JP3479444B2 - ジルコニウム系非晶質合金 - Google Patents
ジルコニウム系非晶質合金Info
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- JP3479444B2 JP3479444B2 JP36762697A JP36762697A JP3479444B2 JP 3479444 B2 JP3479444 B2 JP 3479444B2 JP 36762697 A JP36762697 A JP 36762697A JP 36762697 A JP36762697 A JP 36762697A JP 3479444 B2 JP3479444 B2 JP 3479444B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質形成能を有
するジルコニウム系非晶質合金に関する。
するジルコニウム系非晶質合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、非晶質合金は結晶質合金に比
べて、磁気的性質や機械的性質及び化学的性質等におい
て優れた特性を有することが知られており、この非晶質
相を形成できる合金組成もＦｅ系、Ｎｉ系、Ｃｏ系、Ａ
ｌ系、Ｚｒ系あるいはＴｉ系と多く開発されている。ま
た、非晶質合金は一般に溶融状態の合金を急冷すること
により得られるが、その製法としては、薄帯を得る単ロ
ール法や双ロール法、細線を得る回転液中紡糸法、粉末
を得るアトマイズ法やキャビテーション法、などが種々
提案されている。
べて、磁気的性質や機械的性質及び化学的性質等におい
て優れた特性を有することが知られており、この非晶質
相を形成できる合金組成もＦｅ系、Ｎｉ系、Ｃｏ系、Ａ
ｌ系、Ｚｒ系あるいはＴｉ系と多く開発されている。ま
た、非晶質合金は一般に溶融状態の合金を急冷すること
により得られるが、その製法としては、薄帯を得る単ロ
ール法や双ロール法、細線を得る回転液中紡糸法、粉末
を得るアトマイズ法やキャビテーション法、などが種々
提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
従来の方法によって得られる非晶質合金は、小さい質量
のものがほとんどであり、バルク材を得ることは困難で
あった。従って、優れた機械特性を有する非晶質合金が
構造材として殆ど応用（利用）されることがなかった。
そのため、大型のバルク材を得る方法として、過冷却液
体領域を有する非晶質粉末を押出し加工する方法や、銅
鋳型などに鋳造する方法も試みられているが、押出し加
工する方法では、一気に作製される薄帯の強度を得ると
ころには至っていないことや、製造工程が多く、また製
造設備が大規模である等の欠点があった。鋳造する方法
では、溶融金属を銅鋳型に順次流し込むことになり、結
果として溶融金属の融点以下の冷却界面どうしを重ね合
わせることになって、湯境が生じたり、非晶質の領域が
後に供給される溶湯の熱によって結晶化してしまい、多
くの欠陥を含有するという欠点があり、この欠陥に大き
く依存する強度の点で問題があってバルク材（構造材）
として利用することができなかった。
従来の方法によって得られる非晶質合金は、小さい質量
のものがほとんどであり、バルク材を得ることは困難で
あった。従って、優れた機械特性を有する非晶質合金が
構造材として殆ど応用（利用）されることがなかった。
そのため、大型のバルク材を得る方法として、過冷却液
体領域を有する非晶質粉末を押出し加工する方法や、銅
鋳型などに鋳造する方法も試みられているが、押出し加
工する方法では、一気に作製される薄帯の強度を得ると
ころには至っていないことや、製造工程が多く、また製
造設備が大規模である等の欠点があった。鋳造する方法
では、溶融金属を銅鋳型に順次流し込むことになり、結
果として溶融金属の融点以下の冷却界面どうしを重ね合
わせることになって、湯境が生じたり、非晶質の領域が
後に供給される溶湯の熱によって結晶化してしまい、多
くの欠陥を含有するという欠点があり、この欠陥に大き
く依存する強度の点で問題があってバルク材（構造材）
として利用することができなかった。
【０００４】また、非晶質は、あらゆる合金組成におい
て得られるというものではなく、ある特定の合金組成に
おいて良好な非晶質の形成能を示したり（非晶質が得ら
れる）、良好な機械的特性などを示すが、ある製法にお
いて最も良好な非晶質が得られた組成比が、他の製法に
おける最も良好な非晶質が得られる組成比に必ずしも一
致しないということが、本発明者による多大な試行錯誤
を繰り返した実験によって判明した。
て得られるというものではなく、ある特定の合金組成に
おいて良好な非晶質の形成能を示したり（非晶質が得ら
れる）、良好な機械的特性などを示すが、ある製法にお
いて最も良好な非晶質が得られた組成比が、他の製法に
おける最も良好な非晶質が得られる組成比に必ずしも一
致しないということが、本発明者による多大な試行錯誤
を繰り返した実験によって判明した。
【０００５】そこで、本発明は、上述の問題点を解決
し、強度特性に優れると共に、加工性が良く、構造材と
して利用することができるバルク状のジルコニウム系非
晶質合金を提供することを目的とする。
し、強度特性に優れると共に、加工性が良く、構造材と
して利用することができるバルク状のジルコニウム系非
晶質合金を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上述の目的を達成するた
めに、本発明に係るジルコニウム系非晶質合金は、高エ
ネルギー源を用いて溶解された溶融金属を、該溶融金属
の融点以下の冷却界面どうしを重ね合わせることなく押
圧して、融点以上の上記溶融金属に圧縮応力及び剪断応
力の少なくとも一方を与えて所定形状に変形させ、変形
と同時にもしくは変形後に上記溶融金属を臨界冷却速度
以上で冷却して、上記所定形状に形成し、一般式：Ｚｒ
１００―Ｘ―Ｙ―ａ―ｂＴｉＸＡｌＹＣｕａＮｉｂ（た
だし、式中のａ，ｂ，Ｘ，Ｙは原子比率であり、０＜Ｘ
≦２．５，Ｙ＞５，Ｙ＜−（１／２）Ｘ＋３５／２，１
５≦ａ≦２５，５≦ｂ≦１５を満足する）で表される組
成を有し、かつ、５０体積％以上の非晶質相から成るも
のである。
めに、本発明に係るジルコニウム系非晶質合金は、高エ
ネルギー源を用いて溶解された溶融金属を、該溶融金属
の融点以下の冷却界面どうしを重ね合わせることなく押
圧して、融点以上の上記溶融金属に圧縮応力及び剪断応
力の少なくとも一方を与えて所定形状に変形させ、変形
と同時にもしくは変形後に上記溶融金属を臨界冷却速度
以上で冷却して、上記所定形状に形成し、一般式：Ｚｒ
１００―Ｘ―Ｙ―ａ―ｂＴｉＸＡｌＹＣｕａＮｉｂ（た
だし、式中のａ，ｂ，Ｘ，Ｙは原子比率であり、０＜Ｘ
≦２．５，Ｙ＞５，Ｙ＜−（１／２）Ｘ＋３５／２，１
５≦ａ≦２５，５≦ｂ≦１５を満足する）で表される組
成を有し、かつ、５０体積％以上の非晶質相から成るも
のである。
【０００７】 また、高エネルギー源を用いて溶解され
た溶融金属を、該溶融金属の融点以下の冷却界面どうし
を重ね合わせることなくプレス金型にて押圧して、所定
形状に変形させ、変形と同時にもしくは変形後に上記溶
融金属を臨界冷却速度以上で冷却して、上記所定形状に
形成し、一般式：Ｚｒ１００―Ｘ―Ｙ―ａ―ｂＴｉＸＡ
ｌＹＣｕａＮｉｂ（ただし、式中のａ，ｂ，Ｘ，Ｙは原
子比率であり、０＜Ｘ≦２．５，Ｙ＞５，Ｙ＜−（１／
２）Ｘ＋３５／２，１５≦ａ≦２５，５≦ｂ≦１５を満
足する）で表される組成を有し、かつ、５０体積％以上
の非晶質相から成るものである。
た溶融金属を、該溶融金属の融点以下の冷却界面どうし
を重ね合わせることなくプレス金型にて押圧して、所定
形状に変形させ、変形と同時にもしくは変形後に上記溶
融金属を臨界冷却速度以上で冷却して、上記所定形状に
形成し、一般式：Ｚｒ１００―Ｘ―Ｙ―ａ―ｂＴｉＸＡ
ｌＹＣｕａＮｉｂ（ただし、式中のａ，ｂ，Ｘ，Ｙは原
子比率であり、０＜Ｘ≦２．５，Ｙ＞５，Ｙ＜−（１／
２）Ｘ＋３５／２，１５≦ａ≦２５，５≦ｂ≦１５を満
足する）で表される組成を有し、かつ、５０体積％以上
の非晶質相から成るものである。
【０００８】また、上記溶融金属は、下型のキャビティ
部に配設させた粉末状又はペレット状の金属材料をアー
ク電源により該キャビティ部内にて急激溶解させて形成
されており、該溶融金属が上型にて押圧され、該キャビ
ティ部の形状に変形されるものである。
部に配設させた粉末状又はペレット状の金属材料をアー
ク電源により該キャビティ部内にて急激溶解させて形成
されており、該溶融金属が上型にて押圧され、該キャビ
ティ部の形状に変形されるものである。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、実施の形態を示す図面に基
づき、本発明を詳説する。
づき、本発明を詳説する。
【００１０】本発明のジルコニウム（Ｚｒ）系非晶質合
金は、一般式：Ｚｒ100-X-Y-a-b ＴｉX ＡｌY Ｃｕa Ｎ
ｉb で表される組成を有し、かつ、体積率が50％以上の
非晶質相から成ることを特徴としている。ただし、式中
のａ，ｂ，X ，Y は原子比率であり、X ＜10，Y ＞５，
Y ＜-(1/2)X ＋35/2，15≦ａ≦25，５≦ｂ≦15を満足し
ている。
金は、一般式：Ｚｒ100-X-Y-a-b ＴｉX ＡｌY Ｃｕa Ｎ
ｉb で表される組成を有し、かつ、体積率が50％以上の
非晶質相から成ることを特徴としている。ただし、式中
のａ，ｂ，X ，Y は原子比率であり、X ＜10，Y ＞５，
Y ＜-(1/2)X ＋35/2，15≦ａ≦25，５≦ｂ≦15を満足し
ている。
【００１１】また、本発明のＺｒ系非晶質合金は、後述
する製造方法によって作製されたものであることを特徴
としている。
する製造方法によって作製されたものであることを特徴
としている。
【００１２】図１と図２は、本発明のＺｒ系非晶質合金
を作製することができる装置Ｆを示している。この製造
装置Ｆは、上型４・下型５から成るプレス金型６と、下
型５のキャビティ部７に設置した金属材料26をアーク溶
解するためのアーク電極（タングステン電極）８と、プ
レス金型６の上型４・下型５及びアーク電極８に冷水を
循環供給する冷却水供給装置９と、プレス金型６及びア
ーク電極８等を収納する真空チャンバー10と、モータ13
にて駆動されると共に下型５を水平方向へ移動させる下
型移動機構11と、モータ14にて駆動されると共に上型４
を上下方向に移動させる上型移動機構12と、を備えてい
る。
を作製することができる装置Ｆを示している。この製造
装置Ｆは、上型４・下型５から成るプレス金型６と、下
型５のキャビティ部７に設置した金属材料26をアーク溶
解するためのアーク電極（タングステン電極）８と、プ
レス金型６の上型４・下型５及びアーク電極８に冷水を
循環供給する冷却水供給装置９と、プレス金型６及びア
ーク電極８等を収納する真空チャンバー10と、モータ13
にて駆動されると共に下型５を水平方向へ移動させる下
型移動機構11と、モータ14にて駆動されると共に上型４
を上下方向に移動させる上型移動機構12と、を備えてい
る。
【００１３】また、プレス金型６は嵌合部を有さない形
状である。具体的に説明すると、上型４の下面は平面状
であると共に、下型５は平面状のキャビティ部７を有
し、上型４の下面と下型５の上面とが相互に重なり合う
パーティング面とされている。
状である。具体的に説明すると、上型４の下面は平面状
であると共に、下型５は平面状のキャビティ部７を有
し、上型４の下面と下型５の上面とが相互に重なり合う
パーティング面とされている。
【００１４】しかして、（本発明の）Ｚｒ系非晶質合金
の製造方法を説明すると、図１と図２（イ）に示すよう
に、先ず、下型５のキャビティ部７に、金属材料26を設
置する。なお、この金属材料26───即ち、上記一般式
で表される合金組成の材料───としては、高エネルギ
ー熱源（図例ではアーク電極８及びアーク電源）による
急激な溶融がより容易なように、粉末状やペレット状の
ものが好ましいが、急激な溶融が可能であれば線状や帯
状や棒状や塊状などの形状のものでもよい。
の製造方法を説明すると、図１と図２（イ）に示すよう
に、先ず、下型５のキャビティ部７に、金属材料26を設
置する。なお、この金属材料26───即ち、上記一般式
で表される合金組成の材料───としては、高エネルギ
ー熱源（図例ではアーク電極８及びアーク電源）による
急激な溶融がより容易なように、粉末状やペレット状の
ものが好ましいが、急激な溶融が可能であれば線状や帯
状や棒状や塊状などの形状のものでもよい。
【００１５】次に、図１及び図２（イ）（ロ）に示す如
く、モータ13にて下型移動機構11を駆動して下型５を水
平方向（矢印Ａ方向）に移動させ、アーク電極８の下方
位置にて停止させる。そして、アーク電源をＯＮにして
アーク電極８の先端から金属材料26との間にプラズマア
ーク27を発生させ、金属材料26を完全に溶解して溶融金
属28を形成させる。
く、モータ13にて下型移動機構11を駆動して下型５を水
平方向（矢印Ａ方向）に移動させ、アーク電極８の下方
位置にて停止させる。そして、アーク電源をＯＮにして
アーク電極８の先端から金属材料26との間にプラズマア
ーク27を発生させ、金属材料26を完全に溶解して溶融金
属28を形成させる。
【００１６】その後、図１及び図２（ロ）（ハ）に示す
如く、アーク電源をＯＦＦにしてプラズマアーク27を消
す。そして、速やかに下型５を上型４の下方位置（矢印
Ｂ方向）に移動させると共に、モータ14及び上型移動機
構12にて上型４を下降（矢印Ｃ方向）させて、得られた
融点以上の溶融金属28を上型４・下型５にて押圧して所
定の形状に変形する。即ち、溶融金属28に圧縮応力と剪
断応力が付加される。変形と同時にもしくは変形後、冷
却されているプレス金型６にて溶融金属28を臨界冷却速
度以上で冷却し、それによって溶融金属28が急速に固化
して所定形状のＺｒ系非晶質合金１が作製される。
如く、アーク電源をＯＦＦにしてプラズマアーク27を消
す。そして、速やかに下型５を上型４の下方位置（矢印
Ｂ方向）に移動させると共に、モータ14及び上型移動機
構12にて上型４を下降（矢印Ｃ方向）させて、得られた
融点以上の溶融金属28を上型４・下型５にて押圧して所
定の形状に変形する。即ち、溶融金属28に圧縮応力と剪
断応力が付加される。変形と同時にもしくは変形後、冷
却されているプレス金型６にて溶融金属28を臨界冷却速
度以上で冷却し、それによって溶融金属28が急速に固化
して所定形状のＺｒ系非晶質合金１が作製される。
【００１７】このとき、溶湯（溶融金属28）が流動性を
もっている間、即ち凝固するまでの間常に圧力をもって
溶湯とプレス金型６が接している───即ち、上型４と
下型５とで溶融金属28を押圧する───ことから、熱伝
導率が極めて高く、効果的に溶湯を冷却することができ
る。この点が、冷却媒体（例えば回転ロール）と溶湯の
接触時間が短い薄帯の製造手段と大きく異なる点であ
り、また、鋳型に溶湯を鋳込む鋳造法における、急冷さ
れた溶湯が凝固する際に生じる収縮により長時間に渡る
十分な鋳型との接触が保たれない点とも大きく異なる点
である。これらの相違点により、本合金組成は、特に、
図１及び図２で説明した製造方法において、融点Ｔｍ
（°Ｋ）に対するガラス転移温度Ｔｇ（°Ｋ）の比率Tg
／Tmが大きくなって優れた非晶質形成能を示すと共に、
大型な成型品を得ることができる。
もっている間、即ち凝固するまでの間常に圧力をもって
溶湯とプレス金型６が接している───即ち、上型４と
下型５とで溶融金属28を押圧する───ことから、熱伝
導率が極めて高く、効果的に溶湯を冷却することができ
る。この点が、冷却媒体（例えば回転ロール）と溶湯の
接触時間が短い薄帯の製造手段と大きく異なる点であ
り、また、鋳型に溶湯を鋳込む鋳造法における、急冷さ
れた溶湯が凝固する際に生じる収縮により長時間に渡る
十分な鋳型との接触が保たれない点とも大きく異なる点
である。これらの相違点により、本合金組成は、特に、
図１及び図２で説明した製造方法において、融点Ｔｍ
（°Ｋ）に対するガラス転移温度Ｔｇ（°Ｋ）の比率Tg
／Tmが大きくなって優れた非晶質形成能を示すと共に、
大型な成型品を得ることができる。
【００１８】このようにして得られたＺｒ系非晶質合金
１は、優れた機械的特性（ビッカース硬度、引張強度
等）を有している。また、結晶化温度Ｔx とガラス転移
温度Ｔg との差で表される過冷却液体領域の温度幅ΔＴ
＝Ｔx −Ｔg が大きく、非晶質状態のまま塑性変形が可
能なものとなる。つまり、優れた強度特性を有すると共
に、塑性加工も行うことができ、優れた構造材料として
応用することができる。
１は、優れた機械的特性（ビッカース硬度、引張強度
等）を有している。また、結晶化温度Ｔx とガラス転移
温度Ｔg との差で表される過冷却液体領域の温度幅ΔＴ
＝Ｔx −Ｔg が大きく、非晶質状態のまま塑性変形が可
能なものとなる。つまり、優れた強度特性を有すると共
に、塑性加工も行うことができ、優れた構造材料として
応用することができる。
【００１９】ところで、一般式：Ｚｒ100-X-Y-a-b Ｔｉ
X ＡｌY Ｃｕa Ｎｉb （式中のX ，Y ，ａ，ｂは原子比
率）で表される組成を有し、かつ、50体積％以上の非晶
質相から成る本発明のＺｒ系非晶質合金は、X ＜10，Y
＞５，Y ＜-(1/2)X ＋35/2，15≦ａ≦25 ，５≦ｂ≦15
を満足するものであるが、望ましくは、X ≦7.5、か
つ、Y ≧7.5 、かつ、Y ≦-(1/2)X ＋65/4である。特
に、X ≦7.5 とすることによって、過冷却液体領域の温
度幅ΔＴが40Ｋ以上となる。これによって、得られる非
晶質合金の温度を過冷却液体領域の温度幅内にコントロ
ールしやすくなり、塑性加工が容易となる。なお、X ≧
10、Y ≦５、Y ≧-(1/2)X ＋35/2であると、Ｚｒ系非晶
質合金中の非晶質相が（50体積％以上であったとして
も）その50体積％近傍の値であり、乃至、50体積％未満
となる。よって、強度的に問題を生じてしまう。
X ＡｌY Ｃｕa Ｎｉb （式中のX ，Y ，ａ，ｂは原子比
率）で表される組成を有し、かつ、50体積％以上の非晶
質相から成る本発明のＺｒ系非晶質合金は、X ＜10，Y
＞５，Y ＜-(1/2)X ＋35/2，15≦ａ≦25 ，５≦ｂ≦15
を満足するものであるが、望ましくは、X ≦7.5、か
つ、Y ≧7.5 、かつ、Y ≦-(1/2)X ＋65/4である。特
に、X ≦7.5 とすることによって、過冷却液体領域の温
度幅ΔＴが40Ｋ以上となる。これによって、得られる非
晶質合金の温度を過冷却液体領域の温度幅内にコントロ
ールしやすくなり、塑性加工が容易となる。なお、X ≧
10、Y ≦５、Y ≧-(1/2)X ＋35/2であると、Ｚｒ系非晶
質合金中の非晶質相が（50体積％以上であったとして
も）その50体積％近傍の値であり、乃至、50体積％未満
となる。よって、強度的に問題を生じてしまう。
【００２０】
【実施例】表１（Ｘ＝２．５％）に示した合金組成の材
料（Ｚｒ７０―Ｘ―ＹＴｉＸＡｌＹＣｕ２０Ｎｉ１０）
を、図１及び図２で説明した如く、アーク放電により加
熱溶融し、プレス成型を行って、厚み寸法ｔ＝２．５ｍ
ｍのＺｒ系非晶質合金から成るプレート状試料を作製し
た。そして、得られた各試料について、密度、ビッカー
ス硬度（Ｈｖ）、引張強度（σｆ）、過冷却液体の領域
の温度幅（ΔＴ）、融点（Ｔｍ）に対するガラス転移温
度（Ｔｇ）の比率（Ｔｇ／Ｔｍ）、比強度（σｆ／
ρ）、非晶質相の体積率を測定し、その結果を表１及び
図３〜図７に示した。なお、表１（Ｘ＝０％）と表２
に、本発明の合金組成の範囲から逸脱した組成域の試料
を、比較例として示す。
料（Ｚｒ７０―Ｘ―ＹＴｉＸＡｌＹＣｕ２０Ｎｉ１０）
を、図１及び図２で説明した如く、アーク放電により加
熱溶融し、プレス成型を行って、厚み寸法ｔ＝２．５ｍ
ｍのＺｒ系非晶質合金から成るプレート状試料を作製し
た。そして、得られた各試料について、密度、ビッカー
ス硬度（Ｈｖ）、引張強度（σｆ）、過冷却液体の領域
の温度幅（ΔＴ）、融点（Ｔｍ）に対するガラス転移温
度（Ｔｇ）の比率（Ｔｇ／Ｔｍ）、比強度（σｆ／
ρ）、非晶質相の体積率を測定し、その結果を表１及び
図３〜図７に示した。なお、表１（Ｘ＝０％）と表２
に、本発明の合金組成の範囲から逸脱した組成域の試料
を、比較例として示す。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】図３〜図７に示すグラフ線30，31，32で囲
む範囲Ｍ内（グラフ線30, 31, 32上の境界は含まない）
に、本発明のＺｒ系非晶質合金から成る各試料の結果を
表している。グラフ線30は X＝10を表し、グラフ線31は
Y＝５を表し、グラフ線32はY ＝−(1/2)X＋35/2を表
す。図３から明らかなように、この範囲Ｍ内のもの（◎
のもの）は非晶質相が50体積％以上の組成をもち、その
うちグラフ線33，34，35で囲む範囲Ｍ1 内（グラフ線3
3, 34, 35上も含む）のもの（◎のもの）はさらに引張
試験における破断面にねばさを示す脈状模様が現れてお
り、引張強度が1500MPa 以上、比強度が2.38×106 cm以
上と高い強度をもっている。なお、グラフ線33は X＝7.
5 を表し、グラフ線34は Y＝7.5 を表し、グラフ線35は
Y＝−(1/2)X＋65/4を表している。これに対し、比較例
のもの（○，●のもの）は、範囲Ｍ外に分布し、そのう
ち○のものは、非晶質相が約50体積％であるものの破断
面に脈状模様が現れておらず、◎のものに比べて強度が
若干低くなっている。また、●のものは、非晶質相が50
体積％未満であって○のものよりも小さく、不十分な強
度しか得られなかった。
む範囲Ｍ内（グラフ線30, 31, 32上の境界は含まない）
に、本発明のＺｒ系非晶質合金から成る各試料の結果を
表している。グラフ線30は X＝10を表し、グラフ線31は
Y＝５を表し、グラフ線32はY ＝−(1/2)X＋35/2を表
す。図３から明らかなように、この範囲Ｍ内のもの（◎
のもの）は非晶質相が50体積％以上の組成をもち、その
うちグラフ線33，34，35で囲む範囲Ｍ1 内（グラフ線3
3, 34, 35上も含む）のもの（◎のもの）はさらに引張
試験における破断面にねばさを示す脈状模様が現れてお
り、引張強度が1500MPa 以上、比強度が2.38×106 cm以
上と高い強度をもっている。なお、グラフ線33は X＝7.
5 を表し、グラフ線34は Y＝7.5 を表し、グラフ線35は
Y＝−(1/2)X＋65/4を表している。これに対し、比較例
のもの（○，●のもの）は、範囲Ｍ外に分布し、そのう
ち○のものは、非晶質相が約50体積％であるものの破断
面に脈状模様が現れておらず、◎のものに比べて強度が
若干低くなっている。また、●のものは、非晶質相が50
体積％未満であって○のものよりも小さく、不十分な強
度しか得られなかった。
【００２４】なお、表２中の空白部は未測定であるが、
本発明の合金組成のものよりも常に劣っていることが予
測される。なお、比強度はさらに、2.53×106 cm以上が
好ましく、 Y≧10とすることにより達成される。また、
範囲Ｍ内の非晶質合金の融点、密度、ビッカース硬度に
着目すると、 Xが大きいほど、融点が低い、密度が小さ
い、ビッカース硬度が大きい、となっており、よって、
X≧ 2.5、さらに X≧５が好ましい。
本発明の合金組成のものよりも常に劣っていることが予
測される。なお、比強度はさらに、2.53×106 cm以上が
好ましく、 Y≧10とすることにより達成される。また、
範囲Ｍ内の非晶質合金の融点、密度、ビッカース硬度に
着目すると、 Xが大きいほど、融点が低い、密度が小さ
い、ビッカース硬度が大きい、となっており、よって、
X≧ 2.5、さらに X≧５が好ましい。
【００２５】
【発明の効果】本発明は上述の如く構成されるので、次
に記載する効果を奏する。
に記載する効果を奏する。
【００２６】（請求項１又は２によれば）比較的冷却速
度が遅くても非晶質を得ることができる合金組成とな
る。つまり、従来の冷却速度で得られる成型品（非晶質
合金）の大型化を行うことができる。そして、本発明の
Ｚｒ系非晶質合金は、優れた強度特性（特に、比強度）
を有し、かつ、加工性に優れ、安定した形成能を有する
ものであるため、優れた構造材として応用（利用）する
ことができる。
度が遅くても非晶質を得ることができる合金組成とな
る。つまり、従来の冷却速度で得られる成型品（非晶質
合金）の大型化を行うことができる。そして、本発明の
Ｚｒ系非晶質合金は、優れた強度特性（特に、比強度）
を有し、かつ、加工性に優れ、安定した形成能を有する
ものであるため、優れた構造材として応用（利用）する
ことができる。
【００２７】（請求項１又は２によれば）一気に簡単な
工程で再現性よく作製して、湯境などの欠陥のない強度
特性に優れたＺｒ系非晶質合金を得ることができる。
工程で再現性よく作製して、湯境などの欠陥のない強度
特性に優れたＺｒ系非晶質合金を得ることができる。
【００２８】（請求項２によれば）プレス金型６によっ
て溶融金属28を押圧変形し、上型４・下型５にて効果的
に溶融金属28を冷却することができるので、より大きい
Ｚｒ系非晶質合金を得ることができる。（請求項３によ
れば）粉末状又はペレット状の金属材料26とすること
で、アーク電源により急激な溶解が容易となる。
て溶融金属28を押圧変形し、上型４・下型５にて効果的
に溶融金属28を冷却することができるので、より大きい
Ｚｒ系非晶質合金を得ることができる。（請求項３によ
れば）粉末状又はペレット状の金属材料26とすること
で、アーク電源により急激な溶解が容易となる。
【図１】本発明のＺｒ系非晶質合金を作製可能な製造装
置の構成説明図である。
置の構成説明図である。
【図２】製造装置によるＺｒ系非晶質合金の製造工程を
示す説明図である。
示す説明図である。
【図３】作製した試料の非晶質相の体積率等の測定結果
を示すグラフ図である。
を示すグラフ図である。
【図４】作製した試料のビッカース硬度等の測定結果を
示すグラフ図である。
示すグラフ図である。
【図５】作製した試料の密度等の測定結果を示すグラフ
図である。
図である。
【図６】作製した試料の融点等の測定結果を示すグラフ
図である。
図である。
【図７】作製した試料の比強度等の測定結果を示すグラ
フ図である。
フ図である。
４ 上型
５ 下型
６ プレス金型
26 金属材料
28 溶融金属
─────────────────────────────────────────────────────
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元支倉35番地
川内住宅11−806
(72)発明者 張 涛
宮城県仙台市太白区三神峯１−３−２−
104
(72)発明者 大貫 正秀
兵庫県三木市別所町下石野722−２
(72)発明者 山口 哲男
兵庫県西宮市石在町３−４
(56)参考文献 特開 平９−316613（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−296424（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/00 - 49/14
Claims (3)
- 【請求項１】 高エネルギー源を用いて溶解された溶融
金属２８を、該溶融金属２８の融点以下の冷却界面どう
しを重ね合わせることなく押圧して、融点以上の上記溶
融金属２８に圧縮応力及び剪断応力の少なくとも一方を
与えて所定形状に変形させ、変形と同時にもしくは変形
後に上記溶融金属２８を臨界冷却速度以上で冷却して、
上記所定形状に形成し、一般式：Ｚｒ
１００―Ｘ―Ｙ―ａ―ｂＴｉＸＡｌＹＣｕａＮｉｂ（た
だし、式中のａ，ｂ，Ｘ，Ｙは原子比率であり、０＜Ｘ
≦２．５，Ｙ＞５，Ｙ＜−（１／２）Ｘ＋３５／２，１
５≦ａ≦２５，５≦ｂ≦１５を満足する）で表される組
成を有し、かつ、５０体積％以上の非晶質相から成るジ
ルコニウム系非晶質合金。 - 【請求項２】 高エネルギー源を用いて溶解された溶融
金属２８を、該溶融金属２８の融点以下の冷却界面どう
しを重ね合わせることなくプレス金型６にて押圧して、
所定形状に変形させ、変形と同時にもしくは変形後に上
記溶融金属２８を臨界冷却速度以上で冷却して、上記所
定形状に形成し、一般式：Ｚｒ１００―Ｘ―Ｙ―ａ―ｂ
ＴｉＸＡｌＹＣｕａＮｉｂ（ただし、式中のａ，ｂ，
Ｘ，Ｙは原子比率であり、０＜Ｘ≦２．５，Ｙ＞５，Ｙ
＜−（１／２）Ｘ＋３５／２，１５≦ａ≦２５，５≦ｂ
≦１５を満足する）で表される組成を有し、かつ、５０
体積％以上の非晶質相から成るジルコニウム系非晶質合
金。 - 【請求項３】 上記溶融金属２８は、下型５のキャビテ
ィ部７に配設させた粉末状又はペレット状の金属材料２
６をアーク電源により該キャビティ部７内にて急激溶解
させて形成されており、該溶融金属２８が上型４にて押
圧され、該キャビティ部７の形状に変形される請求項１
又は２記載のジルコニウム系非晶質合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36762697A JP3479444B2 (ja) | 1997-12-25 | 1997-12-25 | ジルコニウム系非晶質合金 |
| US09/153,309 US6652673B1 (en) | 1997-12-25 | 1998-09-15 | Zirconium system amorphous alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36762697A JP3479444B2 (ja) | 1997-12-25 | 1997-12-25 | ジルコニウム系非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11189855A JPH11189855A (ja) | 1999-07-13 |
| JP3479444B2 true JP3479444B2 (ja) | 2003-12-15 |
Family
ID=18489787
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36762697A Expired - Lifetime JP3479444B2 (ja) | 1997-12-25 | 1997-12-25 | ジルコニウム系非晶質合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP3479444B2 (ja) |
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1997
- 1997-12-25 JP JP36762697A patent/JP3479444B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1998
- 1998-09-15 US US09/153,309 patent/US6652673B1/en not_active Expired - Lifetime
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