JP3860445B2 - Cu−Be基非晶質合金 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、高い非晶質形成能を有し、機械的性質、加工性に優れたCu-Be基非晶質合金に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
Cu-Be合金は銅にベリリウムを添加した時効硬化性をもつ銅合金で、Beを2%含む合金は、溶体化処理した後の引張り強さは約0.5GPaであるが、時効硬化すると1.5GPaという高強度が得られる。耐食性にも優れており、この2%Be合金は電子工業や通信機器分野で高性能、高信頼性ばねとして広く使われている。また、プラスチック成形用金型、衝撃で火花の出ない安全工具としての用途もある。Beの含有量が1%以下の合金は高電気伝導率合金として利用されている。
【0003】
これまでに、Fe系、Co系、Ni系などの合金を非晶質化することによって、結晶合金状態では得られない強度、弾性、耐食性が得られた。また、ガラス遷移温度以上の過冷却液体温度域で優れた超塑性加工性を示すことが知られている。
【0004】
比較的多量のCuを含む非晶質合金としては、Zr,Ti,Cu及びNiを含有するガラス合金(特表平10-512014号公報、特表平8-508545号公報)が知られている。また、本発明者らは、先にCu基非晶質合金を発明し、特許出願した(特願2000-397007)。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
上記の従来のCu-Be結晶質合金はバルク合金が得られるが、非晶質合金に比べ、強度が低い。また、粘性流動的な超塑性的な加工が出来ない。一方、非晶質合金を加熱すると、特定の合金系では結晶化する前に、粘性流動的な塑性加工できる過冷却液体状態を示すことが知られている。このような過冷却液体域では、塑性加工により任意形状の非晶質合金形成体を作製することが可能である。
そして、高い非晶質形成能を有する合金は、金型鋳造法によりバルク状非晶質合金を作製することが可能である。
【0006】
そこで、本発明は、広い過冷却液体領域および大きな換算ガラス温度(Tg/Tm)を有し、結晶化に対する高い熱的安定性を示して、大きな非晶質形成能を有する、優れた機械的性質、優れた加工性を兼ね備えたCu-Be系非晶質合金の提供を目的としている。
【0007】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上述の課題を解決するために、バルク金属ガラスが形成できる金属ガラス材料を提供することを目的として探索した結果、Cu-Be-Zr-Ti-Hf系合金において、25K以上の過冷却液体域を示し、1mm以上の非晶質合金棒が得られ、大きな非晶質形成能、高強度、高弾性、優れた加工性を備えたCu-Be系非晶質合金が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【0008】
すなわち、本発明は、式:Cu100-a-bBea(Zr1-x-yHfxTiy)b[式中、a、bは原子%で、0<a≦20、20≦b≦40、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で50%以上を含むCu-Be基非晶質合金である。
【0009】
また、本発明は、式:Cu100-a-bBea(Zr1-x-yHfxTiy)b[式中、a、bは原子%で、5<a≦10、30≦b≦40、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で50%以上を含むCu-Be基非晶質合金である。
【0010】
また、本発明は、式:Cu100-a-b-c-dBea(Zr1-x-yHfxTiy)bMcTd[式中、Mは、Fe、Cr、Mn、Ni、Co、Nb、Mo、W、Sn、Al、Ta、または希土類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元素、Tは、Ag、Pd、Pt、Auよりなる群から選択される1種または2種以上の元素であり、a、b、c、dは原子%で、0<a≦20、20≦b≦40、0<c≦5、0<d≦10、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率50%以上を含むCu-Be基非晶質合金である。
【0011】
また、本発明は、式:Cu100-a-b-c-dBea(Zr1-x-yHfxTiy)bMcTd[式中、Mは、Fe、Cr、Mn、Ni、Co、Nb、Mo、W、Sn、Al、Ta、または希土類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元素、Tは、Ag、Pd、Pt、Auよりなる群から選択される1種または2種以上の元素であり、a、b、c、dは原子%で、5<a≦10、30≦b≦40、0<c≦5、0<d≦10、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率50%以上を含むCu-Be基非晶質合金である。
【0012】
銅製鋳型鋳造により作製した本発明の合金は、熱分析を行う際、顕著なガラス遷移および結晶化による発熱が観察され、銅製鋳型鋳造法により金属ガラスが作製できることが分かった。
【0013】
本発明の非晶質合金は、1.0mm以上の金属ガラス塊を作製することができる。本発明の合金組成域から外れると、ガラス形成能が劣り、溶湯から凝固過程にかけて結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が混在した組織になる。また、上記の組成範囲から大きく離れる時、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【0014】
また、本発明の合金は、△Tx=Tx-Tg(ただし、Txは、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。)の式で表わされる過冷却液体領域の温度間隔△Txが25K以上である。
【0015】
また、本発明の合金は、Tg/Tm(ただし、Tmは、合金の融解温度を示す。)の式で表わされる換算ガラス化温度が0.58以上である。
【0016】
また、本発明の合金は、非晶質単相組織が得られる臨界厚さが大きく、金型鋳造法により直径(厚さ)1mm以上、非晶質相の体積分率50%以上の棒材(板材)が得られる。
【0017】
なお、本明細書中の「過冷却液体領域」とは毎分40Kの加熱速度で示差走査熱量分析を行うことにより得られるガラス遷移温度と結晶化開始温度の差で定義されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対する抵抗力、すなわち、非晶質の熱的安定性、非晶質形成能および加工性を示す値である。本発明の合金は30K以上の過冷却液体領域を有する。また、明細書中の「換算ガラス化温度」とはガラス遷移温度(Tg)と毎分5Kの加熱速度で示差熱量分析(dTa)を用いて行う熱分析により得られる合金の融解温度(Tm)の比で定義されるものである。「換算ガラス化温度」は非晶質形成能力を示す値である。
【0018】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を説明する。
本発明のCu-Be系非晶質合金において、Zr、Hf、またはTiは、非晶質を形成する基本となる元素である。Zrは0原子%以上40原子%以下で、好ましくは20原子%以上30原子%以下である。Hfは0原子%以上40原子%以下で、好ましくは20原子%以上30原子%以下である。Tiは0原子%以上32原子%以下で、好ましくは10原子%以上20原子%以下である。Zr、Hf、またはTiの量はそれ以外の範囲では、過冷却液体を示さず、Tg/Tmも0.56以下になるので、合金の非晶質形成能が低下する。
【0019】
Zr、Hf、またはTiの合計量は20原子%以上40原子%以下とする。これらの合計含有量が20原子%以下、40原子%を超えると非晶質形成能が低下するため、バルク材が得られない。より好ましくは、30原子%以上40原子%以下である。
【0020】
本発明のCu-Be系非晶質合金において、Beは、非晶質形成能と得られた非晶質合金の強度を向上する元素であり、20原子%以下添加する。20原子%を超えると、非晶質形成能が低下する。より好ましくは、5原子%以上10原子%以下である。
【0021】
Cuを少量のFe、Cr、Mn、Ni、Co、Nb、Mo、W、Sn、Al、Ta、または希土類元素(Y,Gd,Tb,Dy,Sc,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu,Ho)によって置換してもよく、これらの元素の添加は機械的強度の向上に有効であるが、非晶質形成能が劣化するため、5原子%以下が好ましい。
【0022】
Cuを10原子%まではAg,Pd,Au,またはPtによって置換してもよく、置換することにより、過冷却液体領域の広さは、少々増加するが、10原子%を超えると過冷却液体領域が25K未満となり、非晶質形成能力が低下する。
【0023】
本発明のCu基非晶質合金は、溶融状態から公知の単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法などの種々の方法で冷却固化させ、薄帯状、フィラメント状、粉粒体状の非晶質合金を得ることができる。また、本発明のCu基非晶質合金は大きな非晶質形成能を有するため、上述の公知の製造方法のみならず、溶融金属を金型に充填鋳造することにより任意の形状のバルク非晶質合金を得ることができる。
【0024】
例えば、代表的な金型鋳造法においては、本発明の合金組成となるように調製した母合金を石英管中でアルゴン雰囲気中において溶融した後、溶融金属を0.5〜1.5 Kg・f/cm2の噴出圧で銅製の金型内に充填凝固させることにより非晶質合金塊を得ることができる。更に、ダイカストキャスティング法およびスクイズキャスティング法などの製造方法を適用することもできる。
【0025】
【表1】
【0026】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。表1に示す合金組成からなる材料(実施例1〜14、比較例1〜6)および表2(実施例15〜26、比較例7〜10)について、アーク溶解法により母合金を溶製した後、金型鋳造法により棒状試料を作製し、非晶質単相組織が得られる棒状試料の臨界厚さを求めた。棒状試料の非晶質化の確認はX線回折法により行った。さらに、圧縮試験片を作製し、インストロン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮強度(σf9を評価した。これらの評価結果を表1および表2に示す。
【0027】
【表2】
【0028】
表1および表2より明らかなように、各実施例のBeを含有する非晶質合金は、直径1mm以上の非晶質合金棒が容易に得られ、さらには3mm以上の非晶質合金棒も得られ、かつ2200MPa以上の圧縮破断強度(σf)を示す。
【0029】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のCu−Be基非晶質合金組成によれば、金型鋳造法により直径(厚さ)1mm以上の棒状試料を容易に作製することができる。これらの非晶質合金は25K以上の過冷却液体領域を示すとともに、高強度を有する。これらのことから、本発明は、大きな非晶質形成能、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼備した実用上有用なCu−Be基非晶質合金を提供することができる。
Claims (7)
- 式:Cu100-a-bBea(Zr1-x-yHfxTiy)b[式中、a、bは原子%で、0<a≦20、20≦b≦40、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で50%以上を含むCu-Be基非晶質合金。
- 式:Cu100-a-bBea(Zr1-x-yHfxTiy)b[式中、a、bは原子%で、5<a≦10、30≦b≦40、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で50%以上を含むCu-Be基非晶質合金。
- 式:Cu100-a-b-c-dBea(Zr1-x-yHfxTiy)bMcTd[式中、Mは、Fe、Cr、Mn、Ni、Co、Nb、Mo、W、Sn、Al、Ta、または希土類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元素、Tは、Ag、Pd、Pt、Auよりなる群から選択される1種または2種以上の元素であり、a、b、c、dは原子%で、0<a≦20、20≦b≦40、0<c≦5、0<d≦10、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率50%以上を含むCu-Be基非晶質合金。
- 式:Cu100-a-b-c-dBea(Zr1-x-yHfxTiy)bMcTd[式中、Mは、Fe、Cr、Mn、Ni、Co、Nb、Mo、W、Sn、Al、Ta、または希土類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元素、Tは、Ag、Pd、Pt、Auよりなる群から選択される1種または2種以上の元素であり、a、b、c、dは原子%で、5<a≦10、30≦b≦40、0<c≦5、0<d≦10、x、yは原子分率で、0≦x≦1、0≦y≦0.8]で示される組成を有する非晶質相を体積分率50%以上を含むCu-Be基非晶質合金。
- △Tx=Tx-Tg(ただし、Txは、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。)の式で表わされる過冷却液体領域の温度間隔△Txが25K以上であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれかに記載のCu-Be基非晶質合金。
- Tg/Tm(ただし、Tmは、合金の融解温度を示す。)の式で表わされる換算ガラス化温度が0.58以上であることを特徴とする請求項1乃至5のいずれかに記載のCu-Be基非晶質合金。
- 金型鋳造法により直径(厚さ)1mm以上、非晶質相の体積分率90%以上の棒材(板材)が得られる請求項1乃至6のいずれかに記載のCu-Be基非晶質合金。
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KR20050013796A (ko) | 니켈기 비정질 합금조성물 |
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