JP2009215649A - 高い硬度を有するＮｉ基金属間化合物合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】硬さが向上したＮｉ基金属間化合物合金を提供する。
【解決手段】本発明のＮｉ基金属間化合物合金は，Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：２〜９原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：０．５〜８原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子％，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含む。
【選択図】図２
【解決手段】本発明のＮｉ基金属間化合物合金は，Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：２〜９原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：０．５〜８原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子％，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含む。
【選択図】図２
Description
本発明は、高い硬度を有するＮｉ基金属間化合物合金に関する。
従来、Ｎｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ系金属間化合物合金が知られている（例えば，特許文献１を参照）。
この金属間化合物合金は、高温での機械的特性が極めて優れているので、ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材といった高温構造材料としての応用が期待されている。
この金属間化合物合金は、高温での機械的特性が極めて優れているので、ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材といった高温構造材料としての応用が期待されている。
上記のようなＮｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ系金属間化合物合金は、そのままでも優れた特性を有しているが、耐摩耗性を必要とする用途（例：機械要素部品）に用いる場合には、より優れた硬さを有していることが望まれる。
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、硬さが向上したＮｉ基金属間化合物合金を提供するものである。
本発明のＮｉ基金属間化合物合金は、Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：２〜９原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：０．５〜８原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子％，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含む。
本発明者らは鋭意検討を行った結果、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖを含む金属間化合物合金において、Ｔａ及び／又はＷの含有量が０．５〜８原子％になるようにＴａとＷのうちの少なくとも一方を含有させることによって、硬さを飛躍的に向上させることができることを見出し、本発明の完成に到った。なお、Ｔａ及び／又はＷの含有量とは、ＴａとＷの何れか一方のみが含まれる場合はＴａ又はＷの含有量を意味し、ＴａとＷの両方が含まれる場合はＴａとＷの含有量の合計を意味する。
以下、本発明の種々の実施形態を例示する。
以下、本発明の種々の実施形態を例示する。
Ａｌ：２．５〜８原子％，Ｖ：１０〜１４．５原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：１〜５原子％，Ｎｂ：０〜４原子％であってもよい。
Ｔａ：０．５原子％以上であってもよい。Ｗ：０．５原子％以上であってもよい。何れの場合であっても、ビッカース硬さの向上効果が得られる。
初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有してもよい。この場合、引張強度の機械的特性が優れた金属間化合物合金が得られる。
室温でのビッカース硬さが５５０〜１０００であってもよい。室温と９００℃のビッカース硬さの差が１０〜３００であってもよい。本発明によれば、このようなビッカース硬さを有する金属間化合物合金が容易に得られる。
ここで示した実施形態は、互いに組み合わせることができる。
本明細書において、「〜」は、両端の点を含む。
Ｔａ：０．５原子％以上であってもよい。Ｗ：０．５原子％以上であってもよい。何れの場合であっても、ビッカース硬さの向上効果が得られる。
初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有してもよい。この場合、引張強度の機械的特性が優れた金属間化合物合金が得られる。
室温でのビッカース硬さが５５０〜１０００であってもよい。室温と９００℃のビッカース硬さの差が１０〜３００であってもよい。本発明によれば、このようなビッカース硬さを有する金属間化合物合金が容易に得られる。
ここで示した実施形態は、互いに組み合わせることができる。
本明細書において、「〜」は、両端の点を含む。
以下、本発明の一実施形態を図面を用いて説明する。図面や以下の記述中で示す内容は、例示であって、本発明の範囲は、図面や以下の記述中で示すものに限定されない。
１．Ｎｉ基金属間化合物合金
本発明の一実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：２〜９原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：０．５〜８原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子％，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含む。
以下、各構成要素について詳述する。
本発明の一実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：２〜９原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：０．５〜８原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子％，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含む。
以下、各構成要素について詳述する。
１−１．組成
本実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、実質的にＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｔａ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｂのみからなってもよく、これ以外の不純物元素を含んでいてもよい。
本実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、実質的にＮｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｔａ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｂのみからなってもよく、これ以外の不純物元素を含んでいてもよい。
Ｎｉの含有量（含有率）は、例えば、６９〜７８原子％であり、具体的には例えば、６９，６９．５，７０，７０．５，７１，７１．５，７２，７２．５，７３，７３．５，７４，７４．５，７５，７５．５，７６，７６．５，７７，７７．５，７８原子％である。Ｎｉの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ａｌの含有量は、２〜９原子％であり、具体的には例えば２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５，８，８．５又は９原子％である。Ａｌの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｖの含有量は、１０〜１７原子％であり、具体的には例えば１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５，１３，１３．５，１４，１４．５，１５，１５．５，１６，１６．５又は１７原子％である。Ｖの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ａｌ，Ｖを上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからである。
ところで、後述するように本実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、２重複相組織を有することが好ましく、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖは、２重複相組織の形成のために添加される。Ｎｉ，Ａｌ，Ｖが上記範囲の場合、２重複相組織が形成されやすい。
また、Ａｌの含有量は、５．５原子％以上が好ましい。この場合、２重複相組織がさらに形成されやすいからである。
ところで、後述するように本実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、２重複相組織を有することが好ましく、Ｎｉ，Ａｌ，Ｖは、２重複相組織の形成のために添加される。Ｎｉ，Ａｌ，Ｖが上記範囲の場合、２重複相組織が形成されやすい。
また、Ａｌの含有量は、５．５原子％以上が好ましい。この場合、２重複相組織がさらに形成されやすいからである。
本実施形態のＮｉ基金属間化合物合金は、ＴａとＷの少なくとも一方（つまり，一方又は両方）を含む。
Ｔａ及び／又はＷの含有量は、０．５〜８原子％であり、具体的には例えば０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５又は８原子％である。Ｔａ及び／又はＷの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｔａ及び／又はＷの含有量を上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからであり、また、上限値である８原子％を超える量を添加しても硬さ向上には大きくは寄与しないからである。
Ｔａの含有量は、０〜８原子％であり、具体的には例えば０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５又は８原子％である。Ｔａの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｗの含有量は、０〜８原子％であり、具体的には例えば０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５又は８原子％である。Ｗの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｔａ及び／又はＷの含有量は、０．５〜８原子％であり、具体的には例えば０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５又は８原子％である。Ｔａ及び／又はＷの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｔａ及び／又はＷの含有量を上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからであり、また、上限値である８原子％を超える量を添加しても硬さ向上には大きくは寄与しないからである。
Ｔａの含有量は、０〜８原子％であり、具体的には例えば０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５又は８原子％である。Ｔａの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｗの含有量は、０〜８原子％であり、具体的には例えば０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６，６．５，７，７．５又は８原子％である。Ｗの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒは、それぞれ、任意成分であり、含まれていてもいなくてもよい。Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒが含まれているかどうかに関わらず、Ｔａ又はＷの添加によって硬さが向上するからである。Ｎｂは、２重複相組織の強度向上のために添加される。また、Ｃｏ，Ｃｒは、耐酸化性向上のために添加される。
Ｎｂの含有量は、０〜６原子％であり、具体的には例えば０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，又は６原子％である。Ｎｂの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｃｏの含有量は、０〜６原子％であり、具体的には例えば、０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｃｏの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｃｒの含有量は、０〜６原子％であり、具体的には例えば、０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｃｒの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量を上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからである。
Ｃｏの含有量は、０〜６原子％であり、具体的には例えば、０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｃｏの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｃｒの含有量は、０〜６原子％であり、具体的には例えば、０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５，５．５，６原子％である。Ｃｒの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｎｂ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量を上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからである。
Ｂは、得られる合金の延性向上のために添加される。Ｂの含有量は、上記の組成の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍであり、具体的には例えば、１０，５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，８５０，９００，９５０又は１０００重量ｐｐｍである。Ｂの含有量は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
Ｂの含有量を上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからである。
Ｂの含有量を上記範囲にしたのは、この範囲であれば、Ｔａ及び／又はＷの添加によってビッカース硬さの向上効果が得られるからである。
１−２．微細組織
本実施形態の金属間化合物合金の微細組織は、特に限定されないが、本実施形態の金属間化合物合金は、初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有していることが好ましい。この場合、引張強度等の機械的特性が高いという利点がある。
本実施形態の金属間化合物合金の微細組織は、特に限定されないが、本実施形態の金属間化合物合金は、初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有していることが好ましい。この場合、引張強度等の機械的特性が高いという利点がある。
２重複相組織は、最初に、比較的高い温度において初析Ｌ１2相とＡ１相とからなる上部複相組織を形成し、その後、温度を下げることによってＡ１相をＬ１2相とＤ０22相とに分解させることによって形成することができる。これによって、図１（ａ）のＴＥＭ写真や図１（ｂ）の模式図に示すような初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織が形成される。なお、Ｌ１2相は、Ｎｉ3Ａｌ金属間化合物相であり、Ａ１相は、ｆｃｃ固溶体相であり、Ｄ０22相は、Ｎｉ3Ｖ金属間化合物相である。
２重複相組織を有する金属間化合物合金は、特許文献１に記載された方法によって作製することができる。但し、特許文献１では、独立したプロセスとして初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度での熱処理を行うことによって上部複相組織を形成しているが、この熱処理を行う代わりに金属間化合物合金の鋳塊を作製する際に溶湯を徐冷することによっても上部複相組織を形成することができる。徐冷を行った場合、溶湯が凝固した後に初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度に比較的長い時間滞在することになるので、上記熱処理を行った場合と同様に初析Ｌ１2相とＡ１相とからなる上部複相組織が形成されるからである。
１−３．ビッカース硬さ
本実施形態の金属間化合物合金の室温でのビッカース硬さは、特に限定されないが、５５０〜１０００が好ましい。室温でビッカース硬さは、具体的には例えば５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，９００，１０００である。このビッカース硬さは、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよく、何れか１つ以上であってもよい。
本実施形態の金属間化合物合金の室温でのビッカース硬さは、特に限定されないが、５５０〜１０００が好ましい。室温でビッカース硬さは、具体的には例えば５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，９００，１０００である。このビッカース硬さは、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよく、何れか１つ以上であってもよい。
本実施形態の金属間化合物合金の９００℃でのビッカース硬さは、特に限定されないが、５５０〜１０００が好ましい。９００℃でのビッカース硬さは、具体的には例えば５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，９００，１０００である。このビッカース硬さは、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよく、何れか１つ以上であってもよい。
また、本実施形態の金属間化合物合金では、室温と９００℃のビッカース硬さの差（室温での値−９００℃での値）は、特に限定されないが、例えば、１０〜３００であり、具体的には例えば１０，２０，３０，４０，５０，１００，１５０，２００，２５０，３００である。この差は、ここで例示した数値の何れか２つの間の範囲内であってもよい。
本発明において、「ビッカース硬さ」とは、別段の指示がない限り、荷重３００ｇ、保持時間２０秒の条件で測定したものを意味する。
本発明において、「ビッカース硬さ」とは、別段の指示がない限り、荷重３００ｇ、保持時間２０秒の条件で測定したものを意味する。
以上の実施形態で示した種々の特徴は、互いに組み合わせることができる。１つの実施形態中に複数の特徴が含まれている場合、そのうちの１又は複数個の特徴を適宜抜き出して、単独で又は組み合わせて、本発明に採用することができる。
２．効果実証実験
以下、本発明の効果を実証するための実験について説明する。以下の実験では、ＴａとＷの少なくとも一方を含む金属間化合物合金と、どちらも含まない金属間化合物合金のそれぞれについて室温硬さと高温硬さの少なくとも一方を測定し、測定結果を比較することによって、ＴａとＷの少なくとも一方を添加することの効果を調べた。
以下、本発明の効果を実証するための実験について説明する。以下の実験では、ＴａとＷの少なくとも一方を含む金属間化合物合金と、どちらも含まない金属間化合物合金のそれぞれについて室温硬さと高温硬さの少なくとも一方を測定し、測定結果を比較することによって、ＴａとＷの少なくとも一方を添加することの効果を調べた。
２−１．鋳塊作製工程
実施例１〜６、１０〜１２及び比較例１〜２については、表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものをアーク溶解炉で溶解、鋳造することによって鋳塊からなる試料を作製した。ここで作製した鋳塊のサイズは、３０〜５０ｍｍφサイズの小型ボタン状であり、以下の２−２に示した室温でのビッカース硬さ測定用試料は、この鋳塊から１０ｍｍ×５ｍｍ×１ｍｍの試験片を切り出して行い、２−３に示した高温でのビッカース硬さ測定用試料は、１０ｍｍφ×５ｍｍの試験片を切り出して行った。アーク溶解炉の雰囲気は、まず、溶解室内を真空排気し、その後不活性ガス（アルゴンガス）に置換した。電極は、非消耗タングステン電極を用い、鋳型には水冷式銅ハースを使用した。
実施例７，８，９及び比較例３については、表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものを真空誘導溶解炉で溶解した後、セラミック鋳型で溶湯を凝固させることによって鋳塊からなる試料を作製した。実施例７，８及び比較例３で作製した鋳塊のサイズは、８３ｍｍφ×７００ｍｍであり、実施例９で作製した鋳塊のサイズは、７７ｍｍφ×２８０ｍｍであった。以下の２−２に示した室温でのビッカース硬さ測定用試料は、この鋳塊から１０ｍｍ×１０ｍｍ×１ｍｍの試験片を切り出して行い、２−３に示した高温でのビッカース硬さ測定用試料は、１０ｍｍφ×５ｍｍの試験片を切り出して行った。
比較例４については、表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものを真空誘導溶解炉で溶解した後、金型で溶湯を凝固させることによって鋳塊からなる試料を作製した。ここで作製した鋳塊のサイズは、直径８０ｍｍφ×長さ１９０ｍｍであり、以下の実験は、この鋳塊から１０ｍｍφ×５ｍｍの試験片を切り出して行った。
実施例１〜６、１０〜１２及び比較例１〜２については、表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものをアーク溶解炉で溶解、鋳造することによって鋳塊からなる試料を作製した。ここで作製した鋳塊のサイズは、３０〜５０ｍｍφサイズの小型ボタン状であり、以下の２−２に示した室温でのビッカース硬さ測定用試料は、この鋳塊から１０ｍｍ×５ｍｍ×１ｍｍの試験片を切り出して行い、２−３に示した高温でのビッカース硬さ測定用試料は、１０ｍｍφ×５ｍｍの試験片を切り出して行った。アーク溶解炉の雰囲気は、まず、溶解室内を真空排気し、その後不活性ガス（アルゴンガス）に置換した。電極は、非消耗タングステン電極を用い、鋳型には水冷式銅ハースを使用した。
実施例７，８，９及び比較例３については、表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものを真空誘導溶解炉で溶解した後、セラミック鋳型で溶湯を凝固させることによって鋳塊からなる試料を作製した。実施例７，８及び比較例３で作製した鋳塊のサイズは、８３ｍｍφ×７００ｍｍであり、実施例９で作製した鋳塊のサイズは、７７ｍｍφ×２８０ｍｍであった。以下の２−２に示した室温でのビッカース硬さ測定用試料は、この鋳塊から１０ｍｍ×１０ｍｍ×１ｍｍの試験片を切り出して行い、２−３に示した高温でのビッカース硬さ測定用試料は、１０ｍｍφ×５ｍｍの試験片を切り出して行った。
比較例４については、表１に示す組成になるように表１の元素の地金（それぞれ純度９９．９重量％）とＢを秤量したものを真空誘導溶解炉で溶解した後、金型で溶湯を凝固させることによって鋳塊からなる試料を作製した。ここで作製した鋳塊のサイズは、直径８０ｍｍφ×長さ１９０ｍｍであり、以下の実験は、この鋳塊から１０ｍｍφ×５ｍｍの試験片を切り出して行った。
２−２．室温でのビッカース硬さ測定
実施例１〜６，１０〜１２及び比較例１〜３について，室温でのビッカース硬さを測定した。実施例１〜６及び比較例１〜２については、ビッカース硬さの測定は、１２８０℃−３時間の熱処理（炉冷）を行う前と行った後に行った。実施例１０〜１２については、ビッカース硬さの測定は、１２８０℃−５時間の熱処理（炉冷）を行う前と行った後に行った。比較例３については、ビッカース硬さの測定は、１０００℃−１０時間の熱処理（炉冷）を行った後に行った。荷重は３００ｇで、保持時間は２０秒であった。測定結果を図２に示す。
実施例１〜６，１０〜１２及び比較例１〜３について，室温でのビッカース硬さを測定した。実施例１〜６及び比較例１〜２については、ビッカース硬さの測定は、１２８０℃−３時間の熱処理（炉冷）を行う前と行った後に行った。実施例１０〜１２については、ビッカース硬さの測定は、１２８０℃−５時間の熱処理（炉冷）を行う前と行った後に行った。比較例３については、ビッカース硬さの測定は、１０００℃−１０時間の熱処理（炉冷）を行った後に行った。荷重は３００ｇで、保持時間は２０秒であった。測定結果を図２に示す。
図２において、比較例１と、実施例１〜３，１０〜１１とを比較すると、Ｔａ又はＷを添加することによって、熱処理前後の何れにおいてもビッカース硬さの値が比較例１より大きくなったことが分かる。また、実施例１２においても熱処理後のビッカース硬さの値は、比較例１より大きくなったことが分かる。
また、図２において、比較例２と、実施例４〜６とを比較すると、Ｃｏ及びＣｒを３原子％ずつ含む試料についても、Ｔａ又はＷを添加することによって熱処理前後の何れにおいてもビッカース硬さの値が大きくなったことが分かる。
また、図２において、比較例２と、実施例４〜６とを比較すると、Ｃｏ及びＣｒを３原子％ずつ含む試料についても、Ｔａ又はＷを添加することによって熱処理前後の何れにおいてもビッカース硬さの値が大きくなったことが分かる。
なお、実施例３以外の試料では、１２８０℃−３時間又は１２８０℃―５時間の熱処理を行うことによってビッカース硬さの値が大きくなった。その理由は、必ずしも明らかではないが、この熱処理を行うことによって初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織が形成されたためであると推測される。
２−３．高温でのビッカース硬さ測定
実施例１，４，５，７〜９及び比較例３，４について、高温（３００℃，５００℃，８００℃，９００℃）でのビッカース硬さ測定を行った。また、実施例９、比較例４については上記温度に加えて６００℃でも測定を行った。実施例１、４、５、７、８及び比較例３の測定には、１２８０℃−３時間の熱処理（炉冷）を行った後の試料を用いた。実施例９の測定には、鋳造後の試料で熱処理を行っていない試料を用いた。比較例４の測定には、１２８０℃−３時間の熱処理を行った後に、１０００℃−１０時間の熱処理（炉冷）を行ったものを用いた。荷重は１ｋｇで，保持時間は２０秒であった。測定は還元雰囲気中（Ａｒ＋約１０％Ｈ2）で行い、昇温速度は毎分１０℃で行った。なお、上記の高温でのビッカース硬さ測定に用いたものと同一の試験片における常温でのビッカース硬さを、上記の高温での測定に先立って、同一の測定条件（荷重１ｋｇ，保持時間２０秒）で測定した。
実施例１，４，５，７〜９及び比較例３，４について、高温（３００℃，５００℃，８００℃，９００℃）でのビッカース硬さ測定を行った。また、実施例９、比較例４については上記温度に加えて６００℃でも測定を行った。実施例１、４、５、７、８及び比較例３の測定には、１２８０℃−３時間の熱処理（炉冷）を行った後の試料を用いた。実施例９の測定には、鋳造後の試料で熱処理を行っていない試料を用いた。比較例４の測定には、１２８０℃−３時間の熱処理を行った後に、１０００℃−１０時間の熱処理（炉冷）を行ったものを用いた。荷重は１ｋｇで，保持時間は２０秒であった。測定は還元雰囲気中（Ａｒ＋約１０％Ｈ2）で行い、昇温速度は毎分１０℃で行った。なお、上記の高温でのビッカース硬さ測定に用いたものと同一の試験片における常温でのビッカース硬さを、上記の高温での測定に先立って、同一の測定条件（荷重１ｋｇ，保持時間２０秒）で測定した。
測定結果を図３〜５に示す。また、図３及び図４には、ステンレス鋼中で最高硬さを示し、耐摩耗性が要求される用途で一般的に使用される材料であるＳＵＳ４４０Ｃについてのビッカース硬さのデータも合わせて示す。このデータは、上記２−３の高温でのビッカース硬さ測定と同じサイズのサンプルを用いて同じ測定条件にて実測したものである。
図３を参照すると、実施例１、９では、測定した全温度域において、比較例４よりもビッカース硬さの値が高かったことが分かる。また、実施例１と実施例９のビッカース硬さの差は、最大でも５０程度であった。実施例１と実施例９は、それぞれ、鋳塊の作製方法が異なるだけであるので、鋳塊の作製方法の違いによってビッカース硬さは大きくは変わらないことが分かった。
図４を参照すると、実施例４及び５では、測定した全温度域において、比較例３よりもビッカース硬さの値が高かかったことが分かる。従って、Ｔａ又はＷを添加したことによるビッカース硬さの向上効果は、測定した全温度域に及ぶことが分かる。
また、図３及び図４を参照すると、ＳＵＳ４４０Ｃでは、測定温度の上昇に従ってビッカース硬さの値が急激に低下するのに対し、実施例１，４，５又は９では、温度上昇に伴うビッカース硬さの値の低下が非常に小さいことが分かる。また、測定温度が３００℃以上の場合は実施例１のビッカース硬さの値がＳＵＳ４４０Ｃよりも大きく、測定温度が５００℃以上の場合は実施例４又は５のビッカース硬さの値がＳＵＳ４４０Ｃよりも大きいこと分かる。
また、図５を参照すると、実施例４と実施例７のビッカース硬さの差、実施例５と実施例８のビッカース硬さの差は、最大でも５０であった。実施例４と実施例７、実施例５と実施例８は、それぞれ、鋳塊の作製方法が異なるだけであるので、鋳塊の作製方法の違いによってビッカース硬さは大きくは変わらないことが分かった。
Claims (7)
- Ｎｉを主成分とし且つＡｌ：２〜９原子％，Ｖ：１０〜１７原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：０．５〜８原子％，Ｎｂ：０〜６原子％，Ｃｏ：０〜６原子％，Ｃｒ：０〜６原子％を含む合計１００原子％の組成の合計重量に対してＢ：１０〜１０００重量ｐｐｍを含むＮｉ基金属間化合物合金。
- Ａｌ：２．５〜８原子％，Ｖ：１０〜１４．５原子％，（Ｔａ及び／又はＷ）：１〜５原子％，Ｎｂ：０〜４原子％である請求項１に記載のＮｉ基金属間化合物合金。
- Ｔａ：０．５原子％以上である請求項１又は２に記載のＮｉ基金属間化合物合金。
- Ｗ：０．５原子％以上である請求項１又は２に記載のＮｉ基金属間化合物合金。
- 初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織とからなる２重複相組織を有する請求項１〜４の何れか１つに記載のＮｉ基金属間化合物合金。
- 室温でのビッカース硬さが５５０〜１０００である請求項１〜５の何れか１つに記載のＮｉ基金属間化合物合金。
- 室温と９００℃のビッカース硬さの差が１０〜３００である請求項６に記載のＮｉ基金属間化合物合金。
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