JPH0147540B2 - - Google Patents
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- JPH0147540B2 JPH0147540B2 JP57036226A JP3622682A JPH0147540B2 JP H0147540 B2 JPH0147540 B2 JP H0147540B2 JP 57036226 A JP57036226 A JP 57036226A JP 3622682 A JP3622682 A JP 3622682A JP H0147540 B2 JPH0147540 B2 JP H0147540B2
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は、強度に優れ、高延性を有するNi基
合金に関するものである。 （従来の技術） 従来、耐熱合金として、Li2型Ni3Al金属間化
合物を分散又は析出させたNi基合金が広く用い
られている。例えば、従来のNi−Al2元合金は、
平衡状態図によれば、室温においてAlが約23〜
28原子％の範囲でNi3Alであり、約８〜25原子％
の範囲ではNi3AlとNiの共存で、約８原子以下で
はAlを固溶したNi固溶体である。このNi基Ll2型
金属間化合物の中でも、Ni3Ge，Ni3Si，Ni3Al
等は、Trans，JIM，20（1979）634，Trans，
JIM，21（1980）273に記載されているごとく、常
温での強さよりも高温での強さが高くなるという
特長を有し、高温での有用性が注目されている。 （発明が解決しようとする課題） しかし、従来、Mi基L12型金属間化合物は、融
点まで結晶構造が規則化しているため、常温では
脆く、一般の、例えば圧延あるいは伸線等の方法
で加工することは不可能であつた。 このため、鋳造法以外では成型できないNi基
L12型金属間化合物に常温での延性を付与する研
究が盛んに行われているが、日本金属学会誌、43
（1979）358、1190に記載されているごとく、
Ni3AlにＢを添加して常温での延性を改善した報
告があるだけである。この方法によると、脆かつ
たL12型金属間化合物Ni3Alが、Ｂの添加により
高延性を有し、破断強度及び伸びも改良される。
しかし、この機械的特性はさほど優れているとは
いえず。また、高温に焼なました場合、粒界にＢ
が析出し、高温での強度及び延性は著しく低下
し、実用性に乏しいものであつた。 （課題を解決するための手段） 本発明者らは、この点に鑑み、Ni基L12型金属
間化合物に延性と強度を同時に付加するため鋭意
研究し結果、従来の２元系Ni−Al合金を溶融状
態からの急冷法を用いて検討すると、Alが８原
子％以下の組成においてNi3Alは得られず、Ni中
にAlが固溶した面心立方相で、強度は低く、Al
が８〜23原子％の組成のNi−Al合金は、Ni3Al
とNiの共存組成であり、延性を有するが、その
強度は50Kg／mm2以下にすぎず、Alが23原子％以
上の組成においては、Ll2型Ni3Al金属間化合物
が形成されるが、脆く実用に供し得る材料とはな
らないので、さらに鋭意研究した結果、特定の組
成からなるNi基合金の溶湯を急冷固化すると、
高強度、高延性を有する組織が新しいLl2型非平
衡金属間化合物からなるNi基合金が得られるこ
とを見出し、本発明を完成した。 すなわち、本発明は、Al8〜28原子％で、Fe，
Co，Mn及びSiからなる群より選ばれた１種又は
２種以上の元素２〜25原子％で、残部が実質的に
Niからなり、かつ組織がLl2型非平衡金属間化合
物ぜある高強度及び高延性Ni基合金及びAl8〜28
原子％で、Fe，Co，Mn及びSiからなる群より選
ばれた１種又は２種以上の元素２〜25原子％で、
Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuからなる群より選
ばれた１種又は２種以上の元素２原子％以下で、
残部が実質的にNiよりなり、かつ組織がLl2型非
平衡金属間化合物である高強度及び高延性Ni基
合金を要旨とするものである。 本発明の合金は、例えば、結晶粒径が約10μm
以下の微細結晶粒からなり、その微細結晶粒内は
約70nm径以下の超微細な逆位相領域（APD）か
らなるLl2型非平衡金属間化合物である。このLl2
型非平衡金属間化合物は、高密度の逆位相境界
（APB）を多量に結晶粒内に含んでいるため、従
来のLl2型金属間化合物に比して強度及び延性を
大幅に向上させることができ、さらに結晶粒径も
10μm以下と微細であり、この結晶粒が微細であ
ることも強度の向上に寄与している。 本発明の合金の組成について説明すると、Al
が２〜28原子％であることが必要であり、Alが
８原子％より少ない場合、Alを固溶したNi固溶
体となり、Ll2型金属間化合物は得られず、28原
子％より多い場合は、NiAl等の第２相の析出が
起こり、脆く実用性に乏しくなる。 次に、Alが８〜28原子％の範囲で、強度及び
延性を向上させるためには、Fe，Co，Mn及びSi
からなる群より選ばれた１種又は２種以上の元素
（以下Ｘという。）２〜25原子％をNiと置換する
ことが必要である。Ｘが２原子％より少ない場
合、結晶粒内に超微細（70nm以下）な逆位相領
域（APD）は存在せず、高密度の逆位相境界
（APB）を含有しないLl2型金属間化合物となり、
また、25原子％より多い場合は、靱性が低下す
る。特に本発明の合金では、10〜25原子％Alで、
５〜20原子％のＸで、残部が実質的にNiからな
る合金が好ましい。 このNi−Al−Ｘ系合金にNb，Ta，Mo，Ｖ，
Ti及びCu群より選ばれた１種又は２種以上の元
素を合計で２原子％以下加えると、延性を低下さ
せずに耐熱性及び強度を向上させることができ
る。さらに、通常の工業材料中に存在する程度の
不純物、例えば、Ｂ，Ｐ，As，Ｓ等が少量含ま
れていても、本発明を達成するのに何ら支障をき
たすものではない。 本発明の合金を得るには、上述のごとく調整し
た組成の合金を雰囲気中もしくは真空中で加熱溶
融し、溶融後液体状態から急冷凝固することが必
要であり、その方法として、例えば、冷却速度が
約104〜106℃／secである液体急冷法が有用であ
る。しかも、得られる合金の形状が偏平なりボン
状を必要とする時は、金属からなる回転ロールを
用いた片ロール法、多ロール法もしくは遠心急冷
法のいずれかを用いることが望ましく、また、円
形断面を有する細線状の合金を得るには、回転し
ている冷却液体中に直接溶湯を噴出して急冷凝固
させる方法が望ましい。特に高品質の円形断面を
有する合金を製造するには、回転円筒体内に形成
された回転冷却液体中に溶融金属を紡糸ノズルよ
り噴出して急冷凝固する、いわゆる回転液中紡糸
法（特開昭55−64948号公報参照）が工業的によ
り好ましい。 （実施例） 次に、本発明を実施例により具体的に説明す
る。 実施例１〜７、比較例１〜４ 各種組成からなるNi−Al−Fe及びNi−Al−
Co系合金を、アルゴン雰囲気中で溶融後、アル
ゴンガス噴出圧2.0Kg／cm2、孔径0.3mmφのルビー
製紡糸ノズルより3500r.p.mで回転している直径
20cmの鋼鉄ロール表面に噴出して、厚さ約50μm
（巾２mm）のリボンを作成した。 得られた合金を、インストロン型引張試験機を
用い、歪速度4.17×10-4secの条件下で、破断強
度（Kg／mm2）及び延性の評価として180゜密着曲げ
性について測定すると同時に、Ｘ線回折及び透過
電顕観察によつて結晶組織を回定し、その結果を
表−１にまとめて示す。
合金に関するものである。 （従来の技術） 従来、耐熱合金として、Li2型Ni3Al金属間化
合物を分散又は析出させたNi基合金が広く用い
られている。例えば、従来のNi−Al2元合金は、
平衡状態図によれば、室温においてAlが約23〜
28原子％の範囲でNi3Alであり、約８〜25原子％
の範囲ではNi3AlとNiの共存で、約８原子以下で
はAlを固溶したNi固溶体である。このNi基Ll2型
金属間化合物の中でも、Ni3Ge，Ni3Si，Ni3Al
等は、Trans，JIM，20（1979）634，Trans，
JIM，21（1980）273に記載されているごとく、常
温での強さよりも高温での強さが高くなるという
特長を有し、高温での有用性が注目されている。 （発明が解決しようとする課題） しかし、従来、Mi基L12型金属間化合物は、融
点まで結晶構造が規則化しているため、常温では
脆く、一般の、例えば圧延あるいは伸線等の方法
で加工することは不可能であつた。 このため、鋳造法以外では成型できないNi基
L12型金属間化合物に常温での延性を付与する研
究が盛んに行われているが、日本金属学会誌、43
（1979）358、1190に記載されているごとく、
Ni3AlにＢを添加して常温での延性を改善した報
告があるだけである。この方法によると、脆かつ
たL12型金属間化合物Ni3Alが、Ｂの添加により
高延性を有し、破断強度及び伸びも改良される。
しかし、この機械的特性はさほど優れているとは
いえず。また、高温に焼なました場合、粒界にＢ
が析出し、高温での強度及び延性は著しく低下
し、実用性に乏しいものであつた。 （課題を解決するための手段） 本発明者らは、この点に鑑み、Ni基L12型金属
間化合物に延性と強度を同時に付加するため鋭意
研究し結果、従来の２元系Ni−Al合金を溶融状
態からの急冷法を用いて検討すると、Alが８原
子％以下の組成においてNi3Alは得られず、Ni中
にAlが固溶した面心立方相で、強度は低く、Al
が８〜23原子％の組成のNi−Al合金は、Ni3Al
とNiの共存組成であり、延性を有するが、その
強度は50Kg／mm2以下にすぎず、Alが23原子％以
上の組成においては、Ll2型Ni3Al金属間化合物
が形成されるが、脆く実用に供し得る材料とはな
らないので、さらに鋭意研究した結果、特定の組
成からなるNi基合金の溶湯を急冷固化すると、
高強度、高延性を有する組織が新しいLl2型非平
衡金属間化合物からなるNi基合金が得られるこ
とを見出し、本発明を完成した。 すなわち、本発明は、Al8〜28原子％で、Fe，
Co，Mn及びSiからなる群より選ばれた１種又は
２種以上の元素２〜25原子％で、残部が実質的に
Niからなり、かつ組織がLl2型非平衡金属間化合
物ぜある高強度及び高延性Ni基合金及びAl8〜28
原子％で、Fe，Co，Mn及びSiからなる群より選
ばれた１種又は２種以上の元素２〜25原子％で、
Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuからなる群より選
ばれた１種又は２種以上の元素２原子％以下で、
残部が実質的にNiよりなり、かつ組織がLl2型非
平衡金属間化合物である高強度及び高延性Ni基
合金を要旨とするものである。 本発明の合金は、例えば、結晶粒径が約10μm
以下の微細結晶粒からなり、その微細結晶粒内は
約70nm径以下の超微細な逆位相領域（APD）か
らなるLl2型非平衡金属間化合物である。このLl2
型非平衡金属間化合物は、高密度の逆位相境界
（APB）を多量に結晶粒内に含んでいるため、従
来のLl2型金属間化合物に比して強度及び延性を
大幅に向上させることができ、さらに結晶粒径も
10μm以下と微細であり、この結晶粒が微細であ
ることも強度の向上に寄与している。 本発明の合金の組成について説明すると、Al
が２〜28原子％であることが必要であり、Alが
８原子％より少ない場合、Alを固溶したNi固溶
体となり、Ll2型金属間化合物は得られず、28原
子％より多い場合は、NiAl等の第２相の析出が
起こり、脆く実用性に乏しくなる。 次に、Alが８〜28原子％の範囲で、強度及び
延性を向上させるためには、Fe，Co，Mn及びSi
からなる群より選ばれた１種又は２種以上の元素
（以下Ｘという。）２〜25原子％をNiと置換する
ことが必要である。Ｘが２原子％より少ない場
合、結晶粒内に超微細（70nm以下）な逆位相領
域（APD）は存在せず、高密度の逆位相境界
（APB）を含有しないLl2型金属間化合物となり、
また、25原子％より多い場合は、靱性が低下す
る。特に本発明の合金では、10〜25原子％Alで、
５〜20原子％のＸで、残部が実質的にNiからな
る合金が好ましい。 このNi−Al−Ｘ系合金にNb，Ta，Mo，Ｖ，
Ti及びCu群より選ばれた１種又は２種以上の元
素を合計で２原子％以下加えると、延性を低下さ
せずに耐熱性及び強度を向上させることができ
る。さらに、通常の工業材料中に存在する程度の
不純物、例えば、Ｂ，Ｐ，As，Ｓ等が少量含ま
れていても、本発明を達成するのに何ら支障をき
たすものではない。 本発明の合金を得るには、上述のごとく調整し
た組成の合金を雰囲気中もしくは真空中で加熱溶
融し、溶融後液体状態から急冷凝固することが必
要であり、その方法として、例えば、冷却速度が
約104〜106℃／secである液体急冷法が有用であ
る。しかも、得られる合金の形状が偏平なりボン
状を必要とする時は、金属からなる回転ロールを
用いた片ロール法、多ロール法もしくは遠心急冷
法のいずれかを用いることが望ましく、また、円
形断面を有する細線状の合金を得るには、回転し
ている冷却液体中に直接溶湯を噴出して急冷凝固
させる方法が望ましい。特に高品質の円形断面を
有する合金を製造するには、回転円筒体内に形成
された回転冷却液体中に溶融金属を紡糸ノズルよ
り噴出して急冷凝固する、いわゆる回転液中紡糸
法（特開昭55−64948号公報参照）が工業的によ
り好ましい。 （実施例） 次に、本発明を実施例により具体的に説明す
る。 実施例１〜７、比較例１〜４ 各種組成からなるNi−Al−Fe及びNi−Al−
Co系合金を、アルゴン雰囲気中で溶融後、アル
ゴンガス噴出圧2.0Kg／cm2、孔径0.3mmφのルビー
製紡糸ノズルより3500r.p.mで回転している直径
20cmの鋼鉄ロール表面に噴出して、厚さ約50μm
（巾２mm）のリボンを作成した。 得られた合金を、インストロン型引張試験機を
用い、歪速度4.17×10-4secの条件下で、破断強
度（Kg／mm2）及び延性の評価として180゜密着曲げ
性について測定すると同時に、Ｘ線回折及び透過
電顕観察によつて結晶組織を回定し、その結果を
表−１にまとめて示す。
【表】
表−１より、実験No.２〜４，７〜10は本発明の
合金で、その結晶組織は約0.5〜5μmの微細結晶
粒径からなり、その結晶粒内に約20〜55nm径の
超微細な逆位相領域（APD）が観察され、高密
度の逆位相境界（APB）が存在した規則度の低
い非平衡な状態からなつているため、高強度で、
かつ高延性を有していた。 実験No.１は、Alの添加量が少ないためNi固溶
体になり、破断強度は低い。実験No.６は、Ni−
Al2元合金であるため、NiとNi3Alの共存組織と
なり、逆位相境界を含有したLl2型非平衡金属間
化合物の存在がなく、強度も低く、延性をほとん
どない。実験No.５，11はAl及びC0の添加量が多
いため、結晶組織に第２相が現れ、靭性は低下し
た。 実施例８ （実験No.12） Ni74原子％、Al原子％、Mn8原子％からなる
合金を、アルゴン雰囲気中で溶融した後、アルゴ
ンガス圧4.5Kg／cm2で、孔径0.13mmφのルビー製
紡糸ノズルより350r.p.mで回転している内径500
mmφの円筒ドラム内に形成された温度４℃、深さ
2.5cmの回転冷却液体水中に噴出して急冷凝固さ
せ、平均直径0.110mmφの円形断面を有した均一
な連続細線を得た。 この時の紡糸ノズルと回転冷却液体面との距離
は１mmに保持し、紡糸ノズルより噴出された溶融
金属流とその回転冷却液面とのなす接触角は70゜
であつた。なお、溶融金属流の紡糸ノズルからの
噴出速度は、大気中に一定の時間噴出して集めら
れた金属重量から測定し、610m／分であつた。 得られた金属細線の破断強度は95Kg／mm2、伸び
12％で、180゜密着曲げが可能であつた。また、市
販のダイヤモンドダイスを用い、中間焼なましを
施すことなく、線径0.05mmφまで十分伸線が可能
で、しかも伸様加工後の破断強度が240Kg／mm2、
伸び2.5％と大幅に強度を向上させることができ
た。 この細線の組織をＸ線回折、光学顕微鏡及び透
過電子顕微鏡で観察すると、結晶粒径は２〜3μm
で、結晶粒内に逆位相境界を多く含むLl2型非平
衡金属間化合物であつた。 実施例９ （実験No.13） Ni60原子％、Al17原子％、Co18原子％、Si5
原子％からなる合金を、実施例８と同一の装置、
条件（回転液中紡糸法）で紡糸し、線径0.110mm
φの均一な円形断面を有する細線を得た。 次に、実施例８と同様に破断強度、伸びを測定
すると、それぞれ90Kg／mm2，10％であり、180゜の
密着曲げが可能な合金であつた。この細線は、断
面減少率（圧下率）で90％以上の線引きが可能で
あり、強断強度は260Kg／mm2まで向上した。 また、この細線の結晶組織を観察すると、実施
例８と同様に、結晶粒径が微細なうえ、さらに結
晶粒内にも超微細な逆位相境界を含有している
Ll2型非平衡金属間化合物であつた。 実施例10 （実験No.14） Ni78原子％、Al10原子％、Si12原子％からな
る合金を、実施例８と同一の装置、条件（回転液
中紡糸法）で紡糸し、線径0.110mmφの均一な円
形断面を有する細線を得た。 次に、実施例８と同様に破断強度、伸びを測定
すると、それぞれ90Kg／mm2，10％であり、180゜の
密着曲げが可能な合金であつた。この細線は、断
面減少率（圧下率）で90％以上の線引きが可能で
あり、強断強度は270Kg／mm2まで向上した。 また、この細線の結晶組織を観察すると、実施
例８と同様に、結晶粒径が微細なうえ、さらに結
晶粒内にも超微細な逆位相境界を含むLl2型非平
衡金属間化合物であつた。 実施例11〜16、比較例５〜10 Ni(70-X)Al20Fe10MX系合金における添加元素Ｍ
＝Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuの効果について
検討するため、実施例１と同一の装置及び条件に
よつて、厚さ約50μmのリボン材を作製し、破断
強度及び180゜密着曲げ性について検討した。その
結果を表−２にまとめて示す。
合金で、その結晶組織は約0.5〜5μmの微細結晶
粒径からなり、その結晶粒内に約20〜55nm径の
超微細な逆位相領域（APD）が観察され、高密
度の逆位相境界（APB）が存在した規則度の低
い非平衡な状態からなつているため、高強度で、
かつ高延性を有していた。 実験No.１は、Alの添加量が少ないためNi固溶
体になり、破断強度は低い。実験No.６は、Ni−
Al2元合金であるため、NiとNi3Alの共存組織と
なり、逆位相境界を含有したLl2型非平衡金属間
化合物の存在がなく、強度も低く、延性をほとん
どない。実験No.５，11はAl及びC0の添加量が多
いため、結晶組織に第２相が現れ、靭性は低下し
た。 実施例８ （実験No.12） Ni74原子％、Al原子％、Mn8原子％からなる
合金を、アルゴン雰囲気中で溶融した後、アルゴ
ンガス圧4.5Kg／cm2で、孔径0.13mmφのルビー製
紡糸ノズルより350r.p.mで回転している内径500
mmφの円筒ドラム内に形成された温度４℃、深さ
2.5cmの回転冷却液体水中に噴出して急冷凝固さ
せ、平均直径0.110mmφの円形断面を有した均一
な連続細線を得た。 この時の紡糸ノズルと回転冷却液体面との距離
は１mmに保持し、紡糸ノズルより噴出された溶融
金属流とその回転冷却液面とのなす接触角は70゜
であつた。なお、溶融金属流の紡糸ノズルからの
噴出速度は、大気中に一定の時間噴出して集めら
れた金属重量から測定し、610m／分であつた。 得られた金属細線の破断強度は95Kg／mm2、伸び
12％で、180゜密着曲げが可能であつた。また、市
販のダイヤモンドダイスを用い、中間焼なましを
施すことなく、線径0.05mmφまで十分伸線が可能
で、しかも伸様加工後の破断強度が240Kg／mm2、
伸び2.5％と大幅に強度を向上させることができ
た。 この細線の組織をＸ線回折、光学顕微鏡及び透
過電子顕微鏡で観察すると、結晶粒径は２〜3μm
で、結晶粒内に逆位相境界を多く含むLl2型非平
衡金属間化合物であつた。 実施例９ （実験No.13） Ni60原子％、Al17原子％、Co18原子％、Si5
原子％からなる合金を、実施例８と同一の装置、
条件（回転液中紡糸法）で紡糸し、線径0.110mm
φの均一な円形断面を有する細線を得た。 次に、実施例８と同様に破断強度、伸びを測定
すると、それぞれ90Kg／mm2，10％であり、180゜の
密着曲げが可能な合金であつた。この細線は、断
面減少率（圧下率）で90％以上の線引きが可能で
あり、強断強度は260Kg／mm2まで向上した。 また、この細線の結晶組織を観察すると、実施
例８と同様に、結晶粒径が微細なうえ、さらに結
晶粒内にも超微細な逆位相境界を含有している
Ll2型非平衡金属間化合物であつた。 実施例10 （実験No.14） Ni78原子％、Al10原子％、Si12原子％からな
る合金を、実施例８と同一の装置、条件（回転液
中紡糸法）で紡糸し、線径0.110mmφの均一な円
形断面を有する細線を得た。 次に、実施例８と同様に破断強度、伸びを測定
すると、それぞれ90Kg／mm2，10％であり、180゜の
密着曲げが可能な合金であつた。この細線は、断
面減少率（圧下率）で90％以上の線引きが可能で
あり、強断強度は270Kg／mm2まで向上した。 また、この細線の結晶組織を観察すると、実施
例８と同様に、結晶粒径が微細なうえ、さらに結
晶粒内にも超微細な逆位相境界を含むLl2型非平
衡金属間化合物であつた。 実施例11〜16、比較例５〜10 Ni(70-X)Al20Fe10MX系合金における添加元素Ｍ
＝Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuの効果について
検討するため、実施例１と同一の装置及び条件に
よつて、厚さ約50μmのリボン材を作製し、破断
強度及び180゜密着曲げ性について検討した。その
結果を表−２にまとめて示す。
【表】
【表】
表−２より明らかなごとく、実施例２に比べ
て、Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuを２原子％添
加することにより、延性をそれほど低下させずに
破断強度を５〜15Kg／mm2程度向上することができ
た。 そして、実験No.16，18，20，22，24及び26の結
果から、Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuの添加量
が２原子％より多いと、液体急冷法を用いても延
性に優れた合金は得られず、また強度も増加しな
かつたことが明らかである。 （発明の効果） 本発明の合金は、先に述べたように、常温での
加工性に優れ、冷間圧延、冷間線引きが可能で、
特に細線状の合金は、通常のダイスを使用して、
断面減少率（圧下率）80％以上に連続して冷間線
引きすることができ、引張強度も飛躍的に向上さ
せることができる。 本発明の合金は、耐蝕性、耐疲労性、高温強さ
にも優れており、プラスチツク・コンクリート等
の複合材としての補強用あるいはフアインメツシ
ユフイルター等の種々の工業用材料としても有用
である。
て、Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuを２原子％添
加することにより、延性をそれほど低下させずに
破断強度を５〜15Kg／mm2程度向上することができ
た。 そして、実験No.16，18，20，22，24及び26の結
果から、Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuの添加量
が２原子％より多いと、液体急冷法を用いても延
性に優れた合金は得られず、また強度も増加しな
かつたことが明らかである。 （発明の効果） 本発明の合金は、先に述べたように、常温での
加工性に優れ、冷間圧延、冷間線引きが可能で、
特に細線状の合金は、通常のダイスを使用して、
断面減少率（圧下率）80％以上に連続して冷間線
引きすることができ、引張強度も飛躍的に向上さ
せることができる。 本発明の合金は、耐蝕性、耐疲労性、高温強さ
にも優れており、プラスチツク・コンクリート等
の複合材としての補強用あるいはフアインメツシ
ユフイルター等の種々の工業用材料としても有用
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Al8〜28原子％で、Fe，Co，Mn及びSiから
なる群より選ばれた１種又は２種以上の元素２〜
25原子％で、残部が実質的にNiよりなり、かつ
組織がLl2型非平衡金属間化合物である高強度及
び高延性Ni基合金。 ２ Al8〜28原子％で、Fe，Co，Mn及びSiから
なる群より選ばれた１種又は２種以上の元素２〜
25原子％で、Nb，Ta，Mo，Ｖ，Ti及びCuから
なる群より選ばれた１種又は２種以上の元素２原
子％以下で、残部が実質的にNiよりなり、かつ
組織がLl2型非平衡金属間化合物である高強度及
び高延性Ni基合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3622682A JPS58153750A (ja) | 1982-03-08 | 1982-03-08 | Ｎｉ基合金 |
| CA000422679A CA1222893A (en) | 1982-03-08 | 1983-03-02 | Nickel-based alloy |
| DE8383301155T DE3380525D1 (en) | 1982-03-08 | 1983-03-04 | Nickel-based alloy |
| EP83301155A EP0093487B1 (en) | 1982-03-08 | 1983-03-04 | Nickel-based alloy |
| US06/473,301 US4642145A (en) | 1982-03-08 | 1983-03-08 | Nickel alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3622682A JPS58153750A (ja) | 1982-03-08 | 1982-03-08 | Ｎｉ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58153750A JPS58153750A (ja) | 1983-09-12 |
| JPH0147540B2 true JPH0147540B2 (ja) | 1989-10-16 |
Family
ID=12463859
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3622682A Granted JPS58153750A (ja) | 1982-03-08 | 1982-03-08 | Ｎｉ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58153750A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5817222A (en) * | 1995-04-03 | 1998-10-06 | Santoku Metal Industry Co., Ltd. | Rare earth metal-nickel hydrogen storage alloy, process for producing the same, and anode for nickel-hydrogen rechargeable battery |
| US5840166A (en) * | 1995-07-10 | 1998-11-24 | Santoku Metal Industry Co. Ltd. | Rare earth metal-nickel hydrogen storage alloy, process for producing the same, and anode for nickel-hydrogen rechargeable battery |
| ATE208437T1 (de) * | 1995-08-31 | 2001-11-15 | Santoku Metal Ind | Wasserstoffabsorbierende seltene-erden metall/nickel basislegierung, herstellungsverfahren und negative elektrode für nickel-wasserstoff-sekundär-batterie |
| WO2017184778A1 (en) | 2016-04-20 | 2017-10-26 | Arconic Inc. | Fcc materials of aluminum, cobalt and nickel, and products made therefrom |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5669342A (en) * | 1979-11-12 | 1981-06-10 | Osamu Izumi | Ni3al alloy with superior oxidation resistance, sulfurization resistance and ductility |
-
1982
- 1982-03-08 JP JP3622682A patent/JPS58153750A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58153750A (ja) | 1983-09-12 |
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