JP2639455B2 - 高強度非晶質合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 A.発明の目的 （１） 産業上の利用分野 本発明は高強度非晶質合金、特に、主金属元素、希土
類元素よりなる第１添加元素および希土類元素以外の元
素よりなる第２添加元素を含んでマトリックスを構成す
る非晶質相と、前記主金属元素および第1,第２添加元素
を含み、且つそれら第1,第２添加元素を過飽和に固溶し
て、前記非晶質相に均一に分散する結晶質相とより構成
される高強度非晶質合金の改良に関する。

（２） 従来の技術 従来、この種非晶質合金としては、特開昭64−47831
号公報に記載された各種非晶質Al合金が知られている
が、何れも高強度化を促進するために非晶質単相化を狙
ったものである。

（３） 発明が解決しようとする課題 しかしながら、従来の非晶質合金のように非晶質単相
化を狙った場合において、製造条件等により結晶質相が
一部混在すると、その結晶質相の現出に起因して合金全
体の強度および靱性が低下する、という問題がある。

本発明は前記に鑑み、非晶質相からなるマトリックス
中に混在する結晶質相に着目し、結晶質相における主金
属元素の含有量および希土類元素成分値（第２添加元素
含有量との関係で決まる）を特定することにより、合金
全体の強度低下を防止すると共に非晶質単相合金よりも
更に強度を向上させ得るようにした前記非晶質合金を提
供することを目的とする。

B.発明の構成 （１） 課題を解決するための手段 本発明は、主金属元素、希土類元素よりなる第１添加
元素および希土類元素以外の元素よりなる第２添加元素
を含んでマトリックスを構成する非晶質相と、前記主金
属元素および第1,第２添加元素を含み、且つそれら第1,
第２添加元素を過飽和に固溶して、前記非晶質相に均一
に分散する結晶質相とより構成される高強度非晶質合金
において、前記主金属元素はAlおよびMgの一方であり、
前記結晶質相における前記主金属元素の含有量を85原子
％以上、99.8原子％以下に設定し、前記第１添加元素で
ある希土類元素の含有量をａ原子％、前記第２添加元素
の含有量をｂ原子％とした場合の前記結晶質相における
希土類元素成分値C_Rを、 と定義したとき、希土類元素成分値C_Rを0.5以下に設定
し、また前記結晶質相の含有量を５体積％以上、40体積
％以下に設定し、さらに前記結晶質相の平均直径を300
Å以上、800Å以下に設定したことを特徴とする。

（２） 作用 マトリックスとしての非晶質相に分散している結晶質
相における主金属元素の含有量および希土類元素成分値
を前記のように特定すると、非晶質合金全体の強度を一
層向上させることができる。

たゞし、主金属元素の含有量が85原子％未満では、非
晶質合金製造時に結晶質相中に化合物が生成され易く、
また化合物が単独で現出し易くなり、その結果、非晶質
合金全体の脆化を招く。一方、99.8原子％を上回ると、
通常の冷却速度では非晶質と結晶質相との混相を得るこ
とが困難であり、そこで冷却速度を極端に上げたのでは
量産性が著しく損われる。その上、非晶質合金自体の耐
熱性が悪化する、といった問題もある。

希土類元素は非晶質化達成のために必要な元素である
が、この希土類元素は比較的大きな原子半径を有するた
め、結晶質相を構成する主金属元素の結晶格子に規定量
以上の希土類元素が侵入すると、その格子定数が増加し
て脆くなる。

そこで、結晶質相における希土類元素成分値C_Rを0.5
以下に設定するもので、このように設定することによっ
て結晶格子の格子定数を純粋な主金属元素のそれに近似
させることが可能となる。

このように構成すると、高い硬さを有する非晶質に比
較的軟らかい結晶質相が分散することになるので、その
結晶質相がそれと非晶質相間の界面歪を吸収するため、
非晶質合金全体の靱性が改善されるものと思われる。

また結晶質相の含有量を前記のように設定することは
非晶質合金の高強度化を図る上で有効である。ただし、
結晶質相の含有量が５％未満では効果が乏しく、一方、
40％を上回ると、非晶質合金が脆化する。

さらに結晶質相の平均直径を前記のように設定する
と、結晶質相の安定化を図り、また結晶質相を均一に分
散させることができ、これにより、非晶質合金全体の強
度向上を達成することができる。

ただし、結晶質相の平均直径が300Å未満では、結晶
質相を現出させることの意義が失われ、一方、800Åを
上回ると、結晶質相の安定化が図れず、また均一な分散
が不可能となり、非晶質合金全体の強度が低下する。

（３） 実施例 第１図は、単ロール方式を採用した非晶質合金製造装
置の概略を示す。その装置は、同図時計方向に回転する
純銅製冷却ロール１と、その冷却ロール１の周囲に、出
口を冷却ロール１外周面に近接させて固定された石英製
ノズル２と、ノズル２の下端部を囲繞するように配設さ
れた高周波加熱用コイル３とを備えている。冷却ロール
１の直径は200mm、ノズル２の出口における口径は0.3m
m、その出口と冷却ロール１外周面とのギャップは0.3mm
にそれぞれ設定されている。

非晶質合金である非晶質Al合金の製造時には、Alより
なる主金属元素、希土類元素よりなる第１添加元素およ
び希土類元素以外の元素よりなる第２添加元素を含む溶
融合金ｍが、ノズル２の出口から冷却ロール１外周面
に、アルゴンガス圧（例えば、0.4kg/cm²）により噴出
され、その冷却ロール１の回転に伴いノズル２と冷却ロ
ール１との間よりそのロール１外周面に添着して薄いリ
ボン状に引出されると同時に急冷され、これにより非晶
質Al合金が得られる。

この場合、冷却ロール１の回転速度を、非晶質単相Al
合金（非晶質成分の体積分率が100％の合金）を得ると
きよりも下げて、溶融合金の冷却速度を遅くすると、溶
融合金において結晶質相が現出する。

このような手法を採用することによって、主金属元素
および第1,第２添加元素を含んでマトリックスを構成す
る非晶質相と、前記主金属元素および第1,第２添加元素
を含み、且つそれら第1,第２添加元素を過飽和に固溶し
て、非晶質相に均一に分散する微細な結晶質相とより構
成された高強度非晶質Al合金が得られる。

主金属元素であるAlの結晶質相における含有量は85原
子％以上、99.8原子％以下に設定される。たゞし、Alの
含有量が85原子％未満では、非晶質Al合金製造時に結晶
質相中に化合物（Al₃Y、Al₃Ni、AlNi_mY_n等）が生成され
易く、また化合物が単独で現出し易くなり、その結果、
非晶質Al合金全体の脆化を招く。一方、99.8原子％を上
回ると、通常の冷却速度では非晶質相と結晶質相との混
相を得ることが困難であり、そこで冷却速度を極端に上
げたのでは量産性が著しく損われる。その上、非晶質Al
合金自体の耐熱性が悪化する、といった問題もある。

第１添加元素である希土類元素としては、Ｙ、La、C
e、Sm、Nd、Mm（ミッシュメタル）から選択される少な
くとも一種が該当し、その含有量は0.1原子％以上、５
原子％以下に設定される。たゞし、希土類元素の含有量
が0.1原子％未満では非晶質相と結晶質相との混相を得
ることが不可能となり、一方、５原子％を上回ると、結
晶質相が脆化し、結果的に非晶質Al合金自体が脆くな
る。

第２添加元素としては、Ni、Fe、Coから選択される少
なくとも一種が該当し、その含有量は10原子％以下に設
定される。たゞし、第２添加元素の含有量が10原子％を
上回ると、結晶質相中に化合物が現出し易くなると共に
希土類元素の含有量との相関により合金全体として非晶
質相形成能が低下する。第２添加元素の下限値は、好ま
しくは５原子％である。５原子％未満では、製造条件が
厳しくなる。

マトリックスである非晶質相における主金属元素、第
1,第２添加元素の含有量は、結晶質相におけるそれら元
素の含有量よりも多い方が好ましい。この含有量の関係
が逆転すると、結晶質相中に化合物が現出し易くなり、
合金全体の脆化の原因となる。

前記手法を採用し、その際冷却ロール１の回転速度を
変えてAl₈₉Y₅Ni₆（数値は原子％、以下各合金について
同じ）の組成を有する非晶質Al合金Ａ〜Ｄを製造し、冷
却ロール１の回転速度と結晶質相の含有量との関係を調
べたところ下表の結果が得られた。なお、結晶質相の結
晶構造は、Alに起因してfcc（面心立方構造）であり、
またその結晶質相の平均直径は300Å以上、800Å以下で
あった。

第２〜第５図は非晶質Al合金Ａ〜ＤのＸ線回折図をそ
れぞれ示す。測定に用いられたＸ線管の対陰極はCuであ
り、Ｋα線が使用された。

非晶質Al合金Ａは、冷却速度が速いため非晶質単相Al
合金となり、第２図において、急峻なピークの無い非晶
質特有のハローパターンが見られる。

非晶質合金Ｂは、冷却速度を前記合金Ａの場合よりも
1,000rpm下げたものであり、第３図に示すように僅かな
結晶質相の現出に伴いピークp₁が現れる。このピークp₁
はfccの（111）面に対応する。

非晶質Al合金Ｃは、冷却速度を前記合金Ａの場合の２
分の１に下げたものであり、略３割が結晶質相である。
したがって、第４図に示すように結晶質相の現出に伴い
高いピークp₁および低いピークp₂〜p₄が現れる。これら
ピークp₂〜p₄において、ピークp₂はfccの（200）面に、
ピークp₃はfccの（220）面に、ピークp₄はfccの（311）
面にそれぞれ対応する。

非晶質Al合金Ｄは、冷却速度を前記合金Ｃの場合より
も、さらに下げたものであり、略４割が結晶質相であ
る。したがって、第５図に示すように結晶質相の現出に
伴い高いピークp₁,p₂と低いピークp₃,p₄とが現れる。

第６図は三種の非晶質Al合金における結晶質相の含有
量と引張強さとの関係を示す。図中、線x₁が前述のAl₈₉
Y₅Ni₆合金に、また線x₂がAl₈₈Y₂Ni₁₀合金に、さらに線x
₃がAl₉₀Y₆Ni₄合金にそれぞれ該当する。

第６図から明らかなように各合金において、非晶質単
相（結晶質相の含有量＝０）の場合に比べ結晶質相の含
有量が増加するに従って強度が高くなるもので、特に、
結晶質相の含有量５体積％以上、40体積％以下の範囲が
好適である。

この場合、線x₁,x₂で示すAl₈₉Y₅Ni₆合金、Al₈₈Y₂Ni₁₀
合金においては結晶質相の含有量40体積％近傍にて脆化
が始まる。一方、線x₃で示すAl₉₀Y₆Ni₄合金において
は、結晶質相の含有量20体積％近傍にて脆化が始まるも
ので、この合金は組成上、本発明には含まれない。

希土類元素は非晶質化達成のために必要な元素である
が、その希土類元素は比較的大きな原子半径（例えば、
Ｙでは1.8Å）を有するため、結晶質相を構成するAlの
結晶格子（fcc）に規定量以上の希土類元素が侵入する
と、その格子定数（α＝4.05Å）が増加して脆くなる。

こゝで、希土類元素の含有量をａ原子％、第２添加元
素の含有量をｂ原子％とした場合の結晶質相における希
土類元素成分値C_Rを、 と定義すると、希土類元素成分値C_Rは0.5以下に設定さ
れる。

結晶質相における希土類元素成分値C_Rを前記のように
設定することによって結晶格子の格子定数を純粋なAlの
それに近似させることが可能となる。

このように構成すると、高い硬さを有する非晶質に比
較的軟らかい結晶質相が分散することになるので、その
結晶質相がそれと非晶質相間の界面歪を吸収するため、
非晶質合金全体の靱性が改善されるものと思われる。

第７〜第９図は、結晶質相の含有量20体積％のAl−Ｙ
−Ni系非晶質合金におけるＹ成分値C_R（a/a＋ｂ、たゞ
し、ａ…Ｙ、ｂ…Ni）と、結晶質相における結晶格子の
格子定数、引張強さおよびヤング率との関係をそれぞれ
示す。

第７図から明らかなように、Ｙ成分値C_Rを0.5以下に
設定することにより、格子定数を、純Alのそれ（4.05
Å）に近似させることができる。

また第8,第９図から明らかなように、Ｙ成分値C_Rを0.
5以下に設定することにより、引張強さおよびヤング率
を高い値に保つことができる。

前記a/a＋ｂ≦0.5よりａ≦ｂの関係が成立し、これ
は、Ｙ、La、Ce等の高価な希土類元素を減少させ得るこ
とを意味するので、非晶質Al合金のコストを低減する上
に有効である。

第10図は、Al_100-xY_x系非晶質合金（線y₁）およびAl
_98-xY_XNi₂系非晶質合金（線y₂）において、それらの結
晶質相の含有量を５〜40体積％に設定したときの各結晶
質相における結晶格子の格子定数とＹ含有量との関係を
示す。

第10図線y₁,y₂より、Ｙ含有量が２原子％以下であれ
ば格子定数は略一定であるが、２原子％を上回ると格子
定数が増加する。

したがって、Al_98-xY_X−Ni₂系非晶質合金において
は、その強度確保上、Ｙ含有量は0.5原子％以上、２原
子％以下に設定される。

第11〜第13図は、非晶質Al合金である三種のAl₈₉Y₅Ni
₆合金の示差熱量分析図を示す。第11図は非晶質単相の
場合に、また第12図は結晶質相の含有量が26体積％の場
合に、さらに第13図は結晶質相の含有量が37体積％の場
合にそれぞれ該当する。

第11図に示す非晶質単相Al合金の結晶化温度Txは89℃
であるが、結晶質相の含有量が増加するに従って結晶化
温度Txが高くなる傾向があり、そのため第12図に示す非
晶質Al合金の結晶化温度Txは99℃に、また第13図に示す
非晶質Al合金の結晶化温度Txは109℃にそれぞれ上昇す
る。

また結晶化温度Txを超えた後における発熱量、したが
って山の高さを比較すると、第11図の非晶質単相Al合金
の場合が最も高く、結晶質相の含有量の増加に伴い山の
高さが低くなることが判る。これは結晶化により生じる
結晶質相の量が少ないことを意味する。

したがって、第12,第13図に示すような熱的特性を有
する非晶質Al合金より素材を形成し、その素材を用いて
熱間塑性加工、例えば熱間押出し加工を行う場合、素材
に対する熱的管理が比較的容易となる。

なお、非晶質単相Al合金に熱処理を施した場合にも結
晶質相が現出するが、この場合の結晶質相は結晶粒成長
が速いために粗大化し、また分散状態が不均一となり、
その上結晶質相の偏析が生じるため、本発明に係る非晶
質Al合金に比べて強度および靱性が低くなる。また本発
明には、主金属元素をMgとする非晶質Mg合金も包含され
る。

C.発明の効果 本発明によれば、マトリックスである非晶質相に特定
の結晶質相を均一に分散させた非晶質合金において、結
晶質相における、AlまたはMgといった主金属元素の含有
量、希土類元素成分値C_R、結晶質相の含有量および結晶
質相の平均直径を前記のように特定することにより、強
度が高く、また熱間塑性加工性の良好な非晶質合金を提
供することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は非晶質合金製造装置の概略図、第２〜第５図は
非晶質Al合金のＸ線回折図、第６図は非晶質合金におけ
る結晶質相の含有量と引張強さとの関係を示すグラフ、
第７図はＹ成分値と格子定数との関係を示すグラフ、第
８図はＹ成分値と引張強さとの関係を示すグラフ、第９
図はＹ成分値とヤング率との関係を示すグラフ、第10図
はＹ含有量と格子定数との関係を示すグラフ、第11図〜
第13図は非晶質Al合金の示差熱量分析図である。 ｍ……溶融合金、１……冷却ロール、２……ノイズ、３
……高周波加熱用コイル

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住 宅11―806 (72)発明者 喜多 和彦 宮城県仙台市太白区八木山南１丁目９― ７ (72)発明者 山口 均 長野県岡谷市山下町２―11―27 (72)発明者 堀村 弘幸 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社本田技術研究所内 (72)発明者 松本 規明 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社本田技術研究所内 (56)参考文献 特開 平１−275732（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−127641（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−4902（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−75344（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−100130（ＪＰ，Ａ)

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】主金属元素、希土類元素よりなる第１添加
   元素および希土類元素以外の元素よりなる第２添加元素
   を含んでマトリックスを構成する非晶質相と、前記主金
   属元素および第1,第２添加元素を含み、且つそれら第1,
   第２添加元素を過飽和に固溶して、前記非晶質相に均一
   に分散する結晶質相とより構成される高強度非晶質合金
   において、前記主金属元素はAlおよびMgの一方であり、
   前記結晶質相における前記主金属元素の含有量を85原子
   ％以上、99.8原子％以下に設定し、前記第１添加元素で
   ある希土類元素の含有量をａ原子％、前記第２添加元素
   の含有量をｂ原子％とした場合の前記結晶質相における
   希土類元素成分値C_Rを、 と定義したとき、希土類元素成分値C_Rを0.5以下に設定
   し、また前記結晶質相の含有量を５体積％以上、40体積
   ％以下に設定し、さらに前記結晶質相の平均直径を300
   Å以上、800Å以下に設定したことを特徴とする高強度
   非晶質合金。
2. 【請求項２】前記第１添加元素である希土類元素が0.1
   原子％以上、５原子％以下のＹ、La、Ce、Sm、Nd、Mm
   （ミッシュメタル）から選択される少なくとも一種であ
   り、前記第２添加元素が10原子％以下のNi、Fe、Coから
   選択される少なくとも一種である、第（１）項記載の高
   強度非晶質合金。