JPH0580538B2 - - Google Patents
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- JPH0580538B2 JPH0580538B2 JP58219672A JP21967283A JPH0580538B2 JP H0580538 B2 JPH0580538 B2 JP H0580538B2 JP 58219672 A JP58219672 A JP 58219672A JP 21967283 A JP21967283 A JP 21967283A JP H0580538 B2 JPH0580538 B2 JP H0580538B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
＜発明の背景＞
本発明は金属間化合物相に強度および延性を付
与するための方法に関するものである。
与するための方法に関するものである。
２種以上の金属元素から成る多くの系において
は、ある種の組成および温度条件下で一次固溶体
以外の相が現われることがあつて、このような相
は一般に中間相として知られている。多くの中間
相はギリシヤ文字または化学式（たとえば
Cu3Al、CuZnおよびMg2Pb）あるいはその両方
によつて示されるが、このようないわゆる化学量
論的中間相の多くは一定の温度および組成範囲内
において存在することが一般に認められている。
時には、Mg−Pb系中に見出されるMg2Pbの場合
のごとく、ほぼ完全な秩序を持つた真の化学量論
的化合物が生成されることもあるが、このような
化合物は正確には中間化合物と呼ばれる。更にま
た、かかる化合物の構成元素が金属と見なされる
場合には、その中間化合物を金属間化合物と呼ぶ
のが普通である。
は、ある種の組成および温度条件下で一次固溶体
以外の相が現われることがあつて、このような相
は一般に中間相として知られている。多くの中間
相はギリシヤ文字または化学式（たとえば
Cu3Al、CuZnおよびMg2Pb）あるいはその両方
によつて示されるが、このようないわゆる化学量
論的中間相の多くは一定の温度および組成範囲内
において存在することが一般に認められている。
時には、Mg−Pb系中に見出されるMg2Pbの場合
のごとく、ほぼ完全な秩序を持つた真の化学量論
的化合物が生成されることもあるが、このような
化合物は正確には中間化合物と呼ばれる。更にま
た、かかる化合物の構成元素が金属と見なされる
場合には、その中間化合物を金属間化合物と呼ぶ
のが普通である。
中間相はしばしばその系を構成する金属と全く
異なる性質を示し、また複合結晶構造を有する場
合が多い。一次固定溶体（または末端固溶体）に
対する中間相の性質の違い（たとえば硬度の増
大、延性の減少および導電率の低下）は、そのよ
うな複合結晶構造の対称性が低くかつ高原子密度
面が少ないことに関連している可能性がある。
異なる性質を示し、また複合結晶構造を有する場
合が多い。一次固定溶体（または末端固溶体）に
対する中間相の性質の違い（たとえば硬度の増
大、延性の減少および導電率の低下）は、そのよ
うな複合結晶構造の対称性が低くかつ高原子密度
面が少ないことに関連している可能性がある。
硬度、強度、安定性、および高温下での耐酸化
性や耐食性に関して望ましい性質を持つた何種類
かの金属間化合物も確認されてはいるが、それら
には延性が欠けるという特徴があり、そのことが
構造材料としての使用を著しく妨げてきた。
性や耐食性に関して望ましい性質を持つた何種類
かの金属間化合物も確認されてはいるが、それら
には延性が欠けるという特徴があり、そのことが
構造材料としての使用を著しく妨げてきた。
最近に至り、日本金属学会雑誌第43巻（1979
年）の358頁にアオキおよびイズミが記載してい
るごとく、金属間化合物相Ni3Alに微量［0.05お
よび0.1（重量）％］のホウ素を合金化すると、本
来ならば脆くて延性に欠ける金属間化合物相の延
性が増大することが判明した。なお、ホウ素を含
有するNi3Alの破断点における室温引張ひずみは
ホウ素を含有しないNi3Alの場合の約３％に比べ
て約35％にまで改善されたが室温耐力強度は約
210.9N／mm2（30ksi）に留まつた。
年）の358頁にアオキおよびイズミが記載してい
るごとく、金属間化合物相Ni3Alに微量［0.05お
よび0.1（重量）％］のホウ素を合金化すると、本
来ならば脆くて延性に欠ける金属間化合物相の延
性が増大することが判明した。なお、ホウ素を含
有するNi3Alの破断点における室温引張ひずみは
ホウ素を含有しないNi3Alの場合の約３％に比べ
て約35％にまで改善されたが室温耐力強度は約
210.9N／mm2（30ksi）に留まつた。
従つて、安定性および高温下での耐酸化性や耐
食性のごとき望ましい性質を維持または改善しな
がら金属間化合物相の強度および延性を共に増大
させるための簡単で直接的な方法が得られれば極
めて望ましいはずである。
食性のごとき望ましい性質を維持または改善しな
がら金属間化合物相の強度および延性を共に増大
させるための簡単で直接的な方法が得られれば極
めて望ましいはずである。
＜発明の概要＞
本発明の方法は、かかる方法によつて加工すべ
く選ばれた金属間化合物相のその他の望ましい性
質を維持または改善しながら、それの強度および
延性の両方を従来達成されなかつたレベルにまで
増大させるための簡単で直接的な方法である。本
発明の方法によれば、上記のごとき特異な組合せ
の性質が鋳放しの状態にある特定の金属間化合物
相において得られるのである。
く選ばれた金属間化合物相のその他の望ましい性
質を維持または改善しながら、それの強度および
延性の両方を従来達成されなかつたレベルにまで
増大させるための簡単で直接的な方法である。本
発明の方法によれば、上記のごとき特異な組合せ
の性質が鋳放しの状態にある特定の金属間化合物
相において得られるのである。
本発明の方法は、簡単かつ一般的に述べれば、
L12形の結晶構造を示す所定の金属間化合物相の
組成と実質的に合致した組成を有する溶融物を用
意し、次いでその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
状態または不規則状態のL12形結晶構造を示すよ
うな固体を生成させる両工程から成つている。上
記の溶融物は、第１成分、第２成分および付随不
純物の混合物に約0.01〜2.5（原子）％のホウ素を
添加したものから本質的に成り、しかも第１成分
がNi、Fe、Co、Cr、Mn、Mo、ＷおよびReか
ら成る群より選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、かつ第２成分がAl、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Si、
Mo、ＷおよびReから成る群より選ばれた少なく
とも１種の元素であるように選定される。上記の
溶融物はまた、第１成分および第２成分が溶融物
中においてそれぞれ約３：１の原子比で存在する
ように選定される。
L12形の結晶構造を示す所定の金属間化合物相の
組成と実質的に合致した組成を有する溶融物を用
意し、次いでその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
状態または不規則状態のL12形結晶構造を示すよ
うな固体を生成させる両工程から成つている。上
記の溶融物は、第１成分、第２成分および付随不
純物の混合物に約0.01〜2.5（原子）％のホウ素を
添加したものから本質的に成り、しかも第１成分
がNi、Fe、Co、Cr、Mn、Mo、ＷおよびReか
ら成る群より選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、かつ第２成分がAl、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Si、
Mo、ＷおよびReから成る群より選ばれた少なく
とも１種の元素であるように選定される。上記の
溶融物はまた、第１成分および第２成分が溶融物
中においてそれぞれ約３：１の原子比で存在する
ように選定される。
＜発明の詳細な記述＞
本発明の実施に当つては、先ず最初にL12形の
結晶構造を示す金属間化合物相が選定される。選
定基準は最終用途の環境に依存するが、それはま
た選定された材料に対して要求される性質（たと
えば強度、延性、硬度、耐食性および疲れ強さ）
をも決定する。
結晶構造を示す金属間化合物相が選定される。選
定基準は最終用途の環境に依存するが、それはま
た選定された材料に対して要求される性質（たと
えば強度、延性、硬度、耐食性および疲れ強さ）
をも決定する。
工業的に見て興味深い金属間化合物相を代表し
かつ特に望ましい性質を有するものとして、ニツ
ケル−アルミニウム二元合金中に見出されかつ
γ／γ′ニツケル気超合金中のγ′相として知られる
アルミニウム化ニツケル（Ni3／Al）がある。ア
ルミニウム化ニツケルは、高い硬度を有すると共
に、安定でありかつ高温下で耐酸化性および耐食
性を示すことから、構造材料として有望なものと
見なされている。Ni3Alの単結晶は特定の結晶方
位においては良好な延性を示すが、（工業的見地
からすれば特に重要な）多結晶質のものは延性が
小さく、そして結晶粒界に沿つて脆性破壊を生じ
る。
かつ特に望ましい性質を有するものとして、ニツ
ケル−アルミニウム二元合金中に見出されかつ
γ／γ′ニツケル気超合金中のγ′相として知られる
アルミニウム化ニツケル（Ni3／Al）がある。ア
ルミニウム化ニツケルは、高い硬度を有すると共
に、安定でありかつ高温下で耐酸化性および耐食
性を示すことから、構造材料として有望なものと
見なされている。Ni3Alの単結晶は特定の結晶方
位においては良好な延性を示すが、（工業的見地
からすれば特に重要な）多結晶質のものは延性が
小さく、そして結晶粒界に沿つて脆性破壊を生じ
る。
アルミニウム化ニツケルは75（原子）％のNi含
量下で3.589Åの格子定数a0を持つたCu3Al形［本
明細書中において使用されるシユトウルクトウー
ルベリヒト（Strukturbericht）命名法によれば
L12形］の面心立方（FCC）結晶構造を示し、そ
して約1385〜1395℃の温度範囲内で融解する。こ
のようなアルミニウム化ニツケルは、それぞれ
4.05Åおよび3.52Åの立法格子定数a0を持つたAl
形のFCC結晶構造を示しかつそれぞれ660℃およ
び1453℃の融点を有するアルミニウムおよびニツ
ケルから生成される。しばしばNi3Alと表わされ
るが、アルミニウム化ニツケルは金属間化合物相
であつて独立した化合物ではない。なぜなら、そ
れは温度に応じて一定の組成範囲内でのみ存在す
るからであつて、たとえば600℃では約72.5〜77
（重量）％［85.1〜87.8（原子）％］のNi含量範囲
内において存在する。
量下で3.589Åの格子定数a0を持つたCu3Al形［本
明細書中において使用されるシユトウルクトウー
ルベリヒト（Strukturbericht）命名法によれば
L12形］の面心立方（FCC）結晶構造を示し、そ
して約1385〜1395℃の温度範囲内で融解する。こ
のようなアルミニウム化ニツケルは、それぞれ
4.05Åおよび3.52Åの立法格子定数a0を持つたAl
形のFCC結晶構造を示しかつそれぞれ660℃およ
び1453℃の融点を有するアルミニウムおよびニツ
ケルから生成される。しばしばNi3Alと表わされ
るが、アルミニウム化ニツケルは金属間化合物相
であつて独立した化合物ではない。なぜなら、そ
れは温度に応じて一定の組成範囲内でのみ存在す
るからであつて、たとえば600℃では約72.5〜77
（重量）％［85.1〜87.8（原子）％］のNi含量範囲
内において存在する。
こうして選定された金属間化合物相は、その金
属間化合物相の組成と合致した組成を有する溶融
物の形で用意される。かかる溶融物は、金属間化
合物相の２種の成分を約３：１の原子比で含有す
る混合物に約0.01〜2.5（原子）％のホウ素を添加
したものから本質的に成つている。一般的に言え
ば上記の成分は２種の相異なる元素から成るが、
場合によつては、約３：１の原子比を維持しなが
ら金属間化合物相を構成する２種の元素の一方ま
たは両方を１種以上の元素で部分的に置換するこ
ともできる。詳しく言えば、第１成分はNi、Fe、
Co、Cr、Mn、Mo、ＷおよびReから成る群より
選ばれた少なくとも１種の元素であり、また第２
成分はAl、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Si、Mo、Ｗおよ
びReから成る群より選ばれた少なくとも１種の
元素である。溶融物は金属間化合物相の原子およ
びホウ素原子のみから成るのが理想的であるが、
時には１種以上の付随不純物の原子が溶融物中に
不可避的に混入しても差支えはないことが認めら
れている。
属間化合物相の組成と合致した組成を有する溶融
物の形で用意される。かかる溶融物は、金属間化
合物相の２種の成分を約３：１の原子比で含有す
る混合物に約0.01〜2.5（原子）％のホウ素を添加
したものから本質的に成つている。一般的に言え
ば上記の成分は２種の相異なる元素から成るが、
場合によつては、約３：１の原子比を維持しなが
ら金属間化合物相を構成する２種の元素の一方ま
たは両方を１種以上の元素で部分的に置換するこ
ともできる。詳しく言えば、第１成分はNi、Fe、
Co、Cr、Mn、Mo、ＷおよびReから成る群より
選ばれた少なくとも１種の元素であり、また第２
成分はAl、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Si、Mo、Ｗおよ
びReから成る群より選ばれた少なくとも１種の
元素である。溶融物は金属間化合物相の原子およ
びホウ素原子のみから成るのが理想的であるが、
時には１種以上の付随不純物の原子が溶融物中に
不可避的に混入しても差支えはないことが認めら
れている。
次に、かかる溶融物を少なくとも約103℃／秒
の速度で急速に冷却することにより、主相が規則
状態または不規則状態のL12形結晶構造を示すよ
うな固体が生成される。詳しく言えば、急速に凝
固させた固体は主として所定の金属間化合物相と
同じ結晶構造（すなわちL12形の結晶構造）を示
すのであるが、その他の相（たとえばホウ化物）
が存在することもあり得るのである。また、冷却
速度が大きいため、急速に凝固させた固体のL12
形結晶構造は不規則状態を成すこと、つまり規則
状態の固溶体に見られるごとく原子が結晶格子上
における特定の周期的位置を占めるのではなくて
結晶格子上のランダムな位置を占めることもあり
得るのである。
の速度で急速に冷却することにより、主相が規則
状態または不規則状態のL12形結晶構造を示すよ
うな固体が生成される。詳しく言えば、急速に凝
固させた固体は主として所定の金属間化合物相と
同じ結晶構造（すなわちL12形の結晶構造）を示
すのであるが、その他の相（たとえばホウ化物）
が存在することもあり得るのである。また、冷却
速度が大きいため、急速に凝固させた固体のL12
形結晶構造は不規則状態を成すこと、つまり規則
状態の固溶体に見られるごとく原子が結晶格子上
における特定の周期的位置を占めるのではなくて
結晶格子上のランダムな位置を占めることもあり
得るのである。
所要の大きい冷却速度を達成するためには、た
とえばスプラツト冷却法のごとき幾つかの方法が
ある。所要の冷却速度を達成するために好適な実
験室的方法としてはチルブロツク溶融紡糸法が挙
げられる。
とえばスプラツト冷却法のごとき幾つかの方法が
ある。所要の冷却速度を達成するために好適な実
験室的方法としてはチルブロツク溶融紡糸法が挙
げられる。
チルブロツク溶融紡糸法について簡単に述べれ
ば、通例は不活性ガスの圧力下でるつぼ内の溶融
金属をノズルから押出すことにより、独立した液
状金属流またはノズルに接触した液状金属柱が形
成される。かかる液状金属が銅のごとき材料から
作られたチルブロツク（すなわち冷却基体）の急
速運動表面に衝突またはその他の方法によつて接
触させられる。なお、融解すべき材料は所要元素
の個別の固体をるつぼ内に装入してからるつぼの
周囲に配置された誘導コイルのごとき手段によつ
て融解してもよいし、あるいは予め調製した「親
合金」を粉砕してからその粒子をるつぼ内に装入
してもよい。低温のチルブロツクに接触すると、
溶融金属は約103〜107℃／秒の速度で急速に冷却
され、そして厚さよりも相当大きい幅を持つた連
続的な薄いリボンを成して凝固する。なお、チル
ブロツク溶融紡糸法の一層詳細な説明はたとえば
米国特許第2825108、4221257および4282921号明
細書中に見出すことができる。
ば、通例は不活性ガスの圧力下でるつぼ内の溶融
金属をノズルから押出すことにより、独立した液
状金属流またはノズルに接触した液状金属柱が形
成される。かかる液状金属が銅のごとき材料から
作られたチルブロツク（すなわち冷却基体）の急
速運動表面に衝突またはその他の方法によつて接
触させられる。なお、融解すべき材料は所要元素
の個別の固体をるつぼ内に装入してからるつぼの
周囲に配置された誘導コイルのごとき手段によつ
て融解してもよいし、あるいは予め調製した「親
合金」を粉砕してからその粒子をるつぼ内に装入
してもよい。低温のチルブロツクに接触すると、
溶融金属は約103〜107℃／秒の速度で急速に冷却
され、そして厚さよりも相当大きい幅を持つた連
続的な薄いリボンを成して凝固する。なお、チル
ブロツク溶融紡糸法の一層詳細な説明はたとえば
米国特許第2825108、4221257および4282921号明
細書中に見出すことができる。
本発明の新規な方法を更に説明しかつそれの数
多い利点を実証するため、以下に実施例を示す。
これらの実施例は本発明を例示するためのもので
あつて、それを制限するものではない。
多い利点を実証するため、以下に実施例を示す。
これらの実施例は本発明を例示するためのもので
あつて、それを制限するものではない。
［比較例］
約３原子部のニツケルおよび１原子部のアルミ
ニウムから成る組成の鋳塊（鋳塊X082382−１）
を製造して粉砕した後、約60ｇの粒子をチルブロ
ツク溶融紡糸装置のアルミナ製るつぼ内に挿入し
た。るつぼの終端は平底の出口部分を成してい
て、そこには0.25インチ（6.35mm）×25ミル
（0.635mm）の溝穴が設けられている。他方、チル
ブロツク直径10インチ（25.4cm）の側面および厚
さ1.5インチ（3.8cm）のリム面を有するＨ−12工
具鋼製の車輪から成つていた。側面の中心を通り
かつ側面に対して垂直な水平軸の回りに車輪を回
転させた場合、車輪のリム面が注型面（または冷
却面）として使用し得るように車輪を配置した。
るつぼを直立状態に配置し、そして注型面から約
1.2〜1.6ミル（30〜40μ）以内に近付けた。その
際には、溝穴の0.25インチ（6.35mm）の長さ方向
が車輪の回転方向に対して垂直になるようにし
た。
ニウムから成る組成の鋳塊（鋳塊X082382−１）
を製造して粉砕した後、約60ｇの粒子をチルブロ
ツク溶融紡糸装置のアルミナ製るつぼ内に挿入し
た。るつぼの終端は平底の出口部分を成してい
て、そこには0.25インチ（6.35mm）×25ミル
（0.635mm）の溝穴が設けられている。他方、チル
ブロツク直径10インチ（25.4cm）の側面および厚
さ1.5インチ（3.8cm）のリム面を有するＨ−12工
具鋼製の車輪から成つていた。側面の中心を通り
かつ側面に対して垂直な水平軸の回りに車輪を回
転させた場合、車輪のリム面が注型面（または冷
却面）として使用し得るように車輪を配置した。
るつぼを直立状態に配置し、そして注型面から約
1.2〜1.6ミル（30〜40μ）以内に近付けた。その
際には、溝穴の0.25インチ（6.35mm）の長さ方向
が車輪の回転方向に対して垂直になるようにし
た。
車輪を1200rpmの速度で回転させながら、溶融
物を約1350〜1450℃に加熱し、そして約1.5psi
（0.11Kg／cm2）のアルゴン圧力下で押出した。溶
融物は矩形断面の流れを成して、回転する注型面
に接触し、それによつて厚さ約40〜70μかつ幅約
0.25インチ（6.35mm）の長いリボンを形成した。
物を約1350〜1450℃に加熱し、そして約1.5psi
（0.11Kg／cm2）のアルゴン圧力下で押出した。溶
融物は矩形断面の流れを成して、回転する注型面
に接触し、それによつて厚さ約40〜70μかつ幅約
0.25インチ（6.35mm）の長いリボンを形成した。
［実施例］
公称Ni3Al組成の親鋳塊に0.25、0.50、1.0およ
び2.0（原子）％のホウ素を添加して得られた鋳塊
（鋳塊X081982−１、X081782−２、X081482−１
およびX082582−１）並びに1.0（原子）％のホウ
素を添加した別の鋳塊（鋳塊X101182−１）を使
用しながら、同じ装置において比較例の操作を５
回繰返した。
び2.0（原子）％のホウ素を添加して得られた鋳塊
（鋳塊X081982−１、X081782−２、X081482−１
およびX082582−１）並びに1.0（原子）％のホウ
素を添加した別の鋳塊（鋳塊X101182−１）を使
用しながら、同じ装置において比較例の操作を５
回繰返した。
完成後のリボンに関し、いかなる処理も施すこ
となしに引張試験を行つた。第１図中には、こう
して得られた0.2％オフセツト降伏強さ（0.2％流
れ応力）および降伏後破断点ひずみ（すなわち前
塑性ひずみ）εPがホウ素の原子パーセントに対し
てプロツトされている。ところで、薄いリボンは
表面欠陥によつて誘発される早期破損を特に起こ
し易いから、第１図中に報告された全塑性ひずみ
は最低の材料特性と見なすべきである。すなわ
ち、表面欠陥の及ぼす影響が遥かに少ない塊状材
料の場合、全塑性ひずみ（延性）は遥かに大きい
と予測されるのである。実際、比較例および実施
例のリボンについて行つたわけではないが、リボ
ン状試験片の主面、端面またはそれら両方を機械
的に研摩して表面および表面近傍の欠陥や凹凸を
除去すれば、見掛けの延性を増大させることがで
きるのが普通である。第２図は、本発明の方法に
よつて加工されたホウ素添加アルミニウム化ニツ
ケルに180°逆曲げ試験を施した際に見られる延性
の改善を定性的に示している。この場合の試験で
は、マンドレルやガイドを使用せずにリボンを鋭
く折曲げた。
となしに引張試験を行つた。第１図中には、こう
して得られた0.2％オフセツト降伏強さ（0.2％流
れ応力）および降伏後破断点ひずみ（すなわち前
塑性ひずみ）εPがホウ素の原子パーセントに対し
てプロツトされている。ところで、薄いリボンは
表面欠陥によつて誘発される早期破損を特に起こ
し易いから、第１図中に報告された全塑性ひずみ
は最低の材料特性と見なすべきである。すなわ
ち、表面欠陥の及ぼす影響が遥かに少ない塊状材
料の場合、全塑性ひずみ（延性）は遥かに大きい
と予測されるのである。実際、比較例および実施
例のリボンについて行つたわけではないが、リボ
ン状試験片の主面、端面またはそれら両方を機械
的に研摩して表面および表面近傍の欠陥や凹凸を
除去すれば、見掛けの延性を増大させることがで
きるのが普通である。第２図は、本発明の方法に
よつて加工されたホウ素添加アルミニウム化ニツ
ケルに180°逆曲げ試験を施した際に見られる延性
の改善を定性的に示している。この場合の試験で
は、マンドレルやガイドを使用せずにリボンを鋭
く折曲げた。
第３図は、約1.0（原子）％のホウ素を含む実施
例のリボンの強度および延性特性を温度に対して
プロツトしたグラフである。第３図中にはまた、
本発明の方法ではなく従来の方法によつて加工さ
れたγ′相（Ni3Al）並びに０、20および80％の
γ′相を含むγ／γ′Ni−Cr−Al合金（γ相はニツ
ケルに富む面心立法晶系の個溶体である）に関す
る強度特性も示されている。これらのデータはシ
ムズおよびハーゲル（Sims＆Hagel）編「ザ・
スーパーアロイズ（The Super alloys）」（ジヨ
ン・ワイリー・アンド・サンズ社、1972年）の第
３章から引用したものである。
例のリボンの強度および延性特性を温度に対して
プロツトしたグラフである。第３図中にはまた、
本発明の方法ではなく従来の方法によつて加工さ
れたγ′相（Ni3Al）並びに０、20および80％の
γ′相を含むγ／γ′Ni−Cr−Al合金（γ相はニツ
ケルに富む面心立法晶系の個溶体である）に関す
る強度特性も示されている。これらのデータはシ
ムズおよびハーゲル（Sims＆Hagel）編「ザ・
スーパーアロイズ（The Super alloys）」（ジヨ
ン・ワイリー・アンド・サンズ社、1972年）の第
３章から引用したものである。
本発明の好適な実施の態様に関連する上記の説
明を読めば、もつぱら前記特許請求の範囲によつ
て規定される本発明の範囲から逸脱することなし
に様々な変形や変更が可能であることが冶金業界
の当業者によつて自ら明らかとなるはずである。
明を読めば、もつぱら前記特許請求の範囲によつ
て規定される本発明の範囲から逸脱することなし
に様々な変形や変更が可能であることが冶金業界
の当業者によつて自ら明らかとなるはずである。
第１図は、０、0.25、0.5、1.0および2.0（原子）
％のホウ素が添加されかつ少なくとも約103℃／
秒の速度で冷却されたアルミニウム化ニツケル
（Ni3Al）金属間化合物相の0.2％オフセツト降伏
強さおよび降伏後破断点ひずみをホウ素の原子パ
ーセントに対してプロツトしたグラフである。 第２図は、０、0.5、1.0および2.0（原子）％の
ホウ素が添加されかつ少なくとも約103℃／秒の
速度で冷却されたアルミニウム化ニツケ金属間化
合物相のリボンに180°曲げ試験を施した後に撮影
したリボンの写真である。第３図は、1.0（原子）
％のホウ素を添加しながら本発明の方法によつて
加工したアルミニウム化ニツケル金属間化合物相
の0.2％オフセツト降伏強さを温度に対してプロ
ツトしたグラフである。また、上記のアルミニウ
ム化ニツケル金属間化合物相に関する降伏後の全
塑性ひずみ並びにγ′相（Ni3Al）と０、20および
80％のγ′相を含むγ／γ′Ni−Cr−Al合金（γ相
はニツケルに富む面心立方晶系の固溶体である）
とに関する降伏強さの文献値も図中に示されてい
る。
％のホウ素が添加されかつ少なくとも約103℃／
秒の速度で冷却されたアルミニウム化ニツケル
（Ni3Al）金属間化合物相の0.2％オフセツト降伏
強さおよび降伏後破断点ひずみをホウ素の原子パ
ーセントに対してプロツトしたグラフである。 第２図は、０、0.5、1.0および2.0（原子）％の
ホウ素が添加されかつ少なくとも約103℃／秒の
速度で冷却されたアルミニウム化ニツケ金属間化
合物相のリボンに180°曲げ試験を施した後に撮影
したリボンの写真である。第３図は、1.0（原子）
％のホウ素を添加しながら本発明の方法によつて
加工したアルミニウム化ニツケル金属間化合物相
の0.2％オフセツト降伏強さを温度に対してプロ
ツトしたグラフである。また、上記のアルミニウ
ム化ニツケル金属間化合物相に関する降伏後の全
塑性ひずみ並びにγ′相（Ni3Al）と０、20および
80％のγ′相を含むγ／γ′Ni−Cr−Al合金（γ相
はニツケルに富む面心立方晶系の固溶体である）
とに関する降伏強さの文献値も図中に示されてい
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ (a)L12形の結晶構造を示す所定の金属間化合
物相の組成と実質的に合致した組成を有しかつ第
１成分、第２成分および付随不純物からなり0.01
〜2.5（原子）％のホウ素で変成されている溶融物
であつて、前記第１成分がNi、Fe、Co、Cr、
Mn、Mo、ＷおよびReから成る群より選ばれた
少なくとも１種の元素であり、前記第２成分が
Al、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Si、Mo、ＷおよびReか
ら成る群より選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、かつ前記第１成分および前記第２成分は互い
に異なりそれぞれ３：１の原子比で存在するよう
な溶融物を用意し、そして(b)前記溶融物の液状金
属を少なくとも103℃／秒の冷却速度で冷却する
ことにより、主相が規則状態または不規則状態の
L12形結晶構造を示すような固体を生成させる両
工程から成ることを特徴とする、金属間化合物相
において強度の向上および延性の改善を同時に達
成する方法。 ２ 前記第１成分がニツケルとFe、Co、Cr、
Mn、Mo、ＷおよびReから成る群より選ばれた
少なくとも１種の元素であり、前記第２成分がア
ルミニウムとTi、Nb、Ta、Ｖ、Si、Mo、Ｗお
よびReから成る群より選ばれた少なくとも１種
の元素である特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ 前記第１成分がニツケルであり、前記第２成
分がアルミニウムである特許請求の範囲第１項記
載の方法。 ４ 冷却前に、不活性ガスの圧力下で前記溶融物
の液状金属をノズルから押出して冷却基体の急速
運動表面に接触させ、そして前記冷却基体の前記
運動表面上において前記液状金属を103〜107℃／
秒の冷却速度で冷却することにより薄いリボン状
の固体を生成させる特許請求の範囲第３項記載の
方法。 ５ 前記溶融物の前記液状金属を不活性ガスの圧
力下でノズルから押出し冷却基体の急速運動表面
に接触させて少なくとも103℃／秒の速度で冷却
することによつて前記冷却工程が実施される特許
請求の範囲第１項−第３項のいずれか１項に記載
の方法。 ６ 前記ホウ素が0.25〜1.75（原子）％の割合で
添加されている特許請求の範囲第１項−第４項の
いずれか１項に記載の方法。 ７ 前記ホウ素が0.5〜1.5（原子）％の割合で添
加されている特許請求の範囲第１項−第４項のい
ずれか１項に記載の方法。 ８ 前記ホウ素が1.0（原子）％の割合で添加され
ている特許請求の範囲第１項−第４項のいずれか
１項に記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US444932 | 1982-11-29 | ||
| US06/444,932 US4478791A (en) | 1982-11-29 | 1982-11-29 | Method for imparting strength and ductility to intermetallic phases |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59107041A JPS59107041A (ja) | 1984-06-21 |
| JPH0580538B2 true JPH0580538B2 (ja) | 1993-11-09 |
Family
ID=23766952
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58219672A Granted JPS59107041A (ja) | 1982-11-29 | 1983-11-24 | 金属間化合物相に強度および延性を付与する方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4478791A (ja) |
| EP (1) | EP0110268B1 (ja) |
| JP (1) | JPS59107041A (ja) |
| DE (1) | DE3379229D1 (ja) |
Families Citing this family (38)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4711761A (en) * | 1983-08-03 | 1987-12-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Ductile aluminide alloys for high temperature applications |
| US4642139A (en) * | 1984-09-04 | 1987-02-10 | General Electric Company | Rapidly solidified nickel aluminide of improved stoichiometry and ductilization and method |
| US4606888A (en) * | 1984-09-04 | 1986-08-19 | General Electric Company | Inhibition of grain growth in Ni3 Al base alloys |
| IL75695A (en) * | 1984-09-04 | 1988-09-30 | Gen Electric | Tri-nickel aluminide alloy |
| IL75694A (en) * | 1984-09-04 | 1988-09-30 | Gen Electric | Boron doped nickel aluminide alloy |
| US4743315A (en) * | 1984-09-04 | 1988-05-10 | General Electric Company | Ni3 Al alloy of improved ductility based on iron substituent |
| US4668311A (en) * | 1984-09-04 | 1987-05-26 | General Electric Company | Rapidly solidified nickel aluminide alloy |
| US4710247A (en) * | 1984-09-04 | 1987-12-01 | General Electric Company | Rapidly solidified tri-nickel aluminide base alloy |
| US4915902A (en) * | 1984-10-19 | 1990-04-10 | Martin Marietta Corporation | Complex ceramic whisker formation in metal-ceramic composites |
| US5015534A (en) * | 1984-10-19 | 1991-05-14 | Martin Marietta Corporation | Rapidly solidified intermetallic-second phase composites |
| US4774052A (en) * | 1984-10-19 | 1988-09-27 | Martin Marietta Corporation | Composites having an intermetallic containing matrix |
| US4836982A (en) * | 1984-10-19 | 1989-06-06 | Martin Marietta Corporation | Rapid solidification of metal-second phase composites |
| US4731221A (en) * | 1985-05-06 | 1988-03-15 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Nickel aluminides and nickel-iron aluminides for use in oxidizing environments |
| US4613480A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-23 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide composition processing to increase strength |
| US4725322A (en) * | 1985-10-03 | 1988-02-16 | General Electric Company | Carbon containing boron doped tri-nickel aluminide |
| US4613368A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-23 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide compositions alloyed to overcome hot-short phenomena |
| US4676829A (en) * | 1985-10-03 | 1987-06-30 | General Electric Company | Cold worked tri-nickel aluminide alloy compositions |
| US4609528A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-02 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide compositions ductile at hot-short temperatures |
| US4764226A (en) * | 1985-10-03 | 1988-08-16 | General Electric Company | Ni3 A1 alloy of improved ductility based on iron and niobium substituent |
| US4650519A (en) * | 1985-10-03 | 1987-03-17 | General Electric Company | Nickel aluminide compositions |
| US4661156A (en) * | 1985-10-03 | 1987-04-28 | General Electric Company | Nickel aluminide base compositions consolidated from powder |
| GB2194549B (en) * | 1986-09-01 | 1990-11-21 | Us Energy | High temperature fabricable nickel-iron aluminides |
| US4919718A (en) * | 1988-01-22 | 1990-04-24 | The Dow Chemical Company | Ductile Ni3 Al alloys as bonding agents for ceramic materials |
| US5015290A (en) * | 1988-01-22 | 1991-05-14 | The Dow Chemical Company | Ductile Ni3 Al alloys as bonding agents for ceramic materials in cutting tools |
| CH678633A5 (ja) * | 1989-07-26 | 1991-10-15 | Asea Brown Boveri | |
| JP2555750B2 (ja) * | 1990-01-30 | 1996-11-20 | トヨタ自動車株式会社 | 高靭性ＦｅＡｌ金属間化合物材料 |
| US5116691A (en) * | 1991-03-04 | 1992-05-26 | General Electric Company | Ductility microalloyed NiAl intermetallic compounds |
| US5215831A (en) * | 1991-03-04 | 1993-06-01 | General Electric Company | Ductility ni-al intermetallic compounds microalloyed with iron |
| US5116438A (en) * | 1991-03-04 | 1992-05-26 | General Electric Company | Ductility NiAl intermetallic compounds microalloyed with gallium |
| DE19926669A1 (de) | 1999-06-08 | 2000-12-14 | Abb Alstom Power Ch Ag | NiAl-beta-Phase enthaltende Beschichtung |
| JP5127144B2 (ja) * | 2005-03-25 | 2013-01-23 | 公立大学法人大阪府立大学 | ２重複相組織からなるＶおよびＴｉを含有するＮｉ３Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材 |
| WO2006125177A2 (en) * | 2005-05-19 | 2006-11-23 | Massachusetts Institute Of Technology | Electrode and catalytic materials |
| GB2447222B (en) * | 2006-01-30 | 2011-04-13 | Univ Osaka Prefect Public Corp | Ni3Al-based intermetallic compound with dual multi-phase microstructure, production method thereof, and heat-resistant structural material |
| EP2078763A4 (en) * | 2006-09-26 | 2014-09-03 | Ihi Corp | MIXED SUPERALLY BASED ON NO EXTENDING EXCELLENT OXIDATION RESISTANCE, MANUFACTURING METHOD THEREFOR, AND HEAT-RESISTANT STATE-OF-THE-ART MATERIAL |
| JP5327664B2 (ja) * | 2008-07-29 | 2013-10-30 | 公立大学法人大阪府立大学 | ニッケル系金属間化合物、当該金属間化合物圧延箔および当該金属間化合物圧延板または箔の製造方法 |
| CH699930A1 (de) | 2008-11-26 | 2010-05-31 | Alstom Technology Ltd | Hochtemperatur- und oxidationsbeständiges Material. |
| CN105817842A (zh) * | 2016-01-13 | 2016-08-03 | 广东工业大学 | 一种梯度多层结构金刚石工具及其制备方法 |
| CN105773447A (zh) * | 2016-05-24 | 2016-07-20 | 广东工业大学 | 一种新型干式加工磨具及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS563651A (en) * | 1979-06-20 | 1981-01-14 | Takeshi Masumoto | High toughness intermetallic compound material and its manufacture |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US28681A (en) * | 1860-06-12 | Geotding-mill | ||
| GB1381859A (en) * | 1971-05-26 | 1975-01-29 | Nat Res Dev | Trinickel aluminide base alloys |
| US4082581A (en) * | 1973-08-09 | 1978-04-04 | Chrysler Corporation | Nickel-base superalloy |
| US4221257A (en) * | 1978-10-10 | 1980-09-09 | Allied Chemical Corporation | Continuous casting method for metallic amorphous strips |
| GB2037322B (en) * | 1978-10-24 | 1983-09-01 | Izumi O | Super heat reistant alloys having high ductility at room temperature and high strength at high temperatures |
| US4292076A (en) * | 1979-04-27 | 1981-09-29 | General Electric Company | Transverse ductile fiber reinforced eutectic nickel-base superalloys |
| US4282921A (en) * | 1979-09-17 | 1981-08-11 | General Electric Company | Method for melt puddle control and quench rate improvement in melt-spinning of metallic ribbons |
| US4359352A (en) * | 1979-11-19 | 1982-11-16 | Marko Materials, Inc. | Nickel base superalloys which contain boron and have been processed by a rapid solidification process |
-
1982
- 1982-11-29 US US06/444,932 patent/US4478791A/en not_active Expired - Fee Related
-
1983
- 1983-11-19 EP EP83111578A patent/EP0110268B1/en not_active Expired
- 1983-11-19 DE DE8383111578T patent/DE3379229D1/de not_active Expired
- 1983-11-24 JP JP58219672A patent/JPS59107041A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS563651A (en) * | 1979-06-20 | 1981-01-14 | Takeshi Masumoto | High toughness intermetallic compound material and its manufacture |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59107041A (ja) | 1984-06-21 |
| DE3379229D1 (en) | 1989-03-30 |
| EP0110268B1 (en) | 1989-02-22 |
| EP0110268A3 (en) | 1985-11-06 |
| US4478791A (en) | 1984-10-23 |
| EP0110268A2 (en) | 1984-06-13 |
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