JP2002256401A - Cu基非晶質合金 - Google Patents
Cu基非晶質合金Info
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Abstract
質、優れた加工性を兼ね備えたCu基非晶質合金の提
供。 【構成】 式: Cu100-a-b(Zr+Hf)aTibまたは Cu
100-a-b-c-d(Zr+Hf)aTibMcTd [式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,Sn,Al,Ta,希土
類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元
素、Tは、Ag,Pd,Pt,Auよりなる群から選択される1種ま
たは2種以上の元素であり、a、b、c、dは原子%で、5<
a≦55、 0≦b≦45、30<a+b≦60、0.5≦c≦5、0≦d≦1
0である。]で示される組成を有する非晶質相を体積百分
率で90%以上含むCu基非晶質合金。この合金は、金型
鋳造法により直径(厚さ)1mm以上、非晶質相の体積百
分率90%以上の棒材(板材)が得られる。
Description
能を有し、機械的性質、加工性に優れたCu基非晶質合
金に関する。
薄帯状、フィラメント状、粉粒体状など、種々の形状を
有する非晶質固体が得られることがよく知られている。
非晶質合金薄帯や粉末は、大きな急冷速度の得られる単
ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法
などの種々の方法で作製できるので、これまでにも、Fe
系,Ti系,Co系,Zr系,Ni系,Pd系またはCu系について多く
の非晶質合金が得られており、優れた機械的性質、高い
耐腐食性等の非晶質合金特有の性質が明らかにされてい
る。
主に、二元系Cu-Ti,Cu-Zr,(ScriptaMETALLURGICA.,10(1
976)337-940、Scripta METALLURGICA.,11(1977)761-76
4)、あるいは3元系Cu-Ni-Zr,Cu-Ag-RE,Cu-Ni-P,Cu-Ag
-P,Cu-Mg-RE,およびCu-(Zr,RE,Ti)-(Al,Mg,Ni)(特開平
7-41918号公報、特開平7-173556号公報、特開平9-59750
号公報、特開平11-61289号公報、Sic.Rep.RITU.A42(199
6)1343-1349、Sic.Rep.RITU.A28(1980)225-230,Mater.
Sic.Eng.,A181-182(1994)1383-1392、Mater.Trans.,JI
M,37(1996)359-362)に関して研究が行われてきた。
の単ロール液体急冷法により作製された薄帯状試料で研
究がなされた。しかしながら、実用的な使用を鑑みた大
形状Cu基非晶質合金、言い換えれば非晶質形成能に優
れたCu基非晶質合金に関しては研究開発は進んでいな
い。
い過冷却液体領域および大きな換算ガラス化温度(Tg/T
m)を有する非晶質合金では、結晶化に対する高い安定
性を示して、大きな非晶質形成能を有することが知られ
ている。このような大きな非晶質形成能を有する合金
は、金型鋳造法によりバルク状非晶質材を作製すること
が可能である。一方、非晶質合金を加熱すると、特定の
合金系では結晶化する前に、過冷却液体状態に遷移し、
急激な粘性低下を示すことが知られている。
性が低下しているために閉塞鍛造などの方法により任意
形状の非晶質合金形成体を作製することが可能である。
したがって、広い過冷却液体域および大きな換算ガラス
化温度(Tg/Tm)を有する合金は、大きな非晶質形成能
および優れた加工性を備えていると言える。
成能は低いので、液体急冷法により薄帯状、粉末状、細
線状などの非晶質合金しか得られていない。そして、高
い熱的安定性を示しておらず、最終製品形状へ加工する
ことも困難なことから、工業的に見て、その用途がかな
り限定されていた。そこで、本発明は、大きなガラス形
成能を有し、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼ね
備えたCu基非晶質合金の提供を目的とする。
題を解決するために、Cu基合金の最適組成について研
究した結果、Zrおよび/またはHfを含有する特定組成の
合金を溶融し、液体状態から急冷凝固させることによ
り、25K以上の過冷却液体領域△Txを示す直径(肉厚)
1mm以上の非晶質相の棒(板材)が得られ、大きなガ
ラス形成能、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼ね
備えたCu基非晶質合金が得られることを見出し、本発
明を完成するに至った。
+Hf)aTib[式中、a、bは原子%で、5≦a≦55、0≦b≦4
5、30<a+b≦60である。]で示される組成を有する非晶
質相を体積百分率で90%以上含むCu基非晶質合金であ
る。
+Hf)aTibMcTd[式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,S
n,Al,Ta,または希土類元素よりなる群から選択される1
種または2種以上の元素、Tは、Ag,Pd,Pt,Auよりなる群
から選択される1種または2種以上の元素であり、a、b、
c、dは原子%で、5<a≦55、0≦b≦45、30<a+b≦60、
0.5≦c≦5、0≦d≦10である。]で示される組成を有する
非晶質相を体積百分率で90%以上含むCu基非晶質合金
である。なお、(Zr+Hf)はZrおよび/またはHfを意味す
る。
xは、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。)
の式で表わされる過冷却液体領域の温度間隔△Txが25K
以上であることを特徴とする上記のCu基非晶質合金で
ある。また、本発明は、Tg/Tm(ただし、Tmは、合金の
融解温度を示す。)の式で表わされる換算ガラス化温度
が0.56以上であることを特徴とする上記のCu基非晶質
合金である。
(厚さ)1mm以上、非晶質相の体積百分率90%以上の棒
材(板材)が得られる上記のCu基非晶質合金である。
また、本発明は、圧縮破断強度が1800MPa以上、伸びが
1.5%以上、ヤング率が100GPa以上の機械的性質を有す
る上記のCu基非晶質合金である。
は、毎分40 Kの加熱速度で示差走査熱量分析を行うこと
により得られるガラス遷移温度と結晶化温度の差で定義
されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対す
る抵抗力、すなわち非晶質の安定性、非晶質形成能力お
よび加工性を示す数値である。本発明の合金は25K以上
の過冷却液体領域△Txを有する。また、本明細書中の
「換算ガラス化温度」とは、ガラス遷移温度(Tg)と毎
分5Kの加熱速度で示差熱量分析(DTA)を行うことによ
り得られる合金の融解温度(Tm)の比で定義されるもの
である。「換算ガラス化温度」は非晶質形成能力を示す
数値である。
する。本発明のCu基非晶質合金において、Zrおよび/
またはHfは、非晶質を形成する基本となる元素である。
Zrおよび/またはHf量は5原子%を超え55原子%以下
で、好ましくは10原子%以上40原子%以下である。5原
子%未満、55原子%超では、過冷却液体領域△Txおよび
換算ガラス化温度Tg/Tmが低下するため、非晶質形成能
が低下する。
める効果を有するが45原子%を超えると過冷却液体領域
△Txおよび換算ガラス化温度Tg/Tmが低下するため、非
晶質形成能が低下する。Ti元素の含有量は、より好まし
くは、5原子%以上30原子%以下である。
原子%を超え、60原子%以下とする。これらの合計含有
量が30原子%以下、60原子%を超えると非晶質形成能が
低下するため、バルク材が得られない。より好ましく
は、35原子%以上50原子%以下である。
置換してもよく、置換することにより、過冷却液体領域
の広さは、少々増加するが、10原子%を超えると過冷却
液体領域が25K未満となり、非晶質形成能力が低下す
る。
または希土類元素(Y,Gd,Tb,Dy,Sc,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu,
Ho)の添加は機械的強度の向上に有効であるが、多量に
なると非晶質形成能が劣化するため、0.5原子%以上5原
子%以下が好ましい。
バルク材の形成範囲と形成臨界厚さを示す。非晶質バル
ク材(直径1mm以上)が形成できる範囲を実線で示して
いる。丸の中の数字は非晶質合金が形成できる非晶質バ
ルク材の最大の厚さ(単位mm)を示す。図2には、本
発明合金の一例として、Cu60Zr20Ti20合金の非晶質バル
ク材における圧縮試験の応力−歪み曲線を示す。この合
金の圧縮破断強度はおよそ2000MPa、伸びは2.5%、ヤン
グ率は122GPaである。
ら公知の単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、ア
トマイズ法などの種々の方法で冷却固化させ、薄帯状、
フィラメント状、粉粒体状の非晶質固体を得ることがで
きる。また、本発明のCu基非晶質合金は大きな非晶質
形成能を有するため、上述の公知の製造方法のみなら
ず、溶融金属を金型に充填鋳造することにより任意の形
状のバルク非晶質合金を得ることができる。
本発明の合金組成となるように調製した母合金を石英管
中でアルゴン雰囲気中において溶融した後、溶融金属を
0.5〜1.5 kg・f/cm2の噴出圧で銅製の金型内に充填凝固
させることにより非晶質合金塊を得ることができる。更
に、ダイカストキャスティング法およびスクイズキャス
ティング法などの製造方法を適用することもできる。
1に示す合金組成からなる材料(実施例1〜17、比較
例1〜4)について、アーク溶解法により母合金を溶製
した後、単ロール液体急冷法により約20μmの薄帯試料
を作製した。そして、薄帯試料のガラス遷移温度(Tg)、
結晶化開始温度(Tx)を示差走査熱量計(DSC)より測定
した。これらの値より過冷却液体領域△Tx(=Tx-Tg)を算
出した。融解温度(Tm)の測定は、示差走査熱分析(DT
A)により測定した。これらの値より換算ガラス化温度
(Tg/Tm)を算出した。
の棒状試料の非晶質化の確認はX線回折法により行っ
た。また、試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf-am
o.)は、DSCを用いて結晶化の際の発熱量を完全非晶質化
した厚さ約20μmの薄帯との比較により評価した。これ
らの評価結果を表1に示す。さらに、圧縮試験片を作製
し、インストロン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮
強度(σf)、ヤング率(E)および伸び(ε)を評価し
た。また、ビッカース硬さ(Hv)を測定した。評価結果
を表2に示す。
質合金は、25K以上の過冷却液体領域△Tx(=Tx-Tg)と0.5
6以上の換算ガラス化温度(Tg/Tm)を示すとともに、直
径1mmの非晶質合金棒が容易に得られた。
および/またはHf+Ti量が30原子%であり、ガラス遷移
を示さず、大きなガラス形成能を持っておらず、直径1m
mの棒状非晶質合金が得られなかった。比較例3の合金
は、Ni量が10原子%であり、ガラス遷移を示さず、大
きなガラス形成能を持っておらず、直径1mmの棒状非晶
質合金が得られなかった。比較例4の合金は、基本元素
のZrおよび/またはHfが含有されておらず、冷却速度の
大きな単ロール法により作製したリボンでは非晶質化す
るが、直径1mmの棒状非晶質合金が得られず、圧縮試験
が不能であった。
質合金は、1800MPa以上の圧縮破断強度(σf)、1.5%以
上の伸び(ε)および100Gpa以上のヤング率(E)を示す。
(実施例18〜33、比較例5〜8)について、アーク
溶解法により母合金を溶製した後、金型鋳造法により非
晶質単相組織が得られる棒状試料の臨界厚さと臨界直径
を測定した。さらに、圧縮試験片を作製し、インストロ
ン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮強度(σf)を測
定した。結果を表3に示す。
厚さが高々0.1mmであるのに対して、実施例では式
中のMで表される希土類元素などの添加により臨界厚さ
が2mm以上で圧縮強度が2000MPaを超える大き
な非晶質形成能と優れた機械的性質に優れた非晶質合金
が得られたことが分かる。
晶質合金組成によれば、金型鋳造法により直径(厚さ)
1mm以上の棒状試料を容易に作製することができる。こ
れらの非晶質合金は25K以上の過冷却液体領域を示すと
ともに、高強度、高ヤング率を有する。これらのことか
ら、本発明は、大きな非晶質形成能、優れた機械的性
質、優れた加工性、を兼備した実用上有用なCu基非晶
質合金を提供することができる。
ルク材の形成範囲と形成臨界厚さ(単位:mm)を示すグ
ラフである。
ルク材の圧縮試験による応力−歪み曲線を示すグラフで
ある。
Claims (6)
- 【請求項1】 式: Cu100-a-b(Zr+Hf)aTib[式中、
a、bは原子%で、5≦a≦55、 0≦b≦45、30<a+b≦60
である。]で示される組成を有する非晶質相を体積百分
率で90%以上含むCu基非晶質合金。 - 【請求項2】 式: Cu100-a-b-c-d(Zr+Hf)aTibMcT
d[式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,Sn,Al,Ta,また
は希土類元素よりなる群から選択される1種または2種以
上の元素、Tは、Ag,Pd,Pt,Auよりなる群から選択される
1種または2種以上の元素であり、a、b、c、dは原子%
で、5<a≦55、 0≦b≦45、30<a+b≦60、0.5≦c≦5、
0≦d≦10である。]で示される組成を有する非晶質相を
体積百分率で90%以上含むCu基非晶質合金。 - 【請求項3】 △Tx=Tx-Tg(ただし、Txは、結晶化開
始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。)の式で表わされ
る過冷却液体領域の温度間隔△Txが25 K以上であること
を特徴とする請求項1または2に記載のCu基非晶質合
金。 - 【請求項4】 Tg/Tm(ただし、Tmは、合金の融解温度
を示す。)の式で表わされる換算ガラス化温度が0.56以
上であることを特徴とする請求項1、2、3のいずれか
一つに記載のCu基非晶質合金。 - 【請求項5】 金型鋳造法により直径(厚さ)1mm以
上、非晶質相の体積百分率90%以上の棒材(板材)が得
られる請求項1、2、3、4のいずれか一つに記載のC
u基非晶質合金。 - 【請求項6】 圧縮破断強度が1800MPa以上、伸びが1.5
%以上、ヤング率が100GPa以上の機械的性質を有する請
求項1、2、3、4、5のいずれか一つに記載のCu基
非晶質合金。
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