JP2011144400A - 遷移金属粒子分散合金及びその製造方法、並びに、遷移金属粒子分散非晶質合金及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】金型からの離型性に優れた非晶質合金、及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程とを有することを特徴とする遷移金属粒子分散合金の製造方法、及び遷移金属粒子分散合金。
【選択図】なし
【解決手段】２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程とを有することを特徴とする遷移金属粒子分散合金の製造方法、及び遷移金属粒子分散合金。
【選択図】なし
Description
本発明は、遷移金属粒子分散合金及びその製造方法、並びに、遷移金属粒子分散非晶質合金及びその製造方法に関する。
金属ガラス（非晶質合金）は、強度、耐食性が高いとともに高転写性を有することから、複雑な形状の非晶質合金製物品を製造するのに有用な材料である。
従来、たとえば下記（１）〜（２）に示す非晶質合金が提案されている。
（１）ＮｉとＷを主成分とするマトリックス相と、平均結晶粒径７μｍ以下の球面体状のＷ粒子とからなる、固相焼結法により作製された微細結晶粒を有するタングステン合金（特許文献１参照）。
（２）大きさ５〜１０ｍｍ程度に粉砕した特定のマグネシウム基金属ガラス合金に、好ましくは高周波誘導溶解により、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｆｅ及びＺｒから選択される一種以上の元素からなる金属球状粒体が分散してなる複合材（特許文献２参照）。
（１）ＮｉとＷを主成分とするマトリックス相と、平均結晶粒径７μｍ以下の球面体状のＷ粒子とからなる、固相焼結法により作製された微細結晶粒を有するタングステン合金（特許文献１参照）。
（２）大きさ５〜１０ｍｍ程度に粉砕した特定のマグネシウム基金属ガラス合金に、好ましくは高周波誘導溶解により、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｆｅ及びＺｒから選択される一種以上の元素からなる金属球状粒体が分散してなる複合材（特許文献２参照）。
非晶質合金製物品を製造する際、その物品が複雑な形状になるほど、成形用の金型も複雑な形状となるため、成形の後、金型から成形品（物品）を取り出しにくくなるという問題がある。
特許文献１、２に記載された発明では、複合材（合金）中に金属粒体が不均一に分散しているため、金型から成形品を取り出す際、一定の力を加えなければ金型から成形品を取り出すことができず、その改善が必要である。
特許文献１、２に記載された発明では、複合材（合金）中に金属粒体が不均一に分散しているため、金型から成形品を取り出す際、一定の力を加えなければ金型から成形品を取り出すことができず、その改善が必要である。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであって、金型からの離型性に優れた非晶質合金、及びその製造方法を提供することを課題とする。
上記の課題を解決するために、本発明は以下の構成を採用した。
すなわち、本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程とを有することを特徴とする。
本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法においては、前記遷移金属の融点が、前記複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。さらに、前記遷移金属が、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
また、本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法においては、前記母合金がＺｒ基合金であることが好ましい。さらに、前記母合金がＺｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金であることが好ましい。
すなわち、本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程とを有することを特徴とする。
本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法においては、前記遷移金属の融点が、前記複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。さらに、前記遷移金属が、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
また、本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法においては、前記母合金がＺｒ基合金であることが好ましい。さらに、前記母合金がＺｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金であることが好ましい。
また、本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法は、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱する加熱工程と、前記の加熱した遷移金属粒子分散合金を、金型内に充填し、前記母合金の臨界冷却速度以上で冷却する金型充填・冷却工程とを有することを特徴とする。
本発明の遷移金属粒子分散合金は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属が溶融混合した母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子がアーク溶解法により分散していることを特徴とする。
本発明の遷移金属粒子分散合金においては、前記遷移金属の融点が、前記複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。さらに、前記遷移金属が、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
また、本発明の遷移金属粒子分散合金においては、前記母合金がＺｒ基合金であることが好ましい。さらに、前記母合金がＺｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金であることが好ましい。
本発明の遷移金属粒子分散合金においては、前記遷移金属の融点が、前記複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。さらに、前記遷移金属が、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
また、本発明の遷移金属粒子分散合金においては、前記母合金がＺｒ基合金であることが好ましい。さらに、前記母合金がＺｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金であることが好ましい。
また、本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱した後、金型内に充填し、前記母合金の臨界冷却速度以上で冷却してなるものであることを特徴とする。
なお、本発明において、「融点」とは、固体が融解し、液体化する固液平衡状態である温度と定義される。本発明における融点は、サーマルアレスト法により測定される温度を示す。
本発明によれば、金型からの離型性に優れた非晶質合金、及びその製造方法を提供できる。
＜遷移金属粒子分散合金＞
本発明の遷移金属粒子分散合金は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属が溶融混合した母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子がアーク溶解法により分散しているものである。
本発明の遷移金属粒子分散合金は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属が溶融混合した母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子がアーク溶解法により分散しているものである。
（母合金）
本発明における母合金は、複数の金属が溶融混合したものである。
かかる複数の金属は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金、すなわち金属ガラス、を形成するものが用いられる。
金属としては、たとえばＺｒ（２１２８Ｋ）、Ｃｕ（１３５７Ｋ）、Ａｌ（９３３Ｋ）、Ｎｉ（１７２８Ｋ）、Ａｇ（１２３５Ｋ）、Ｃｅ（１０７１Ｋ）、Ｓｉ（１６８７Ｋ）、Ｆｅ（１８０８Ｋ）、Ｚｎ（６９３Ｋ）、Ｔｉ（１９４１Ｋ）、Ｐｄ（１８２８Ｋ）、Ｓｎ（５０５Ｋ）、Ｂ（２３５２Ｋ）、Ｎｂ（２７５０Ｋ）、Ｐｔ（２０４１Ｋ）、Ｍｇ（９２３Ｋ）が挙げられる。
なお、上記例示の金属において、括弧内の温度は、その金属の融点を絶対温度（Ｋ）で表した値を示す。
本発明における母合金は、複数の金属が溶融混合したものである。
かかる複数の金属は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金、すなわち金属ガラス、を形成するものが用いられる。
金属としては、たとえばＺｒ（２１２８Ｋ）、Ｃｕ（１３５７Ｋ）、Ａｌ（９３３Ｋ）、Ｎｉ（１７２８Ｋ）、Ａｇ（１２３５Ｋ）、Ｃｅ（１０７１Ｋ）、Ｓｉ（１６８７Ｋ）、Ｆｅ（１８０８Ｋ）、Ｚｎ（６９３Ｋ）、Ｔｉ（１９４１Ｋ）、Ｐｄ（１８２８Ｋ）、Ｓｎ（５０５Ｋ）、Ｂ（２３５２Ｋ）、Ｎｂ（２７５０Ｋ）、Ｐｔ（２０４１Ｋ）、Ｍｇ（９２３Ｋ）が挙げられる。
なお、上記例示の金属において、括弧内の温度は、その金属の融点を絶対温度（Ｋ）で表した値を示す。
母合金としては、なかでも高いガラス形成能を有することから、Ｚｒ基合金であることが好ましい。
Ｚｒ基合金のなかで好適なものとして具体的には、たとえばＺｒ、Ｃｕ及びＡｌからなる合金；Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなる合金が挙げられ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなる合金が特に好ましい。
Ｚｒ基合金のなかで好適なものとして具体的には、たとえばＺｒ、Ｃｕ及びＡｌからなる合金；Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなる合金が挙げられ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなる合金が特に好ましい。
本発明における母合金としてより具体的には、Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５（１１６３Ｋ）、Ｚｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０（１１６４Ｋ）、Ｚｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５（１１６４Ｋ）、Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０（１０９２Ｋ）等を用いることができる。
なお、上記例示の母合金において、括弧内の温度は、その母合金の融点を絶対温度（Ｋ）で表した値を示す。
なお、上記例示の母合金において、括弧内の温度は、その母合金の融点を絶対温度（Ｋ）で表した値を示す。
（遷移金属からなる粒子）
本発明における遷移金属は、上記母合金に比べて融点の高いものである。
遷移金属としては、なかでも母合金中で粒子形状が維持されやすいことから、その融点が、上記母合金を構成する複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。
また、同様の理由から、遷移金属としては、絶対温度で定義される上記母合金の融点（Ａ）に対する、絶対温度で定義される当該遷移金属の融点（Ｂ）の比（Ｂ／Ａ）が２．３以上であることが好ましく、３以上であることがより好ましい。比（Ｂ／Ａ）の上限値は大きいほど好ましい。
本発明における遷移金属は、上記母合金に比べて融点の高いものである。
遷移金属としては、なかでも母合金中で粒子形状が維持されやすいことから、その融点が、上記母合金を構成する複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。
また、同様の理由から、遷移金属としては、絶対温度で定義される上記母合金の融点（Ａ）に対する、絶対温度で定義される当該遷移金属の融点（Ｂ）の比（Ｂ／Ａ）が２．３以上であることが好ましく、３以上であることがより好ましい。比（Ｂ／Ａ）の上限値は大きいほど好ましい。
遷移金属としては、たとえばＮｂ（２７５０Ｋ）、Ｍｏ（２８９６Ｋ）、Ｔａ（３２９０Ｋ）、Ｗ（３６９５Ｋ）、Ｒｅ（３４５９Ｋ）、Ｏｓ（３３０６Ｋ）、Ｉｒ（２７３９Ｋ）、Ｔｉ（１９４１Ｋ）が挙げられ、なかでも上記母合金と組み合わせて金型からの離型性に優れることから、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
なお、上記例示の遷移金属において、括弧内の温度は、その遷移金属の融点を絶対温度（Ｋ）で表した値を示す。
なお、上記例示の遷移金属において、括弧内の温度は、その遷移金属の融点を絶対温度（Ｋ）で表した値を示す。
遷移金属からなる粒子の粒子径は、０．５μｍ以上５ｍｍ以下であることが好ましく、１μｍ以上１ｍｍ以下であることがより好ましい。
当該粒子径の上限値以下であると、母合金中での当該粒子の分散性が高まり、金型からの離型性がより向上する。当該粒子径の下限値以上であると、金型からの離型性がより向上する。
なお、本発明において、「遷移金属からなる粒子の粒子径」とは、遷移金属粒子分散合金又は後述の遷移金属粒子分散非晶質合金中に分散している当該粒子の粒子径を意味し、レーザー回折散乱法を用いた粒度分布測定装置で測定される、体積平均粒子径のメジアン径の５０％平均値をいう。
当該粒子径の上限値以下であると、母合金中での当該粒子の分散性が高まり、金型からの離型性がより向上する。当該粒子径の下限値以上であると、金型からの離型性がより向上する。
なお、本発明において、「遷移金属からなる粒子の粒子径」とは、遷移金属粒子分散合金又は後述の遷移金属粒子分散非晶質合金中に分散している当該粒子の粒子径を意味し、レーザー回折散乱法を用いた粒度分布測定装置で測定される、体積平均粒子径のメジアン径の５０％平均値をいう。
本発明の遷移金属粒子分散合金は、上記母合金中に、上記遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法を用いることによって分散することにより製造される。
かかる遷移金属粒子分散合金を製造する方法は、たとえば後述の＜遷移金属粒子分散合金の製造方法＞が好適な製造方法として挙げられる。
かかる遷移金属粒子分散合金を製造する方法は、たとえば後述の＜遷移金属粒子分散合金の製造方法＞が好適な製造方法として挙げられる。
＜遷移金属粒子分散非晶質合金＞
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱した後、金型内に充填し、当該遷移金属粒子分散合金の臨界冷却速度以上で冷却してなるものである。
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、たとえば医療用又は工業用の金属ガラス材料として利用することができ、具体的には、内視鏡部品、手術用器具、カメラ部品等の複雑な形状の非晶質合金製物品を製造するのに特に有用な材料である。
かかる遷移金属粒子分散非晶質合金を製造する方法は、たとえば後述の＜遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法＞が好適な製造方法として挙げられる。
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱した後、金型内に充填し、当該遷移金属粒子分散合金の臨界冷却速度以上で冷却してなるものである。
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、たとえば医療用又は工業用の金属ガラス材料として利用することができ、具体的には、内視鏡部品、手術用器具、カメラ部品等の複雑な形状の非晶質合金製物品を製造するのに特に有用な材料である。
かかる遷移金属粒子分散非晶質合金を製造する方法は、たとえば後述の＜遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法＞が好適な製造方法として挙げられる。
以上説明した、本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、金型からの離型性に優れている。かかる効果が得られる理由としては、以下のように推測される。
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、その材料として、母合金中に遷移金属からなる粒子がアーク溶解法により分散している遷移金属粒子分散合金が用いられている。当該遷移金属粒子分散合金は、母合金中に、アーク溶解法により遷移金属からなる粒子が分散されているため、当該粒子の分散性に非常に優れている。また、遷移金属粒子分散非晶質合金を成形する際の加熱温度が遷移金属の融点以下に制御されていることから、遷移金属からなる粒子は、その粒子形状が維持されやすい。そのため、遷移金属粒子分散非晶質合金（成形品）の表面全体に、当該粒子に由来する微小な凹凸が均一に形成される。これにより、成形品と金型とが点で接触するようになり、互いの接触面積が減少して密着力が低減するため、金型からの離型性に優れると考えられる。
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金は、その材料として、母合金中に遷移金属からなる粒子がアーク溶解法により分散している遷移金属粒子分散合金が用いられている。当該遷移金属粒子分散合金は、母合金中に、アーク溶解法により遷移金属からなる粒子が分散されているため、当該粒子の分散性に非常に優れている。また、遷移金属粒子分散非晶質合金を成形する際の加熱温度が遷移金属の融点以下に制御されていることから、遷移金属からなる粒子は、その粒子形状が維持されやすい。そのため、遷移金属粒子分散非晶質合金（成形品）の表面全体に、当該粒子に由来する微小な凹凸が均一に形成される。これにより、成形品と金型とが点で接触するようになり、互いの接触面積が減少して密着力が低減するため、金型からの離型性に優れると考えられる。
＜遷移金属粒子分散合金の製造方法＞
本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程とを有する。
本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法は、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程とを有する。
（母合金作製工程）
母合金作製工程では、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する。
金属としては、上述した金属を用いることができる。なかでも高いガラス形成能を有することから、作製される母合金は、Ｚｒ基合金であることが好ましい。Ｚｒ基合金として具体的には、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金が特に好ましい。
複数の金属を溶融混合する方法は、特に制限されず、たとえばアーク溶解、高周波誘導加熱溶解、電子ビーム溶解、輻射加熱溶解などが挙げられる。
アーク溶解を採用した場合には、後述の金属粒子分散工程と同一の装置を用いることができるため簡便であり、作業性が向上する。
母合金作製工程では、２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する。
金属としては、上述した金属を用いることができる。なかでも高いガラス形成能を有することから、作製される母合金は、Ｚｒ基合金であることが好ましい。Ｚｒ基合金として具体的には、Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金が特に好ましい。
複数の金属を溶融混合する方法は、特に制限されず、たとえばアーク溶解、高周波誘導加熱溶解、電子ビーム溶解、輻射加熱溶解などが挙げられる。
アーク溶解を採用した場合には、後述の金属粒子分散工程と同一の装置を用いることができるため簡便であり、作業性が向上する。
（金属粒子分散工程）
金属粒子分散工程では、母合金作製工程で得られた母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する。これにより、本発明の遷移金属粒子分散合金が得られる。
遷移金属としては、上述した遷移金属を用いることができる。なかでも母合金中で粒子形状が維持されやすいことから、遷移金属は、その融点が上記母合金を構成する複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。そのなかでも上記母合金と組み合わせて金型からの離型性に優れることから、遷移金属は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
本発明において「アーク溶解」とは、たとえばアルゴン（Ａｒ）ガス雰囲気下であれば、アーク放電により、Ａｒ分子をジュール加熱して熱プラズマを発生させ、対象物を加熱して溶解することをいう。
金属粒子分散工程では、母合金作製工程で得られた母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する。これにより、本発明の遷移金属粒子分散合金が得られる。
遷移金属としては、上述した遷移金属を用いることができる。なかでも母合金中で粒子形状が維持されやすいことから、遷移金属は、その融点が上記母合金を構成する複数の金属の最も高い融点よりも高い温度であることが好ましい。そのなかでも上記母合金と組み合わせて金型からの離型性に優れることから、遷移金属は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒであることが好ましい。
本発明において「アーク溶解」とは、たとえばアルゴン（Ａｒ）ガス雰囲気下であれば、アーク放電により、Ａｒ分子をジュール加熱して熱プラズマを発生させ、対象物を加熱して溶解することをいう。
図１は、金属粒子分散工程におけるアーク溶解法の一例を示す一部拡大断面図である。
図１において、アーク放電により熱プラズマ１３を発生する電極１１と、半球状の凹部を備えた銅ハース１２（冷却水循環型）は、アーク溶解炉（図示しない）内に設けられている。電極１１は、銅ハース１２の凹部中心に向かって鉛直方向から放電するように配置されている。銅ハース１２内には冷却水が循環し、凹部面１２ａと接する母合金２１が冷却されるようになっている。
図１において、アーク放電により熱プラズマ１３を発生する電極１１と、半球状の凹部を備えた銅ハース１２（冷却水循環型）は、アーク溶解炉（図示しない）内に設けられている。電極１１は、銅ハース１２の凹部中心に向かって鉛直方向から放電するように配置されている。銅ハース１２内には冷却水が循環し、凹部面１２ａと接する母合金２１が冷却されるようになっている。
図１に示す実施形態において、母合金２１と遷移金属からなる粒子２２は、銅ハース１２の凹部に配置され、母合金２１の電極１１側の面２１ａがアーク放電により発生する熱プラズマ１３により加熱され、母合金２１の凹部面１２ａ側の面が水冷冷却されている熱伝導率の高い銅ハース１２の水冷により冷却される。
これにより、母合金２１内で温度差が生じて強い対流（図中に示す矢印）が起こる。この対流によって、母合金２１が撹拌されるとともに、母合金２１中に遷移金属からなる粒子２２が分散され、均一性の高い遷移金属粒子分散合金が得られる。
また、図１に示す実施形態においては、均一性がより高まり、加熱時間の短縮化が図れることから、母合金２１の電極１１側の面２１ａと、凹部面１２ａ側の面とを、所定時間ごとに複数回、反転させて熱プラズマ１３による加熱を行ってもよい。
アーク溶解により母合金２１内で起こる対流の強さは、たとえば高周波誘導加熱溶解法を用いた場合よりも強いため、アーク溶解法は高周波誘導加熱溶解法よりも合金中に金属粒子を良好に分散できる。
これにより、母合金２１内で温度差が生じて強い対流（図中に示す矢印）が起こる。この対流によって、母合金２１が撹拌されるとともに、母合金２１中に遷移金属からなる粒子２２が分散され、均一性の高い遷移金属粒子分散合金が得られる。
また、図１に示す実施形態においては、均一性がより高まり、加熱時間の短縮化が図れることから、母合金２１の電極１１側の面２１ａと、凹部面１２ａ側の面とを、所定時間ごとに複数回、反転させて熱プラズマ１３による加熱を行ってもよい。
アーク溶解により母合金２１内で起こる対流の強さは、たとえば高周波誘導加熱溶解法を用いた場合よりも強いため、アーク溶解法は高周波誘導加熱溶解法よりも合金中に金属粒子を良好に分散できる。
アーク溶解による加熱は、その温度を、当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に制御して行う。これにより、遷移金属からなる粒子は、母合金中でその粒子形状が維持されるようになる。
アーク溶解による加熱温度は、当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点マイナス５００Ｋ（５００℃）以下とすることが好ましく、当該母合金の融点プラス５００Ｋ（５００℃）以上、当該遷移金属の融点マイナス１０００Ｋ（１０００℃）以下とすることがより好ましい。
これにより、母合金中で、遷移金属からなる粒子の粒子形状がより維持されやすくなる。当該加熱温度の制御は、たとえばアーク出力を適宜設定すればよい。
アーク溶解時間は２分間以上とすることが好ましく、３〜５分間とすることがより好ましい。当該加熱時間の下限値以上とすることにより、母合金中に遷移金属からなる粒子が充分に分散する。
アーク溶解は、アーク溶解炉内に不活性ガスを導入し、アーク溶解炉内の圧力を調節しながら行うこともできる。
アーク溶解による加熱温度は、当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点マイナス５００Ｋ（５００℃）以下とすることが好ましく、当該母合金の融点プラス５００Ｋ（５００℃）以上、当該遷移金属の融点マイナス１０００Ｋ（１０００℃）以下とすることがより好ましい。
これにより、母合金中で、遷移金属からなる粒子の粒子形状がより維持されやすくなる。当該加熱温度の制御は、たとえばアーク出力を適宜設定すればよい。
アーク溶解時間は２分間以上とすることが好ましく、３〜５分間とすることがより好ましい。当該加熱時間の下限値以上とすることにより、母合金中に遷移金属からなる粒子が充分に分散する。
アーク溶解は、アーク溶解炉内に不活性ガスを導入し、アーク溶解炉内の圧力を調節しながら行うこともできる。
遷移金属からなる粒子の使用量は、母合金１００質量部に対して５質量部以下とすることが好ましく、０．１〜３質量部とすることがより好ましい。
当該使用量の下限値以上とすることにより、合金の金型からの離型性向上の効果が得られやすくなる。また、粒子同士が融合しにくく、母合金中での粒子の分散性がより向上する。加えて、当該使用量の上限値以下とすることにより、当該粒子が核になって結晶化するのが抑制され、非晶質性の高い合金が得られやすくなる。
当該使用量の下限値以上とすることにより、合金の金型からの離型性向上の効果が得られやすくなる。また、粒子同士が融合しにくく、母合金中での粒子の分散性がより向上する。加えて、当該使用量の上限値以下とすることにより、当該粒子が核になって結晶化するのが抑制され、非晶質性の高い合金が得られやすくなる。
以上説明した本発明の遷移金属粒子分散合金の製造方法によれば、金属粒子分散工程でアーク溶解法を採用したことにより、母合金中における遷移金属からなる粒子の分散性に優れる。また、アーク溶解時における加熱温度を遷移金属の融点以下に制御していることから、当該粒子を、その粒子形状を維持したまま、母合金中に均一に分散できる。そのため、かかる製造方法により製造される遷移金属粒子分散合金を成形することにより、金型からの離型性に優れた遷移金属粒子分散非晶質合金を製造できる。
また、かかる製造方法においては、金属粒子の分散性向上を目的とした、母合金を粉砕等する工程が不要であり、従来よりも工程の簡略化を図ることができる。
このように、かかる製造方法は非常に簡便な方法であり、容易に遷移金属粒子分散合金を製造できる。
また、かかる製造方法においては、金属粒子の分散性向上を目的とした、母合金を粉砕等する工程が不要であり、従来よりも工程の簡略化を図ることができる。
このように、かかる製造方法は非常に簡便な方法であり、容易に遷移金属粒子分散合金を製造できる。
＜遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法＞
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法は、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱する加熱工程と、前記の加熱した遷移金属粒子分散合金を、金型内に充填し、前記母合金の臨界冷却速度以上で冷却する金型充填・冷却工程とを有する。
本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法は、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱する加熱工程と、前記の加熱した遷移金属粒子分散合金を、金型内に充填し、前記母合金の臨界冷却速度以上で冷却する金型充填・冷却工程とを有する。
（加熱工程）
加熱工程では、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱する。これにより、非晶質合金中で、遷移金属からなる粒子の粒子形状が維持されるようになり、金型からの離型性に優れる。
加熱温度は、当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点マイナス５００Ｋ（５００℃）以下とすることが好ましく、当該母合金の融点プラス２００Ｋ（２００℃）以上、当該母合金の融点プラス４００Ｋ（４００℃）以下とすることがより好ましい。
これにより、非晶質合金中で、遷移金属からなる粒子の粒子形状がより維持されやすくなる。
加熱時間は、たとえば、遷移金属粒子分散合金が次の工程で金型内に充填できる程度に流動するまでの時間とすればよい。
遷移金属粒子分散合金を加熱する方法は、特に制限されず、たとえばアーク溶解、高周波誘導加熱溶解、電子ビーム溶解、輻射加熱溶解などが挙げられる。
加熱工程では、前記本発明の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱する。これにより、非晶質合金中で、遷移金属からなる粒子の粒子形状が維持されるようになり、金型からの離型性に優れる。
加熱温度は、当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点マイナス５００Ｋ（５００℃）以下とすることが好ましく、当該母合金の融点プラス２００Ｋ（２００℃）以上、当該母合金の融点プラス４００Ｋ（４００℃）以下とすることがより好ましい。
これにより、非晶質合金中で、遷移金属からなる粒子の粒子形状がより維持されやすくなる。
加熱時間は、たとえば、遷移金属粒子分散合金が次の工程で金型内に充填できる程度に流動するまでの時間とすればよい。
遷移金属粒子分散合金を加熱する方法は、特に制限されず、たとえばアーク溶解、高周波誘導加熱溶解、電子ビーム溶解、輻射加熱溶解などが挙げられる。
（金型充填・冷却工程）
金型充填・冷却工程では、加熱工程で加熱した遷移金属粒子分散合金を金型内に充填し、前記母合金をその臨界冷却速度以上で冷却する。これにより、本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金が得られる。
使用する金型は、結晶化が起きにくく、非晶質性の高い合金が得られやすいことから、熱伝導率の高い材料からなるものが好ましく、熱伝導率が高く、かつ、熱容量の大きい材料からなるものがより好ましい。かかる材料として具体的には、たとえば無酸素銅、鉄系金属、Ａｌ系合金等が挙げられ、なかでも無酸素銅が好ましい。
「臨界冷却速度」とは、ある物質が溶融状態から冷却固化する際の結晶化する速度よりも速い冷却速度で冷却された場合に非晶質となる冷却速度をいう。
さらに本発明において「臨界冷却速度以上で冷却する」とは、加熱融解状態にある遷移金属粒子分散合金を、その融点以上の温度からガラス転移温度以下にまで、結晶化速度よりも速く急冷することを意味する。この冷却方法としては、たとえば液体急冷法、冷却ロール法などが挙げられる。
金型充填・冷却工程では、加熱工程で加熱した遷移金属粒子分散合金を金型内に充填し、前記母合金をその臨界冷却速度以上で冷却する。これにより、本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金が得られる。
使用する金型は、結晶化が起きにくく、非晶質性の高い合金が得られやすいことから、熱伝導率の高い材料からなるものが好ましく、熱伝導率が高く、かつ、熱容量の大きい材料からなるものがより好ましい。かかる材料として具体的には、たとえば無酸素銅、鉄系金属、Ａｌ系合金等が挙げられ、なかでも無酸素銅が好ましい。
「臨界冷却速度」とは、ある物質が溶融状態から冷却固化する際の結晶化する速度よりも速い冷却速度で冷却された場合に非晶質となる冷却速度をいう。
さらに本発明において「臨界冷却速度以上で冷却する」とは、加熱融解状態にある遷移金属粒子分散合金を、その融点以上の温度からガラス転移温度以下にまで、結晶化速度よりも速く急冷することを意味する。この冷却方法としては、たとえば液体急冷法、冷却ロール法などが挙げられる。
以上説明した本発明の遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法によれば、金型からの離型性に優れた非晶質合金を製造できる。
以下に、実施例を用いて本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
本実施例において、非晶質合金中に分散している遷移金属からなる粒子の体積平均粒子径（メジアン径の５０％平均値）は、レーザー回折散乱法を用いた粒度分布測定装置（製品名：ＳＡＬＤ−７０００、島津製作所社製）により測定した。
本実施例において、非晶質合金中に分散している遷移金属からなる粒子の体積平均粒子径（メジアン径の５０％平均値）は、レーザー回折散乱法を用いた粒度分布測定装置（製品名：ＳＡＬＤ−７０００、島津製作所社製）により測定した。
（実施例１）
母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中に遷移金属Ｗからなる粒子（以下「Ｗ粒子」という。）が分散した遷移金属粒子分散合金を製造し、この遷移金属粒子分散合金を成形して遷移金属粒子分散非晶質合金を製造した。
母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中に遷移金属Ｗからなる粒子（以下「Ｗ粒子」という。）が分散した遷移金属粒子分散合金を製造し、この遷移金属粒子分散合金を成形して遷移金属粒子分散非晶質合金を製造した。
１）母合金作製工程：
複数の金属Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｎｉを、母合金の組成として「Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５（ａｔ％）使用量２０ｇ」となるように秤量した。
アーク溶解装置にて、アーク出力２５０Ａ、及び加熱時間５分間で合金化を行い、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を得た。
複数の金属Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｎｉを、母合金の組成として「Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５（ａｔ％）使用量２０ｇ」となるように秤量した。
アーク溶解装置にて、アーク出力２５０Ａ、及び加熱時間５分間で合金化を行い、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を得た。
２）金属粒子分散工程：
体積平均粒子径５０μｍのＷ粒子（（株）高純度化学研究所製）１ｇ（母合金１００質量部に対して５質量部）となるように秤量した。
ついで、図１に示したアーク溶解機構と同じ機構を備えたアーク溶解装置を用いて、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中にＷ粒子を分散する操作を行った。
具体的には、まず、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５とＷ粒子を、アーク溶解炉内に設けられた銅ハース（冷却水循環型）の所定位置（凹部）に配置した。
次に、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中に、Ｗ粒子を、アーク溶解により絶対温度１４６３Ｋで加熱しながら分散する操作を行い、Ｗ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を得た。
ただし、アーク溶解は、アーク出力５０〜３００Ａの範囲で最適な出力を２５０Ａとし、加熱時間を５分間とし、アーク放電により発生する熱プラズマによる加熱と、銅ハースによる水冷とを同時に行った。また、アーク溶解炉内の雰囲気を５×１０−３Ｐａ以下とした後、５００００ＰａまでＧ１クラスのＡｒガスを注入して行った。
体積平均粒子径５０μｍのＷ粒子（（株）高純度化学研究所製）１ｇ（母合金１００質量部に対して５質量部）となるように秤量した。
ついで、図１に示したアーク溶解機構と同じ機構を備えたアーク溶解装置を用いて、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中にＷ粒子を分散する操作を行った。
具体的には、まず、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５とＷ粒子を、アーク溶解炉内に設けられた銅ハース（冷却水循環型）の所定位置（凹部）に配置した。
次に、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中に、Ｗ粒子を、アーク溶解により絶対温度１４６３Ｋで加熱しながら分散する操作を行い、Ｗ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を得た。
ただし、アーク溶解は、アーク出力５０〜３００Ａの範囲で最適な出力を２５０Ａとし、加熱時間を５分間とし、アーク放電により発生する熱プラズマによる加熱と、銅ハースによる水冷とを同時に行った。また、アーク溶解炉内の雰囲気を５×１０−３Ｐａ以下とした後、５００００ＰａまでＧ１クラスのＡｒガスを注入して行った。
３）母合金中の遷移金属からなる粒子の分散性
得られたＷ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を切断し、その切断面を、走査型電子顕微鏡（エリオニクス社製、ＥＲＡ−８９００ＦＥ；以下「ＳＥＭ」という。）で観察した。図２は、Ｗ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金の切断面のＳＥＭ像（一目盛５０μｍ）を示す図である。
ＳＥＭの観察画像から、母合金中のＷ粒子の分散性を評価したところ、Ｗ粒子１は、母合金２中に均一に分散していることが確認された。
さらに、ＳＥＭに併設されているエネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（以下「ＥＤＸ」という。）にて元素分析を実施したところ、母合金２は、ほぼ狙いの組成であることが確認された。
得られたＷ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を切断し、その切断面を、走査型電子顕微鏡（エリオニクス社製、ＥＲＡ−８９００ＦＥ；以下「ＳＥＭ」という。）で観察した。図２は、Ｗ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金の切断面のＳＥＭ像（一目盛５０μｍ）を示す図である。
ＳＥＭの観察画像から、母合金中のＷ粒子の分散性を評価したところ、Ｗ粒子１は、母合金２中に均一に分散していることが確認された。
さらに、ＳＥＭに併設されているエネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（以下「ＥＤＸ」という。）にて元素分析を実施したところ、母合金２は、ほぼ狙いの組成であることが確認された。
４）加熱工程：
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、Ｗ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の融点以上、遷移金属Ｗの融点以下の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１３７３Ｋで再溶融した。
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、Ｗ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の融点以上、遷移金属Ｗの融点以下の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１３７３Ｋで再溶融した。
５）金型充填・冷却工程：
再溶融したＷ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の金型内へ充填した。なお、当該金型には、キャビティの形状が縦１０ｍｍ×横１０ｍｍ×高さ２ｍｍの平板状のものを用いた。
その際、再溶融したＷ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の臨界冷却速度（約１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（Ｗ粒子分散非晶質合金）を得た。
再溶融したＷ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の金型内へ充填した。なお、当該金型には、キャビティの形状が縦１０ｍｍ×横１０ｍｍ×高さ２ｍｍの平板状のものを用いた。
その際、再溶融したＷ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の臨界冷却速度（約１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（Ｗ粒子分散非晶質合金）を得た。
６）成形品の金型からの離型性
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、前記金型を開くと同時に成形品が離型し、極めて良好な離型性を示した。
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、前記金型を開くと同時に成形品が離型し、極めて良好な離型性を示した。
７）成形品の非晶質性
得られた成形品に対し、Ｘ線回折装置（（株）リガク社製、Ｍｉｎｉ ＦｌｅｘＩＩ；以下「ＸＲＤ」という。）にて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８０℃であることも確認された。
得られた成形品に対し、Ｘ線回折装置（（株）リガク社製、Ｍｉｎｉ ＦｌｅｘＩＩ；以下「ＸＲＤ」という。）にて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８０℃であることも確認された。
８）ＳＥＭによる成形品表面状態の観察
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。図３は、成形品（Ｗ粒子分散非晶質合金）表面のＳＥＭ像（一目盛５０μｍ）を示す図である。
ＳＥＭの観察画像から、成形品の表面に寸法精度に影響しない程度の微小な凹凸が確認された。
ついで、成形品表面を紙やすり（＃１０００）にて研磨し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。図４は、研磨後の成形品表面のＳＥＭ像（一目盛５０μｍ）を示す図である。
ＳＥＭの観察画像から、Ｗ粒子１は、非晶質合金３中に均一に分散していることが確認された（Ｗ粒子１の体積平均粒子径３０μｍ）。
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。図３は、成形品（Ｗ粒子分散非晶質合金）表面のＳＥＭ像（一目盛５０μｍ）を示す図である。
ＳＥＭの観察画像から、成形品の表面に寸法精度に影響しない程度の微小な凹凸が確認された。
ついで、成形品表面を紙やすり（＃１０００）にて研磨し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。図４は、研磨後の成形品表面のＳＥＭ像（一目盛５０μｍ）を示す図である。
ＳＥＭの観察画像から、Ｗ粒子１は、非晶質合金３中に均一に分散していることが確認された（Ｗ粒子１の体積平均粒子径３０μｍ）。
（実施例２）
母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０中に遷移金属Ｎｂからなる粒子（以下「Ｎｂ粒子」という。）が分散した遷移金属粒子分散合金を製造し、この遷移金属粒子分散合金を成形して遷移金属粒子分散非晶質合金を製造した。
母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０中に遷移金属Ｎｂからなる粒子（以下「Ｎｂ粒子」という。）が分散した遷移金属粒子分散合金を製造し、この遷移金属粒子分散合金を成形して遷移金属粒子分散非晶質合金を製造した。
１）母合金作製工程：
複数の金属Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌを、母合金の組成として「Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０（ａｔ％）使用量２０ｇ」となるように秤量し、実施例１と同様にして合金化を行い、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０を得た。
複数の金属Ｚｒ、Ｃｕ、Ａｌを、母合金の組成として「Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０（ａｔ％）使用量２０ｇ」となるように秤量し、実施例１と同様にして合金化を行い、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０を得た。
２）金属粒子分散工程：
体積平均粒子径３０μｍのＮｂ粒子（（株）高純度化学研究所製）０．８ｇ（母合金１００質量部に対して４質量部）となるように秤量した。
ついで、実施例１と同様にして、アーク溶解により、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０中にＮｂ粒子を分散する操作を行い、Ｎｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を得た。
ただし、アーク溶解は、絶対温度１３９２Ｋで行った。その際、アーク出力５０〜３００Ａの範囲で最適な出力を２５０Ａとし、加熱時間を５分間とし、アーク放電により発生する熱プラズマによる加熱と、銅ハースによる水冷とを同時に行った。また、アーク溶解炉内の雰囲気を５×１０−３Ｐａ以下とした後、５００００ＰａまでＧ１クラスのＡｒガスを注入して行った。
体積平均粒子径３０μｍのＮｂ粒子（（株）高純度化学研究所製）０．８ｇ（母合金１００質量部に対して４質量部）となるように秤量した。
ついで、実施例１と同様にして、アーク溶解により、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０中にＮｂ粒子を分散する操作を行い、Ｎｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を得た。
ただし、アーク溶解は、絶対温度１３９２Ｋで行った。その際、アーク出力５０〜３００Ａの範囲で最適な出力を２５０Ａとし、加熱時間を５分間とし、アーク放電により発生する熱プラズマによる加熱と、銅ハースによる水冷とを同時に行った。また、アーク溶解炉内の雰囲気を５×１０−３Ｐａ以下とした後、５００００ＰａまでＧ１クラスのＡｒガスを注入して行った。
３）母合金中の遷移金属からなる粒子の分散性
得られたＮｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を切断し、その切断面を、ＳＥＭで観察した。
ＳＥＭの観察画像から、母合金中のＮｂ粒子の分散性を評価したところ、Ｎｂ粒子は、母合金中に均一に分散していることが確認された。
さらに、ＥＤＸにて元素分析を実施したところ、母合金は、ほぼ狙いの組成であることが確認された。
得られたＮｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を切断し、その切断面を、ＳＥＭで観察した。
ＳＥＭの観察画像から、母合金中のＮｂ粒子の分散性を評価したところ、Ｎｂ粒子は、母合金中に均一に分散していることが確認された。
さらに、ＥＤＸにて元素分析を実施したところ、母合金は、ほぼ狙いの組成であることが確認された。
４）加熱工程：
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、Ｎｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０の融点以上、遷移金属Ｎｂの融点以下の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１２９２Ｋで再溶融した。
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、Ｎｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０の融点以上、遷移金属Ｎｂの融点以下の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１２９２Ｋで再溶融した。
５）金型充填・冷却工程：
再溶融したＮｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の前記金型内へ充填した。
その際、再溶融したＮｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０の臨界冷却速度（１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（Ｎｂ粒子分散非晶質合金）を得た。
再溶融したＮｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の前記金型内へ充填した。
その際、再溶融したＮｂ粒子分散Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０合金を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み、母合金Ｚｒ５０Ｃｕ４０Ａｌ１０の臨界冷却速度（１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（Ｎｂ粒子分散非晶質合金）を得た。
６）成形品の金型からの離型性
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、成形品に微小な力を加えることで容易に離型し、良好な離型性を示した。
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、成形品に微小な力を加えることで容易に離型し、良好な離型性を示した。
７）成形品の非晶質性
得られた成形品に対し、ＸＲＤにて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８２℃であることも確認された。
得られた成形品に対し、ＸＲＤにて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８２℃であることも確認された。
８）ＳＥＭによる成形品表面状態の観察
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、成形品の表面に寸法精度に影響しない程度の微小な凹凸が確認された。
ついで、成形品表面を紙やすり（＃１０００）にて研磨し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、Ｎｂ粒子は、非晶質合金中に均一に分散していることが確認された（Ｎｂ粒子の体積平均粒子径５０μｍ）。
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、成形品の表面に寸法精度に影響しない程度の微小な凹凸が確認された。
ついで、成形品表面を紙やすり（＃１０００）にて研磨し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、Ｎｂ粒子は、非晶質合金中に均一に分散していることが確認された（Ｎｂ粒子の体積平均粒子径５０μｍ）。
（実施例３）
母合金としてＺｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０、遷移金属としてＩｒを用いた以外は、実施例１と同様にして、遷移金属粒子分散合金、及びこの遷移金属粒子分散合金を成形した遷移金属粒子分散非晶質合金をそれぞれ製造した。その際、母合金Ｚｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０の臨界冷却速度を１２０Ｋ／秒以上に制御して冷却を行った。
母合金中のＩｒ粒子の分散性については、母合金Ｚｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０中にＩｒ粒子が均一に分散していることが確認された。
成形品の金型からの離型性は、実施例２と同様、成形品に微小な力を加えることで容易に離型し、良好な離型性を示した。
実施例３における成形品の非晶質性、成形品表面状態は、いずれも実施例２と同様であった（非晶質合金中に分散しているＩｒ粒子の体積平均粒子径２００μｍ）。
母合金としてＺｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０、遷移金属としてＩｒを用いた以外は、実施例１と同様にして、遷移金属粒子分散合金、及びこの遷移金属粒子分散合金を成形した遷移金属粒子分散非晶質合金をそれぞれ製造した。その際、母合金Ｚｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０の臨界冷却速度を１２０Ｋ／秒以上に制御して冷却を行った。
母合金中のＩｒ粒子の分散性については、母合金Ｚｒ６０Ｃｕ２０Ａｌ１０Ｎｉ１０中にＩｒ粒子が均一に分散していることが確認された。
成形品の金型からの離型性は、実施例２と同様、成形品に微小な力を加えることで容易に離型し、良好な離型性を示した。
実施例３における成形品の非晶質性、成形品表面状態は、いずれも実施例２と同様であった（非晶質合金中に分散しているＩｒ粒子の体積平均粒子径２００μｍ）。
（実施例４）
母合金としてＺｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５、遷移金属としてＭｏを用いた以外は、実施例２と同様にして、遷移金属粒子分散合金、及びこの遷移金属粒子分散合金を成形した遷移金属粒子分散非晶質合金をそれぞれ製造した。その際、母合金Ｚｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５の臨界冷却速度を１００Ｋ／秒以上に制御して冷却を行った。
母合金中のＭｏ粒子の分散性については、母合金Ｚｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５中にＭｏ粒子が均一に分散していることが確認された。
成形品の金型からの離型性は、実施例２と同様、成形品に微小な力を加えることで容易に離型し、良好な離型性を示した。
実施例４における成形品の非晶質性、成形品表面状態は、いずれも実施例２と同様であった（非晶質合金中に分散しているＭｏ粒子の体積平均粒子径３μｍ）。
母合金としてＺｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５、遷移金属としてＭｏを用いた以外は、実施例２と同様にして、遷移金属粒子分散合金、及びこの遷移金属粒子分散合金を成形した遷移金属粒子分散非晶質合金をそれぞれ製造した。その際、母合金Ｚｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５の臨界冷却速度を１００Ｋ／秒以上に制御して冷却を行った。
母合金中のＭｏ粒子の分散性については、母合金Ｚｒ６５Ｃｕ１７．５Ａｌ１０Ｎｉ７．５中にＭｏ粒子が均一に分散していることが確認された。
成形品の金型からの離型性は、実施例２と同様、成形品に微小な力を加えることで容易に離型し、良好な離型性を示した。
実施例４における成形品の非晶質性、成形品表面状態は、いずれも実施例２と同様であった（非晶質合金中に分散しているＭｏ粒子の体積平均粒子径３μｍ）。
（実施例５）
母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中に遷移金属Ｔｉからなる粒子（以下「Ｔｉ粒子」という。）が分散した遷移金属粒子分散合金を製造し、この遷移金属粒子分散合金を成形して遷移金属粒子分散非晶質合金を製造した。
母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中に遷移金属Ｔｉからなる粒子（以下「Ｔｉ粒子」という。）が分散した遷移金属粒子分散合金を製造し、この遷移金属粒子分散合金を成形して遷移金属粒子分散非晶質合金を製造した。
１）母合金作製工程：
実施例１における１）母合金作製工程と同様にして合金化を行い、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を得た。
実施例１における１）母合金作製工程と同様にして合金化を行い、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を得た。
２）金属粒子分散工程：
体積平均粒子径４５μｍのＴｉ粒子（（株）高純度化学研究所製）０．２ｇ（母合金１００質量部に対して１質量部）となるように秤量した。
ついで、実施例１と同様にして、アーク溶解により、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中にＴｉ粒子を分散する操作を行い、Ｔｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を得た。
ただし、アーク溶解は、絶対温度１４７３Ｋで行った。その際、アーク出力５０〜３００Ａの範囲で最適な出力を１５０Ａとし、加熱時間を３分間とし、アーク放電により発生する熱プラズマによる加熱と、銅ハースによる水冷とを同時に行った。また、アーク溶解炉内の雰囲気を５×１０−３Ｐａ以下とした後、５００００ＰａまでＧ１クラスのＡｒガスを注入して行った。
体積平均粒子径４５μｍのＴｉ粒子（（株）高純度化学研究所製）０．２ｇ（母合金１００質量部に対して１質量部）となるように秤量した。
ついで、実施例１と同様にして、アーク溶解により、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５中にＴｉ粒子を分散する操作を行い、Ｔｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を得た。
ただし、アーク溶解は、絶対温度１４７３Ｋで行った。その際、アーク出力５０〜３００Ａの範囲で最適な出力を１５０Ａとし、加熱時間を３分間とし、アーク放電により発生する熱プラズマによる加熱と、銅ハースによる水冷とを同時に行った。また、アーク溶解炉内の雰囲気を５×１０−３Ｐａ以下とした後、５００００ＰａまでＧ１クラスのＡｒガスを注入して行った。
３）母合金中の遷移金属からなる粒子の分散性
得られたＴｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を切断し、その切断面を、ＳＥＭで観察したところ、Ｔｉ粒子は、母合金中に均一に分散していることが確認された。
さらに、ＥＤＸにて元素分析を実施したところ、母合金は、ほぼ狙いの組成であることが確認された。
得られたＴｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を切断し、その切断面を、ＳＥＭで観察したところ、Ｔｉ粒子は、母合金中に均一に分散していることが確認された。
さらに、ＥＤＸにて元素分析を実施したところ、母合金は、ほぼ狙いの組成であることが確認された。
４）加熱工程：
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、Ｔｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の融点以上、遷移金属Ｔｉの融点以下の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１３７３Ｋで再溶融した。
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、Ｔｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の融点以上、遷移金属Ｔｉの融点以下の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１３７３Ｋで再溶融した。
５）金型充填・冷却工程：
再溶融したＴｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の前記金型内へ充填した。
その際、再溶融したＴｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の臨界冷却速度（１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（Ｔｉ粒子分散非晶質合金）を得た。
再溶融したＴｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の前記金型内へ充填した。
その際、再溶融したＴｉ粒子分散Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５合金を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の臨界冷却速度（１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（Ｔｉ粒子分散非晶質合金）を得た。
６）成形品の金型からの離型性
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、成形品の金型への貼りつきがわずかに認められ、実施例２〜４のときよりも大きい力を成形品に加えないと離型しなかった。
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、成形品の金型への貼りつきがわずかに認められ、実施例２〜４のときよりも大きい力を成形品に加えないと離型しなかった。
７）成形品の非晶質性
得られた成形品に対し、ＸＲＤにて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８０℃であることも確認された。
得られた成形品に対し、ＸＲＤにて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８０℃であることも確認された。
８）ＳＥＭによる成形品表面状態の観察
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、成形品の表面に寸法精度に影響しない程度の微小な凹凸が確認された。
ついで、成形品表面を紙やすり（＃１０００）にて研磨し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、Ｔｉ粒子は、非晶質合金中に均一に分散していることが確認された（Ｔｉ粒子の体積平均粒子径５０μｍ）。
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、成形品の表面に寸法精度に影響しない程度の微小な凹凸が確認された。
ついで、成形品表面を紙やすり（＃１０００）にて研磨し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。ＳＥＭの観察画像から、Ｔｉ粒子は、非晶質合金中に均一に分散していることが確認された（Ｔｉ粒子の体積平均粒子径５０μｍ）。
（比較例１）
母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を作製し、この母合金を成形して非晶質合金を製造した。
母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を作製し、この母合金を成形して非晶質合金を製造した。
１）母合金作製工程：
実施例１における１）母合金作製工程と同様にして合金化を行い、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を得た。
実施例１における１）母合金作製工程と同様にして合金化を行い、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を得た。
２）加熱工程：
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を、当該母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の融点以上の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１３７３Ｋで再溶融した。
遠心鋳造装置を用いてその加熱機構にて、母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を、当該母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の融点以上の温度になるように放射温度計にて計測しながら加熱し、絶対温度１３７３Ｋで再溶融した。
３）金型充填・冷却工程：
再溶融した母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の前記金型内へ充填した。
その際、再溶融した母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の臨界冷却速度（１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（非晶質合金）を得た。
再溶融した母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を、前記遠心鋳造装置内に設置した無酸素銅製の前記金型内へ充填した。
その際、再溶融した母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５を、熱伝導率が高くて熱容量の大きい前記金型内へ流し込み母合金Ｚｒ５５Ｃｕ３０Ａｌ１０Ｎｉ５の臨界冷却速度（１００Ｋ／秒）以上で冷却することによって固化した。これにより、平板状の成形品（非晶質合金）を得た。
４）成形品の金型からの離型性
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、成形品の金型への貼りつきが若干認められ、実施例５のときよりも大きい力を成形品に加えないと離型せず、離型性は不良であった。
前記遠心鋳造装置内から前記金型を取り出し、前記金型から成形品の取り出しを行ったところ、成形品の金型への貼りつきが若干認められ、実施例５のときよりも大きい力を成形品に加えないと離型せず、離型性は不良であった。
５）成形品の非晶質性
得られた成形品に対し、ＸＲＤにて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８４℃であることも確認された。
得られた成形品に対し、ＸＲＤにて非晶質性の確認をしたところ、非晶質であることが確認された。
さらに、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施したところ、ガラス遷移領域が８４℃であることも確認された。
６）ＳＥＭによる成形品表面状態の観察
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。
ＳＥＭの観察画像において、成形品の表面は平滑であり、微小な凹凸は確認されなかった。
得られた成形品に対し、ＳＥＭにて表面観察を実施した。
ＳＥＭの観察画像において、成形品の表面は平滑であり、微小な凹凸は確認されなかった。
下記の表１に、実施例１〜５及び比較例１における母合金と粒子を構成する遷移金属の種類及び融点、成形品の金型からの離型性の評価結果をまとめて示す。
［成形品の金型からの離型性］
表１中に示す離型性の評価における点数は、下記内容を意味する。
４点：金型を開くと同時に成形品が離型し、離型性は極めて良好であった。
３点、２点、１点と点数が低くなるのに伴い、成形品を金型から取り出す際に大きい力を必要とした。
表１中に示す離型性の評価における点数は、下記内容を意味する。
４点：金型を開くと同時に成形品が離型し、離型性は極めて良好であった。
３点、２点、１点と点数が低くなるのに伴い、成形品を金型から取り出す際に大きい力を必要とした。
表１の結果から、母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子がアーク溶解により分散している遷移金属粒子分散合金を成形した実施例１〜５の遷移金属粒子分散非晶質合金は、前記遷移金属からなる粒子の存在しない比較例１の遷移金属粒子分散非晶質合金に比べて、金型からの離型性が良好であることが分かる。
また、実施例１〜５の対比から、遷移金属の融点が、母合金を構成する複数の金属の最も高い融点（Ｚｒ，２１２８Ｋ）よりも高い温度であるほど、金型からの離型性に優れることが分かる。
また、融点の比（Ｂ／Ａ）が２．３以上であると、金型からの離型性がさらに良好となり、その比（Ｂ／Ａ）が大きいほど、金型からの離型性に優れることも分かる。
また、融点の比（Ｂ／Ａ）が２．３以上であると、金型からの離型性がさらに良好となり、その比（Ｂ／Ａ）が大きいほど、金型からの離型性に優れることも分かる。
１ Ｗ粒子 ２ 母合金 ３ 非晶質合金 １１ 電極 １２ 銅ハース １２ａ 凹部面 １３ 熱プラズマ ２１ 母合金 ２２ 粒子
Claims (12)
- ２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属を溶融混合して母合金を作製する母合金作製工程と、
前記母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子を、アーク溶解法により当該母合金の融点以上、当該遷移金属の融点以下に加熱しながら分散する金属粒子分散工程と
を有することを特徴とする遷移金属粒子分散合金の製造方法。 - 前記遷移金属の融点が、前記複数の金属の最も高い融点よりも高い温度である請求項１に記載の遷移金属粒子分散合金の製造方法。
- 前記遷移金属が、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒである請求項１又は請求項２に記載の遷移金属粒子分散合金の製造方法。
- 前記母合金がＺｒ基合金である請求項１〜３のいずれかに記載の遷移金属粒子分散合金の製造方法。
- 前記母合金がＺｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金である請求項４に記載の遷移金属粒子分散合金の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の遷移金属粒子分散合金を、前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱する加熱工程と、
前記の加熱した遷移金属粒子分散合金を、金型内に充填し、前記母合金の臨界冷却速度以上で冷却する金型充填・冷却工程と
を有することを特徴とする遷移金属粒子分散非晶質合金の製造方法。 - ２０℃以上のガラス遷移領域を有する非晶質合金を形成する複数の金属が溶融混合した母合金中に、当該母合金に比べて融点の高い遷移金属からなる粒子がアーク溶解法により分散していることを特徴とする遷移金属粒子分散合金。
- 前記遷移金属の融点が、前記複数の金属の最も高い融点よりも高い温度である請求項７に記載の遷移金属粒子分散合金。
- 前記遷移金属が、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ又はＩｒである請求項７又は請求項８に記載の遷移金属粒子分散合金。
- 前記母合金がＺｒ基合金である請求項７〜９のいずれかに記載の遷移金属粒子分散合金。
- 前記母合金がＺｒ、Ｃｕ、Ａｌ及びＮｉからなるＺｒ基合金である請求項１０に記載の遷移金属粒子分散合金。
- 請求項７〜１１のいずれかに記載の遷移金属粒子分散合金を、
前記母合金の融点以上、前記遷移金属の融点以下に加熱した後、金型内に充填し、前記母合金の臨界冷却速度以上で冷却してなるものであることを特徴とする遷移金属粒子分散非晶質合金。
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Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5947352A (ja) * | 1982-09-08 | 1984-03-17 | Alps Electric Co Ltd | 第２相粒子分散型超急冷合金 |
| JP3484360B2 (ja) * | 1998-03-10 | 2004-01-06 | 明久 井上 | 非晶質合金中空成形品の製造方法 |
| JP3808354B2 (ja) * | 2001-11-29 | 2006-08-09 | Ｙｋｋ株式会社 | ジルコニウム基非晶質合金の調色方法 |
| JP2007092103A (ja) * | 2005-09-27 | 2007-04-12 | Japan Science & Technology Agency | 延性を有するマグネシウム基金属ガラス合金−金属粒体複合材 |
| JP4339135B2 (ja) * | 2004-01-15 | 2009-10-07 | Ｙｋｋ株式会社 | 非晶質合金成形用の射出鋳造装置 |
-
2010
- 2010-01-12 JP JP2010004140A patent/JP2011144400A/ja active Pending
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