JP2014514456A - 白金系合金 - Google Patents
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Abstract
一般式、Ｐｔ1-a-bＭa（Ｂ1-xＭｄx）b
（ここで、
ｉ） Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌのグループの一つ又は複数の金属元素の一つ又は混合物を表し、
ｉｉ） ＭｄはＳｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓ、Ａｓ、Ｇｅのグループの幾つかの金属メタロイドの一つ又は混合物を表し、
ｉｉｉ）ａは０．２より小さく、
ｉｖ） ｂは０．２と０．５５の間に含まれ、
ｖ） ｘは０と０．８の間に含まれ、
ｖｉ） もし存在する場合、全Ｐ含有量は１０原子パーセント未満である）
の合金で作られる物品であって、
合金を形成する元素の割合は、合金に少なくとも４００ＨＶの硬度、１０００℃未満の融点、及び改良された加工性を与えるように選択されている。
（ここで、
ｉ） Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌのグループの一つ又は複数の金属元素の一つ又は混合物を表し、
ｉｉ） ＭｄはＳｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓ、Ａｓ、Ｇｅのグループの幾つかの金属メタロイドの一つ又は混合物を表し、
ｉｉｉ）ａは０．２より小さく、
ｉｖ） ｂは０．２と０．５５の間に含まれ、
ｖ） ｘは０と０．８の間に含まれ、
ｖｉ） もし存在する場合、全Ｐ含有量は１０原子パーセント未満である）
の合金で作られる物品であって、
合金を形成する元素の割合は、合金に少なくとも４００ＨＶの硬度、１０００℃未満の融点、及び改良された加工性を与えるように選択されている。
Description
本発明は、種々の分野において、例えば、宝石類又は時計の製作において使用され得る白金系合金に関する。
白金及び金の合金の比較的低い硬度は、それで作られる品目の視覚的訴求を落とす、本質的にその摩耗され易さ及び擦傷され易さ故に、宝石類及び時計の製作におけるその使用での主な制約になる。
鋳造によって白金で作られる物体に伴う第二の困難さは、現在使用されている白金合金の本質的に高い融点である。このため、低容量の鋳造ツリー（casting tree）及び金型製作のための特別の耐火材料が必要になる。従って、宝石類及び時計の製作において使用されるための白金合金の融点を著しく低下させることは関心事であろう。
典型的な金及び白金の合金は、それぞれ、３００ＨＶ及び２００ＨＶ未満の硬度を有する。合金元素として主としてＺｒ、Ｔｉ、及びＧａを持った硬化可能Ｐｔ合金の幾つかの標準未満のグレードは４２１ＨＶまでの硬度に達する「非特許文献１」。
文献において述べられるものは、それぞれ、４４０ＨＶ及び３２７ＨＶの硬度を有する、典型的に２〜５質量パーセントの合金添加物（alloying additions）を持ったＰｔ−Ｓｉ及びＰｔ−Ｂの二元共晶合金である「非特許文献２」。
当業技術において公知のものは、硬度「約４００ＨＶ」を有するＰｔに基づく、更なるバルク金属ガラスである「特許文献１、非特許文献３」。これらの合金は本質的に、低い冷却速度でそして同時により大きい断面積に、合金におけるガラス状態を維持するための、追加の合金元素を持ったＰｔ−Ｐ系に由来する４元又はより高次の合金である「特許文献２」。これらの合金元素の故に、全Ｐｔ含有量は、典型的に、８５０／１０００に近く、従って、欧州において９５０／１０００、そして米国において９００／１０００である、一般的に受け入れられる宝石類グレードＰｔのレベルを下回る。９５０／１０００標準に適合するための努力において（特許文献１を参照）、主合金元素の燐の小さい分率が、それぞれ４及び１．５原子パーセントでのＢ及びＳｉによって置き換えられ、３９５ＨＶの硬度をもたらす合金が、最近文献において述べられている「非特許文献４」。
特許文献３は、１．５〜６．５質量パーセントのＳｉ及び数質量パーセントのＰｄ、Ｃｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｎｉ、及びＣｏのグループの合金元素を含有している高硬度Ｐｔ合金を更に開示している。Ｐｔ９５０／１０００、９００／１０００及び８５０／１０００標準に適合する合金に対して、それぞれ、硬度は５８０、６２０及び６３０ＨＶまでである。この従来技術からのデータを解析すると以下のことが示される：
ｉ） 硬度は先ず、珪素含有量に依存し、二成分共晶に対応して、約４質量パーセントのＳｉまで、強く増大する。
ｉｉ） 或るＳｉ含有量に対して、第三の合金元素の含有量の増大、例えばＣｕの７から１２質量パーセントへの増大は、硬度に殆ど影響を及ぼさない。
ｉｉｉ）共晶組成物への僅か１質量パーセントのＣｕの添加によって、硬度が４４０ＨＶ「非特許文献２」から５８０ＨＶに変わる。
ｉ） 硬度は先ず、珪素含有量に依存し、二成分共晶に対応して、約４質量パーセントのＳｉまで、強く増大する。
ｉｉ） 或るＳｉ含有量に対して、第三の合金元素の含有量の増大、例えばＣｕの７から１２質量パーセントへの増大は、硬度に殆ど影響を及ぼさない。
ｉｉｉ）共晶組成物への僅か１質量パーセントのＣｕの添加によって、硬度が４４０ＨＶ「非特許文献２」から５８０ＨＶに変わる。
その中で、Ｇａ及びＢをＰｔ基本金属内に拡散させることによって合金が硬化される拡散層の創出による、Ｐｔ及びそれらの合金の更なる表面処理が知られている「特許文献４、特許文献５」。Ｇａ及びＢに対して、それぞれ、３８５ＨＶ及び７００ＨＶまでの表面硬度値が開示されている「特許文献４」。Ｂ拡散層の場合、硬度は、Ｐｔ結晶中に侵入性固溶体としてＢを含有することに由来すると明確に述べられている。しかしながら、Ｐｔ中のＢの引用された濃度では、その特許「特許文献５」において高硬度に対する理由として主張されている、Ｐｔ−Ｂ固溶体と融和する（conciliate with）ことが困難である。
ADDIN EN.REFLIST Ｂｉｇｇｓ、Ｔ．、Ｓ．Ｓ．Ｔａｙｌｏｒ、及び Ｅ．ｖａｎ ｄｅｒ Ｌｉｎｇｅｎ、「潜在的な宝石類用途のための白金合金の硬化」（Ｔｈｅ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｏｆ ｐｌａｔｉｎｕｍ ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ ｐｏｔｅｎｔｉａｌ ｊｅｗｅｌｌｅｒｙ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ）、Ｐｌａｔｉｎｕｍ Ｍｅｔａｌｓ Ｒｅｖｉｅｗ、２００５．４９（１）：ｐ．２−１５．
Ａｉｎｓｌｅｙ、Ｇ．、Ａ．Ａ．Ｂｏｕｒｎｅ、及びＲ．Ｗ．Ｅ．Ｒｕｓｈｆｏｒｔｈ、「白金包囲鋳造合金」（Ｐｌａｔｉｎｕｍ ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔ ｃａｓｔｉｎｇ ａｌｌｏｙｓ）、Ｐｌａｔｉｎｕｍ Ｍｅｔａｌｓ Ｒｅｖｉｅｗ、１９７８．２２（３）：ｐ．７８−８７．
Ｓｃｈｒｏｅｒｓ、Ｊ．ら、「宝石類用途のための高価なバルク金属ガラス」（Ｐｒｅｃｉｏｕｓ ｂｕｌｋ ｍｅｔａｌｌｉｃ ｇｌａｓｓｅｓ ｆｏｒ ｊｅｗｅｌｒｙ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ）、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ−Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ａｎｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇ、２００７．４４９：ｐ．２３５−２３８．
Ｄｅｍｅｔｒｉｏｕ、Ｍ．Ｄ．ら「液状白金リッチガラス」（Ｌｉｑｕｉｄ−ｌｉｋｅ ｐｌａｔｉｎｕｍ−ｒｉｃｈ ｇｌａｓｓｅｓ）、Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、２０１１．６５（９）：ｐ．７９９−８０２．
本発明は、例えば、時計製作又は宝石類において使用されるための、請求項に記載されたような耐擦傷性の白金系合金に関する。本発明に記載の合金は、主元素である少なくとも白金、及びホウ素を含む、三つの異なる元素で少なくとも構成される。
発明に記載の合金は好ましくは、それらを耐擦傷性にするために、典型的には４００ＨＶを超える、そしてより好ましくは６００ＨＶを超える、高硬度を示す。それらは更に有利なことに、鋳造による製造を容易にするために、典型的には１０００℃を下回る比較的低い融点を示す。
好ましい実施態様において、本発明は組成Ｐｔ1-a-bＭa（Ｂ1-xＭｄx）bの合金に関し、ここでａはゼロであり、ｂは０．２と０．４５の間に含まれ、そしてｘは０．１と０．８の間に含まれ、そして白金含有量は少なくとも８５質量パーセントである。そのような三元合金は８５０℃を下回る低融点及び４５０ＨＶを超える高硬度によって特徴付けられる。
本発明に記載の合金の特別な特長は、それらがＰｔ−Ｂ及びＰｔ−Ｓｉの二元共晶の混合物規則から期待されるであろう値、つまり３２７ＨＶと４４０ＨＶの間に含まれるよりも著しくより高い硬度（＋１００〜４００ＨＶ）を示すことである。例として、組成Ｐｔ0.61Ｂ0.28Ｓｉ0.11の合金は、少なくとも６５０ＨＶを超える硬度を示す。
特に関心があるのは、三元系Ｐｔ−Ｂ−Ｓｉにおける共晶トラフの近くにおける合金（図１を参照）である：何故なら、それらは低融点、細かいミクロ構造及び高硬度を示すためである。例として、組成Ｐｔ0.73Ｂ0.16Ｓｉ0.12を持った合金の融点は約７００℃を示し、一方、組成Ｐｔ0.61Ｂ0.28Ｓｉ0.11の合金は約７６０℃の融点を有し、これはそれぞれＰｔ−Ｂ及びＰｔ−Ｓｉ系に対する７９０℃及び８４７℃の二元共晶融点に匹敵する。Ｐｔの３原子パーセントを基本組成Ｐｔ0.73Ｂ0.16Ｓｉ0.12を持った合金のＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｇｅのグループの元素によって置換することによって、ＤＳＣによって測定される通り、６６０〜７００℃の範囲に融点を下げるであろう。
本発明を用いて既に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐｄのグループの合金元素によって前もって定義された三元合金におけるＰｔの少量を置換することによって、５０〜１００ＨＶの硬度における追加の増大を誘起する。
それらの比較的低い融点によって、本発明に記載の合金の幾つかは、非晶質状態を通過することによって処理されるという興味ある状態になり、それによって中程度の温度範囲における処理中に増大される延性が合金に与えられる。合金の最終的な増大した硬度は、非晶質状態における変形工程に引き続く熱処理工程によって得られるであろう。
従来技術に対して本発明の実施態様の一つの独自の特長は、主要合金元素として同時にＳｉ及びＢを使用すること、及び燐含有量を１０パーセントより十分少なく維持することにある。従来技術に関して、本発明に記載の合金は、主要合金元素としてホウ素、及び殆どの場合、ホウ素及び珪素を使用し、その結果、メタロイド合金元素としてＳｉのみ（又はホウ素のみ）を使用する合金と比べて硬度を著しく上げる。
本発明は、高硬度を示す、つまり、少なくとも４５０ＨＶを超える白金系合金に関する以下の非限定実施例によってよりよく理解されるであろう
これらの合金は、少なくとも一つ又はそれ以上の金属合金元素を有するＰｔ−Ｂ二元系、又はＰｔ−Ｂ−Ｓｉ三元系に基づく。Ｐｔ−Ｂ−Ｓｉ三元系のみに基づく合金が６５０ＨＶを超える硬度を得るために十分であるものの、硬度を更に上げそして加工性を改善するために、一つの又は幾つかの追加の合金元素が導入され得る。
この発明において開示された合金は、一般式（下付き文字は原子分率を言及する）、によって記述され得て、
Ｐｔ1-a-bＭa（Ｂ1-xＭｄx）b
ここで、
ｉ） Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌのグループの一つ又は複数の金属元素の一つ又は混合物を表し、
ｉｉ） ＭｄはＳｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓ、Ａｓ、Ｇｅのグループの幾つかの金属メタロイドの一つ又は混合物を表し、
ｉｉｉ）ａは０．２より小さく、
ｉｖ） ｂは０．２と０．５５の間に含まれ、
ｖ） ｘは０と０．８の間に含まれ、
ｖｉ） もし存在する場合、全Ｐ含有量は１０原子パーセント未満である。
Ｐｔ1-a-bＭa（Ｂ1-xＭｄx）b
ここで、
ｉ） Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌのグループの一つ又は複数の金属元素の一つ又は混合物を表し、
ｉｉ） ＭｄはＳｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓ、Ａｓ、Ｇｅのグループの幾つかの金属メタロイドの一つ又は混合物を表し、
ｉｉｉ）ａは０．２より小さく、
ｉｖ） ｂは０．２と０．５５の間に含まれ、
ｖ） ｘは０と０．８の間に含まれ、
ｖｉ） もし存在する場合、全Ｐ含有量は１０原子パーセント未満である。
質量で８５０／１０００、好ましくは、質量で９００／１０００、又は更により好ましくは、質量で９５０／１０００の最少Ｐｔ含有量を持った合金を得るために、上で与えられたパラメータの制限中で、特定の組成が選択される。
この定義による合金は、低融点、つまり、１０００℃未満、好ましくは、８００℃未満、そして更により好ましくは、７００℃未満を示す。
この発明の文脈において特別に関心がある合金は、図１における薄灰色のエリアとして示された最低融点の領域の近くに位置するものである。安定な固体に関連する液相線面の三元系交叉部がよく定義された線によって与えられるものの、追加の合金元素は、三元系合金での組成範囲において、並びに温度の点においての両方で、これらの線を移動させ得て、図郭線よりもむしろ図１における低融点エリアの表示を正当化する。
それにも拘わらず、もし高硬度が最重要事項であるならば、この三元共晶トラフの外側の合金は、やはり上で与えられた一般式に従って選択され得る、以下の実施例９を参照。
合金の製造は好ましくは、保護環境下での、アーク溶融、又は誘導加熱、抵抗加熱又はトーチ炎による加熱による石英管中における融解によって達成される。
複数部材に鋳造され、そして結晶化された形態で得られる合金に対して、銅金型中での真空融解及び鋳造が好まれる加工ルートである。あるいは、融解は保護環境下で、そして包囲（investment）金型中での鋳造ですることができる。
８００℃未満、好ましくは、７５０℃未満の融点につながる合金組成が特に望ましい。低融点は合金に二つの望ましい性質を与える：一方で、白金合金の鋳造に伴う困難の幾つか、例えば、耐火性金型材料中での高入熱及び冷却の際の収縮は、この開示に関わる合金が、もっと良好に鋳造できると知られている金合金に匹敵する溶融特性を有するので、著しく低減できる。他方で、低融点、及び熱力学的平衡において形成するホウ素及び珪素含有相、並びに結晶化をより困難にするために利用される合金元素における幾分複雑なユニットセルのせいで、上述の合金は溶融後の冷却条件に依存して、非晶質状態で得られ得る。この非晶質状態を得るための方法には、やはり限定するものではないが、スプラット焼き入れ、溶融紡糸、溶融噴霧法、及び銅金型での焼き入れが含まれる。非晶質状態はまた、脱水されたＢ2Ｏ3フラックス（flux）中に沈められたときの再溶融及び固化によっても得られ得る。この工程は、事前溶融手順が、結晶化のための不均一核形成部位の創出を効果的に排除又は防がなかった場合、極めて重要であり得る。
ワイヤ又は粉末形態の半完成品又は原料は、それらの過冷却液体状態（super-cooled liquid region）（ＳＣＬＲ）、つまり、それらのガラス転移点とそれらの結晶化温度の間の温度領域において容易に変形され得る。従って、複雑な形状をした品目でさえ、非晶質原料から形成され得る。Ｐｔ−Ｓｉ−Ｂ系におけるホウ素及び／又は珪素含有相の高硬度を考えると、粘性形づけプロセスに引き続く熱処理によって、破壊靭性及び延性の低減という犠牲の下で、それらの硬度は実質的に増大され得る。
非晶質Ｐｔ系合金の製造方法の例（実施例Ａ）として、組成Ｐｔ0.48Ｎｉ0.16（Ｂ0.75Ｓｉ0.25）0.36を持った合金を、パージされたアルゴン雰囲気下でトーチ炎によって加熱された石英管中で溶融した。そのように、本合金は、質量で９５０／１０００より多い白金を含有した。固化後、インゴットを、溶融紡糸機中に挿入された０．８ミリメータのオリフィスを持った別の石英管中に移した。真空下での誘電加熱の後、溶融紡糸として知られているプロセスである、回転銅ホイール上への突き出している溶融物に亘って１００ミリバールのヘリウム圧力をかけた。得られたリボンは、２〜３ミリメータ幅、そして約２０〜４０ミクロンの厚さであり、そして均一で光沢のある表面を有した。高純度アルゴン下、１０Ｋ／分の加熱速度でのＤＳＣ運転（run）によって、第一の加熱サイクルにおいて、約５２０Ｋで始まる少しばかり吸熱バンプ（bump）が、続いて、約５５０Ｋでの発熱ピークが現れた。別の吸熱ピークが約９５０Ｋで観察された。１２００Ｋからの引き続く冷却で、９４５Ｋでの発熱ピークが示された。この温度より下では更なるピークは全く観察されなかった。第一のピークの開始はガラス転移点と解釈され、一方、第二のピークは結晶化によるものであると考えられる。
リボンのＸＲＤ走査によって非晶質状態に対する単一の広いピーク特性が得られた。リボン上での微小硬さは、リボンの限られた幅故に、１０グラムの荷重を用いて測定され、約５００ＨＶの値を得た。ＤＳＣ後のその結晶化された状態において、合金は球状に凝集し、そして７００ＨＶを超える硬度を示した。
非晶質Ｐｔ−系合金の製造方法の第二例（実施例Ｂ）として、組成Ｐｔ0.695Ｎｉ0.035（Ｂ0.55Ｓｉ0.44）0.27を持った合金を、パージされたアルゴン雰囲気下でトーチ炎によって加熱された石英管中で溶融した。そのように、本合金は、質量で９５０／１０００より多い白金を含有した。固化後、インゴットを、溶融紡糸機中に挿入された０．８ミリメータのオリフィスを有する別の石英管中に移した。真空下での誘導加熱の後、溶融紡糸と
して知られているプロセスである、回転銅ホイール上への突き出している溶融物に亘って１００ミリバールのヘリウム圧力をかけた。得られたリボンは、２〜３ミリメータ幅、そして約２５ミクロンの厚さであり、そして均一で光沢のある表面を有していた。高純度アルゴン下、１０Ｋ／分の加熱速度でのＤＳＣ運転によって、第一の加熱サイクルにおいて、約５２０Ｋで始まる少しばかり吸熱のバンプが、続いて、約５５０Ｋでの発熱ピークが現れた。別の吸熱ピークが約９５０Ｋで観察された。１２００Ｋからの引き続く冷却で、９４５Ｋでの発熱ピークが示された。この温度より下では更なるピークは全く観察されなかった。第一のピークの開始はガラス転移点と解釈され、一方、第二のピークは結晶化によるものであると考えられる。
して知られているプロセスである、回転銅ホイール上への突き出している溶融物に亘って１００ミリバールのヘリウム圧力をかけた。得られたリボンは、２〜３ミリメータ幅、そして約２５ミクロンの厚さであり、そして均一で光沢のある表面を有していた。高純度アルゴン下、１０Ｋ／分の加熱速度でのＤＳＣ運転によって、第一の加熱サイクルにおいて、約５２０Ｋで始まる少しばかり吸熱のバンプが、続いて、約５５０Ｋでの発熱ピークが現れた。別の吸熱ピークが約９５０Ｋで観察された。１２００Ｋからの引き続く冷却で、９４５Ｋでの発熱ピークが示された。この温度より下では更なるピークは全く観察されなかった。第一のピークの開始はガラス転移点と解釈され、一方、第二のピークは結晶化によるものであると考えられる。
ガラス転移、結晶化、及び溶融温度の値に基づいて、これらの合金のガラス形成能力（ＧＦＡ）のパラメータが評価できる。多くの現在使用されるＧＦＡパラメータが、良好なバルク金属ガラス形成能力に対するそれらの範囲特性と共に表１に与えられる。
見られ得る通り、現在のパラメータは全て、良好なＧＦＡ及びガラス安定性のより低い端側に集まっており、従って、与えられた実施例における合金に対して比較的に低い臨界鋳造厚み（＜２ミリメータ）を与えるであろう。しかしながら、これはこの開示において述べられる全ての合金に適用される制約であることを意味するものではない。
合金元素の影響
幾つかの合金元素は共晶トラフ近くのベース合金に添加され得る。Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、及びＦｅは、本質的に相互交換可能であり、そしてＰｔの少ない分率を置換するために使用される。それらは、本質的に以下のように作用する：
ｉ） 三元系Ｐｔ−Ｂ−Ｓｉ合金の融点を下げる。
ｉｉ）得られる合金の硬度を上げる。
幾つかの合金元素は共晶トラフ近くのベース合金に添加され得る。Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、及びＦｅは、本質的に相互交換可能であり、そしてＰｔの少ない分率を置換するために使用される。それらは、本質的に以下のように作用する：
ｉ） 三元系Ｐｔ−Ｂ−Ｓｉ合金の融点を下げる。
ｉｉ）得られる合金の硬度を上げる。
これらの合金は更に、ガラス転移点及び結晶化温度に対して弱い影響を有し得る。
グループＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＡｇの合金元素は、少量、つまり、３パーセント未満であり、熱力学的に安定な相の結晶化をより困難にするために役立ち、そしてその結果、非晶質状態をより容易に得るために寄与し得る。より高い濃度では、特に、Ｚｒ及びＴｉの安定なシリサイド及びホウ化物を形成するより強い傾向によって非晶質状態の形成が妨げられ得る。
Ｐｄは、非晶質金属を作る際にしばしば利用される「混乱原理（confusion principle
）」によって、合金における無秩序を本質的に増す効果を持って、Ｐｔに対する置換物として使用され得る。
）」によって、合金における無秩序を本質的に増す効果を持って、Ｐｔに対する置換物として使用され得る。
グループＣ、Ｐ、Ｇｅ、Ｓ、及びＡｓの合金元素は、主メタロイド成分Ｂ及びＳｉの部分置換物として使用され得る。Ｇｅは得られる合金の硬度を増すことが見出されている。少量のＰは本質的に融点及びガラス転移点を低下させるであろうし、そしてガラス状態及び結晶化された状態の両者の硬度を少し低下させ得る。
実施例 １
４．７５６ｇのＰｔ、０．１２３ｇのＳｉ及び０．１２１ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ（hot-mount）、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい二相構造を示す。微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６７０ＨＶである。
４．７５６ｇのＰｔ、０．１２３ｇのＳｉ及び０．１２１ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ（hot-mount）、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい二相構造を示す。微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６７０ＨＶである。
実施例 ２
３．９１８ｇのＰｔ、０．１１７ｇのＳｉ、及び０．０７９ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、非常に少量の少し灰色の主要相を持った非常に細かい二相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６３０ＨＶである。
３．９１８ｇのＰｔ、０．１１７ｇのＳｉ、及び０．０７９ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、非常に少量の少し灰色の主要相を持った非常に細かい二相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６３０ＨＶである。
実施例 ３
１９．００９ｇのＰｔ、０．６５４ｇのＳｉ、及び０．３３７ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい二相構造を示す。微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で６６０ＨＶである。
１９．００９ｇのＰｔ、０．６５４ｇのＳｉ、及び０．３３７ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい二相構造を示す。微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で６６０ＨＶである。
実施例 ４
５．５１５ｇのＰｔ、０．１１４ｇのホウ素、及び０．１６４ｇのＣｕの合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい二相構造を示す。微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で６８０ＨＶである。
５．５１５ｇのＰｔ、０．１１４ｇのホウ素、及び０．１６４ｇのＣｕの合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９５０／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい二相構造を示す。微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で６８０ＨＶである。
実施例 ５
４．５０７ｇのＰｔ、０．３４４ｇのＳｉ、及び０．１４９ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、約２０容積パーセントのサイズが数十ミクロンの暗い灰色の主要相を有する非常に細かい二相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で６９０ＨＶである。暗い灰色の主要相のミクロ硬さは３０００ＨＶを超える。二相構造のマクロ硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて６２．５キログラムの荷重で測定される。ぎざぎざから推測される硬度は７２０Ｖである。
４．５０７ｇのＰｔ、０．３４４ｇのＳｉ、及び０．１４９ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、約２０容積パーセントのサイズが数十ミクロンの暗い灰色の主要相を有する非常に細かい二相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で６９０ＨＶである。暗い灰色の主要相のミクロ硬さは３０００ＨＶを超える。二相構造のマクロ硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて６２．５キログラムの荷重で測定される。ぎざぎざから推測される硬度は７２０Ｖである。
実施例 ６
４．５１８ｇのＰｔ、０．２６５ｇのＳｉ、及び０．２１６ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、約３０容積パーセントのサイズが数十ミクロンの切り子状の（facetted）暗い灰色の主要相を有する非常に細かい多相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で７２５ＨＶの値を持った、６５０と７８０ＨＶの間の範囲近くにある。
４．５１８ｇのＰｔ、０．２６５ｇのＳｉ、及び０．２１６ｇのホウ素の合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、約３０容積パーセントのサイズが数十ミクロンの切り子状の（facetted）暗い灰色の主要相を有する非常に細かい多相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で７２５ＨＶの値を持った、６５０と７８０ＨＶの間の範囲近くにある。
実施例 ７
４．６０５ｇのＰｔ、０．１６２ｇのＳｉ、０．１１２ｇのホウ素、及び０．１２０ｇのＧｅの合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、約３０容積パーセントのサイズが２、３０ミクロンの暗い灰色の主要相を有する非常に細かい二相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で７００ＨＶである。暗い灰色の主要相の微小硬さは３０００ＨＶを超えている。
４．６０５ｇのＰｔ、０．１６２ｇのＳｉ、０．１１２ｇのホウ素、及び０．１２０ｇのＧｅの合金をアルゴン保護環境下で電気アーク中において溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、約３０容積パーセントのサイズが２、３０ミクロンの暗い灰色の主要相を有する非常に細かい二相構造を示す。マトリックスの微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は平均で７００ＨＶである。暗い灰色の主要相の微小硬さは３０００ＨＶを超えている。
実施例 ８
２．７４２ｇのＰｔ、０．１８７ｇのＳｉ、０．０２６ｇのホウ素、及び０．０４５ｇのＣｕの合金をアルゴン保護環境下でトーチ炎によって融解された珪素管中で溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい三相構造を示す。合金の微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は７２０と８００ＨＶの間の範囲にある。
２．７４２ｇのＰｔ、０．１８７ｇのＳｉ、０．０２６ｇのホウ素、及び０．０４５ｇのＣｕの合金をアルゴン保護環境下でトーチ炎によって融解された珪素管中で溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい三相構造を示す。合金の微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は７２０と８００ＨＶの間の範囲にある。
実施例 ９
４．５１６ｇのＰｔ、０．２８０ｇのＳｉ、０．０４５ｇのホウ素、０．０８４ｇのＧｅ、及び０．０７５ｇのＣｕの合金をアルゴン保護環境下でトーチ炎によって融解された珪素管中で溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい三相構造を示す。合金の微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６５０と８９０ＨＶの間の範囲にある。
４．５１６ｇのＰｔ、０．２８０ｇのＳｉ、０．０４５ｇのホウ素、０．０８４ｇのＧｅ、及び０．０７５ｇのＣｕの合金をアルゴン保護環境下でトーチ炎によって融解された珪素管中で溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい三相構造を示す。合金の微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６５０と８９０ＨＶの間の範囲にある。
実施例 １０
２．７１０ｇのＰｔ、０．１６７ｇのＳｉ、０．０２７ｇのホウ素、０．０２６ｇのＧｅ、０．０４５ｇのＣｕ、及び０．０２５ｇのＡｇの合金をアルゴン保護環境下でトーチ炎によって融解された珪素管中で溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい三相構造を示す。合金の微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６８０と７２０ＨＶの間の範囲にある。
２．７１０ｇのＰｔ、０．１６７ｇのＳｉ、０．０２７ｇのホウ素、０．０２６ｇのＧｅ、０．０４５ｇのＣｕ、及び０．０２５ｇのＡｇの合金をアルゴン保護環境下でトーチ炎によって融解された珪素管中で溶融する。全Ｐｔ含有量は９００／１０００より高い。得られる金属滴は金属光沢を有し、そしてホットマウントされ、次いでダイアモンドホイールで切断される。研磨された表面は、低倍率下で均一に見える非常に細かい三相構造を示す。合金の微小硬さはＧｎｅｈｍ微小硬度測定器を用いて１キログラムの荷重で測定される。示された硬度は６８０と７２０ＨＶの間の範囲にある。
本発明は勿論、上で論じられた実施例において開示された合金に限定されない。
Claims (16)
- 一般式、Ｐｔ1-a-bＭa（Ｂ1-xＭｄx）b
（ここで、
ｉ） Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌのグループの一つ又は複数の金属元素の一つ又は混合物を表し、
ｉｉ） Ｍｄは、Ｓｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓ、Ａｓ、Ｇｅのグループの幾つかの金属メタロイドの一つ又は混合物を表し、
ｉｉｉ）ａは０．２より小さく、
ｉｖ） ｂは０．２と０．５５の間に含まれ、
ｖ） ｘは０と０．８の間に含まれ、
ｖｉ） もし存在する場合、全Ｐ含有量は１０原子パーセント未満である）
の合金で作られる物品であって、
合金を形成する元素の割合が、合金に少なくとも４００ＨＶの硬度、１０００℃未満の融点、及び改良された加工性を与えるように選択されている、上記物品。 - 一般式、Ｐｔ1-a-bＭa（Ｂ1-xＭｄx）b（ここで、ＭｄがＳｉ、Ｃ、Ｓ、Ａｓ、Ｇｅのグループの幾つかの金属メタロイドの一つ又は混合物を表わす）の合金で作られる請求項１に記載の物品。
- ｘが０．１と０．８の間に含まれる、請求項２に記載の物品。
- 前記合金が、組成Ｐｔ0.48Ｎｉ0.16（Ｂ0.75Ｓｉ0.25）0.36を持った非晶質系合金である、請求項３に記載の物品。
- 組成Ｐｔ0.695Ｎｉ0.035（Ｂ0.55Ｓｉ0.44）0.27を持った非晶質系合金である、請求項３に記載の物品。
- 質量で少なくとも８５０／１０００の全Ｐｔ含有量を持った、請求項１〜５の何れか１項に記載の物品。
- 質量で少なくとも９００／１０００の全Ｐｔ含有量を持った、請求項６に記載の物品。
- 質量で少なくとも９５０／１０００の全Ｐｔ含有量を有する、請求項７に記載の物品。
- 最終形状において、又は過冷却液体状態におけるプレス操作による圧縮のための供給原料として、非晶質状態で固化されている、請求項１〜８の何れか１項に記載の物品。
- 少なくとも４００ＨＶの硬度を示す非晶質化固体状態にある、請求項９に記載の物品。
- 少なくとも５００ＨＶの硬度を示す非晶質化固体状態にある、請求項１０に記載の物品。
- 鋳造によって最終形態にもたらされ、少なくとも６００ＨＶの硬度を示す、請求項１〜８の何れか１項に記載の物品。
- 少なくとも７００ＨＶを超える硬度を示す、請求項１２に記載の物品。
- 請求項１に記載の合金を、急速冷却によって非晶質状態で製造し、次いでその結晶化温度未満での粘性変形処理によって、続いて非常に微粒結晶化及び少なくとも６００ＨＶを超える増大した硬度を生じさせる結晶化熱処理によって、その最終形態に形作る、方法。
- 請求項１に記載の合金を、急速冷却によって非晶質状態で製造し、次いで少なくとも６００ＨＶを超える増大した硬度をもたらす、同時に起こる微粒結晶化を含む粘性変形処理によって、その最終形態に形作る、方法。
- リング、留め具、ブレスレット、時計のハウジング若しくはその部材、又は宝石類若しくは時計の製作において使用されるいずれかの他の品目である、請求項１〜１５の何れか１項に記載の物品。
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