JPS6386840A - 高温加工可能なニツケル−鉄アルミニド合金 - Google Patents
高温加工可能なニツケル−鉄アルミニド合金Info
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Classifications
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
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- C22C19/007—Alloys based on nickel or cobalt with a light metal (alkali metal Li, Na, K, Rb, Cs; earth alkali metal Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Al Ga, Ge, Ti) or B, Si, Zr, Hf, Sc, Y, lanthanides, actinides, as the next major constituent
-
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- C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W
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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】
本発明は、好適な熱延性および熱間成形加工性な示す、
高強度ニッケル−鉄アルミニド（Ｎｉ−Ｆｅ−△ｌｕｍ
ｉｎｉｄｅ）合金に関する。
高強度ニッケル−鉄アルミニド（Ｎｉ−Ｆｅ−△ｌｕｍ
ｉｎｉｄｅ）合金に関する。
トリニッケルアルミニド（Ｎｉ３Ａ＋）を基礎材料とす
る規則的な金属間化合物合金は、高温における溝道用途
に対して好ましい独特の性質を有する。即ち、従来の合
金の降伏応力が温度の上昇によって減少するのに対して
、上記の金属間合金は、温度の上昇と共に降伏応力が増
加するという特異な機械的挙動を示ず。このトリニッケ
ルアルミニドは、工業用のニッケルを基材とする超合金
のうちで最も単質な補強成分である。これは、トリニッ
ケルアルミニドの侵れた高温強度Ｊ３よび耐クリープ性
によるものである。この種のニッケルアルミニド類の工
業材料としての使用が制限される主な理由は、これらニ
ッケルアルミニドが脆性破壊を示し、また延性が低い傾
向にあることに依る。
る規則的な金属間化合物合金は、高温における溝道用途
に対して好ましい独特の性質を有する。即ち、従来の合
金の降伏応力が温度の上昇によって減少するのに対して
、上記の金属間合金は、温度の上昇と共に降伏応力が増
加するという特異な機械的挙動を示ず。このトリニッケ
ルアルミニドは、工業用のニッケルを基材とする超合金
のうちで最も単質な補強成分である。これは、トリニッ
ケルアルミニドの侵れた高温強度Ｊ３よび耐クリープ性
によるものである。この種のニッケルアルミニド類の工
業材料としての使用が制限される主な理由は、これらニ
ッケルアルミニドが脆性破壊を示し、また延性が低い傾
向にあることに依る。
最近、この種の合金に対して、降伏強さを増大させるた
めに鉄を添加し、また延ｉ生を増加させるためにホウ素
を添加し、ざらに冷間加工性を改良するためにヂタンヤ
マグネシウムおよびニオブを添加することなどによる材
質改良が提案されている（米国特許出願・出願番号第５
１９．９４１号： １９８３年８月３日出願：［高温用
途用の延性７）Ｉ、ｔミニド合金（Ｄｕｃｔｉｌｅ Ａ
ｌｕｍｉｎｉｄｅＡｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ｈｉｇｈ
Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ
）」）。また、このＮ ！ ３ Ａ ｌ ｕ材合金に対
して、前述の如き鉄およびホウ素の添７ＪＯによる材質
改良の他、高温における強度を更に増加させるためにハ
フニウムおよびジルコニウムを添加することも提案され
ている（米国特許出願・出願番号第５６４．１０８号：
１９８３年１２月２１日出願：「高温用途用の延性ア
ルミニド合金」）。
めに鉄を添加し、また延ｉ生を増加させるためにホウ素
を添加し、ざらに冷間加工性を改良するためにヂタンヤ
マグネシウムおよびニオブを添加することなどによる材
質改良が提案されている（米国特許出願・出願番号第５
１９．９４１号： １９８３年８月３日出願：［高温用
途用の延性７）Ｉ、ｔミニド合金（Ｄｕｃｔｉｌｅ Ａ
ｌｕｍｉｎｉｄｅＡｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ｈｉｇｈ
Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ
）」）。また、このＮ ！ ３ Ａ ｌ ｕ材合金に対
して、前述の如き鉄およびホウ素の添７ＪＯによる材質
改良の他、高温における強度を更に増加させるためにハ
フニウムおよびジルコニウムを添加することも提案され
ている（米国特許出願・出願番号第５６４．１０８号：
１９８３年１２月２１日出願：「高温用途用の延性ア
ルミニド合金」）。
これらの改良された合金は、上述した数々の有益な特性
を持つが、依然、これらの有用性を損いうる欠点をいく
つか示している。例えば、従来のニッケルアルミニド合
金は、温度の上野と共に延性および加工性が減少する。
を持つが、依然、これらの有用性を損いうる欠点をいく
つか示している。例えば、従来のニッケルアルミニド合
金は、温度の上野と共に延性および加工性が減少する。
このため、例えばこのような合金を所望形状を有する製
造部材に加工する際の圧延あるいは鍛造などは、すべて
７００ ’Ｃ未満の温度で行なわなければならない。も
しこの種の合金の熱間加工が１２００″Ｃ付近までの高
温で行ないうるならば、そのような合金は、非常に価値
のあるものになるのであろう。というのは、当業界での
加工の経験および能力はこの温度において発揮されるか
らでおる。
造部材に加工する際の圧延あるいは鍛造などは、すべて
７００ ’Ｃ未満の温度で行なわなければならない。も
しこの種の合金の熱間加工が１２００″Ｃ付近までの高
温で行ないうるならば、そのような合金は、非常に価値
のあるものになるのであろう。というのは、当業界での
加工の経験および能力はこの温度において発揮されるか
らでおる。
このような高温で加工を行なうことによる他の利益とし
ては、加工費用が低減できること、および加工装首がそ
れ程凸性能でなくても汎むことなどが埜げられる。
ては、加工費用が低減できること、および加工装首がそ
れ程凸性能でなくても汎むことなどが埜げられる。
本発明は、約１２００’Ｃの温度において熱間圧延や熱
間鍛造などによる加工が可能なニッケル−鉄アルミニド
合金を提供することを目的とする。
間鍛造などによる加工が可能なニッケル−鉄アルミニド
合金を提供することを目的とする。
本発明の別の目的は、高温において降伏強さが大きく、
また良好な延［生および耐酸化性を示す高温加工性のよ
いニッケル−鉄アルミニド合金を提供することにある。
また良好な延［生および耐酸化性を示す高温加工性のよ
いニッケル−鉄アルミニド合金を提供することにある。
ざらに本発明の目的は、既存のｎＡ造技術を使用して比
較的低コストで装造することのできる前述の特長を備え
たニッケル−鉄アルミニド合金を提供することにある。
較的低コストで装造することのできる前述の特長を備え
たニッケル−鉄アルミニド合金を提供することにある。
本発明の付加的な目的、利点および新規な特長は、その
一部は以下の説明において示され、また他の部分は以下
の記載の考査によって当業者には明らかであり、または
本発明の実施によって理解されうるであろう。更に、上
記した本発明の目的および利点は、本発明の特許請求の
範囲において個々に指摘した手段および粗合せによって
λ８識および達成されるであろう。
一部は以下の説明において示され、また他の部分は以下
の記載の考査によって当業者には明らかであり、または
本発明の実施によって理解されうるであろう。更に、上
記した本発明の目的および利点は、本発明の特許請求の
範囲において個々に指摘した手段および粗合せによって
λ８識および達成されるであろう。
本発明の合金はＮｉ・△１合金を基材とする組成からな
り、所望の目的を達成するために他の元素の添加および
必要に応じて比率の変更を行なうことができる。その際
添加する元素としては、鉄およびホウ素の他、高温強度
を増加させるための１種以上の周期表第１Ｖ ｂ族元素
、並びに熱間加工性を改良するための１種以上の希土類
元素が含まれる。また、モリブデンおよび炭素の添加は
、夫々、耐酸化性および耐亀裂性を改良するために有用
である。そして、１４〜１７重量％の鉄を使用し、延ｉ
生を高めるために充分な濃度のホウ素を使用し、合計の
濃度が１１Ｗ％未満の第ＩＶｂ８χ元累を使用し、さら
に約７００°Ｃを越える温度までの熱間ＪＪＩＩＴ性を
増大させるために充分な濃度の痕跡量の希土類元素を添
加する。また、酸化を減少させるために充分な量のモリ
ブデンが合金組成に加えられる。炭素は、モリブデンの
添加によって生じる熱間亀裂を抑制するために充分な量
を用いる。合金の残部は、Ｎｉ３Ａ＋を基材とする組成
で形成される。
り、所望の目的を達成するために他の元素の添加および
必要に応じて比率の変更を行なうことができる。その際
添加する元素としては、鉄およびホウ素の他、高温強度
を増加させるための１種以上の周期表第１Ｖ ｂ族元素
、並びに熱間加工性を改良するための１種以上の希土類
元素が含まれる。また、モリブデンおよび炭素の添加は
、夫々、耐酸化性および耐亀裂性を改良するために有用
である。そして、１４〜１７重量％の鉄を使用し、延ｉ
生を高めるために充分な濃度のホウ素を使用し、合計の
濃度が１１Ｗ％未満の第ＩＶｂ８χ元累を使用し、さら
に約７００°Ｃを越える温度までの熱間ＪＪＩＩＴ性を
増大させるために充分な濃度の痕跡量の希土類元素を添
加する。また、酸化を減少させるために充分な量のモリ
ブデンが合金組成に加えられる。炭素は、モリブデンの
添加によって生じる熱間亀裂を抑制するために充分な量
を用いる。合金の残部は、Ｎｉ３Ａ＋を基材とする組成
で形成される。
更に詳しく述べれば、好適態様においては、延ｉ生を増
大させるために充分なホウ素の量は、０、０１〜０．０
３重損％である。好ましい第１Ｖ ｂ族元素はハフニウ
ムであるが、限られた結果によれば、ジルコニウムも同
様に間隙する。また、好ましい希土類元素はセリウムで
あり、約１２００℃の温度までの熱間加工性を充分増大
させるための使用量は、約０．００２〜０．００７重量
％、好ましくは約０．００５重量％である。イツトリウ
ム。
大させるために充分なホウ素の量は、０、０１〜０．０
３重損％である。好ましい第１Ｖ ｂ族元素はハフニウ
ムであるが、限られた結果によれば、ジルコニウムも同
様に間隙する。また、好ましい希土類元素はセリウムで
あり、約１２００℃の温度までの熱間加工性を充分増大
させるための使用量は、約０．００２〜０．００７重量
％、好ましくは約０．００５重量％である。イツトリウ
ム。
トリウムおよびランタンもセリウムと同様のは能をする
と思われる。
と思われる。
一方、耐酸化性を改善するために必要なモリブデンの量
は、約４重量％以下であり、また熱間加工の間の亀裂の
発生を抑えるために約０．１重用％以下の炭素が必要で
ある。
は、約４重量％以下であり、また熱間加工の間の亀裂の
発生を抑えるために約０．１重用％以下の炭素が必要で
ある。
本発明のニッケル−鉄アルミニド合金は、延性、熱間加
工性、約６００ ’Ｃまでの高い引張り強ざ、および耐
酸化性の組合わさった性質を有するという利点がある。
工性、約６００ ’Ｃまでの高い引張り強ざ、および耐
酸化性の組合わさった性質を有するという利点がある。
ざらに、これらのアルミニド合金は、市販のニッケルを
基材とする超合金と較べて密度が低く、しかも低コスト
である。
基材とする超合金と較べて密度が低く、しかも低コスト
である。
以下に本発明の詳細な説明する。
本発明の合金インゴットの製造は、正確な比率の純金属
チップと、ニッケルに４重量％のホウ素を添加したマス
ターアロイおよびニッケルに４重但％のセリウムを添加
したマスターアロイをアーク溶融することによって行な
った。尚、これらのマスターアロイは、合金中のホウ素
およびセリウムの濃度を正確に調整づ−るために使用し
た。この合金インゴットの加工は、温度１２００’Ｃに
おいて１パスごとに１２％の圧延をそれぞれ３パス行な
う熱間圧延によって行なった。
チップと、ニッケルに４重量％のホウ素を添加したマス
ターアロイおよびニッケルに４重但％のセリウムを添加
したマスターアロイをアーク溶融することによって行な
った。尚、これらのマスターアロイは、合金中のホウ素
およびセリウムの濃度を正確に調整づ−るために使用し
た。この合金インゴットの加工は、温度１２００’Ｃに
おいて１パスごとに１２％の圧延をそれぞれ３パス行な
う熱間圧延によって行なった。
これらのニッケル−鉄アルミニド合金の延性および熱間
加工性は、鉄の濃度、ニッケルに対する鉄の比率、並び
に合金に対するセリウムの如き希土類元素の添加などに
よって大きな影響を受ける。
加工性は、鉄の濃度、ニッケルに対する鉄の比率、並び
に合金に対するセリウムの如き希土類元素の添加などに
よって大きな影響を受ける。
第１表は、ＩＣ−４７で示される合金を基材とする種々
のニッケル−鉄アルミニド合金の熱間加工性を示したも
のでおる。このＩＣ−４７ノ合金は、フルミニウＬ１０
．４ｒＬＩＸＸ％、ｉ１６．１ｉ最％、ホウ素０．０５
重重但および残部ニッケルから成る組成を有する。この
合金は、第１表に示すようにハフニウム（もしくはジル
コニウム）および他の合金の添加によって改質されてあ
り、こ、れらの改質された合金は、異なる（（Ｉ ＣＩ
＋番号が付されている。
のニッケル−鉄アルミニド合金の熱間加工性を示したも
のでおる。このＩＣ−４７ノ合金は、フルミニウＬ１０
．４ｒＬＩＸＸ％、ｉ１６．１ｉ最％、ホウ素０．０５
重重但および残部ニッケルから成る組成を有する。この
合金は、第１表に示すようにハフニウム（もしくはジル
コニウム）および他の合金の添加によって改質されてあ
り、こ、れらの改質された合金は、異なる（（Ｉ ＣＩ
＋番号が付されている。
ハフニウムもしくはジルコニウムは合金の高温強度を改
良するために添加した。しかしながら、ハフニウムおよ
びジルコニウムの合金組成への添加は、１重量％（もし
くは０．５原子％〉未満に制限しなければならず、ハフ
ニウムおよびジルコニウムの濃度がこれを越えると、合
金の熱間加工性を著しく害してしまう。驚くべきことに
、少母のセリウム（０，００２〜０．００７ｍｍ％）は
、ニッケル−鉄アルミニドの熱間７３０工性を実質的に
改良する。ｆ Ｃ−１５９として表わされたセリウム０
．００５重量％および鉄１６．６小聞％を含有する合金
は、最高の熱間加工性を示し、温度１２００ ’Ｃでの
熱間圧延の間にも亀裂の発生は認められなかった。
良するために添加した。しかしながら、ハフニウムおよ
びジルコニウムの合金組成への添加は、１重量％（もし
くは０．５原子％〉未満に制限しなければならず、ハフ
ニウムおよびジルコニウムの濃度がこれを越えると、合
金の熱間加工性を著しく害してしまう。驚くべきことに
、少母のセリウム（０，００２〜０．００７ｍｍ％）は
、ニッケル−鉄アルミニドの熱間７３０工性を実質的に
改良する。ｆ Ｃ−１５９として表わされたセリウム０
．００５重量％および鉄１６．６小聞％を含有する合金
は、最高の熱間加工性を示し、温度１２００ ’Ｃでの
熱間圧延の間にも亀裂の発生は認められなかった。
ＩＣ−４７合金を基材とする種々のニッケル−鉄アルミ
ニド合金を別途調製した。これらの合金は、第■表に示
すように、ハフニウム、セリウム、モリブデンおよび炭
素の添加によってざらに改質を行なったものである。ま
た、これら改質した合金には、異なる“ＩＣ”番号を付
した。
ニド合金を別途調製した。これらの合金は、第■表に示
すように、ハフニウム、セリウム、モリブデンおよび炭
素の添加によってざらに改質を行なったものである。ま
た、これら改質した合金には、異なる“ＩＣ”番号を付
した。
モリブデンの合金組成への添加を、耐酸化性を改良する
ために行なった。モリブデン濃度が３７重口％のニッケ
ル−鉄アルミニドの熱間加工性は、合金組成のわずかな
変化に強く依存する。鉄の濃度が約１４．５重世％より
も少ないと、熱間加工の間に著しく亀裂が発生ずる。セ
リウム０．００５重量３および炭素０．０６重口％を１
５．８ｍｍ％の鉄と共に配合すると、亀裂の形成が完全
に抑えられ、その結果Ｉ Ｃ−１５２として表わされた
組成を有する好ましい合金が（ｑられる。
ために行なった。モリブデン濃度が３７重口％のニッケ
ル−鉄アルミニドの熱間加工性は、合金組成のわずかな
変化に強く依存する。鉄の濃度が約１４．５重世％より
も少ないと、熱間加工の間に著しく亀裂が発生ずる。セ
リウム０．００５重量３および炭素０．０６重口％を１
５．８ｍｍ％の鉄と共に配合すると、亀裂の形成が完全
に抑えられ、その結果Ｉ Ｃ−１５２として表わされた
組成を有する好ましい合金が（ｑられる。
合金中での鉄の含有旧は、１７．５％未満に制限され、
そうしなければ合金の高温強度がある程度失われるであ
ろう。
そうしなければ合金の高温強度がある程度失われるであ
ろう。
これらは、温度１２００’Ｃにおいて熱間圧延もしくは
熱間鍛造によって容易に加工することのできるニッケル
−鉄アルミニド合金の２例である。
熱間鍛造によって容易に加工することのできるニッケル
−鉄アルミニド合金の２例である。
これに対して、市販のニッケルアルミニドは、７００’
Ｃを越える温度での熱間圧延もしくは熱間鍛造によって
熱間加工を行なうことはできない。
Ｃを越える温度での熱間圧延もしくは熱間鍛造によって
熱間加工を行なうことはできない。
調製した２種の合金の金属粗競試験から、湿度１２００
℃からの水中急冷の後に、かなりの伍（２０〜３０体積
％）の第２相、あそら＜Ｂ２相（ＦｅＡ ｌに類似した
ｂｃｃ規則相）が検出された。このＢ２相の体積分率は
、アニール温度の低下と共に減少し、温度ａｏｏ ’ｃ
にあける１６時間のアニールの後には、Ｂ２相は約２％
未満になる。合金の顕微鏡組織の比較から、さらにモリ
ブデンの添加による合金化は、ニッケル−鉄アルミニド
にあける不規則相の形成を減少させることがわかる。
℃からの水中急冷の後に、かなりの伍（２０〜３０体積
％）の第２相、あそら＜Ｂ２相（ＦｅＡ ｌに類似した
ｂｃｃ規則相）が検出された。このＢ２相の体積分率は
、アニール温度の低下と共に減少し、温度ａｏｏ ’ｃ
にあける１６時間のアニールの後には、Ｂ２相は約２％
未満になる。合金の顕微鏡組織の比較から、さらにモリ
ブデンの添加による合金化は、ニッケル−鉄アルミニド
にあける不規則相の形成を減少させることがわかる。
第工表および第■表に示したニッケル−鉄アルミニドの
引張り特性の測定を、シート試験片について、ゲージ部
分１２．７ｕｘ ０．８ｍｍ、クロスヘッド速度２５ｍ
ｍ／ｍｉｎ 、真空下、１２００’Ｃまでの温度で行な
った。Ｉ Ｃ−１５２およびＩＣ−１５９として示した
合金の引張り特性を、アルミニウム１１．９重ｆｆｉ％
、ハフニウム１，７重Ｄ％、ホウ素０．０１５重量％お
よび残部ニッケルの組成のＩ Ｃ−１３６として表わさ
れたニッケルアルミニドの引張り待避と比較した。各種
温度におけるこれらの比較を、第■表に示した。
引張り特性の測定を、シート試験片について、ゲージ部
分１２．７ｕｘ ０．８ｍｍ、クロスヘッド速度２５ｍ
ｍ／ｍｉｎ 、真空下、１２００’Ｃまでの温度で行な
った。Ｉ Ｃ−１５２およびＩＣ−１５９として示した
合金の引張り特性を、アルミニウム１１．９重ｆｆｉ％
、ハフニウム１，７重Ｄ％、ホウ素０．０１５重量％お
よび残部ニッケルの組成のＩ Ｃ−１３６として表わさ
れたニッケルアルミニドの引張り待避と比較した。各種
温度におけるこれらの比較を、第■表に示した。
第■表に示すように、本発明のニッケル−鉄アルミニド
の降伏強さは、空温および温度６００°Ｃにおいて、ニ
ッケルアルミニド（ＩＣ−１３６）の降伏強さよりも大
きい。しかしながら、これらのニッケル−鉄アルミニド
は、約６００°Ｃを越える温度においては、実質的な強
度の減少を示し、実際に８５０℃を越える温度ではニッ
ケルアルミニドよりも弱くなる。しかし驚くべきことに
、本発明のニッケル−鉄アルミニドは、１０００°Ｃお
よび１２００’Ｃにおいてニッケルアルミニドよりも遥
かに延性があり、これらニッケル−鉄アルミニド合金は
両方とも、温度１２００’Ｃにおいて１５０％を越える
引張り伸び率をもち、超塑性挙動を示す。ニッケル−鉄
アルミニドのこの高い延性は、１２００’Ｃにおける優
れた熱間加工性と一致している。
の降伏強さは、空温および温度６００°Ｃにおいて、ニ
ッケルアルミニド（ＩＣ−１３６）の降伏強さよりも大
きい。しかしながら、これらのニッケル−鉄アルミニド
は、約６００°Ｃを越える温度においては、実質的な強
度の減少を示し、実際に８５０℃を越える温度ではニッ
ケルアルミニドよりも弱くなる。しかし驚くべきことに
、本発明のニッケル−鉄アルミニドは、１０００°Ｃお
よび１２００’Ｃにおいてニッケルアルミニドよりも遥
かに延性があり、これらニッケル−鉄アルミニド合金は
両方とも、温度１２００’Ｃにおいて１５０％を越える
引張り伸び率をもち、超塑性挙動を示す。ニッケル−鉄
アルミニドのこの高い延性は、１２００’Ｃにおける優
れた熱間加工性と一致している。
ニッケル−鉄アルミニドｌ Ｃ−１５９のクリープ特性
を、７６０ ’Ｃにおいて１３８）ＩＰａおよび２７６
）ｆＰａで測定した。以下の第１Ｖ表（こ示す限られた
結果は、次のことを示している。すなわち、このニッケ
ル−鉄アルミニドのクリープ破壊時間は、ニッケルアル
ミニドのクリープ破壊時間よりもかなり短いが、ハステ
ロイ（Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ ） Ｘ（米国インジアナ州
ココモのキャボット・コーポレーション（Ｃａｂｏｔｔ
Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ）から市販されている商標登
録合金）のクリープ破壊時間よりは、わずかによい。
を、７６０ ’Ｃにおいて１３８）ＩＰａおよび２７６
）ｆＰａで測定した。以下の第１Ｖ表（こ示す限られた
結果は、次のことを示している。すなわち、このニッケ
ル−鉄アルミニドのクリープ破壊時間は、ニッケルアル
ミニドのクリープ破壊時間よりもかなり短いが、ハステ
ロイ（Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ ） Ｘ（米国インジアナ州
ココモのキャボット・コーポレーション（Ｃａｂｏｔｔ
Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ）から市販されている商標登
録合金）のクリープ破壊時間よりは、わずかによい。
ニッケル−鉄アルミニドの試験片を温度１０５０℃の炉
の中に１時間入れて再結晶化させ、ついで空気に曝して
その耐震化性を測定した。この試験片を周期的（１〜３
日ごと）に炉から取出して、目視検査および重量測定を
行なった。この試験片は、温度８００ ’Ｃおよび１ｏ
ｏｏ’ｃにおける周期的な酸化の間に、一定の手伝増加
を示した。
の中に１時間入れて再結晶化させ、ついで空気に曝して
その耐震化性を測定した。この試験片を周期的（１〜３
日ごと）に炉から取出して、目視検査および重量測定を
行なった。この試験片は、温度８００ ’Ｃおよび１ｏ
ｏｏ’ｃにおける周期的な酸化の間に、一定の手伝増加
を示した。
モリブデンを含有するニッケル−鉄アルミニドの酸化速
度は、温度ａｏｏ ’ｃおよびｉ ｏ ｏ ｏ ’ｃに
おいて共に同じような値であったが、モリブデンを含有
しないニッケル−鉄アルミニドの揚台、その酸化速度は
、温度ａｏｏ ’ｃよりも１０００ ’Ｃの方が遅かっ
た。この酸化速度の低下は、温度１０００℃ではアルミ
ニウム原子が合金内部から表面へ急速に拡散して、合金
の表層においてベースメタルがさらに鼠化することを防
ぐ酸化アルミニウム被膜を形成することを示唆している
。このニッケル−鉄アルミニドは、１０００°Ｃにおい
てニッケルアルミニドに匹敵する耐酸化性を示した。
度は、温度ａｏｏ ’ｃおよびｉ ｏ ｏ ｏ ’ｃに
おいて共に同じような値であったが、モリブデンを含有
しないニッケル−鉄アルミニドの揚台、その酸化速度は
、温度ａｏｏ ’ｃよりも１０００ ’Ｃの方が遅かっ
た。この酸化速度の低下は、温度１０００℃ではアルミ
ニウム原子が合金内部から表面へ急速に拡散して、合金
の表層においてベースメタルがさらに鼠化することを防
ぐ酸化アルミニウム被膜を形成することを示唆している
。このニッケル−鉄アルミニドは、１０００°Ｃにおい
てニッケルアルミニドに匹敵する耐酸化性を示した。
本発明のニッケル−鉄アルミニドは、延性、熱間加工性
、強度、および耐酸化性の粗合わさった利点を有するこ
とがわかるのであろう。ざらに、本発明のニッケル−鉄
アルミニドは、市販のニッケル基材超合金と較べて、密
度およびコストが低いという利点がある。この本発明の
アルミニドの密度は、ニッケル基材超合金の密度よりも
１０〜１５％低い。本発明を以前の研究に対して特長づ
ける決定的な要因は、ハフニウムおよびホウ素の存在に
伴う鉄の濃度の増加である。また、少量の他の元素、例
えばセリウム、モリブデンおよび炭素の添加は、合金の
高温にあ【プる加工性を大幅に改良する。
、強度、および耐酸化性の粗合わさった利点を有するこ
とがわかるのであろう。ざらに、本発明のニッケル−鉄
アルミニドは、市販のニッケル基材超合金と較べて、密
度およびコストが低いという利点がある。この本発明の
アルミニドの密度は、ニッケル基材超合金の密度よりも
１０〜１５％低い。本発明を以前の研究に対して特長づ
ける決定的な要因は、ハフニウムおよびホウ素の存在に
伴う鉄の濃度の増加である。また、少量の他の元素、例
えばセリウム、モリブデンおよび炭素の添加は、合金の
高温にあ【プる加工性を大幅に改良する。
本発明の好適態様についての以上の記載は、例示および
説明を目的として示したものであり、そこに示された内
容のみに本発明は限定されないことは言うまでもなく、
多くの改良および変更が可能なことは明らかである。
説明を目的として示したものであり、そこに示された内
容のみに本発明は限定されないことは言うまでもなく、
多くの改良および変更が可能なことは明らかである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｎｉ＿３Ａｌ基材； 高温強度を増加させるために十分な濃度の第IVｂ族元素
から選ばれた１種または数種の元素； 熱間加工性を増加させるために十分な温度の鉄および十
分な濃度の希土類元素から選ばれた１種または数種の元
素；ならびに 延性を増加させるために十分な濃度のホウ素； から成る高温加工可能なニッケル−鉄アルミニド合金。 ２、前記鉄の温度が、１４．５〜１７．５重量％の範囲
内にある特許請求の範囲第１項記載のニッケル−鉄アル
ミニド合金。 ３、前記ニッケル−鉄アルミニド合金の酸化の減少に影
響を及ぼすために十分な量のモリブデン、およびこのモ
リブデンの添加による亀裂を減少させるために十部な量
の炭素を有する特許請求の範囲第２項記載のニッケル−
鉄アルミニド合金。 ４、前記第IVｂ族元素を、ハフニウム、ジルコニウムお
よびこれらの組合せから成る群より選択し、その使用量
が１重量％未満である特許請求の範囲第２項記載のニッ
ケル−鉄アルミニド合金。 ５、前記希土類元素が、０．０１重量％以下の使用量の
セリウムである特許請求の範囲第２項記載のニッケル−
鉄アルミニド合金。 ６、ホウ素の使用量が０．０１〜０．０５重量％である
特許請求の範囲第２項記載のニッケル−アルミニド合金
。 ７、アルミニウム１０．２重量％、鉄１６．６重量％、
ハフニウム０．９重量％、ホウ素０．０１５重量％、セ
リウム０．００５重量％および残部ニッケルから成る組
成を有する特許請求の範囲第２項記載のニッケル−鉄ア
ルミニド合金。 ８、前記モリブデンの使用量が４重量％以下であり、前
記炭素の使用量が０．０１重量％以下である特許請求の
範囲第３項記載のニッケル−鉄アルミニド合金。 ９、アルミニウム１０．０重量％、鉄１５．８重量％、
ハフニウム０．９重量％、モリブデン３．７重量％、ホ
ウ素０．０１５重量％、セリウム０．００５重量％、炭
素０．０６重量％および残部ニッケルから成る組成を有
する特許請求の範囲第３項記載のニッケル−鉄アルミニ
ド合金。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/786,562 US4731221A (en) | 1985-05-06 | 1985-10-11 | Nickel aluminides and nickel-iron aluminides for use in oxidizing environments |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6386840A true JPS6386840A (ja) | 1988-04-18 |
| JP2599263B2 JP2599263B2 (ja) | 1997-04-09 |
Family
ID=25138938
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61225760A Expired - Lifetime JP2599263B2 (ja) | 1985-10-11 | 1986-09-22 | 高温加工可能なニツケルー鉄アルミニド合金 |
| JP61241162A Pending JPS6293334A (ja) | 1985-10-11 | 1986-10-09 | 高温酸化雰囲気中で使用するためのニツケルアルミニド合金およびニツケル−鉄アルミニド合金 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61241162A Pending JPS6293334A (ja) | 1985-10-11 | 1986-10-09 | 高温酸化雰囲気中で使用するためのニツケルアルミニド合金およびニツケル−鉄アルミニド合金 |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4731221A (ja) |
| JP (2) | JP2599263B2 (ja) |
| KR (1) | KR930009979B1 (ja) |
| CA (1) | CA1273830A (ja) |
| DE (1) | DE3634635C2 (ja) |
| FR (1) | FR2588573B1 (ja) |
| GB (2) | GB2182053B (ja) |
| IT (1) | IT1197383B (ja) |
| NL (1) | NL8602570A (ja) |
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-
1986
- 1986-09-22 JP JP61225760A patent/JP2599263B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1986-10-08 GB GB8624160A patent/GB2182053B/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-10-09 JP JP61241162A patent/JPS6293334A/ja active Pending
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