JPS6137347B2 - - Google Patents
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- JPS6137347B2 JPS6137347B2 JP54029851A JP2985179A JPS6137347B2 JP S6137347 B2 JPS6137347 B2 JP S6137347B2 JP 54029851 A JP54029851 A JP 54029851A JP 2985179 A JP2985179 A JP 2985179A JP S6137347 B2 JPS6137347 B2 JP S6137347B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
- C22C27/02—Alloys based on vanadium, niobium, or tantalum
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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- Powder Metallurgy (AREA)
Description
本発明は、遷移金属Ｖ、Ni、Co、Feからなる
長範囲規則合金（long range ordered alloys）
に関し、さらに詳しくは、AB3型の長範囲規則合
金に関するものである。 長範囲規則合金は金属間化合物に類似したもの
であり、その原子は臨界規則温度（critical
ordering temperature）Tc以下で規則的に配列
する。“長範囲規則合金”という用語は、１つの
ドメイン中100原子以上の距離にわたつて規則構
造をもつ合金をいう。長範囲規則合金の主要な利
点は、高温での使用環境におけるそれらの強さと
安定性である。Tc以下の温度では、この合金の
規則構造は最小の自由エネルギーをもつ。規則合
金はTc以下の温度に無定限の時間置いても目立
つた組成変化または相変化を受けることはない。
Tc以上の温度では、規則合金の引張り強さは不
規則効果（disordering effect）のため実質的に
減少する。 従来から、長範囲規則合金の主要な欠点は極度
の脆さであつた。その結果、長範囲規則合金は高
温用の構造材料としては使用できない。 長範囲規則合金はＶ−Co−Fe系合金において
見出されている。Ｖ（Fe0.17、Ｃ0.83）３からな
る組成の合金の結晶構造は、「Influence of
Radius Ratio on the Structure of
Intermetallie Compounds of the AB3 Type」、
Van Vucht著、J.Less−Common Metals、11、
（1966）、308−322に記載されている。また、Ｖ
（Fe0.3、Co0.7）3、Ｖ（Fe0.1、Co0.9）3およびＶ
（Fe0.03、Co0.97）3からなる組成の合金の構造は、
「Close−Packed Ordered AB3 Structures in
Ternary Alloys of Certain Transition
Metals」、Sinha著、Transaction of the
Metallurgical Society of AIME、25、1969年５
月、911−917に記載されている。しかしこれらの
業者は鋳造合金の機械的性質の研究を行なつてお
らず、従つて、これらの合金は他のAB3構造の規
則合金のように極めて脆いと考えられていたもの
と予想できる。さらに、これらの文献はFe含量
のTcに及ぼす影響について記載していない。 本発明の目的は、高い臨界規則温度と、室温お
よび昇温下での高い強度と延性を有し、規則状態
においても優れた耐クリープ性を備えた、新規な
可鍛合金組成を提供することである。 本発明のさらに他の目的は、特定の長範囲規則
合金をその規則状態における新たに見出された性
質を利用する加工方法に用いることによつて、高
温で優れた機械的性質と安定性を具備する鍛造品
を提供することである。さらに他の目的は、300
℃以上の温度に曝される部品を有する装置を改良
することである。 合金組成の観点からみると本発明は、臨界規則
温度が850℃以上、室温結局引張強さ（room
temperature ultimate tensile strength）が
900MPa以上、および室温引張伸びが20％以上の
長範囲規則合金からなり、22〜23wt％のＶと、
14〜30wt％のFeと、残りがCoまたはCoとNiとか
らなり、7.85以下の電子密度をもつ形式上Ｖ
（Fe、Co）3またはＶ（Fe、Co、Ni）3の組成を有
する合金である。高温での安定性、強さおよび延
性の最高の組合せが得られるのはＶが22〜23wt
％、Feが14〜20wt％、残りがCoまたはCoとNiか
らなる合金組成であり、優れた性質が得られるの
はＶが22〜23wt％、Feが16〜17wt％、残りがCo
またはCoとNiからなる合金組成である。 方法的観点からみると本発明は、22〜23wt％
のＶと、14〜30wt％のFeと、残りがCoまたはCo
とNiとからなり、7.85以下の電子密度をもつ形式
上Ｖ（Fe、Co）3またはＶ（Fe、Co、Ni）3の組成
を有する長範囲規則合金から鍛造品を加工する方
法であつて、(a)この合金の臨界規則温度以上また
は以下の温度でこの合金を変形させて鍛造品とす
る工程と、(b)この鍛造品内に長範囲規則構造をも
たらすのに十分な時間 この鍛造品に焼なましを
施す工程とからなるものである。この合金の規則
状態における優れた強さと延性のため、変形処理
は臨界規則温度以下の温度で行なうことができ
る。 物品的観点からみると本発明は、上記した長範
囲規則合金組成をもつシート状、線状、箔状等の
鍛造品からなる。 装置的観点からみると本発明は、300℃以上の
温度に曝される部品を有する装置においてその部
品を上記した組成の合金から構成することによる
装置の改良からなる。 本発明は、Ｖ−CoおよびＶ−Co−Ni系におけ
るAB3型規則合金の極度の脆性は、7.85以下の電
子密度をもたらすのに十分なFeを存在させるこ
とによつて緩和できることを見出したことに基づ
いてなされたものである。電子密度（ｅ／ａ）と
は、１原子当りの、不活性ガス殻の外側の電子
数、すなわち4sと3d電子の数である。電子密度
7.85以下では、Ｖ（Fe、Co）3およびＶ（Fe、
Co、Ni）3系の合金は面心立方構造を呈す。電子
密度7.85以上では、この規則合金は、特に室温
で、かなり低い延性を示す。 本発明の合金は、昇温下での脆い相の生成を伴
うことなく、高引張強さ、高降伏強さ、良好な引
張伸び、および低蒸発減量をきわめて望ましく組
合せた性質を示すものである。 Ｖが22〜23wt％と、Feが14〜30wt％と、残り
がCoまたはCoとNiとからなり、電子密度ｅ／ａ
が7.85以下の合金組成物は、850℃以上の臨界規
則温度と、900MPa以上の室温結局引張強さと、
20％以上の室温引張伸びとを備えている。 Ｖが22〜23wt％と、Feが14〜20wt％と、残り
がCoとからなる合金組成物は、770℃で35％以上
の引張伸びを有す。他の長範囲規則合金に比較し
て例外的といえる程の延性を有するため、慣用的
な金属工作加工法、例えば圧延、引抜き、鍛練、
スエージング等を施したのち、この合金組成物の
長範囲規則構造特性をもたらすのに十分な時間焼
なましする方法にこの合金を使用することができ
る。得られた鍛造品、例えばシート状、線状、箔
状物等は優れた安定性を有し、合金組成物のTc
以下の温度で行なう変形処理を含む慣用的な金属
工作方法によつて、さらに所望形状に加工するこ
とができる。AB3型の長範囲規則合金は極めて脆
いという従来技術の考え方を考慮すれば、本発明
の合金が高延性を示すことは全く予期しえぬ驚く
べきことである。この予期しえなかつた延性によ
つて、本発明の規則合金をTc以下の温度で加工
することができるのである。 本発明の鍛造規則合金の予想外の延性と高温で
の強さは、この合金を高温環境において有用なも
のとする。本発明の合金は、300℃以上の温度に
曝される装置の部品用の構造材料として特に有用
である。かような装置としては例えば、高温ガス
冷却炉、宇宙空間用発電装置、磁気核融合炉、高
速増殖炉といつた昇温下での高い強度と耐クリー
プ性を要求される閉鎖循環エネルギーシステムが
ある。 最高の高温特性は、特定の遷移金属からなる合
金において示されると思われるが、追加的成分を
加えることによつて合金の性質がさらに向上する
だろう。ここで“特定の遷移金属からなる”とい
う表現は、合金の規則状態においてこの合金の強
さと延性とに実質的な影響を及ぼさないような成
分のみを含むことを意味する。本発明の合金は、
特定割合のＶ、Co、FeおよびNiから構成でき
る。高温特性の最高の組合せは、V22〜23wt％、
Fe14〜20wt％、および残りがCoからなるＶ
（Fe0.20〜0.26、Co0.74〜0.80）3の組成で得られる。
優れた高温特性は、V22〜23wt％、Fe16〜17wt
％、残りがCoからなる合金によつて得られる。 本発明の合金のCo含量の一部をNiで置換して
も、Ｖ−Fe−Co合金に比較して機械的性質にさ
ほどの影響を及ぼすことはない。このＶ−Fe−
Co−Ni合金は、原子炉燃料被覆管のような、Co
の活性化を起す程の中性子束に曝される部品は特
に効果的に使用できる。Ni添加の最大量はFe組
成によつて制限される。なぜならば電子密度を
7.85以下としなければならないからである。 本発明の合金組成物はきわめて容易に調製する
ことができる。すなわち、適当な割合の金属混合
物を慣用的方法で先ず融解し、インゴツトに鋳造
すればよい。融解はいかなる慣用的金属学的方法
によつても行なうことができるが、アーク融解お
よびドロツプ鋳造（drop−casting）が好まし
い。 鋳造合金は次いで慣用方法により工作される
が、高温圧延が好ましい。一般的には、加工性を
良好にするためTc以下の温度で工作することが
望ましい。工作後、長範囲規則構造を与えるに十
分な時間この合金の焼なましを行なうが、一般的
には700〜800℃、１〜５時間で十分である。 Ｖ、Co、NiおよびFeのいくつかの原子組成に
対するTc、ｅ／ａ、および結晶構造の関係を第
１表に示す。原子組成に対応する重量組成を第２
表に示す。Fe濃度を増加させると電子密度と臨
界規則温度が低下する。Fe濃度を14〜30wt％の
範囲にした合金LRO−１からLRO−４までのも
のは、結晶構造が六方詰込構造から立方構造に変
化する。
長範囲規則合金（long range ordered alloys）
に関し、さらに詳しくは、AB3型の長範囲規則合
金に関するものである。 長範囲規則合金は金属間化合物に類似したもの
であり、その原子は臨界規則温度（critical
ordering temperature）Tc以下で規則的に配列
する。“長範囲規則合金”という用語は、１つの
ドメイン中100原子以上の距離にわたつて規則構
造をもつ合金をいう。長範囲規則合金の主要な利
点は、高温での使用環境におけるそれらの強さと
安定性である。Tc以下の温度では、この合金の
規則構造は最小の自由エネルギーをもつ。規則合
金はTc以下の温度に無定限の時間置いても目立
つた組成変化または相変化を受けることはない。
Tc以上の温度では、規則合金の引張り強さは不
規則効果（disordering effect）のため実質的に
減少する。 従来から、長範囲規則合金の主要な欠点は極度
の脆さであつた。その結果、長範囲規則合金は高
温用の構造材料としては使用できない。 長範囲規則合金はＶ−Co−Fe系合金において
見出されている。Ｖ（Fe0.17、Ｃ0.83）３からな
る組成の合金の結晶構造は、「Influence of
Radius Ratio on the Structure of
Intermetallie Compounds of the AB3 Type」、
Van Vucht著、J.Less−Common Metals、11、
（1966）、308−322に記載されている。また、Ｖ
（Fe0.3、Co0.7）3、Ｖ（Fe0.1、Co0.9）3およびＶ
（Fe0.03、Co0.97）3からなる組成の合金の構造は、
「Close−Packed Ordered AB3 Structures in
Ternary Alloys of Certain Transition
Metals」、Sinha著、Transaction of the
Metallurgical Society of AIME、25、1969年５
月、911−917に記載されている。しかしこれらの
業者は鋳造合金の機械的性質の研究を行なつてお
らず、従つて、これらの合金は他のAB3構造の規
則合金のように極めて脆いと考えられていたもの
と予想できる。さらに、これらの文献はFe含量
のTcに及ぼす影響について記載していない。 本発明の目的は、高い臨界規則温度と、室温お
よび昇温下での高い強度と延性を有し、規則状態
においても優れた耐クリープ性を備えた、新規な
可鍛合金組成を提供することである。 本発明のさらに他の目的は、特定の長範囲規則
合金をその規則状態における新たに見出された性
質を利用する加工方法に用いることによつて、高
温で優れた機械的性質と安定性を具備する鍛造品
を提供することである。さらに他の目的は、300
℃以上の温度に曝される部品を有する装置を改良
することである。 合金組成の観点からみると本発明は、臨界規則
温度が850℃以上、室温結局引張強さ（room
temperature ultimate tensile strength）が
900MPa以上、および室温引張伸びが20％以上の
長範囲規則合金からなり、22〜23wt％のＶと、
14〜30wt％のFeと、残りがCoまたはCoとNiとか
らなり、7.85以下の電子密度をもつ形式上Ｖ
（Fe、Co）3またはＶ（Fe、Co、Ni）3の組成を有
する合金である。高温での安定性、強さおよび延
性の最高の組合せが得られるのはＶが22〜23wt
％、Feが14〜20wt％、残りがCoまたはCoとNiか
らなる合金組成であり、優れた性質が得られるの
はＶが22〜23wt％、Feが16〜17wt％、残りがCo
またはCoとNiからなる合金組成である。 方法的観点からみると本発明は、22〜23wt％
のＶと、14〜30wt％のFeと、残りがCoまたはCo
とNiとからなり、7.85以下の電子密度をもつ形式
上Ｖ（Fe、Co）3またはＶ（Fe、Co、Ni）3の組成
を有する長範囲規則合金から鍛造品を加工する方
法であつて、(a)この合金の臨界規則温度以上また
は以下の温度でこの合金を変形させて鍛造品とす
る工程と、(b)この鍛造品内に長範囲規則構造をも
たらすのに十分な時間 この鍛造品に焼なましを
施す工程とからなるものである。この合金の規則
状態における優れた強さと延性のため、変形処理
は臨界規則温度以下の温度で行なうことができ
る。 物品的観点からみると本発明は、上記した長範
囲規則合金組成をもつシート状、線状、箔状等の
鍛造品からなる。 装置的観点からみると本発明は、300℃以上の
温度に曝される部品を有する装置においてその部
品を上記した組成の合金から構成することによる
装置の改良からなる。 本発明は、Ｖ−CoおよびＶ−Co−Ni系におけ
るAB3型規則合金の極度の脆性は、7.85以下の電
子密度をもたらすのに十分なFeを存在させるこ
とによつて緩和できることを見出したことに基づ
いてなされたものである。電子密度（ｅ／ａ）と
は、１原子当りの、不活性ガス殻の外側の電子
数、すなわち4sと3d電子の数である。電子密度
7.85以下では、Ｖ（Fe、Co）3およびＶ（Fe、
Co、Ni）3系の合金は面心立方構造を呈す。電子
密度7.85以上では、この規則合金は、特に室温
で、かなり低い延性を示す。 本発明の合金は、昇温下での脆い相の生成を伴
うことなく、高引張強さ、高降伏強さ、良好な引
張伸び、および低蒸発減量をきわめて望ましく組
合せた性質を示すものである。 Ｖが22〜23wt％と、Feが14〜30wt％と、残り
がCoまたはCoとNiとからなり、電子密度ｅ／ａ
が7.85以下の合金組成物は、850℃以上の臨界規
則温度と、900MPa以上の室温結局引張強さと、
20％以上の室温引張伸びとを備えている。 Ｖが22〜23wt％と、Feが14〜20wt％と、残り
がCoとからなる合金組成物は、770℃で35％以上
の引張伸びを有す。他の長範囲規則合金に比較し
て例外的といえる程の延性を有するため、慣用的
な金属工作加工法、例えば圧延、引抜き、鍛練、
スエージング等を施したのち、この合金組成物の
長範囲規則構造特性をもたらすのに十分な時間焼
なましする方法にこの合金を使用することができ
る。得られた鍛造品、例えばシート状、線状、箔
状物等は優れた安定性を有し、合金組成物のTc
以下の温度で行なう変形処理を含む慣用的な金属
工作方法によつて、さらに所望形状に加工するこ
とができる。AB3型の長範囲規則合金は極めて脆
いという従来技術の考え方を考慮すれば、本発明
の合金が高延性を示すことは全く予期しえぬ驚く
べきことである。この予期しえなかつた延性によ
つて、本発明の規則合金をTc以下の温度で加工
することができるのである。 本発明の鍛造規則合金の予想外の延性と高温で
の強さは、この合金を高温環境において有用なも
のとする。本発明の合金は、300℃以上の温度に
曝される装置の部品用の構造材料として特に有用
である。かような装置としては例えば、高温ガス
冷却炉、宇宙空間用発電装置、磁気核融合炉、高
速増殖炉といつた昇温下での高い強度と耐クリー
プ性を要求される閉鎖循環エネルギーシステムが
ある。 最高の高温特性は、特定の遷移金属からなる合
金において示されると思われるが、追加的成分を
加えることによつて合金の性質がさらに向上する
だろう。ここで“特定の遷移金属からなる”とい
う表現は、合金の規則状態においてこの合金の強
さと延性とに実質的な影響を及ぼさないような成
分のみを含むことを意味する。本発明の合金は、
特定割合のＶ、Co、FeおよびNiから構成でき
る。高温特性の最高の組合せは、V22〜23wt％、
Fe14〜20wt％、および残りがCoからなるＶ
（Fe0.20〜0.26、Co0.74〜0.80）3の組成で得られる。
優れた高温特性は、V22〜23wt％、Fe16〜17wt
％、残りがCoからなる合金によつて得られる。 本発明の合金のCo含量の一部をNiで置換して
も、Ｖ−Fe−Co合金に比較して機械的性質にさ
ほどの影響を及ぼすことはない。このＶ−Fe−
Co−Ni合金は、原子炉燃料被覆管のような、Co
の活性化を起す程の中性子束に曝される部品は特
に効果的に使用できる。Ni添加の最大量はFe組
成によつて制限される。なぜならば電子密度を
7.85以下としなければならないからである。 本発明の合金組成物はきわめて容易に調製する
ことができる。すなわち、適当な割合の金属混合
物を慣用的方法で先ず融解し、インゴツトに鋳造
すればよい。融解はいかなる慣用的金属学的方法
によつても行なうことができるが、アーク融解お
よびドロツプ鋳造（drop−casting）が好まし
い。 鋳造合金は次いで慣用方法により工作される
が、高温圧延が好ましい。一般的には、加工性を
良好にするためTc以下の温度で工作することが
望ましい。工作後、長範囲規則構造を与えるに十
分な時間この合金の焼なましを行なうが、一般的
には700〜800℃、１〜５時間で十分である。 Ｖ、Co、NiおよびFeのいくつかの原子組成に
対するTc、ｅ／ａ、および結晶構造の関係を第
１表に示す。原子組成に対応する重量組成を第２
表に示す。Fe濃度を増加させると電子密度と臨
界規則温度が低下する。Fe濃度を14〜30wt％の
範囲にした合金LRO−１からLRO−４までのも
のは、結晶構造が六方詰込構造から立方構造に変
化する。
【表】
【表】
【表】
実施例
Ｖ、Fe、CoおよびNi融解ストツクの適当量を
電子ビーム融解法により融解して金属的かつ格子
間不純物を最少とし、合金LRO−１からLRO−
４を調製した。混合された金属を６回アーク融解
し、次いでドロツプ鋳造して2.5×1.3×14cmのイ
ンゴツトとした。低温および高温加工を行なうた
めこのインゴツトを半分に切断した。低温加工
は、切断したインゴツトをヘリウム雰囲気で1100
〜1150℃、10〜15分間加熱したのち水で急冷する
処理を行なつた。急冷したインゴツトは10〜20の
Rc硬さを有していたが、これを１回のロール通
過当りの圧下率５〜10％で室温で冷間圧延して
Rc硬さ35〜38とした。LRO−１とLRO−２は冷
間圧延に際してクラツクが生じたが、LRO−３
とLRO−４は容易に0.76mm厚のシートに加工でき
た。高温加工は、切断したインゴツトをMoシー
トに包み、１回のロール通過当りの圧下率約20％
で空気中で1000〜1050℃の温度で圧延した。厚さ
で合計80％の圧下率としたのち、この合金をMo
板に再度包み、１回のロール通過当りの圧下率10
％で1050℃で0.76mmとなるまで圧延した。得られ
たシートは縁部または端部にクラツクも認められ
ず良好なる品質を備えていた。真空溶融法および
炭素分析の結果は、この合金が約100ppmのＯ、
Ｃ、およびＮを含有することを示した。 規則化の動力学と構造を調べるために、LRO
−１からLRO−４の加工したシートを先ず1050
〜1100℃の温度で約10分間焼なまし、次いで急冷
して不規則状態を与えた。この急冷した試験片を
700〜800℃、真空下で種々の時間にわたつて時効
化した。Ｘ線回折の結果は、700℃で１時間の時
効化後に規則化はほゞ完全になされていることを
示している。立方規則構造（AuCu3型）はこれら
の合金のうちで外見的に安定な規則相である。な
ぜならば700℃で300時間の時効化に至るまで、そ
れ以上の構造変化は認められないからである。従
つて、本発明の鋳造合金中に長範囲規則構造をも
たらすには700〜800で１〜５時間で十分である。 第３表は本発明の合金の機械的性質を、
Fe14wt％以下のLRO−５と比較して示したもの
である。
電子ビーム融解法により融解して金属的かつ格子
間不純物を最少とし、合金LRO−１からLRO−
４を調製した。混合された金属を６回アーク融解
し、次いでドロツプ鋳造して2.5×1.3×14cmのイ
ンゴツトとした。低温および高温加工を行なうた
めこのインゴツトを半分に切断した。低温加工
は、切断したインゴツトをヘリウム雰囲気で1100
〜1150℃、10〜15分間加熱したのち水で急冷する
処理を行なつた。急冷したインゴツトは10〜20の
Rc硬さを有していたが、これを１回のロール通
過当りの圧下率５〜10％で室温で冷間圧延して
Rc硬さ35〜38とした。LRO−１とLRO−２は冷
間圧延に際してクラツクが生じたが、LRO−３
とLRO−４は容易に0.76mm厚のシートに加工でき
た。高温加工は、切断したインゴツトをMoシー
トに包み、１回のロール通過当りの圧下率約20％
で空気中で1000〜1050℃の温度で圧延した。厚さ
で合計80％の圧下率としたのち、この合金をMo
板に再度包み、１回のロール通過当りの圧下率10
％で1050℃で0.76mmとなるまで圧延した。得られ
たシートは縁部または端部にクラツクも認められ
ず良好なる品質を備えていた。真空溶融法および
炭素分析の結果は、この合金が約100ppmのＯ、
Ｃ、およびＮを含有することを示した。 規則化の動力学と構造を調べるために、LRO
−１からLRO−４の加工したシートを先ず1050
〜1100℃の温度で約10分間焼なまし、次いで急冷
して不規則状態を与えた。この急冷した試験片を
700〜800℃、真空下で種々の時間にわたつて時効
化した。Ｘ線回折の結果は、700℃で１時間の時
効化後に規則化はほゞ完全になされていることを
示している。立方規則構造（AuCu3型）はこれら
の合金のうちで外見的に安定な規則相である。な
ぜならば700℃で300時間の時効化に至るまで、そ
れ以上の構造変化は認められないからである。従
つて、本発明の鋳造合金中に長範囲規則構造をも
たらすには700〜800で１〜５時間で十分である。 第３表は本発明の合金の機械的性質を、
Fe14wt％以下のLRO−５と比較して示したもの
である。
【表】
LRO−５は室温での延性が非常に乏しい。
LRO−１は特に700℃以上で機械的性質の最高の
組合せを有している。LRO−２はLRO−１より
もFe含量が多く、高温でかなり低い強さと延性
を示す。 第４表は、LRO−１とLRO−２の最小クリー
プ速度と破壊寿命をハステロイＸと比較して示し
たものである。
LRO−１は特に700℃以上で機械的性質の最高の
組合せを有している。LRO−２はLRO−１より
もFe含量が多く、高温でかなり低い強さと延性
を示す。 第４表は、LRO−１とLRO−２の最小クリー
プ速度と破壊寿命をハステロイＸと比較して示し
たものである。
【表】
Niをベースとし、Fe18.5％、Co2.5％、Cr21.8
％、Mo9％、W0.6％、Si1％、Mn1％および
C0.15％を含有してなるハステロイＸは、800℃
以下での構造材料として一般に使用されている。
第４表に示したように、LRO−１の破壊寿命は
871℃においてハステロイＸまたはLRO−２のい
ずれに対してもきわめて優れており、またLRO
−１とLRO−３はいずれも760℃においてハステ
ロイＸよりも２オーダーも低いクリープ速度を有
している。 第１，２および３図は、LRO−１の高温特性
をLRO−２、LRO−３、LRO−４の合金と比較
して示したものである。第１図に示したように、
LRO−１の延性は約750〜850℃の範囲でかなり
優れた値となる。第２図に示したように、LRO
−１の引張強さは750℃以上の温度でかなり大き
くなる。規則状態にあるLRO合金の各々はハス
テロイＸよりも実質的に優れている。800℃にお
いて、規則合金の結局引張強さはハステロイＸよ
り2.5倍も大きい。第３図にLRO−１の降伏強さ
をLRO−３およびハステロイＸと比較して示
す。規則合金の降伏強さは規則効果によつてTc
付近に至るまで温度とともに上昇する。ハステロ
イＸは昇温時に引張強さの著しい減少がみられ
る。850℃以上ではLRO−１の降伏強さはLRO−
２よりもかなり勝るようになる。 第４図は本発明の規則合金の安定性をハステロ
イＸと比較して示したものである。試験に先立
ち、LRO−２を110℃から急冷し、700℃で１時
間焼なまして規則構造を平衡に至らしめた。ハス
テロイＸは時効化に際してかなりの延性低下を示
したが、LRO−２は300時間の時効化後の室温で
の実質的な延性低下はなく、1000時間後の延性変
化も予想しえない。かような驚くべき延性の安定
は、本発明の合金の時効化に際して脆い相の生成
がないことを示している。 第５図は、臨界規則温度および室温と770℃と
における引張伸びをFe含量の関数として表わし
たものである。延性はFe約11％以上でFe含量と
ともに急激に増加し、Fe約20％以上ではFe添加
に対して比較的鈍くなる。臨界規則温度はFe含
量の増加に伴い低下し、Fe約14〜20wt％の組成
範囲において延性と高温強さと高臨界規則温度と
の最高の組合せを与える。これはＶ
（Fe0.20〜0.26、Co0.74〜0.80）3からなる原子組成ま
たはV22〜23wt％、Fe14〜20wt％、および残り
がCoからなる重量組成に相当し、このときの770
℃における引張伸びは約35％以上である。
％、Mo9％、W0.6％、Si1％、Mn1％および
C0.15％を含有してなるハステロイＸは、800℃
以下での構造材料として一般に使用されている。
第４表に示したように、LRO−１の破壊寿命は
871℃においてハステロイＸまたはLRO−２のい
ずれに対してもきわめて優れており、またLRO
−１とLRO−３はいずれも760℃においてハステ
ロイＸよりも２オーダーも低いクリープ速度を有
している。 第１，２および３図は、LRO−１の高温特性
をLRO−２、LRO−３、LRO−４の合金と比較
して示したものである。第１図に示したように、
LRO−１の延性は約750〜850℃の範囲でかなり
優れた値となる。第２図に示したように、LRO
−１の引張強さは750℃以上の温度でかなり大き
くなる。規則状態にあるLRO合金の各々はハス
テロイＸよりも実質的に優れている。800℃にお
いて、規則合金の結局引張強さはハステロイＸよ
り2.5倍も大きい。第３図にLRO−１の降伏強さ
をLRO−３およびハステロイＸと比較して示
す。規則合金の降伏強さは規則効果によつてTc
付近に至るまで温度とともに上昇する。ハステロ
イＸは昇温時に引張強さの著しい減少がみられ
る。850℃以上ではLRO−１の降伏強さはLRO−
２よりもかなり勝るようになる。 第４図は本発明の規則合金の安定性をハステロ
イＸと比較して示したものである。試験に先立
ち、LRO−２を110℃から急冷し、700℃で１時
間焼なまして規則構造を平衡に至らしめた。ハス
テロイＸは時効化に際してかなりの延性低下を示
したが、LRO−２は300時間の時効化後の室温で
の実質的な延性低下はなく、1000時間後の延性変
化も予想しえない。かような驚くべき延性の安定
は、本発明の合金の時効化に際して脆い相の生成
がないことを示している。 第５図は、臨界規則温度および室温と770℃と
における引張伸びをFe含量の関数として表わし
たものである。延性はFe約11％以上でFe含量と
ともに急激に増加し、Fe約20％以上ではFe添加
に対して比較的鈍くなる。臨界規則温度はFe含
量の増加に伴い低下し、Fe約14〜20wt％の組成
範囲において延性と高温強さと高臨界規則温度と
の最高の組合せを与える。これはＶ
（Fe0.20〜0.26、Co0.74〜0.80）3からなる原子組成ま
たはV22〜23wt％、Fe14〜20wt％、および残り
がCoからなる重量組成に相当し、このときの770
℃における引張伸びは約35％以上である。
第１図は本発明の合金の延性と温度の関係を示
すグラフである。第２図は本発明の合金およびハ
ステロイＸの結局引張強さと温度の関係を示すグ
ラフである。第３図は本発明の合金およびハステ
ロイＸの降伏強さと温度の関係を示すグラフであ
る。第４図は本発明の合金に対する時効化効果を
ハステロイＸと比較したヒストグラムである。第
５図はＶ（Fe、Co）3とＶ（Fe、Co、Ni）3におけ
る規則合金の臨界規則温度および770℃と室温と
の引張伸びとFe含量の関係を示すグラフであ
る。
すグラフである。第２図は本発明の合金およびハ
ステロイＸの結局引張強さと温度の関係を示すグ
ラフである。第３図は本発明の合金およびハステ
ロイＸの降伏強さと温度の関係を示すグラフであ
る。第４図は本発明の合金に対する時効化効果を
ハステロイＸと比較したヒストグラムである。第
５図はＶ（Fe、Co）3とＶ（Fe、Co、Ni）3におけ
る規則合金の臨界規則温度および770℃と室温と
の引張伸びとFe含量の関係を示すグラフであ
る。
Claims (1)
- １ 臨界規則温度が850℃以上、室温結局引張強
さが900MPa以上、および室温引張伸びが20％以
上の長範囲規則合金からなり、22〜23wt％のＶ
と、14〜30wt％のFeと、残りがCoまたはCoとNi
とからなり7.85以下の電子密度をもつ形式上Ｖ
（Fe、Co）3またはＶ（Fe、Co、Ni）3の組成を有
することを特徴とする高温環境で使用するに適し
た合金。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US05/886,379 US4144059A (en) | 1978-03-14 | 1978-03-14 | Ductile long range ordered alloys with high critical ordering temperature and wrought articles fabricated therefrom |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54130435A JPS54130435A (en) | 1979-10-09 |
| JPS6137347B2 true JPS6137347B2 (ja) | 1986-08-23 |
Family
ID=25388948
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2985179A Granted JPS54130435A (en) | 1978-03-14 | 1979-03-14 | Alloy for suitable in high temperature atomosphere use |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4144059A (ja) |
| JP (1) | JPS54130435A (ja) |
| CA (1) | CA1115561A (ja) |
| DE (1) | DE2910044A1 (ja) |
| FR (1) | FR2419982A1 (ja) |
| GB (1) | GB2016520B (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4238229A (en) * | 1979-06-11 | 1980-12-09 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Fe-based long range ordered alloys |
| US4410371A (en) * | 1981-05-22 | 1983-10-18 | Liu Chain T | Long range ordered alloys modified by group IV-B metals |
| US4428667A (en) * | 1982-08-02 | 1984-01-31 | Xerox Corporation | Document deskewing system |
| US4647427A (en) * | 1984-08-22 | 1987-03-03 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Long range ordered alloys modified by addition of niobium and cerium |
| WO1993016343A1 (en) * | 1992-02-12 | 1993-08-19 | Metallamics, Inc. | Intermetallic alloys for use in the processing of steel |
| JP4142753B2 (ja) * | 1996-12-26 | 2008-09-03 | 株式会社東芝 | スパッタターゲット、スパッタ装置、半導体装置およびその製造方法 |
| US6599377B2 (en) | 1999-10-01 | 2003-07-29 | Heraeus, Inc. | Wrought processing of brittle target alloy for sputtering applications |
| US20090010792A1 (en) * | 2007-07-02 | 2009-01-08 | Heraeus Inc. | Brittle metal alloy sputtering targets and method of fabricating same |
| EP3518250B1 (en) | 2018-01-29 | 2023-07-19 | Westinghouse Electric Sweden AB | A structural component for a nuclear reactor, and a fuel assembly |
| USD972791S1 (en) * | 2020-08-31 | 2022-12-13 | Shenzhen FurryKid Technology co., ltd | Pet training receiver |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1862559A (en) * | 1931-08-14 | 1932-06-14 | Bell Telephone Labor Inc | Workable magnetic compositions containing principally iron and cobalt |
| US2190667A (en) * | 1938-04-09 | 1940-02-20 | Bell Telephone Labor Inc | Permanent magnet alloy |
| DE1045107B (de) * | 1952-10-11 | 1958-11-27 | Junghans Geb Ag | Verwendung von Legierungen auf der Basis Eisení¬Kobaltí¬Vanadin fuer Federn |
| CH371470A (de) * | 1956-07-06 | 1963-08-31 | Foundation Res Inst | Verfahren zur Herstellung eines federnden Elementes |
| US3422407A (en) * | 1964-10-20 | 1969-01-14 | Bell Telephone Labor Inc | Devices utilizing a cobalt-vanadium-iron magnetic material which exhibits a composite hysteresis loop |
| NL7002632A (ja) * | 1970-02-25 | 1971-08-27 | ||
| US3898081A (en) * | 1973-12-13 | 1975-08-05 | Vasily Valentinovich Kukhar | Nickel base alloy for precision resistors |
-
1978
- 1978-03-14 US US05/886,379 patent/US4144059A/en not_active Expired - Lifetime
-
1979
- 1979-02-06 CA CA320,959A patent/CA1115561A/en not_active Expired
- 1979-02-08 GB GB7904503A patent/GB2016520B/en not_active Expired
- 1979-03-14 DE DE19792910044 patent/DE2910044A1/de not_active Withdrawn
- 1979-03-14 JP JP2985179A patent/JPS54130435A/ja active Granted
- 1979-03-14 FR FR7906516A patent/FR2419982A1/fr active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS54130435A (en) | 1979-10-09 |
| FR2419982B1 (ja) | 1984-03-02 |
| FR2419982A1 (fr) | 1979-10-12 |
| GB2016520B (en) | 1982-09-08 |
| US4144059A (en) | 1979-03-13 |
| GB2016520A (en) | 1979-09-26 |
| DE2910044A1 (de) | 1979-09-20 |
| CA1115561A (en) | 1982-01-05 |
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