JPS58153750A - Ｎｉ基合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は９強度ｔこ優れ、高延性を有するＮ１基合金番
こ関するものである。

従来、Ｎｉ試金合金特番こ１，１□型金金属化合物を有
する＋Ｎｉ基合金はμく知られている。たとえば従来Ｕ
）Ｎｉ　−Ａｌ　２元合金は、平衡状態図によれば、室
温において、Ａ（？が約２５〜２８原子％の範囲でＮｉ
、　Ａｇであり、約８〜２３原子％の範囲ではＮｉ、　
Ａ［とＮ１の共存で、ポＸ＋　８原ｆ％以下ではＡＥを
固溶したＮ１固溶体である。このＬ　１２型金属間化合
物を有するＮ１基合金の中でも、　　Ｎｉ、ｓ　Ｇｅ　
、　　Ｎｉｘ　８ｉ　、　　Ｎｌ＋　Ａｊ等の化合物を
有するものは、　　’Ｉ’ｒａｎｓ、、ＩＴＭ、２ＬＪ
（１９７９）６３４　　、　　　’Ｌ”ｒａｎｓ　、　
　　、１１Ｍ、２１．　　（１９８０）、２７３１こｆ
ｄ　載　さ　れている如く、常温での強さよりも高温て
の強さが高くなるという特長を有し、高温での有用性が
ｔ＋目されている１、シかし、従来、　　１１．ｈ型金
属間化合物を有するＮ１基２合金は融点近傍まで結晶構
造が規則化しＣいるため、常温では脆＜、−股の１例え
は圧延或は伸線などの金属加工法で加工することは不り
１能であった。

このため、椿造法１１Ｊ外では成型できないｌ、１．＾
ν金属間化合物を有するＮｉ　１人合金番こ常温での延
性を付与、する研究が盛んに行なわれているが９日本金
属学会誌、　　４３（１９７−））、　３５８．１１９
０．に記載されている如（、Ｌｌ、型金属間化合物Ｎｉ
ｔ　ｉ　ｌこＢを添加し′Ｃ常温での延性を改善した報
告があるだけである１、この方法によると、脆かったｆ
、１倉型金属間化合物ＮｉｍＡｇが１３の添加により、
高延性を有し、破断強度および伸びも改良される。しか
し、この機械的特性はさほど模れているとはぎオす、実
用性１こ乏しいものであった。

そこで杢二発明者らは、これらの点ｔ：　ｇみ、　　Ｌ
ｉｔ型金型金化間化合物するＮｉ基合金に延性と強度を
同時に付加するため鋭意研究した結果、従来の２元系Ｎ
ｉ−１合金を溶融状態からの急冷法を用いて検討すると
、　　ＡＩが８原子％以下の組成ｔこおいては、　　Ｎ
ｉｍ１は得られず、Ｎｉ　　中にｉが固溶した面心立方
相で１強度は低（、ｉが８〜２３　原子％の組成のＮｉ
−１合金はＮｉｍ１とＮ１の共存組成であり、延性を有
するが、その強度は５０Ｌｇ／ｍ１ｎｘ以Ｆｔこすぎす
、ｌが２５原子％以上の組成においてはＬｌｌ　ｉ＋ｖ
金属間化合物Ｎｉ１Ａｅが形成されるが、もろく、火用
ｔこ供し得る材料とはならないので、さらに該！　、１
！　４ｄＴ究した結果、特定の組成からなるＮ１基合金
の浴場を急冷固化すると、高張Ｊβ゛、高延性を有する
新しい１．＋１．４”！非モ衛金属間化合物からなるＮ
１基合金がイ得られることを見い出し１本発明を完成し
　／こ　、１ すなわら１本発明は、　　Ａ［８〜２８−子％で、ト１
　ｅ。

Ｃｏ、　Ｍｎ　＆び８１からなる群より選ばれた１柿又
は２１・■以りの元素２〜２５原子％で、残部が実質的
にＮ１よりなり５月つ■、１２型非平型金平衡金属間化
合物高強度および品延性Ｎ１基合金である。

本発明の合金は１例えば約１ＤＩＩＩＩＩ　以下の餓細
結晶粒径からなり、その金側結晶粒内には、約７（］界
（ＡＰＲ）を多３１　ｔこ結晶粒内に含んでいるために
。

従来のＬｌｌ型金属間化合物番３比して５強度および延
性を大巾に向上させることができ、史に結晶粒径も１０
７７１１１　以下と緻細であり、この結晶粒がｆａｋ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がが８〜
２８原子％であることが必要であり、　Ａｌが８原子％
より少ない場合は、　Ａｌｌを固溶したＮ１固溶体とな
り、Ｌｌ、型金属間化合物は得られず、２８原子％より
多い場合は、　　Ｎ１Ａｅ等の第２相の４ｊｆ出がおこ
り、脆く、実、、用件に乏しくなる。次にＡｌが８〜２
８原子％の範囲で、高強度および延性を向上させるため
には、　　Ｆ”ｏ、　（”、ｏ、　ＭｎおよびＳｌから
なる群より選ばれた１種又は２種以上の元素（以ｆｘと
ぼう。）２〜２５原子％をＮ１と置換することが必要で
ある。Ｘが２原子％より少ない場合は、結晶粒内に超緻
細（７０ｍｍ以下）な逆位相領域（ＡＰＤ）は存在せず
、面密度の逆位相境界（ＡＰＲ）を含有しないｘ−１ｓ
　型金属間化合物となり、又、２５原子％より多い場合
は、　　ＮｉＡｌｌ　ＦｅＡ３　Ｎｉｓ　Ｓｉ等の第２
相のの析出がおこり、非常ｔこ脆く、実用性に乏しくな
る。特に本発明１）合金では、１０〜２５原子％ｋｅで
、５〜２０原子％のＸで、桟部が実質的にＮ１からなる
合金が好ましい。

コ１７）　Ｎｊ−Ａ（１−Ｘ系合金ニｔ’ｌ　ｂ　、Ｔ
ａ　＋　Ｍｏ　＋　Ｖ　＋　’ｌ　１．オよびＣｕ群よ
り選ばれたｉ　ｔｉｉ又は２種以上の元素を合計で２　
＋ｌＡ子％以下加えると、延性を低下させずに１■Ｊ熱
性および強度を向上させることができるので好ましい。

更に通常の工業材料中に存在する程度σ）不純物１例え
ば、Ｂ、Ｐ、Ａ８．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。

次に本発明σ〕合金を得るｔこは、上述の＆Ｕ　＜　、
調整した組成の合金を′−！メ囲気中もしくは真空中で
加−一）− 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１１１４　
〜１０６℃／ＢｅＣ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リボン状を必要とす
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、又円形断面を有する細様状の合金を得るに
は１回転している冷却液体中に直接溶湯を演出して急冷
凝固させる方法が望ましい。特に高品質の円形断面図を
有する合金を製造するには９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
急冷凝固する言わゆる回転液中紡糸法（特開昭５５−６
４９４８号公報参照。）　が工業的により好ましい。

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、冷間線引ぎがｉ１Ｊ能で。

特に細線状の合金は８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、引張り強度も飛躍的に向　６− 上させることができる。

本発明の合金は、１耐蝕性、耐疲労性、高温強さにも優
れており、プラスチック・コンクリート等の複合相とし
ての補強用、或はファインメツシュフィルター等の種４
の工業用材料としてもイ１用である、。

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 Ｍ　ａｎ　４１４　族カラナルＮ１−Ａｅ−Ｆｅおよび
Ｎ１−Ａｅ−Ｇｏ　　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２．０旬／Ｃ−で、孔径Ｆ］
、５ｍｍ〆のルビー製紡糸ノズルより、　　３５００’
　ｒ、　ｐ、Ｉｎで回転しているｌＩ！１′径２０ωの
鋼鉄ロール表面に噴出して厚さ約５０７１ｍ（巾２ｔｎ
ｍ）のリボンを作成し、インストロン型引恨試験機を用
い、歪速度４　、１７　Ｘ　ｉ　Ｏ−４／ｓｅｃの条件
下で破断強度（ｋｖ＋ｎｍ”　）　＋　および延性の評
価として１８０°密着曲げ性について測定すると同時に
Ｘ−線回折および透過電顕観察によって同定した結晶組
成の結果を表−１にまとめて示す。

　７− 表　　　１ 表−１より、実験ｆ２〜４．７〜１０は本発明の合金で
、その結晶組織は約（１，５〜５７ｚｍ・）　像Ｉ１１
結晶粒径からなり、その−晶粒内１こ約２０〜５５　ｍ
ｍ径の超政細な逆位相領域（ＡＰＩ））が観察され、高
密度の逆位相境界（Ａ　ｆＪ　ｉ（）が存在した規則度
σ）低（Ｘ、Ｉト平衡な状態からなっているため、高強
度で、　　１１．−）高延性を有していた。実験Ａ　１
はＡＪ　（ｎ添加量が少ないため、１寸１固溶体１こな
り、破断強度は低い。実験４６　Ｎｉ−１２元合金であ
るため、ＮｉとＮｉｌ　Ａｅ）共存組織となり、逆位相
境界を含有した１山型非平衡金属化合物の存在がな（９
強度も低く、延性もほとんどない。実験４５．１１はＡ
ｅおよびＣＯ添加量が多いため、結晶組織に第２木目（
ＮｉＡ＃、　ＮｉＣｏ　。

ＮｉＦ″ｅ）の析出が生じ、延性は極度に低下し、実用
に乏しいものであった。

実施例−８（寮験厘１２） Ｎ１７４原子％、１１Ｂ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４．５に４／ｄで、孔径１］、１３ｍｍダ（７）　／
Ｌ／ビー製紡糸ノズルより、　　５５０ｒ、ｐ＋ｎで回
転している内径５００ｍｍｊｒの円筒ドラム内に形成さ
れた温度４℃。

深さ２．５１の回転冷却液体水中に噴出して急冷凝固さ
せ、平均直径０．１１０　ｍｍｍ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１ＵＨ
Ｑ＋こ保持し、紡糸ノズルより噴出された溶融　９− 金属ｆＭとその回転冷却液面とのなす接触角は７０℃で
あった。

なお、浴融金属流の紡糸ノズルからの１噴出法度は、大
気中やこ一定の時間噴出して果め「〕れた金属重頃から
測定し６１０ｍ／分であった。

得られた金属細線の破断強度は、　　９５　＆ｙ／　ｍ
ｍ’　＋伸び１２％で、１８０°密着曲げがｈＩ曲であ
った。

次にこの細線を市販のダイヤモンドダイスを用い、中間
炉なましを施すことなく線径ｇ　、ＬＪ　５　ｍｍＯま
で充分伸線が可能で、しかも仰様加工後の破断強度２４
０ｋｑ／　ｍｍ’　、伸び２．５％と大１ｊ＋に強度を
向上させることができた。又、この細線の組織をＸ−線
回折、光学顕ｆＩｉ鏡および透過電顕観察で観察すると
、結晶粒径は２〜５μｍであり、結晶粒内に逆位＋１］
境界を多く含むＬ　Ｉ　Ｉ型非平衡金属間化合物であっ
た。

実施例−９（実験崖１６） Ｎｉ　６０原子ｓ、　Ａｅｉ７原子％、Ｃｏ１８１Ｊｔ
子％。

３１．５原子％からなる合金を、冥施例−８と同一の装
置９条件（回転液中紡糸法）で＃Ｍ径１］、１１［］＋
口ｍｊｌ　１０− の均な円形断面を有する細線を得た。

次をご実施例−８と同様に破断強度、伸びを測定すると
、それぞれ９１’ｌｋｙ／ｍｍ”、　１０　％であり、
＋８ＬＩ’の幇盾曲げが１丁能な合金であった。

この細線は、断面減少率（圧下率）で９（１％以七の線
引きが１能であり２強断強度は２６０　Ｌｙ／ｍｍ’ま
で向上した。又、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、四に結晶粒
内にも超金側な逆位相境界を含有しているため、１ｉｓ
７ｚΩ−１と高い’ｃｌ気比低比抵抗い電気抵抗温度係
数５Ｘ１１１　’／’Ｃを有していた。

実施例−１］］〜１５．比較例５〜１ＯＮｉ　７０−×
Ａｌ２ＯＩ−’ｅ１０　Ｍｘ糸金合金ＩｎオはルＭＳ　
加元ＸＭ　＝Ｎｂ　Ｔａ　ＶＴＩ　ＨよびＣ’ｎ（１）
効果！　−’）　イ’ｒ検討するため、実施例−１と同
一の装置および条件番こまって厚さ約５　（］　７７１
ｍυリボン材を作製し、破断強度および１ｄＯ°密膚曲
げ性について横置した結果を表−２にまとめて示す。　
　　□ 　１１− 表−２ 表−２より、明らかな如（、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ　、Ｖ、
　’Ｉ’１および加を２原子％添加することにより、＆
ｌ！：性をそれほど低下させずシこ、破断強度を５〜１
５　處ｖ／ｍｍ”程度同士することがで夕だ。

代理人　児　玉　雄　三 ・：：″ 　１２− 手　続　補　正　書（自発） １、事件の表ボ 特願昭５７−３　Ｅｉ　２２６号 ２、発明の名称 Ｎｉ基合金 ３、補正をする者 事件との関係　　特許出願人 ４、代理人 　１− ０、補正の内容 （１１明細書第１頁第１３〜１４行目の１従来、　Ｎｉ
基合金、特にＬｌＲ型金型金化間化合物するＮｉ基合金
は良く知らねでいる。」を１従来、耐熱合金とし−（、
Ｌ１２型Ｎｉ３　Ａｌ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。Ｊと訂正する。

（２）同書同頁第１９〜２０行目の１−Ｌ１２型金属間
化合物を有するＮｉ基合金の中でも」を「Ｎｉ基Ｌｈ型
金属間化合物の中でも」とＭ１正する。

（３）同書第２頁第１行目の１の化合物を有するもの」
を削除する。

（４）同書同頁第８行目行目の「従来、　Ｌｌｚ型金型
金化間化合物するＮｉ基合金に１融点近傍まで］を「従
来、Ｎｉ基Ｌしｈ型金属間化合物は、融点まで」とｉＳ
正する。

（５）同書同頁第８行目の「金属加工法」を１力法」と
訂正する。

（６）同書同頁第１０〜ＩＩ行目の［成型できないＬ’
１２型金属型金合間化合物るＮｉ基合金に］を［成型２
− できない旧基Ｌｈ型金属間化合物に１と訂正する。

（力同書同頁第１４行目のｒｌ、Ｌ２２型金属化合物１
を削除する。

（８）同書同頁第１６行目の１−Ｌｈ型金属間化合物Ｉ
を削除する。

（９）同書同頁第１９〜２０行目の１−いるとは言えず
。

実用性に乏しいものであった。１を［いるとは言えず、
また９商温に焼なまし、た場合１粒界に１３が析出し、
商温での強度および延性は著しく低下し、実用性に乏し
いものであった。］と訂正する。

００）同書第３頁第１〜２行目のｌＬ１２型金属間化合
物を有するＮｉ基合金にＪを「１基Ｌ１２型金属間化合
物に」と訂正する。

（１１）同書同頁第１１行目の「Ｉ、１２型金属間化合
物Ｎｉ３Ａｌが」を［Ｌ１２型Ｎｉ３八１金属間化合物
が１と訂正する。

（１δ同書第４頁第５行目の１−ｍｍ径以下の−１をｌ
−ｎｍ径以下の−１と訂正する。　　　　□ （１３１同書同頁第１８行目の［高強度−１を［強度−
１と訂正する。

（１４）同書第５頁第３行目の１−　（７０ｍｍ以下）
」をｒ　（７０ｎｍ以下）」と訂正する。

（１９同書同頁第５行目の１−又、２５Ｊ京子％」から
第７〜８行目の［実用性に乏しくなる。１までを［又２
５原子％より多い場合にＣＪ、靭性が低下する。］と訂
正する。

（１６１６１同書同１Ｉ〜１２行目のｒ　Ｎｂ、　Ｔａ
、　Ｍｏ、　Ｖ。

１’ｉおよびＣｕ群より」をｒ　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｍｏ
、　Ｖ　、　　’ｌ’ｉ。

ＣｕおよびＹ群より」と訂正する。

（１７）同書同頁第１３行目の１２尭子％以−ド加える
と」を１　２．５原子％以下加えると」とｒｉｒ　ｉＥ
　４−る。

（１８）同書第６頁第８行目の「相様状」を１細線状−
１と訂正する。

（１つ同書同頁第１０行目の［円形断面図−１を「円形
断面」と訂正する。

０８）同書第７頁第２０行目の［組成の結果を１を１−
組織の結果を１と訂＋Ｅする。

１１１ １２１）同書第５頁第３行目の１約２０−５５ｍｍ１蚤
、１を［約２０〜５５ｎｍ径−１と訂正する。

（イ）同書同頁の表１の実験Ｎｏ、１１の破断強度の欄
の「−」を１−４５Ｊと、１８０°密着曲げ性の欄の「
不１１１Ｊを１−可」と、それぞれ訂正する。

（ハ）同書第９頁第６行目「実験Ｔｈ５．−１１は」か
ら第９行目の１−乏しいものであった。」までを１実験
Ｎｏ、５．’＋１は＾ｌおよびＣｏ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。」と訂正
する。

尋問書第１Ｏ＊第１〜２行目の「７０°Ｃ」を［７０°
」と訂正する。

（（ハ）同書同頁第１２行目の「細線の粗織を」を「細
線の組織を」と訂正する。

１．７０回回書１１頁第１行目の１の均な円形断面」を
「の均一な円形断面」と訂正する。

＠同書同頁第１３行目の［Ｎｉ１０−　ｘ　Ａｌ２０Ｉ
ンｅｌＯＭｘｊをｒＮｉ　（７０−Ｘ）　　Ａｌ２ＯＦ
ｅ１ＯＭｘ　Ｊと訂正する。

（ハ）同書第１２頁表−２の実験Ｎｏ、１４実施例−Ｉ
ＯのｒＮｉ６Ｂ　Ａｌｌ０　Ｐｅ１ＯＮｂ２ＪをｒＮｉ
６８＾１２０　Ｐｅ１ＯＮｂ２　Ｊと訂正する。

　５− （支）同書同頁表−２の１−１８０℃密着曲げ性Ｊを「
１８０°密着曲げ性」と訂正する。

（１同書同頁下第４行目の１−明らかな如＜、Ｎｂ。

Ｔａ、　Ｍｏ、　Ｖ、　ＴｉＪを１−明らかな如く、実
施例−１、実施例−２および実施例−５にくらべ、　Ｎ
ｂ。

Ｔａ、　Ｍｏ、　Ｖ　、　ＴｉＪと訂正する。

６一

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）　Ａｅ　８−２８原子％で、　　Ｆ’ｅ、（：ｏ
   、Ｍｎおよび８ｉからなる群より選ばれた１種又は２種
   １）上の元素２〜２５原子％で、残部が実質的にＮ１よ
   りなり、且つ■、１ｓｔ＝１型非平両金属間イし金物で
   ある高強度および高延性Ｎ１基合金、。