JP5321999B2 - Ni基金属ガラス合金 - Google Patents
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本発明におけるNi基金属ガラス合金は、Ni100−a−b−cZraAlbNbcの組成式で示される。ここで、a、b、cは原子%で、10≦a≦35、2.5≦b≦10、5≦c≦25、30≦a+b+c≦55の関係を満たす値である。
また、過冷却液体領域における結晶化開始温度Txとガラス遷移温度Tgとの温度間隔ΔTx(=Tx−Tg)は40K以上であり、液相線温度Tlに対するガラス遷移温度Tgの比(=Tg/Tl)で定義される換算ガラス化温度は0.57以上である。このとき、ガラス遷移温度Tgと液相線温度Tlとの和に対する結晶化開始温度Txの比、即ちγ値(=Tx/(Tg+Tl))は、0.385以上である。
なお、以下の説明においては、Ni100−a−b−cZraAlbNbcからなる組成のガラス合金を、組成を示さない場合にはNi−Zr−Al−Nb金属ガラス合金又は単にNi基金属ガラス合金と呼ぶことにする。
「換算ガラス化温度」とは非晶質形成能を示すもので、本出願では、ガラス遷移温度Tgと合金液相線温度Tlの比で定義されるものである。合金液相線温度Tlは毎分20Kの加熱速度で示差熱量分析(DTA:Differential Thermal Analysis)を行うことにより得られる値である。
γ値は、非晶質形成能と非晶質の安定性との総合的性質を示す数値である。
本発明のNi基金属ガラス合金において、Zr、Al、Nbは本発明の合金の基幹となる元素群であり、特に非晶質を形成する基本となる元素である。Zrの組成範囲は、15原子%超40原子%以下で、好ましくは20原子%以上35原子%以下である。Alの組成範囲は、2.5原子%以上15原子%以下で、好ましくは5原子%以上10原子%以下、さらに好ましくは5原子%以上10原子%以下である。Nbの組成範囲は、2.5原子%以上15原子%以下で、好ましくは5原子%以上10原子%以下、さらに好ましくは5原子%以上10原子%以下である。これらの元素は合計で15原子%以上45原子%以下の組成範囲とする。本発明のNi基金属ガラス合金の組成は、上記の組成範囲を外れると非晶質形成能が低下するので好ましない。
インストロン型試験機(インストロン4204)を用いて円柱状の試験片を上下から挟んで一軸方向に加圧して圧縮試験を行い、圧縮破壊強度σfを評価したところ、圧縮破壊強度は2900MPaであった。このとき試験片は直径1mmで長さ2mmであった。ビッカース試験機(明石製作所製)を用いて試験片の硬度試験を行った。測定条件は、荷重25g、荷重時間15秒とした。試験片のビッカース硬度は780であった。
(比較例1)
原料合金をNi60Zr35Al5とした点を除いて、実施例1と同様に薄帯試料を作製し測定評価を行った。ガラス遷移温度Tgは809K、結晶化開始温度Txは843K、過冷却液体領域は34Kであった。換算ガラス化温度Tg/Tlは0.597、γ値は0.30であった。
原料合金をNi65Zr25Nb10とした点を除いて、実施例1と同様に薄帯試料を作製し測定評価を行った。ガラス遷移温度Tgは855K、結晶化開始温度Txは887K、過冷却液体領域は32Kであった。換算ガラス化温度Tg/Tlは0.594、γ値は0.386であった。
原料合金をNi60Zr10Nb25Al5とした点を除いて、実施例1と同様に薄帯試料を作製し測定評価を行った。ガラス遷移温度Tgは873K、結晶化開始温度Txは900K、過冷却液体領域は27Kであった。換算ガラス化温度Tg/Tlは0.616、γ値は0.393であった。
原料合金をNi50Zr35Nb10Al5とした点を除いて、実施例2と同様に薄帯試料を作製し、測定評価を行った。ガラス遷移温度Tgは791K、結晶化開始温度Txは818K、過冷却液体領域は27Kであった。換算ガラス化温度Tg/Tlは0.539、γ値は0.362であった。
原料合金をNi60Zr35Al5とした点を除いて、実施例14と同様に棒状試料を作製し、測定評価を行った。作製した棒状試料の非晶質化をX線回折法により確認した。作製した棒状試料のガラス特性は、合金組成が同一の比較例1の薄帯試料と同じ値が得られた。試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf−amo.)は100であった。圧縮破壊強度は2740MPaであり、ビッカース硬度は739であった。
原料合金をNi65Zr25Nb10とした点を除いて、実施例14と同様に棒状試料を作製し、測定評価を行った。作製した棒状試料の非晶質化をX線回折法により確認した。作製した棒状試料のガラス特性は、合金組成が同一の比較例2の薄帯試料と同じ値が得られた。試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf−amo.)は100であった。圧縮破壊強度は2950MPaであった。
原料合金をNi60Zr10Nb25Al5とした点を除いて、実施例14と同様に棒状試料を作製し、測定評価を行った。作製した棒状試料の非晶質化をX線回折法により確認した。作製した棒状試料のガラス特性は、合金組成が同一の比較例3の薄帯試料と同じ値が得られた。試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf−amo.)は100であった。圧縮破壊強度は3000MPaであり、ビッカース硬度は790であった。
原料合金をNi50Zr35Nb10Al5とした点を除いて、実施例14と同様に棒状試料を作製し、測定評価を行った。作製した棒状試料の非晶質化をX線回折法により確認した。作製した棒状試料のガラス特性は、合金組成が同一の比較例4の薄帯試料と同じ値が得られた。試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf−amo.)は20であった。
図1から、Ni60Zr20Nb15Al5(実施例8)、Ni60Zr25Nb10Al5(実施例12)の何れも、830K、842Kでガラス遷移温度Tgとなり、896K、902Kで結晶化開始温度となる。
Claims (7)
- Ni100−a−b−cZraAlbNbc(a、b、cはそれぞれZr、Al、Nbの原子%で、10≦a≦35、2.5≦b≦15、5≦c≦25、30≦a+b+c≦5
5を満たす値である。)で示される組成に、さらに、Hf、Ta、Co、Cu及びTiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素が25原子%以下含有されていて、
過冷却液体領域における結晶化開始温度とガラス遷移温度との温度間隔ΔTxが40K以上であり、
液相線温度に対するガラス遷移温度の比で定義される換算ガラス化温度が0.57以上であることを特徴とする、Ni基金属ガラス合金。 - ガラス遷移温度と液相線温度との和に対する結晶化開始温度の比が、0.385以上であることを特徴とする、請求項1に記載のNi基金属ガラス合金。
- 希土類元素から選ばれる少なくとも1種の元素を5原子%以下含有することを特徴とする、請求項1に記載のNi基金属ガラス合金。
- Cr、V、Mo及びWからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を5原子%以下含有することを特徴とする、請求項1に記載のNi基金属ガラス合金。
- 請求項1〜4の何れかに記載のNi基金属ガラス合金からなり、直径が1mm以上で非晶質相の体積比率が90%以上の棒状でなることを特徴とする、金属ガラス合金。
- 請求項1〜4の何れかに記載のNi基金属ガラス合金からなり、厚さが0.1mm以上で非晶質相の体積比率が90%以上の板状でなることを特徴とする、金属ガラス合金。
- 2700MPa以上の圧縮破断強度を有し、700以上のビッカース硬度を有することを特徴とする、請求項6に記載の金属ガラス合金。
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