JPS59107041A - 金属間化合物相に強度および延性を付与する方法 - Google Patents
金属間化合物相に強度および延性を付与する方法Info
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- JPS59107041A JPS59107041A JP58219672A JP21967283A JPS59107041A JP S59107041 A JPS59107041 A JP S59107041A JP 58219672 A JP58219672 A JP 58219672A JP 21967283 A JP21967283 A JP 21967283A JP S59107041 A JPS59107041 A JP S59107041A
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- JP
- Japan
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- boron
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- cooling
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- 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
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。
め要約のデータは記録されません。
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。
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
れることがあって、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ャ文字または化学
式（たとえばＣＬＬ３ Ｎ。
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
れることがあって、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ャ文字または化学
式（たとえばＣＬＬ３ Ｎ。
Ｃｕ Ｚｎ ｉＪ３よびＭｇ２Ｐｂ）あるいはその両方
によって示されるが、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
（ることが一般に認められている。時には、１％−円系
中に見出される一２Ｐｂの場合のごとく、はぼ完全な秩
序を持っ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。
によって示されるが、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
（ることが一般に認められている。時には、１％−円系
中に見出される一２Ｐｂの場合のごとく、はぼ完全な秩
序を持っ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。−次
回溶体（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。
質を示し、また複合結晶構造を有する場合が多い。−次
回溶体（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Ｍ酸化性や耐食
性に関して望ましい性質を持った何慎類かの金属間化合
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。
性に関して望ましい性質を持った何慎類かの金属間化合
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スミが記載しているごとく
、金属間化合物相ＮＬ３Ａ１’に微量［０，０５Ｊ３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。
の３５８頁にアオキおよびイスミが記載しているごとく
、金属間化合物相ＮＬ３Ａ１’に微量［０，０５Ｊ３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Ｎｊ３／Ｖの一断点における室
温引張ひずみはホウ素を含有しないＮＬ３／Ｖの場合の
約３％に比べて約３５％にまで改善されたが、空温耐力
強度は約３０ｋｓｉに留まった。
温引張ひずみはホウ素を含有しないＮＬ３／Ｖの場合の
約３％に比べて約３５％にまで改善されたが、空温耐力
強度は約３０ｋｓｉに留まった。
従って、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Ｃある。
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Ｃある。
〈発明のＮ要〉
本発明の方法は、かがる方法によって加■１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
されなかっ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Ｈ１ｌｉシ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。
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
されなかっ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Ｈ１ｌｉシ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り０３℃／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１１２
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
っている。上記の溶融物は、第１成分、第２成分および
イ」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ＮＬ、 Ｆｅ、 Ｃｏ、 Ｃｒ、 ｈ＋、 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Ｍ、 Ｔ＋、 Ｎｂ、
Ｔａ、 Ｖ。
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り０３℃／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１１２
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
っている。上記の溶融物は、第１成分、第２成分および
イ」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ＮＬ、 Ｆｅ、 Ｃｏ、 Ｃｒ、 ｈ＋、 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Ｍ、 Ｔ＋、 Ｎｂ、
Ｔａ、 Ｖ。
ＳＬ、ｔ’に＋、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１ｃ、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の原子比で存在づるように選定
される。
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１ｃ、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の原子比で存在づるように選定
される。
本発明の実施に当っては、先ず最初に１１２形の結晶構
造を示す金属間化合物相が選定される。
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ｌ〔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。
定されｌ〔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、ニッケルーアルミニ
ウム二元合金中に見出されかつγ／γ′ニッケル基超合
金中のγ′相として知られるアルミニウム化ニッケル（
ＮＬ３＃）がある。アルミニウム化ニッケルは、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
よび耐食性を承りことから、構造材料として有望なもの
と見なされている。ｈｆ３Ａｊ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
て結晶粒界に沿って脆性破壊を生じる。
望ましい性質を有するものとして、ニッケルーアルミニ
ウム二元合金中に見出されかつγ／γ′ニッケル基超合
金中のγ′相として知られるアルミニウム化ニッケル（
ＮＬ３＃）がある。アルミニウム化ニッケルは、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
よび耐食性を承りことから、構造材料として有望なもの
と見なされている。ｈｆ３Ａｊ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
て結晶粒界に沿って脆性破壊を生じる。
アルミニウム化ニッケルは７５（原子）％のＮＬ含川下
で３．５８９人の格子定数ａＯを持ったＣｕ３Ｍ形り本
明細書中にＪ３いて使用されるシュトウルクトウールベ
リヒｌ−（３ｔｒｕｋｔｕｒｂｅｒｉｃｈｔ）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づ
る。このようなアルミニウム化ニッケルは、それぞれ４
．０５人および３．５２人の立方格子定数ａＯを持った
Ｎ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ッケ
ルから生成される。しばしばＮＬ３／Ｖと表わされるが
、ノｌルミニウム化ニッケルは金属間化合物相であっＣ
独立した化合物ではない。なぜなら、それは渇麿に応じ
て一定の組成範囲内でのみ存在覆るからであって、たと
えば６００℃では約７２．５〜７７（重Ｍ）％［８５，
１〜８７．８（原子）％］のＮｊ含量範囲内においＣ存
在する。
で３．５８９人の格子定数ａＯを持ったＣｕ３Ｍ形り本
明細書中にＪ３いて使用されるシュトウルクトウールベ
リヒｌ−（３ｔｒｕｋｔｕｒｂｅｒｉｃｈｔ）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づ
る。このようなアルミニウム化ニッケルは、それぞれ４
．０５人および３．５２人の立方格子定数ａＯを持った
Ｎ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ッケ
ルから生成される。しばしばＮＬ３／Ｖと表わされるが
、ノｌルミニウム化ニッケルは金属間化合物相であっＣ
独立した化合物ではない。なぜなら、それは渇麿に応じ
て一定の組成範囲内でのみ存在覆るからであって、たと
えば６００℃では約７２．５〜７７（重Ｍ）％［８５，
１〜８７．８（原子）％］のＮｊ含量範囲内においＣ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右、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
っている。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Ｊ：っでは、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ＮＬ、 Ｆｅ、
Ｃｏ、 Ｃｒ、 ｔ’ｈ、 ｈｓ、 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 Ｔ＋、 Ｎｂ、 Ｔａ、 Ｖ、 Ｓ
Ｌ、 田、 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。
物相の組成と合致した組成を右、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
っている。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Ｊ：っでは、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ＮＬ、 Ｆｅ、
Ｃｏ、 Ｃｒ、 ｔ’ｈ、 ｈｓ、 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 Ｔ＋、 Ｎｂ、 Ｔａ、 Ｖ、 Ｓ
Ｌ、 田、 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１１２形結晶構造を示ず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（１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ＩＣ固体の１
１２形結晶構造は不規則状態を成ずこと、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。
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１１２形結晶構造を示ず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（１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ＩＣ固体の１
１２形結晶構造は不規則状態を成ずこと、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！こめに【ま、たとえ
ばスブラツ１〜冷却法のごとき幾つカ蔦の方法ｈ〜ある
。所要の冷却速度を達成づ−るために好適な実験室的方
法としてはチルブロック溶融紡糸法力（挙げられる。
ばスブラツ１〜冷却法のごとき幾つカ蔦の方法ｈ〜ある
。所要の冷却速度を達成づ−るために好適な実験室的方
法としてはチルブロック溶融紡糸法力（挙げられる。
デルブロック溶融紡糸法につ（、′Ｓで簡単（こ）本べ
れは、通例は不活性ガスの圧力下で゛るつＧｆ内の溶融
金属をノズルから押出すことにより、独立しｌこ液状金
属流またはノズルに接触し１こ液状金属ｔＪＥ １ｊ−
Ｗｅ成される。かかる液状金属が銅のごとき祠￥１力）
ら作られたチルブロック（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って１裔触させら
れる。なお、融解１べき材料（よ所要元素の個別の固体
をるつぼ内に装入してｈＸらるつ４ｆの周囲に配置され
た誘導コイルのごとき手段によって融解してもよいし、
あるいは予め調製しｔ＝ ｒ粗合金」を粉砕してからそ
の粒子をるつ（ま内に装入してもよい。低湿のチルブロ
ックに接触′？＃−ると、溶融金属は約１０３〜１０”
Ｃ／秒の速度で急速に冷ＩＩされ、そして厚さよりも相
当太き（Ａ幅を１寺った連続的な薄いリボンを成して凝
固覆る。な１１） Ｎチルブロック溶融紡糸法の一層詳
細な説明（まＩことえば米国特許第２８２５１０８．４
２２１２５７および４２８２９２１号明細占中に見出づ
ことｈ＜できる。
れは、通例は不活性ガスの圧力下で゛るつＧｆ内の溶融
金属をノズルから押出すことにより、独立しｌこ液状金
属流またはノズルに接触し１こ液状金属ｔＪＥ １ｊ−
Ｗｅ成される。かかる液状金属が銅のごとき祠￥１力）
ら作られたチルブロック（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って１裔触させら
れる。なお、融解１べき材料（よ所要元素の個別の固体
をるつぼ内に装入してｈＸらるつ４ｆの周囲に配置され
た誘導コイルのごとき手段によって融解してもよいし、
あるいは予め調製しｔ＝ ｒ粗合金」を粉砕してからそ
の粒子をるつ（ま内に装入してもよい。低湿のチルブロ
ックに接触′？＃−ると、溶融金属は約１０３〜１０”
Ｃ／秒の速度で急速に冷ＩＩされ、そして厚さよりも相
当太き（Ａ幅を１寺った連続的な薄いリボンを成して凝
固覆る。な１１） Ｎチルブロック溶融紡糸法の一層詳
細な説明（まＩことえば米国特許第２８２５１０８．４
２２１２５７および４２８２９２１号明細占中に見出づ
ことｈ＜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白
を実証するため、以下に実施例を示す。
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って
、それを制限するものではない。
、それを制限するものではない。
し実施例１］
約３原子部のニッケルおよび１原子部のアルミニウムか
ら成る組成の鋳塊を製造して粉砕した後、約６（ｌの粒
子をチルブロック溶融紡糸装置のアルミナ製るつぼ内に
装入した。るつぼの終端は平底の出口部分を成してい−
で、そこには０．２５インチ（６，３５ｍｍ）ｘ２５ミ
ル（０，６３５１ＴＩＩｎ）の溝穴が設けられている。
ら成る組成の鋳塊を製造して粉砕した後、約６（ｌの粒
子をチルブロック溶融紡糸装置のアルミナ製るつぼ内に
装入した。るつぼの終端は平底の出口部分を成してい−
で、そこには０．２５インチ（６，３５ｍｍ）ｘ２５ミ
ル（０，６３５１ＴＩＩｎ）の溝穴が設けられている。
他方、チルブＯＶりは直径１０インチ（２５，４ｃｙｎ
）の側面および厚さ１．５インチ（３，８■）のリム面
を有するＨ−１２工具鋼製の車輪から成っていた。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
を直立状態に配直し、そして注型面から約１．２〜１．
６ミル（３０〜４０μ）以内に近（＝Ｊけた。その際に
は、溝穴の０．２５インチ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。
）の側面および厚さ１．５インチ（３，８■）のリム面
を有するＨ−１２工具鋼製の車輪から成っていた。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
を直立状態に配直し、そして注型面から約１．２〜１．
６ミル（３０〜４０μ）以内に近（＝Ｊけた。その際に
は、溝穴の０．２５インチ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１２００ｒｐｌＩｌの速度で回転さＵながら、溶
融物を約１３５０〜１４５０℃に加熱し、そし−Ｃ約１
．５ρｓｉ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
よって厚さ約４０〜７０μかつ幅約０．２５インチの長
いリボンを形成した。
融物を約１３５０〜１４５０℃に加熱し、そし−Ｃ約１
．５ρｓｉ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
よって厚さ約４０〜７０μかつ幅約０．２５インチの長
いリボンを形成した。
［実施例２］
公称ＮＬ３＃組成の親鋳塊に０．２５．０．５０．１．
０および２．Ｏ（原子）％のホウ素を添加して得られた
鋳塊（鋳塊Ｘ０８１９８２−１、Ｘ０８１７８２−２、
Ｘ０８２４８２−１およびＸ０８２５８２−１ ＞並び
に１．Ｏ（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
て実施例１の操作を５回繰返した。
０および２．Ｏ（原子）％のホウ素を添加して得られた
鋳塊（鋳塊Ｘ０８１９８２−１、Ｘ０８１７８２−２、
Ｘ０８２４８２−１およびＸ０８２５８２−１ ＞並び
に１．Ｏ（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
て実施例１の操作を５回繰返した。
完成後のリボンに関し、いかなる処理も施づことなしに
引張試験を行った。第１図中には、こうして得られた０
、２％オフセット降伏強さく０゜２％流れ応力）および
降伏後破断点ひすみ（−リなわら全塑性ひずみ）εｐが
ホウ素の原子パーセントに対してブロン１〜されている
。ところで、薄いリボンは表面欠陥によって誘発される
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。
引張試験を行った。第１図中には、こうして得られた０
、２％オフセット降伏強さく０゜２％流れ応力）および
降伏後破断点ひすみ（−リなわら全塑性ひずみ）εｐが
ホウ素の原子パーセントに対してブロン１〜されている
。ところで、薄いリボンは表面欠陥によって誘発される
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、表面欠陥の及ばず影響が遥かに少ない塊状材
料の場合、全塑性ひずみ（延性）は迩かに大きいと予測
されるのである。実際、実施例１および２のリボンにつ
いて行ったわけではないが、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
じることができるのが普通である。第２図は、本発明の
方法によって加工されたホウ素添加アルミニウム化ニッ
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。
料の場合、全塑性ひずみ（延性）は迩かに大きいと予測
されるのである。実際、実施例１および２のリボンにつ
いて行ったわけではないが、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
じることができるのが普通である。第２図は、本発明の
方法によって加工されたホウ素添加アルミニウム化ニッ
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２
のリボンの強度および延性特性を温度に対しでプロット
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〈従来の方法によって加工されたγ′相（Ｎｉ３＃
＞並びに０，２０および８０％のγ′相を含むγ／γ’
Ｎｊ−Ｃｒ−Ｎ合金（γ相はニッケルに富む面心立方晶
系の固溶体である）に関する強度特性も示されている。
のリボンの強度および延性特性を温度に対しでプロット
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〈従来の方法によって加工されたγ′相（Ｎｉ３＃
＞並びに０，２０および８０％のγ′相を含むγ／γ’
Ｎｊ−Ｃｒ−Ｎ合金（γ相はニッケルに富む面心立方晶
系の固溶体である）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スおよびバーゲル（Ｓｉｍｓ＆
Ｈａｏｅｌ） ｆｓ ｒザ・スーパーア０イズ（Ｔ
ｈｅ Ｓ ｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ） Ｊ （ジョン・
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。
Ｈａｏｅｌ） ｆｓ ｒザ・スーパーア０イズ（Ｔ
ｈｅ Ｓ ｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ） Ｊ （ジョン・
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、３１！！な実施の態様に関連する上記の説
明を読めば、もっばら前記特許請求の範囲によって規定
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とって自
ら明らかとなるはずである。
明を読めば、もっばら前記特許請求の範囲によって規定
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とって自
ら明らかとなるはずである。
第１図は、Ｏｌｏ、２５．０．５．１．０および２．Ｏ
（原子）％のホウ素が添加されかつ少なくとも約り０３
℃／秒の速度で冷却されたアルミニウム化ニッケル（Ｎ
ｉ３＃）金属間化合物相の０゜２％オフセット降伏強さ
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
対してプロッ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り０３℃／秒の速
度で冷却されたアルミニウム化ニッケル金属間化合物相
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
発明の方法によって加工したアルミニウム化ニッケル金
属間化合物相の０．２％オフセット降伏強さを温度に対
してプロットしたグラフである。また、上記のアルミニ
ウム化二・ンケル金属間化合物相に関づ−る降伏後の全
塑性ひずみ並び【こγ′相（Ｎｉ３＃）と０１２０およ
び８０％のγ′相を含むＴ／γ’ Ｎｖ Ｃｙ ／
Ｊ合金くγ相にＬニッケルに富む面心立方晶系の固溶体
である）とｔこ関づる降伏強さの文献値も図中に示され
て（する。 特許出願人
（原子）％のホウ素が添加されかつ少なくとも約り０３
℃／秒の速度で冷却されたアルミニウム化ニッケル（Ｎ
ｉ３＃）金属間化合物相の０゜２％オフセット降伏強さ
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
対してプロッ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り０３℃／秒の速
度で冷却されたアルミニウム化ニッケル金属間化合物相
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
発明の方法によって加工したアルミニウム化ニッケル金
属間化合物相の０．２％オフセット降伏強さを温度に対
してプロットしたグラフである。また、上記のアルミニ
ウム化二・ンケル金属間化合物相に関づ−る降伏後の全
塑性ひずみ並び【こγ′相（Ｎｉ３＃）と０１２０およ
び８０％のγ′相を含むＴ／γ’ Ｎｖ Ｃｙ ／
Ｊ合金くγ相にＬニッケルに富む面心立方晶系の固溶体
である）とｔこ関づる降伏強さの文献値も図中に示され
て（する。 特許出願人
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、 （ａ）Ｌ１２形の結晶構造を示１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の混合物に約０．０
１〜２．５（原子）％のホウ素を添加したものから本質
的に成る溶融物であって、前記第１成分がＮｉ、 Ｆｅ
、 Ｃｏ、 Ｃｒ、 １４ｐ、 Ｍ３ Ｗｔ＞、にびＲ
ｅ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Ｍ、 Ｔ＋、 Ｎｂ、 Ｔａ＋ ｖ。 ｓｉ、ｈ、ＷおよびＲｅが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成分がそれぞれ約３：１の原子比で存在覆るような溶
融物を用意し、そして（ｂ ）前記溶融物の液状金属を
少なくとも約り０３℃／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１１２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、 前記ホウ素が約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項記載の方法
。 ３、 前記ホウ素が約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項記載の方法。 ４、 前記ホウ素が約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た後、冷却基体の急速運動表面に接
触させて少なくとも約り０３℃／秒の速度で冷却するこ
とによって前記冷却工程が実施される特許請求の範囲第
１項記載の方法。 ６’、 （ａ）Ｌｌｚ形の結晶構造を示づ所定の金
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
質的に成る溶融物であっＣ１前記第１成分がニッケルと
Ｆｏ、 Ｃｏ、 Ｃｒ、 １８． Ｆｂ。 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Ｔ＋、 Ｎ
ｂ、 Ｔａ、 Ｖ、 ＳＬ、 ｌ’ｋｌ、 ＷおよびＲ
ｅ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ｄ３よび前記第２成分がそれぞれ約
３：１の原子比で存在するような溶融物を用意し、そし
Ｕ（ｂ）前記溶融物の液状金属を少な（とも約り０３℃
／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１１２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。 ７、 前記ホウ素が約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６項記載の方法
。 ８、 前記ホウ素が約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６項記載の方法。 ９、 前記ホウ素が約１．Ｏ（原子）％の割合で添加さ
れている特許請求の範囲第６項記載の方法。 １０、 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１＝後、冷却基体の急速運動表
面に接触させて少なくとも約り０３℃／秒の速度で冷ｆ
ｉＩＩすることによって前記冷Ｈ１工程が実施される特
許請求の範囲第６項記載の方法。 １１、 特許請求の範囲第６項記載の方法によって製造
された固体。 １２、 （ａ）それぞれ約３；１の原子比で存在す
るニッケルおよびアルミニウム、約０．０１〜２．５（
原子）％の割合で添加されたホウ素、並びに付随不純物
から本質的に成る組成の溶融物を用意し、そして（ｂ）
前記溶融物の液状金属を少なくとも約り０３℃／秒の冷
却速度で冷却することにより、主相が規則状態ま１＝は
不規則状態の１１２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、アルミニウム
化ニッケル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づる方法。 １３、 前記ホウ素が約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１２項記載の
方法。 １４、 前記ホウ素が約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１２項記載の方法
。 １５、 前記ホウ素が約１．０（原子）％の割合で添加
されている特許請求の範囲第１２項記載の方法。 １６、 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た後、冷ｆｄｌ基体の急速運動表
面に接触させて少なくとも約り０３℃／秒の速度で冷却
することによって前記冷１１工程が実施される特許請求
の範囲第１２項記載の方法。 １７、 特許請求の範囲第１２項記載の方法によって製
造された固体。 １８、 （ａ）それぞれ約３＝１の原子比で存在す
るニッケルおよびアルミニウム、約０．０１〜２．５（
原子）％の割合で添加されｌ〔ホウ素、並びに付随不純
物から本質的に成る組成の溶融物を用意し、（ｂ ）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（
Ｃ）前記冷却基体の前記運動表面上において前記液状金
属を約１０３〜ｂ より、主相が規則状態または不規則状態の１１２形結晶
構・造を示すような薄いリボン状の固体を生成させる諸
工程から成ることを特徴とする、アルミニウム化ニッケ
ル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。 １９、 前記ホウ素が約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１８項記載の
方法。 ２０、 前記ホウ素が約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１８項記載の方法
。 ２１、 前記ホウ素が約１．ｏ（原子）％の割合で添加
されている特許請求の範囲第１８項記載の方法。 ２２． 少なくとも約７５ｋｓｉの０．２％オフセッ］
・降伏強さおよび少なくとも約２％の降伏後破断点ひず
みを有する、特許請求の範囲第１９項記載の方法によつ
−Ｃ製造された薄いリボン状の固体。 ２３、 少なくとも約８５ｋｓｉの０．２％Ａフセッ１
へ降伏強さおよび少なくとも約４％の降伏後破断点ひず
みを有する、特許請求の範囲第２０項記載の方法によっ
て製造された薄いリボン状の固体。 ２４、 少なくとも約１００ｋｓｉの０．２％オフセッ
ト降伏強さおよび少なくとも約６％の降伏後破断点ひず
みを有する、特許請求の範囲第２１項記載の方法によっ
て製造された薄いリボン状の固体。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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| US444932 | 1982-11-29 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59107041A true JPS59107041A (ja) | 1984-06-21 |
| JPH0580538B2 JPH0580538B2 (ja) | 1993-11-09 |
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| 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 |
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|---|---|
| US (1) | US4478791A (ja) |
| EP (1) | EP0110268B1 (ja) |
| JP (1) | JPS59107041A (ja) |
| DE (1) | DE3379229D1 (ja) |
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