JP2709553B2 - Ｎｂ３ Ａｌ基金属間化合物 - Google Patents
Ｎｂ３ Ａｌ基金属間化合物Info
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- JP2709553B2 JP2709553B2 JP4272016A JP27201692A JP2709553B2 JP 2709553 B2 JP2709553 B2 JP 2709553B2 JP 4272016 A JP4272016 A JP 4272016A JP 27201692 A JP27201692 A JP 27201692A JP 2709553 B2 JP2709553 B2 JP 2709553B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、超高温耐熱材料として
有望なＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物に関するものである。
Ｎｂ3 Ａｌ基金属間化合物は、高温耐熱材料として航空
機用エンジンの燃焼器、タービン等に応用が検討されて
いる。
有望なＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物に関するものである。
Ｎｂ3 Ａｌ基金属間化合物は、高温耐熱材料として航空
機用エンジンの燃焼器、タービン等に応用が検討されて
いる。
【０００２】
【従来の技術】近年、エンジンの高出力化、高性能化を
めざして超高温耐熱材料の開発が急務となっている。耐
熱構造用材料としての可能性を秘めた高融点金属間化合
物の研究も活発に行われている（例えば、Ｔｈｅ Ｊｏ
ｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ、Ｍｅｔ
ａｌｓ ＆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ、Ｎ
ｏ．９、Ｐ１２（１９８９））。
めざして超高温耐熱材料の開発が急務となっている。耐
熱構造用材料としての可能性を秘めた高融点金属間化合
物の研究も活発に行われている（例えば、Ｔｈｅ Ｊｏ
ｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ、Ｍｅｔ
ａｌｓ ＆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ、Ｎ
ｏ．９、Ｐ１２（１９８９））。
【０００３】Ｎｂ−Ａｌ系金属間化合物は、Ｎｂ3 Ａ
ｌ、Ｎｂ2 ＡｌおよびＡｌ3 Ｎｂが存在することが知ら
れているが、その状態図も十分整備されておらず、その
特性も明らかにされていない。しかし、Ｎｂ−Ａｌ系材
料は比較的低密度かつ高融点であり、高温構造材として
の可能性がある。Ｎｂ合金ではＨｆを含んだＮｂ−Ａｌ
高温耐熱合金（米国特許第５０００９１３号明細書）が
公開されているが、Ｎｂ固溶体（ｂｃｃ）をベースにし
たものであり、Ｎｂ3 Ａｌ等の金属間化合物についての
記述はない。構造用材料としては、Ａ１５型結晶構造を
有するＮｂ3 ＡｌとＤＯ22結晶構造を持つＡｌ3 Ｎｂが
候補として考えられているが、第三元素を添加して材料
特性を向上させた例は報告されていない。
ｌ、Ｎｂ2 ＡｌおよびＡｌ3 Ｎｂが存在することが知ら
れているが、その状態図も十分整備されておらず、その
特性も明らかにされていない。しかし、Ｎｂ−Ａｌ系材
料は比較的低密度かつ高融点であり、高温構造材として
の可能性がある。Ｎｂ合金ではＨｆを含んだＮｂ−Ａｌ
高温耐熱合金（米国特許第５０００９１３号明細書）が
公開されているが、Ｎｂ固溶体（ｂｃｃ）をベースにし
たものであり、Ｎｂ3 Ａｌ等の金属間化合物についての
記述はない。構造用材料としては、Ａ１５型結晶構造を
有するＮｂ3 ＡｌとＤＯ22結晶構造を持つＡｌ3 Ｎｂが
候補として考えられているが、第三元素を添加して材料
特性を向上させた例は報告されていない。
【０００４】Ｎｂ−Ａｌ系金属間化合物を粉末法によっ
て作製し、高温強度と温度の関係を研究した報告がなさ
れている。前記報告では、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ等の元素を
Ｎｂ−２０ａｔ％ＡｌとＮｂ−２５ａｔ％Ａｌに添加し
て、添加元素が機械的性質に及ぼす影響について検討を
行った結果、Ｎｂ−２５ａｔ％Ａｌ二元系が最も高い高
温強度を有しており、添加元素によって高温強度が低下
することを報告している（Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔ．Ｓｙｐ
ｏ．ｏｎ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ｃｏｍｐｏｕ
ｎｄｓ （ＪＩＭＩＳ−６）Ｐ６３３（１９９１））。
て作製し、高温強度と温度の関係を研究した報告がなさ
れている。前記報告では、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ等の元素を
Ｎｂ−２０ａｔ％ＡｌとＮｂ−２５ａｔ％Ａｌに添加し
て、添加元素が機械的性質に及ぼす影響について検討を
行った結果、Ｎｂ−２５ａｔ％Ａｌ二元系が最も高い高
温強度を有しており、添加元素によって高温強度が低下
することを報告している（Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔ．Ｓｙｐ
ｏ．ｏｎ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ｃｏｍｐｏｕ
ｎｄｓ （ＪＩＭＩＳ−６）Ｐ６３３（１９９１））。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｎｂ3 Ａｌ
基金属間化合物に第三元素を加え、成分設計を行うこと
により、高温において高強度を保つ構造用材料を提供し
ようとするものである。
基金属間化合物に第三元素を加え、成分設計を行うこと
により、高温において高強度を保つ構造用材料を提供し
ようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、図１に示すＮ
ｂ−Ａｌ二元系状態図を研究した結果、Ｎｂ3 Ａｌ金属
間化合物（Ａ１５型）が単相で存在する組成域が２１ａ
ｔ％Ａｌから２３ａｔ％Ａｌの範囲であり、化学量論組
成（Ｎｂ−２５ａｔ％Ａｌ）では二相状態であるという
知見を基に、さらに第三元素を固溶させ、（Ｎｂ、Ｘ）
3 Ａｌ金属間化合物をつくることによって化学量論組成
に近い金属間化合物を得ようとする試みを行い、本発明
を完成させたものである。
ｂ−Ａｌ二元系状態図を研究した結果、Ｎｂ3 Ａｌ金属
間化合物（Ａ１５型）が単相で存在する組成域が２１ａ
ｔ％Ａｌから２３ａｔ％Ａｌの範囲であり、化学量論組
成（Ｎｂ−２５ａｔ％Ａｌ）では二相状態であるという
知見を基に、さらに第三元素を固溶させ、（Ｎｂ、Ｘ）
3 Ａｌ金属間化合物をつくることによって化学量論組成
に近い金属間化合物を得ようとする試みを行い、本発明
を完成させたものである。
【０００７】本発明は、上記目的を達成するために、Ｎ
ｂ3 Ａｌ金属間化合物にタングステンあるいはタンタル
を添加し、高温における強度を２倍以上に高めることに
成功した。すなわち、本発明の要旨とするところは下記
のとおりである。 （１）高周波スカル溶解法またはプラズマアーク溶解法
の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法
で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニウム、タ
ングステンを下記原子分率成分式によって含有し、１６
００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を有すること
を特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。
ｂ3 Ａｌ金属間化合物にタングステンあるいはタンタル
を添加し、高温における強度を２倍以上に高めることに
成功した。すなわち、本発明の要旨とするところは下記
のとおりである。 （１）高周波スカル溶解法またはプラズマアーク溶解法
の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法
で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニウム、タ
ングステンを下記原子分率成分式によって含有し、１６
００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を有すること
を特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。
【０００８】 （２）高周波スカル溶解法またはプラズマアーク溶解法
の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法
で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニウム、タ
ンタルを下記原子分率成分式によって含有し、１６００
℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を有することを特
徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。
の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法
で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニウム、タ
ンタルを下記原子分率成分式によって含有し、１６００
℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を有することを特
徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。
【０００９】 （３）高周波スカル溶解法またはプラズマアーク溶解法
の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法
で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニウム、タ
ンタル、タングステンを下記原子分率成分式によって含
有し、１６００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を
有することを特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。
の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法
で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニウム、タ
ンタル、タングステンを下記原子分率成分式によって含
有し、１６００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を
有することを特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。
【００１０】Ｎｂ1-x-yＷx Ｔａy Ａｌz （但し ０．０１≦ｘ≦０．１５ ０．０１≦ｙ≦０．１５ ０．１８≦ｚ≦０．２６） 本発明のＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物は、次のような方法
によって製造することができる。上記成分を有するＮｂ
3 Ａｌ基金属間化合物を、高周波誘導スカル溶解、プラ
ズマアーク溶解等、ニオブ、タングステン、タンタル等
の高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法に
よってインゴットを得る。インゴットは内部欠陥の除去
と均質化を目的として、ＨＩＰ処理を行う。ＨＩＰ処理
の条件は温度１６００℃以上、圧力１５００気圧以上が
望ましい。この他、上記成分をＮｂ、Ａｌ、Ｗ、Ｔａ等
の素粉末状態で混合し、自己反応燃結法によってバルク
試料を得ることも可能である。
によって製造することができる。上記成分を有するＮｂ
3 Ａｌ基金属間化合物を、高周波誘導スカル溶解、プラ
ズマアーク溶解等、ニオブ、タングステン、タンタル等
の高融点金属とアルミニウムを組成制御可能な溶解法に
よってインゴットを得る。インゴットは内部欠陥の除去
と均質化を目的として、ＨＩＰ処理を行う。ＨＩＰ処理
の条件は温度１６００℃以上、圧力１５００気圧以上が
望ましい。この他、上記成分をＮｂ、Ａｌ、Ｗ、Ｔａ等
の素粉末状態で混合し、自己反応燃結法によってバルク
試料を得ることも可能である。
【００１１】次に、本発明でＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物
のタングステン、タンタル、アルミニウムの成分を前述
のような範囲とした理由について説明する。 タングステン：１〜１５原子％ タングステンは、Ｎｂと置換する方向でＮｂ3 Ａｌに固
溶する。Ｎｂ3 Ａｌに対するタングステンの固溶限に関
するデータはないが、１５ａｔ％までは固溶可能であ
る。タングステンの固溶による効果によって、Ｎｂ3 Ａ
ｌの融点を上昇させ、かつ固溶硬化による高温強度の向
上が達成できた。１５ａｔ％超添加し、タングステンが
析出した場合、かえって高温強度を低下させる。
のタングステン、タンタル、アルミニウムの成分を前述
のような範囲とした理由について説明する。 タングステン：１〜１５原子％ タングステンは、Ｎｂと置換する方向でＮｂ3 Ａｌに固
溶する。Ｎｂ3 Ａｌに対するタングステンの固溶限に関
するデータはないが、１５ａｔ％までは固溶可能であ
る。タングステンの固溶による効果によって、Ｎｂ3 Ａ
ｌの融点を上昇させ、かつ固溶硬化による高温強度の向
上が達成できた。１５ａｔ％超添加し、タングステンが
析出した場合、かえって高温強度を低下させる。
【００１２】タンタル：１〜１５原子％ 図２にＮｂ−Ａｌ−Ｔａの三元状態図を示す（ＮＩＯＢ
ＩＵＭ Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔｅｒ．Ｓｙｍｐ． Ｅｄ
Ｈ．Ｓｔｕａｒｔ ＡＩＭＥ Ｐ．３２５（１９８
１））。図２の状態図から明かなようにＴａはＮｂと置
換する方向でＮｂ3 Ａｌに４３ａｔ％の固溶範囲がある
とされている。しかしながら本発明者らが２５ａｔ％Ｔ
ａと７５ａｔ％Ｎｂ3 Ａｌの量比を持つ材料を混合して
溶解した場合には、Ｔａの析出が観察され、Ｎｂ3 Ａｌ
に対するＴａの固溶限界が２５ａｔ％であることが明ら
かとなった。本発明では、Ｔａの固溶限界より低くし、
タンタルの固溶効果によってＮｂ3 Ａｌの融点を上昇さ
せるとともに、固溶硬化によって高温強度を向上させる
ために、Ｔａ添加量としては１ａｔ％から１５ａｔ％と
した。
ＩＵＭ Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔｅｒ．Ｓｙｍｐ． Ｅｄ
Ｈ．Ｓｔｕａｒｔ ＡＩＭＥ Ｐ．３２５（１９８
１））。図２の状態図から明かなようにＴａはＮｂと置
換する方向でＮｂ3 Ａｌに４３ａｔ％の固溶範囲がある
とされている。しかしながら本発明者らが２５ａｔ％Ｔ
ａと７５ａｔ％Ｎｂ3 Ａｌの量比を持つ材料を混合して
溶解した場合には、Ｔａの析出が観察され、Ｎｂ3 Ａｌ
に対するＴａの固溶限界が２５ａｔ％であることが明ら
かとなった。本発明では、Ｔａの固溶限界より低くし、
タンタルの固溶効果によってＮｂ3 Ａｌの融点を上昇さ
せるとともに、固溶硬化によって高温強度を向上させる
ために、Ｔａ添加量としては１ａｔ％から１５ａｔ％と
した。
【００１３】アルミニウム：１８〜２６原子％ 従来より示されているＮｂ−Ａｌ二元系状態図によると
Ａ１５型構造を有するＮｂ3 Ａｌは１８ａｔ％Ａｌから
２５ａｔ％Ａｌの組成幅を持っていることが示されてい
る。しかしながら、Ａｌ量を系統的に変化させて溶解
し、鋳造した材料について、組成と相の関係を詳しく検
討した結果、Ａ１５構造を有する金属間化合物が単相で
存在する範囲は、２１ａｔ％Ａｌから２３ａｔ％Ａｌで
あることが明かとなった（図１）。
Ａ１５型構造を有するＮｂ3 Ａｌは１８ａｔ％Ａｌから
２５ａｔ％Ａｌの組成幅を持っていることが示されてい
る。しかしながら、Ａｌ量を系統的に変化させて溶解
し、鋳造した材料について、組成と相の関係を詳しく検
討した結果、Ａ１５構造を有する金属間化合物が単相で
存在する範囲は、２１ａｔ％Ａｌから２３ａｔ％Ａｌで
あることが明かとなった（図１）。
【００１４】図１に示す二元系状態図から、Ａｌ量が２
３ａｔ％超の場合（Ｎｂ2 Ａｌ＋Ｎｂ3 Ａｌ）の二相領
域となり、Ｎｂ2 Ａｌが析出する。Ｎｂ2 Ａｌはσ相の
構造を持ち、Ｎｂ3 Ａｌよりもさらに脆い金属間化合物
である。Ａｌ量が２６ａｔ％超となり、Ｎｂ2 Ａｌの体
積率が増加するとＮｂ3 Ａｌ＋Ｎｂ2 Ａｌ二相組織材は
脆く、凝固時の熱歪によって割れが発生する。従って、
Ａｌ量は２６ａｔ％を越えない範囲にする必要がある。
反対にＡｌが２１ａｔ％未満の場合、Ｎｂ3 Ａｌ母相中
にＮｂ固溶体が析出する。Ｎｂ固溶体はｂｃｃ構造を持
っているため、Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物に比較して変形
能があり、室温および高温での延性を改善する。しかし
ながら、Ｎｂ3 Ａｌ＋Ｎｂ二相組織において、Ｎｂ固溶
体の体積率が多くなると高温強度が低下する。従って、
高温強度の優れた材料を得るためには１８ａｔ％Ａｌ以
上であることが望ましい。ＮｂにＷあるいはＴａを添加
してｂｃｃ構造を持つＮｂ固溶体を母相とした耐熱合金
はすでに開発されており、本発明は、Ｎｂ3 Ａｌ金属間
化合物相を母相としている点に特徴がある。Ａ１５型の
Ｎｂ3 Ａｌが体積率５０％以上であり、母相を形成する
組成範囲は１８ａｔ％から２６ａｔ％Ａｌの範囲であ
る。
３ａｔ％超の場合（Ｎｂ2 Ａｌ＋Ｎｂ3 Ａｌ）の二相領
域となり、Ｎｂ2 Ａｌが析出する。Ｎｂ2 Ａｌはσ相の
構造を持ち、Ｎｂ3 Ａｌよりもさらに脆い金属間化合物
である。Ａｌ量が２６ａｔ％超となり、Ｎｂ2 Ａｌの体
積率が増加するとＮｂ3 Ａｌ＋Ｎｂ2 Ａｌ二相組織材は
脆く、凝固時の熱歪によって割れが発生する。従って、
Ａｌ量は２６ａｔ％を越えない範囲にする必要がある。
反対にＡｌが２１ａｔ％未満の場合、Ｎｂ3 Ａｌ母相中
にＮｂ固溶体が析出する。Ｎｂ固溶体はｂｃｃ構造を持
っているため、Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物に比較して変形
能があり、室温および高温での延性を改善する。しかし
ながら、Ｎｂ3 Ａｌ＋Ｎｂ二相組織において、Ｎｂ固溶
体の体積率が多くなると高温強度が低下する。従って、
高温強度の優れた材料を得るためには１８ａｔ％Ａｌ以
上であることが望ましい。ＮｂにＷあるいはＴａを添加
してｂｃｃ構造を持つＮｂ固溶体を母相とした耐熱合金
はすでに開発されており、本発明は、Ｎｂ3 Ａｌ金属間
化合物相を母相としている点に特徴がある。Ａ１５型の
Ｎｂ3 Ａｌが体積率５０％以上であり、母相を形成する
組成範囲は１８ａｔ％から２６ａｔ％Ａｌの範囲であ
る。
【００１５】二元系状態図においてＮｂ、Ｗ、Ｔａは互
いに全率固溶する元素群である。添加元素としては、Ｗ
あるいはＴａ単独でなく、複合添加を行っても同様な効
果がある。前述のようにＷとＴａを同時に各々１ａｔ％
から１５ａｔ％までの範囲で添加した場合、単独添加の
場合と同様に高温強度が上昇する。
いに全率固溶する元素群である。添加元素としては、Ｗ
あるいはＴａ単独でなく、複合添加を行っても同様な効
果がある。前述のようにＷとＴａを同時に各々１ａｔ％
から１５ａｔ％までの範囲で添加した場合、単独添加の
場合と同様に高温強度が上昇する。
【００１６】
【作用】二元系状態図において組成幅を持っている金属
間化合物は、強度等の特性値が組成依存性を示すことが
知られている。化学量論組成近傍の金属間化合物は、規
則状態に近くなっており、構造欠陥を含んでいないた
め、延性等の機械的性質が最も高い値を示すことが予想
される。Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物の化学量論組成はＮｂ
−２５ａｔ％Ａｌであるが、図１のＮｂ−Ａｌ二元系状
態図に示すように、化学量論組成の合金がＡ１５構造単
相ではなく（Ａ１５＋σ）相となり、Ａ１５型単相のＮ
ｂ3 Ａｌよりも脆くなった。Ａ１５型構造をとるＡｌ組
成は２１〜２３ａｔ％であり、二元系では、Ｎｂ3 Ａｌ
単相においても完全に規則化しておらず、構造欠陥を含
んでいることを示している。高温強度については、Ａｌ
量を増加させるに従って、高温強度が上昇するという報
告があるが、Ａｌ組成を系統的に変化させたＮｂ−Ａｌ
二元系金属間化合物について高温圧縮試験を行ったとこ
ろ、Ａｌ量による変化は添加元素の効果に比べて小さい
ことが明らかとなった。
間化合物は、強度等の特性値が組成依存性を示すことが
知られている。化学量論組成近傍の金属間化合物は、規
則状態に近くなっており、構造欠陥を含んでいないた
め、延性等の機械的性質が最も高い値を示すことが予想
される。Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物の化学量論組成はＮｂ
−２５ａｔ％Ａｌであるが、図１のＮｂ−Ａｌ二元系状
態図に示すように、化学量論組成の合金がＡ１５構造単
相ではなく（Ａ１５＋σ）相となり、Ａ１５型単相のＮ
ｂ3 Ａｌよりも脆くなった。Ａ１５型構造をとるＡｌ組
成は２１〜２３ａｔ％であり、二元系では、Ｎｂ3 Ａｌ
単相においても完全に規則化しておらず、構造欠陥を含
んでいることを示している。高温強度については、Ａｌ
量を増加させるに従って、高温強度が上昇するという報
告があるが、Ａｌ組成を系統的に変化させたＮｂ−Ａｌ
二元系金属間化合物について高温圧縮試験を行ったとこ
ろ、Ａｌ量による変化は添加元素の効果に比べて小さい
ことが明らかとなった。
【００１７】第三元素の効果としては、Ｗを１ａｔ％以
上添加し、（Ｎｂ＋Ｗ）とＡｌによって金属間化合物を
形成させる。（Ｎｂ＋Ｗ）3 Ａｌの化学量論組成近傍の
成分系をＷによってＮｂを置換する方向で添加すること
が可能である。すなわちＡ１５型構造においてＡｌ原子
位置は固定し、Ｎｂ原子位置の一部がＷあるいはＴａに
置き換わることによって、Ａ１５型構造の規則度を高
め、構造欠陥をなくしたものである。欠陥をなくすこと
は、高温において拡散を遅くする働きがあり、高温強度
を著しく向上させたものと考えられる。さらに、拡散速
度が遅くなることはクリープを抑制し、クリープ強度を
高めることも期待できる。
上添加し、（Ｎｂ＋Ｗ）とＡｌによって金属間化合物を
形成させる。（Ｎｂ＋Ｗ）3 Ａｌの化学量論組成近傍の
成分系をＷによってＮｂを置換する方向で添加すること
が可能である。すなわちＡ１５型構造においてＡｌ原子
位置は固定し、Ｎｂ原子位置の一部がＷあるいはＴａに
置き換わることによって、Ａ１５型構造の規則度を高
め、構造欠陥をなくしたものである。欠陥をなくすこと
は、高温において拡散を遅くする働きがあり、高温強度
を著しく向上させたものと考えられる。さらに、拡散速
度が遅くなることはクリープを抑制し、クリープ強度を
高めることも期待できる。
【００１８】
実施例１ Ｗの固溶の効果を確かめるためにＮｂ−Ａｌ−Ｗ系の金
属間化合物を製造して強度試験を行った。表１に示す仕
込み組成に見合った成分金属（純度９９．９９％以上）
を秤量混合し、誘導スカルメルト装置により加熱溶解し
た後、水冷銅のハースに鋳造し、約５ｋｇのインゴット
を製造した。このインゴットの中心部から切り出した試
料を組成分析した結果、表１に示すような組成であっ
た。インゴットを熱間静水圧加圧装置（ＨＩＰ）によ
り、１８００℃、１９００気圧、４時間の条件にて均質
緻密化処理を行った後、これから５φ×７ｍｍの円柱形
状の試験片を放電加工により切り出した。
属間化合物を製造して強度試験を行った。表１に示す仕
込み組成に見合った成分金属（純度９９．９９％以上）
を秤量混合し、誘導スカルメルト装置により加熱溶解し
た後、水冷銅のハースに鋳造し、約５ｋｇのインゴット
を製造した。このインゴットの中心部から切り出した試
料を組成分析した結果、表１に示すような組成であっ
た。インゴットを熱間静水圧加圧装置（ＨＩＰ）によ
り、１８００℃、１９００気圧、４時間の条件にて均質
緻密化処理を行った後、これから５φ×７ｍｍの円柱形
状の試験片を放電加工により切り出した。
【００１９】強度試験として高温圧縮試験を行った。加
熱は加圧治具を通じて直接試料に通電することによって
２分間で１６００℃まで昇温し、１分間保持した後、変
形を開始した。温度制御のために試料に白金ロジウム系
の熱電対を取り付け、試験中試料を１６００℃に保っ
た。５×１０-4／ｓｅｃの歪速度で、約２０％試料を圧
縮し、降伏応力の測定を行った結果を表１に示した。試
料Ｎｏ．６はＷを９．３ａｔ％、Ｎｂを６６．６ａｔ％
残部Ａｌからなる合金であり、Ａ１５型をもつＮｂ3 Ａ
ｌが主な構成相である。この成分を持つ試料は高温圧縮
強度が２２１．８ＭＰａを示し、高温強度に優れた材料
であることが判る。本発明の試料Ｎｏ．６についてＨＩ
Ｐ後の組織写真を図３に示す。Ｎｂ3 Ａｌ（Ａ１５）が
母相を形成し、微細なＮｂ2 Ａｌが析出した組織となっ
た。
熱は加圧治具を通じて直接試料に通電することによって
２分間で１６００℃まで昇温し、１分間保持した後、変
形を開始した。温度制御のために試料に白金ロジウム系
の熱電対を取り付け、試験中試料を１６００℃に保っ
た。５×１０-4／ｓｅｃの歪速度で、約２０％試料を圧
縮し、降伏応力の測定を行った結果を表１に示した。試
料Ｎｏ．６はＷを９．３ａｔ％、Ｎｂを６６．６ａｔ％
残部Ａｌからなる合金であり、Ａ１５型をもつＮｂ3 Ａ
ｌが主な構成相である。この成分を持つ試料は高温圧縮
強度が２２１．８ＭＰａを示し、高温強度に優れた材料
であることが判る。本発明の試料Ｎｏ．６についてＨＩ
Ｐ後の組織写真を図３に示す。Ｎｂ3 Ａｌ（Ａ１５）が
母相を形成し、微細なＮｂ2 Ａｌが析出した組織となっ
た。
【００２０】
【表１】
【００２１】実施例２ 同様にＴａの添加効果を確かめるためにＮｂ−Ａｌ−Ｔ
ａ系の金属間化合物を製造し、ＨＩＰ処理後、高温圧縮
試験を行った。Ｔａを３．２ａｔ％から９．５ａｔ％等
量Ｎｂと置換する方向で添加し、Ｎｂ＋Ｔａ量を８１．
５、７９．３、７７．８、７５．５、７８．２、７６ａ
ｔ％、Ａｌ量を１８．４、２０．６、２２．２、２４．
５、２１．８、２４．０ａｔ％と系統的に変化させた材
料である。Ｎｏ．１２の組成は二元系状態図（図１）に
よるとＮｂ3 Ａｌ＋Ｎｂ2 Ａｌ二相状態であるが、添加
元素によって相平衡状態が変化している。高温圧縮強度
は１５０．８ＭＰａであり、Ｎｂ3 Ａｌ二元系材料より
も高くなった。
ａ系の金属間化合物を製造し、ＨＩＰ処理後、高温圧縮
試験を行った。Ｔａを３．２ａｔ％から９．５ａｔ％等
量Ｎｂと置換する方向で添加し、Ｎｂ＋Ｔａ量を８１．
５、７９．３、７７．８、７５．５、７８．２、７６ａ
ｔ％、Ａｌ量を１８．４、２０．６、２２．２、２４．
５、２１．８、２４．０ａｔ％と系統的に変化させた材
料である。Ｎｏ．１２の組成は二元系状態図（図１）に
よるとＮｂ3 Ａｌ＋Ｎｂ2 Ａｌ二相状態であるが、添加
元素によって相平衡状態が変化している。高温圧縮強度
は１５０．８ＭＰａであり、Ｎｂ3 Ａｌ二元系材料より
も高くなった。
【００２２】
【表２】
【００２３】実施例３ ＷとＴａの複合添加効果を確かめるためにＮｂ−Ａｌ−
Ｗ−Ｔａ系の金属間化合物を製造し強度試験を行った。
試料Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４はＴａとＷの複合添加であ
り、単独添加の場合と同様に、高温圧縮強度を上昇させ
ることができた。
Ｗ−Ｔａ系の金属間化合物を製造し強度試験を行った。
試料Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４はＴａとＷの複合添加であ
り、単独添加の場合と同様に、高温圧縮強度を上昇させ
ることができた。
【００２４】
【表３】
【００２５】比較例 比較例としてＮｂ−Ａｌ二元系の金属間化合物を製造
し、強度試験を行った。その結果を表４に示す。
し、強度試験を行った。その結果を表４に示す。
【００２６】
【表４】
【００２７】
【発明の効果】本発明に従ったＮｂ−Ａｌ基金属間化合
物は、Ｎｂ−Ａｌ二元系金属間化合物に比べて格段に向
上した高温圧縮強度を有するので、１６００℃の高温で
有利に使用される耐熱構造用材料を提供することができ
る。
物は、Ｎｂ−Ａｌ二元系金属間化合物に比べて格段に向
上した高温圧縮強度を有するので、１６００℃の高温で
有利に使用される耐熱構造用材料を提供することができ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｎｂ−Ａｌ二元系状態図である。
【図２】Ｎｂ‐Ａｌ−Ｔａ三元系状態図（ＮＩＯＢＩＵ
Ｍ Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔｅｒ．Ｓｙｍｐ．Ｅｄ Ｈ．Ｓｔ
ｕａｒｔ ＡＩＭＥ Ｐ．３２５（１９８１））であ
る。
Ｍ Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔｅｒ．Ｓｙｍｐ．Ｅｄ Ｈ．Ｓｔ
ｕａｒｔ ＡＩＭＥ Ｐ．３２５（１９８１））であ
る。
【図３】試料Ｎｏ．６のＨＩＰ処理後の金属顕微鏡組織
写真である。
写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 出川 通 岡山県玉野市玉３丁目１番１号 三井造 船株式会社 玉野事業所内 (72)発明者 鎌田 勤也 岡山県玉野市玉３丁目１番１号 三井造 船株式会社 玉野事業所内 (56)参考文献 特開 平３−229832（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−263178（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−220565（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】 高周波スカル溶解法またはプラズマアー
ク溶解法の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能
な溶解法で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニ
ウム、タングステンを下記原子分率成分式によって含有
し、１６００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を有
することを特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。 - 【請求項２】 高周波スカル溶解法またはプラズマアー
ク溶解法の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能
な溶解法で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニ
ウム、タンタルを下記原子分率成分式によって含有し、
１６００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧縮強度を有する
ことを特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化合物。 - 【請求項３】 高周波スカル溶解法またはプラズマアー
ク溶解法の、高融点金属とアルミニウムを組成制御可能
な溶解法で溶解して製造した合金で、ニオブ、アルミニ
ウム、タンタル、タングステンを下記原子分率成分式に
よって含有し、１６００℃で１００ＭＰａ以上の高温圧
縮強度を有することを特徴とするＮｂ3 Ａｌ基金属間化
合物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4272016A JP2709553B2 (ja) | 1992-10-09 | 1992-10-09 | Ｎｂ３ Ａｌ基金属間化合物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4272016A JP2709553B2 (ja) | 1992-10-09 | 1992-10-09 | Ｎｂ３ Ａｌ基金属間化合物 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06122935A JPH06122935A (ja) | 1994-05-06 |
| JP2709553B2 true JP2709553B2 (ja) | 1998-02-04 |
Family
ID=17507960
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4272016A Expired - Fee Related JP2709553B2 (ja) | 1992-10-09 | 1992-10-09 | Ｎｂ３ Ａｌ基金属間化合物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2709553B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06220565A (ja) * | 1993-01-21 | 1994-08-09 | Mitsui Eng & Shipbuild Co Ltd | 鋳造性に優れたＮｂ−Ａｌ系金属間化合物 |
| JPH07252554A (ja) * | 1994-03-14 | 1995-10-03 | Natl Res Inst For Metals | Ｎｂ−Ａｌ系合金の高温酸化抑制方法と そのＮｂ−Ａｌ系合金 |
| US20170159155A1 (en) | 2015-05-25 | 2017-06-08 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Nb-Silicide Based Composites, High-Temperature Component and High-Temperature Heat Engine Employing the Same |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03229832A (ja) * | 1990-02-03 | 1991-10-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Ｎｂ―Ａｌ金属間化合物の製造方法 |
| JPH05263178A (ja) * | 1992-03-17 | 1993-10-12 | Hitachi Ltd | 高強度ニオブ合金の製造方法及びニオブ合金 |
-
1992
- 1992-10-09 JP JP4272016A patent/JP2709553B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06122935A (ja) | 1994-05-06 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19970819 |
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