JPS5941431A - 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強度に優れ、高延性を有するＮ１基合金に関
するものである。

従来、　Ｎｉ基合金、特にＬｌｘ型金型金化間化合物す
るＮ１基合金は良く知られている。たとえば従来のＮｉ
　−Ａｌ　２元合金は、平衡状態図によれば、室温にお
いて、短が約２５〜２８原子％の範囲で阻ｓＡｌとＮ１
の共存で、約８原子％以下ではＡ１を固溶したＮ１固溶
体である。このＬ１□型金属間化合物を有するＮ１基合
金の中でもＮｉ５Ｇｅ　、　　Ｎｉ５Ｓｉ　、　！’１
ｉｓＡｌ　等の化合物を有するものは、　Ｔｒａｒｕｓ
、ＪＩＭ、２０．（１９７９）、６３４Ｔｒａｎｓ、Ｊ
ＩＭ、２１　、（１９８０）、２７３に記載されている
ごとく、室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。し
かし、従来Ｌｌｘ型金型金化間化合物するＮ１基合金は
融点近傍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、たとえば圧砥あるいは伸線等の金属加工
法で加工することは不可能であった。

このため、鋳造法以外では成型できないＬ１ｇ型金型金
化合物を有するＮ１基合金に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、　　４
３（１９７９）、３５８．１１９０に記載されていると
と（、Ｌ：ｂ型金属間化合物Ｎｉ５Ａ１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、脆かったＬｌａ型金型金化間化合物
１ＪｉｓＡ１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
れているとは言えず、実用性に乏しいものであった。

一方、Ｂ−２型金属間化合物についても、単結晶を用い
た基礎研究が行われているが、Ｌ１２型金属間化合物と
同様をこ、脆く、塑性加工が不可能なため、現在は、ア
ルニコ磁石等に脆いままの状態で使用されているにすぎ
ない。また、最近では。

Ｆ’ｅ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｎｂ系合金において、液体急冷法
により急冷凝固することにより、ねばさを有し、電気抵
抗の高いＢ−２型金属間化合物が得られたという報告が
ある（日本金属学会　春季学会、　１９８２概要集Ｐ　
２４９　）だけである。

本発明者らは、先に液体急冷法を用いることにより、高
強度、高延性を有するＬＬａ型Ｎｉ５Ａ１金属間化合物
が得られることを見出し、特許出願（特願昭５７．−５
６２２６号）したが、引続き、さらに高い強度、良好な
延性を有し、経剤性、ｌｌ１１酸化性、耐蝕性及び電磁
特性等にも秀れたＮ１基合金を開発すべく鋭意検討を重
ねた結果、特定の組成よりなるＮ１基合金の溶湯を急冷
固化すると、Ｂ−２型金属間化合物組織を含有し、　　
Ｌｌｉ型Ｎｉ５Ａ１金属間化合物単相合金よりも、さら
に高強度、高延性を有するＮ１基合金が得られることを
見出し９本発明を完成した。

すなわち９本発明はＡ１８〜３４原子％で、Ｆｅ及びＣ
Ｏの少なくとも１［１が１５原子％より多く、７０原子
％以下（Ｆｅが１５原子％より多く、７０原子％以下で
、　Ｇｏが２５原子％より多（，７０原子％以下である
）で残部がＳｊ！質的にＮ１よりなり、かつＢ−２型金
属間化合物を含有する高強度及び麓延性Ｎ１基合金であ
る。

本発明の合金は、特に高訂で、高Ｆ’ｅ及び高ＣＯ量組
成領域では、Ｂ−２型金属間化合物単相組織で結晶粒径
は、約１０μｍ以下と微細であり、また低Ａｌ、高Ｆ’
ｅ　、高ｃｏｌｔ領域では、Ｂ−２型金属間化合物の結
晶粒と、　　Ｌｌｔ型Ｎ１％Ａ１金属間化合物の結晶粒
との混在した組織となり、結晶粒径も１１ＩＭ以下とさ
らに微細になり、　Ｌｌｌ　５　Ｎｉ３Ａｌ金属間化合
物単相合金よりも、′高強力を有する。

本発明合金の組成かこついて説明すると、Ａｌが８〜３
４原子％であることが必要であり、　Ａｌが８原子％よ
り少ない場合には、　Ａｌを固溶したＮ１固溶体となり
、Ｂ−２型金属間化合物は得られず、　Ａｌが５４原子
％より多い場合には、Ｂ−２型金属間化合物の粒界にＬ
ｌｐ型Ｎ１ｘＡ１金属間化合物が析出した組織となり、
脆くなり、実用性に乏しくなる。

次にＦｅとＣＯに関しては、　Ｆｅ及びＣＯの少なくと
も１種が１５原子％より多く、７０原子％以下（Ｆ’ｅ
が１５原子％より多く、７０原子％以下で、　Ｇｏが２
５原子％より多く、７０原子％以下である）であること
が必要であり、　Ｆｅが１５原子％以下、　Ｃｏが２５
原子％以下では、Ｌ１２型Ｎｉｓ　Ａｌ金属間化合物単
相組織となり強度は改良されない。Ｆｅが７０原子％よ
り多い場合はＰ”ｅＡｌ　、　、Ｊ′ｅｓ　Ａ１等が析
出し、また。

ＣＯが７０原子％より多い場合には９粒界にＬｌｘ型Ｎ
１ｙｌＡｌ金属間化合物が析出したＢ−２型金属間化合
物となり、双方とも脆くなる。特に９本発明の合金中、
たとえばＮ１−Ａｌ−Ｆ’ｅ三元合金では、　　Ａｌ１
６−３４原子９１５．　Ｆｅ　２０−４０原子％＋　Ｎ
　ｉ　−Ａｌ−Ｇ　。

三元合金では、Ａ１１６〜２９原子％、Ｃｏ５０〜６０
原子％で、残部が実質的にＮ１からなる合金が強度的に
みてＬｌ、型Ｎｉ５Ａ１金属間化合物単相と比較してか
なり高強度となるので好ましい。

本発明の合金に、　　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｍｏ、　Ｖ、　
Ｔｉ、　Ｍｎ、　ＣｒＺｒ、　Ｗ、　Ｓｉ、　Ｙ　　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
を合計で２原子％以下で加えると延性を低下させずｔこ
耐熱性及び強度をさらに向上させることができる。また
９通常の工業材料中に存在する程度の不純物、たとえば
Ｂ、Ｐ、ＡｓＳ等が少量含まれていても９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９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
融後の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、たとえば冷却速度が約１０４〜１０６℃
／ｓｅｃである液体急冷法で有用である。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ときは、
金属からなる回転ロー〜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９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
いわゆる回転液中紡糸法（特開昭５５−６９９４８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、冷間線引きが可能で、特に軸線状の合金
は１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、耐酸化性、附疲労性高温強さ
、［磁性性にも優れており、デフスチック、コンクリー
ト等の複合材としての補強用、あるいはファインメツシ
ュフィルター等の種々の工業用材料としても有用である
。

次に本発明を実施例により具体的に説明する。

実施例１〜５．比較例１〜６ 各種組成からなるＮｉ　−ＡＩ　−ｒｅ及びＮｉ　−Ａ
ｌ　−Ｃ。

系合金をアルゴン雰囲気中で溶融後、孔径０　、３　Ｍ
ＲＥｆのμビー製ノズルを用い、アルゴン噴出圧２．０
＃／ｄで回転する２　００　朋＊の鋼鉄ロー／ｌ／　（
３５００ｒｐｍ　）表面に噴出して厚さ５０μｍ前後９
幅約２耀のリボンを作成した。この試料をインストロン
型引張試験機を用い、常温にて歪速度４．１７Ｘ１０−
’／ｓｅｃの条件下で、破断強度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
析及び透過電顕観察によって同定した結晶組織の結果を
表−１にまとめて示す。

表−１ 表−１より、実験／Ｆ、、２〜４，８．９は本発明の合
金で、０．１〜５μｍの微細結晶粒径を有し、Ｂ−２型
金属間化合物単相及びＢ−２型金属間化合物とＬｌ□型
Ｎｉｓ　Ａｌ金属間化合物の混在相組織であった。特に
、実験ｆ５においては、化合物粒径が０．２戸以下と微
細であり、高強度、高延性を有していた。実験４１０は
、　Ａｌ量が少ないため、Ｎ１の固溶体となり、破断強
度は低かった。また、実験／に１，５，７．１１はそれ
ぞれＡＩ、　Ｆｅ、　Ｃｏ　Ｊｉが多いため、結晶組織
が粒界にＬｌｔ型ＤＨｓ　Ａｌ金属間化合物が析出した
Ｂ−２型金属間化合物相であったり、また規則度の高い
Ｆ′ｅ７ｕの析出を伴ったりして、延性ははとんどなく
なり、実用に乏しいものであった。実験ｆ６は、Ｆｅｅ
ｌが少ないため、Ｌ１２ｍＮｉ５Ａ１金属間化合物単相
となり９本発明合金と比較して強度は低かった。

実施例６（実験屋１２） Ｎ　１ｓ６Ａｌｓｏ　Ｆ　ｅｓｓ合金をアルゴン雰囲気
中で溶融した後、アルゴンガス噴出圧３．８ｋｇ／ｄで
、孔径０．１２＋１＃の〜ビー製゛紡糸ノズルにより、
　　３００　ｒｐｍで回転している内径５００　幀の円
筒ドラム内に形成された温度４℃、深さ２１の回転冷却
水中に噴出して急冷凝固させ、均一な１２０μｍ直径を
有する連続細線を得た。

この時、紡糸ノズルと回転冷却液面との距離は１Ｈに保
持し、紡糸ノズμより噴出された溶融金属流とその回転
冷却液面とのなす角は７０°であった。

得られた金属細線の破断強度は、１２８＃／ｊ、伸び１
０９６で、　　１８０’密着曲げが可能であった。

次にこの細線を市販されているダイヤモンドダイスを用
い、中間焼なましをせずに連続して冷間線引きを行い、
細線の直径１００μｍの時には（圧下率３１％）、破断
強度１５０〜／−９伸び５％、またさらに伸線を行い細
線の直径３８μｍの時には（圧下率９０％）、破断強度
２６４峙／−１伸び２．５９６と飛躍的に強度を向上さ
せることができた。また。

この細線の組織をＸ線回析、先頭及び透過［顧にて観察
すると、化合物粒径が１〜２μｍのＢ−２型金属間化合
物とＬｌｚ型Ｎ１５ＡＩ金属間化合物の混在相組織であ
った。

代理人　　児　玉　雄　三 手続補正書（自発） 昭和５８年　３月λＺ日 特許庁長官　殿 １、事件の表示 特願昭５７−１５０３６１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 明細書の発明の詳細な説明の欄 ６、補正の内容 ＋１１明細書第２頁第６行目の「を有する」を削除する
。

（２）同書同頁箱１１〜１２行目の「成型できないし１
２型金属間化合物を有するＮｉ基合金」を「成型できな
いＮｉ基Ｌ１２型金属間化合物」と訂正する。

（３）同書同頁第１７〜１８行目の「脆かったＬｂ型金
金属間化合物Ｎｉ３ＡｌがＢの添加により」を［脆かっ
たＬ１！型Ｎｉ３＾ｌ金属間化合物がＢの添加により」
と訂正する。

（４）同書第３頁第１６行目の「経剤性」を「経済性」
と訂正する。

（５）同書第６頁第１行目の［Ｌ１２型Ｎｉａ八ｌへ属
間化合物単相と比較して」を「Ｌ１２型Ｎｉａ　Ａｌ金
属間化合物単相合金と比較して」と訂正する。

（６）同書同頁第５行目の「元素を合計で２原子％以下
で」を「元素を合計で２．５原子％以下で」と訂正する
。

（７）同書第頁第１６行目の「液体急冷法で」を「液体
急冷法が」と訂正する。

（８）同書第頁第１６行目の「多ロール法」をし双ロー
ル法」と訂正する。

（９）同書第９頁第１８行目のｒＮｉ５５　Ａｌ２ＯＦ
ｅ３５ＪをｒＮｉ４５　Ａｌ２ＯＦｅ３５Ｊと訂正する
。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）　Ａｌが８〜３４原子％で、　Ｆｅ及びＣＯの少
   なくとも１種が１５原子％より多く、７０原子％以下（
   Ｆｅが１５原子％より多く、７０原子％以下で。 Ｃｏが２５原子％より多く、７０原子％以下である）で
   、残部が実質的にＮ１よりなり、かつＢ−２型金属間化
   合物を含有する高強度及び高延性Ｎ１基合金。