JP2992602B2 - 高強度合金線の製造法 - Google Patents
高強度合金線の製造法Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
- C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は強度及び耐食性に優れ、
且つ、しなやかさをもつ合金細線の製造法に関する。
且つ、しなやかさをもつ合金細線の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来の非晶質合金細線の製造に当って
は、大きな冷却速度が必要なことから、液中紡糸法等が
用いられており、鉄系、ニッケル系等の直径数十μｍ程
度の細線が得られており、その特性を利用して自動車用
タイヤの強化繊維、女性用下着の強化繊維等として用い
られている。しかしながら、水を冷却媒体とする液中紡
糸法によってはＡｌ、Ｍｇ、Ｚｒ、希土類金属元素等の
活性金属を含む合金は健全な細線を製造することが困難
であった。
は、大きな冷却速度が必要なことから、液中紡糸法等が
用いられており、鉄系、ニッケル系等の直径数十μｍ程
度の細線が得られており、その特性を利用して自動車用
タイヤの強化繊維、女性用下着の強化繊維等として用い
られている。しかしながら、水を冷却媒体とする液中紡
糸法によってはＡｌ、Ｍｇ、Ｚｒ、希土類金属元素等の
活性金属を含む合金は健全な細線を製造することが困難
であった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記のように、非晶質
合金の細線の製造は一般の非晶質合金にあっては液中紡
糸法等の直接急冷によって製造できる。しかしながら、
活性金属を含む合金の場合は水との反応などによって、
酸化皮膜を形成するなど健全な合金細線の製造が困難で
ある。又、ガラス繊維を示す合金にあっては、特開平１
−２７５７３２号、特開平３−１００４１号、特開平３
−３６２４３号、特願平１−２９７４９４号等に示すよ
うに、帯状、粉末状で得られた非晶質合金を押出、圧
延、線引き等の単独または複合加工を施すことにより製
造が可能である。しかしながら、これらの方法による製
造法は優れた方法ではあるが、加工が多工程にわたり、
経済的にも改良の余地があった。発明者等は上記出願に
示すガラス遷移温度を示す合金が、液中紡糸法、直接鋳
込み法等によって非晶質バルク材を製造できることを発
見し、既に特許出願した（出願番号特願平２−４９４９
１）。その後、このバルク材をＴｇとＴｘの間の温度領
域において延伸加工することにより、容易にしかも経済
的に連続細線を製造できることを発見し、本発明に到っ
た。
合金の細線の製造は一般の非晶質合金にあっては液中紡
糸法等の直接急冷によって製造できる。しかしながら、
活性金属を含む合金の場合は水との反応などによって、
酸化皮膜を形成するなど健全な合金細線の製造が困難で
ある。又、ガラス繊維を示す合金にあっては、特開平１
−２７５７３２号、特開平３−１００４１号、特開平３
−３６２４３号、特願平１−２９７４９４号等に示すよ
うに、帯状、粉末状で得られた非晶質合金を押出、圧
延、線引き等の単独または複合加工を施すことにより製
造が可能である。しかしながら、これらの方法による製
造法は優れた方法ではあるが、加工が多工程にわたり、
経済的にも改良の余地があった。発明者等は上記出願に
示すガラス遷移温度を示す合金が、液中紡糸法、直接鋳
込み法等によって非晶質バルク材を製造できることを発
見し、既に特許出願した（出願番号特願平２−４９４９
１）。その後、このバルク材をＴｇとＴｘの間の温度領
域において延伸加工することにより、容易にしかも経済
的に連続細線を製造できることを発見し、本発明に到っ
た。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、ガラス遷移挙
動を示す合金より、円形または多角形の断面形状を有す
る非晶質連続鋳造材を得て、その鋳造材を直列に配した
複数の加熱帯に連続的に導き、ガラス遷移温度（Ｔｇ）
と結晶化温度（Ｔｘ）との温度範囲に加熱すると同時
に、加熱帯毎に単一または多段の延伸加工を加えて細線
を得、所定の断面積に達した後（Ｔｇ−５０Ｋ）以下の
温度に連続的に冷却することを特徴とする高強度合金細
線の製造法である。
動を示す合金より、円形または多角形の断面形状を有す
る非晶質連続鋳造材を得て、その鋳造材を直列に配した
複数の加熱帯に連続的に導き、ガラス遷移温度（Ｔｇ）
と結晶化温度（Ｔｘ）との温度範囲に加熱すると同時
に、加熱帯毎に単一または多段の延伸加工を加えて細線
を得、所定の断面積に達した後（Ｔｇ−５０Ｋ）以下の
温度に連続的に冷却することを特徴とする高強度合金細
線の製造法である。
【０００５】
【０００６】かかる製造法に用いるガラス遷移挙動を示
す合金としては下記の一般式のものから選択して用い
る、
す合金としては下記の一般式のものから選択して用い
る、
【０００７】（１）一般式：ＡｌａＭ1ｂＸ1ｃ ［ただし、Ｍ1：Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉ
から選ばれる一種もしくは二種以上の金属元素、Ｘ1：
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｍ
［ミッシュメタル］から選ばれる一種もしくは二種以上
の金属元素、ａ、ｂ、ｃは原子パーセントで ５０≦ａ≦９５ ０．５≦ｂ≦３５ ０．５≦ｃ≦２５］
Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉ
から選ばれる一種もしくは二種以上の金属元素、Ｘ1：
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｍ
［ミッシュメタル］から選ばれる一種もしくは二種以上
の金属元素、ａ、ｂ、ｃは原子パーセントで ５０≦ａ≦９５ ０．５≦ｂ≦３５ ０．５≦ｃ≦２５］
【０００８】（２）一般式Ａｌ100-(d+e)Ｍ2ｄＸ2ｅ
［ただし、Ｍ2はＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから
選ばれる少なくとも一種の元素、Ｘ2はＹ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｎｄ、Ｓｍ及びＧｄから選ばれる少なくとも一種の
元素またはＭｍ（ミッシュメタル）であり、ｄ、ｅは原
子％で各々５５％以下、３０％以上〜９０％以下であ
り、しかも（ｄ＋ｅ）が５０％以上］
［ただし、Ｍ2はＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから
選ばれる少なくとも一種の元素、Ｘ2はＹ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｎｄ、Ｓｍ及びＧｄから選ばれる少なくとも一種の
元素またはＭｍ（ミッシュメタル）であり、ｄ、ｅは原
子％で各々５５％以下、３０％以上〜９０％以下であ
り、しかも（ｄ＋ｅ）が５０％以上］
【０００９】（３）一般式Ｘ3 fＭ3 gＡｌh［ただし、Ｘ3
はＺｒ及びＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ
3はＮｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＭｎから選ばれる少な
くとも一種の元素であり、ｆ、ｇおよびｈは原子％で各
々２５％以上〜８５％以下、５％以上〜７０％以下及び
３５％以下であり、しかも（ｆ＋ｇ）が５０％以上］
はＺｒ及びＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ
3はＮｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＭｎから選ばれる少な
くとも一種の元素であり、ｆ、ｇおよびｈは原子％で各
々２５％以上〜８５％以下、５％以上〜７０％以下及び
３５％以下であり、しかも（ｆ＋ｇ）が５０％以上］
【００１０】（４）一般式ＭｇjＸ4 kＬｎmまたはＭｇj
Ｘ4 kＭ4 nＬｎmで［ただし、Ｘ4はＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及び
Ｚｎから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ4はＡｌ、
ＳｉおよびＣａから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｌ
ｎはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｓｍ及びＧｄから選ばれる
少なくとも一種の元素またはＭｍ（ミッシュメタル）で
あり、ｊ、ｋ、ｎ及びｍは原子％で各々４０％以上〜９
０％以下、４％以上〜３５％以下、２％以上〜２５％以
下及び４％〜２５％以下］
Ｘ4 kＭ4 nＬｎmで［ただし、Ｘ4はＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及び
Ｚｎから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ4はＡｌ、
ＳｉおよびＣａから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｌ
ｎはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｓｍ及びＧｄから選ばれる
少なくとも一種の元素またはＭｍ（ミッシュメタル）で
あり、ｊ、ｋ、ｎ及びｍは原子％で各々４０％以上〜９
０％以下、４％以上〜３５％以下、２％以上〜２５％以
下及び４％〜２５％以下］
【００１１】これらの合金は、その溶湯を冷却速度１０
2Ｋ／ｓｅｃ以上の条件で固化することにより、バルク
状のしかもガラス遷移を示す非晶質単相が得られる。一
般にガラス遷移を示す合金はこのガラス遷移温度領域に
おいて過冷却液体となり、非常に小さな応力（通常、１
０ＭＰａ以下）で容易に大きく変形できることが知られ
ている。（上記出願特許に開示される非晶質合金が知ら
れる以前には、実用的な非晶質合金においては、ガラス
遷移を示す合金は無かった。）
2Ｋ／ｓｅｃ以上の条件で固化することにより、バルク
状のしかもガラス遷移を示す非晶質単相が得られる。一
般にガラス遷移を示す合金はこのガラス遷移温度領域に
おいて過冷却液体となり、非常に小さな応力（通常、１
０ＭＰａ以下）で容易に大きく変形できることが知られ
ている。（上記出願特許に開示される非晶質合金が知ら
れる以前には、実用的な非晶質合金においては、ガラス
遷移を示す合金は無かった。）
【００１２】本発明は、連続鋳造によって得られた種々
の非晶質合金鋳造材を、種々の合金に特有のガラス遷移
温度領域に加熱し、その温度範囲における過冷却液体と
しての特性を利用して延伸加工を施すことにより、連続
的に細線を製造するものである。ここで重要なことは延
伸加工によって被加工材を所定の断面積まで減少させた
後、Ｔｇ−５０Ｋ以下まで冷却することである。この冷
却によって被加工材の変形に要する応力は急激に増大
し、以後の変形は抑えられ、安定した断面積の連続細線
の製造が可能となる。ガラス遷移温度及びガラス遷移温
度領域はその合金によって異なり、またガラス遷移温度
領域と言えども長時間の保持によって結晶化が進むた
め、被加工材の加熱温度及びその温度に保持できる時間
も合金によって制限される。発明者等の実験結果によれ
ば、一般的に加熱温度はＴｇより高くＴｘより低い温
度、許容保持時間は（Ｔｘ−Ｔｇ）の値の単位を分に置
き換えた時間を越えない範囲に設定されれば良いが、好
ましくはＴｇより高く（Ｔｇ＋Ｔｘ）×２／３より低い
温度、管理温度幅は±０．３×（Ｔｘ−Ｔｇ）（但し、
Ｔｇ〜Ｔｘの範囲内）、保持時間は（Ｔｘ−Ｔｇ）×１
／３（但し、単位は分）以内が推奨される。Ａｌ系非晶
質合金の△Ｔ（△Ｔ＝Ｔｘ−Ｔｇ）は５〜１０Ｋと比較
的小さく、この場合推奨される保持時間は最大１分以
内、好ましくは３０秒以内である。Ｍｇ系、希土類元素
系の△Ｔは比較的大きく３０〜９０Ｋに達し、この場合
の許容保持時間は３０分程度まで可能である。Ｚｒ系、
Ｈｆ系はこれらの一般条件に従わずより低い温度、より
短い保持時間が必要である。
の非晶質合金鋳造材を、種々の合金に特有のガラス遷移
温度領域に加熱し、その温度範囲における過冷却液体と
しての特性を利用して延伸加工を施すことにより、連続
的に細線を製造するものである。ここで重要なことは延
伸加工によって被加工材を所定の断面積まで減少させた
後、Ｔｇ−５０Ｋ以下まで冷却することである。この冷
却によって被加工材の変形に要する応力は急激に増大
し、以後の変形は抑えられ、安定した断面積の連続細線
の製造が可能となる。ガラス遷移温度及びガラス遷移温
度領域はその合金によって異なり、またガラス遷移温度
領域と言えども長時間の保持によって結晶化が進むた
め、被加工材の加熱温度及びその温度に保持できる時間
も合金によって制限される。発明者等の実験結果によれ
ば、一般的に加熱温度はＴｇより高くＴｘより低い温
度、許容保持時間は（Ｔｘ−Ｔｇ）の値の単位を分に置
き換えた時間を越えない範囲に設定されれば良いが、好
ましくはＴｇより高く（Ｔｇ＋Ｔｘ）×２／３より低い
温度、管理温度幅は±０．３×（Ｔｘ−Ｔｇ）（但し、
Ｔｇ〜Ｔｘの範囲内）、保持時間は（Ｔｘ−Ｔｇ）×１
／３（但し、単位は分）以内が推奨される。Ａｌ系非晶
質合金の△Ｔ（△Ｔ＝Ｔｘ−Ｔｇ）は５〜１０Ｋと比較
的小さく、この場合推奨される保持時間は最大１分以
内、好ましくは３０秒以内である。Ｍｇ系、希土類元素
系の△Ｔは比較的大きく３０〜９０Ｋに達し、この場合
の許容保持時間は３０分程度まで可能である。Ｚｒ系、
Ｈｆ系はこれらの一般条件に従わずより低い温度、より
短い保持時間が必要である。
【００１３】ガラス遷移領域までの加熱速度は１０Ｋ／
分以上で有れば良いが、Ａｌ系、Ｚｒ系は４０Ｋ／分以
上が好ましい。延伸加工後の冷却速度はＴｇ以下での構
造緩和による脆化を防ぐために１００Ｋ／分以上の速度
でＴｇ−５０Ｋ以下の温度まで達することが望ましい
が、場合によっては合金細線の線径制御のために適当な
温度勾配を設けることができる。加工された細線の温度
がＴｇ−５０Ｋまで低下すると変形応力はガラス遷移領
域の３〜５倍に達し、以後延伸加工の応力下では断面積
は減少しない。
分以上で有れば良いが、Ａｌ系、Ｚｒ系は４０Ｋ／分以
上が好ましい。延伸加工後の冷却速度はＴｇ以下での構
造緩和による脆化を防ぐために１００Ｋ／分以上の速度
でＴｇ−５０Ｋ以下の温度まで達することが望ましい
が、場合によっては合金細線の線径制御のために適当な
温度勾配を設けることができる。加工された細線の温度
がＴｇ−５０Ｋまで低下すると変形応力はガラス遷移領
域の３〜５倍に達し、以後延伸加工の応力下では断面積
は減少しない。
【００１４】延伸加工の際の歪速度は１０-5〜１０2／
秒で可能であり、その際の延伸応力は合金及び歪速度に
よって１０〜６０Ｍｐａの範囲内にある。非晶質合金バ
ルク材の供給速度と延伸された細線の引き取り速度の調
整及び細線の品質によって制御される。
秒で可能であり、その際の延伸応力は合金及び歪速度に
よって１０〜６０Ｍｐａの範囲内にある。非晶質合金バ
ルク材の供給速度と延伸された細線の引き取り速度の調
整及び細線の品質によって制御される。
【００１５】
【００１６】バルク材の製造は所定の形状の溝を有した
一対の銅製回転ホイール、銅製回転ホイールとステンレ
ス製ベルト等からなる移動鋳型によって連続的に行われ
る。上記合金の場合、非晶質バルク材として、直径０．
５〜１０ｍｍの連続棒材が得られることができる。
一対の銅製回転ホイール、銅製回転ホイールとステンレ
ス製ベルト等からなる移動鋳型によって連続的に行われ
る。上記合金の場合、非晶質バルク材として、直径０．
５〜１０ｍｍの連続棒材が得られることができる。
【００１７】１０2Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度を得るた
めに鋳造される溶湯温度は融点（Ｔｍ）＋２００Ｋより
低いことが望ましく、鋳型温度はＴｇより十分に低い
（Ｔｇ−１００Ｋ以下）ことが望ましい。
めに鋳造される溶湯温度は融点（Ｔｍ）＋２００Ｋより
低いことが望ましく、鋳型温度はＴｇより十分に低い
（Ｔｇ−１００Ｋ以下）ことが望ましい。
【００１８】このバルク材をガラス遷移温度領域まで加
熱する方法は、一般に知られた加熱炉、オイルバス、電
磁誘導炉、光イメージ炉等が有効であり、バルク材の断
面積が小さい場合（直径２ｍｍ以下）は所定の温度に加
熱されたロールに接触させることも有効である。△Ｔの
小さいＡｌ系合金は１０2Ｋ／分以上の加熱速度が好ま
しいが、他の合金においては加熱速度の大きな制約はな
い。
熱する方法は、一般に知られた加熱炉、オイルバス、電
磁誘導炉、光イメージ炉等が有効であり、バルク材の断
面積が小さい場合（直径２ｍｍ以下）は所定の温度に加
熱されたロールに接触させることも有効である。△Ｔの
小さいＡｌ系合金は１０2Ｋ／分以上の加熱速度が好ま
しいが、他の合金においては加熱速度の大きな制約はな
い。
【００１９】この加熱帯においては加熱すると同時に延
伸加工を加える。延伸加工は一定の速度（歪速度：１０
-5〜１０1／秒）で延伸される。連続でなされる場合は
一般に供給用ロールと延伸（引き取り）用ロールの速度
差によってなされる。合金によっては延伸工程を２段以
上の独立した又は連続した工程に分けることが有効な場
合もある。
伸加工を加える。延伸加工は一定の速度（歪速度：１０
-5〜１０1／秒）で延伸される。連続でなされる場合は
一般に供給用ロールと延伸（引き取り）用ロールの速度
差によってなされる。合金によっては延伸工程を２段以
上の独立した又は連続した工程に分けることが有効な場
合もある。
【００２０】
【実施例】以下、実施例に基づいて具体的に説明する。 実施例１ 高周波溶解炉によりＬａ55Ａｌ25Ｎｉ20（原子％）の合
金組成からなる溶融合金を作り、この溶湯Ｍを図１に示
す鋳造装置の湯口１より溶湯供給経路２に流し込み、該
溶湯供給経路２にて堰３に向けて加圧ポンプにより一定
の圧力で加圧し、溶湯供給経路２に設けられた第１段急
冷ゾーン（温度制御部）４において、所定温度まで冷却
し、冷却された溶湯Ｍを堰３より一定流量にて溝を有す
る一対の水冷ロール５により形成される凝固ゾーン６へ
圧入し、約１０2Ｋ／秒の冷却速度により連続的に凝固
させて、φ２．５ｍｍの連続鋳造棒７（Ｃａｓｔ ｂａ
ｒ）を得た。該連続鋳造棒７を鋳造装置に近接して設置
し、４８３±１Ｋに温度制御されたオイルバス８に導
き、加熱すると同時にオイルバス８の後方に設置した延
伸用ロール９によって張力を与え延伸をした。延伸速度
は連続鋳造棒７の供給速度の１００倍の速度になるよう
に連続鋳造棒供給用ロール１０と連動させて調節し、そ
の際の延伸応力は１５ＭＰａ、歪速度は５×１０-2／秒
（何れも連続鋳造棒の断面積基準）であった。延伸され
た合金細線１１は断面積（直径）を一定に保つため、所
定の形状になった時点でオイルバスから外部にとりだ
し、空冷によって冷却した後巻き取りロール１２によっ
て巻きとった。その結果、得られた合金細線（Ｓｐｉｎ
ｎｉｎｇ ｗｉｒｅ）は長さ方向にも安定した直径２５
０μｍの円形の断面であった。
金組成からなる溶融合金を作り、この溶湯Ｍを図１に示
す鋳造装置の湯口１より溶湯供給経路２に流し込み、該
溶湯供給経路２にて堰３に向けて加圧ポンプにより一定
の圧力で加圧し、溶湯供給経路２に設けられた第１段急
冷ゾーン（温度制御部）４において、所定温度まで冷却
し、冷却された溶湯Ｍを堰３より一定流量にて溝を有す
る一対の水冷ロール５により形成される凝固ゾーン６へ
圧入し、約１０2Ｋ／秒の冷却速度により連続的に凝固
させて、φ２．５ｍｍの連続鋳造棒７（Ｃａｓｔ ｂａ
ｒ）を得た。該連続鋳造棒７を鋳造装置に近接して設置
し、４８３±１Ｋに温度制御されたオイルバス８に導
き、加熱すると同時にオイルバス８の後方に設置した延
伸用ロール９によって張力を与え延伸をした。延伸速度
は連続鋳造棒７の供給速度の１００倍の速度になるよう
に連続鋳造棒供給用ロール１０と連動させて調節し、そ
の際の延伸応力は１５ＭＰａ、歪速度は５×１０-2／秒
（何れも連続鋳造棒の断面積基準）であった。延伸され
た合金細線１１は断面積（直径）を一定に保つため、所
定の形状になった時点でオイルバスから外部にとりだ
し、空冷によって冷却した後巻き取りロール１２によっ
て巻きとった。その結果、得られた合金細線（Ｓｐｉｎ
ｎｉｎｇ ｗｉｒｅ）は長さ方向にも安定した直径２５
０μｍの円形の断面であった。
【００２１】上記によって得られた連続鋳造棒を示差走
査熱分析（ＤＳＣ）により調べ図２の曲線を得た。その
曲線が示すようにガラス遷移温度が４７０．３Ｋ、結晶
化温度が５５３．６Ｋであることから、図３の高温引張
試験に示すように、ガラス遷移領域に入ると、１万％以
上の伸びを示し、上記延伸条件が選定された。
査熱分析（ＤＳＣ）により調べ図２の曲線を得た。その
曲線が示すようにガラス遷移温度が４７０．３Ｋ、結晶
化温度が５５３．６Ｋであることから、図３の高温引張
試験に示すように、ガラス遷移領域に入ると、１万％以
上の伸びを示し、上記延伸条件が選定された。
【００２２】延伸前後の材料が非晶質であるかどうかを
通常のＸ線回折によって調べ図４の結果を得た。何れも
非晶質特有のハローパターンを示し、延伸後も非晶質で
あることがわかった。同様に室温における引張強度を調
べた結果、連続鋳造棒は５７０ＭＰａ、延伸後の細線は
５７８ＭＰａであり何れも機械的強度に優れていること
がわかった。
通常のＸ線回折によって調べ図４の結果を得た。何れも
非晶質特有のハローパターンを示し、延伸後も非晶質で
あることがわかった。同様に室温における引張強度を調
べた結果、連続鋳造棒は５７０ＭＰａ、延伸後の細線は
５７８ＭＰａであり何れも機械的強度に優れていること
がわかった。
【００２３】実施例２ 実施例１で得られた合金細線を更に実施例１の延伸条件
で延伸した結果、直径２５μｍの合金細線を得ることが
できた。その細線は依然として非晶質であった。このこ
とから２段階以上の延伸加工も可能であることがわかっ
た。
で延伸した結果、直径２５μｍの合金細線を得ることが
できた。その細線は依然として非晶質であった。このこ
とから２段階以上の延伸加工も可能であることがわかっ
た。
【００２４】実施例３ 合金組成Ｚｒ70Ｎｉ15Ａｌ15（原子％）の合金を図１に
示す装置を用い、同様の合金細線（直径２００μｍ）を
得ることができた。
示す装置を用い、同様の合金細線（直径２００μｍ）を
得ることができた。
【００２５】但し、延伸加工温度までの昇温はオイルバ
スではなく電磁誘導加熱炉、電気抵抗加熱炉を併用し、
温度は６８０±５Ｋの設定した。その際の延伸応力はは
２０Ｍｐａ、歪速度は７×１０-2／秒であった。得られ
た細線は非晶質であり、しかも室温の引張強度は１６５
０ＭＰａの高強度を示した。
スではなく電磁誘導加熱炉、電気抵抗加熱炉を併用し、
温度は６８０±５Ｋの設定した。その際の延伸応力はは
２０Ｍｐａ、歪速度は７×１０-2／秒であった。得られ
た細線は非晶質であり、しかも室温の引張強度は１６５
０ＭＰａの高強度を示した。
【００２６】実施例４ 合金組成Ｍｇ70Ｃｕ10Ｌａ20（原子％）の合金を図１に
示す装置を用い、実施例１と同様にして合金細線（直径
２５０μｍ）を得ることができた。
示す装置を用い、実施例１と同様にして合金細線（直径
２５０μｍ）を得ることができた。
【００２７】但し、オイルバス温度は４４０±１Ｋに設
定した。その際の延伸応力は２０Ｍｐａ、歪速度は３×
１０-2であった。得られた細線は非晶質であり、室温の
引張強度は６５０Ｍｐａであった。
定した。その際の延伸応力は２０Ｍｐａ、歪速度は３×
１０-2であった。得られた細線は非晶質であり、室温の
引張強度は６５０Ｍｐａであった。
【００２８】以上のように本発明の方法はガラス遷移を
示す非晶質合金の細線を経済的に製造する方法として優
れていることがわかる。この方法はガラス遷移を示す非
晶質合金であれば、例示の合金系に限らず他の合金系に
おいても応用が可能である。
示す非晶質合金の細線を経済的に製造する方法として優
れていることがわかる。この方法はガラス遷移を示す非
晶質合金であれば、例示の合金系に限らず他の合金系に
おいても応用が可能である。
【００２９】
【発明の効果】本発明は従来の連続鋳造法に連結して用
いることにより、非晶質合金細線を安価に製造でき、高
強度、高耐食性の極細線を供給できる。そしてこれらの
非晶質合金線は高強度、高耐食性の複合材料補強線、種
々の強度メンバー、あるいは織布等として利用できる。
いることにより、非晶質合金細線を安価に製造でき、高
強度、高耐食性の極細線を供給できる。そしてこれらの
非晶質合金線は高強度、高耐食性の複合材料補強線、種
々の強度メンバー、あるいは織布等として利用できる。
【図１】図１は本発明の製造に適した装置の一例の説明
図である。
図である。
【図２】本発明で得られた連線鋳造棒の示差走査熱分析
結果を示すグラフである。
結果を示すグラフである。
【図３】高温引張試験結果を示すグラフである。
【図４】実施例で得られた延伸前後の材料のＸ線回折結
果を示すグラフである。
果を示すグラフである。
１ 湯口 ２ 溶湯供給経路 ３ 堰 ４ 第一段急冷ゾーン ５ 水冷ゾーン ６ 凝固ゾーン ７ 連続鋳造棒 ８ オイルバス ９ 延伸用ロール １０ 供給用ロール １１ 合金細線 １２ 巻き取りロール
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 45/08 Ｃ２２Ｃ 45/08 Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｂ 1/04 1/04 Ａ (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉三丁目８番22号 (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 山本 博一 京都府宇治市宇治小桜23番地 ユニチカ 株式会社中央研究所内 (72)発明者 永洞 純一 神奈川県横浜市緑区すみよし台14−６ (72)発明者 柴田 利介 宮城県仙台市青葉区米ケ袋１丁目５番12 号 (56)参考文献 特開 平３−87340（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−275732（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−36243（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−10041（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B21C 1/00 C22F 1/00
Claims (5)
- 【請求項１】 ガラス遷移挙動を示す合金より、円形ま
たは多角形の断面形状を有する非晶質連続鋳造材を得
て、その鋳造材を直列に配した単一または複数の加熱帯
に連続的に導き、ガラス遷移温度（Ｔｇ）と結晶化温度
（Ｔｘ）との温度範囲に加熱すると同時に、加熱帯毎に
単一または多段の延伸加工を加えて細線を得、所定の断
面積に達した後（Ｔｇ−５０Ｋ）以下の温度に連続的に
冷却することを特徴とする高強度合金細線の製造法。 - 【請求項２】 請求項１において、ガラス遷移挙動を示
す合金が、一般式：ＡｌaＭ1 bＸ1 c ［ただし、Ｍ1：Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉ
から選ばれる一種もしくは二種以上の金属元素、Ｘ1：
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｍ
［ミッシュメタル］から選ばれる一種もしくは二種以上
の金属元素、ａ、ｂ、ｃは原子パーセントで ５０≦ａ≦９５ ０．５≦ｂ≦３５ ０．５≦ｃ≦２５］ で示される組成を有するものであるもの、 - 【請求項３】 請求項１において、ガラス遷移挙動を示
す合金が一般式Ａｌ100-(d+e)Ｍ2 dＸ2 eで示され、Ｍ2は
Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから選ばれる少なく
とも一種の元素、Ｘ2はＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｓｍ、
及びＧｄから選ばれる少なくとも一種の元素またはＭｍ
（ミッシュメタル）であり、ｄ、ｅは原子％で各々５５
％以下、３０％以上〜９０％以下であり、しかも（ｄ＋
ｅ）が５０％以上の組成を有するものであるもの。 - 【請求項４】 請求項１において、ガラス遷移挙動を示
す合金が一般式Ｘ3 fＭ3 gＡｌhで示され、Ｘ3はＺｒ及び
Ｈｆから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ3はＮｉ、
Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＭｎから選ばれる少なくとも一種
の元素であり、ｆ、ｇ及びｈは原子％で各々２５％以上
〜８５％以下、５％以上〜７０％以下及び３５％以下で
あり、しかも（ｆ＋ｇ）が５０％以上の組成を有するも
のであるもの。 - 【請求項５】 請求項１において、ガラス遷移挙動を示
す合金が一般式ＭｇjＸ4 kＬｎmまたはＭｇjＸ4 kＭ4 nＬ
ｎmで示され、Ｘ4はＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＺｎから選ば
れる少なくとも一種の元素、Ｍ4はＡｌ、ＳｉおよびＣ
ａから選ばれる少なくとも一種の元素、ＬｎはＹ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｎｄ、ＳｍおよびＧｄから選ばれる少なくと
も一種の元素またはＭｍ（ミッシュメタル）であり、
ｊ、ｋ、ｎ及びｍは原子％で各々４０％以上〜９０％以
下、４％以上〜３５％以下、２％以上〜２５％以下及び
４％〜２５％以下の組成を有するものであるもの。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3138574A JP2992602B2 (ja) | 1991-05-15 | 1991-05-15 | 高強度合金線の製造法 |
| US07/878,562 US5312495A (en) | 1991-05-15 | 1992-05-05 | Process for producing high strength alloy wire |
| DE69213314T DE69213314T2 (de) | 1991-05-15 | 1992-05-06 | Verfahren zur Herstellung von hochfestem Draht aus einer Legierung |
| EP92107664A EP0513654B1 (en) | 1991-05-15 | 1992-05-06 | Process for producing high strength alloy wire |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3138574A JP2992602B2 (ja) | 1991-05-15 | 1991-05-15 | 高強度合金線の製造法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05104127A JPH05104127A (ja) | 1993-04-27 |
| JP2992602B2 true JP2992602B2 (ja) | 1999-12-20 |
Family
ID=15225318
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3138574A Expired - Fee Related JP2992602B2 (ja) | 1991-05-15 | 1991-05-15 | 高強度合金線の製造法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5312495A (ja) |
| EP (1) | EP0513654B1 (ja) |
| JP (1) | JP2992602B2 (ja) |
| DE (1) | DE69213314T2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| US5368659A (en) * | 1993-04-07 | 1994-11-29 | California Institute Of Technology | Method of forming berryllium bearing metallic glass |
| US5711363A (en) * | 1996-02-16 | 1998-01-27 | Amorphous Technologies International | Die casting of bulk-solidifying amorphous alloys |
| JP3710226B2 (ja) * | 1996-03-25 | 2005-10-26 | 明久 井上 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金よりなる急冷リボン |
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| US5950704A (en) * | 1996-07-18 | 1999-09-14 | Amorphous Technologies International | Replication of surface features from a master model to an amorphous metallic article |
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| JPH1171661A (ja) * | 1997-08-29 | 1999-03-16 | Akihisa Inoue | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
| AU2001268306A1 (en) | 2000-06-09 | 2001-12-17 | California Institute Of Technology | Casting of amorphous metallic parts by hot mold quenching |
| JP2001356242A (ja) * | 2000-06-14 | 2001-12-26 | Ykk Corp | 異径フェルール変換用アダプタ及びその製造方法 |
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| WO2004047582A2 (en) * | 2002-11-22 | 2004-06-10 | Liquidmetal Technologies, Inc. | Jewelry made of precious amorphous metal and method of making such articles |
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| NZ230311A (en) * | 1988-09-05 | 1990-09-26 | Masumoto Tsuyoshi | High strength magnesium based alloy |
| JPH07122119B2 (ja) * | 1989-07-04 | 1995-12-25 | 健 増本 | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 |
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- 1992-05-05 US US07/878,562 patent/US5312495A/en not_active Expired - Lifetime
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