JP2001271132A - 高強度合金及びその高強度合金を被覆してなる金属 - Google Patents
高強度合金及びその高強度合金を被覆してなる金属Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 十分な靱性を備えた高強度合金及びその高強
度合金を被覆してなる金属を提供すること 【解決手段】 ＷまたはＭｏを８〜２０原子％含有して
残部がＮｉまたはＣｏよりなるとともに水素含有量が
０．２０原子％以下である組成のものを電解析出させ
る。
度合金を被覆してなる金属を提供すること 【解決手段】 ＷまたはＭｏを８〜２０原子％含有して
残部がＮｉまたはＣｏよりなるとともに水素含有量が
０．２０原子％以下である組成のものを電解析出させ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特定の電解条件を
適用することにより得ることのできる高強度合金及びそ
の高強度合金を被覆してなる金属に関するものである。
適用することにより得ることのできる高強度合金及びそ
の高強度合金を被覆してなる金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】金属
を強化するための公知の方法として、固溶強化法および
析出強化法がある。固溶強化法は、例えば、微量のＣ、
Ｎ原子を含むＦｅの場合、Ｆｅの原子格子間に比較的原
子半径の小さなＣ原子とＮ原子が侵入型で固溶し、周辺
のＦｅ原子をひずませることにより強化作用を示すが、
固溶強化された金属では、Ｃ、Ｎ等の微量元素が転位の
周辺に集まり、いわゆるコットレル雰囲気を作って転位
を固着させることで強度の向上を図ることはできても、
延性や靱性を低下させてしまう。また、析出強化法は、
金属を特定の温度に保持することにより母材中に過剰に
固溶されたＣやＮ等の微量元素を炭化物や窒化物として
析出させて強化を図る方法であるが、この場合も、強度
の向上を達成することはできても、延性や靱性を必ずし
も向上させることはできない。
を強化するための公知の方法として、固溶強化法および
析出強化法がある。固溶強化法は、例えば、微量のＣ、
Ｎ原子を含むＦｅの場合、Ｆｅの原子格子間に比較的原
子半径の小さなＣ原子とＮ原子が侵入型で固溶し、周辺
のＦｅ原子をひずませることにより強化作用を示すが、
固溶強化された金属では、Ｃ、Ｎ等の微量元素が転位の
周辺に集まり、いわゆるコットレル雰囲気を作って転位
を固着させることで強度の向上を図ることはできても、
延性や靱性を低下させてしまう。また、析出強化法は、
金属を特定の温度に保持することにより母材中に過剰に
固溶されたＣやＮ等の微量元素を炭化物や窒化物として
析出させて強化を図る方法であるが、この場合も、強度
の向上を達成することはできても、延性や靱性を必ずし
も向上させることはできない。
【０００３】ところで、電解析出合金は、基板となる素
材に耐食性・耐摩耗性等の機能を付与させることを目的
に、主として表面被覆材料として利用されてきたが、電
解析出を利用して高強度合金を得ようとする提案はされ
ていない。
材に耐食性・耐摩耗性等の機能を付与させることを目的
に、主として表面被覆材料として利用されてきたが、電
解析出を利用して高強度合金を得ようとする提案はされ
ていない。
【０００４】本発明は従来の技術の有するこのような問
題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、特定
の電解条件を適用することにより得ることのできる十分
な靱性を備えた高強度合金及びその高強度合金を被覆し
てなる金属を提供することにある。
題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、特定
の電解条件を適用することにより得ることのできる十分
な靱性を備えた高強度合金及びその高強度合金を被覆し
てなる金属を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は、特定量のＷまたはＭｏ原子と特定量の水
素を含有する組成のものを電解析出することにより、陰
極基板への水素の共析が抑制され、高い電解析出効率の
下で電解析出された、十分な靱性を備えた高強度合金を
提供することができる。
に、本発明は、特定量のＷまたはＭｏ原子と特定量の水
素を含有する組成のものを電解析出することにより、陰
極基板への水素の共析が抑制され、高い電解析出効率の
下で電解析出された、十分な靱性を備えた高強度合金を
提供することができる。
【０００６】
【発明の実施の形態】すなわち、本発明は、以下の第一
〜第四の発明より構成されている。 （１）本発明は、ＷまたはＭｏを８〜２０原子％含有し
て残部がＮｉまたはＣｏよりなるとともに水素含有量が
０．２０原子％以下である組成のものを電解析出してな
る高強度合金を第一の発明とする。
〜第四の発明より構成されている。 （１）本発明は、ＷまたはＭｏを８〜２０原子％含有し
て残部がＮｉまたはＣｏよりなるとともに水素含有量が
０．２０原子％以下である組成のものを電解析出してな
る高強度合金を第一の発明とする。
【０００７】本発明における数値限定理由は以下に説明
するとおりである。すなわち、水素含有量が０．２０原
子％以下であれば、水素脆性を生じず、靱性を大幅に改
善することができる。また、ＷまたはＭｏが２０原子％
を超える高強度合金を得る場合、電解浴温度および電解
電流密度が高くなり、金属原子の電解析出効率が下が
り、陰極板上で水素元素が発生しやすくなり、得られた
合金は水素脆化により高強度を示さなくなる。Ｗまたは
Ｍｏが８原子％未満の場合、ＷまたはＭｏが電解析出す
る前に、低い電解電流密度でＮｉまたはＣｏが電解析出
し、合金中のＷまたはＭｏの含有量が少なくなるので、
高強度を確保することができない。そこで、ＷまたはＭ
ｏを８〜２０原子％含有し、残部がＮｉまたはＣｏより
なり、水素含有量が０．２０原子％以下である組成のも
のを電解析出してなる合金は高強度且つ高靱性を有す
る。 （２）本発明は、ＷまたはＭｏを８〜２０原子％含有し
て残部がＮｉまたはＣｏよりなるとともに水素含有量が
０．２０原子％以下である合金組成のものを被覆してな
る金属を第二の発明とする。本明細書において、「被
覆」とは「メッキ」と同義であり、電気メッキ、化学メ
ッキ、溶融メッキなどを含む意である。上記特徴を有す
る高強度合金を、例えば、電気製品の金属枠体や石油輸
送金属パイプの内面などに被覆すれば、靱性が良好で高
強度で耐食性に優れた被覆層により、上記金属枠体や金
属パイプの亀裂や腐食を防止することができる。 （３）本発明は、ＷまたはＭｏを２０〜３０原子％含有
して残部がＦｅよりなるとともに水素含有量が０．２０
原子％以下である組成のものを電解析出してなる高強度
合金を第三の発明とする。
するとおりである。すなわち、水素含有量が０．２０原
子％以下であれば、水素脆性を生じず、靱性を大幅に改
善することができる。また、ＷまたはＭｏが２０原子％
を超える高強度合金を得る場合、電解浴温度および電解
電流密度が高くなり、金属原子の電解析出効率が下が
り、陰極板上で水素元素が発生しやすくなり、得られた
合金は水素脆化により高強度を示さなくなる。Ｗまたは
Ｍｏが８原子％未満の場合、ＷまたはＭｏが電解析出す
る前に、低い電解電流密度でＮｉまたはＣｏが電解析出
し、合金中のＷまたはＭｏの含有量が少なくなるので、
高強度を確保することができない。そこで、ＷまたはＭ
ｏを８〜２０原子％含有し、残部がＮｉまたはＣｏより
なり、水素含有量が０．２０原子％以下である組成のも
のを電解析出してなる合金は高強度且つ高靱性を有す
る。 （２）本発明は、ＷまたはＭｏを８〜２０原子％含有し
て残部がＮｉまたはＣｏよりなるとともに水素含有量が
０．２０原子％以下である合金組成のものを被覆してな
る金属を第二の発明とする。本明細書において、「被
覆」とは「メッキ」と同義であり、電気メッキ、化学メ
ッキ、溶融メッキなどを含む意である。上記特徴を有す
る高強度合金を、例えば、電気製品の金属枠体や石油輸
送金属パイプの内面などに被覆すれば、靱性が良好で高
強度で耐食性に優れた被覆層により、上記金属枠体や金
属パイプの亀裂や腐食を防止することができる。 （３）本発明は、ＷまたはＭｏを２０〜３０原子％含有
して残部がＦｅよりなるとともに水素含有量が０．２０
原子％以下である組成のものを電解析出してなる高強度
合金を第三の発明とする。
【０００８】本発明における数値限定理由は以下に説明
するとおりである。すなわち、水素含有量が０．２０原
子％以下であれば、水素脆性を生じず、靱性を大幅に改
善することができる。また、ＷまたはＭｏが３０原子％
を超える高強度合金を得る場合、電解浴温度および電解
電流密度が高くなり、金属原子の電解析出効率が下が
り、陰極板上で水素元素が発生しやすくなり、得られた
合金は水素脆化により高強度を示さなくなる。Ｗまたは
Ｍｏが２０原子％未満の場合、ＷまたはＭｏが電解析出
する前に、低い電解電流密度でＦｅが電解析出し、合金
中のＷまたはＭｏの含有量が少なくなるので、高強度を
確保することができない。そこで、ＷまたはＭｏを２０
〜３０原子％含有し、残部がＦｅよりなり、水素含有量
が０．２０原子％以下である組成のものを電解析出して
なる合金は高強度且つ高靱性を有する。 （４）本発明は、ＷまたはＭｏを２０〜３０原子％含有
して残部がＦｅよりなるとともに水素含有量が０．２０
原子％以下である合金組成のものを被覆してなる金属を
第四の発明とする。上記特徴を有する高強度合金を、例
えば、電気製品の金属枠体や石油輸送金属パイプの内面
などに被覆すれば、靱性が良好で高強度で耐食性に優れ
た被覆層により、上記金属枠体や金属パイプの亀裂や腐
食を防止することができる。
するとおりである。すなわち、水素含有量が０．２０原
子％以下であれば、水素脆性を生じず、靱性を大幅に改
善することができる。また、ＷまたはＭｏが３０原子％
を超える高強度合金を得る場合、電解浴温度および電解
電流密度が高くなり、金属原子の電解析出効率が下が
り、陰極板上で水素元素が発生しやすくなり、得られた
合金は水素脆化により高強度を示さなくなる。Ｗまたは
Ｍｏが２０原子％未満の場合、ＷまたはＭｏが電解析出
する前に、低い電解電流密度でＦｅが電解析出し、合金
中のＷまたはＭｏの含有量が少なくなるので、高強度を
確保することができない。そこで、ＷまたはＭｏを２０
〜３０原子％含有し、残部がＦｅよりなり、水素含有量
が０．２０原子％以下である組成のものを電解析出して
なる合金は高強度且つ高靱性を有する。 （４）本発明は、ＷまたはＭｏを２０〜３０原子％含有
して残部がＦｅよりなるとともに水素含有量が０．２０
原子％以下である合金組成のものを被覆してなる金属を
第四の発明とする。上記特徴を有する高強度合金を、例
えば、電気製品の金属枠体や石油輸送金属パイプの内面
などに被覆すれば、靱性が良好で高強度で耐食性に優れ
た被覆層により、上記金属枠体や金属パイプの亀裂や腐
食を防止することができる。
【０００９】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。 １．Ｎｉ−Ｗ系合金の作製 電解浴の組成は、濃度０．０６モル／Ｌの硫酸ニッケル
（ＮｉＳＯ4）と、 濃度０．１４〜０．５モル／Ｌのク
エン酸ナトリウム（Ｎａ3Ｃ6Ｈ5Ｏ7ー２Ｈ2０）と、濃
度０．１４モル／Ｌのタングステン酸ナトリウム（Ｎａ
2ＷＯ4−Ｈ2Ｏ）と、濃度０．５モル／Ｌの塩化アンモ
ニウム（ＮＨ4Ｃｌ） を主成分とし、厚さ０．５mmの白
金製陽極板と厚さ０．２mmの銅製陰極板を用いて電解を
行った。また、電解電流密度は、５〜２０Ａ／ｄｍ2 の
範囲で変化させ、これにより合金のＷ含有量を変化させ
た。以下に、実験結果について順次説明する。 （１）電解浴の浴温と合金の析出速度 電解浴の浴温を２０〜９０℃の範囲で変化させたときの
浴温（℃）と電解析出速度（ｍｇ／cm2hr)との関係を図
１に示す。このときの電解電流密度は５Ａ／ｄｍ2 であ
った。図１において、符号「△」「●」「○」はそれぞ
れ、クエン酸ナトリウムの濃度が０．５０モル／Ｌ、
０．２５モル／Ｌ、０．１４モル／Ｌを示す。
（ＮｉＳＯ4）と、 濃度０．１４〜０．５モル／Ｌのク
エン酸ナトリウム（Ｎａ3Ｃ6Ｈ5Ｏ7ー２Ｈ2０）と、濃
度０．１４モル／Ｌのタングステン酸ナトリウム（Ｎａ
2ＷＯ4−Ｈ2Ｏ）と、濃度０．５モル／Ｌの塩化アンモ
ニウム（ＮＨ4Ｃｌ） を主成分とし、厚さ０．５mmの白
金製陽極板と厚さ０．２mmの銅製陰極板を用いて電解を
行った。また、電解電流密度は、５〜２０Ａ／ｄｍ2 の
範囲で変化させ、これにより合金のＷ含有量を変化させ
た。以下に、実験結果について順次説明する。 （１）電解浴の浴温と合金の析出速度 電解浴の浴温を２０〜９０℃の範囲で変化させたときの
浴温（℃）と電解析出速度（ｍｇ／cm2hr)との関係を図
１に示す。このときの電解電流密度は５Ａ／ｄｍ2 であ
った。図１において、符号「△」「●」「○」はそれぞ
れ、クエン酸ナトリウムの濃度が０．５０モル／Ｌ、
０．２５モル／Ｌ、０．１４モル／Ｌを示す。
【００１０】各符号において、記号ｔで指したものは、
完全密着曲げ後も破断しない「高靱性」のものであるこ
とを示す。靱性を評価するための曲げ試験は、図２に示
すように、平板１、１の間に、厚さｄの試験片（Ｎｉ−
Ｗ系合金を電解析出させた銅製陰極板）２を折り曲げる
ようにして挟み、平板１、１を密着させるように互いに
接近させるようにして行い、試験片２が破断したときの
平板１、１間の間隔をＬとし、湾曲した試験片２の中心
の歪み量をゼロとすると、湾曲した試験片の表面の歪み
εは、ε＝ｄ／（Ｌ−ｄ）となり（以下「εの式」とい
う）、このεの値により靱性を評価した。「完全密着曲
げ後も破断しない」とは、上側の平板１に当接する試験
片と下側の平板１に当接する試験片が破断せずに完全に
密着した状態にあることをいい、このとき、Ｌ＝２ｄ
で、ε＝１．０となる。
完全密着曲げ後も破断しない「高靱性」のものであるこ
とを示す。靱性を評価するための曲げ試験は、図２に示
すように、平板１、１の間に、厚さｄの試験片（Ｎｉ−
Ｗ系合金を電解析出させた銅製陰極板）２を折り曲げる
ようにして挟み、平板１、１を密着させるように互いに
接近させるようにして行い、試験片２が破断したときの
平板１、１間の間隔をＬとし、湾曲した試験片２の中心
の歪み量をゼロとすると、湾曲した試験片の表面の歪み
εは、ε＝ｄ／（Ｌ−ｄ）となり（以下「εの式」とい
う）、このεの値により靱性を評価した。「完全密着曲
げ後も破断しない」とは、上側の平板１に当接する試験
片と下側の平板１に当接する試験片が破断せずに完全に
密着した状態にあることをいい、このとき、Ｌ＝２ｄ
で、ε＝１．０となる。
【００１１】すなわち、Ｎｉ−Ｗ系合金においては、ク
エン酸ナトリウムの濃度が０．５モル／Ｌのときは浴温
が７５℃、クエン酸ナトリウムの濃度が０．２５モル／
Ｌのときは浴温が６０℃、クエン酸ナトリウムの濃度が
０．１４モル／Ｌのときは浴温が４０℃と５０℃の条件
でそれぞれ電解析出させることによって、極めて靱性に
優れたＮｉ−Ｗ系合金を得ることができる。
エン酸ナトリウムの濃度が０．５モル／Ｌのときは浴温
が７５℃、クエン酸ナトリウムの濃度が０．２５モル／
Ｌのときは浴温が６０℃、クエン酸ナトリウムの濃度が
０．１４モル／Ｌのときは浴温が４０℃と５０℃の条件
でそれぞれ電解析出させることによって、極めて靱性に
優れたＮｉ−Ｗ系合金を得ることができる。
【００１２】図１に明らかなように、クエン酸ナトリウ
ムの濃度が増えると、高靱性を示す点（記号ｔで指して
もの）は、より高温の浴温側に移行している。 （２）電解浴の浴温と結晶粒径 図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／
Ｌの場合の浴温（℃）とＮｉ−Ｗ系合金の平均結晶粒径
（×１０-9ｍ）との関係を図３に示し、図１に示すクエ
ン酸ナトリウムの濃度が０．２５モル／Ｌの場合の浴温
（℃）とＮｉ−Ｗ系合金の平均結晶粒径（×１０-9ｍ）
との関係を図４に示す。図３において、高靱性を示すも
の（記号ｔで指したもの）は、結晶粒径が約５．１５×
１０-9ｍおよび約７．０×１０-9ｍであり、図４におい
て、高靱性を示すもの（記号ｔで指したもの）は、結晶
粒径が約６．１×１０-9ｍであり、いずれも微細な結晶
である。 （３）電解浴の浴温とＷ含有量 図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／
Ｌの場合の浴温（℃）とＮｉーＷ系合金中のＷ含有量
（原子％）との関係を図５に示し、図１に示すクエン酸
ナトリウムの濃度が０．２５モル／Ｌの場合の浴温
（℃）とＮｉ−Ｗ系合金中のＷ含有量（原子％）との関
係を図６に示す。図５と図６から、高靱性を示すもの
（記号ｔで指したもの）のＮｉ−Ｗ系合金のＷ含有量
は、約１０〜１２原子％である。 （４）Ｘ線回折パターン 図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／
Ｌの場合のＮｉ−Ｗ系合金のＸ線回折パターンを図７に
示し、図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．２５
モル／Ｌの場合のＮｉ−Ｗ合金のＸ線回折パターンを図
８に示す。図７において、線ａ、ｂ、ｃ、ｄの「浴温、
合金中のＷ含有量、合金の平均結晶粒径」は、それぞれ
「４０℃、１０．６原子％、１０．６ｎｍ（ナノメータ
ー）」、「５０℃、１２．３原子％、５．２ｎｍ」、
「６０℃、１５．１原子％、３．３ｎｍ」、「７０℃、
１２．８原子％、５．４ｎｍ」である。同様に、図８に
おいて、線ｅ、ｆ、ｇ、ｈの「浴温、合金中のＷ含有
量、合金の平均結晶粒径」は、それぞれ「４０℃、７．
２原子％、９．９ｎｍ」、「５０℃、９．１原子％、
８．０ｎｍ」、「６０℃、１１．７原子％、６．３ｎ
ｍ」、「７０℃、９．４原子％、１３．２ｎｍ」であ
る。
ムの濃度が増えると、高靱性を示す点（記号ｔで指して
もの）は、より高温の浴温側に移行している。 （２）電解浴の浴温と結晶粒径 図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／
Ｌの場合の浴温（℃）とＮｉ−Ｗ系合金の平均結晶粒径
（×１０-9ｍ）との関係を図３に示し、図１に示すクエ
ン酸ナトリウムの濃度が０．２５モル／Ｌの場合の浴温
（℃）とＮｉ−Ｗ系合金の平均結晶粒径（×１０-9ｍ）
との関係を図４に示す。図３において、高靱性を示すも
の（記号ｔで指したもの）は、結晶粒径が約５．１５×
１０-9ｍおよび約７．０×１０-9ｍであり、図４におい
て、高靱性を示すもの（記号ｔで指したもの）は、結晶
粒径が約６．１×１０-9ｍであり、いずれも微細な結晶
である。 （３）電解浴の浴温とＷ含有量 図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／
Ｌの場合の浴温（℃）とＮｉーＷ系合金中のＷ含有量
（原子％）との関係を図５に示し、図１に示すクエン酸
ナトリウムの濃度が０．２５モル／Ｌの場合の浴温
（℃）とＮｉ−Ｗ系合金中のＷ含有量（原子％）との関
係を図６に示す。図５と図６から、高靱性を示すもの
（記号ｔで指したもの）のＮｉ−Ｗ系合金のＷ含有量
は、約１０〜１２原子％である。 （４）Ｘ線回折パターン 図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／
Ｌの場合のＮｉ−Ｗ系合金のＸ線回折パターンを図７に
示し、図１に示すクエン酸ナトリウムの濃度が０．２５
モル／Ｌの場合のＮｉ−Ｗ合金のＸ線回折パターンを図
８に示す。図７において、線ａ、ｂ、ｃ、ｄの「浴温、
合金中のＷ含有量、合金の平均結晶粒径」は、それぞれ
「４０℃、１０．６原子％、１０．６ｎｍ（ナノメータ
ー）」、「５０℃、１２．３原子％、５．２ｎｍ」、
「６０℃、１５．１原子％、３．３ｎｍ」、「７０℃、
１２．８原子％、５．４ｎｍ」である。同様に、図８に
おいて、線ｅ、ｆ、ｇ、ｈの「浴温、合金中のＷ含有
量、合金の平均結晶粒径」は、それぞれ「４０℃、７．
２原子％、９．９ｎｍ」、「５０℃、９．１原子％、
８．０ｎｍ」、「６０℃、１１．７原子％、６．３ｎ
ｍ」、「７０℃、９．４原子％、１３．２ｎｍ」であ
る。
【００１３】図７より、Ｗ含有量が約１２原子％以上
で、幅広いＸ線回折ピークを有するアモルファス構造を
示すことが分かる。図７および図８から、Ｗ含有量が約
１２原子％以下では、平均結晶粒径が１５×１０-9ｍ以
下のナノ結晶構造を示すことが分かる。 ２．Ｆｅ−Ｗ系合金の作製 電解浴の組成は、Ｎｉ−Ｗ系合金作製の場合の濃度０．
０６モル／Ｌの硫酸ニッケル（ＮｉＳＯ4） に代えて濃
度０．０６モル／Ｌの硫酸アンモニウム鉄（Ｆｅ（ Ｎ
Ｈ4）（ＳＯ4）2−１２Ｈ2Ｏ） を用いた以外は、Ｎｉ
−Ｗ系合金の電解浴と同じ組成の浴を用いた。また、白
金製陽極板と銅製陰極板もＮｉ−Ｗ系合金の電解の場合
と同じであり、電解電流密度は、１．７〜２０Ａ／ｄｍ
2 の範囲で変化させ、これにより合金のＷ含有量を変化
させた。以下に、実験結果について順次説明する。 （１）電解浴の浴温と合金の析出速度 電解浴の浴温を５０℃（３２３Ｋ）〜７５℃（３４８
Ｋ）の範囲で変化させたときの浴温（Ｋ）と電解析出速
度（ｍｇ／cm2hr)との関係を図９に示す。このときの電
解電流密度は１．７Ａ／ｄｍ2 であった。図９におい
て、符号「○」「△」「●」はそれぞれ、クエン酸ナト
リウムの濃度が０．３モル／Ｌ、０．２５モル／Ｌ、
０．２２５モル／Ｌを示す。
で、幅広いＸ線回折ピークを有するアモルファス構造を
示すことが分かる。図７および図８から、Ｗ含有量が約
１２原子％以下では、平均結晶粒径が１５×１０-9ｍ以
下のナノ結晶構造を示すことが分かる。 ２．Ｆｅ−Ｗ系合金の作製 電解浴の組成は、Ｎｉ−Ｗ系合金作製の場合の濃度０．
０６モル／Ｌの硫酸ニッケル（ＮｉＳＯ4） に代えて濃
度０．０６モル／Ｌの硫酸アンモニウム鉄（Ｆｅ（ Ｎ
Ｈ4）（ＳＯ4）2−１２Ｈ2Ｏ） を用いた以外は、Ｎｉ
−Ｗ系合金の電解浴と同じ組成の浴を用いた。また、白
金製陽極板と銅製陰極板もＮｉ−Ｗ系合金の電解の場合
と同じであり、電解電流密度は、１．７〜２０Ａ／ｄｍ
2 の範囲で変化させ、これにより合金のＷ含有量を変化
させた。以下に、実験結果について順次説明する。 （１）電解浴の浴温と合金の析出速度 電解浴の浴温を５０℃（３２３Ｋ）〜７５℃（３４８
Ｋ）の範囲で変化させたときの浴温（Ｋ）と電解析出速
度（ｍｇ／cm2hr)との関係を図９に示す。このときの電
解電流密度は１．７Ａ／ｄｍ2 であった。図９におい
て、符号「○」「△」「●」はそれぞれ、クエン酸ナト
リウムの濃度が０．３モル／Ｌ、０．２５モル／Ｌ、
０．２２５モル／Ｌを示す。
【００１４】各符号において、記号ｔで指したものは、
完全密着曲げ後も破断しない「高靱性」のものであるこ
とを示す。すなわち、Ｆｅ−Ｗ系合金においては、０．
２２５〜０．３モル／Ｌの濃度のクエン酸ナトリウムに
おいては、浴温が３２３〜３３８ｋ（５０〜６５℃）に
おいて、極めて靱性に富んだＦｅ−Ｗ系合金を得ること
ができ、高靱性を示す浴温は、上記範囲のクエン酸ナト
リウムの濃度の影響を受けないことが分かる。 （２）クエン酸ナトリウムの濃度と合金の析出速度 クエン酸ナトリウムの濃度を０．１５〜０．３３モル／
Ｌで変化させたときのクエン酸ナトリウムの濃度（モル
／Ｌ）と電解析出速度（ｍｇ／cm2hr)との関係を図１０
に示す。このときの電解電流密度は１．７Ａ／ｄｍ2 で
あった。図１０において、符号「○」「●」「△」はそ
れぞれ、浴温が７５℃（３４８Ｋ）、６５℃（３３８
Ｋ）、５５℃（３２８Ｋ）を示す。
完全密着曲げ後も破断しない「高靱性」のものであるこ
とを示す。すなわち、Ｆｅ−Ｗ系合金においては、０．
２２５〜０．３モル／Ｌの濃度のクエン酸ナトリウムに
おいては、浴温が３２３〜３３８ｋ（５０〜６５℃）に
おいて、極めて靱性に富んだＦｅ−Ｗ系合金を得ること
ができ、高靱性を示す浴温は、上記範囲のクエン酸ナト
リウムの濃度の影響を受けないことが分かる。 （２）クエン酸ナトリウムの濃度と合金の析出速度 クエン酸ナトリウムの濃度を０．１５〜０．３３モル／
Ｌで変化させたときのクエン酸ナトリウムの濃度（モル
／Ｌ）と電解析出速度（ｍｇ／cm2hr)との関係を図１０
に示す。このときの電解電流密度は１．７Ａ／ｄｍ2 で
あった。図１０において、符号「○」「●」「△」はそ
れぞれ、浴温が７５℃（３４８Ｋ）、６５℃（３３８
Ｋ）、５５℃（３２８Ｋ）を示す。
【００１５】各符号において、記号ｔで指したものは、
完全密着曲げ後も破断しない「高靱性」のものであるこ
とを示す。すなわち、Ｆｅ−Ｗ系合金においては、１．
７Ａ／ｄｍ2 のような低電流密度では高靱性のものが得
られ、その靱性はクエン酸ナトリウムの濃度の影響を受
けやすく、浴温が５５〜７５℃においては、クエン酸ナ
トリウムの濃度が０．２〜０．２５モル／Ｌにおいて、
極めて靱性に富んだＦｅ−Ｗ系合金を得ることができ、
高靱性を示すクエン酸ナトリウムの濃度は、上記範囲の
浴温の影響を受けないことが分かる。 （３）Ｘ線回折パターン 電解浴の浴温を５５℃（３２８Ｋ）〜８５℃（３５８
Ｋ）の範囲で変化させたときのＦｅ−Ｗ系合金のＸ線回
折パターンを図１１に示す。このときの電解電流密度は
１．７Ａ／ｄｍ2 であり、クエン酸ナトリウムの濃度は
０．２２５モル／Ｌであった。図１１において、線ｉ、
ｊ、ｋ、ｍ、ｎ、ｐ、ｑの「浴温、合金中のＷ含有量」
は、それぞれ「５５℃、２４．７原子％」、「６０℃、
２５．８原子％」、「６５℃、２６．９原子％」、「７
０℃、２７．０原子％」、「７５℃、２８．６原子
％」、「８０℃、２８．８原子％」、「８５℃、２９．
０原子％」である。これらの合金はいずれもアモルファ
ス構造であった。図１１より、いずれの浴温においても
幅広いＸ線回折ピークを有するアモルファス構造を示し
ているのが分かる。 ３．Ｎｉ−Ｗ系合金およびＦｅ−Ｗ系合金の機械的特性 （１）Ｎｉ−Ｗ系合金の機械的特性 イ 機械的特性 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．５モル／Ｌで、電解浴の浴温が６０〜９０℃（３
３３〜３６３Ｋ）で、電解電流密度が２０Ａ／ｄｍ2 の
条件で、１時間電解析出を行うことによってＷ含有量を
変化させ、表１に示すような結果を得た。表１に明らか
なように、浴温が７５℃（３４８Ｋ）のものは、マイク
ロビッカース硬さＨＶが６８５と高く、しかも、破断歪
み（εの式によるもの）が１．０、すなわち、完全密着
曲げ後も破断しない「超高靱性」の特性を示している。
また、浴温が８０℃（３５３Ｋ）のものは、破断歪み
（εの式によるもの）が０．４１６であり、良好な靱性
を示している。
完全密着曲げ後も破断しない「高靱性」のものであるこ
とを示す。すなわち、Ｆｅ−Ｗ系合金においては、１．
７Ａ／ｄｍ2 のような低電流密度では高靱性のものが得
られ、その靱性はクエン酸ナトリウムの濃度の影響を受
けやすく、浴温が５５〜７５℃においては、クエン酸ナ
トリウムの濃度が０．２〜０．２５モル／Ｌにおいて、
極めて靱性に富んだＦｅ−Ｗ系合金を得ることができ、
高靱性を示すクエン酸ナトリウムの濃度は、上記範囲の
浴温の影響を受けないことが分かる。 （３）Ｘ線回折パターン 電解浴の浴温を５５℃（３２８Ｋ）〜８５℃（３５８
Ｋ）の範囲で変化させたときのＦｅ−Ｗ系合金のＸ線回
折パターンを図１１に示す。このときの電解電流密度は
１．７Ａ／ｄｍ2 であり、クエン酸ナトリウムの濃度は
０．２２５モル／Ｌであった。図１１において、線ｉ、
ｊ、ｋ、ｍ、ｎ、ｐ、ｑの「浴温、合金中のＷ含有量」
は、それぞれ「５５℃、２４．７原子％」、「６０℃、
２５．８原子％」、「６５℃、２６．９原子％」、「７
０℃、２７．０原子％」、「７５℃、２８．６原子
％」、「８０℃、２８．８原子％」、「８５℃、２９．
０原子％」である。これらの合金はいずれもアモルファ
ス構造であった。図１１より、いずれの浴温においても
幅広いＸ線回折ピークを有するアモルファス構造を示し
ているのが分かる。 ３．Ｎｉ−Ｗ系合金およびＦｅ−Ｗ系合金の機械的特性 （１）Ｎｉ−Ｗ系合金の機械的特性 イ 機械的特性 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．５モル／Ｌで、電解浴の浴温が６０〜９０℃（３
３３〜３６３Ｋ）で、電解電流密度が２０Ａ／ｄｍ2 の
条件で、１時間電解析出を行うことによってＷ含有量を
変化させ、表１に示すような結果を得た。表１に明らか
なように、浴温が７５℃（３４８Ｋ）のものは、マイク
ロビッカース硬さＨＶが６８５と高く、しかも、破断歪
み（εの式によるもの）が１．０、すなわち、完全密着
曲げ後も破断しない「超高靱性」の特性を示している。
また、浴温が８０℃（３５３Ｋ）のものは、破断歪み
（εの式によるもの）が０．４１６であり、良好な靱性
を示している。
【００１６】
【表１】
【００１７】また、上記電解浴の組成において、クエン
酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／Ｌで、電解浴の浴
温が３０〜８０℃（３０３〜３５３Ｋ）で、電解電流密
度が５Ａ／ｄｍ2 の条件で、１時間電解析出を行うこと
によってＷ含有量を変化させ、表２に示すような結果を
得た。表２に明らかなように、浴温が４０℃（３１３
Ｋ）と５０℃（３２３Ｋ）のものは、マイクロビッカー
ス硬さＨＶが６９６〜７０２と高く、しかも、破断歪み
（εの式によるもの）が１．０、すなわち、完全密着曲
げ後も破断しない「超高靱性」の特性を示している。
酸ナトリウムの濃度が０．１４モル／Ｌで、電解浴の浴
温が３０〜８０℃（３０３〜３５３Ｋ）で、電解電流密
度が５Ａ／ｄｍ2 の条件で、１時間電解析出を行うこと
によってＷ含有量を変化させ、表２に示すような結果を
得た。表２に明らかなように、浴温が４０℃（３１３
Ｋ）と５０℃（３２３Ｋ）のものは、マイクロビッカー
ス硬さＨＶが６９６〜７０２と高く、しかも、破断歪み
（εの式によるもの）が１．０、すなわち、完全密着曲
げ後も破断しない「超高靱性」の特性を示している。
【００１８】
【表２】
【００１９】ロ 熱処理（合金形成後のベーキング）に
よる強度上昇 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．５モル／Ｌで、電解浴の浴温が７５℃で、電解電
流密度が１０Ａ／ｄｍ2または５Ａ／ｄｍ2で、１〜４時
間電解析出を行うことによってＮｉ−Ｗ合金層の厚さを
変化させ、一部のものは、Ｎｉ−Ｗ合金形成後にＡｒ雰
囲気で７５℃（３４８Ｋ）で２時間加熱（ベーキング）
した後、炉冷することによって、電解析出に伴って生成
した水素を放出して強度向上を図り、表３に示すような
結果を得た。表３に明らかなように、加熱前のＮｉ−Ｗ
合金の引張り強度はすでに４３８〜５８３ＭＰａと高強
度を示しているが、この合金を７５℃（３４８Ｋ）で２
時間加熱することによって、７４５〜１０４７ＭＰａの
超高強度化を達成することができた。
よる強度上昇 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．５モル／Ｌで、電解浴の浴温が７５℃で、電解電
流密度が１０Ａ／ｄｍ2または５Ａ／ｄｍ2で、１〜４時
間電解析出を行うことによってＮｉ−Ｗ合金層の厚さを
変化させ、一部のものは、Ｎｉ−Ｗ合金形成後にＡｒ雰
囲気で７５℃（３４８Ｋ）で２時間加熱（ベーキング）
した後、炉冷することによって、電解析出に伴って生成
した水素を放出して強度向上を図り、表３に示すような
結果を得た。表３に明らかなように、加熱前のＮｉ−Ｗ
合金の引張り強度はすでに４３８〜５８３ＭＰａと高強
度を示しているが、この合金を７５℃（３４８Ｋ）で２
時間加熱することによって、７４５〜１０４７ＭＰａの
超高強度化を達成することができた。
【００２０】
【表３】
【００２１】ハ 熱処理（合金形成後のアニーリング）
による強度上昇（マイクロビッカース硬さＨＶ（荷重２
５ｇ、保持時間１５秒）の上昇） 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．１４モル／Ｌで、電解浴の浴温が５０℃で、電解
電流密度が５Ａ／ｄｍ2 の条件で電解析出を行うことに
よってＮｉ−１２．３原子％Ｗの合金を得た。このＮｉ
−Ｗ系合金を３００℃（５７３Ｋ）〜６００℃（８７３
Ｋ）の範囲の温度で真空中で加熱した後、炉冷すること
によって、電解析出に伴う内部歪みを除去して結晶粒サ
イズを調整（１５×１０-9ｍ程度で最大硬度を示す）
し、一層の強度上昇を図った。その結果、表４に示すよ
うに、加熱温度が４００〜６００℃のものは、マイクロ
ビッカース硬さＨＶとして、約８５０〜９２１の超高強
度化を達成することができたが、加熱温度が６００℃を
超えると、マイクロビッカース硬さＨＶは低下したの
で、結晶粒の粗大化が進行すると推定できる。すなわ
ち、Ｎｉ−Ｗ系合金を電解析出後に約４００〜６００℃
に加熱（アニーリング）することにより、結晶粒が粗大
化することなく超高強度合金を得ることができる。
による強度上昇（マイクロビッカース硬さＨＶ（荷重２
５ｇ、保持時間１５秒）の上昇） 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．１４モル／Ｌで、電解浴の浴温が５０℃で、電解
電流密度が５Ａ／ｄｍ2 の条件で電解析出を行うことに
よってＮｉ−１２．３原子％Ｗの合金を得た。このＮｉ
−Ｗ系合金を３００℃（５７３Ｋ）〜６００℃（８７３
Ｋ）の範囲の温度で真空中で加熱した後、炉冷すること
によって、電解析出に伴う内部歪みを除去して結晶粒サ
イズを調整（１５×１０-9ｍ程度で最大硬度を示す）
し、一層の強度上昇を図った。その結果、表４に示すよ
うに、加熱温度が４００〜６００℃のものは、マイクロ
ビッカース硬さＨＶとして、約８５０〜９２１の超高強
度化を達成することができたが、加熱温度が６００℃を
超えると、マイクロビッカース硬さＨＶは低下したの
で、結晶粒の粗大化が進行すると推定できる。すなわ
ち、Ｎｉ−Ｗ系合金を電解析出後に約４００〜６００℃
に加熱（アニーリング）することにより、結晶粒が粗大
化することなく超高強度合金を得ることができる。
【００２２】
【表４】
【００２３】（２）Ｆｅ−Ｗ系合金の機械的特性 イ 熱処理（合金形成後のアニーリング）による強度上
昇（マイクロビッカース硬さＨＶ（荷重２５ｇ、保持時
間１５秒）の上昇） 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．２２５モル／Ｌで、電解浴の浴温が６５℃で、電
解電流密度が１．７Ａ／ｄｍ2 の条件で電解析出を行う
ことによってＦｅ−２７．２原子％Ｗの合金を得た。こ
の合金のマイクロビッカース硬さＨＶは、８７８と高い
ものであったが、さらに、このＦｅ−Ｗ系合金を４００
℃（６７３Ｋ）〜１０００℃（１２７３Ｋ）の範囲の温
度で真空中で加熱した後、炉冷することによって、電解
析出に伴う内部歪みを除去し且つｂｃｃ硬度を有する結
晶相を析出させることにより、一層の強度上昇を図っ
た。その結果、図１２に示すように、マイクロビッカー
ス硬さＨＶとして、約９７０〜１２４０の超高強度化を
達成することができた。図１２において、符号「●」は
マイクロビッカース硬さＨＶの平均値を示し、矢印で示
す範囲は、各加熱温度におけるマイクロビッカース硬さ
ＨＶの上下限範囲を示す。図１２を見れば、約８００℃
（１０７３Ｋ）を超えると、マイクロビッカース硬さＨ
Ｖは低下している。すなわち、結晶粒の粗大化が進行し
ていると推定できる。そこで、Ｆｅ−Ｗ系合金を電解析
出後に約４００〜８００℃に加熱（アニーリング）する
ことにより、結晶粒が粗大化することなく超高強度合金
を得ることができる。 ロ 引張り強度 図１２において、マイクロビッカース硬さＨＶが８７８
のものの合金厚さは４２μｍであり、その引張り強度は
４５０ＭＰａであった。 ４．Ｎｉ−Ｗ系合金およびＦｅ−Ｗ系合金の物理的特性
（水素含有量と靱性） （１）Ｎｉ−Ｗ系合金の物理的特性 ａ．電流密度が一定の場合 基本的に上記電解浴の組成とし、他のメッキ条件は表５
上段に示すとおりの条件で電解析出を行った結果、その
Ｎｉ−Ｗ系合金の物理的特性として表５下段に示すよう
な結果を得た。表５に示すように、破断歪み（εの式に
よるもの）が１．０である超高靱性の試料Ｎｏ．２の水
素含有量は０．１２原子％であり、破断歪みがゼロもし
くは実質的にゼロである（曲げることが全くできない）
試料Ｎｏ１やＮｏ．３の水素含有量に比べて遥かに少な
い。このように、高靱性材料の水素含有量は極めて低い
ことが分かる。
昇（マイクロビッカース硬さＨＶ（荷重２５ｇ、保持時
間１５秒）の上昇） 上記電解浴の組成において、クエン酸ナトリウムの濃度
が０．２２５モル／Ｌで、電解浴の浴温が６５℃で、電
解電流密度が１．７Ａ／ｄｍ2 の条件で電解析出を行う
ことによってＦｅ−２７．２原子％Ｗの合金を得た。こ
の合金のマイクロビッカース硬さＨＶは、８７８と高い
ものであったが、さらに、このＦｅ−Ｗ系合金を４００
℃（６７３Ｋ）〜１０００℃（１２７３Ｋ）の範囲の温
度で真空中で加熱した後、炉冷することによって、電解
析出に伴う内部歪みを除去し且つｂｃｃ硬度を有する結
晶相を析出させることにより、一層の強度上昇を図っ
た。その結果、図１２に示すように、マイクロビッカー
ス硬さＨＶとして、約９７０〜１２４０の超高強度化を
達成することができた。図１２において、符号「●」は
マイクロビッカース硬さＨＶの平均値を示し、矢印で示
す範囲は、各加熱温度におけるマイクロビッカース硬さ
ＨＶの上下限範囲を示す。図１２を見れば、約８００℃
（１０７３Ｋ）を超えると、マイクロビッカース硬さＨ
Ｖは低下している。すなわち、結晶粒の粗大化が進行し
ていると推定できる。そこで、Ｆｅ−Ｗ系合金を電解析
出後に約４００〜８００℃に加熱（アニーリング）する
ことにより、結晶粒が粗大化することなく超高強度合金
を得ることができる。 ロ 引張り強度 図１２において、マイクロビッカース硬さＨＶが８７８
のものの合金厚さは４２μｍであり、その引張り強度は
４５０ＭＰａであった。 ４．Ｎｉ−Ｗ系合金およびＦｅ−Ｗ系合金の物理的特性
（水素含有量と靱性） （１）Ｎｉ−Ｗ系合金の物理的特性 ａ．電流密度が一定の場合 基本的に上記電解浴の組成とし、他のメッキ条件は表５
上段に示すとおりの条件で電解析出を行った結果、その
Ｎｉ−Ｗ系合金の物理的特性として表５下段に示すよう
な結果を得た。表５に示すように、破断歪み（εの式に
よるもの）が１．０である超高靱性の試料Ｎｏ．２の水
素含有量は０．１２原子％であり、破断歪みがゼロもし
くは実質的にゼロである（曲げることが全くできない）
試料Ｎｏ１やＮｏ．３の水素含有量に比べて遥かに少な
い。このように、高靱性材料の水素含有量は極めて低い
ことが分かる。
【００２４】
【表５】
【００２５】ｂ．電流密度を変化させた場合 表５に示すように、電解浴の浴温が５０℃で電流密度が
５Ａ／ｄｍ2 のものは、水素含有量が極めて少なく、超
高靱性であることが分かったので、次に、電解浴の浴温
が５０℃で、電流密度を５〜２０Ａ／ｄｍ2 の範囲で変
化させた場合のＮｉ−Ｗ系合金の物理的特性について、
以下の表６に示す。
５Ａ／ｄｍ2 のものは、水素含有量が極めて少なく、超
高靱性であることが分かったので、次に、電解浴の浴温
が５０℃で、電流密度を５〜２０Ａ／ｄｍ2 の範囲で変
化させた場合のＮｉ−Ｗ系合金の物理的特性について、
以下の表６に示す。
【００２６】
【表６】
【００２７】表６に示すように、電流密度が高くなると
水素ガスが生成しやすくなるので、それに比例して合金
中の水素含有量も増えることが分かる。しかし、いずれ
の合金の水素含有量も０．２０原子％以下であり、破断
歪み（εの式によるもの）も０．４以上であって、良好
な靱性を有していることが分かる。 （２）Ｆｅ−Ｗ系合金の物理的特性 電解浴の組成は、Ｎｉ−Ｗ系合金作製の場合の濃度０．
０６モル／Ｌの硫酸ニッケル（ＮｉＳＯ4） に代えて濃
度０．０６モル／Ｌの硫酸アンモニウム鉄（Ｆｅ（ Ｎ
Ｈ4）（ＳＯ4）2−１２Ｈ2Ｏ） を用いた以外は、Ｎｉ
−Ｗ系合金の電解浴と同じ組成の浴を用いた。また、白
金製陽極板と銅製陰極板もＮｉ−Ｗ系合金の電解の場合
と同じであり、電解電流密度を、１．７〜５Ａ／ｄｍ2
の範囲で変化させ、他のメッキ条件は以下の表７の上段
に示すとおりの条件で電解析出を行った結果、そのＦｅ
−Ｗ系合金の物理的特性として表７の下段に示すような
結果を得た。
水素ガスが生成しやすくなるので、それに比例して合金
中の水素含有量も増えることが分かる。しかし、いずれ
の合金の水素含有量も０．２０原子％以下であり、破断
歪み（εの式によるもの）も０．４以上であって、良好
な靱性を有していることが分かる。 （２）Ｆｅ−Ｗ系合金の物理的特性 電解浴の組成は、Ｎｉ−Ｗ系合金作製の場合の濃度０．
０６モル／Ｌの硫酸ニッケル（ＮｉＳＯ4） に代えて濃
度０．０６モル／Ｌの硫酸アンモニウム鉄（Ｆｅ（ Ｎ
Ｈ4）（ＳＯ4）2−１２Ｈ2Ｏ） を用いた以外は、Ｎｉ
−Ｗ系合金の電解浴と同じ組成の浴を用いた。また、白
金製陽極板と銅製陰極板もＮｉ−Ｗ系合金の電解の場合
と同じであり、電解電流密度を、１．７〜５Ａ／ｄｍ2
の範囲で変化させ、他のメッキ条件は以下の表７の上段
に示すとおりの条件で電解析出を行った結果、そのＦｅ
−Ｗ系合金の物理的特性として表７の下段に示すような
結果を得た。
【００２８】
【表７】
【００２９】表６の場合と同じく、表７においても、電
流密度が高くなると、それに比例して合金中の水素含有
量も増えることが分かる。Ｆｅ−Ｗ系合金において、電
解浴の浴温が６５℃の場合、電流密度を２．５Ａ／ｄｍ
2 以下に保持することにより、合金の水素含有量を０．
２０原子％以下に抑え、破断歪み（εの式によるもの）
も０．２以上であって、良好な靱性を具備しうることが
分かる。 ５．その他 本発明によれば、以上のようにして高靱性の高強度合金
を得ることができるが、密着性の良好な電解析出合金を
得るためには、次に説明する条件に留意することがさら
に好ましい。 （１）電流密度 電解析出時間を短縮し、緻密な合金膜を得るためには、
電流密度は一般に大きい方が好ましい。しかし、電流密
度が大きくなると、水素の生成量が多くなり、水素脆化
の原因となるので、電流密度が大きすぎるのは好ましく
ない。 （２）ｐＨ 強酸性浴あるいは強アルカリ性では、電解特性はｐＨに
それほど敏感ではないが、本発明による高強度合金は、
弱アルカリ性浴を用いるのが好ましい。なお、金属イオ
ンと錯体の構造はｐＨにより変化して、Ｎｉ（またはＣ
ｏ）とＷ（またはＭｏ）の電解析出電位がほぼ同じにな
ったときに、Ｎｉ−Ｗ系合金が析出し、ＦｅとＷ（また
はＭｏ）の電解析出電位がほぼ同じになったときに、Ｆ
ｅ−Ｗ系合金が析出する。 （３）添加剤 添加剤の目的は、電解析出膜の平滑化、光沢化、結晶微
細化、均一電解析出性の改善、残留応力低減、ピット防
止などである。本発明においては、ピット防止のために
公知の界面活性剤を適量添加し、ピット防止以外の上記
目的のために、サッカリンを適量添加するのが好まし
い。 （４）前処理 密着性のよい平滑な電解析出膜を得るためには、被電解
析出面を清浄にする前処理は重要であり、公知の前処理
方法を採用することができる。
流密度が高くなると、それに比例して合金中の水素含有
量も増えることが分かる。Ｆｅ−Ｗ系合金において、電
解浴の浴温が６５℃の場合、電流密度を２．５Ａ／ｄｍ
2 以下に保持することにより、合金の水素含有量を０．
２０原子％以下に抑え、破断歪み（εの式によるもの）
も０．２以上であって、良好な靱性を具備しうることが
分かる。 ５．その他 本発明によれば、以上のようにして高靱性の高強度合金
を得ることができるが、密着性の良好な電解析出合金を
得るためには、次に説明する条件に留意することがさら
に好ましい。 （１）電流密度 電解析出時間を短縮し、緻密な合金膜を得るためには、
電流密度は一般に大きい方が好ましい。しかし、電流密
度が大きくなると、水素の生成量が多くなり、水素脆化
の原因となるので、電流密度が大きすぎるのは好ましく
ない。 （２）ｐＨ 強酸性浴あるいは強アルカリ性では、電解特性はｐＨに
それほど敏感ではないが、本発明による高強度合金は、
弱アルカリ性浴を用いるのが好ましい。なお、金属イオ
ンと錯体の構造はｐＨにより変化して、Ｎｉ（またはＣ
ｏ）とＷ（またはＭｏ）の電解析出電位がほぼ同じにな
ったときに、Ｎｉ−Ｗ系合金が析出し、ＦｅとＷ（また
はＭｏ）の電解析出電位がほぼ同じになったときに、Ｆ
ｅ−Ｗ系合金が析出する。 （３）添加剤 添加剤の目的は、電解析出膜の平滑化、光沢化、結晶微
細化、均一電解析出性の改善、残留応力低減、ピット防
止などである。本発明においては、ピット防止のために
公知の界面活性剤を適量添加し、ピット防止以外の上記
目的のために、サッカリンを適量添加するのが好まし
い。 （４）前処理 密着性のよい平滑な電解析出膜を得るためには、被電解
析出面を清浄にする前処理は重要であり、公知の前処理
方法を採用することができる。
【００３０】
【発明の効果】本発明は上記のとおり構成されているの
で、十分な靱性を備えた高強度合金およびその高強度合
金を被覆してなる金属を提供することができる。
で、十分な靱性を備えた高強度合金およびその高強度合
金を被覆してなる金属を提供することができる。
【図１】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
る電解析出速度の変化を示す図である。
る電解析出速度の変化を示す図である。
【図２】曲げ試験の方法を説明する図である。
【図３】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
る結晶粒径の変化を示す図である。
る結晶粒径の変化を示す図である。
【図４】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
る結晶粒径の変化を示す別の図である。
る結晶粒径の変化を示す別の図である。
【図５】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
るＷ含有量の変化を示す図である。
るＷ含有量の変化を示す図である。
【図６】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
るＷ含有量の変化を示す別の図である。
るＷ含有量の変化を示す別の図である。
【図７】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
るＸ線回折パターンの変化を示す図である。
るＸ線回折パターンの変化を示す図である。
【図８】Ｎｉ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
るＸ線回折パターンの変化を示す別の図である。
るＸ線回折パターンの変化を示す別の図である。
【図９】Ｆｅ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対す
る電解析出速度の変化を示す図である。
る電解析出速度の変化を示す図である。
【図１０】Ｆｅ−Ｗ系合金におけるクエン酸ナトリウム
濃度の変化に対する電解析出速度の変化を示す図であ
る。
濃度の変化に対する電解析出速度の変化を示す図であ
る。
【図１１】Ｆｅ−Ｗ系合金における電解浴温の変化に対
するＸ線回折パターンの変化を示す図である。
するＸ線回折パターンの変化を示す図である。
【図１２】Ｆｅ−Ｗ系合金におけるアニーリング処理に
よる硬度上昇を示す図である。
よる硬度上昇を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 望月 孝晏 東京都渋谷区本町６丁目40番３ (72)発明者 山崎 徹 兵庫県姫路市的形町的形1778番地の１ サ ンパティック的形307号 (72)発明者 長尾 一郎 兵庫県神戸市西区神出町五百蔵142−254 Ｆターム(参考） 4K023 AB18 AB19 AB20 BA06 CB03 DA06 DA07 DA08 4K058 AA30 BA31 CA04 CB16
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｗ又はＭｏを８〜２０原子％含有して残
部がＮｉ又はＣｏよりなるとともに水素含有量が０．２
０原子％以下である組成のものを電解析出してなる高強
度合金。 - 【請求項２】 Ｗ又はＭｏを８〜２０原子％含有して残
部がＮｉ又はＣｏよりなるとともに水素含有量が０．２
０原子％以下である合金組成のものを被覆してなる金
属。 - 【請求項３】 Ｗ又はＭｏを２０〜３０原子％含有して
残部がＦｅよりなるとともに水素含有量が０．２０原子
％以下である組成のものを電解析出してなる高強度合
金。 - 【請求項４】 Ｗ又はＭｏを２０〜３０原子％含有して
残部がＦｅよりなるとともに水素含有量が０．２０原子
％以下である合金組成のものを被覆してなる金属。
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|---|---|---|---|
| JP2000085926A JP4286427B2 (ja) | 2000-03-27 | 2000-03-27 | 高強度合金及びその高強度合金によって被覆された金属 |
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| JP2000085926A JP4286427B2 (ja) | 2000-03-27 | 2000-03-27 | 高強度合金及びその高強度合金によって被覆された金属 |
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| JP4286427B2 JP4286427B2 (ja) | 2009-07-01 |
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| JP (1) | JP4286427B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP2005082856A (ja) * | 2003-09-08 | 2005-03-31 | Osaka Prefecture | ニッケル−モリブデン合金めっき液とそのめっき皮膜及びめっき物品 |
| KR101047682B1 (ko) * | 2002-08-07 | 2011-07-08 | 호야 가부시키가이샤 | 콘택 부품과 그 제조방법 및 콘택 부품을 구비한 검사 기구 |
| JP2017048423A (ja) * | 2015-09-01 | 2017-03-09 | 住友電気工業株式会社 | ニッケルタングステン合金およびコンタクトプローブ |
-
2000
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