JPH062061A - 常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物 - Google Patents
常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物Info
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- JPH062061A JPH062061A JP18036492A JP18036492A JPH062061A JP H062061 A JPH062061 A JP H062061A JP 18036492 A JP18036492 A JP 18036492A JP 18036492 A JP18036492 A JP 18036492A JP H062061 A JPH062061 A JP H062061A
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- Japan
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- intermetallic compound
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- precipitation
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Abstract
(57)【要約】
【構成】Ｂ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物に、Ｍｏが５ａ
ｔ％未満含有されている構成である。 【効果】Ｍｏを含有することにより、常温延性および曲
げ強度が共に優れているＢ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物
である。
ｔ％未満含有されている構成である。 【効果】Ｍｏを含有することにより、常温延性および曲
げ強度が共に優れているＢ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物
である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は常温延性に優れたＮｉＡ
ｌ系金属間化合物に関し、さらに詳しくは、ガスタービ
ン、ジェットエンジン、高温バルブ、高温ガス炉等の長
時間高温にさらされる構造材料として好適な常温延性に
優れたＮｉＡｌ系金属間化合物に関するものである。
ｌ系金属間化合物に関し、さらに詳しくは、ガスタービ
ン、ジェットエンジン、高温バルブ、高温ガス炉等の長
時間高温にさらされる構造材料として好適な常温延性に
優れたＮｉＡｌ系金属間化合物に関するものである。
【０００２】
【従来技術】従来より、ガスタービン、ジェットエンジ
ン、高温バルブ、高温ガス炉等の長時間高温にさらされ
る構造材料としては、Ｎｉ基超合金が使用されて来てい
る。
ン、高温バルブ、高温ガス炉等の長時間高温にさらされ
る構造材料としては、Ｎｉ基超合金が使用されて来てい
る。
【０００３】しかし、このＮｉ基超合金は含有元素の種
類が極めて多く、溶解および鋳造が難しくこの合金を製
造することは困難であると共に、７００℃以上の温度に
おける強度低下が著しく大きいという問題がある。
類が極めて多く、溶解および鋳造が難しくこの合金を製
造することは困難であると共に、７００℃以上の温度に
おける強度低下が著しく大きいという問題がある。
【０００４】そのため、このＮｉ基超合金の主要な強化
相であるＮｉ3Ａｌ系金属間化合物に関する研究が多数
行われており、特開昭５６−０６９３４２号公報、特開
昭６２−０９３３３２号公報に、常温延性および高温強
度を改善したＮｉ3Ａｌ系金属間化合物が記載されてい
る。しかし、この金属間化合物は比重が大きく、強度お
よび耐酸化性においてＮｉ基超合金以上の特性は得られ
ていない。
相であるＮｉ3Ａｌ系金属間化合物に関する研究が多数
行われており、特開昭５６−０６９３４２号公報、特開
昭６２−０９３３３２号公報に、常温延性および高温強
度を改善したＮｉ3Ａｌ系金属間化合物が記載されてい
る。しかし、この金属間化合物は比重が大きく、強度お
よび耐酸化性においてＮｉ基超合金以上の特性は得られ
ていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記に説明し
た従来におけるＮｉ基超合金の問題点に鑑み、本発明者
が鋭意研究を行い、検討を重ねた結果、含有元素の種類
が少なく、軽量、かつ、耐酸化性にも優れ、曲げ強度お
よび常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物を開発し
たのである。
た従来におけるＮｉ基超合金の問題点に鑑み、本発明者
が鋭意研究を行い、検討を重ねた結果、含有元素の種類
が少なく、軽量、かつ、耐酸化性にも優れ、曲げ強度お
よび常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物を開発し
たのである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る常温延性に
優れたＮｉＡｌ系金属間化合物の特徴とするところは、
Ｂ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物に、Ｍｏが５ａｔ％未
満含有されていることにある。
優れたＮｉＡｌ系金属間化合物の特徴とするところは、
Ｂ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物に、Ｍｏが５ａｔ％未
満含有されていることにある。
【０００７】本発明に係る常温延性に優れたＮｉＡｌ系
金属間化合物について、以下詳細に説明する。
金属間化合物について、以下詳細に説明する。
【０００８】本発明に係る常温延性に優れたＮｉＡｌ系
金属間化合物において、Ｂ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物
は、Ｋ、Ｖｅｄｕｌａ等が示しているように、化学量論
組成で延性を示す（“Ｈｉｇｈ− Ｔｅｍｐｅｒａｔｕ
ｒｅ Ｏｒｄｅｒｅｄ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ａ
ｌｌｏｙｓIII”，ｅｄ.ｂｙ Ｃ.Ｔ.Ｌｉｕ，Ａ.Ｉ.Ｔ
ａｕｂ，Ｎ.Ｓ.Ｓｔｏｌｏｆｆ ａｎｄ Ｃ.Ｃ.Ｋｏｃｈ
（ＭＲＳ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇ），ｐ２９９）、また、
非化学量論組成のＮｉ−４９ａｔ％Ａｌでも、結晶粒径
を微細にすれば延性を示すことが知られている（例え
ば、Ｅ.Ｍ.Ｓｃｈｕｌｓｏｎ ａｎ ｄ Ｄ.Ｒ.Ｂａｋｅ
ｒ：Ｓｃｒｉｐｔ Ｍｅｔａｌｌ ．，３５（１９８
７），６４３）。
金属間化合物において、Ｂ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物
は、Ｋ、Ｖｅｄｕｌａ等が示しているように、化学量論
組成で延性を示す（“Ｈｉｇｈ− Ｔｅｍｐｅｒａｔｕ
ｒｅ Ｏｒｄｅｒｅｄ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ａ
ｌｌｏｙｓIII”，ｅｄ.ｂｙ Ｃ.Ｔ.Ｌｉｕ，Ａ.Ｉ.Ｔ
ａｕｂ，Ｎ.Ｓ.Ｓｔｏｌｏｆｆ ａｎｄ Ｃ.Ｃ.Ｋｏｃｈ
（ＭＲＳ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇ），ｐ２９９）、また、
非化学量論組成のＮｉ−４９ａｔ％Ａｌでも、結晶粒径
を微細にすれば延性を示すことが知られている（例え
ば、Ｅ.Ｍ.Ｓｃｈｕｌｓｏｎ ａｎ ｄ Ｄ.Ｒ.Ｂａｋｅ
ｒ：Ｓｃｒｉｐｔ Ｍｅｔａｌｌ ．，３５（１９８
７），６４３）。
【０００９】このように、化学量論近傍の組成で。結晶
粒径を微細にすることができれば、ＮｉＡｌ系金属間化
合物に延性を保有させることができる。そして、この観
点から以下説明することが明らかとなった。
粒径を微細にすることができれば、ＮｉＡｌ系金属間化
合物に延性を保有させることができる。そして、この観
点から以下説明することが明らかとなった。
【００１０】１）加工熱処理に伴う結晶粒径微細化によ
る延性の改善 結晶粒径を微細化することは、一般の金属材料において
行われているような加工熱処理プロセスを採用すること
が有効である。しかしながら、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化
合物も他の金属間化合物同様に、熱間加工性が悪く加工
が非常に困難な材料であり、加工時に割れが発生し易
く、健全な素材が得られない。
る延性の改善 結晶粒径を微細化することは、一般の金属材料において
行われているような加工熱処理プロセスを採用すること
が有効である。しかしながら、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化
合物も他の金属間化合物同様に、熱間加工性が悪く加工
が非常に困難な材料であり、加工時に割れが発生し易
く、健全な素材が得られない。
【００１１】また、粒界破壊を起こし易い材料であるた
め、加工時に大きな割れが発生しなくても、内部に粒界
ボイド等の欠陥が発生する場合があり、そのため、加工
熱処理により結晶粒径を微細にするためには、加工法を
検討する必要がある。
め、加工時に大きな割れが発生しなくても、内部に粒界
ボイド等の欠陥が発生する場合があり、そのため、加工
熱処理により結晶粒径を微細にするためには、加工法を
検討する必要がある。
【００１２】２）第三元素を含有させることによる延性
の改善 １）において説明したように、加工熱処理による延性改
善は加工法の問題から困難であることがわかった。その
ため、第三元素を含有させることによって延性の改善を
図ることが必要である。この第三元素を含有させるのに
際して、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物の結晶粒内に第二
相を析出させ、界面を作ることができれば、結晶粒微細
化と同様の効果が得られ、延性を改善することができ
る。
の改善 １）において説明したように、加工熱処理による延性改
善は加工法の問題から困難であることがわかった。その
ため、第三元素を含有させることによって延性の改善を
図ることが必要である。この第三元素を含有させるのに
際して、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物の結晶粒内に第二
相を析出させ、界面を作ることができれば、結晶粒微細
化と同様の効果が得られ、延性を改善することができ
る。
【００１３】このことから、化学量論組成のＢ２型Ｎｉ
Ａｌ金属間化合物の延性を劣化させることなく、析出強
化を達成することができ、このために含有させる元素と
してＲｅを選択したのである。この場合、Ｂ２型ＮｉＡ
ｌ金属間化合物結晶粒内にＲｅがネットワーク状に析出
することにより、常温強度が１４ｋｇ／ｍｍ2から１ａ
ｔ％Ｒｅを含有させることにより３４ｋｇ／ｍｍ2にな
った。しかしながら、延性については、Ｂ２型ＮｉＡｌ
金属間化合物の有する延性を劣化させることはなかった
が、延性改善は得られなかった。
Ａｌ金属間化合物の延性を劣化させることなく、析出強
化を達成することができ、このために含有させる元素と
してＲｅを選択したのである。この場合、Ｂ２型ＮｉＡ
ｌ金属間化合物結晶粒内にＲｅがネットワーク状に析出
することにより、常温強度が１４ｋｇ／ｍｍ2から１ａ
ｔ％Ｒｅを含有させることにより３４ｋｇ／ｍｍ2にな
った。しかしながら、延性については、Ｂ２型ＮｉＡｌ
金属間化合物の有する延性を劣化させることはなかった
が、延性改善は得られなかった。
【００１４】従って、種々研究し、検討を行った結果、
Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物結晶粒内の析出相の結晶構
造がＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物と同じである体心立方
構造（ＢＣＣ）であり、格子定数もＢ２型ＮｉＡｌ金属
間化合物の近傍であれば（Ｂ２型ＮｉＡｌの格子定数：
２.８８７）、第二相が析出することによる格子歪等も
なく、延性面においてＲｅを含有させる場合より有利で
あることがわかった。このようなことから、結晶構造の
異なる元素やＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物と同じＢＣＣ
の体心立方構造で格子定数の異なる元素を含有させて、
その影響を調査した。
Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物結晶粒内の析出相の結晶構
造がＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物と同じである体心立方
構造（ＢＣＣ）であり、格子定数もＢ２型ＮｉＡｌ金属
間化合物の近傍であれば（Ｂ２型ＮｉＡｌの格子定数：
２.８８７）、第二相が析出することによる格子歪等も
なく、延性面においてＲｅを含有させる場合より有利で
あることがわかった。このようなことから、結晶構造の
異なる元素やＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物と同じＢＣＣ
の体心立方構造で格子定数の異なる元素を含有させて、
その影響を調査した。
【００１５】その結果、Ｍｏ（原子径：２.７２５３，
結晶構造：ＢＣＣ，格子定数：３.１４６９）を含有さ
せることによって化学量論組成のＢ２型ＮｉＡｌ金属間
化合物より延性が良好となる。そして、この良好な延性
を得るためには、Ｍｏの含有量を５ａｔ％未満とするの
がよい。
結晶構造：ＢＣＣ，格子定数：３.１４６９）を含有さ
せることによって化学量論組成のＢ２型ＮｉＡｌ金属間
化合物より延性が良好となる。そして、この良好な延性
を得るためには、Ｍｏの含有量を５ａｔ％未満とするの
がよい。
【００１６】Ｍｏ含有量が０.５ａｔ％未満ではＭｏの
析出が起こらず、第二相析出による微細化効果を得られ
ないが、しかし、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物の有する
延性を損なうことなく、Ｍｏ含有により固溶体硬化によ
り硬度が上昇する。従って、常温延性を改善するという
効果は得られないが、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物の有
する延性を損なわずに強度が上昇しているため、総合的
な常温特性が改善されているのである。
析出が起こらず、第二相析出による微細化効果を得られ
ないが、しかし、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物の有する
延性を損なうことなく、Ｍｏ含有により固溶体硬化によ
り硬度が上昇する。従って、常温延性を改善するという
効果は得られないが、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合物の有
する延性を損なわずに強度が上昇しているため、総合的
な常温特性が改善されているのである。
【００１７】Ｍｏ含有量が０.５〜１ａｔ％の場合に
は、Ｍｏの析出は起こっているが、析出量が充分ではな
いので、析出相により微細化効果は少なく、大幅な延性
の改善は行われていない。しかし、この場合にも強度が
上昇しているので、総合的な常温延性が改善されてい
る。
は、Ｍｏの析出は起こっているが、析出量が充分ではな
いので、析出相により微細化効果は少なく、大幅な延性
の改善は行われていない。しかし、この場合にも強度が
上昇しているので、総合的な常温延性が改善されてい
る。
【００１８】Ｍｏ含有量が１〜５ａｔ％の場合には、延
性の改善はＭｏがＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物結晶粒内
にネットワーク状に析出することにより界面が生成され
て、結晶粒微細化と同等の効果を発揮するものである。
この場合においても、強度は上昇している。
性の改善はＭｏがＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物結晶粒内
にネットワーク状に析出することにより界面が生成され
て、結晶粒微細化と同等の効果を発揮するものである。
この場合においても、強度は上昇している。
【００１９】また、Ｍｏ含有量が５ａｔ％を越えて含有
されると、Ｍｏの析出相がＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物
粒内全面にわたって生成してくると共に、Ｍｏが多く含
有されている晶出物が生成されるので、延性を示さなく
なる。従って、上記に説明したことから、Ｂ２型ＮｉＡ
ｌ金属間化合物のＭｏ含有量は５ａｔ％未満とする。
されると、Ｍｏの析出相がＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物
粒内全面にわたって生成してくると共に、Ｍｏが多く含
有されている晶出物が生成されるので、延性を示さなく
なる。従って、上記に説明したことから、Ｂ２型ＮｉＡ
ｌ金属間化合物のＭｏ含有量は５ａｔ％未満とする。
【００２０】しかして、５ａｔ％未満のＭｏが含有され
ているＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物は、鋳造のままでも
延性を示すが、鋳造後に熱処理を行うことによって、ミ
クロ組成の均質化と第二相（Ｍｏ）のネットワーク状の
析出をより確実にすることができ、Ｍｏ含有による延性
改善がさらに顕著になる。そのため、必要な熱処理条件
としては９００℃以上の温度において熱処理を行うので
ある。結果として、偏析がなく、析出相がネットワーク
状に発達することになるになる。
ているＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物は、鋳造のままでも
延性を示すが、鋳造後に熱処理を行うことによって、ミ
クロ組成の均質化と第二相（Ｍｏ）のネットワーク状の
析出をより確実にすることができ、Ｍｏ含有による延性
改善がさらに顕著になる。そのため、必要な熱処理条件
としては９００℃以上の温度において熱処理を行うので
ある。結果として、偏析がなく、析出相がネットワーク
状に発達することになるになる。
【００２１】
【実 施 例】本発明に係る常温延性に優れたＮｉＡｌ
径金属間化合物の実施例を比較例と共に説明する。
径金属間化合物の実施例を比較例と共に説明する。
【００２２】
【実 施 例】表１に説明するように各種の含有成分、成
分割合の１ｋｇ鋳塊を、非消耗式プラズマアーク溶解法
により作製した。この鋳塊から、３ｍｍ×４ｍｍ×４０
ｍｍの曲げ試験片を採取し、３点曲げ試験を行った。ク
ロスヘッド−荷重変位曲線より、塑性歪、曲げ強度を調
査した。表１にその結果を示す。なお、含有成分の結晶
構造、格子定数、原子半径を合わせて示してある。
分割合の１ｋｇ鋳塊を、非消耗式プラズマアーク溶解法
により作製した。この鋳塊から、３ｍｍ×４ｍｍ×４０
ｍｍの曲げ試験片を採取し、３点曲げ試験を行った。ク
ロスヘッド−荷重変位曲線より、塑性歪、曲げ強度を調
査した。表１にその結果を示す。なお、含有成分の結晶
構造、格子定数、原子半径を合わせて示してある。
【００２３】表１の試験結果について、以下説明する。
比較例Ｎｏ.７の原子比が１：１のＢ２型ＮｉＡｌ系金
属間化合物の場合、延性は示してはいるが、曲げ強度が
１５ｋｇ／ｍｍ2と低いことがわかる。本発明Ｎｏ.２の
Ｍｏ含有量０.５ａｔ％含有のＢ２型ＮｉＡｌ金属間化
合物は、Ｎｏ.７のＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物と比較
して、延性（歪）は殆ど変わらないが、曲げ強度は１９
ｋｇ／ｍｍ2と向上している。本発明Ｎｏ.３のＭｏ含有
量１ａｔ％、、Ｎｏ.４のＭｏ含有量３ａｔ％、Ｎｏ.５
のＭｏ含有量５ａｔ％の場合、延性（歪）および曲げ強
度は共に向上していることがわかる。Ｎｏ.７のＭｏ含
有量７ａｔ％の場合には、延性（歪）は０.２％と著し
く劣っていることがわかる。
比較例Ｎｏ.７の原子比が１：１のＢ２型ＮｉＡｌ系金
属間化合物の場合、延性は示してはいるが、曲げ強度が
１５ｋｇ／ｍｍ2と低いことがわかる。本発明Ｎｏ.２の
Ｍｏ含有量０.５ａｔ％含有のＢ２型ＮｉＡｌ金属間化
合物は、Ｎｏ.７のＢ２型ＮｉＡｌ金属間化合物と比較
して、延性（歪）は殆ど変わらないが、曲げ強度は１９
ｋｇ／ｍｍ2と向上している。本発明Ｎｏ.３のＭｏ含有
量１ａｔ％、、Ｎｏ.４のＭｏ含有量３ａｔ％、Ｎｏ.５
のＭｏ含有量５ａｔ％の場合、延性（歪）および曲げ強
度は共に向上していることがわかる。Ｎｏ.７のＭｏ含
有量７ａｔ％の場合には、延性（歪）は０.２％と著し
く劣っていることがわかる。
【００２４】次に、比較例Ｎｏ.８〜Ｎｏ.２１について
説明する。比較例Ｎｏ.８〜Ｎｏ.１１のＲｕ、Ｈｆを含
有させた場合、Ｒｕ、Ｈｆの析出は認められるが、結晶
構造が最密六方構造であり、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合
物の体心立方構造とは大きく異なっており、そのため、
これらＲｕ、Ｈｆの析出により格子歪や格子欠陥が導入
されて、変形を阻害しているのである。
説明する。比較例Ｎｏ.８〜Ｎｏ.１１のＲｕ、Ｈｆを含
有させた場合、Ｒｕ、Ｈｆの析出は認められるが、結晶
構造が最密六方構造であり、Ｂ２型ＮｉＡｌ金属間化合
物の体心立方構造とは大きく異なっており、そのため、
これらＲｕ、Ｈｆの析出により格子歪や格子欠陥が導入
されて、変形を阻害しているのである。
【００２５】比較例Ｎｏ.１２〜Ｎｏ.１５のＲｈ、Ｉｒ
を含有させた場合、含有量が５ａｔ％までの含有では析
出相は認められず、結晶構造は面心立方構造である。そ
のため、結晶粒径は粗大のままであり、析出相による疑
似結晶粒微細化効果が得られないのである。
を含有させた場合、含有量が５ａｔ％までの含有では析
出相は認められず、結晶構造は面心立方構造である。そ
のため、結晶粒径は粗大のままであり、析出相による疑
似結晶粒微細化効果が得られないのである。
【００２６】比較例Ｎｏ.１６〜Ｎｏ.１９のＴａ、Ｗを
含有させた場合、析出相は認められ、また、結晶構造は
Ｍｏと同様に体心立方構造である。しかし、Ｍｏを含有
させた時と異なり延性改善効果は認められなかった。特
に、Ｗについては、格子定数もＭｏと差がない３.１６
５３であるが、延性は認められなかった。これは、Ｗ自
体が変形能に乏しく常温延性のない材料であるため、Ｗ
の析出相が生成されても析出相が変形できず、結果とし
て、延性改善には至らなかったものである。また、Ｔａ
については、Ｔａ自身常温において変形能を有する材料
であるため、Ｗとは別の原因が考えられるが、明確な原
因は不明である。そして、この原因としては、ＴａとＢ
２型ＮｉＡｌ径金属間化合物の格子定数の差がＭｏとＢ
２型ＮｉＡｌ金属間化合物よりも大きいことが挙げられ
る。この格子定数に差があることから生じる格子歪等に
よる延性低下と、Ｔａの析出による疑似結晶粒微細化効
果との兼ね合いで、延性が０にはならないけれども、Ｂ
５型ＮｉＡｌ系金属間化合物と比較して延性が低下した
ものである。
含有させた場合、析出相は認められ、また、結晶構造は
Ｍｏと同様に体心立方構造である。しかし、Ｍｏを含有
させた時と異なり延性改善効果は認められなかった。特
に、Ｗについては、格子定数もＭｏと差がない３.１６
５３であるが、延性は認められなかった。これは、Ｗ自
体が変形能に乏しく常温延性のない材料であるため、Ｗ
の析出相が生成されても析出相が変形できず、結果とし
て、延性改善には至らなかったものである。また、Ｔａ
については、Ｔａ自身常温において変形能を有する材料
であるため、Ｗとは別の原因が考えられるが、明確な原
因は不明である。そして、この原因としては、ＴａとＢ
２型ＮｉＡｌ径金属間化合物の格子定数の差がＭｏとＢ
２型ＮｉＡｌ金属間化合物よりも大きいことが挙げられ
る。この格子定数に差があることから生じる格子歪等に
よる延性低下と、Ｔａの析出による疑似結晶粒微細化効
果との兼ね合いで、延性が０にはならないけれども、Ｂ
５型ＮｉＡｌ系金属間化合物と比較して延性が低下した
ものである。
【００２７】比較例Ｎｏ.２０およびＮｏ.２１はＶを含
有した場合であり、結晶構造はＭｏ含有の場合と同様に
体心立方構造であるが、延性（歪）は０である。
有した場合であり、結晶構造はＭｏ含有の場合と同様に
体心立方構造であるが、延性（歪）は０である。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る常温
延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物は上記の構成を有
するものであるから、常温延性および曲げ強度が共に優
れているＭｏ含有のＢ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物であ
る。
延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物は上記の構成を有
するものであるから、常温延性および曲げ強度が共に優
れているＭｏ含有のＢ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物であ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｂ２型ＮｉＡｌ系金属間化合物に、Ｍｏが
５ａｔ％未満含有されていることを特徴とする常温延性
に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18036492A JPH062061A (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18036492A JPH062061A (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH062061A true JPH062061A (ja) | 1994-01-11 |
Family
ID=16081958
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18036492A Withdrawn JPH062061A (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 常温延性に優れたＮｉＡｌ系金属間化合物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH062061A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5698006A (en) * | 1995-02-09 | 1997-12-16 | Japan Atomic Energy Research Institute | Nickel-aluminum intermetallic compounds containing dopant elements |
| US11408057B2 (en) | 2018-06-07 | 2022-08-09 | Manoir Pitres | Austenitic alloy with high aluminum content and associated design process |
-
1992
- 1992-06-15 JP JP18036492A patent/JPH062061A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5698006A (en) * | 1995-02-09 | 1997-12-16 | Japan Atomic Energy Research Institute | Nickel-aluminum intermetallic compounds containing dopant elements |
| US5765096A (en) * | 1995-02-09 | 1998-06-09 | Japan Atomic Energy Research Institute | Method for producing nickel-aluminum intermetallic compounds containing dopant elements |
| US11408057B2 (en) | 2018-06-07 | 2022-08-09 | Manoir Pitres | Austenitic alloy with high aluminum content and associated design process |
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