどの多くの重要分野で重要な役割を果たしてい
る。鉄・クロム・アルミニウム（ＦｅＣｒＡｌ）系合金は、高抵抗率、高強度、高温酸化
に対する優れた耐性及び低コストなどの利点を備えているため、抵抗合金として使用され
ている。
／Ｋ）を有する抵抗合金は、高精密電子測定システム、ＧＰＳ測位システム、データスト
レージ、熱電設備及び温度制御センサーなどの多くの重要分野で重要な役割を果たしてい
る。鉄・クロム・アルミニウム（ＦｅＣｒＡｌ）系合金は、高抵抗率、高強度、高温酸化
に対する優れた耐性及び低コストなどの利点を備えているため、抵抗合金として使用され
ている。
【0003】
ますます増えている工業発展により、加工性や感度をさらに向上させ、電子機器の小型化
、集積化の発展を推進するために、高強度、高変形性、高抵抗率、低抵抗率の温度係数を
兼ねて備える低コストの抵抗合金が求められている。しかし、以下の要因により、低コス
トでメリットを持つ従来のＦｅＣｒＡｌ系合金の抵抗材料としてのさらなる発展と実用化
が制限されている。まず、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ合金の強度及び抵抗率を向上させる従来の方
法は、Ｃｒ及びＡｌの含有量を増やすことであるが、Ｃｒ及びＡｌの含有量が多いと、応
力の集中を招きやすく脆性破壊が進行し、加工性が悪く、すなわち、高強度と高変形性を
兼ね備えることが困難である。次に、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌの割合を調整することにより、抵
抗率の温度係数を調整することができるが、高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備える
ことが困難な場合が多い。
、集積化の発展を推進するために、高強度、高変形性、高抵抗率、低抵抗率の温度係数を
兼ねて備える低コストの抵抗合金が求められている。しかし、以下の要因により、低コス
トでメリットを持つ従来のＦｅＣｒＡｌ系合金の抵抗材料としてのさらなる発展と実用化
が制限されている。まず、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ合金の強度及び抵抗率を向上させる従来の方
法は、Ｃｒ及びＡｌの含有量を増やすことであるが、Ｃｒ及びＡｌの含有量が多いと、応
力の集中を招きやすく脆性破壊が進行し、加工性が悪く、すなわち、高強度と高変形性を
兼ね備えることが困難である。次に、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌの割合を調整することにより、抵
抗率の温度係数を調整することができるが、高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備える
ことが困難な場合が多い。
【発明の概要】
【0004】
このセクションの目的は、本発明の実施例のいくつかの態様を概説し、いくつかの好まし
い実施例を簡単に説明することである。このセクション及び本願の明細書の要約書及び発
明名称では、このセクション、明細書の要約書及び発明名称の目的が曖昧にならないよう
に、簡略化又は省略することがあり、このような簡略化又は省略は、本発明の範囲を限定
するために使用することはできない。
い実施例を簡単に説明することである。このセクション及び本願の明細書の要約書及び発
明名称では、このセクション、明細書の要約書及び発明名称の目的が曖昧にならないよう
に、簡略化又は省略することがあり、このような簡略化又は省略は、本発明の範囲を限定
するために使用することはできない。
【0005】
本発明は、上記及び／又は従来技術に存在する欠点に鑑みて、従来のＦｅＣｒＡｌ抵抗合
金の高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備えることが困難であり、高強度と高変形性の
相乗能力が劣るなどの技術的課題を解決するＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能
を向上させる方法及びＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金を提供する。
金の高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備えることが困難であり、高強度と高変形性の
相乗能力が劣るなどの技術的課題を解決するＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能
を向上させる方法及びＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金を提供する。
【0006】
本発明の目的の１つは、広い温度域で高強度、高変形性、高抵抗率、低抵抗率の温度係数
という優れた総合特性を兼ね備えることを実現できるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金を提供する
ことである。
という優れた総合特性を兼ね備えることを実現できるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金を提供する
ことである。
【0007】
ここで、本発明でいう「広い温度域」とは、６７３Ｋ以下の広い温ど範囲を意味する。本
発明でいう「高強度」とは、圧縮降伏強度が６００～１４００ＭＰａ、圧壊強度が９００
～２２００ＭＰａの特性を有する本発明で得られた合金材料を意味する。本発明でいう「
高変形性」とは、圧縮歪みが１０％以上の特性を有する本発明で得られた合金材料を意味
する。本発明でいう「高抵抗率」とは、抵抗率が１４０～２３０μΩ・ｃｍの特性を有す
る本発明で得られた合金材料を意味する。本発明でいう「低抵抗率の温度係数」とは、抵
抗率の温度係数が－２００～１００ｐｐｍ／ｋの特性を有する本発明で得られた合金材料
を意味する。
発明でいう「高強度」とは、圧縮降伏強度が６００～１４００ＭＰａ、圧壊強度が９００
～２２００ＭＰａの特性を有する本発明で得られた合金材料を意味する。本発明でいう「
高変形性」とは、圧縮歪みが１０％以上の特性を有する本発明で得られた合金材料を意味
する。本発明でいう「高抵抗率」とは、抵抗率が１４０～２３０μΩ・ｃｍの特性を有す
る本発明で得られた合金材料を意味する。本発明でいう「低抵抗率の温度係数」とは、抵
抗率の温度係数が－２００～１００ｐｐｍ／ｋの特性を有する本発明で得られた合金材料
を意味する。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明は以下の技術的解決策を提供する。ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、原子百分率でＦｅ
：５２～５９％、Ｃｒ：２５～２９％、Ａｌ：１１～１５％、Ｔｉ：２．５～５％及びＳ
ｉ １．５～３％の成分からなる。
：５２～５９％、Ｃｒ：２５～２９％、Ａｌ：１１～１５％、Ｔｉ：２．５～５％及びＳ
ｉ １．５～３％の成分からなる。
【0009】
そのうち、Ｆｅ、Ｃｒ及びＡｌの原子百分率の合計は９２％以上かつ９６％以下であり、
Ｔｉ及びＳｉの原子百分率の合計は８％以下かつ４％以上であり、各成分の原子百分率の
合計は１００％である。
Ｔｉ及びＳｉの原子百分率の合計は８％以下かつ４％以上であり、各成分の原子百分率の
合計は１００％である。
【0010】
例えば、本発明における合金の原子百分率組成は、５４％のＦｅ、２７％のＣｒ、１３．
５％のＡｌ、４％のＴｉ、１．５％のＳｉ、又は、５５％のＦｅ、２８％のＣｒ、１２％
のＡｌ、３％のＴｉ、２％のＳｉ、又は５２％のＦｅ、２９％のＣｒ、１４％のＡｌ、２
％のＴｉ、３％のＳｉ、又は、５９％のＦｅ、２６％のＣｒ、１１％のＡｌ、２．５％の
Ｔｉ、１．５％のＳｉ、又は５６％のＦｅ、２５％のＣｒ、１３％のＡｌ、３．５％のＴ
ｉ、２．５％のＳｉなどであってもよいが、これらに限定されない。
５％のＡｌ、４％のＴｉ、１．５％のＳｉ、又は、５５％のＦｅ、２８％のＣｒ、１２％
のＡｌ、３％のＴｉ、２％のＳｉ、又は５２％のＦｅ、２９％のＣｒ、１４％のＡｌ、２
％のＴｉ、３％のＳｉ、又は、５９％のＦｅ、２６％のＣｒ、１１％のＡｌ、２．５％の
Ｔｉ、１．５％のＳｉ、又は５６％のＦｅ、２５％のＣｒ、１３％のＡｌ、３．５％のＴ
ｉ、２．５％のＳｉなどであってもよいが、これらに限定されない。
【0011】
本発明の他の目的は、ＦｅＣｒＡｌ合金に合金元素であるＴｉ及びＳｉを導入することに
より、ＦｅＣｒＡｌ合金のＢＣＣマトリックスと整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導
される、ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法を提供することに
ある。
より、ＦｅＣｒＡｌ合金のＢＣＣマトリックスと整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導
される、ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法を提供することに
ある。
【0012】
そのうち、Ｔｉ及びＳｉの原子百分率の合計は、全体の４～８％を占める。
【0013】
ここで、本発明でいう「ＢＣＣマトリックス」とは、体心立方マトリックスを意味する。
【0014】
本発明でいう「分散相」とは、過飽和固溶体からの析出によって形成された微細で分散分
布した固相を意味する。
布した固相を意味する。
【0015】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、前記Ｔｉの原子百分率の合計は、全体の２．５～５％を占め、前記Ｓｉ
の原子百分率の合計は、全体の１．５～３％を占める。
として、ここで、前記Ｔｉの原子百分率の合計は、全体の２．５～５％を占め、前記Ｓｉ
の原子百分率の合計は、全体の１．５～３％を占める。
【0016】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、前記ＦｅＣｒＡｌ合金は、Ｆｅ、Ｃｒ及びＡｌからなり、Ｆｅの原子百
分率の合計が全体の５２～５９％を占め、Ｃｒの原子百分率の合計が全体の２５～２９％
を占め、Ａｌの原子百分率の合計が全体の１１～１５％を占める。
として、ここで、前記ＦｅＣｒＡｌ合金は、Ｆｅ、Ｃｒ及びＡｌからなり、Ｆｅの原子百
分率の合計が全体の５２～５９％を占め、Ｃｒの原子百分率の合計が全体の２５～２９％
を占め、Ａｌの原子百分率の合計が全体の１１～１５％を占める。
【0017】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、合金の各構成要素原子の配合比に応じて各成分原料を配合し、真空又は
不活性ガスの保護条件で溶錬し、鋳込み、合金材料が得られる。
として、ここで、合金の各構成要素原子の配合比に応じて各成分原料を配合し、真空又は
不活性ガスの保護条件で溶錬し、鋳込み、合金材料が得られる。
【0018】
本発明でいう「溶錬」とは、金属材料を加熱炉に投入して溶融して粗金属を産出する乾式
冶金過程を意味し、懸濁炉、誘導炉、高炉、反射炉、アーク炉などの既存の設備を用いて
実施することができる。
冶金過程を意味し、懸濁炉、誘導炉、高炉、反射炉、アーク炉などの既存の設備を用いて
実施することができる。
【0019】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、前記真空条件下で溶錬し、炉内の真空度を１～０．０００１Ｐａに維持
する。
として、ここで、前記真空条件下で溶錬し、炉内の真空度を１～０．０００１Ｐａに維持
する。
【0020】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、前記不活性ガス保護条件下で溶錬し、炉内の不活性ガスの圧力を０．０
００００１～５ＭＰａに維持する。
として、ここで、前記不活性ガス保護条件下で溶錬し、炉内の不活性ガスの圧力を０．０
００００１～５ＭＰａに維持する。
【0021】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、前記溶錬は、溶錬の温度が１６２３～２４７３Ｋであり、０．０１～１
ｈ保温する。
として、ここで、前記溶錬は、溶錬の温度が１６２３～２４７３Ｋであり、０．０１～１
ｈ保温する。
【0022】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、前記各成分原料は、純度が９９ｗｔ．％以上の純金属元素粒子又はバル
ク体を用いて３～８回繰り返し溶錬する。
として、ここで、前記各成分原料は、純度が９９ｗｔ．％以上の純金属元素粒子又はバル
ク体を用いて３～８回繰り返し溶錬する。
【0023】
本発明のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗性能を向上させる方法の好ましい一態様
として、ここで、得られた合金材料は、圧縮降伏強度が６００～１４００ＭＰａ、圧壊強
度が９００～２２００ＭＰａ、圧縮歪みが１０％以上である。合金は、６７３Ｋ以下の広
い温度域での抵抗率が１４０～２３０μΩ・ｃｍであり、抵抗率の温度係数が－２００～
１００ｐｐｍ／ｋの特性を有する。
として、ここで、得られた合金材料は、圧縮降伏強度が６００～１４００ＭＰａ、圧壊強
度が９００～２２００ＭＰａ、圧縮歪みが１０％以上である。合金は、６７３Ｋ以下の広
い温度域での抵抗率が１４０～２３０μΩ・ｃｍであり、抵抗率の温度係数が－２００～
１００ｐｐｍ／ｋの特性を有する。
【効果】
【0024】
従来技術と比較すると、本発明は、以下のような有益な効果を有する。
本発明は、合金元素であるＴｉ及びＳｉを適量導入することにより、ＢＣＣマトリックス
と整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導されるという新たな方法を提供する。当該多成
分Ｌ２１ナノ粒子相は、合金の圧縮強度を著しく向上させ、変形性が高まり、抵抗率を向
上させ、抵抗率の温度係数を低下させ、力学及び抵抗性能の全面的な向上を示す。本発明
によって提供される方法は、製造工程が簡単で、複雑な熱処理を行う必要がなく、鋳造状
態で優れた性能を得ることができる。これにより、従来のＦｅＣｒＡｌ抵抗合金の高抵抗
率と低抵抗率の温度係数の兼ね備えが困難であり、高強度と高変形性の相乗能力が劣るな
どの課題を解決する新たな方法を提供することが期待できる。
本発明は、合金元素であるＴｉ及びＳｉを適量導入することにより、ＢＣＣマトリックス
と整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導されるという新たな方法を提供する。当該多成
分Ｌ２１ナノ粒子相は、合金の圧縮強度を著しく向上させ、変形性が高まり、抵抗率を向
上させ、抵抗率の温度係数を低下させ、力学及び抵抗性能の全面的な向上を示す。本発明
によって提供される方法は、製造工程が簡単で、複雑な熱処理を行う必要がなく、鋳造状
態で優れた性能を得ることができる。これにより、従来のＦｅＣｒＡｌ抵抗合金の高抵抗
率と低抵抗率の温度係数の兼ね備えが困難であり、高強度と高変形性の相乗能力が劣るな
どの課題を解決する新たな方法を提供することが期待できる。
【図面の簡単な説明】
【0025】
以下、本実用新案の実施例の技術的解決策をより明確に説明するために、実施例の説明に
使用する必要がある図面について簡単に説明する。なお、以下の説明における図面は、本
実用新案の一部の実施例に過ぎず、当業者にとっては、創造的な労働を行うことなく、こ
れらの図面に基づいて他の図面を得ることもできることは自明なことである。ここで、
使用する必要がある図面について簡単に説明する。なお、以下の説明における図面は、本
実用新案の一部の実施例に過ぎず、当業者にとっては、創造的な労働を行うことなく、こ
れらの図面に基づいて他の図面を得ることもできることは自明なことである。ここで、
【図1】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金のＸＲＤスペクトルを示す図である。
【図2】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金のＥＢＳＤ相分布図及び逆極図（ＩＰＦ）を示す図である。
【図3】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態を示す図である。
【図4】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の透過型電子顕微鏡における高角環状暗視野像（ＨＡＡＤＦ）及び選択範囲電子回折スペクトルを示す図である。
【図5】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の透過型電子顕微鏡におけるＨＡＡＤＦ像及びそれに対応するエネルギースペクトル分布を示す図である。
【図6】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図7】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金室温における圧縮工程応力－歪み線図である。
【図8】本発明の実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の６７３ Ｋでの圧縮工程応力－歪み線図である。
【図9】本発明の実施例２によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態図である。
【図10】本発明の実施例２によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図11】本発明の実施例３によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態図である。
【図12】本発明の実施例３によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図13】本発明の実施例３によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の室温圧縮工程応力－歪み線図である。
【図14】本発明の比較例１によって得られる合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態図である。
【図15】本発明の比較例１によって得られる合金の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図16】本発明の比較例１によって得られる合金の室温圧縮工程応力－歪み図である。
【図17】本発明の比較例２によって得られる合金のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態図である。
【図18】本発明の比較例２によって得られる合金の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図19】本発明の比較例２によって得られる合金の室温圧縮工程応力－歪み線図である。
【図20】本発明の比較例３によって提供される合金材料のＸＲＤスペクトルを示す図である。
【図21】本発明の比較例３によって提供される合金材料のＥＢＳＤ相分布図及び逆極図（ＩＰＦ）を示す図である。
【図22】本発明の比較例３によって提供される合金材料のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態図である。
【図23】本発明の比較例３によって提供される合金材料の走査型電子顕微鏡後方散乱電子像と、それに対応するエネルギースペクトル分布を示す図である。
【図24】本発明の比較例３によって提供される合金材料の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図25】本発明の比較例３によって提供される合金材料室温での圧縮工程応力－歪み線図である。
【図26】本発明の比較例４によって提供される合金材料のミクロ組織の走査型電子顕微鏡形態図である。
【図27】本発明の比較例４によって提供される合金材料の抵抗率－温度曲線を示す図である。
【図28】本発明の比較例４によって提供される合金材料室温での圧縮工程応力－歪み線図である。
【発明を実施するための形態】
【0026】
本発明の上記目的、特徴及び利点をより明らかに分かりやすくするために、以下に、明細
書の実施例を組み合わせて本発明の具体的な実施形態について詳細に説明する。
書の実施例を組み合わせて本発明の具体的な実施形態について詳細に説明する。
【0027】
以下の説明では、本発明を充分に理解するために、多くの具体的な詳細を述べたが、本発
明は、ここで説明されたものと異なる他の方式で実施することもできる。当業者であれば
、本発明の内容に反することなく同様の拡張を行うことができるため、本発明は、以下に
開示された具体的な実施例によって限定されない。
明は、ここで説明されたものと異なる他の方式で実施することもできる。当業者であれば
、本発明の内容に反することなく同様の拡張を行うことができるため、本発明は、以下に
開示された具体的な実施例によって限定されない。
【0028】
次に、ここでいう「一実施例」又は「実施例」とは、本発明の少なくとも１つの実現形態
に含まれ得る特定の特徴、構造又は特性を意味する。本明細書の異なる箇所に現れる「一
実施例において」は、すべてが同じ実施例を指すわけではなく、他の実施例と相互に排他
的な単独又は選択的な実施例を指すわけでもない。
実施例１
に含まれ得る特定の特徴、構造又は特性を意味する。本明細書の異なる箇所に現れる「一
実施例において」は、すべてが同じ実施例を指すわけではなく、他の実施例と相互に排他
的な単独又は選択的な実施例を指すわけでもない。
実施例１
【0029】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５５Ｃｒ２８Ａｌ１２Ｔｉ３
Ｓｉ２（原子百分率）に従って配合する。不活性ガス保護雰囲気下で懸濁溶錬を用いて溶
錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧
がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋで、５ ｍｉ
ｎ保温し、直方体の形状に鋳込み、すなわち、実施例１のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金が得ら
れた。
Ｓｉ２（原子百分率）に従って配合する。不活性ガス保護雰囲気下で懸濁溶錬を用いて溶
錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧
がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋで、５ ｍｉ
ｎ保温し、直方体の形状に鋳込み、すなわち、実施例１のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金が得ら
れた。
【0030】
図１及び図２から分かるように、実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の主
相は、ＢＣＣ固溶体構造である。図３から分かるように、実施例１によって得られるＦｅ
ＣｒＡｌ系抵抗合金には、分散分布しているナノ粒子が存在する。図４から分かるように
、実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金におけるナノ分散粒子は、Ｌ２１構
造を呈し、かつＢＣＣマトリックスと完全に整合する関係を示し、粒子のサイズは４５
± １１ｎｍで、面積百分率は３３％ ± ４％である。図５から分かるように、実施例
１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金に分散分布しているＬ２１構造のナノが同じ
であれば、Ａｌ、Ｔｉ及びＳｉ元素に富み、Ｆｅ及びＣｒ元素に欠乏している。図６から
分かるように、実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、室温抵抗率が～１
８３ μΩ・ｃｍと高く、６７３ Ｋまで昇温されると依然として～１８１ μΩ・ｃｍ
に維持する。室温から６７３ Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数は、－３５
± １０ ｐｐｍ／Ｋと低い。図７から分かるように、実施例１によって得られるＦｅＣ
ｒＡｌ系抵抗合金は、室温での圧縮降伏強度が約１０９６ＭＰａ、圧壊強度が約１６９４
ＭＰａ、圧縮歪みが約２０％である。図８から分かるように、実施例１によって得られる
ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、６７３ Ｋにおける圧縮降伏強度が約１０５５ＭＰａであり
、圧壊強度が１９８０ＭＰａと高く、圧縮歪みが３５％と高い。
実施例２
相は、ＢＣＣ固溶体構造である。図３から分かるように、実施例１によって得られるＦｅ
ＣｒＡｌ系抵抗合金には、分散分布しているナノ粒子が存在する。図４から分かるように
、実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金におけるナノ分散粒子は、Ｌ２１構
造を呈し、かつＢＣＣマトリックスと完全に整合する関係を示し、粒子のサイズは４５
± １１ｎｍで、面積百分率は３３％ ± ４％である。図５から分かるように、実施例
１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金に分散分布しているＬ２１構造のナノが同じ
であれば、Ａｌ、Ｔｉ及びＳｉ元素に富み、Ｆｅ及びＣｒ元素に欠乏している。図６から
分かるように、実施例１によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、室温抵抗率が～１
８３ μΩ・ｃｍと高く、６７３ Ｋまで昇温されると依然として～１８１ μΩ・ｃｍ
に維持する。室温から６７３ Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数は、－３５
± １０ ｐｐｍ／Ｋと低い。図７から分かるように、実施例１によって得られるＦｅＣ
ｒＡｌ系抵抗合金は、室温での圧縮降伏強度が約１０９６ＭＰａ、圧壊強度が約１６９４
ＭＰａ、圧縮歪みが約２０％である。図８から分かるように、実施例１によって得られる
ＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、６７３ Ｋにおける圧縮降伏強度が約１０５５ＭＰａであり
、圧壊強度が１９８０ＭＰａと高く、圧縮歪みが３５％と高い。
実施例２
【0031】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５５Ｃｒ２８Ａｌ１２Ｔｉ３
Ｓｉ２（原子百分率）に従って配合する。不活性ガス保護雰囲気下で懸濁溶錬を用いて溶
錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧
がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３ Ｋで、５ ｍ
ｉｎ保温し、直方体の形状に鋳込み、合金を４ Ｋ／ｍｉｎの昇温速度で室温から６７３
Ｋまで昇温して急速焼入れした後、すなわち、実施例２のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金が得
られた。
Ｓｉ２（原子百分率）に従って配合する。不活性ガス保護雰囲気下で懸濁溶錬を用いて溶
錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧
がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３ Ｋで、５ ｍ
ｉｎ保温し、直方体の形状に鋳込み、合金を４ Ｋ／ｍｉｎの昇温速度で室温から６７３
Ｋまで昇温して急速焼入れした後、すなわち、実施例２のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金が得
られた。
【0032】
図９及び１０から分かるように、実施例２によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金にお
けるＬ２１構造のナノ分散相は、６７３ Ｋ温度で安定した状態を保ち、室温から６７３
Ｋまでの温度範囲における低抵抗率の温度係数（－４６ ｐｐｍ／Ｋ）を決定する。
実施例３
けるＬ２１構造のナノ分散相は、６７３ Ｋ温度で安定した状態を保ち、室温から６７３
Ｋまでの温度範囲における低抵抗率の温度係数（－４６ ｐｐｍ／Ｋ）を決定する。
実施例３
【0033】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５４Ｃｒ２７Ａｌ１３．５Ｔ
ｉ４Ｓｉ１．５（原子百分率）に従って配合する。アーク溶錬により不活性ガス保護雰囲
気下で溶錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した
後、気圧がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３ Ｋ、
すなわち、実施例３のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金が得られた。
ｉ４Ｓｉ１．５（原子百分率）に従って配合する。アーク溶錬により不活性ガス保護雰囲
気下で溶錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した
後、気圧がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３ Ｋ、
すなわち、実施例３のＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金が得られた。
【0034】
図１１から分かるように、実施例３によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金には、ナノ
粒子が分散分布している。図１２から分かるように、実施例３によって得られるＦｅＣｒ
Ａｌ系抵抗合金は、室温抵抗率が～１８４ μΩ・ｃｍと高く、６７３ Ｋまで昇温され
ると依然として～１８０ μΩ・ｃｍに留まる。室温から６７３ Ｋまでの温度範囲にお
ける抵抗率の温度係数は、－５８ ｐｐｍ／Ｋと低い。図１３から分かるように、実施例
３によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、圧縮降伏強度が約１２４３ＭＰａ、圧壊
強度が約１８２３ＭＰａ、圧縮歪みが約１７％である。
比較例１
粒子が分散分布している。図１２から分かるように、実施例３によって得られるＦｅＣｒ
Ａｌ系抵抗合金は、室温抵抗率が～１８４ μΩ・ｃｍと高く、６７３ Ｋまで昇温され
ると依然として～１８０ μΩ・ｃｍに留まる。室温から６７３ Ｋまでの温度範囲にお
ける抵抗率の温度係数は、－５８ ｐｐｍ／Ｋと低い。図１３から分かるように、実施例
３によって得られるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金は、圧縮降伏強度が約１２４３ＭＰａ、圧壊
強度が約１８２３ＭＰａ、圧縮歪みが約１７％である。
比較例１
【0035】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５８Ｃｒ２２Ａｌ１５Ｔｉ１
Ｓｉ４（原子百分率）に従って配合する。不活性ガス保護雰囲気下でアーク溶錬を用いて
溶錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気
圧がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋで、すなわ
ち、比較例１における合金が得られた。
Ｓｉ４（原子百分率）に従って配合する。不活性ガス保護雰囲気下でアーク溶錬を用いて
溶錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気
圧がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋで、すなわ
ち、比較例１における合金が得られた。
【0036】
図１４から分かるように、比較例１によって得られる合金にナノ粒子が存在する兆候が見
られる。図１５から分かるように、比較例１によって得られる合金は、室温抵抗率が約２
０４ μΩ・ｃｍである。室温から６７３ Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数
は、約－１５９ ｐｐｍ／Ｋである。図１６から分かるように、比較例１によって得られ
る合金は、圧縮降伏強度が約８５０ＭＰａ、圧壊強度が約１８７８ＭＰａ、圧縮歪みが約
３０％である。
比較例２
られる。図１５から分かるように、比較例１によって得られる合金は、室温抵抗率が約２
０４ μΩ・ｃｍである。室温から６７３ Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数
は、約－１５９ ｐｐｍ／Ｋである。図１６から分かるように、比較例１によって得られ
る合金は、圧縮降伏強度が約８５０ＭＰａ、圧壊強度が約１８７８ＭＰａ、圧縮歪みが約
３０％である。
比較例２
【0037】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５６Ｃｒ２５Ａｌ１４Ｔｉ２
Ｓｉ３（原子百分率）に従って配合する。、アーク溶錬により不活性ガス保護雰囲気下で
溶錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気
圧がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋ、すなわち
、比較例２における合金が得られた。
Ｓｉ３（原子百分率）に従って配合する。、アーク溶錬により不活性ガス保護雰囲気下で
溶錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気
圧がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋ、すなわち
、比較例２における合金が得られた。
【0038】
図１７から分かるように、比較例２によって得られる合金に分散しているナノ粒子が存在
する。図１８から分かるように、比較例２によって得られる合金は、室温抵抗率が約１９
７ μΩ・ｃｍである。室温から６７３Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数は、
約－１７１ ｐｐｍ／Ｋである。図１９から分かるように、比較例２によって得られる合
金は、圧縮降伏強度が約９８０ＭＰａ、圧壊強度が約２０２６ＭＰａ、圧縮歪みが約３０
％である。
比較例３
する。図１８から分かるように、比較例２によって得られる合金は、室温抵抗率が約１９
７ μΩ・ｃｍである。室温から６７３Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数は、
約－１７１ ｐｐｍ／Ｋである。図１９から分かるように、比較例２によって得られる合
金は、圧縮降伏強度が約９８０ＭＰａ、圧壊強度が約２０２６ＭＰａ、圧縮歪みが約３０
％である。
比較例３
【0039】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５５Ｃｒ２８Ａｌ１２Ｔｉ３
Ｓｉ２（原子百分率）に従って配合する。懸濁溶錬を用いて不活性ガス保護雰囲気下で溶
錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧
がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３ Ｋ、５ ｍｉ
ｎ保温し、直方体の形状に鋳込む。次に、アルゴンガス保護雰囲気で（アルゴンガス圧力
が１０Ｐａ）、温度１５７３ Ｋで、高温均一化処理を行い、３時間均一化処理した後に
油焼入れを行い、すなわち、比較例３の合金が得られた。
Ｓｉ２（原子百分率）に従って配合する。懸濁溶錬を用いて不活性ガス保護雰囲気下で溶
錬し、４回繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧
がわずかにプラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３ Ｋ、５ ｍｉ
ｎ保温し、直方体の形状に鋳込む。次に、アルゴンガス保護雰囲気で（アルゴンガス圧力
が１０Ｐａ）、温度１５７３ Ｋで、高温均一化処理を行い、３時間均一化処理した後に
油焼入れを行い、すなわち、比較例３の合金が得られた。
【0040】
図２０及び２１から分かるように、比較例３によって得られる合金は、単相ＢＣＣ構造を
呈している。図２２及び２３は、比較例３によって得られる合金に分散分布しているナノ
粒子が存在しないことをさらに確認する。図２４から分かるように、比較例３によって得
られる合金は、室温から６７３ Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数が－１６３
± １０ ｐｐｍ／Ｋである。図２５から分かるように、比較例３によって得られる合
金は、圧縮降伏強度が約１１９１ＭＰａ、圧壊強度がわずか１２５４ＭＰａ、圧縮歪みが
わずか８％であった。
比較例４
呈している。図２２及び２３は、比較例３によって得られる合金に分散分布しているナノ
粒子が存在しないことをさらに確認する。図２４から分かるように、比較例３によって得
られる合金は、室温から６７３ Ｋまでの温度範囲における抵抗率の温度係数が－１６３
± １０ ｐｐｍ／Ｋである。図２５から分かるように、比較例３によって得られる合
金は、圧縮降伏強度が約１１９１ＭＰａ、圧壊強度がわずか１２５４ＭＰａ、圧縮歪みが
わずか８％であった。
比較例４
【0041】
原料は、各純元素に対応するバルク体を用いて、化学式Ｆｅ５５Ｃｒ２９Ａｌ１６（原子
百分率）に従って配合する。アーク溶錬により、不活性ガス保護雰囲気下で溶錬し、４回
繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧がわずかに
プラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋ、すなわち、比較例４の
合金が得られた。
百分率）に従って配合する。アーク溶錬により、不活性ガス保護雰囲気下で溶錬し、４回
繰り返し溶錬する。溶錬時の真空度を０．００１Ｐａまで引き出した後、気圧がわずかに
プラスになるまでアルゴンガスを充填し、溶錬温度は１８７３Ｋ、すなわち、比較例４の
合金が得られた。
【0042】
図２６から分かるように、比較例４によって得られる合金は、単相ＢＣＣ構造である。図
２７から分かるように、比較例４によって得られる合金は、室温から６７３ Ｋまでの温
度範囲における抵抗率の温度係数が約－１４６ ｐｐｍ／Ｋである。図２８から分かるよ
うに、比較例４によって得られる合金は、圧縮降伏強度が実施例１又は２の強度よりはる
かに低かった。
比較例５
２７から分かるように、比較例４によって得られる合金は、室温から６７３ Ｋまでの温
度範囲における抵抗率の温度係数が約－１４６ ｐｐｍ／Ｋである。図２８から分かるよ
うに、比較例４によって得られる合金は、圧縮降伏強度が実施例１又は２の強度よりはる
かに低かった。
比較例５
【0043】
公開文献Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａの［Ｔ． Ｎａｏ
ｈａｒａ，Ａ． Ｉｎｏｕｅ，Ｔ．Ｍｉｎｅｍｕｒａ，Ｔ．Ｍａｓｕｍｏｔｏ，Ｋ． Ｋ
ｕｍａｄａ，Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ １３ （１
９８２） ３３７－３４３］記載によれば、従来のＦｅ６５Ｃｒ２０Ａｌ１５、Ｆｅ６０
Ｃｒ２０Ａｌ２０、Ｆｅ５０Ｃｒ３０Ａｌ２０合金の室温抵抗率は、それぞれ１５６ μ
Ω・ｃｍ、１８０ μΩ・ｃｍ及び１８６ μΩ・ｃｍである。室温から６７３ Ｋまで
の範囲における抵抗率の温度係数は、それぞれ－１７ ｐｐｍ／Ｋ、－７３ ｐｐｍ／Ｋ
及び－８５ ｐｐｍ／Ｋである。すなわち、高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備える
ことは困難である。
ｈａｒａ，Ａ． Ｉｎｏｕｅ，Ｔ．Ｍｉｎｅｍｕｒａ，Ｔ．Ｍａｓｕｍｏｔｏ，Ｋ． Ｋ
ｕｍａｄａ，Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ １３ （１
９８２） ３３７－３４３］記載によれば、従来のＦｅ６５Ｃｒ２０Ａｌ１５、Ｆｅ６０
Ｃｒ２０Ａｌ２０、Ｆｅ５０Ｃｒ３０Ａｌ２０合金の室温抵抗率は、それぞれ１５６ μ
Ω・ｃｍ、１８０ μΩ・ｃｍ及び１８６ μΩ・ｃｍである。室温から６７３ Ｋまで
の範囲における抵抗率の温度係数は、それぞれ－１７ ｐｐｍ／Ｋ、－７３ ｐｐｍ／Ｋ
及び－８５ ｐｐｍ／Ｋである。すなわち、高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備える
ことは困難である。
【0044】
実施例１、２と３を比較すると、本発明が提供する方法によって最適化された合金に存在
するＢＣＣマトリックスと完全に整合する多成分Ｌ２１ナノ分散相は、６７３ Ｋで安定
した状態を保ち、最適化された合金は、優れた中温力学性能を備えるとともに、高抵抗率
と６７３ Ｋ以内の抵抗率－温度安定性を維持していることが分かる。
するＢＣＣマトリックスと完全に整合する多成分Ｌ２１ナノ分散相は、６７３ Ｋで安定
した状態を保ち、最適化された合金は、優れた中温力学性能を備えるとともに、高抵抗率
と６７３ Ｋ以内の抵抗率－温度安定性を維持していることが分かる。
【0045】
実施例１と比較例１、２を比較すると、導入されたＴｉ及びＳｉ元素の含有量が本発明の
範囲内でないときに得られた合金は、抵抗率の温度安定性が実施例１よりも明らかに劣る
ことが分かる。
範囲内でないときに得られた合金は、抵抗率の温度安定性が実施例１よりも明らかに劣る
ことが分かる。
【0046】
実施例１と比較例３を比較すると、本発明の方法によって提供されるＢＣＣマトリックス
と完全に整合する多成分Ｌ２１ナノ分散相を含まない合金、すなわち、比較例３の合金は
、圧壊強度、圧縮歪み及び抵抗率温度安定性がいずれも実施例１よりも劣ることが分かる
。実施例１と比較例４を比較すると、Ｔｉ及びＳｉ元素を導入しない合金の圧縮降伏強度
は、本発明の最適化後に得られる合金の降伏強度よりはるかに低く、かつ抵抗率の温度安
定性が悪いことが分かる。すなわち、本発明では、合金元素であるＴｉ及びＳｉを適量導
入することにより、体心立方（ＢＣＣ）マトリックスと整合する多成分ナノ分散相である
多成分Ｌ２１ナノ分散相の形成が誘導され、変形性及び６７３Ｋ以内の抵抗率－温度安定
性を効果的に向上させることができる。実施例１と比較例５を比較すると、本発明の方法
によって取得された合金は、高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備えることが分かる。
と完全に整合する多成分Ｌ２１ナノ分散相を含まない合金、すなわち、比較例３の合金は
、圧壊強度、圧縮歪み及び抵抗率温度安定性がいずれも実施例１よりも劣ることが分かる
。実施例１と比較例４を比較すると、Ｔｉ及びＳｉ元素を導入しない合金の圧縮降伏強度
は、本発明の最適化後に得られる合金の降伏強度よりはるかに低く、かつ抵抗率の温度安
定性が悪いことが分かる。すなわち、本発明では、合金元素であるＴｉ及びＳｉを適量導
入することにより、体心立方（ＢＣＣ）マトリックスと整合する多成分ナノ分散相である
多成分Ｌ２１ナノ分散相の形成が誘導され、変形性及び６７３Ｋ以内の抵抗率－温度安定
性を効果的に向上させることができる。実施例１と比較例５を比較すると、本発明の方法
によって取得された合金は、高抵抗率と低抵抗率の温度係数を兼ね備えることが分かる。
【0047】
本発明は、合金元素であるＴｉ及びＳｉを適量導入することにより、ＢＣＣマトリックス
と整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導されるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗
性能を向上させる方法を提供する。以下の特徴がある。まず、合金元素であるＴｉ及びＳ
ｉを適量導入し、ＢＣＣマトリックスと完全に整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導さ
れる。当該整合する多成分ナノ分散相は、高強度を維持しながら、加工硬化能力を向上さ
せることにより、圧壊強度と圧縮歪みを向上させる。次に、当該多成分が整合するナノ分
散相の存在により、抵抗率の温度係数が低下する。また、添加された合金元素であるＴｉ
及びＳｉは、原子半径がＦｅ及びＣｒ元素の原子半径と大きく異なり、格子歪みが大きく
なり、合金における固溶強化効果と格子散乱作用を効果的に向上させることにより、強度
と抵抗率を向上させる。また、当該合金は、従来のＦｅＣｒＡｌ合金に比べて、希少金属
元素を含まないことで、環境に優しい抵抗合金に発展することができる。すなわち、本発
明が提供する技術的手段により、広い温度域で高強度、高変形性、高抵抗率、低抵抗率の
温度係数を兼ね備えるという優れた総合特性を実現することができる。
と整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導されるＦｅＣｒＡｌ系抵抗合金の力学及び抵抗
性能を向上させる方法を提供する。以下の特徴がある。まず、合金元素であるＴｉ及びＳ
ｉを適量導入し、ＢＣＣマトリックスと完全に整合する多成分ナノ分散相の形成が誘導さ
れる。当該整合する多成分ナノ分散相は、高強度を維持しながら、加工硬化能力を向上さ
せることにより、圧壊強度と圧縮歪みを向上させる。次に、当該多成分が整合するナノ分
散相の存在により、抵抗率の温度係数が低下する。また、添加された合金元素であるＴｉ
及びＳｉは、原子半径がＦｅ及びＣｒ元素の原子半径と大きく異なり、格子歪みが大きく
なり、合金における固溶強化効果と格子散乱作用を効果的に向上させることにより、強度
と抵抗率を向上させる。また、当該合金は、従来のＦｅＣｒＡｌ合金に比べて、希少金属
元素を含まないことで、環境に優しい抵抗合金に発展することができる。すなわち、本発
明が提供する技術的手段により、広い温度域で高強度、高変形性、高抵抗率、低抵抗率の
温度係数を兼ね備えるという優れた総合特性を実現することができる。
【0048】
なお、以上の実施例は、本発明の技術的解決策を説明するためにのみ使用され、限定する
ものではない。本発明は、好ましい実施例を参照して詳しく説明したが、当業者であれば
、本発明の技術的解決策の精神及び範囲を逸脱することなく、本発明の技術的解決策を修
正又は均等に置換することができ、そのすべてが本発明の特許請求の範囲に含まれるべき
であることを理解されるはずである。
ものではない。本発明は、好ましい実施例を参照して詳しく説明したが、当業者であれば
、本発明の技術的解決策の精神及び範囲を逸脱することなく、本発明の技術的解決策を修
正又は均等に置換することができ、そのすべてが本発明の特許請求の範囲に含まれるべき
であることを理解されるはずである。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】
【図14】
【図15】
【図16】
【図17】
【図18】
【図19】
【図20】
【図】
【図21】
【図22】
【図23】
【図24】
【図25】
【図26】
【図27】
【図28】
【国際調査報告】