JPH0260747B2

JPH0260747B2 -

Info

Publication number: JPH0260747B2
Application number: JP15036182A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; Akihisa Inoe; Hiroyuki Tomioka
Original assignee: YUNICHIKA KK
Current assignee: YUNICHIKA KK
Priority date: 1982-08-30
Filing date: 1982-08-30
Publication date: 1990-12-18
Also published as: JPS5941431A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、強度に優れ、高延性を有するNi基
合金に関するものである。（従来の技術）従来、Ni基合金、特にL1₂型金属間化合物を有
するNi基合金はよく知られている。例えば、従
来のNi−Al二元合金は、平衡状態図によれば、
室温において、Alが約23〜28原子％の範囲で
Ni₃AlとNiの共存で、約８原子％以下ではAlを
固溶したNi固溶体である。このL1₂型金属間化合
物を有するNi基合金の中でも、Ni₃Ge、Ni₃Si、
Ni₃Al等の化合物を有するものは、Trans、JIM、
20（1979）634、Trans、JIM、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徴を有し、高温での有
用性が注目されている。（発明が解決しようとする課題）しかし、従来L1₂型金属間化合物Ni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、例えば、圧延あるいは伸線
等の金属加工法で加工することは不可能であつ
た。このため、鋳造法以外では成型できないNi基
L1₂型金属間化合物を有するNi基合金に常温での
延性を付与する研究が盛んに行われているが、日
本金属学会誌43（1979）358、1190に記載されてい
るごとく、L1₂型金属間化合物Ni₃Al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、脆かつたL1₂型Ni₃Al金
属間化合物が、Ｂ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いえず、実用性に
乏しいものであつた。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
属間化合物と同様に脆く、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、Fe
−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P249）だけである。（課題を解決するための手段）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L1₂型Ni₃Al非平衡
金属間化合物が得られることを見出し、特許出願
（特願昭57−36226号）したが、引き続き、さらに
高い強度、良好な延性を有し、経済性、耐酸化
性、耐蝕性及び電磁特性等にも優れたNi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Ni基合金の溶湯を急冷固化すると、Ｂ
−２型非平衡金属間化合物とL1₂型Ni₃Al非平衡
金属間化合物との混在した組織を有し、L1₂型
Ni₃Al非平衡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Ni基合金が得られるこ
とを見出し、本発明を完成した。すなわち、本発明は、Alが８原子％以上、30
原子％未満であり、Fe及びCoの少なくとも１種
が25原子％より多く、70原子％以下（Feが30原
子％以上、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
Niよりなり、かつ組織がＢ−２型非平衡金属間
化合物とL1₂型Ni₃Al非平衡金属間化合物との混
在した組織よりなる高強度及び高延性Ni基合金
及びAlが８原子％以上、30原子％未満であり、
Fe及びCoの少なくとも１種が25原子％より多く、
70原子％以下（Feが30原子％以上、70原子％以
下で、Coが25原子％より多く、70原子％以下で
ある）であり、Nb、Ta、Mo、Ｖ、Ti、Mn、
Cr、Zr、Ｗ、Si、Ｙ及びCuからなる群より選ば
れた１種又は２種以上の元素が合計で2.0原子％
以下で、残部が実質的にNiよりなり、かつ組織
がＢ−２型非平衡金属間化合物とL1₂型Ni₃Al非
平衡金属間化合物との混在した組織よりなる高強
度及び高延性Ni基合金を要旨とするものである。本発明の合金は低Al、高Fe、高Co量領域であ
るため、Ｂ−２型非平衡金属間化合物の結晶粒と
L1₂型Ni₃Al非平衡金属間化合物の結晶粒との混
在した組織となり、その結晶粒径も1μm以下とさ
らに微細になり、L1₂型Ni₃Al非平衡金属間化合
物単相合金よりも高強力を有する。本発明合金の組織について説明すると、Alが
８原子％以上、30原子％未満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Ni固溶体となり、Ｂ−２型非平衡金属
間化合物は得られず、Alが30原子％より多い場
合にはＢ−２型金属間化合物単相になるか又はＢ
−２型金属間化合物の粒界にL1₂型Ni₃Al金属間
化合物が析出した組織となり、脆くなつて実用性
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25原子％より多く、70原子％以下（Fe
が30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）であるこ
とが必要であり、Feが30原子％以下、Coが25原
子％以下では、L1₂型Ni₃Al非平衡金属間化合物
単相組織となり、強度は改良されない。また、
Feが70原子％より多い場合は、FeAl、Fe₃Alが
析出し、Coが70原子％より多い場合には、粒界
にL1₂型Ni₃Al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。特に本発明の合金中、例えば、Ni−Al−Fe三
元合金では、Al16〜29原子％、Fe30〜40原子％、
Ni−Al−Co三元合金では、Al16〜29原子％、
Co30〜60原子％で、残部が実質的にNiからなる
合金が、強度的にみてL1₂型Ni₃Al非平衡金属間
化合物単相合金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、
Cr、Zr、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2.0原子％
以下で加えると、延性を低下させずに強度をさら
に向上させることができる。また、通常の工業材
料中に存在する程度の不純物、例えば、Ｂ、Ｐ、
As、Ｓ等が少量含まれていても、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、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
ることが望まれ、その方法として、例えば、冷却
速度が約10⁴〜10⁶℃／secである液体急冷法が有
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
ロールを用いた片ロール法、双ロール法もしくは
遠心急冷法のいずれかを用いることが望ましく、
また、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、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、
特に細線状の合金は、通常のダイスを使用し、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。（実施例）次に、本発明を実施例により具体的に説明す
る。実施例１〜10、比較例１〜６各種組成からなるNi−Al−Fe及びNi−Al−
Co系合金を、アルゴン雰囲気中で溶融後、孔径
0.3mmφのルビー製ノズルを用い、アルゴン噴出
圧2.0Kg／cm²で回転する200mmφの綱鉄ロール
（3500rpm）表面に噴出して、厚さ50μｍ前後、幅
約２mm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4.17
×10^-4／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線回折及び透過電顕観察によつて結晶組織
を同定し、その結果を表−１にまとめて示す。

【表】

【表】表−１より、実験No.２〜３、７〜９、12〜13は
本発明の合金で、0.1〜3μｍの微細結晶粒径を有
し、Ｂ−２型非平衡金属間化合物とL1₂型Ni₃Al
非平衡金属間化合物の混在相組織であつた。特に
実験No.２においては、化合物粒径が0.2μｍ以下と
微細であり、高強度、高延性を有していた。実験
No.10は、Al量が少ないため、Niの固溶体となり、
破断強度は低かつた。また、実験No.１、４、６、
11は、それぞれAl、Fe、Co量が多いため、結晶
組織が粒界にL1₂型Ni₃Al金属間化合物が析出し
たＢ−２型金属間化合物相であつたり、また、規
則度の高いFeAlの析出を伴つたりして、延性は
ほとんどなくなり、実用性に乏しいものであつ
た。実験No.５は、Fe量が少ないため、L1₂型
Ni₃Al非平衡金属間化合物単相となり、本発明合
金と比較して強度は低かつた。実施例８（実験No.14） Ni₄₅Al₂₀Fe₃₅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／cm²で、孔径
0.12mmφのルビー製紡糸ノズルにより300rpmで
回転している内径500mmφの円筒ドラム内に形成
された温度４℃、深さ２cm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。このとき、紡糸ノズルと回転冷却液面との距離
は１mmに保持し、紡糸ノズル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度は70゜で
あつた。得られた金属細線の破断強度は128Kg／mm²、伸
び10％で、180゜密着曲げが可能であつた。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のときに
は（圧下率31％）、破断強度150Kg／mm²、伸び３
％、また、さらに伸線を行い、細線の直径38μｍ
のときには（圧下率90％）、破断強度234Kg／mm²、
伸び2.5％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線回折、光顕及
び透過電顕にて観察すると、化合物粒径が１〜
2μｍのＢ−２型非平衡金属間化合物とL1₂型
Ni₃Al非平衡金属間化合物の混在相組織であつ
た。実施例９〜16 各種組成からなるNi−Al−Fe−Ｍ及びNi−Al
−Co−Ｍ（Ｍ＝Nb、Ta、Mo、Ｖ、Ti、Mn、
Cr、Zr、Ｗ、Si、Ｙ及びCuの添加元素を表す）
系合金を、実施例１と同様にしてリボンを作成し
た。次に、得られたリボンを実施例１と同様にして
破断強度及び180゜密着曲げ性について測定すると
同時に結晶組織についても同定した。その結果を表−２にまとめ示す。表−２より、実験No.15〜22は、本発明の合金で
あり、Ｘ線回析及び透過電顕観察からＢ−２型非
平衡金属間化合物をL1₂型Ni₃Al非平衡金属間化
合物の混在相組織であつた。また、結晶粒径は、
0.3〜2μｍの微細なものであつた。さらに表−２
より明らかなように、Nb、Ta、Mo、Ｖ、Ti、
Mn、Cr、Zr、Ｗ、Si、Ｙ及びCuを添加すること
により、より高強度な材料を得ることができた。

【表】（発明の効果）本発明のNi基合金は、Ｂ−２型非平衡金属間
化合物とL1₂型Ni₃Al非平衡金属間化合物との混
在した組織であるため、L1₂型Ni₃Al非平衡金属
間化合物単相合金よりもさらに高強度、高延性を
有する。また、本発明の合金は、プラスチツク、コンク
リート等の複合材としての補強用あるいはフアイ
ンメツシユフイルター等の種々の工業用材料とし
て有用である。

Claims

【特許請求の範囲】１Ａが８原子％以上、30原子％未満であり、
Fe及びCoの少なくとも１種が25原子％より多く、
70原子％以下（Feが30原子％以上、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Niよりなり、かつ組
織がＢ−２型非平衡金属間化合物とL1₂型Ni₃Al
非平衡金属間化合物との混在した組織よりなる高
強度及び高延性Ni基合金。２ Alが８原子％以上、30原子％未満であり、
Fe及びCoの少なくとも１種が25原子％より多く、
70原子％以下（Feが30原子％以上、70原子％以
下で、Coが25原子％より多く、70原子％以下で
ある）であり、Nb、Ta、Mo、Ｖ、Ti、Mn、
Cr、Zr、Ｗ、Si、Ｙ及びCuからなる群より選ば
れた１種又は２種以上の元素が合計で2.0原子％
以下で、残部が実質的にNiよりなり、かつ組織
がＢ−２型非平衡金属間化合物とL1₂型Ni₃Al非
平衡金属間化合物との混在した組織よりなる高強
度及び高延性Ni基合金。