JPS6250435A - 合金の製造方法および相安定性に優れたＮｉ基単結晶超合金の製造方法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は各種合金の相安定性の評価、合金緒特性の評価
、品質管理に用いられる合金の相安定性指標図に関する
ものである。

（従来の技術） 従来の合金の相安定性の評価は専ら経験によるところが
多く、多数の試行錯誤の実験あるいは検査によって来た
。一般にはこのような実験によって得られた２元または
３元合金状態図、あるいはオーステナイト系ステンレス
鋼の溶接溶着金属や鋳物に対して適用されるシエフラー
（Ｓｃｈａｅｆ　ｆ　１ｅｒ）の図のようなものが、相
安定性を示す経験的指標図とて用いられてきた。

（発明が解決しようとする問題点） しかし、これらでは２元又は３元合金、もしくはこれら
に比較的少量の合金元素や不純物を含む場合に限り相安
定性を推定することは可能であるが、合金元素量の多い
多元合金についての相安定性の予測は不可能といっても
よい。またこれらについて実験的に評価を行なうことは
多大な費用と時間を要し極めて非能率的であるとともに
、その評価も不正確であるため材料の信顧性の向上や高
性能化を計る点で大きな問題となっている。

（問題点を解決するだめの手段） 本発明者等は上記問題点を解決すべく種々研究の結果、
金属、合金の評価パラメータとして、従来より使われて
いる金属半径、電気陰性度あるいは一原子当りの平均価
電子数（ｅ／ａ）あるいは電子空孔濃度（Ｎν）などに
かわるパラメータとして各種合金の電子構造を分子軌道
法（Ｄｉｓｃｒｅｔｅ　−Ｖａｒｉａｔｉｏｎａｌ　（
ＤＶ）　−Ｘαクラスクー法）によって求めた、（イ）
母金属の中の合金元素のｄ軌道エネルギ一単位（以下？
ｌｄと表わす）および／または（ロ）母金属と合金元素
の間の結合力の大きさを表わす結合次数（以下Ｂｏと表
わす）を用いることにより合金の和安定指標図が得られ
、これで合金の相安定性を評価し得ることを知見した。

本発明は、上記知見に基づくもので、ＭｄとＢｏについ
て、次式により合金の平均Ｍｄ、　Ｂｏを求める。

訂　＝ΣＸｉ（Ｍｄ）ｉ　　　　　　　（１）筋　＝Σ
Ｘｉ　（Ｂｏ）　ｉ　　　　　　　（２）（但しＸｉは
ｉ元素の合金中の原子分率、（Ｍｄ）ｉおよび（Ｂｏ）
ｉ　はそれぞれｉ元素の１値およびＢｏ値である）。こ
のように定義した筋または■を縦軸または横軸或いはＢ
ｏ、　Ｍｄを両軸上にとり、既知合金について求めたＢ
ｏ、Ｍｄからその位置を定め相分布区域を規定したこと
を特徴とする合金の相安定性指標図に関するものである
。

本発明はまた上記品、府をパラメータとして相安定性お
よび合金特性を示したことを特徴とする合金の相安定性
指標図に関するものである。

前記ＤＶ　−Ｘαクラスター法は、数個〜数十個からな
る原子の集合体（クラスター）模型を用いて行なう分子
軌道計算法である。本発明者等が金属の計算に用いたク
ラスター模型を第１図（ａｌ　、　（ｂｌおよび（Ｃ）
に例示する。第１図（ａｌは面心立方格子（ｆｃｃ）。

ＩＮ、６クラスター、（ｂｌは体心立方格子（ｂｃｃ）
　ＭＮ　＋　４クラスター、（Ｃ１は最密六方格子（ｈ
ｃＩＰ）　＋　ＭＮＨｅ、クラスター模型である。但し
Ｎは母金属、Ｍは合金元素を示す。いずれの模型も、そ
の中心にある合金元素Ｍと、それから第１および第２近
接位置にある母金属元素Ｎとからなっている。

次に格子定数から原子間距離を設定し、クラスター（分
子）の電子構造をスレータ−（ｓｌａｔｅｒ）の提案し
たＸαポテンシャルを用いて、セルフコンシステントに
解く。但し通常の方法とは異なり、永年方程式を解くと
き、空間にランダムに選んだサンプル点でハミルトニア
ンと重なり積分の行列要素を計算し、電子のエネルギー
固有値と固有関数を求める。

このクラスター法はバンド計算法とは異なり、局所電子
状態を調べるのに適している。第１図のクラスター模型
を用いて合金元素のまわりの電子状態を調べ、合金効果
を表わすパラメータ、即ち母金属と合金元素との間の結
合次数Ｂｏおよび合金元素のｄ軌道レベルＭｄを求める
ことができる。この場合にＭを含むクラスターによって
計算したｄ電子レベルにはＭに基づく新たな電子準位ｅ
ｇ＋　ｔｚ９の２つのレベルが現われる。この両者の平
均値をとってＭｄとして表わす。また結合次数Ｂｏは母
金属Ｎと合金元素Ｍのそれぞれの原子軌道の重なり積分
を第１図のクラスター内のＭのまわりのすべてのＮに対
して計算して求める。そして多元合金においてはＭｄと
Ｂｏの平均値をそれぞれ、前記（１）式および（２）式
のように組成平均で示す。

本発明においては、冊または品を縦軸または横軸に、或
いは筋と冊を両軸上にとり、既知合金についてＢｏ、Ｍ
ｄからその位置を定め相分布区域を規定する。あるいは
訂または筋をパラメータとして相安定性および合金の特
性を示したことを特徴とする合金の相安定性指標図を求
める。

（実施例） 本発明を次の実施例により具体的に説明する。

大施炭上 オーステナイト系鉄基耐熱合金の相安定性の旧による評
価（１１゜ 面心立方格子（ｆｃｃ）構造のオーステナイト系耐熱合
金では、高温で長時間使用後σ相などのＴＣＰ（ｔｏｐ
ｏｒｏｇｉｃａｌｌｙ　ｃｌｏｓｅ　ｐａｃｋｅｄ）構
造をもつ脆化相が析出し、材料の性質特に靭性を低下さ
せ材料の耐用寿命を短かくする。この種オーステナイト
系合金の相安定性の評価パラメータとしては、世界的に
電子空孔濃度（Ｎｖ）が使われ、経験的な評価法がＰＨ
ＡＣＯＭＰ　（Ｐｈａｓｅ　ｃｏｍｐｕｔａ口ｏｎの略
）として用いられて来た。ここでこのパラメータは合金
を構成する純金属のフェルミレベル以上の電子空孔の濃
度を示すものである。以下この方法と比較して本発明の
ものの優位性を示す。

表１は第１図（ａ）のクラスター模型を用いて行った計
算の結果得られたｆｃｃ構造の間およびＢｏの各パラメ
ータと、従来用いられて来たＮｖの各値を示す。

表　　１ 第２図は表２ａ）に示す実験的に作成した５４種の鉄基
耐熱合金ＨＫ　−４０を４０％冷間圧延後、８００℃に
おいて１５．０００時間加熱時効した後のび相の析出の
有無をａ）Ｎｖ、　ｂ）Ｍｄで整理した相安定性指標図
である。ここで、πは式（１）　、（２）と同様に求め
た平均Ｎｖ値である。合金を表２ｂ）に示すようにＳｉ
量の少ないＡ群と多いＢ群とに分けて考える。第２図の
ｂ）から明らかなように、Ａ群では訂が約０．９００の
位置にσ相の析出限界がある。本発明者等は各種２元お
よび３元系状態図のｒ／ｒ＋σ相境界よりオーステナイ
ト（γ）相におけるσ相の析出限界値■「）を求め、こ
れが次式で表わされることを確かめている。

薊Ｃ＝　６．２５Ｘ１０−５Ｔ　＋０．８３４　−・・
（３）ここでＴは絶対温度、Ｋである。

表２ ＨＫ　−４０合金の組成　（重量％） ａ） 上記のＡ群合金に対するσ相析出限界値の０．９００（
ｅＶ、ただし簡略のため省略する）は（３）式より本実
験の加熱時効温度８００℃における計算値と一致する。

一方、Ｂ群合金では約０．９２５に析出限界がある。こ
の差異は高Ｓｉ合金では第２図中のＳＥＭ写真によるＣ
ｒ、Ｎ１５Ｓｉｚ（Ｃ）の高Ｓｉ化合物が析出するため
である。もしこの化合物の存在を考慮すると第２図（Ｃ
）にみられるようにσ相の析出限界の酊。は０．９０近
くに減少しＡ、［３両群ともほぼ同じ臨界’Ｆ＋ａ値と
なる。一方、第２図（ａ）のＮｖでは、σ相析出の境界
は大きな幅をもち、Ａ、Ｂ両群の間でも予測精度か低い
ため、（ｂｌの冊で見られたような明瞭な差が認められ
ない。

尤侮桝１ オーステナイト系鉄基耐熱合金の相安定性の旧による評
価（２）。

第３図は蒸気改質装置の熱交換器として８００〜３５０
°Ｃの温度で、３５０００〜８００００時間実機使用し
た後のＨＫ　−４０合金に生成したσ相の体積百分率の
データを府で表わした相安定指標図である。この場合合
金の組成は規格内のもので（表２＋ｃ参照）σ相の生成
しないことが装置寿命の点から望ましい。使用合金の一
直は０．９０３から０．９２２の間にあるが、第３図か
らσ相の生成しない皿値は０．９０５で、この値は（３
）弐より求めた８００°Ｃにおける値０．９０とほぼ一
致する。このことからこの種機器に用いるＨＫ　−４０
はＭｄ≦０．９０５になるようなものを選べばよいこと
がわかった。なお、実施例１および２の計算では従来の
実験事実に基いて、合金に含まれるＣはすべてＣｒｚ３
Ｃ，、相を作るものとして計算して、同相が析出した残
りのγ相の組成について求めている。

実施例３ Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金の積層欠陥エネルギーの間によ
る評価オーステナイト系（ｆｃｃ）合金の積層欠陥エネ
ルギ（ｓｔａｃｋｉｎｇ　ｆａｕｌｔ　ｅｎｅｒｇｙ）
は、合金の加工硬化や、高温におけるクリープなどを支
配する重要な物理的性質である。

ｆｃｃ金属の（１１１）面に積層欠陥が現れると、その
部分の原子配列はｈｃｐ金属のそれと同様になる。

従ってｈｃｐ相生酸生成するｆｃｃ相の相安定性を示す
ものと考えて、？Ｉｄを積層欠陥エネルギーの評価に用
いうる。

第４図は電子顕微鏡を用いてノード（ｎｏｄｅ）法やウ
ィークビーム（ｉｖｅａｋ　ｂｅａｍ）法で求めた積層
欠陥エネルギーを罰で整理したものである。数個の例外
を除き、データは狭い帯の中に納まる。またｌ印は最新
のウィークビーム法で求めたデータをプロットしたもの
があるが、はぼ帯の中心にある。

皿の増加とともに積層欠陥エネルギーは減少し、冊が約
０．９０を越えるととほぼ一定値になる。実用ステンレ
ス鋼のＳＯ３３０４や３１６などの訂は約０．９０であ
り、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金で積層欠陥エネルギを最低
にする合金組成であることがわかる。このようにして煩
雑な実験を行うことなく、合金組成から積層欠陥エネル
ギー値を求めることができる。

実施例４ ニッケル基栄結晶超耐熱合金の相安定性の旧に、よる評
価。

ニッケル基ｊＦ−結晶超耐熱合金は高温で使用中破損の
起点となる結晶粒界を含まず、約５５〜６７容量％の多
星の析出Ｔ　’　　（Ｎｉ、Ａ４構造）相と基質をなず
ｒ　（ｆｃｃ構造）相を含み極めて強靭な超耐熱合金で
あり、ジェットエンジンの動翼等に用いられる。

この合金では一方向凝固法により単結晶を作製した際、
Ｌｒ＋ｒ’（Ｌは融液）共晶反応によって生成した共晶
γ′相を数容址％含むが、約１３００℃付近に加熱する
溶体化処理でも残留する場合、塊状に存在する共晶γ′
相の界面が破損の起点となって高温強度特性が劣化する
。そこで、溶体化処理によって共晶γ′相をほとんど消
失させうる合金組成を選び、あるいは実用合金では合金
組成を調整して品質管理を行う必要がある。

さらに長時間使用後に地質γ相からσやμなどのＴＣＰ
相が生成するとクリープラブチャー寿命や靭性が低下す
るので、合金の相安定性が極めて重要である。

第５図は■１２ａＬχ八ｌ　　−１０ａｔｌ　Ｃｒ　−
Ｔａ　−Ｗ　−残余Ｎｉおよび■１４ａｔχＡｊ２−１
１ａｔχＣｒ　−Ｔａ　−Ｗ　−残余Ｎｉの２系統の合
金の相安定をＴａと臀を両軸にとって示した指標図であ
る。上記の溶体化処理によって共晶γ′相をほぼＯ容量
％とする組成は、Ｍａｔ（合金の原子（ａｔ）％で表わ
した合金の組成につき計算した平均冊値）＝０．３９　
（■）、および−０，９４（■）で表わすことができる
。一方、σまたは７１相の脆化相の析出限界はｑａｒ（
γ相の原子％で表わした組成につき旧ヌした・Ｖ均府値
）・０．９３　　（■）、および・０．９４　　（■）
で表わｔζ：′、とができる。高Ｗ側ではこれら以外に
Ｗを主体とするα（ｂｃｃ構　　　得た。

造）相が析出しやはりクリープラブチャー寿命や靭性が
低下する。この限界は実験により確かめられ、これを１
点鎖線で表示しである。

以上のことがら■および■の合金系について選択し得る
限界組成位置は第５図で斜線を施した範囲になる。この
相安性指標図を基に合金組成を選びクリープラブチャー
試験を実施した結果を表３に示す。比較合金ではＮＡＳ
ＡＩＲ−１００合金を選び、表には実験合金とともにそ
の組成を、第４図には組成位置を示しである。これらの
合金について単結晶を作製後、表の下段に示す熱処理を
施した後、直径４龍、標点長３０鰭の丸棒試験片を用い
て、温度１０４０℃一応力１４　ｋｇ　／　ｍｓ　”の
条件でクリープラブチャー試験を行った結果のクリープ
ラブチャー寿命について表３に示す。時効処理が多少異
なるが■の限界に近いＴＵＴ　−２３は比較合金に比し
著しく長寿命を示した。また、ＴＵＴ　６と７を比較し
てみると限界に近いＴＵ１６は長寿命であるのに対し限
界を超えたＴＵＴ　７は約２５％の減短寿命である結果
をン合金の相安定性のＢｑおよびＭｄによる評価。

ン（Ｔｉ）は低温でα（ｈｃｐ構造）相および高温〕Ｃ
構造）相の同素体を有するため、チタンα、βおよびα
＋βの３種に分類される。

それぞれ第１図ｆｂｌのおよび（ｃ）に示すようなよび
ｈｃｐ構造について計算を行い、ＢｏとＭｄたが、両者
に大きな差は見られないので単安定指標図にはβ構造（
ｂｃｃ）について求めよびＭｄの値を使った。

ズはその組成によりｆｌ）式および（２）式を用いた筋
を縦軸に、直を横軸にとった相安定性で、在来の実用チ
タン合金約４０種の筋、訂が記号で示されている。代表
的な合金１６種は次の通りで、第６図に番号で示しであ
る。

Ｔｉ合金 Ｉ　　Ｔｉ−４，５３ｎ−１１，５Ｚｒ−６Ｚｒ（Ｂｅ
ｔａ　ＩＴＩ）２　　　Ｔｉ−３八ｌ−８Ｖ−４Ｚｒ−
４Ｍ１−８Ｖ−４Ｚｒ−４Ｃ）３　　Ｔｉ−３ＡＩ−８
Ｖ−８Ｚｒ−２ＦＴｉ−３ＡＩ−８Ｖ−８Ｔｉ−３ＡＩ
−１３Ｖ−１１Ｃｒ（１３−１１−３）５　　Ｔｉ−１
５Ｚｒ−５Ｚｒ−３ＡＩ６　　Ｔｉ−８Ｍｎ（８Ｍｎ） ７　　　Ｔｉ−６八１−６Ｚｒ−２３ｎ−４２ｒ（６−
２−４−６）８　　　Ｔｉ−５八ｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−
４Ｚｒ−１−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｔｉ−６ＡＩ−４Ｖ（
６−４） １０　　Ｔｉ−６ＡＩ−６Ｖ−２Ｓｎ（６−６−２）１
１　　　Ｔｉ−２，２５八ｌ−１１１−１１Ｓｎ−５Ｚ
ｒ−Ｉ、２Ｓｉ（ＩＭＩ−６７９）１２　　Ｔｉ−６Ａ
Ｉ−０，５Ｚｒ−５Ｚｒ−０，２Ｓｉ（１ＡＩ−６８５
）１３　　Ｔｉ−６ＡＩ−２Ｍｏ２Ｓｎ−４Ｚｒ（６−
Ｔｉ−６ＡＩ−２Ｔｉ−５Ｔｉ−５ＡＩ−６Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−Ｉ、２５ｉ（ＩＭＩ−８２９）１５　　　Ｔｉ−５
八ｌ−２，５Ｓｎ（Ａ−１１０）１６　　Ｔｉ−８ＡＩ
−ＩＶＴｉ−８ＡＩ−ＩＶ−Ｉ元素記号の前の数字はい
ずれも重量％を示している。この第５図によって各合金
の組織は明瞭にα、β、α＋βの３領域に分離してプロ
ットされる。Ｍｄ＝２．３５　、　Ｂｏ＝２．７８近傍
のＮｏ６のＴｉ−８Ｍｎ合金はα＋β合金となっている
が、この合金はα→−β温度範囲で熱処理するよう規定
されているがためで、元来β型合金に属することがわか
る。

第７図はＴｉを母金属とし、図示する他の合金元素を加
えたとき、合金がＢｏ　−Ｍｄの指標図上でどの方向に
相安定性が変化するかを示す図である。例えばＭｏやＷ
を加えるとＴｉの位置から左上方に動き、一方、八ρを
加えると左下方にＳｎでは右下方に動き、第６図のα相
領域に入る。筋−石は材料の機械的性質をはしめ、種々
の物性と関係がある。従って第６図と第７図を比較し２
て、どの合金元素をどの程度添加すればよいかという、
いわゆる合金設計や、不純物などの他元素によってどの
ように性質が変わるかということを知ることによって品
質管理に利用できる。

上記α相（ｈｃｐ）はβ相（ｂｃｃ）に比べ、塑性加工
性が劣る。そこでチタン合金を製造する際熱間加工は主
としてβ相領域もしくはβ」−α相境界付近の温度で行
なう。このβ　α＋β変態温度をβトランザス温度と称
しており、それ以上の温度ではβ単相である。この温度
は上記熱間加工の他、合金の熱処理などによって組織を
制御する上で極めて重要である。

次の３元系Ｔｉ合金、　　ａ　：　Ｔｉ−Ａ　ｌ　−Ｍ
ｎ、　ｂ　：　Ｔｉ−Ａ　ｌ　−Ｍｏ。

ｃ　：　Ｔｉ−ＡｊＬＮｉ、　ｄ　：　Ｔｉ−Ａ７！−
Ｖ、　　ｅ　：　Ｔｉ−Ｃｒ−Ｆｅ。

ｆ　：　Ｔｉ−Ｃｒ−Ｗ、　ｇ　：　Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃｒ
、　　ｈ　：　Ｔｉ−Ｍｏ−Ｍｎ。

ｉ：　Ｔｉ−Ａ　１２−Ｃｒについてβ−トランザスの
整理を行いその結果を第８図に示す。合金系に関係なく
、βトランザス（９７３〜１．２７３Ｋ）一定の曲線は
、はぼ同し筋−面線図上にある。このことは、Ｂｏ　−
Ｍｄがｂｃｃ　Ｔｉの相安定性を記述するのに重要なパ
ラメータであることを示唆している。

それぞれの温度における曲線群を１つの直線で近似すれ
ば、第９図に示すように、等間隔の４本の直線が引ける
。図中には実用合金のβトランザスがプロットしである
。ここで各合金の番号は第６圓に示したものと同じ合金
を示す。例えば隘９ノＴｉ−６Ａ　Ｉ！−４Ｖのβトラ
ンザスは約１２６０にであり、○印（１２２４〜１３２
３にの範囲）で示されている。βトランザス（Ｔに）と
９５１冊の間には筋＝０．３２６１酋−１，９５Ｘ　１
０−’Ｔ　→−２，２１７の近似式が成立する。■旧−
６７９（ｍ１１）を除き、βトランザスの実測値と計算
値の一致はよい。

その他、β相領域より急冷するとマルテンサイト変態が
起り合金によっては硬くかつ脆くなり実用できない。こ
の場合マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）の組成依存
性もβトランザスと同様Ｂｏ　−Ｍｄ指標図で表わすこ
とができる。さらに、４屯安定β相を約４００℃に加熱
あるいは合金を加工した場合オメガ相変態が起り、合金
組成によっては著しく脆化する。このような相手安定性
も同指標図を用いて示すことができる。

このように筋５冊を両軸にとった指標図を用いることに
よって各種の相安定性を示すことができる。

その他、ＢｏやＢｏを原子重量で除した値（Ｂｏ／原子
１１比結合次数）は宇宙、航空機など軽くて強ハごとを
必要とする合金の合金元素の選択を行うことができる。

第１０図はＢｏ（ａｌおよびＢｏ／原子重ｉｉ　（ｂ）
を縦軸にとり、各合金元素について比較した指標図であ
り、例えば代表的チタン合金の６Ａβ−４Ｖ−Ｔｉ合金
のＡ１および■は下段のＢｏ／原子重量の合計値でみる
と著しく高い値を示している。前述のＢｏ　−Ｍｄ指標
図と合せて第１０図によって合金元素を選択し合金開発
もしくは品質管理を行うことができる。

その他、合金の中の不純物遷移金属元素の拡散の活性化
エネルギーもＢｏを用いて評価することができる。

ス財１１１ ニッケル基２元素合金の相安定性のＢｏおよびＭｄを用
いた指標図。

第１０図はニッケル基Ｎ１−Ｍ２元系合金の相安定性を
示す指標図である。ここで・は表１に示すそれぞれのＭ
に対するＢｏとｌ’ｌｄの値（表１参照）をプロットし
たもので（）内の数値は２元合金状態図集に示されてい
るＮ１−Ｍ２元系合金のオーステナイト（γ）相の最大
固溶限で、それぞれの元素Ｍについている金属間化合物
名は、Ｎ１−Ｍ系において生成する化合物和名を示して
いる。

最大固溶限はほぼ図中の破線に沿って等しい値を示し、
Ｂｏ　−Ｍｄの高いＨｆとＺｒではＯであるが、Ｎｉに
近ずくにつれ、１００χの固溶度の全率固溶体となる。

また、Ｂｏ、　Ｍｄの低いＣｕでも全率固溶体であるが
、磁性の研究からはＮｉ　　Ｎｉ＋　Ｃｕ−Ｃｕのクラ
スターの存在が示唆れており、低いＢＯのものでは２相
分離の傾向が生ずる。

次にＮｉ以上のＢｏ、　Ｍｄをもつ元素ではＨｆとＺｒ
を除きＮｉ、Ｍ型の規則格子又は化合物を生成する。Ｎ
ｉの近傍ではＣｕ３＾Ｕ型の（Ａ）型であるが、右上に
行くほど複雑な構造をもつＣ−Ｄ型となる。しかしいず
れの結晶形でも１個のＭの周囲は１２個のＮｉに取、り
囲まれており、Ｎ１−Ｍの結合力が強くなるほど（Ｂｏ
が大なるほど）複雑なＮｉＪ型化合物が生成する。これ
らＡ−ＤのＮｉ　３Ｍ化合物はいずれもＧＣＰ（Ｇｅｏ
ｅ＋ｅｔｒｉｃａｌｌｙ　Ｃ１ｏｓｅ　Ｐａｃｋｅｄ）
相であるが、σ。

μなどのＴＣＰ相は高いＢｏと旧の元素で生ずる。また
ＩｆやＺｒでは多数の化合物相を生じる。これらの化合
物相はそれぞれの相範囲が極めて狭く、いわゆる線状化
合物（ｌｉｎｅ　ｃｏｍｐｏｕｎｄ）とよばれる相であ
る。

第１１図には２種の実用合金、１．モネル合金（Ｎｉ−
３０重量％Ｃｕ）　、２．ニクロム合金（Ｎｉ　−２０
重量％Ｃｒ）のＢｏ　−Ｍｄ位置が示されている。この
上うに第１０図を用いて、合金の相安定性の位置を示す
ことができる。たとえば、Ｎｉにある金属元素Ｍを加え
ると、合金の相安定性はＮｉと当該Ｍの点を結ぶ線上で
変化する。この場合他の元素を同時に加え多元合金とす
る場合、合金の相安定性はそれら元素の点を結ぶ方向の
ベクトルを合成した方向に変化し、式（１）および（２
）によってその相安定性位置を示すことができる。これ
らのことは実施例５に記載したと同様である。

太崖開１ 鉄基２元系合金の相安定性のＢｏおよびＭｄを用いた指
標図。

実施例６と同様に鉄基２元系合金の指標図を第１２図に
示す。この場合計算は第１図（ｂ）に示した体心立方（
ｂｃｃ）構造のクラスターについて計算したもので、第
１２図中の・は第１１図と同様計算によって得られたそ
れぞれのＭに対するＢｏとＭｄをプロットしたものであ
る。また、（）内の２つの数字の中最初のものはＦｅ−
Ｍ２元素合金のフェライト（ｂｃｃ）相の７００℃にお
ける固溶度と、後のものは常温におけるそれを示す。こ
れらの溶解度は前述のＮ１−Ｍ系の場合と同様破線に沿
ってほぼ等しく矢印の方向に次第に増大する。Ｂｏ、　
Ｍｄの低いＦｅ　−Ｃｕ系合金では低温でｔ−Ｃｕ（ｆ
ｃｃ）とα−Ｆｅ（ｂｃｃ）の２相に分れ、Ｃｕ−Ｃｕ
、　Ｆｅ−Ｆｅ結合が強まってこのような分離が生ずる
ことはＮ１−Ｍ系の場合と同様である。

化合物や規則格子（この場合、Ｂ２（ＣｓＣ１構造）型
結晶）の生成傾向もＢｏ　−Ｍｄの位置で群別される。

図には不鉄鋼として用いられるＦｅ−１８％Ｃｒ合金と
、低温用鋼のＦｅ−９％Ｎｉ合金のＢｏおよびＭｄの位
置を示す。これらフェライト系実用合金の相安定性も前
のＮ１−Ｍ系の場合と同様に表わすことができる。

（発明の効果） 以上説明してきたように、本発明の相安定性指標図によ
って、金属材料の相安定性を正確に表わすことができる
。この相安定性は材料の機械的性質のみならず、物理的
、化学的緒特性にも影響している。従来、金属材料の開
発や品質、特性の管理においては、これらの車ないし複
数の性質に及ぼす合金元素の影響を測定より求め、それ
らのデータより最適合金組成を決定したりする手法が常
用的に行われている。これらは多大の経費、労力および
時間を要し極めて非能率的であり、特に多元系の合金に
ついてこのようなことを実施することは極めて困難であ
る。さらに従来あまり実験例のない元素（例えばＶなど
）を母金属とする合金を開発しようとするときは、さら
に膨大な研究開発投資を必要とする。このような場合で
も当該母金属元素について予め合金元素ＭのＢｏおよび
間を計算によって求め、相安定性指標図を用いて相安定
ないしは組子安定範囲を予測し、限定された範囲の合金
について実験を行うことによって従来より大幅に費用、
労力および時間を軽減することができる。

実用金属材料は一般に規格によって成分元素の上限と下
限が定められている。しかし、材料を製造や使用する際
規格で規定された元素量をどの程度の値にするべきか、
また規格で規定されていない元素（不純物など）の値を
どの程度まで許容しうるかということは実用上極めて重
要である。これらについても各元素の量のみではなく、
合金相を構成する各元素の筋または冊もしくは両者を用
いた指標図によって総合的に決めることができる。

これから一定の基準を設は品質を管理することが可能と
なる。例えば耐熱合金における脆化相の生成防止がそれ
にあたる。この場合特に筋、府を両軸にとった５１冊指
標図を用いることによって、従来の合金状態図ではそれ
ぞれ合金元素と母金属の間の相関係のみについて示して
いるのに対し、相安定性や化合物の生成傾向を総合的に
示すことができる。また、実施例５のＴｉ合金の例にみ
るように、各種多元系実用合金の組織や相安定性、ある
いはβトランザスやマルテンサイト変態のような各種相
変態温度などの合金組織に関する情報を総合的に示すこ
とができ、それによって多元素合金の相安定性や各種特
性の評価が可能である。

また希少金属や高価な金属を他の金属に代替した新しい
金属材料を製造する場合（例えばＣｏをＮｉに、Ｎｉを
Ｍｎに代替など）も本発明の指標図を用いて、在来合金
と同等な相安定性を保持するよう成分金属を調整する等
の措置により最適組成を決定しうるため、単に研究開発
のための経費、労力および時間の軽減のみならず、総合
的に安価なものを製造できて、経済的効果のみならず、
省資源の効果も大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａｌ、　（ｂ）および（Ｃ）は夫々クラスター
模型の斜視図、 第２図はＨＫ　−４０のσ相析出に関する相安定性指標
図、 第３図は８００〜８５０℃で３５．０００〜ｓｏ　、　
ｏｏｏ時間実機で使用したＨＫ　−４０のσ相析出に関
する相安定性指標図、 第４図はＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金の積層欠陥エネルギー
の？ｌｄによる評価を示す線図、 第５図はニッケル基単結晶超耐熱合金の共晶Ｔ７相およ
びＴＣＰ相生成に関する相安定性指標図、第６図は、チ
タン合金の相安定性指標図、第７図は、チタン合金の相
安定性指標図で示した合金元素の相安定性・＼の効果を
示す線図、第８図は３元系Ｔｉ合金のβ−トランザス曲
綿し１、第９図は、チタン合金のβ−トランザス温度を
示す相安定性指標図、 第１０図は、Ｔｉ合金の１１ｏおよびＢｏ／原子重呈重
量ず相安定性指標図、 第１１図は、ニッケル基２元素合金の相安定性指標図、 第１２図は、鉄基２元素合金の相安定性指標図である。 （ａ）　　　　　　（ｂ） ｏＭ （Ｃ） ○Ｎ Ｍは 第６図 ２，２５　　　２．３０　　　２３５　　　２．４０　
　　２４５Ｔｉ−Ｍ　　（（Ｌ）Ｍ−ＭＯ（ｂ）Ｆｅ　
　（Ｃ）Ｃｒ　　（ｄ）　間Ｍ　（６）Ｖ　　（ｆ）Ｃ
。 （））　ＮＨ 第７図 ２２５　　２．３０　　２，３５　　２．４０２４５　
　２．５０円 第８図 ２２０　　２．２５　２，３０　２．３５２４０　２Ａ
５　２．５０両 第９図 ２．２０　２．２５　　２．３０　２．３５　　２４０
　　２．４５　２５０両 第１Ｏ図 ＡＩ　：５ｉ　ｋＴｉ　Ｖ　５Ｍ？ＩＦａＣ：ＯＮｉ　
ＬａｌｒＮｂＭｏＨヂＩαＷ手　　続　　補　　正　　
計 昭和６１年５月７日 特許庁長官　　宇　　賀　　道　　部　　殿１、事件の
表示 昭和６０年特許願第１００２２０号 ２、発明の名称 合金の相安定性指標図 ３、補正をする者 事件との関係　　特許出願人 湯　　　川　　　夏　　　夫 森　　　永　　　正　　　彦 ４、代理人 １、明細誓第５頁第７行、第８行「ＭＮ、６Ｊを「ＭＮ
、８Ｊにそれぞれ補正し、 同頁第１４行のｒ　（５ｋａｔｅｒ　）　Ｊをｒ　（５
ｌａｔｅｒ　）　」に補正する。 ２、同第７頁第９行「ｃｌｏｓｅ　ｐａｃｋｅｄ　Ｊを
「ｃｌｏｓｅ−ｐａｃｋｅｄ　Ｊに補正し、 同頁第１６行「以上の電子空孔」を「以上のｄバンド内
の電子空孔」に補正し、 同頁第２０行「ｗｔ造」を「格子」に補正する。 ３、同第１２頁第６〜】０行を下記の如く補正する。 「Ｆｅ　−Ｎ土−Ｑｒ系合金の積層欠陥エネルギーのＨ
ａによる評価。 オーステナイト系（ｆｅｅ　）合金の積層欠陥エネルギ
（ｓｔａｃｋｉｎｇ　ｆａｕｌｔ　ｅｎｅｒｇｙ　）は
、合金の加工硬化や１高温におけるクリープなどを支配
する重要な物性パラメータである。」 転向第１８頁第１８行「Ｌ　　ｒ＋ｒ’Ｊを「Ｌ４　ｒ
　＋　ｒ’Ｊに補正する。 ５、同第１４頁第１６行「＝Ｏ０δ９（■）、および＝
０．９４　Ｊを「＝　０．９８　（■）、および＝　０
，９９　Ｊに補正する。 ８、同第１５頁第１０行「第４図」を「第５図」に補正
し、 同頁第１９行１’−ＴＵＩ６Ｊを「ＴＵ’ｌ’６Ｊに補
正する。 ７、同第１９頁第１５行［（ｌｌｌ−８２９）　Ｊを［
（５６２１Ｓ）Ｊに補正する。 ８、同第２０頁第８行「動き、」を「動く。」に補正し
、 同頁第９行「Ａｌを一一一右下方に」を「ＡＩやｓｎを
加えると左下方に」に補正し、 同頁第２０行「このβ　α＋β」を「このβヰα＋β」
に補正する。 ９、同第２１頁第１９行「め１２６０ｋＪを「約１２６
０ＫＪに補正する。 】０．同第２２頁第２〜８行１’−ＩＩＩ−６７９（階
１１）を除き１」を削除し、 同頁第１８行Ｉ？ま宇宙」を「を用いて宇宙」に補正す
る。 １１、同第２８頁第１１行の「実施例５」を「実施例６
」に補正し、 同頁第１４行「第１０図」を「第１１図」に補正する。 １２、同第２４頁第１７行「（３１ｏｓｅ　Ｐａｃｋｅ
ｄ　Ｊを「Ｃ１ｏｓｅ　−ｐａｃｋｅｄ　Ｊに補正する
。 １３、同第２６頁第６行「７００℃における」を「最大
」に補正し、 同頁第６行「常温におけるそれを示す。」を「７００℃
における固溶度を示す。」に補止し、同頁第１５行「不
鉄鋼」を「不調鋼」に補正する。 １４、同第２８頁第８行［ＢＯまたはＭｄ　Ｊを「Ｂｏ
またはＭｄＪに補正する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、合金元素のｄ電子軌道エネルギー準位：Ｍｄと、母
   金属と合金元素との間の結合次数：Ｂｏについて、次式
   により合金の平均値＠Ｍｄ＠、＠Ｂｏ＠を求め ＠Ｍｄ＠＝ΣＸｉ（Ｍｄ）ｉ（１） ＠Ｂｏ＠＝ΣＸｉ（Ｂｏ）ｉ（２） （但しＸｉはｉ元素の合金中の原子分率、（Ｍｄ）ｉお
   よび（Ｂｏ）ｉはそれぞれｉ元素のＭｄ値およびＢｏ値
   である）、このように定義した＠Ｂｏ＠または＠Ｍｄ＠
   を縦軸または横軸或いは＠Ｂｏ＠と＠Ｍｄ＠を両軸上に
   とり、既知合金について求めた＠Ｂｏ＠、＠Ｍｄ＠から
   その位置を定め相分布区域を規定したことを特徴とする
   相安定性指標図。 ２、合金元素のｄ電子軌道エネルギー準位：Ｍｄと、母
   金属と合金元素との間の結合次数：Ｂｏについて、次式
   により合金の平均＠Ｍｄ＠、＠Ｂｏ＠を求め＠Ｍｄ＠＝
   ΣＸｉ（Ｍｄ）ｉ（１） ＠Ｂｏ＠＝ΣＸｉ（Ｂｏ）ｉ（２） （但しＸｉはｉ元素の合金中の原子分率、（Ｍｄ）ｉお
   よび（Ｂｏ）ｉはそれぞれｉ元素のＭｄ値およびＢｏ値
   である）、このように定義した＠Ｂｏ＠または＠Ｍｄ＠
   をパラメータとして相安定性および合金のの特性を示し
   たことを特徴とする合金の相安定性指標図。