JP2003500532A - 鋼の形成方法 - Google Patents
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- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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-
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-
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-
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-
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-
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Abstract
Description
−94ID13223、現在は契約番号No.DE−AC07−99ID137
27による米国政府の支持をもってなされたものである。米国政府は本発明に一
定の権利を有するものである。
基づいて優先権主張するものである。その出願は本願に参考として組み込まれる
ものである。
なる構造用に普通に利用される金属合金である。鋼は例えば、ビルディング構造
の骨格支持体、工具、エンジン構成部品、現代軍備の保護遮蔽物に利用すること
ができる。
釈するために、“鋼”は他の単一元素(鉄を除いた)が30重量パーセントより
多く存在せず、かつ鉄含量が少なくとも55重量パーセントでありかつ炭素が最
大で2重量パーセントに限定されるすべての 鉄ベースの合金として定義される
。鉄に加えて、鋼合金は例えば、マンガン、ニッケル、クロム、モリブデン、及
び/又はバナジウムを含むことができる。鋼合金はまた、炭素、珪素、燐、及び
/又は硫黄を含むことができる。しかし、燐、炭素、硫黄及び珪素はもし数パー
セントより多い量で存在するならば、鋼の品質全体にとって有害となり得るもの
である。従って、鋼は典型的には、少量の燐、炭素、硫黄及び珪素を含む。
含み、前記格子は鋼の内部組織を限定するものである。慣例の鋼合金のこの内部
組織(時には、ミクロ組織と称される)は通常は金属質で多結晶質(多くの結晶
粒からなる)である。
合金が主として結晶粒からなる内部組織を形成するためか又は稀な場合であるが
、主として非晶質である組織(いわゆる金属ガラス)を形成するために冷却する
のかどうかを決定する。一般的に、もし冷却がゆっくり進行するならば(即ち、
約104K/sより小さい速度で)大きい粒度が生じるが、冷却が急速に進行する
ならば(即ち、約104K/sより大きいか又はそれに等しい速度で)ミクロ結晶
質の内部結晶粒組織が形成されるか、又は特別に稀な場合、非晶質金属ガラスが
形成される。溶融合金の特定の組成は、合金が急速に冷却するとき、合金が凝固
してミクロ結晶粒組織を形成するか又は非晶質ガラスを形成するかどうかを決定
する。また、特定の合金組成は比較的遅い冷却速度(10K/s程度の冷却速度
)では、顕微鏡的結晶粒を形成する結果となるか、又は金属ガラスを形成する結
果となることが最近発見されたが、かかる合金組成は現在までは、鋼でないバル
ク状(bulk)金属ガラスであることが注目されている。
に望ましい性質をもつことができる。或る用途では、金属ガラスの非晶質特性は
所望の性質を提供することができる。例えば、或るガラスは格別に高い強度と硬
度をもつことができる。他の用途では、ミクロ結晶粒組織の特定の性質が好適で
ある。しばしば、もし結晶粒組織の性質が好適であれば、かかる性質は結晶粒度
を減少させることによって改良されるだろう。例えば、ミクロ結晶粒(即ち、1
0-6メートル程度の寸法をもつ結晶粒)の所望の性質は、しばしば結晶粒度をナ
ノ結晶粒(即ち、10-9メートル程度の寸法をもつ結晶粒)のそれに減少させる
ことによって改良することができる。一般的に、ナノ結晶粒度の結晶粒を形成す
ることはミクロ結晶粒度の結晶粒を形成することよりも多くの問題をもつ。従っ
て、ナノ結晶粒度の鋼材料を形成するための改良された方法を開発することが望
ましい。更に、金属ガラス組織をもつことはしばしば望ましいので、金属ガラス
を形成する方法を開発することは望ましい。
してガラスの少なくとも一部分が ナノ結晶スケール粒度をもつ結晶質鋼材料に
変換される。
はが形成され、そして金属ガラスを形成する速度で冷却される。金属ガラスはガ
ラスをナノ結晶スケールの粒度をもつ結晶質鋼材料に変換するために失透 (devitrified)させられる。
ガラス基質が準備され、そして該基質の下にある金属ガラスの少なくとも幾らか
の部分を加熱して失透させるために、溶融合金が金属ガラス鋼基質の上に形成さ
れる。 以下、添付図に基づき本発明の好適実例を説明する。
法(第1条、セクション8)の構成目的の助成(furtherance)に提出されている
る。
を形成するための方法及びかかる鋼材料を利用する方法を含む。本発明に含まれ
るプロセスは一般的に図1のブロック図を参照して記載される。最初の段階(A
)で溶融合金が形成される。かかる合金は鋼組成からなる。例示的合金は少なく
とも50%のFe、及びTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,W,
Al,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,
Tm,Yb及びLuからなるグループから選択された少なくとも1つの元素;及
びB,C,N,O,P及びSからなるグループから選択された少なくとも1つの
元素からなる。合金の特定の組成はテーブル1に列挙している。段階(A)は、
例えば、アルゴン雰囲気中で1つの組成を溶融することによって形成することが
できる。
冷却される。かかる冷却は典型的には、少なくとも約104 K/sの速度を含み、
この速度は溶融合金の特定の組成に依存して変化する。冷却は例えば、融体スピ
ニング(spinning)、ガス噴霧化法、遠心噴霧化法及びスプラット(splat)急冷法
を含む幾つかの異なったプロセスによって行うことができる。粉末は、例えばヒ
ッピング(hipping)、熱間加圧、熱間押し出し、粉末圧延、粉末鍛造及び動的突
き固めによって固めることができる。1例示的方法では、段階(B)の冷却は遠
心噴霧化法によって行われる。好適には、融体流は遠心カップを離れ、そして急
速冷却(105K/sより大きい)を容易にするために高圧のヘリウムガスによっ
て打たれる。ヘリウムガスは集められ、冷却され、清浄化され、そして再使用さ
れることができる。回転する遠心カップの速度は、好適には約40,000RP
Mとし、かかる速度は、25マイクロメータの平均寸法をもつ微細粉末を造るた
めに調節することができる。
度をもつ結晶質鋼材料を形成するために失透させられる。かかる失透は金属ガラ
スを約600℃からガラスの溶融温度より低い値までの温度に加熱することによ
って行うことができる。かかる加熱は固体相変化を可能ならしめ、その際金属ガ
ラスの非晶質相が1つ又はそれ以上の結晶固体相に転換させられる。段階(B)
からくる非晶質先駆物質の固体相の失透は、金属ガラス全体にわたって均等な核
生成を生ぜしめて、ガラス内にナノ結晶粒を形成することを可能にする。失透に
よって形成された金属マトリックスのミクロ組織はセラミック析出物(転移金属
の炭化物、ホウ化物、ケイ化物等)の親密な混合物をもつ鋼マトリックス(溶解
した介在物をもつ鉄)を含むことができる。ナノ結晶スケール金属マトリックス
複合結晶組織はより大きい粒度又金属ガラスについて存在するであろう性質に比
して改良された機械的性質の組み合わせを可能にすることができる。かかる改良
された機械的性質は、例えばかなり大きい延性と結合された高強度と高硬度を含
むことができる。
定の合金にかつ特定の適用時間に依存して変えることができる。
続き、結晶質鋼材料を金属ガラスに転換して戻すように実質上処理することがで
きる。段階(C)からくる失透した金属材料の後処理は、材料表面のみを金属ガ
ラスに転換するために利用される表面処理とすることができる。例示的表面処理
技術は高圧又は低圧のプラズマ噴霧(spray)、噴霧形成、及びレーザーつや出し(
glazing)である。
を示すために破線で示されている。しかし、段階(D)は例えば、耐食性の改良
を提供し、かつ鋼材料の摩擦係数を下げることができる。従って、かかる表面を
金属ガラスに変換するために少なくとも結晶質鋼材料の表面を処理することは有
利である。また、金属ガラス被覆(coating)は、金属ガラス被覆より安価となし
かつ該表面とベース金属の間により良い冶金的結合を与えることができるので(
該表面とベース金属は同じ組成をもつため)、例えば、クローム、ニッケル、錫
のメッキの如き現存する被覆より優れた利点を提供することができるということ
が注目される。
って形成された失透させられた鋼組織の平均粒度はほぼ80ナノメータであるこ
とを明らかにした。更に、走査型電子顕微鏡(SEM)と透過型電子顕微鏡(T
EM)の研究は、本発明によって形成され金属材料は数相の親密な混合物をもつ
ことを示した。x線回析走査から、マトリックス相は溶解した介在物をもつα-
Feとして確認されている。また、セラミック特性をもつ二次相は(TiZr) 1 C1,(CrMo)23C6,Fe23 B6,及びAlFe3C0.5を含むことが確認
されている。二次相は熱力学的に安定しており、すべて等軸晶系に基づくものと
思われる。この等軸晶系は鋼材料について延性の発達を補助することができる。
本発明の失透させられた鋼材料は最高のダイヤモンドピラミッド硬度(DPH)
をもつことが分かっており1600を超える数値(numbers)が微細かたさ計によ
って決定されている。かかる数値はRc測定スケールを超え、かつ現存する何れ
の鋼のそれらをもはるかに超えている。940のDPH数は工具鋼の硬度である
68のRcに一致することに注目されたい。引っ張りテストは、粉末の降伏強さ
は約725ksi (Berkovich インデンターを用いるナノインデンターテストから
得られた)であることを示している。この値は超高強度鋼よりずっと高いことに
注目されたい。この超高強度鋼は200ksiより大きいかまたはそれに等しい降
伏強さをもつと定義されている。
参照すれば、本発明の方法はシャフト10を形成するために利用することができ
る。特に、Fe71Ti3Cr7B14C3Si2を含む合金が融体から形成される。引
き続き、該融体は、この融体を十分な速度(少なくとも約104K/sであり、そ
して一般的には105K/sより小さい)で冷却するためにガス噴霧化されて、金
属ガラスの微細粉末を製造するようにされる。この金属ガラス粉末は軟鋼内に真
空密封され、次いで12対1の押し出し比で850℃で押し出される。シャフト
10の押し出し中に生じる加熱が金属ガラスの失透を生ぜしめ、その結果、ナノ
結晶粒組織をもつシャフト10の金属材料が生じる。軟鋼は押し出されたバーか
ら機械削りされ、そして前記バーはシャフト10を形成するために更に機械削り
される。シャフト10は極めて硬く、耐磨耗性を有し、非常に強力なものとなり
得る。約750℃の後熱処理はシャフト10の強さを更に増すために使用するこ
とができる。
ーザ艶出し処理(glazing)を受けている。特に、レーザ装置12はシャフト10
の表面を打つレーザビーム14を放出するよう準備されかつ形成されている。レ
ーザビーム14は該表面の薄い層を溶融させる。かかる薄い層は好適には、金属
ガラスを生成するのに十分な速度で冷却し、従って非晶質組織を作って凝固する
。シャフト10上に金属ガラス表面が生成することは耐食性と低摩擦係数を含む
利点を提供することができる。更に、金属ガラス被覆は、例えば、クロム、ニッ
ケル及び錫のメッキの如き伝統的な被覆を凌ぐ利点を提供することができる。か
かる利点の1つは、処理された表面が、クロム、ニッケル又は錫のメッキとなし
得るシャフト10の下にある材料とより良く結合するということである。という
のは、金属ガラスとシャフト10のベース金属は同様の金属組成をもつからであ
る。
ャフト以外に多くの他の金属組織の形成を含むものであることは言うまでもない
。例えば、金属ガラス被覆を形成するための基質の表面の処理がその後に 続くことになる金属基質全体にわたるナノ結晶粒組織を形成するために該基質の
失透を組み合わせることは、幾つかの用途において有用となり得る。かかる用途
は、例えば、耐磨耗性で耐食性の被覆で覆われた極めて強い鋼材料が望まれる用
途を含む。本発明方法の利用は多くの用途で高価なステンレス鋼に取って代わる
ことを可能にする。
4は溶融金属材料52を噴霧されている金属樽50を示す。溶融金属材料52は
噴霧装置54から噴霧され、そして例えば、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2,D
NS2C,DNA3又はDNA6を含むことができる。この溶融金属は合金組成
をアルゴン雰囲気中で溶融し、そして引き続きその合金組成を遠心噴霧化するこ
とによって形成することができる。該融体流は遠心カップを離れるにつれて、そ
れは高圧のヘリウムガスによって打たれて、凝固した金属合金材料の微細粉末を
形成するようになすことができる。その微粉末は約25マイクロメータの平均寸
法をもつ。その微細粉末はプラズマ(高又は低圧力)系統内に送入され、その系
統内でそれは液体噴霧に変換され、この液体噴霧が金属ドラム50の内側と外側
に噴霧される。特定の用途では、ドラム50は例えば55ガロン鋼ドラムの如き
鋼ドラムを含む。粉末はプラズマに曝されると、溶融はしないが、その代わり、
加熱されて、樽50内へ又はその上に微細粉末として沈積させられるのみとなる
ことができことが注目される。何れの場合にも、ドラム50上に又はその中に噴
霧された金属材料52は急速に冷却して、金属ガラスを形成することになる。ド
ラム50は引き続き、金属ガラスを失透させるために、600℃に等しい又はそ
れより高い温度で熱処理されることができる。
耐食性をもつことができる。例えばドラム50は、例えば使用済の原子核燃料の
如き、腐食性の、さもなければ危険な材料のために利用することができる。もし
材料52の表面が金属ガラスに再変換させられるならば、金属ガラスに関連する
耐食性と低摩擦係数を得ることができる。
基質100が準備される。かかる基質は例えば、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2 ,Fe71Ti3Cr7B14C3Si2,Fe68Cr4Mo7P12B6C3,DNS2C,
DNA3,及びDNA6からなるグループから選択された1つ又はそれ以上の材
料を含むことができる。
る。融体102は例えばFe68Cr4Mo7P12B6C3の溶融合金からなることが
できる。別法として、材料102は金属の層100と結合するのに十分な温度に
加熱された粉末材料からなることができる。
は材料100の露出した表面を加熱して、材料100の熱処理された部分108
を形成するようになす。もし材料100が金属ガラスを含むならば、熱処理され
た部分108は失透された材料を含むことができる。特に、もし層106が、6
00℃より高い温度に層100の表面を加熱する温度で形成されるならば、かか
る加熱はかかる温度に曝された材料100の部分を失透させることができる。特
定の応用例では、600℃より高い温度が基質100全体を通して浸透して、材
料100の全厚さを熱処理することができるようにされる。噴霧ノズル104は
好適には、温度と材料102の組成に対して耐性を有する。
成された後の状態で示されている。また、熱処理した部分108は基質100の
全表面を横切って延在している。特定の実施例では、層106は金属ガラスとし
て形成することができる。
120と露出した外面層124を形成するために利用することができる。下の熱
処理された層120のうちの1つは前の層106であることにを注目されたい。
層106の上にもう1つの金属ガラス層をその後形成することは全層106を熱
処理したことになる。層106が金属ガラスを含む特定の実施例では、かかる熱
処理は層106を失透させることがある。従って、熱処理された層120は失透
させられた金属層を含むことがある。
、本発明は外側被覆が層100上に形成されることを可能にし、その外側被覆は
失透させられた金属層120と、金属ガラス124の最外表面を含むことになる
。
例をもつことができる。特に、装甲板は材料100から形成することができる。
もし装甲板が貫通されたり又は割られたりするならば、図6〜8の方法は装甲板
を修理し、金属外皮を装甲板の弱った領域上に有効に築くために利用することが
できる。噴霧装置104は戦場環境で利用可能なように適合させることができる
。
即ち機械的ブラスティング(blasting)〕と、例えばショットピーニングの如き表
面処理のための粉末として利用することができる。
は上記例示的応用例が請求の範囲に特に規定されている範囲を除いては、かかる
実例に限定されるものでないことは言うまでもない。
ニウム及びガドリニウムの適当量をアーク炉に装入することによって形成された
。15グラムの合金(DNA3−テーブル1参照)の組成は(重量パーセントで
)74.47 Fe,2.29 Ti,5.42 Cr,4.00 Mo,3.60 B,1.25 C,0.59 S
i,1.12 Al及び 6.55 Gdであった。固体装入物は水冷された銅炉床上にお
いてアルゴン中でアーク溶融することによって合金に作られた。その融体は数回
のフリッピング(flipping)と再溶融サイクルを受けることによって均質化された
。
た。融体は溶融するまで1375 ℃でRF誘導によって加熱され、次いで、150 ト
ルのガス圧力で移動する銅のチル(chill)ホイール上に放出された(5 mm 融体落
差)。融体スピンイングホイールの接線速度は平均冷却速度を 105 K/s より下
に減らすために15 m/s に減速させられた。急速凝固した後の融体は、熱収縮差
に起因して平板形のフレークリボン(flake ribbon) (長さ 1 〜 100 cm,幅 1 c
m, 厚さ 20 〜 80 μm )の形をなして銅ホイールから投げ飛ばされた.
れている。金属ガラスは準安定状態であるので、晶出(crystallization)エンタ
ルピーが加熱時に放出されるだろう。発熱ガラスから準安定結晶へのそして準安
定結晶から結晶への転移は夫々、525 ℃ と 600 ℃ でみられる。晶出ピークの
存在は、鋼合金が満足にデザインされたことそしてその高レベルのガラス形成能
力が噴霧化プロセスでなされる冷却速度で金属ガラスの製造を可能にするという
ことを示している。
ムの適当量を計量すること(weighing)によって形成された。重量パーセントでの
8ポンド合金(合金DNS2C−テーブル1を参照)の組成は、78.08 Fe,9.
23 Cr,4.26 Mo,4.08 B,1.33 C,0.62 Si及び 2.40 Alであった。
これらの元素はBNで被覆されたジルコニアルツボ内に入れられ、そしてこのル
ツボは閉鎖連結された(close coupled)環状ガス噴霧化システム内に置かれた。
このルツボは0.100″(インチ)の内部出口孔直径を有する流出チューブをもっ
ていた。融体は、1550 ℃の液状融体温度が1気圧のアルゴン圧力で得られるま
で、Rf誘導によって加熱された。この液状融体は 350 psi のヘリウムガスで
噴霧化されて、約 40 μm の平均直径の球状粒子が形成された。噴霧化された産
出物のフルイ分析が図10に示されている。
鋭いBragg 回析ピークの不在と、広い非晶質こぶ(hump) の存在は合金が非晶質
状態で作られることを示した。示差熱分析(DTA)と、示差走査測熱(DSC
)分析は、完全な又は部分的な非晶質ガラス組織が粉末粒子寸法で150μmま
での噴霧しっ放しの粉末中に造られることを証明した(テーブル2を参照)。走
査型電子顕微鏡でとった後方散乱(backscattered)電子顕微鏡写真は非晶質組織
と一致している凝固しっ放しのミクロ組織が特色のないことを示している。(図
12)。粉末を1時間にわたって700℃の真空中で熱処理した後に、この粉末
は多相のミクロ組織に結晶化された。10〜20μmの熱処理された粉末はSE
Mの能力でかろうじて溶解できる極めて微細なミクロ組織をもっていた(図13
)。75〜100μmの熱処理された粉末は、1μmより下の結晶粒及び相寸法を
もつ微細な多相ミクロ組織をもっていた(図14)。X線回析図表において、α
-Fe,Fe23B6,Cr23B6及びAlFe3Co0.5を含む組織を構成する数個
の相が確認された(図15)。
珪素、アルミニウ及びガドリニウムの適当量を計量することによって形成された
。8ポンド合金(合金DNA6−テーブル1を参照)の組成は重量パーセントで
、64.86 Fe,9.74 Ni,2.98 Ti,5.39 Cr,3.98 Mo,3.59 B,1.25
C,0.58 Si,1.12 Al及び 6.52 Gd であった。これらの元素はBNで被
覆されたジルコニアルツボ内に置かれ、そしてルツボは閉鎖連結された(close c
oupled)環状ガス噴霧化システム内に置かれた。ルツボは 0.090″(インチ)の
内部出口孔直径をもった流出チューブをもっていた。融体は、1650 ℃の液状融
体温度が1気圧のアルゴン圧力で得られまで、RF誘導によって加熱された。液
状融体はサブミクロン(submicron)より下の値から150μm直径までの球状粒子
を造るために、300psiのヘリウムガスで噴霧化された。追加的に、噴霧化作
業中に、ほぼ1ポンドのガス噴霧化されたフレークが形成された。このフレーク
は噴霧器の壁に打ち当たり、水冷ステンレス鋼の噴霧器壁上で凝固し、次いで収
集チャンバ内に落下する溶融粒子から形成された。
組織を発生させたことを示した(テーブル2を参照)。ガス噴霧化された粉末粒
子のTEM試料を造るのが困難であるので、TEM試料は熱処理されたガス噴霧
化されたフレークから造られた。フレークを1時間にわたって650℃で熱処理
した後、非晶質先駆物質が親密混合した多相ナノスケールのナノ複合ミクロ組織
に結晶化した(図16)。結晶粒と相寸法の両者は100nmより十分下の寸法で
あった。
℃で1時間熱処理された10〜20μm、噴霧化しっ放しの75〜100μm、7
00℃で1時間熱処理された75〜100μm)がエポキシ内に据え付けられ、
そして粉末横断面を現すように研磨された(標準の金属組織学的手法を用いて)
。据え付けられた粉末は次いで、ベルコヴィッチ(Berkovich)ナノインデンター
(Nanoindentor)を用いるナノ器械(Nano Insturument)よってテストされた。 弾性率が4個のサンプルについて距離について測定され、そしてそれらは極めて
高い弾性率、典型的には150〜300GPaを示した(図17を参照)。これら
の同じサンプルで、硬度が深さについてテストされ、そしてそれらは10〜18
GPaの極めて高い硬度を示した(図18を参照)。塑性は完全に発生させられて
いるので、降伏強度は硬度の1/3又は725ksi に等しいと予測することがで
きる。
及びDNA6 合金について75−100個のガス噴霧化された粒子の横断面上でな
された。粉末の硬度が凝固しっ放しの状態で、一定の1時間の焼きなまし時間で
熱処理温度の関数として調査された(図19)。硬度のデータは10個の異なっ
た粒子を用いた10個の独立した測定値の平均として報告されたことに注目され
たい。ナノインデンターテストと一致した粉末粒子は、最高の硬度1000〜1
600DPH を示すことが分かった。図19の挿入図では、個別の粉末粒子上の実
際のダイヤモンド窪みを見ることができる。割れは立方体のコーナーからは観察
されなかった。これは粒子がかなり大きい延性と破断靱性をもつことを示す。 実例 5 合金DNS2C(50μm より下でフルイ掛けされた)の1個の4ポンドサン
プルと、合金DNA3(75μm より下でフルイ掛けされた)の1個の4ポンド
サンプルが排気された軟鋼のカン内に密封された。密封されたカンは950℃に
加熱され、0.5インチ直径のダイを通してカンを16対1の縮減比で加圧する
ために、275トンの力が各々に加えられた。この熱間押し出しは粉末のもつ高
い降伏強度の故に、成功しなかった。ひどく傷ついていない試料がその後 1/8″
厚さの円形断面に切断された。次いで165グレーン(grain)0.30カリバ(c
alier)APM2ランド(rounds)を用いた標準深さ貫通テストが、テストサンプル
を3インチ厚さの6061アルミニウムウイットネス(witness)ブロックに接着
した後に行われた。衝撃テストの結果は図20(合金DNA3)及び図21(合
金DNS2C)に見られる。装甲貫通弾丸はこれらの写真の各々の中心近くに見
られる。従って、傷付いた鋼試料は亀裂が入るが、それにもかかわらずそれは装
甲貫通弾丸がテストアルミニウムブロックを貫通するのを有効に阻止した。
した。しかし、本文に開示された手段は本発明を実施する好適な形態を含むので
、本発明は図示され説明された特定の特徴に限定されないことは言うまでもない
。それ故本発明は特許請求の範囲に含まれる形態又は変更のすべてについて請求
するものである。
横断面図である。
によって得られたデータを示すデルタT対温度のグラフであり、該合金は15m/
sのホイール接線速度で融体−スピニングによって処理された。発熱ガラスから
準安定結晶へ及び準安定結晶から結晶への転移が夫々525℃と600℃で見ら
れた。吸熱溶融現象が1150℃と1175℃で見られた。
、DNS2Cとして本文に示される合金のフルイ分析によって得られたデータを
示す。サブミクロンから150μmより上までの寸法の粉末寸法のガウス分布が
見られた。平均粉末粒子寸法は40μmであった。
放しの10〜20μmのガス噴霧化された粉末粒子のX線回析走査によって得ら
れたデータを示す強度対2−シータ(two-theta)のグラフであり、ブラッグ
(Bragg)回析ピークの欠如と幅広い非晶質こぶ(hump)が金属ガラス組織の発生を
示している。
μmのガス噴霧化された粉末粒子の後方散乱させられた電子顕微鏡写真であり、
均質のミクロ組織と結晶粒又は相境界の欠如が金属ガラス組織の発生と一致して
いる。
℃で)10〜20μmのガス噴霧化された粉末粒子の後方散乱させられた電子顕
微鏡写真であり、かろうじて認知できる粒度は1μmより下の寸法である。
℃で)75〜100μmのガス噴霧化された粉末粒子の後方散乱させられた電子
顕微鏡写真であり、多相複合組織が容易に見られ、結晶粒と相のスケールは極め
て微細(1μmより下)である。
れた粉末のX線回析図表である。Fe23B6,Cr23C6,α−Fe,及びAlF
e3C0.5を含む数個の複合相が認められた。相からの回析ピークはもし5容量パ
ーセントを超える相があるならば、X線図表に現れるに過ぎず、また追加の未確
認の相も存在することを示すことに注目されたい。
暗視野の透過型電子顕微鏡の顕微鏡写真であり、該フレークは1時間の間650
℃で熱処理された。ナノスケールのナノ複合ミクロ組織は極めて微細であり、結
晶粒と相の両者の寸法は100nm より小さい。
1時間の間700℃で熱処理された10〜20μm、噴霧化しっ放しの75〜1
00μm、1時間の間700℃で熱処理された75〜100μm)についての弾性
率対インデンター深さの図表である。粉末粒子は極めて高い弾性率、典型的には
150〜300Gpaを示した。
1時間の間700℃で熱処理された10〜20μm、噴霧化しっ放しの75〜1
00μm、1時間の間700℃で熱処理された75〜100μm)についての硬度
対インデンター深さの図表である。粉末粒子は極めて高い硬度、典型的には10
〜18Gpaを示した。
の関数として、合金DNS2C,DNA3及びDNA6の75〜100のガス噴
霧化された粒子に行ったダイヤモンドピラミッド硬度テスト(DPH)の結果を
示す。粉末粒子はナノインデンターテストと一致して、極めて高い硬度を示すこ
とが分かった。図19の挿入図では、個々の粉末粒子上に実際のダイヤモンド凹
みが見られる。割れは立方体コーナーから観察されず、粒子はかなり大きい延性
と破断靱性をもつことを示した。
口径装甲貫通APM2ラウンド(rounds)を用いた標準貫通深さテストの例示的
結果を示す。アルミニウムテストブロックをかろうじて貫通したAPM2弾丸は
顕微鏡写真の中心近くに見ることができる。また、1/8″厚さ2″直径の鋼サ
ンプルが取り付けられた円形輪郭を見ることができることに注目されたい。
0.30 口径装甲貫通APM2ラウンドを用いた標準貫通深さテストの例示的結果
を示す。アルミニウムテストブロックをかろうじて貫通したAPM2弾丸は顕微
鏡写真の中心近くに見ることができる。弾丸は衝突したとき殆ど90°逸らされ
たことに注目されたい。
Claims (20)
- 【請求項1】 金属ガラスを形成し、そしてこのガラスの少なくとも一部分をナ
ノ結晶スケール粒度をもつ結晶質鋼材料に転換させることを含むことを特徴とす
る鋼の形成方法。 - 【請求項2】 前記変換は金属ガラスを少なくとも約500℃でかつ前記ガラス
の溶融温度より低い温度に加熱することを含むことを特徴とする請求項1に記載
の方法。 - 【請求項3】 変換後に、結晶質鋼の少なくとも一部分を処理して、前記結晶質
鋼の少なくとも一部分の結晶ミクロ組織を非晶質組織に転移させることを特徴と
する請求項1に記載の方法。 - 【請求項4】 溶融合金意を形成し、前記合金を金属ガラスを形成する速度で冷
却し、そして前記金属ガラスを失透させて、前記金属ガラスをナノ結晶スケール
粒度をもつ結晶質鋼材料に変換することを含むことを特徴とする鋼の形成方法。 - 【請求項5】 前記失透は金属ガラスを少なくとも約500℃で、前記ガラスの
溶融温度より低い温度に加熱することを含むことを特徴とする請求項4に記載の
方法。 - 【請求項6】 前記失透は金属ガラスを押し出すことによって、前記金属ガラス
を少なくとも約600℃で、前記ガラスの溶融温度より低い温度に加熱すること
を含むことを特徴とする請求項4に記載の方法。 - 【請求項7】 前記失透は、最初に前記金属ガラスを少なくとも約600℃で、
前記ガラスの溶融温度より低い温度に加熱し、2番目に、前記金属ガラスを少な
くとも約750℃で、前記ガラスの溶融温度より低い温度に加熱することを含む
ことを特徴とする請求項4に記載の方法。 - 【請求項8】 溶融合金が、少なくとも50%のFe、及びTi,Zr,Hf,
V,Nb,Ta,Cr,Mo,W,Al,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu
,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb及びLuからなるグループから選
択された少なくとも1つの元素、及びB,C,N,O,P及びSからなるグルー
プから選択された少なくとも1つの元素を含むことを特徴とする請求項4に記載
の方法。 - 【請求項9】 溶融合金は、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2,Fe71Ti3Cr7 B14C3Si2,Fe68Cr4Mo7P12B6C3,DNA3,DNS2C及びDNA
6からなるグループから選択された材料を含むことを特徴とする請求項4に記載
の方法。 - 【請求項10】 溶融合金は、DNA3,DNA6及びDNS2Cの内の1つ又
はそれ以上を含み、冷却は106 K/sより小さい速度で冷却することを含むこと
を特徴とする請求項4に記載の方法。 - 【請求項11】 結晶質鋼材料は噴霧形成、高圧プラズマ噴霧及び低圧プラズマ
噴霧の内の少なくとも1つを含む処理を受けることを更に含むことを特徴とする
請求項4に記載の方法。 - 【請求項12】 結晶質鋼材料の少なくとも幾らかの部分を主として非晶質材料
に変換させるために、結晶質鋼材料の少なくとも表面を加熱して冷却させること
を更に含むことを特徴とする請求項4に記載の方法。 - 【請求項13】 結晶質鋼材料の少なくとも表面を主として非晶質のガラス材料
に変換させるために、前記結晶質鋼材料がレーザつや出し処理を及ぼされること
を特徴とする請求項4に記載の方法。 - 【請求項14】 第1の金属ガラス鋼基質を準備し、前記第1の金属ガラス鋼基
質の上に溶融合金を形成して、鋼基質の下にある金属ガラスの少なくとも幾らか
の部分を加熱して失透させることを特徴とする鋼の形成方法。 - 【請求項15】 溶融合金が第2の金属ガラス鋼基質として凝固し、そして更に
、第2金属ガラス鋼基質の上に第2の溶融合金を形成して、第2金属ガラス鋼基
質を加熱して失透させることを特徴とする請求項14に記載の方法。 - 【請求項16】 溶融合金が少なくとも50%のFe、及びTi,Zr,Hf,
V,Nb,Ta,Cr,Mo,W,Al,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu
,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb及びLuからなるグループから選
択された少なくとも1つの元素、及びB,C,N,O,P及びSからなるグルー
プから選択された少なくとも1つの元素を含むことを特徴とする請求項14に記
載の方法。 - 【請求項17】 第1の金属ガラス鋼基質の上に溶融合金を形成することは、溶
融合金を噴霧することを含むことを特徴とする請求項14に記載の方法。 - 【請求項18】 溶融合金は、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2,Fe71Ti3C
r7B14C3Si2,Fe68Cr4Mo7P12B6C3,DNA3,DNS2C及びD
NA6からなるグループから選択された材料を含むことを特徴とする請求項14
に記載の方法。 - 【請求項19】 第1金属ガラス鋼基質は、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2,F
e71Ti3Cr7B14C3Si2,Fe68Cr4Mo7P12B6C3,DNA3,DNS
2C及びDNA6からなるグループから選択された材料を含むことを特徴とする
請求項14に記載の方法。 - 【請求項20】 第1金属ガラス鋼基質は、、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2,
Fe71Ti3Cr7B14C3Si2,Fe68Cr4Mo7P12B6C3,DNA3,DN
S2C及びDNA6からなるグループから選択された合金を含み、前記溶融合金
は、、Fe69Zr3Mo7P16C3Si2,Fe71Ti3Cr7B14C3Si2,Fe68 Cr4Mo7P12B6C3,DNA3,DNS2C及びDNA6からなるグループか
ら選択された合金を含むことを特徴とする請求項14に記載の方法。
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