JP3273993B2 - 延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金の製法 - Google Patents
延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金の製法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、延性を有するＮｉ3Ａ
ｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製法に関し、更に詳し
くは、実用的な製法でかつ高価な成分等を加えることな
く製造可能な延性を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ
−Ｂ合金の製法に関する。
ｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製法に関し、更に詳し
くは、実用的な製法でかつ高価な成分等を加えることな
く製造可能な延性を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ
−Ｂ合金の製法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｌ１2型金属間化合物の１つであるＮｉ3
Ａｌは、強度の逆温度依存性という通常の合金にはない
特異な性質を有していることから、耐熱構造材料として
期待されているが、延性に乏しく、脆性的な破壊挙動を
示すことが実用化の障害となっている。近年において、
微量のＢを添加することによりＮｉ3 Ａｌの常温延性が
大幅に改善されることが認められたが、依然として実用
上十分満足できるレベルではない。そこで、延性改善を
中心としてＮｉ3 Ａｌの更なる改良を図るべく、種々の
提案がなされている。
Ａｌは、強度の逆温度依存性という通常の合金にはない
特異な性質を有していることから、耐熱構造材料として
期待されているが、延性に乏しく、脆性的な破壊挙動を
示すことが実用化の障害となっている。近年において、
微量のＢを添加することによりＮｉ3 Ａｌの常温延性が
大幅に改善されることが認められたが、依然として実用
上十分満足できるレベルではない。そこで、延性改善を
中心としてＮｉ3 Ａｌの更なる改良を図るべく、種々の
提案がなされている。
【０００３】例えば、特開昭５９−１０７０４１号に
は、Ｌ１2 型構造の金属間化合物組成と実質的に合致し
た組成を有する溶融物を、少なくとも約１０3 ℃／秒の
冷却速度で冷却することにより、主相が規則状態又は不
規則状態のＬ１2 型構造を示す固体を生成させて、強度
向上及び延性改善を達成する方法が開示されている。ま
た、特開平３−２４３７３３号には、一方向性凝固によ
り、［１１１］方向に強配向した金属組織を得ること
で、延性を改善したＮｉ3 Ａｌが開示されている。ま
た、特公昭６１−９３７５号には、Ａｌを１〜１０wt
％、Ｎｉを５０wt％以上含むγ’相析出合金の溶湯を１
０5 ℃／秒以上の冷却速度で急冷後、９００〜１０００
℃で時効処理することにより超塑性を付与するＮｉ基超
塑性合金の製法が開示されている。
は、Ｌ１2 型構造の金属間化合物組成と実質的に合致し
た組成を有する溶融物を、少なくとも約１０3 ℃／秒の
冷却速度で冷却することにより、主相が規則状態又は不
規則状態のＬ１2 型構造を示す固体を生成させて、強度
向上及び延性改善を達成する方法が開示されている。ま
た、特開平３−２４３７３３号には、一方向性凝固によ
り、［１１１］方向に強配向した金属組織を得ること
で、延性を改善したＮｉ3 Ａｌが開示されている。ま
た、特公昭６１−９３７５号には、Ａｌを１〜１０wt
％、Ｎｉを５０wt％以上含むγ’相析出合金の溶湯を１
０5 ℃／秒以上の冷却速度で急冷後、９００〜１０００
℃で時効処理することにより超塑性を付与するＮｉ基超
塑性合金の製法が開示されている。
【０００４】更に、特開昭６１−７６６３９号には、
（Ｎｉ0.75-xＣｏxＡｌ0.25）Ｂ100-y（ｘは０．０２５
〜０．１５、ｙは９７．５〜９９．９の範囲内）で表さ
れる組成を有しかつＬ１2型の結晶構造を示す、急速凝
固させた合金、すなわち（Ｎｉ3Ａｌ）yＢ100-y のＮｉ
の一部（３．３〜２１mol％）をＣｏで置換することに
より、延性を付与したＮｉ3Ａｌ基合金が開示されてい
る。更にまた、特開平３−６１３４４には、Ｎｉ3Ａ
ｌ、Ｎｉ3Ｎｂ 及びＮｉ3Ｓｉを混在させることによ
り、高い粘靭性を付与した高温合金が開示されている。
（Ｎｉ0.75-xＣｏxＡｌ0.25）Ｂ100-y（ｘは０．０２５
〜０．１５、ｙは９７．５〜９９．９の範囲内）で表さ
れる組成を有しかつＬ１2型の結晶構造を示す、急速凝
固させた合金、すなわち（Ｎｉ3Ａｌ）yＢ100-y のＮｉ
の一部（３．３〜２１mol％）をＣｏで置換することに
より、延性を付与したＮｉ3Ａｌ基合金が開示されてい
る。更にまた、特開平３−６１３４４には、Ｎｉ3Ａ
ｌ、Ｎｉ3Ｎｂ 及びＮｉ3Ｓｉを混在させることによ
り、高い粘靭性を付与した高温合金が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記特
開昭５９−１０７０４１号では、少なくとも約１０3 ℃
／秒という大きな冷却速度を達成するために、冷却基体
の急速運動表面に液状金属を接触させる方法を開示して
いるが、このような冷却方法は実用的とは言えず、ま
た、この方法では薄片（リボン）形状のものしか得られ
ない。特開平３−２４３７３３号では、一方向性凝固さ
せるため特性に異方性が生じてしまい、更に、鋳造に比
べて生産性に劣るという問題がある。
開昭５９−１０７０４１号では、少なくとも約１０3 ℃
／秒という大きな冷却速度を達成するために、冷却基体
の急速運動表面に液状金属を接触させる方法を開示して
いるが、このような冷却方法は実用的とは言えず、ま
た、この方法では薄片（リボン）形状のものしか得られ
ない。特開平３−２４３７３３号では、一方向性凝固さ
せるため特性に異方性が生じてしまい、更に、鋳造に比
べて生産性に劣るという問題がある。
【０００６】特公昭６１−９３７５号の製法は、冷却速
度が速過ぎたり、熱処理が必要だったりして実用的な製
法ではない。また、特開昭６１−７６６３９号において
Ｎｉ成分の置換に用いられるＣｏや特開平３−６１３４
４号において用いられるＮｂは高価である。加えて、こ
の特開平３−６１３４４号において成分として含まれて
いるＮｉ3 Ｓｉは、溶融温度が１１６５℃と低く、１０
４０℃、１１２５℃で変態することが知れており耐熱性
にも問題がある。
度が速過ぎたり、熱処理が必要だったりして実用的な製
法ではない。また、特開昭６１−７６６３９号において
Ｎｉ成分の置換に用いられるＣｏや特開平３−６１３４
４号において用いられるＮｂは高価である。加えて、こ
の特開平３−６１３４４号において成分として含まれて
いるＮｉ3 Ｓｉは、溶融温度が１１６５℃と低く、１０
４０℃、１１２５℃で変態することが知れており耐熱性
にも問題がある。
【０００７】本発明は、このような従来の状況に鑑みて
なされたものであり、その目的とするところは、実用的
な製法でかつ高価な成分等を加えることなく製造可能な
延性を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製
法を提供することにある。
なされたものであり、その目的とするところは、実用的
な製法でかつ高価な成分等を加えることなく製造可能な
延性を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製
法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明によれば、Ｎｉ 3 Ａｌ組成の溶湯を、１３０
０℃までは９０〜５３０℃／秒、１３００〜１１００℃
は５〜１２０℃／秒、１１００〜１０００℃は１〜４０
℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする延性を有
するＮｉ3Ａｌ合金の製法が提供される。また、本発明
によれば、（１００−Ｘ）・Ｎｉ 3 Ａｌ＋Ｘ・Ｂ（但
し、０＜Ｘ≦０．１wt％）組成の溶湯を、１３００℃ま
では９０〜５３０℃／秒、１３００〜１１００℃は５〜
１２０℃／秒、１１００〜１０００℃は１〜４０℃／秒
の冷却速度で冷却することを特徴とする延性を有するＮ
ｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製法が提供される。
め、本発明によれば、Ｎｉ 3 Ａｌ組成の溶湯を、１３０
０℃までは９０〜５３０℃／秒、１３００〜１１００℃
は５〜１２０℃／秒、１１００〜１０００℃は１〜４０
℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする延性を有
するＮｉ3Ａｌ合金の製法が提供される。また、本発明
によれば、（１００−Ｘ）・Ｎｉ 3 Ａｌ＋Ｘ・Ｂ（但
し、０＜Ｘ≦０．１wt％）組成の溶湯を、１３００℃ま
では９０〜５３０℃／秒、１３００〜１１００℃は５〜
１２０℃／秒、１１００〜１０００℃は１〜４０℃／秒
の冷却速度で冷却することを特徴とする延性を有するＮ
ｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製法が提供される。
【０００９】
【作用】本発明の製法では上記のように、（１００−
Ｘ）・Ｎｉ3 Ａｌ＋Ｘ・Ｂ（Ｘは０〜０．１wt％）組成
の溶湯を、鋳込み温度〜１３００℃間において、９０〜
５３０℃／秒、好ましくは１４０℃／秒の冷却速度で冷
却し、複数組成のγ’相を生成させる。この鋳込み温度
〜１３００℃間の温度範囲で、平衡状態を保ち得るよう
な極めて小さな冷却速度で徐冷した場合、図３に示すＮ
ｉ−Ａｌ平衡状態図において、組成Ｘ1はＬ→Ｌ＋γ’
→γ＋γ’→γ’、組成Ｘ2はＬ→Ｌ＋γ’→γ’とい
う範囲を通過して単一組成のγ’相が生成することにな
る。しかしながら、本発明の冷却速度では、以下の理由
により複数組成のγ’相が生成すると考えられる。
Ｘ）・Ｎｉ3 Ａｌ＋Ｘ・Ｂ（Ｘは０〜０．１wt％）組成
の溶湯を、鋳込み温度〜１３００℃間において、９０〜
５３０℃／秒、好ましくは１４０℃／秒の冷却速度で冷
却し、複数組成のγ’相を生成させる。この鋳込み温度
〜１３００℃間の温度範囲で、平衡状態を保ち得るよう
な極めて小さな冷却速度で徐冷した場合、図３に示すＮ
ｉ−Ａｌ平衡状態図において、組成Ｘ1はＬ→Ｌ＋γ’
→γ＋γ’→γ’、組成Ｘ2はＬ→Ｌ＋γ’→γ’とい
う範囲を通過して単一組成のγ’相が生成することにな
る。しかしながら、本発明の冷却速度では、以下の理由
により複数組成のγ’相が生成すると考えられる。
【００１０】まず、図３においてＸ組成の合金を高温よ
り冷却すると温度ｔ1でＳ1濃度のγ’を晶出し始める。
次いで、温度ｔ2では液はＬ2濃度になり、γ’相はＳ2
濃度になるはずだが、表面のみがＳ2 となり内部はＡｌ
濃度が高くなって、その平均濃度はＳ2’になる。 この
ようなズレは、液体の濃度変化が分子の自由な運動によ
って容易に行われるのに対し、固体における濃度変化は
冷却速度に対して拡散がこれに伴うことができないとい
うことに起因する。
り冷却すると温度ｔ1でＳ1濃度のγ’を晶出し始める。
次いで、温度ｔ2では液はＬ2濃度になり、γ’相はＳ2
濃度になるはずだが、表面のみがＳ2 となり内部はＡｌ
濃度が高くなって、その平均濃度はＳ2’になる。 この
ようなズレは、液体の濃度変化が分子の自由な運動によ
って容易に行われるのに対し、固体における濃度変化は
冷却速度に対して拡散がこれに伴うことができないとい
うことに起因する。
【００１１】更に、温度ｔ3になると晶出したγ’相の
平均濃度はＳ3’となり平衡状態の場合の濃度Ｓ3よりか
なり離れる。そして、平衡状態になるような徐冷ではｔ
4 で凝固が完了するが、本発明の冷却速度では、固相の
平均濃度がＳ4 まで達せず若干の液が残存するのでさら
にγ’相の晶出が続き、温度ｔ5になって凝固が完了す
る。このように非平衡冷却では凝固区間が長くなり、こ
の変化で生成したγ’相は最初に晶出した中心部がＡｌ
に富み外周に行くに従ってＮｉに富むようになり、結果
として複数組成のγ’相が生成することになる（参考資
料：渡辺久藤・佐藤英一郎著,「実用合金状態図説」,17
頁,日刊工業新聞社(1966)）。
平均濃度はＳ3’となり平衡状態の場合の濃度Ｓ3よりか
なり離れる。そして、平衡状態になるような徐冷ではｔ
4 で凝固が完了するが、本発明の冷却速度では、固相の
平均濃度がＳ4 まで達せず若干の液が残存するのでさら
にγ’相の晶出が続き、温度ｔ5になって凝固が完了す
る。このように非平衡冷却では凝固区間が長くなり、こ
の変化で生成したγ’相は最初に晶出した中心部がＡｌ
に富み外周に行くに従ってＮｉに富むようになり、結果
として複数組成のγ’相が生成することになる（参考資
料：渡辺久藤・佐藤英一郎著,「実用合金状態図説」,17
頁,日刊工業新聞社(1966)）。
【００１２】また、図４に示す平衡状態図の１３８５℃
直上において、組成Ｘ1 はＬ＋γ’であるが、これが１
３８５℃直下になると、Ｌからはγ相及びγ’相が晶出
してそれぞれの固相線に従って変化し、γ’も固相線に
従い変化する。そして、平衡状態では温度ｔ0 直下で
γ’単相となるはずであるが、本発明の冷却速度では、
γ相及びγ’相中のＮｉまたはＡｌの拡散が十分ではな
く、上記した現象と同様な変化で複数組成のγ’相が生
成する。なお、鋳込み温度〜１３００℃間の冷却速度
が、本発明の上限である５３０℃／秒を超える場合に
は、上述の晶出した固体の凝固区間Ｓ1〜Ｓ5の時間変換
が短くなりすぎて複数組成のγ’相が生成しなくなる。
直上において、組成Ｘ1 はＬ＋γ’であるが、これが１
３８５℃直下になると、Ｌからはγ相及びγ’相が晶出
してそれぞれの固相線に従って変化し、γ’も固相線に
従い変化する。そして、平衡状態では温度ｔ0 直下で
γ’単相となるはずであるが、本発明の冷却速度では、
γ相及びγ’相中のＮｉまたはＡｌの拡散が十分ではな
く、上記した現象と同様な変化で複数組成のγ’相が生
成する。なお、鋳込み温度〜１３００℃間の冷却速度
が、本発明の上限である５３０℃／秒を超える場合に
は、上述の晶出した固体の凝固区間Ｓ1〜Ｓ5の時間変換
が短くなりすぎて複数組成のγ’相が生成しなくなる。
【００１３】１３００〜１１００℃間の冷却速度は５〜
１２０℃／秒、好ましくは２０℃／秒である。また、１
１００〜１０００℃間の冷却速度は１〜４０℃／秒、好
ましくは６℃／秒である。それぞれ冷却速度が本発明に
規定する範囲の下限を下回ると平衡状態に近づくため単
一組成のγ’相となり、上限を超えると反応時間が短く
なるため熱的安定性に欠ける。
１２０℃／秒、好ましくは２０℃／秒である。また、１
１００〜１０００℃間の冷却速度は１〜４０℃／秒、好
ましくは６℃／秒である。それぞれ冷却速度が本発明に
規定する範囲の下限を下回ると平衡状態に近づくため単
一組成のγ’相となり、上限を超えると反応時間が短く
なるため熱的安定性に欠ける。
【００１４】以上のように、溶湯の各冷却温度範囲にお
ける冷却速度を、本発明に規定する範囲にすると、γ’
相が均質とならず複数組成のγ’相が生成される。な
お、本発明における冷却速度は、通常の鋳造装置を用い
て制御し得るものである。また、溶湯にはＮｉ3 Ａｌの
常温延性向上効果のあるＢを０．１wt％以下含有させる
ことができるが、その他に高価な成分を添加したり、鋳
造後に熱処理を施したりする必要はない。
ける冷却速度を、本発明に規定する範囲にすると、γ’
相が均質とならず複数組成のγ’相が生成される。な
お、本発明における冷却速度は、通常の鋳造装置を用い
て制御し得るものである。また、溶湯にはＮｉ3 Ａｌの
常温延性向上効果のあるＢを０．１wt％以下含有させる
ことができるが、その他に高価な成分を添加したり、鋳
造後に熱処理を施したりする必要はない。
【００１５】上記本発明の製法によって得られたＮｉ3
Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金は、Ｎｉ：８６．３〜
８７．０wt％、Ａｌ：１２．９〜１３．７wt％、Ｂ：０
〜０．１wt％の組成を有し、その結晶相として複数組成
のγ’相を有する。単一組成のγ’相からなるＮｉ3Ａ
ｌ合金（図２参照）では、曲げ試験を行うと大きな結晶
粒界からクラックが発生し、それが進展して脆性破壊を
起こす。これに対し、本発明のように複数組成のγ’相
を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金（図１参
照）においては、点在する小さな結晶粒界からはクラッ
クが発生するが、それは進展せず、このため延性が向上
すると考えられる。また、この延性の向上によって脱粒
が起こりにくくなり、十分な加工性が得られるようにな
る。
Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金は、Ｎｉ：８６．３〜
８７．０wt％、Ａｌ：１２．９〜１３．７wt％、Ｂ：０
〜０．１wt％の組成を有し、その結晶相として複数組成
のγ’相を有する。単一組成のγ’相からなるＮｉ3Ａ
ｌ合金（図２参照）では、曲げ試験を行うと大きな結晶
粒界からクラックが発生し、それが進展して脆性破壊を
起こす。これに対し、本発明のように複数組成のγ’相
を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金（図１参
照）においては、点在する小さな結晶粒界からはクラッ
クが発生するが、それは進展せず、このため延性が向上
すると考えられる。また、この延性の向上によって脱粒
が起こりにくくなり、十分な加工性が得られるようにな
る。
【００１６】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて更に詳細に
説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるもの
ではない。
説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるもの
ではない。
【００１７】（実施例１）Ｎｉ−１３．２Ａｌ−０．１
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布した厚さ１mmのすき間を有するＳＳ４１製割形鋳型
（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×５０×１mmの
合金試料を作製した。なお、冷却速度は、鋳込み温度〜
１３００℃間が１４０℃／秒、１３００〜１１００℃間
が２０℃／秒、１１００〜１０００℃間が６℃／秒、１
０００℃以下が１．２℃／秒であった。得られた合金試
料について、以下に示す各種の測定を行った。その結果
を表１に示す。また、結晶構造の顕微鏡写真を図１に、
合金試料の製造に用いたすき間を有する割型鋳型の構造
を示す概要図を図５にそれぞれ示す。
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布した厚さ１mmのすき間を有するＳＳ４１製割形鋳型
（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×５０×１mmの
合金試料を作製した。なお、冷却速度は、鋳込み温度〜
１３００℃間が１４０℃／秒、１３００〜１１００℃間
が２０℃／秒、１１００〜１０００℃間が６℃／秒、１
０００℃以下が１．２℃／秒であった。得られた合金試
料について、以下に示す各種の測定を行った。その結果
を表１に示す。また、結晶構造の顕微鏡写真を図１に、
合金試料の製造に用いたすき間を有する割型鋳型の構造
を示す概要図を図５にそれぞれ示す。
【００１８】合金組成：エネルギー分散式Ｘ線分析装置
を用い、ＺＡＰ法により定量分析した。 結晶相 ：走査型電子顕微鏡により観察した。また、
γ’相の組成について、合金組成と同様にして定量分析
した。 粒径 ：走査型電子顕微鏡により観察して求めた。 曲げ角度：サンプル両端をペンチで持って、ゆっくりと
折曲げ、破壊に至るまでに曲がった角度を曲げ角度とし
た（図６参照）。
を用い、ＺＡＰ法により定量分析した。 結晶相 ：走査型電子顕微鏡により観察した。また、
γ’相の組成について、合金組成と同様にして定量分析
した。 粒径 ：走査型電子顕微鏡により観察して求めた。 曲げ角度：サンプル両端をペンチで持って、ゆっくりと
折曲げ、破壊に至るまでに曲がった角度を曲げ角度とし
た（図６参照）。
【００１９】（実施例２）Ｎｉ−１３．３Ａｌ組成の合
金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で溶解して約
１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗布した厚さ
３mmのすき間を有するＳＳ４１製割形鋳型（外形８０m
m）に鋳込んで冷却し、２０×５０×３mmの合金試料を
作製した。なお、冷却速度は、鋳込み温度〜１３００℃
が９０℃／秒、１３００〜１１００℃間が５℃／秒、１
１００〜１０００℃間が１℃／秒、１０００℃以下が
０．０６℃／秒であった。得られた合金試料について、
実施例１と同様に各種の測定を行った。その結果を表１
に示す。
金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で溶解して約
１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗布した厚さ
３mmのすき間を有するＳＳ４１製割形鋳型（外形８０m
m）に鋳込んで冷却し、２０×５０×３mmの合金試料を
作製した。なお、冷却速度は、鋳込み温度〜１３００℃
が９０℃／秒、１３００〜１１００℃間が５℃／秒、１
１００〜１０００℃間が１℃／秒、１０００℃以下が
０．０６℃／秒であった。得られた合金試料について、
実施例１と同様に各種の測定を行った。その結果を表１
に示す。
【００２０】（実施例３）Ｎｉ−１３．２Ａｌ−０．１
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布した厚さ０．５mmのすき間を有するＳＳ４１製割形鋳
型（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×５０×０．
５mmの合金試料を作製した。なお、冷却速度は、鋳込み
温度〜１３００℃間が５３０℃／秒、１３００〜１１０
０℃間が１２０℃／秒、１１００〜１０００℃間が４０
℃／秒、１０００℃以下が４℃／秒であった。得られた
合金試料について、実施例１と同様に各種の測定を行っ
た。その結果を表１に示す。
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布した厚さ０．５mmのすき間を有するＳＳ４１製割形鋳
型（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×５０×０．
５mmの合金試料を作製した。なお、冷却速度は、鋳込み
温度〜１３００℃間が５３０℃／秒、１３００〜１１０
０℃間が１２０℃／秒、１１００〜１０００℃間が４０
℃／秒、１０００℃以下が４℃／秒であった。得られた
合金試料について、実施例１と同様に各種の測定を行っ
た。その結果を表１に示す。
【００２１】（比較例１）Ｎｉ−１３．２Ａｌ−０．１
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布し、予熱しておいた厚さ３mmのすき間を有するＳＳ４
１製割形鋳型（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×
５０×３mmの合金試料を作製した。なお、冷却速度は、
鋳込み温度〜１３００℃間が３℃／秒、１３００〜１１
００℃間が０．３℃／秒、１１００〜１０００℃間が
０．０７／秒、１０００℃以下が０．０３℃／秒であっ
た。得られた合金試料について、実施例１と同様に各種
の測定を行った。その結果を表１に示す。また、結晶構
造の顕微鏡写真を図２に示す。
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１５００℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布し、予熱しておいた厚さ３mmのすき間を有するＳＳ４
１製割形鋳型（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×
５０×３mmの合金試料を作製した。なお、冷却速度は、
鋳込み温度〜１３００℃間が３℃／秒、１３００〜１１
００℃間が０．３℃／秒、１１００〜１０００℃間が
０．０７／秒、１０００℃以下が０．０３℃／秒であっ
た。得られた合金試料について、実施例１と同様に各種
の測定を行った。その結果を表１に示す。また、結晶構
造の顕微鏡写真を図２に示す。
【００２２】（比較例２）Ｎｉ−１３．２Ａｌ−０．１
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１６５０℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布し、水冷した厚さ０．５mmのすき間を有するＳＳ４１
製割形鋳型（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×５
０×０．５mmの合金試料を作製した。なお、冷却速度
は、鋳込み温度〜１３００℃間が８００℃／秒、１３０
０〜１１００℃間が２００℃／秒、１１００〜１０００
℃間が１００℃／秒、１０００℃以下が１．２℃／秒で
あった。得られた合金試料について、実施例１と同様に
各種の測定を行った。その結果を表１に示す。
Ｂ組成の合金棒を高周波溶解炉を用い、Ａｒ雰囲気中で
溶解して約１６５０℃の溶湯を得た。これを、ＢＮを塗
布し、水冷した厚さ０．５mmのすき間を有するＳＳ４１
製割形鋳型（外形８０mm）に鋳込んで冷却し、２０×５
０×０．５mmの合金試料を作製した。なお、冷却速度
は、鋳込み温度〜１３００℃間が８００℃／秒、１３０
０〜１１００℃間が２００℃／秒、１１００〜１０００
℃間が１００℃／秒、１０００℃以下が１．２℃／秒で
あった。得られた合金試料について、実施例１と同様に
各種の測定を行った。その結果を表１に示す。
【００２３】
【表１】
【００２４】表１に示すとおり、本発明の範囲内の冷却
速度で鋳造された実施例の合金試料のうち、３種の組成
のγ’相を有する実施例１の合金試料が、曲げ角度１２
０゜と最も優れた延性を示し、それぞれ２種の組成の
γ’相を有する実施例２及び実施例３の合金試料も、曲
げ角度９０゜と良好な延性を示した。これに対し、本発
明に規定する冷却速度より小さい冷却速度で鋳造された
比較例１と、本発明に規定する冷却速度より大きい冷却
速度で鋳造された比較例２は、単一組成のγ’相のみか
らなり、全くあるいはほとんど延性を示さなかった。
速度で鋳造された実施例の合金試料のうち、３種の組成
のγ’相を有する実施例１の合金試料が、曲げ角度１２
０゜と最も優れた延性を示し、それぞれ２種の組成の
γ’相を有する実施例２及び実施例３の合金試料も、曲
げ角度９０゜と良好な延性を示した。これに対し、本発
明に規定する冷却速度より小さい冷却速度で鋳造された
比較例１と、本発明に規定する冷却速度より大きい冷却
速度で鋳造された比較例２は、単一組成のγ’相のみか
らなり、全くあるいはほとんど延性を示さなかった。
【００２５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
延性を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金を、
通常の鋳造装置を用いて制御し得る範囲の冷却速度で製
造でき、鋳造後の熱処理も必要としないので実用的価値
が高い。ここで、通常の鋳造装置には、実施例において
用いたすき間を有する割型鋳型とか、冷却速度を制御で
きるロールを有する連続鋳造装置などがある。更に本発
明では、高価な成分を添加等する必要もなく製造コスト
の点でも好ましい。また、本発明により得られたＮｉ3
Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金は、延性を有し塑性的
な破壊挙動を示すとともに、脱粒が起こりにくく充分な
加工性を有するものである。
延性を有するＮｉ3Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金を、
通常の鋳造装置を用いて制御し得る範囲の冷却速度で製
造でき、鋳造後の熱処理も必要としないので実用的価値
が高い。ここで、通常の鋳造装置には、実施例において
用いたすき間を有する割型鋳型とか、冷却速度を制御で
きるロールを有する連続鋳造装置などがある。更に本発
明では、高価な成分を添加等する必要もなく製造コスト
の点でも好ましい。また、本発明により得られたＮｉ3
Ａｌ合金及びＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金は、延性を有し塑性的
な破壊挙動を示すとともに、脱粒が起こりにくく充分な
加工性を有するものである。
【図１】実施例１の合金試料の結晶構造を示した顕微鏡
写真である。
写真である。
【図２】比較例１の合金試料の結晶構造を示した顕微鏡
写真である。
写真である。
【図３】Ｎｉ−Ａｌ平衡状態図である。
【図４】Ｎｉ−Ａｌ平衡状態図である。
【図５】実施例において合金試料の製造に用いたすき間
を有する割型鋳型の構造を示す概要図である。
を有する割型鋳型の構造を示す概要図である。
【図６】曲げ角度の測定方法を示す説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 1/02 C22C 19/00 - 19/05
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｎｉ 3 Ａｌ組成の溶湯を、１３００℃ま
では９０〜５３０℃／秒、１３００〜１１００℃は５〜
１２０℃／秒、１１００〜１０００℃は１〜４０℃／秒
の冷却速度で冷却することを特徴とする延性を有するＮ
ｉ3Ａｌ合金の製法。 - 【請求項２】 （１００−Ｘ）・Ｎｉ 3 Ａｌ＋Ｘ・Ｂ
（但し、０＜Ｘ≦０．１wt％）組成の溶湯を、１３００
℃までは９０〜５３０℃／秒、１３００〜１１００℃は
５〜１２０℃／秒、１１００〜１０００℃は１〜４０℃
／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする延性を有す
るＮｉ 3 Ａｌ−Ｂ合金の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09360993A JP3273993B2 (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09360993A JP3273993B2 (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金の製法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001215791A Division JP3761430B2 (ja) | 2001-07-16 | 2001-07-16 | 延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279887A JPH06279887A (ja) | 1994-10-04 |
| JP3273993B2 true JP3273993B2 (ja) | 2002-04-15 |
Family
ID=14087081
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09360993A Expired - Fee Related JP3273993B2 (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3273993B2 (ja) |
-
1993
- 1993-03-29 JP JP09360993A patent/JP3273993B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06279887A (ja) | 1994-10-04 |
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