JP2002332532A - 高降伏応力Zr系非晶質合金 - Google Patents
高降伏応力Zr系非晶質合金Info
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- C22C—ALLOYS
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- C22C1/11—Making amorphous alloys
Abstract
(1.9GPa)を備えてはいるものの、製造方法によ
る機械的性質改善のみであり合金組成面からの改善はな
されていなかった。さらに高降伏応力、すなわち、2G
Pa以上の降伏応力を有する非晶質合金の開発が望まれ
ている。 【構成】 式:Zr100-a-b-cTMaAlbBec[式中、
TMは、Fe,Co,Ni,Cuのいずれか1種以上を
表し、a,b,およびcは、それぞれ原子百分率を表
し、15≦a≦35、3≦b≦15、3≦c≦15、2
5≦a+b+c≦55を満足する。]で示される組成を
有するとともに非晶質相を体積分率で90%以上含み、
降伏応力2GPa以上の機械的性質を有することを特徴
とするZr系非晶質合金。ZrをTiまたはHfの一種
以上と置換した式:(Zr1-x(Ti,Hf)x)
100-a-b-cTMaAlbBec[式中、xは、原子比を表
し、0<x≦0.5である]で表されるものとしてもよ
い。
Description
能と高降伏応力を有するZr系非晶質合金に関する。
帯状、フィラメント状、粉粒体状等、種々の形状を有す
る非晶質金属材料が得られることはよく知られている。
非晶質合金薄帯は、大きな冷却速度の得られる単ロール
法、双ロール法、回転液中紡糸法等の方法によって容易
に製造できるので、これまでにも、Fe系、Ni系、C
o系、Pd系、Cu系、Zr系、またはTi系合金につ
いて数多くの非晶質合金が得られており、高耐食性、高
強度等の非晶質合金特有の性質が明らかにされている。
なかでも、Zr系非晶質合金は、他の非晶質合金に比べ
格段に優れた非晶質形成能を有する新しいタイプの非晶
質合金として、構造材料、医用材料、化学材料等の分野
への応用が期待されている。
る非晶質合金は薄帯や細線に限られており、それらを用
いて最終製品形状へ加工することが困難なことから、工
業的にみてその用途がかなり限定されていた。
Cu非晶質合金は100℃以上の過冷却液体領域の温度
幅を有し、耐食性に優れるなど実用性の高い非晶質合金
とされていた[特公平07-122120号公報]。さらに、こ
れらの非晶質合金の非晶質形成能(非晶質の形成され易
さ)の改善が行われ、最小厚み方向で5mmを超える大
寸法Zr系非晶質合金が開発され[特開平08-74010号公
報]公知となっている。
して最近ではスポーツ用品での工業的実用化もなされて
いる(W.L.Johnson, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol.
554(1999)p.335)。これらの工業用分野では、特に良好
な機械的性質を有する材料が望まれている。例えば、Z
r−Ti−Cu−Ni−Be系非晶質合金の降伏応力は
約1.9GPaであることが公知となっている(例え
ば、W.L.Johnson, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol.55
4 (1999) p.332やH.A.Bruck, T.Christman, A.J.Rosaki
s and W.L.Johnson, Scripta Metall., 30 (1994)p.42
9)。本発明者ら自身の以前の研究においても、この系の
非晶質合金は上述の降伏応力とほぼ同等の値しか得られ
ていない(T.Zhang and A.Inoue, Mat. Res. Soc.Symp.
Proc. Vol.554 (1999) p.361)。
的性質改善も精力的に試みられている(特開2000−
24771号公報、特開2000−26943号公報、
特開2000−26944号公報)。しかしながら、得
られる降伏応力は充分とは言い難く、所望の降伏応力を
もたらす製造方法は実現されていない。
合金は、比較的高い降伏応力(1.9GPa)を備えて
はいるものの、製造方法による機械的性質改善のみであ
り合金組成面からの改善はなされていなかった。そこ
で、さらに高降伏応力、すなわち、2GPa以上の降伏
応力を有する非晶質合金の開発が望まれている。
上述の課題を解決するために、大きな非晶質形成能を損
なうことなく高降伏応力が得られ、工業材料としてより
好ましい機械的性質を有したZr系非晶質合金材料を提
供することを目的として、最適合金組成について鋭意研
究した。この結果、特定の組成を有するZr−(Ti,
Hf)−(Cu,Ni,Fe,Co)系非晶質合金に特
定量のAlおよびBeを同時添加することによって大き
な非晶質形成能を損なうことなく、2GPa以上の高降
伏応力が得られるZr系非晶質合金を見い出し、本発明
を完成するに至った。
TMaAlbBec[式中、TMは、Fe,Co,Ni,
Cuのいずれか1種以上を表し、a,b,およびcは、
それぞれ原子百分率を表し、15≦a≦35、3≦b≦
15、3≦c≦15、25≦a+b+c≦55を満足す
る。]で示される組成を有するとともに非晶質相を体積
分率で90%以上含み、降伏応力2GPa以上の機械的
性質を有することを特徴とするZr系非晶質合金であ
る。
AlbBec[式中、TMは、Fe,Co,Ni,Cuの
いずれか1種以上を表し、a,b,およびcは、それぞ
れ原子百分率を表し、15≦a≦35、5≦b≦15、
5≦c≦15、30≦a+b+c≦50を満足する。]
で示される組成を有するとともに非晶質相を体積分率で
90%以上含み、降伏応力2GPa以上の機械的性質を
有することを特徴とするZr系非晶質合金である。
rをTiまたはHfの一種以上と置換した式:(Zr
1-x(Ti,Hf)x)100-a-b-cTMaAlbBec[式
中、xは、原子比を表し、0<x≦0.5である。]で
表されることを特徴とするZr系非晶質合金である。
域」:ΔTxとは、毎分40℃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(T
g)と結晶化開始温度(Tx)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を示す数値である。
を説明する。本発明のZr系非晶質合金において、F
e,Co,Ni,およびCuの一種または二種以上のT
Mで示される元素群は主たる構成元素のZrに添加する
ことで非晶質相を形成せしめる元素群で、これらの元素
群の含有量の総和は15原子百分率以上35原子百分率
以下である。この含有量の総和が15原子百分率未満お
よび35原子百分率超では、非晶質相は容易に得られる
ものの、AlおよびBeの総和量が本発明合金の組成範
囲内にあっても、作製された非晶質合金が2GPa以上
の降伏応力を示さないため好ましくない。
のZr系非晶質合金において降伏応力を大幅に高める元
素で、同時に、それぞれ3原子百分率以上15原子百分
率以下、合計で6〜30原子百分率、好ましくは10〜
30原子百分率添加することが降伏応力の向上に効果的
である。AlおよびBeがそれぞれの規定組成範囲を超
過すると降伏応力が低下する。AlまたはBeの何れか
を単独で添加しても、両元素を含まないZr−(Ti,
Hf)−(Fe,Co,Ni,Cu)系非晶質合金の降
伏応力の向上効果が認められない。
あるTiおよびHfの一種または二種は主たる構成元素
のZrと0.5原子比以下、好ましくは0.1から0.
25の原子比で置換可能であり、0.5原子比以下であ
れば、置換に伴い降伏応力の低下を伴わず非晶質形成能
を補助的に向上させる作用を有する。
体積分率は90%以上とする。本発明の非晶質合金の主
たる特徴はその高降伏応力であり、この降伏応力は本発
明の合金組成の合金が非晶質化されることにより本質的
に達成されるものである。例えば、完全に非晶質化した
本発明の非晶質合金を製造した後に熱処理することによ
り意図的に一部結晶化させると合金の高降伏応力は損な
われてしまうので、降伏応力が非晶質相中に混在する結
晶相の体積分率と密接に関係していることが分かる。
相の体積分率が10%、特に15%を超えると急激に降
伏応力が低下する挙動を示す。この急激な降伏応力の低
下は本発明の非晶質合金が結晶化した際に析出する脆弱
な金属間化合物相に起因する。非晶質相による高降伏応
力を確保するためには、本発明の非晶質合金はその非晶
質相の体積分率を90%以上とする必要がある。
ら単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイ
ズ法等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容易に得ることができ
る。また本発明の合金は、大きな非晶質形成能を有して
いるため、好ましくは、溶融合金を金型に充填鋳造する
ことにより任意の形状の非晶質合金棒ならびに板を容易
に得ることもできる。
合金を石英管中でAr雰囲気中で溶融した後、溶融合金
を噴出圧0.5kg/cm2以上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。本発明のZr系非晶質合金は、従来のZr系非晶質
合金に比べて合金組成の最適化とともに非晶質化した後
の降伏応力の向上が図られており、所望される機械的性
質を具備した非晶質合金が容易に得られる。
1(実施例1〜11)および表2(比較例1〜13)に
示す組成からなる合金(実施例1〜11、比較例1〜1
3)について、金型鋳造法により直径3mm、長さ7.
5mmの丸棒状試料を作製した。
織を調べた。また、鋳造材より採取した小片から示差走
査熱量計(DSC)によりガラス遷移温度(Tg)、結晶
化開始温度(Tx)、を測定した。これらの値より過冷却
液体領域ΔTxを算出した。試料の硬さはビッカース微
小硬度計、降伏応力はインストロン(Instron)型試験
機を用いて、歪速度4×10-4の条件でそれぞれ測定し
た。
の金型鋳造による非晶質合金材料は金型鋳造法によって
も直径3mmの試料が完全非晶質化するだけの優れた非
晶質形成能と2GPa以上の降伏応力を兼備している。
非晶質形成能は良好であるが、比較例1、2はTMの含
有量が本発明の合金の組成範囲外であり、比較例3はB
eを含有しないためいずれも降伏応力は2GPaを下回
る。比較例4〜7は、Alを含有しておらず、直径3m
mの金型鋳造材では一部結晶化が起こっており、この結
晶析出のため降伏応力は2GPaを下回る。また、完全
に非晶質化する比較例8、一部結晶相を含む比較例9
は、AlおよびBeを所定量含有するがZrを置換する
Hfの量が多すぎて降伏応力は2GPaを下回る。比較
例10〜13はAlおよびBeを全く含まないためにそ
の降伏応力は2GPaを下回る。
晶質合金は、2GPa以上の降伏応力を示すとともに、
直径3mmの金型鋳造材においても完全非晶質化するだ
けの優れた非晶質形成能を兼備している。これらのこと
から大きな降伏応力を必要とする用途等に実用上有用な
Zr系非晶質合金を提供することができる。
Claims (3)
- 【請求項1】 式:Zr100-a-b-cTMaAlbBec[式
中、TMは、Fe,Co,Ni,Cuのいずれか1種以
上を表し、a,b,およびcは、それぞれ原子百分率を
表し、15≦a≦35、3≦b≦15、3≦c≦15、
25≦a+b+c≦55を満足する。]で示される組成
を有するとともに非晶質相を体積分率で90%以上含
み、降伏応力2GPa以上の機械的性質を有することを
特徴とするZr系非晶質合金。 - 【請求項2】 式:Zr100-a-b-cTMaAlbBec[式
中、TMは、Fe,Co,Ni,Cuのいずれか1種以
上を表し、a,b,およびcは、それぞれ原子百分率を
表し、15≦a≦35、5≦b≦15、5≦c≦15、
30≦a+b+c≦50を満足する。]で示される組成
を有するとともに非晶質相を体積分率で90%以上含
み、降伏応力2GPa以上の機械的性質を有することを
特徴とするZr系非晶質合金。 - 【請求項3】 請求項1または2記載の非晶質合金のZ
rをTiまたはHfの一種以上と置換した式:(Zr
1-x(Ti,Hf)x)100-a-b-cTMaAlbBec[式
中、xは、原子比を表し、0<x≦0.5である。]で
表されることを特徴とするZr系非晶質合金。
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