JP2001234306A - 高耐食バルクアモルファス合金 - Google Patents
高耐食バルクアモルファス合金Info
- Publication number
- JP2001234306A JP2001234306A JP2000044896A JP2000044896A JP2001234306A JP 2001234306 A JP2001234306 A JP 2001234306A JP 2000044896 A JP2000044896 A JP 2000044896A JP 2000044896 A JP2000044896 A JP 2000044896A JP 2001234306 A JP2001234306 A JP 2001234306A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- atomic
- alloy
- total
- amorphous alloy
- amorphous
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 バルク状であってもアモルファス単相構造を
持ち、濃厚酸中でも腐食されない高耐食バルクアモルフ
ァス合金とその製法を提供する。 【解決手段】 ＴａおよびＮｂの２種の合計で２５〜６
５原子％を含むとともに、前記ＴａまたはＮｂのいずれ
か１種を３原子％以上とし、さらに２〜８原子％のＰを
含み、残部は実質的にＮｉからなる組成の合金とする。
この合金をガラス遷移温度以上で結晶化温度以下の過冷
却液体状態の温度範囲にて溶融し、形成予定のバルク形
状に急冷して固化する。
持ち、濃厚酸中でも腐食されない高耐食バルクアモルフ
ァス合金とその製法を提供する。 【解決手段】 ＴａおよびＮｂの２種の合計で２５〜６
５原子％を含むとともに、前記ＴａまたはＮｂのいずれ
か１種を３原子％以上とし、さらに２〜８原子％のＰを
含み、残部は実質的にＮｉからなる組成の合金とする。
この合金をガラス遷移温度以上で結晶化温度以下の過冷
却液体状態の温度範囲にて溶融し、形成予定のバルク形
状に急冷して固化する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、濃厚な酸の激しい
腐食性環境に耐え、溶融状態から超急冷を必要とするこ
となく、バルク成形可能な高耐食アモルファス合金に関
するものである。
腐食性環境に耐え、溶融状態から超急冷を必要とするこ
となく、バルク成形可能な高耐食アモルファス合金に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】本発明者らは、溶融状態から急冷を行う
こと、あるいはスパッターデポジションによって、激し
い腐食性環境で異常な高耐食性を示す多数のアモルファ
ス合金を見いだし特許を出願してきた。この発明は、特
開昭６１−２１０１４３号および特開昭６２−３３７３
５号に開示されている。
こと、あるいはスパッターデポジションによって、激し
い腐食性環境で異常な高耐食性を示す多数のアモルファ
ス合金を見いだし特許を出願してきた。この発明は、特
開昭６１−２１０１４３号および特開昭６２−３３７３
５号に開示されている。
【０００３】すなわち、特開昭６１−２１０１４３号に
て開示した発明は以下の４つの発明からなる。 （１）Ｔａを１５〜８０原子％含み、残部は実質的にＮ
ｉよりなる高耐食アモルファス合金。 （２）Ｔａと、Ｔｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＷよりなる群が
ら選ばれる１種または２種以上の元素とを含み、残部は
実質的にＮｉよりなり、含有率はＴａが１０原子％以
上、前記群から選ばれる１種または２種以上の元素が、
Ｔａとの合計で１５〜８０原子％である高耐食アモルフ
ァス合金。 （３）Ｔａと、Ｆｅおよび／またはＣｏとを含み、残部
は実質的にＮｉよりなり、含有率はＴａが１５〜８０原
子％、Ｆｅおよび／またはＣｏが７５原子％以下、Ｎｉ
が７原子％以上である高耐食アモルファス合金。 （４）Ｔａと、Ｔｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＷよりなる群が
ら選ばれる１種または２種以上の元素と、Ｆｅおよび／
またはＣｏとを含み、残部は実質的にＮｉよりなり、含
有率はＴａとＴｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＷよりなる群がら
選ばれる１種または２種以上とが合計で１５〜８０原子
％であり、Ｆｅおよび／またはＣｏが７５原子％以下、
Ｎｉが７原子％以上である高耐食アモルファス合金。
て開示した発明は以下の４つの発明からなる。 （１）Ｔａを１５〜８０原子％含み、残部は実質的にＮ
ｉよりなる高耐食アモルファス合金。 （２）Ｔａと、Ｔｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＷよりなる群が
ら選ばれる１種または２種以上の元素とを含み、残部は
実質的にＮｉよりなり、含有率はＴａが１０原子％以
上、前記群から選ばれる１種または２種以上の元素が、
Ｔａとの合計で１５〜８０原子％である高耐食アモルフ
ァス合金。 （３）Ｔａと、Ｆｅおよび／またはＣｏとを含み、残部
は実質的にＮｉよりなり、含有率はＴａが１５〜８０原
子％、Ｆｅおよび／またはＣｏが７５原子％以下、Ｎｉ
が７原子％以上である高耐食アモルファス合金。 （４）Ｔａと、Ｔｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＷよりなる群が
ら選ばれる１種または２種以上の元素と、Ｆｅおよび／
またはＣｏとを含み、残部は実質的にＮｉよりなり、含
有率はＴａとＴｉ、Ｚｒ、ＮｂおよびＷよりなる群がら
選ばれる１種または２種以上とが合計で１５〜８０原子
％であり、Ｆｅおよび／またはＣｏが７５原子％以下、
Ｎｉが７原子％以上である高耐食アモルファス合金。
【０００４】また、特開昭６２−３３７３５号に開示し
た発明は、以下の１６の発明からなる。 （１）Ｔａを３０〜８０原子％含み、残部は実質的にＮ
ｉよりなり合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境
下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （２）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が３０〜８０原子％含み残部は実質的にＮｉよりなり
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （３）１２原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／また
はＣｒとＴａとの合計が３０〜８０原子％含み残部は実
質的にＮｉよりなり合計を１００原子％とする非酸化性
腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （４）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が２５原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＣｒと
ＴａとＮｂとの合計が３０〜８０原子％であって残部は
実質的にＮｉよりなり合計を１００原子％とする非酸化
性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合
金。 （５）３０〜８０原子％のＴａと２原子％以上のＮｉを
含み、残部は実質的にＦｅおよび／またはＣｏからなり
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （６）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が３０〜８０原子％であって、２原子％以上のＮｉを
含み、残部は実質的にＦｅおよび／またはＣｏからなり
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （７）２５原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／また
はＣｒとＴａとの合計が２５原子％以上であって、３０
〜８０原子％であって、２原子％以上のＮｉを含み、残
部は実質的にＦｅおよび／またはＣｏからなり合計を１
００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性を有する
高耐食アモルファス合金。 （８）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が２５原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＧとＴ
ａとＮｂとの合計が３０〜８０原子％であってさらに２
原子％以上のＮｉを含み、残部は実質的にＦｅおよび／
またはＣｏからなり合計を１００原子％とする非酸化性
腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （９）２０原子％以上６０原子％未満のＴａと７原子％
以下のＰを含み残部は、実質的に２０原子％以上のＮｉ
よりなり合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下
で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （１０）７原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が２０原子％以上８０原子％未満であって、７原子％
以下のＰを含み、残部は実質的に２０原子％以上のＮｉ
よりなり合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下
で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （１１）１５原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／ま
たはＣｒとＴａとの合計が２０原子％以上８０原子％未
満であって、７原子％以下のＰを含み、残部は実質的に
２０原子％以上のＮｉよりなり合計を１００原子％とす
る非酸化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルフ
ァス合金。 （１２）７原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が１６原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＣｒと
ＴａとＮｂとの合計が２０原子％以上８０原子％未満で
あり、７原子％以下のＰを含み、残部は実質的に２０原
子％以上のＮｉよりなり合計を１００原子％とする非酸
化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合
金。 （１３）２０原子％以上８０原子％未満のＴａと、２原
子％以上のＮｉと７原子％以下のＰを含み、実質的残部
であるＦｅおよび／またはＣｏとＮｉとの合計が２０原
子％いじょうであり合計を１００原子％とする非酸化性
腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （１４）７原子％以上のＴａとＮｂとの合計が２０原子
％以上８０原子％未満であって、２原子％以上のＮｉと
７原子％以下のＰを含み、実質的残部であるＦｅおよび
／またはＣｏとＮｉとの合計が２０原子％以上であり、
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （１５）１５原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／ま
たはＣｒとＴａとの合計が２０原子％以上８０原子％未
満であって、２原子％以上のＮｉと７原子％以下のＰを
含み、実質的残部であるＦｅおよび／またはＣｏとＮｉ
との合計が２０原子％以上であり、合計を１００原子％
とする非酸化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモ
ルファス合金。 （１６）７原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が１６原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＣｒと
ＴａとＮｂとの合計が２０原子％以上８０原子％未満で
あり、さらに２原子％以上のＮｉと７原子％以下のＰを
含み、実質的残部であるＦｅおよび／またはＣｏとＮｉ
との合計が２０原子％以上であり、合計を１００原子％
とする非酸化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモ
ルファス合金。
た発明は、以下の１６の発明からなる。 （１）Ｔａを３０〜８０原子％含み、残部は実質的にＮ
ｉよりなり合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境
下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （２）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が３０〜８０原子％含み残部は実質的にＮｉよりなり
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （３）１２原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／また
はＣｒとＴａとの合計が３０〜８０原子％含み残部は実
質的にＮｉよりなり合計を１００原子％とする非酸化性
腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （４）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が２５原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＣｒと
ＴａとＮｂとの合計が３０〜８０原子％であって残部は
実質的にＮｉよりなり合計を１００原子％とする非酸化
性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合
金。 （５）３０〜８０原子％のＴａと２原子％以上のＮｉを
含み、残部は実質的にＦｅおよび／またはＣｏからなり
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （６）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が３０〜８０原子％であって、２原子％以上のＮｉを
含み、残部は実質的にＦｅおよび／またはＣｏからなり
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （７）２５原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／また
はＣｒとＴａとの合計が２５原子％以上であって、３０
〜８０原子％であって、２原子％以上のＮｉを含み、残
部は実質的にＦｅおよび／またはＣｏからなり合計を１
００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性を有する
高耐食アモルファス合金。 （８）１２原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が２５原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＧとＴ
ａとＮｂとの合計が３０〜８０原子％であってさらに２
原子％以上のＮｉを含み、残部は実質的にＦｅおよび／
またはＣｏからなり合計を１００原子％とする非酸化性
腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （９）２０原子％以上６０原子％未満のＴａと７原子％
以下のＰを含み残部は、実質的に２０原子％以上のＮｉ
よりなり合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下
で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （１０）７原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が２０原子％以上８０原子％未満であって、７原子％
以下のＰを含み、残部は実質的に２０原子％以上のＮｉ
よりなり合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下
で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （１１）１５原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／ま
たはＣｒとＴａとの合計が２０原子％以上８０原子％未
満であって、７原子％以下のＰを含み、残部は実質的に
２０原子％以上のＮｉよりなり合計を１００原子％とす
る非酸化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルフ
ァス合金。 （１２）７原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が１６原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＣｒと
ＴａとＮｂとの合計が２０原子％以上８０原子％未満で
あり、７原子％以下のＰを含み、残部は実質的に２０原
子％以上のＮｉよりなり合計を１００原子％とする非酸
化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合
金。 （１３）２０原子％以上８０原子％未満のＴａと、２原
子％以上のＮｉと７原子％以下のＰを含み、実質的残部
であるＦｅおよび／またはＣｏとＮｉとの合計が２０原
子％いじょうであり合計を１００原子％とする非酸化性
腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモルファス合金。 （１４）７原子％以上のＴａとＮｂとの合計が２０原子
％以上８０原子％未満であって、２原子％以上のＮｉと
７原子％以下のＰを含み、実質的残部であるＦｅおよび
／またはＣｏとＮｉとの合計が２０原子％以上であり、
合計を１００原子％とする非酸化性腐食環境下で耐食性
を有する高耐食アモルファス合金。 （１５）１５原子％以上のＴａを含み、Ｔｉおよび／ま
たはＣｒとＴａとの合計が２０原子％以上８０原子％未
満であって、２原子％以上のＮｉと７原子％以下のＰを
含み、実質的残部であるＦｅおよび／またはＣｏとＮｉ
との合計が２０原子％以上であり、合計を１００原子％
とする非酸化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモ
ルファス合金。 （１６）７原子％以上のＴａを含み、ＴａとＮｂとの合
計が１６原子％以上であり、Ｔｉおよび／またはＣｒと
ＴａとＮｂとの合計が２０原子％以上８０原子％未満で
あり、さらに２原子％以上のＮｉと７原子％以下のＰを
含み、実質的残部であるＦｅおよび／またはＣｏとＮｉ
との合計が２０原子％以上であり、合計を１００原子％
とする非酸化性腐食環境下で耐食性を有する高耐食アモ
ルファス合金。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、アモルファス
合金の作製には、通常、液体状態から超急冷あるいはス
パッターデポジションを必要とするため、大きさの制限
からその応用には限界があった。
合金の作製には、通常、液体状態から超急冷あるいはス
パッターデポジションを必要とするため、大きさの制限
からその応用には限界があった。
【０００６】上述のように液体急冷法あるいはスパッタ
ー法によって、結晶質合金では決して得られない高耐食
性を備えたアモルファス合金が得られるが、液体急冷法
では、厚さ数μｍのリボン状合金、スパッター法では下
地を被覆する薄膜合金となるため、その応用が限られ、
バルク状のアモルファス合金の出現が待たれていた。
ー法によって、結晶質合金では決して得られない高耐食
性を備えたアモルファス合金が得られるが、液体急冷法
では、厚さ数μｍのリボン状合金、スパッター法では下
地を被覆する薄膜合金となるため、その応用が限られ、
バルク状のアモルファス合金の出現が待たれていた。
【０００７】本発明は、上述の課題に鑑みてなされたも
ので、高耐食性を備えた元素とアモルファス形成能を向
上させる元素の組み合わせによって、銅鋳型に流し込む
方式によってもバルクアモルファス合金が得られるもの
であり、当然、種々の方法で作製する粉末あるいはフレ
ーク状のアモルファス合金を過冷却温度において成形す
ることによってもアモルファス合金が得られるものであ
る。
ので、高耐食性を備えた元素とアモルファス形成能を向
上させる元素の組み合わせによって、銅鋳型に流し込む
方式によってもバルクアモルファス合金が得られるもの
であり、当然、種々の方法で作製する粉末あるいはフレ
ーク状のアモルファス合金を過冷却温度において成形す
ることによってもアモルファス合金が得られるものであ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】これに対し、本発明者ら
は、これらの合金についてさらに研究した結果、Ｔａを
含むＮｉ−Ｎｂ系合金が特にアモルファス形成能が高
く、とりわけ小量のリンを添加することによって、アモ
ルファス形成能が高くなり、かつ強酸中において高耐食
性を示すことを見いだした。
は、これらの合金についてさらに研究した結果、Ｔａを
含むＮｉ−Ｎｂ系合金が特にアモルファス形成能が高
く、とりわけ小量のリンを添加することによって、アモ
ルファス形成能が高くなり、かつ強酸中において高耐食
性を示すことを見いだした。
【０００９】すなわち、液体急冷Ｎｉ−４０Ｎｂ合金は
アモルファス単相を示すことが知られている。しかし、
銅鋳型鋳造法により作製した直径１ｍｍの円柱状試料は
完全にアモルファスにならないことがＸ線回折により判
明した。そこで、この合金にＰ、Ｓｉ、Ｂなどの半金属
を添加したところ、Ｐがアモルファス形成能を上げるの
に最適であることが判明したので、Ｐの添加量を変えた
合金を作製した。図２は液体急冷法で作製したリボン状
アモルファスＮｉ−Ｎｂ−Ｐ合金試料の示差走査熱量計
（ＤＳＣ）を用いて測定したＤＳＣ曲線を示している。
Ｐの添加量が２および５原子％で、約４０Ｋの過冷却液
体領域が現れており（ガラス遷移温度Ｔｇ〜結晶化温度
Ｔｘ）、ガラス形成能があることが示唆されている。こ
れらと同じ組成の合金を直径１ｍｍの銅鋳型に鋳込んで
作製した円柱状試料のＸ線回折図はＤＳＣ曲線に対応
し、Ｐの添加量が２および５％でアモルファス化し、こ
れ以外のＰ量では結晶が現れることを示した。さらに、
直径２ｍｍの円柱状試料で比較すると、２Ｐ合金で結晶
相が明瞭に現れるのに対し、５Ｐ合金ではアモルファス
単相を示した。
アモルファス単相を示すことが知られている。しかし、
銅鋳型鋳造法により作製した直径１ｍｍの円柱状試料は
完全にアモルファスにならないことがＸ線回折により判
明した。そこで、この合金にＰ、Ｓｉ、Ｂなどの半金属
を添加したところ、Ｐがアモルファス形成能を上げるの
に最適であることが判明したので、Ｐの添加量を変えた
合金を作製した。図２は液体急冷法で作製したリボン状
アモルファスＮｉ−Ｎｂ−Ｐ合金試料の示差走査熱量計
（ＤＳＣ）を用いて測定したＤＳＣ曲線を示している。
Ｐの添加量が２および５原子％で、約４０Ｋの過冷却液
体領域が現れており（ガラス遷移温度Ｔｇ〜結晶化温度
Ｔｘ）、ガラス形成能があることが示唆されている。こ
れらと同じ組成の合金を直径１ｍｍの銅鋳型に鋳込んで
作製した円柱状試料のＸ線回折図はＤＳＣ曲線に対応
し、Ｐの添加量が２および５％でアモルファス化し、こ
れ以外のＰ量では結晶が現れることを示した。さらに、
直径２ｍｍの円柱状試料で比較すると、２Ｐ合金で結晶
相が明瞭に現れるのに対し、５Ｐ合金ではアモルファス
単相を示した。
【００１０】そこで、Ｎｂの一部をＴａに置換した[Ｎ
ｉ−(４０−ｘ)Ｎｂ−ｘＴａ]0.95−５Ｐを作製し、ア
モルファス形成能および耐食性の改善を試みた。図３に
タンタルを１０原子％まで添加したＮｉ−Ｎｂ−Ｔａ−
５Ｐ合金の液体急冷アモルファスリボンとバルク合金の
３０℃、６Ｍ塩酸中での平均腐食速度を示す。図中、比
較のため純ニッケルおよびニオブの結果も示した。１２
Ｍ塩酸中ではタンタルを５原子％添加しても、結晶構造
にかかわらず比較的高い腐食速度を示し、試験後の試料
表面には黒褐色の厚い腐食生成物がみられた。しかし、
タンタル量が１０原子％になると、アモルファス（液体
急冷リボン）であれば一桁程度腐食速度が低下するの
で、更にタンタル量を増やし、しかもアモルファス化す
ればバルク状試料でも腐食速度がさらに低下することが
期待される。一方、６Ｍ塩酸中では、タンタルを添加し
ていないＮｉ−４０ＮｂおよびＮｉ−４０Ｎｂ−５Ｐで
も１０ -3ｍｍ／ｙのオーダの純Ｎｂと同等の比較的低い
腐食速度を示し、更にタンタルを５原子％添加すると、
試験後試料表面は金属光沢が保たれ、重量変化はマイク
ロバランスの測定精度以下になり、優れた耐食性を示
す。このように、過冷却液体域が観察されたＮｉ−４０
Ｎｂ−(2，5)Ｐ合金から銅鋳込み鋳造法により円柱状試
料を作成した結果、直径２ｍｍのガラス合金を作製で
き、また、Ｎｂの一部をＴａに置換した合金からもガラ
ス合金を得ることができた。これらのバルク状試料は６
Ｍ塩酸中で急冷リボン状試料と同等の高い耐食性を示す
ことが判明したのである。
ｉ−(４０−ｘ)Ｎｂ−ｘＴａ]0.95−５Ｐを作製し、ア
モルファス形成能および耐食性の改善を試みた。図３に
タンタルを１０原子％まで添加したＮｉ−Ｎｂ−Ｔａ−
５Ｐ合金の液体急冷アモルファスリボンとバルク合金の
３０℃、６Ｍ塩酸中での平均腐食速度を示す。図中、比
較のため純ニッケルおよびニオブの結果も示した。１２
Ｍ塩酸中ではタンタルを５原子％添加しても、結晶構造
にかかわらず比較的高い腐食速度を示し、試験後の試料
表面には黒褐色の厚い腐食生成物がみられた。しかし、
タンタル量が１０原子％になると、アモルファス（液体
急冷リボン）であれば一桁程度腐食速度が低下するの
で、更にタンタル量を増やし、しかもアモルファス化す
ればバルク状試料でも腐食速度がさらに低下することが
期待される。一方、６Ｍ塩酸中では、タンタルを添加し
ていないＮｉ−４０ＮｂおよびＮｉ−４０Ｎｂ−５Ｐで
も１０ -3ｍｍ／ｙのオーダの純Ｎｂと同等の比較的低い
腐食速度を示し、更にタンタルを５原子％添加すると、
試験後試料表面は金属光沢が保たれ、重量変化はマイク
ロバランスの測定精度以下になり、優れた耐食性を示
す。このように、過冷却液体域が観察されたＮｉ−４０
Ｎｂ−(2，5)Ｐ合金から銅鋳込み鋳造法により円柱状試
料を作成した結果、直径２ｍｍのガラス合金を作製で
き、また、Ｎｂの一部をＴａに置換した合金からもガラ
ス合金を得ることができた。これらのバルク状試料は６
Ｍ塩酸中で急冷リボン状試料と同等の高い耐食性を示す
ことが判明したのである。
【００１１】これらの知見から、発明者等は、バルクア
モルファス合金の作製に有効な過冷却液体の温度範囲が
広い種々の合金を見いだし、溶融合金を鋼鋳型に流し込
む方法で、直径１ｍｍ以上の単相アモルファス合金の作
製に成功し、これらが液体急冷法で作製したリボン状ア
モルファス合金と同様の超耐食性を備えていることを見
いだし本発明に至ったのである。
モルファス合金の作製に有効な過冷却液体の温度範囲が
広い種々の合金を見いだし、溶融合金を鋼鋳型に流し込
む方法で、直径１ｍｍ以上の単相アモルファス合金の作
製に成功し、これらが液体急冷法で作製したリボン状ア
モルファス合金と同様の超耐食性を備えていることを見
いだし本発明に至ったのである。
【００１２】本発明は、第１に、ＴａおよびＮｂの２種
の合計で２５〜６５原子％を含むとともに、前記Ｔａま
たはＮｂのいずれか１種を３原子％以上とし、さらに２
〜８原子％のＰを含み、残部は実質的にＮｉからなる高
耐食バルクアモルファス合金の組成とした。
の合計で２５〜６５原子％を含むとともに、前記Ｔａま
たはＮｂのいずれか１種を３原子％以上とし、さらに２
〜８原子％のＰを含み、残部は実質的にＮｉからなる高
耐食バルクアモルファス合金の組成とした。
【００１３】また、第２には、ＴａおよびＮｂの合計で
２０原子％以上含むとともに前記ＴａまたはＮｂのいず
れか１種を３原子％以上とし、ＴｉおよびＺｒのいずれ
か１種または２種と、前記ＴａおよびＮｂの１種または
２種との合計で２５〜６５原子％を含み、さらに２〜８
原子％のＰを含み、残部は実質的にＮｉからなる高耐食
バルクアモルファス合金の組成としたのである。これら
の場合において、「実質的にＮｉからなる」というの
は、Ｎｉの一部若しくは全部を置換してＦｅおよび／ま
たはＣｏを含む構成にできることを意味している。
２０原子％以上含むとともに前記ＴａまたはＮｂのいず
れか１種を３原子％以上とし、ＴｉおよびＺｒのいずれ
か１種または２種と、前記ＴａおよびＮｂの１種または
２種との合計で２５〜６５原子％を含み、さらに２〜８
原子％のＰを含み、残部は実質的にＮｉからなる高耐食
バルクアモルファス合金の組成としたのである。これら
の場合において、「実質的にＮｉからなる」というの
は、Ｎｉの一部若しくは全部を置換してＦｅおよび／ま
たはＣｏを含む構成にできることを意味している。
【００１４】本発明に係る高耐食バルクアモルファス合
金の製造方法は、上記組成の合金の過冷却液体領域の広
い温度範囲にて過冷却液体状態から急冷固化することに
よりバルクアモルファス合金を作製するようにしてい
る。
金の製造方法は、上記組成の合金の過冷却液体領域の広
い温度範囲にて過冷却液体状態から急冷固化することに
よりバルクアモルファス合金を作製するようにしてい
る。
【００１５】本発明に係る高耐食バルクアモルファス合
金の製造方法は、ＴａおよびＮｂの２種の合計で２５〜
６５原子％を含むとともに、前記ＴａまたはＮｂのいず
れか１種を３原子％以上とし、さらに２〜８原子％のＰ
を含み、残部は実質的にＮｉからなる合金母材を溶融
し、形成予定のバルク形状に急冷して固化する構成とし
ている。
金の製造方法は、ＴａおよびＮｂの２種の合計で２５〜
６５原子％を含むとともに、前記ＴａまたはＮｂのいず
れか１種を３原子％以上とし、さらに２〜８原子％のＰ
を含み、残部は実質的にＮｉからなる合金母材を溶融
し、形成予定のバルク形状に急冷して固化する構成とし
ている。
【００１６】また、ＴａおよびＮｂの合計で２０原子％
以上含むとともに前記ＴａまたはＮｂのいずれか１種を
３原子％以上とし、ＴｉおよびＺｒのいずれか１種また
は２種と、前記ＴａおよびＮｂの１種または２種との合
計で２５〜６５原子％を含み、さらに２〜８原子％のＰ
を含み、残部は実質的にＮｉとするからなる合金を溶融
し、形成予定のバルク形状に急冷して固化するして高耐
食バルクアモルファス合金を製造するように構成しても
よい。
以上含むとともに前記ＴａまたはＮｂのいずれか１種を
３原子％以上とし、ＴｉおよびＺｒのいずれか１種また
は２種と、前記ＴａおよびＮｂの１種または２種との合
計で２５〜６５原子％を含み、さらに２〜８原子％のＰ
を含み、残部は実質的にＮｉとするからなる合金を溶融
し、形成予定のバルク形状に急冷して固化するして高耐
食バルクアモルファス合金を製造するように構成しても
よい。
【００１７】これらの製造方法において、前記組成から
なるアモルファス母材をガラス遷移温度以上で結晶化温
度以下の過冷却液体状態の温度範囲にて溶融し、金属鋳
型により形成されたキャビティ内に充填することにより
急冷固化させることによりキャビティ形状に倣ったバル
ク形状に成形するようにすればよい。
なるアモルファス母材をガラス遷移温度以上で結晶化温
度以下の過冷却液体状態の温度範囲にて溶融し、金属鋳
型により形成されたキャビティ内に充填することにより
急冷固化させることによりキャビティ形状に倣ったバル
ク形状に成形するようにすればよい。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を以下詳述す
る。本発明者らは長年にわたりアモルファス合金の性質
の研究を行い、従来本発明者らが見いだしてきたＴａ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのように合金に耐食性を付与する元素
を含むＮｉ基アモルファス合金が、濃厚な酸の環境にお
いて著しく高い耐食性を有すること、これに小量のＰを
添加することによって、さらに耐食性が向上すると共
に、アモルファス形成能も向上することを組み合わせ、
高耐食アモルファス合金をバルクとして作製することが
可能となるに至った。
る。本発明者らは長年にわたりアモルファス合金の性質
の研究を行い、従来本発明者らが見いだしてきたＴａ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのように合金に耐食性を付与する元素
を含むＮｉ基アモルファス合金が、濃厚な酸の環境にお
いて著しく高い耐食性を有すること、これに小量のＰを
添加することによって、さらに耐食性が向上すると共
に、アモルファス形成能も向上することを組み合わせ、
高耐食アモルファス合金をバルクとして作製することが
可能となるに至った。
【００１９】その実施形態に係る高耐食バルクアモルフ
ァス合金は、Ｎｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｐと最低４種類の元素
を含み、また高耐食性を保証するため、ＴａおよびＮｂ
のいずれか１種を必須元素とすると共に、バルク合金の
作製のために、ＮｉおよびＰを必須元素とするものであ
る。
ァス合金は、Ｎｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｐと最低４種類の元素
を含み、また高耐食性を保証するため、ＴａおよびＮｂ
のいずれか１種を必須元素とすると共に、バルク合金の
作製のために、ＮｉおよびＰを必須元素とするものであ
る。
【００２０】次の表１に、これら第１および第２の発明
に係る合金の構成元素および含有率を示す。
に係る合金の構成元素および含有率を示す。
【表１】 単位は原子％である。 （＊１） ＴａおよびＮｂのいずれか１種３原子％以上
でかつ両者の合計 （＊２） ＴａおよびＮｂのいずれか１種３原子％以上
でかつ両者の合計２０原子％以上と、ＴｉおよびＺｒの
いずれか１種または２種との合計 （＊３） 実質的にＮｉ
でかつ両者の合計 （＊２） ＴａおよびＮｂのいずれか１種３原子％以上
でかつ両者の合計２０原子％以上と、ＴｉおよびＺｒの
いずれか１種または２種との合計 （＊３） 実質的にＮｉ
【００２１】すなわち、ｘ＝３原子％以上とした場合、
次のような態様を採る。数値は原子％である。 Ｔａ(x≧3)＋Ｎｂ｛(25〜65)−ｘ｝＋Ｐ（2〜8）＋Ｎ
ｉ(残) Ｎｂ (x≧3)＋Ｔａ｛(25〜65)−ｘ｝＋Ｐ（2〜8）＋
Ｎｉ(残) [Ｔａ(x≧3)＋Ｎｂ[(≧20)−ｘ]＋Ｚｒ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) [Ｎｂ(x≧3)＋Ｔａ[(≧20)−ｘ]＋Ｚｒ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) [Ｔａ(x≧3)＋Ｎｂ[(≧20)−ｘ]＋Ｔｉ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) [Ｎｂ(x≧3)＋Ｔａ[(≧20)−ｘ]＋Ｔｉ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) 一般的に、溶融状態から１アモルファス合金を作製する
には、１０4℃以上の高速による超急冷を必要とする。
次のような態様を採る。数値は原子％である。 Ｔａ(x≧3)＋Ｎｂ｛(25〜65)−ｘ｝＋Ｐ（2〜8）＋Ｎ
ｉ(残) Ｎｂ (x≧3)＋Ｔａ｛(25〜65)−ｘ｝＋Ｐ（2〜8）＋
Ｎｉ(残) [Ｔａ(x≧3)＋Ｎｂ[(≧20)−ｘ]＋Ｚｒ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) [Ｎｂ(x≧3)＋Ｔａ[(≧20)−ｘ]＋Ｚｒ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) [Ｔａ(x≧3)＋Ｎｂ[(≧20)−ｘ]＋Ｔｉ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) [Ｎｂ(x≧3)＋Ｔａ[(≧20)−ｘ]＋Ｔｉ](20〜65)＋Ｐ
（2〜8）＋Ｎｉ(残) 一般的に、溶融状態から１アモルファス合金を作製する
には、１０4℃以上の高速による超急冷を必要とする。
【００２２】これに対し、上記組成の本発明のアモルフ
ァス合金は、アモルファス化能を向上する元素の組み合
わせによって、過冷却液体の温度領域が大きいため、銅
鋳型に流し込むことによって直径１ｍｍ以上のアモルフ
ァス合金が得られる。
ァス合金は、アモルファス化能を向上する元素の組み合
わせによって、過冷却液体の温度領域が大きいため、銅
鋳型に流し込むことによって直径１ｍｍ以上のアモルフ
ァス合金が得られる。
【００２３】次に、本発明における各成分組成を限定す
る理由を述べる。Ｎｉは本発明合金触媒の基礎となる元
素であって、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉを固溶することに
よって、超急冷でアモルファス合金を形成する必須元素
である。
る理由を述べる。Ｎｉは本発明合金触媒の基礎となる元
素であって、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉを固溶することに
よって、超急冷でアモルファス合金を形成する必須元素
である。
【００２４】Ｔａ、Ｎｂは、濃厚な酸中における耐食性
を合金に付与するのに必須の元素であって、第１の発明
においては合計で２０原子％以上を必要とする。一方、
ＮｉおよびＰと共存してバルクアモルファス合金を形成
するにはＴａおよびＮｂのいずれかを最低３原子％以上
含む４元合金とする必要がある。ただし、ＴａおよびＮ
ｂの総量が多すぎるとアモルファス形成能が減少するの
で、最高はＴａおよびＮｂの合計で６５原子％とする必
要がある。
を合金に付与するのに必須の元素であって、第１の発明
においては合計で２０原子％以上を必要とする。一方、
ＮｉおよびＰと共存してバルクアモルファス合金を形成
するにはＴａおよびＮｂのいずれかを最低３原子％以上
含む４元合金とする必要がある。ただし、ＴａおよびＮ
ｂの総量が多すぎるとアモルファス形成能が減少するの
で、最高はＴａおよびＮｂの合計で６５原子％とする必
要がある。
【００２５】ＺｒおよびＴｉは、濃厚な酸中における耐
食性を合金に付与する元素として、ＴａおよびＮｂに次
いで優れているが、ＴａおよびＮｂなしでは十分な耐食
性が得られず、さらにアモルファス形成能を向上させる
元素としても、ＴａおよびＮｂには劣るため、第２の発
明において、ＴａおよびＮｂのいずれか１種３原子％以
上でかつ両者の合計２０原子％以上とＺｒおよびＴｉの
いずれか１種または２種との合計で２５原子％以上とす
る必要がある。また、ＴａおよびＮｂの合計とＺｒおよ
びＴｉのいずれか１種または２種との合計が多すぎると
アモルファス形成能が減少するので、最高は６５原子％
とする必要がある。
食性を合金に付与する元素として、ＴａおよびＮｂに次
いで優れているが、ＴａおよびＮｂなしでは十分な耐食
性が得られず、さらにアモルファス形成能を向上させる
元素としても、ＴａおよびＮｂには劣るため、第２の発
明において、ＴａおよびＮｂのいずれか１種３原子％以
上でかつ両者の合計２０原子％以上とＺｒおよびＴｉの
いずれか１種または２種との合計で２５原子％以上とす
る必要がある。また、ＴａおよびＮｂの合計とＺｒおよ
びＴｉのいずれか１種または２種との合計が多すぎると
アモルファス形成能が減少するので、最高は６５原子％
とする必要がある。
【００２６】Ｐは耐食性を向上させると共に、アモルフ
ァス形成能を向上させ、本合金をバルクアモルファス合
金とする必須元素であって、２原子％以上必要とする。
ただし、過剰の添加は却ってアモルファス形成能を減少
させるため、最高は８原子％とする必要がある。なお、
本合金において、Ｎｉを置換してＦｅおよびＣｏを含む
ことは、本合金の作製と耐食性に、なんら支障はない。
ァス形成能を向上させ、本合金をバルクアモルファス合
金とする必須元素であって、２原子％以上必要とする。
ただし、過剰の添加は却ってアモルファス形成能を減少
させるため、最高は８原子％とする必要がある。なお、
本合金において、Ｎｉを置換してＦｅおよびＣｏを含む
ことは、本合金の作製と耐食性に、なんら支障はない。
【００２７】図１に基づいて、本発明の高耐食バルクア
モルファス合金製造方法の一例を詳述する。図1に示す
ように、製造領域は予め真空にされた後、アルゴンガス
雰囲気に置かれている。表１に示した組成をもつアモル
ファス母材を溶融する石英管１が設けられており、これ
は垂直に配置され、下端部分には吹き出し口が形成され
ている。この石英管１の内部には未溶融のアモルファス
母材が収容される。石英管１は昇降可能とされ、その昇
降ラインを囲むように高周波コイル３が上部位置に配置
されている。そして、前記石英管１の下降端に対向して
銅鋳型４が設置され、この内部にキャビティ５が形成さ
れている。当初未溶融の合金が、高周波コイル３内の位
置に置かれるように、石英管１が引き上げられており、
加熱してアモルファス合金の過冷却液体状態となる温度
範囲まで昇温される。合金が溶融すると、石英管１が銅
鋳型４の真上まで下げられ、アルゴンガス送入孔６から
アルゴンガスを送入することによって溶融合金２は銅鋳
型４に流し込まれキャビティ５の形状で凝固する。この
ような方法によって、本発明の高耐食バルクアモルファ
ス合金が作製できる。
モルファス合金製造方法の一例を詳述する。図1に示す
ように、製造領域は予め真空にされた後、アルゴンガス
雰囲気に置かれている。表１に示した組成をもつアモル
ファス母材を溶融する石英管１が設けられており、これ
は垂直に配置され、下端部分には吹き出し口が形成され
ている。この石英管１の内部には未溶融のアモルファス
母材が収容される。石英管１は昇降可能とされ、その昇
降ラインを囲むように高周波コイル３が上部位置に配置
されている。そして、前記石英管１の下降端に対向して
銅鋳型４が設置され、この内部にキャビティ５が形成さ
れている。当初未溶融の合金が、高周波コイル３内の位
置に置かれるように、石英管１が引き上げられており、
加熱してアモルファス合金の過冷却液体状態となる温度
範囲まで昇温される。合金が溶融すると、石英管１が銅
鋳型４の真上まで下げられ、アルゴンガス送入孔６から
アルゴンガスを送入することによって溶融合金２は銅鋳
型４に流し込まれキャビティ５の形状で凝固する。この
ような方法によって、本発明の高耐食バルクアモルファ
ス合金が作製できる。
【００２８】次に本発明の実施例を示す。
【実施例１】Ｎｉ−５５原子％、Ｔａ−２５原子％、Ｎ
ｂ−１５原子％、Ｐ−５原子％の組成となるように原料
金属を混合し、アルゴンアーク溶融により原料合金を作
製した。この合金を図に示すアルゴン雰囲気中の石英管
１の中で再溶融し、銅鋳型４に流し込むことによって、
直径１ｍｍあるいは２ｍｍ、長さ５０ｍｍの棒状合金を
得た。機械的破断面を用い、微小焦点Ｘ線回折により構
造を調べた結果、棒の中心部においても、単相アモルフ
ァス構造であることが確認された。同合金を３０℃の１
２ＭＨＣl溶液に浸漬し腐食速度の測定を試みたが、１
週間の浸漬では、マイクロ天秤によっても、腐食による
重量減少が確認できなかった。また、同合金は３０℃の
１２ＭＨＣl溶液において、自己不動態化していること
が判明し、同合金がきわめて高い耐食性を備えているこ
とが確認された。
ｂ−１５原子％、Ｐ−５原子％の組成となるように原料
金属を混合し、アルゴンアーク溶融により原料合金を作
製した。この合金を図に示すアルゴン雰囲気中の石英管
１の中で再溶融し、銅鋳型４に流し込むことによって、
直径１ｍｍあるいは２ｍｍ、長さ５０ｍｍの棒状合金を
得た。機械的破断面を用い、微小焦点Ｘ線回折により構
造を調べた結果、棒の中心部においても、単相アモルフ
ァス構造であることが確認された。同合金を３０℃の１
２ＭＨＣl溶液に浸漬し腐食速度の測定を試みたが、１
週間の浸漬では、マイクロ天秤によっても、腐食による
重量減少が確認できなかった。また、同合金は３０℃の
１２ＭＨＣl溶液において、自己不動態化していること
が判明し、同合金がきわめて高い耐食性を備えているこ
とが確認された。
【００２９】
【実施例２】表２の所定組成となるように原料金属を混
合し、アルゴンアーク溶融により原料合金を作製した。
これらの合金を図に示すアルゴン雰囲気中の石英管１の
中で再溶融し、銅鋳型４に流し込むことによって、直径
１ｍｍ、長さ５０ｍｍの棒状合金を得た。機械的破断面
を用い、微小焦点Ｘ線回折により構造を調べた結果、こ
れらの合金は棒の中心部においても、単相アモルファス
構造であることが確認された。これらの合金を３０℃の
６ＭＨＣl溶液に浸漬し腐食速度の測定を試みたが、１
週間の浸漬では、マイクロ天秤によっても、腐食による
重量減少が確認できなかった。また、これらの合金は３
０℃の６Ｍ ＨＣl溶液において、自己不動態化している
ことが判明し、これらの合金がきわめて高い耐食性を備
えていることが確認された。
合し、アルゴンアーク溶融により原料合金を作製した。
これらの合金を図に示すアルゴン雰囲気中の石英管１の
中で再溶融し、銅鋳型４に流し込むことによって、直径
１ｍｍ、長さ５０ｍｍの棒状合金を得た。機械的破断面
を用い、微小焦点Ｘ線回折により構造を調べた結果、こ
れらの合金は棒の中心部においても、単相アモルファス
構造であることが確認された。これらの合金を３０℃の
６ＭＨＣl溶液に浸漬し腐食速度の測定を試みたが、１
週間の浸漬では、マイクロ天秤によっても、腐食による
重量減少が確認できなかった。また、これらの合金は３
０℃の６Ｍ ＨＣl溶液において、自己不動態化している
ことが判明し、これらの合金がきわめて高い耐食性を備
えていることが確認された。
【００３０】
【表２】
【００３１】これらの結果、本発明のバルク合金はいず
れもアモルファス単相合金であって、きわめて苛酷な濃
塩酸中においても自己不動態化し、腐食速度が検出され
ない高耐食合金であることが判明した。
れもアモルファス単相合金であって、きわめて苛酷な濃
塩酸中においても自己不動態化し、腐食速度が検出され
ない高耐食合金であることが判明した。
【００３２】
【発明の効果】以上のように本発明は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ、Ｔｉのように合金に耐食性を付与する元素を含むＮ
ｉ基アモルファス合金が、濃厚な酸の環境において著し
く高い耐食性を有すること、これに小量のＰを添加する
ことによって、さらに耐食性が向上すると共に、過冷却
液体領域温度が広くなってアモルファス形成能も向上で
きるので、製造された合金は、バルクアモルファス単相
合金であって、濃厚酸中において高耐食性を備えてたも
のとなる。
ｒ、Ｔｉのように合金に耐食性を付与する元素を含むＮ
ｉ基アモルファス合金が、濃厚な酸の環境において著し
く高い耐食性を有すること、これに小量のＰを添加する
ことによって、さらに耐食性が向上すると共に、過冷却
液体領域温度が広くなってアモルファス形成能も向上で
きるので、製造された合金は、バルクアモルファス単相
合金であって、濃厚酸中において高耐食性を備えてたも
のとなる。
【図１】本発明の高耐食バルクアモルファス合金を製造
するための装置の一例を示す概要断面説明図である。な
お点線で囲んだ部分はアルゴン雰囲気に置かれている。
するための装置の一例を示す概要断面説明図である。な
お点線で囲んだ部分はアルゴン雰囲気に置かれている。
【図２】液体急冷アモルファスＮｉ−４０Ｎｂ−ｘＰ合
金のＤＳＣ曲線図である。
金のＤＳＣ曲線図である。
【図３】各種Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔａ−Ｐ合金の腐食速度を示
す線図である。
す線図である。
１………吹き出し口つき石英管、２………溶融合金、３
………高周波コイル、４………銅鋳型、５………キャビ
ティ、６………アルゴンガス送入孔
………高周波コイル、４………銅鋳型、５………キャビ
ティ、６………アルゴンガス送入孔
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 幅崎 浩樹 宮城県仙台市太白区長町８丁目２−31− 206 (72)発明者 佐藤 武明 宮城県仙台市泉区高森７丁目14−11 (72)発明者 泉屋 宏一 千葉県市原市八幡海岸通１番地 三井造船 株式会社千葉事業所内
Claims (5)
- 【請求項１】 ＴａおよびＮｂの２種の合計で２５〜６
５原子％を含むとともに、前記ＴａまたはＮｂのいずれ
か１種を３原子％以上とし、さらに２〜８原子％のＰを
含み、残部は実質的にＮｉからなる高耐食バルクアモル
ファス合金。 - 【請求項２】 ＴａおよびＮｂの合計で２０原子％以上
含むとともに前記ＴａまたはＮｂのいずれか１種を３原
子％以上とし、ＴｉおよびＺｒのいずれか１種または２
種と、前記ＴａおよびＮｂの１種または２種との合計で
２５〜６５原子％を含み、さらに２〜８原子％のＰを含
み、残部は実質的にＮｉからなる高耐食バルクアモルフ
ァス合金。 - 【請求項３】 ＴａおよびＮｂの２種の合計で２５〜６
５原子％を含むとともに、前記ＴａまたはＮｂのいずれ
か１種を３原子％以上とし、さらに２〜８原子％のＰを
含み、残部は実質的にＮｉからなる合金母材を溶融し、
形成予定のバルク形状に急冷して固化することを特徴と
する高耐食バルクアモルファス合金の製造方法。 - 【請求項４】 ＴａおよびＮｂの合計で２０原子％以上
含むとともに前記ＴａまたはＮｂのいずれか１種を３原
子％以上とし、ＴｉおよびＺｒのいずれか１種または２
種と、前記ＴａおよびＮｂの１種または２種との合計で
２５〜６５原子％を含み、さらに２〜８原子％のＰを含
み、残部は実質的にＮｉとするからなる合金を溶融し、
形成予定のバルク形状に急冷して固化することを特徴と
する高耐食バルクアモルファス合金の製造方法。 - 【請求項５】 前記組成からなるアモルファス母材をガ
ラス遷移温度以上で結晶化温度以下の過冷却液体状態の
温度範囲にて溶融し、金属鋳型により形成されたキャビ
ティ内に充填することにより急冷固化させることにより
キャビティ形状に倣ったバルク形状に成形することを特
徴とする請求項３または４のいずれか１に記載の高耐食
バルクアモルファス合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000044896A JP4346192B2 (ja) | 2000-02-22 | 2000-02-22 | 高耐食バルクアモルファス合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000044896A JP4346192B2 (ja) | 2000-02-22 | 2000-02-22 | 高耐食バルクアモルファス合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001234306A true JP2001234306A (ja) | 2001-08-31 |
| JP4346192B2 JP4346192B2 (ja) | 2009-10-21 |
Family
ID=18567587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000044896A Expired - Fee Related JP4346192B2 (ja) | 2000-02-22 | 2000-02-22 | 高耐食バルクアモルファス合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4346192B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009054077A1 (ja) * | 2007-10-25 | 2009-04-30 | Tohoku University | 耐高酸化性溶液金属ガラス合金及び高酸化性溶液取扱い機器 |
| WO2011103310A1 (en) * | 2010-02-17 | 2011-08-25 | Crucible Intellectual Property Llc | Thermoplastic forming methods for amorphous alloy |
| KR102157029B1 (ko) * | 2020-03-26 | 2020-09-18 | 주식회사 스카이에스티 | 비정질 합금과 나노 무기소재를 이용한 코팅방법 |
| CN114606451A (zh) * | 2022-03-01 | 2022-06-10 | 盘星新型合金材料(常州)有限公司 | Ni基非晶合金粉末及其气雾化法制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024046742A1 (de) | 2022-08-29 | 2024-03-07 | Universität des Saarlandes | Legierung zur herstellung metallischer massivgläser sowie formkörper daraus |
-
2000
- 2000-02-22 JP JP2000044896A patent/JP4346192B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009054077A1 (ja) * | 2007-10-25 | 2009-04-30 | Tohoku University | 耐高酸化性溶液金属ガラス合金及び高酸化性溶液取扱い機器 |
| WO2011103310A1 (en) * | 2010-02-17 | 2011-08-25 | Crucible Intellectual Property Llc | Thermoplastic forming methods for amorphous alloy |
| US9057120B2 (en) | 2010-02-17 | 2015-06-16 | Apple Inc. | Thermoplastic forming methods for amorphous alloy |
| KR102157029B1 (ko) * | 2020-03-26 | 2020-09-18 | 주식회사 스카이에스티 | 비정질 합금과 나노 무기소재를 이용한 코팅방법 |
| CN114606451A (zh) * | 2022-03-01 | 2022-06-10 | 盘星新型合金材料(常州)有限公司 | Ni基非晶合金粉末及其气雾化法制备方法 |
| CN114606451B (zh) * | 2022-03-01 | 2023-02-21 | 盘星新型合金材料(常州)有限公司 | Ni基非晶合金粉末及其气雾化法制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4346192B2 (ja) | 2009-10-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Peker et al. | A highly processable metallic glass: Zr41. 2Ti13. 8Cu12. 5Ni10. 0Be22. 5 | |
| JP3852809B2 (ja) | 高強度・高靭性Ｚｒ系非晶質合金 | |
| JP3805601B2 (ja) | 高耐蝕性・高強度Ｆｅ−Ｃｒ基バルクアモルファス合金 | |
| EP0693136A4 (en) | PRODUCTION OF BLOWERS CONTAINING BERYLLIUM | |
| JP2001303219A (ja) | ニッケル基の非晶質合金組成物 | |
| JP4011316B2 (ja) | Ｃｕ基非晶質合金 | |
| JP4633580B2 (ja) | Ｃｕ−（Ｈｆ、Ｚｒ）−Ａｇ金属ガラス合金。 | |
| JP3860445B2 (ja) | Ｃｕ−Ｂｅ基非晶質合金 | |
| JP2004091868A (ja) | Ｃｕ基非晶質合金 | |
| Park et al. | Formation of Mg–Cu–Ni–Ag–Zn–Y–Gd bulk glassy alloy by casting into cone-shaped copper mold in air atmosphere | |
| JP2001049407A (ja) | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金 | |
| Pang et al. | Formation of bulk glassy Ni-(Co-) Nb-Ti-Zr alloys with high corrosion resistance | |
| JPH0762502A (ja) | 過冷却液体領域の広いジルコニウム非晶質合金 | |
| Gan et al. | Preparation of bulk amorphous Fe–Ni–P–B–Ga alloys from industrial raw materials | |
| Park et al. | Bulk Glass Formation in Mg-Cu-Ag-Y-Gd Alloy | |
| Park et al. | Mg-rich Mg–Ni–Gd ternary bulk metallic glasses with high compressive specific strength and ductility | |
| JP3916332B2 (ja) | 高耐食性Ｚｒ系非晶質合金 | |
| JP2001234306A (ja) | 高耐食バルクアモルファス合金 | |
| Zhang et al. | Bulk glassy alloys with low liquidus temperature in Pt-Cu-P system | |
| JP4202002B2 (ja) | 高降伏応力Ｚｒ系非晶質合金 | |
| JP3880245B2 (ja) | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金 | |
| JP2003239051A (ja) | 高強度Ｚｒ基金属ガラス | |
| Zhang et al. | Cu-based bulk glass formation in the Cu-Zr-Ga alloy system and their mechanical properties | |
| JP4086195B2 (ja) | 機械的性質と塑性加工性に優れたＮｉ基金属ガラス合金 | |
| Shen et al. | Glass transition behavior and mechanical properties of Ni-Si-B-based glassy alloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060327 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080221 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080226 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080428 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090625 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090714 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120724 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130724 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130724 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140724 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |