JP5931746B2

JP5931746B2 - ガラス状金属組成物の処理における二酸化炭素及び／又は一酸化炭素の気体の利用

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Publication number: JP5931746B2
Application number: JP2012552038A
Authority: JP
Inventors: ダニエル・ジェイムズ・ブラナガン; ブライアン・イー・メーチャム; ジェーソン・ウォールサー; ジコウ・ツォウ; アラ・セルゲエヴァ
Original assignee: ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド
Priority date: 2010-02-02
Filing date: 2011-02-01
Publication date: 2016-06-08
Anticipated expiration: 2031-02-01
Also published as: JP2016052690A; CN102803168A; JP2013518728A; CN102803168B; US20110186259A1; WO2011097239A1; US8807197B2; JP6198806B2

Description

本出願は、２０１０年２月２日付けで出願された米国仮特許出願番号６１／３００，２４２の利益を主張し、それは参照することによってここに完全に含まれる。

本出願は、鉄基ガラス形成合金を処理する二酸化単層及び／又は一酸化炭素の気体の使用に関連し、それは、多様な急速凝固処理方法に適用され得る。

非晶質金属合金（すなわち、ガラス状合金）は、比較的最近の材料の分類を表し、伝統的な急冷実験がＡｕ−Ｓｉ合金において行なわれた１９６０年前後に初めて報告されている。その時から、ガラス形成のための合金組成の研究において進展があり、依然として非晶質構造を保持し得る、今までより低い臨界冷却速度を有する組成の組合せを探している。長距離秩序の不存在のために、ガラス状合金は、高強度、高硬度、高弾性限界、良好な軟磁気特性及び高い腐食抵抗などの比較的特有な特性を示し得る。しかしながら、歪み軟化及び／又は熱軟化のおかげで、ガラス状合金の塑性変形は、せん断帯に非常に局所化され得、それは、室温における破壊と限定された塑性歪みとをもたらし得る。

マイクロメートルサイズの結晶などの異種を導入すること、多孔性の分布、ナノメートルサイズの結晶を形成すること、ガラス相分離、又は、非晶質構造に自由空間を導入することを含む、ガラス状合金の延性を向上するために様々な手法が適用されている。これらの合成物の不均質構造は、せん断帯の形成のための開始部位、及び／又は、せん断帯の迅速増殖に対する障壁として作用し得、それは、全体的な可塑性の相対的な向上をもたらし得るが、場合によっては強度を低下し得る。あるガラス状合金が、圧力試験（１２〜１５％）中に相対的に向上した可塑性を示し得る一方で、制約のない荷重におけるそれらの応答は非常に異なるものであり得、引張伸びは、２％を超えないかもしれないことに留意すべきである。

ガラス状合金の引張延性の改善における比較的最近の結果は、ガラス状マトリクスに組み込まれた大きなデンドライト（大きさが２０〜５０μｍ）を有するジルコニアベースの合金において１３％の引張伸びが実現され得ることを示した。この材料は、５０体積％又はそれ以上の結晶化度を示す主結晶であり、デンドライトの境界に沿った残りの非晶質相を有するマイクロ結晶合金であると考えられ得ることに留意すべきである。さらに、これらの合金の最大強度は、１．５ＧＰａと比較的低く、延性は、降伏点を越えた後に得られ得るだけであり、産業上使用できると考えられ得ない歪み軟化をもたらす。そのため、ガラス状合金は、比較的高い強度及び高い弾性限界を含む、幾分有利な特性を示すと知られているが、張力下で変形するそれらの性能は制限され、この分類の材料の産業上の利用性を制限し得る。

本明細書の一側面は、鉄基ガラス形成合金の形成方法に関連する。この方法は、鉄基ガラス形成合金の原料を供給する段階と、前記原料を溶融する段階と、５０％又はそれ以上の二酸化炭素、一酸化炭素又はそれらの混合物から選択される気体を含む環境で前記原料を長状体に鋳造する段階と、を含む。

図１は、第３の大気圧において空気中で行なわれたメルトスピニング工程を記録するビデオから抽出された画像フレームを示す。図２は、第３の大気圧においてＣＯ_２中で行なわれたメルトスピニング工程を記録するビデオから抽出された画像フレームを示す。図３ａは、空気中で処理され変形された合金１４のリボンのＳＥＭの二次電子顕微鏡写真を示す。図３ｂは、ＣＯ_２中で処理され変形された合金１４のリボンのＳＥＭの二次電子顕微鏡写真を示す。図４ａは、ＣＯ_２中で製造された合金１３の繊維の構造の比較を示す（ホイール面を含む）。図４ｂは、ＣＯ_２中で製造された合金１３の繊維の構造の比較を示す（中心部を含む）。図４ｃは、ＣＯ_２中で製造された合金１３の繊維の構造の比較を示す（自由表面を含む）。

本明細書の上述及び他の特徴並びにそれらを実現する方法は、添付図面と共にここに記載される実施形態の以下の詳細な説明を参照することによってより明らかになると共に理解されるだろう。

ガラス状合金は、多様な急冷方法を用いて製造され得、ここで、結晶が形成するには急速冷却が十分に速いものであり得、材料がガラス状体に“固定される”。多数の様々な合金のガラス形成能力の増加及びガラス形成の理解に関連する最近の実現は、比較的低い値まで、ガラス形成における臨界冷却速度の低下をもたらしている。雰囲気がガラス状合金の形成を可能にする鍵であると考えられ得るので、重要であると考えられる１つのパラメータは、処理中のガス雰囲気である。溶融液体が、高い推進力を有した過冷状態にあるので、凝固中における核生成を避ける１つの鍵は、形成された後に急速な核生成を引き起こし得る不均一な核形成部位を避けることである。不活性雰囲気が実現されない場合、酸化物、窒化物等はしばしば形成し得、ガラス状合金を形成する能力を損なう又は低減する。ガラス形成合金を処理するための一般的な気体は、完全な雰囲気（すなわち１ａｔｍ）から低い分圧／完全真空までの様々な分圧におけるヘリウム、アルゴン及び窒素などの不活性雰囲気の気体を含む。アルゴン及びヘリウムなどの不活性気体は、処理中に溶融金属表面又は溶融金属流を保護するために使用されており、それらは、他の気体と比べて比較的高価である。窒化物含有量が最終的な生成物の重要な使用であり得ない場合に窒素ガスが現在使用されているが、それは、溶融された鉄及び窒化物の形成における相対的に高い窒素の溶解度のために、鉄基ガラス形成システムに限定され得ない。従って、組成物の特性に対する重大な不利益をもたらすことなく相対的に安価な気体又はより豊富な気体を使用することは、ガラス状合金の組成物の産業上の処理と同様に実験室スケールで有用であり得る。

本明細書は、相対的に大きな延性及び相対的に高い引張強度を示し得るスピノーダルガラスマトリクス微視的成分（ＳＧＭＭ：Spinodal Glass Matrix Microconstituent）をもたらし得るガラス形成要素の処理において二酸化炭素、一酸化炭素又はそれらの混合物を利用する。スピノーダル微視的成分は、制御された核生成ではない転移メカニズムによって形成される微視的成分として理解され得る。さらに基本的には、スピノーダル微視的成分は、合金の２つ又はそれ以上の成分（例えば金属組成物）の溶液が、明確に異なる化学組成及び物理的特性を有する独特な領域（又は相）に分離し得るメカニズムとして理解される。このメカニズムは、相分離がこの材料の全体にわたって均一に起こり、独特な核生成部位においてのみ生じない伝統的な核生成とは異なる。従って、化学的性質の変動が少なくとも１つの独特な結晶相にもたらされるまで、１つ又はそれ以上の半結晶クラスタ又は結晶相は、局所レベルでの原子の連続拡散を通して形成し得る。半結晶クラスタは、２ｎｍ又はそれ以下の最大線寸法を示すものとしてここでは理解され得、一方で、結晶クラスタは、２ｎｍより大きな最大線寸法を示し得る。スピノーダル分解の早期の段階中に、形成されるクラスタは、相対的に小さいものであり得、それらのガラス組成がガラスマトリクスと異なる一方で、それらは、まだ完全に結晶ではなく、秩序だった結晶周期を実現していないことに留意すべきである。追加の結晶相は、同一の結晶構造及び独特の構造を示し得る。さらに、ガラスマトリクスは、共に不規則に閉じ込められ得る固相内に構造ユニットの関連を示し得る微小構造を含むものとして理解され得る。構造ユニットの大きさ又は精製のレベルは、オングストロームのスケールの範囲であり得る（すなわち、５Åから１００Å）。ガラスは、１５体積％又はそれ以上で存在し得、０．１％の増分で１５体積％から９０体積％の範囲の全ての値及び増分を含む。

さらに、この合金は、スピノーダルガラスマトリクス微視的成分によって可能にされ得る誘導せん断帯鈍化（ISBB: Induced Shear Band Blunting）及び誘導せん断帯抑止（ISBA: Induced Shear Band Arresting）を示し得る。一般的な材料が、結晶金属における特定のすべり系において移動する転移を介して変形し得る一方で、この点で効果のあるメカニズムは、さらに以下に記載される局所変形誘導変化（LDIC: localized deformation induced changes）によって鈍化されるスピノーダルガラスマトリクス微視的成分においてせん断帯（すなわち、局所変形が起こる不連続点）を移動することを必要とし得る。応力のレベルが増加するに伴って、せん断帯が鈍化された後、新しいせん断帯は、核となり得、次いで、全体的な可塑性の比較的大きなレベルの出現及び張力下での比較的高いせん断帯密度を生成する既存のせん断帯と相互作用する。そのため、望ましいＳＧＭＭ構造を有する合金は、張力下でのせん断帯の伝搬を防止又は緩和し得、それは、比較的高い引張延性（１％を超える）をもたらし、引張試験中に歪み硬化をもたらす。ここで予定される合金は、スピノーダルガラスマトリクス微視的成分を形成することができる組成を含み又は組成からなり、ここで、スピノーダルガラスマトリクス微視的成分は、５体積％から９５体積％の範囲で存在し得る。

スピノーダルガラスマトリクス構造をもたらし得る、ここで予定されるガラス形成組成は、鉄基ガラス形成合金を含み得る。鉄基ガラス形成合金は、４０．５０〜６５．６０原子％の範囲で存在する鉄、１３．００〜１７．５０原子％の範囲で存在するニッケル、２．００〜２１．５０原子％の範囲で存在するコバルト、１１．５０〜１７．００原子％の範囲で存在するホウ素、４．００〜５．００原子％又は７．００〜８．００原子％の範囲で任意に存在する炭素、０．３０〜４．５０原子％の範囲で任意に存在するシリコン、及び、２．００〜２０．５０原子％の範囲で任意に存在するクロムを含み得る。鉄基ガラス形成合金の元素成分が合計において１００原子％で存在し得ることは理解され得る。鉄基ガラス形成合金は、５．００原子％までの不純物を含み得、それは、個々の合金成分を介して導入されまたは合金形成中に導入され得る。

元素成分が、以上に記載された範囲において如何なる値及び増分で存在し得ることも理解される。例えば、鉄は、40.5, 40.6, 40.7, 40.8, 40.9, 41.0, 41.1, 41.2, 41.3, 41.4, 41.5, 41.6, 41.7, 41.8, 41.9, 42.0, 42.1, 42.2, 42.3, 42.4, 42.5, 42.6, 42.7, 42.8, 42.9, 43.0, 43.1, 43.2, 43.3, 43.4, 43.5, 43.6, 43.7, 43.8, 43.9, 44.0, 44.1, 44.2, 44.3, 44.4, 44.5, 44.6, 44.7, 44.8, 44.9, 45.0, 45.1, 45.2, 45.3, 45.4, 45.5, 45.6, 45.7, 45.8, 45.9, 46.0, 46.1, 46.2, 46.3, 46.4, 46.5, 46.6, 46.7, 46.8, 46.9, 47.0, 47.1, 47.2, 47.3, 47.4, 47.5, 47.6, 47.7, 47.8, 47.9, 48.0, 48.1, 48.2, 48.3, 48.4, 48.5, 48.6, 48.7, 48.8, 48.9, 49.0, 49.1, 49.2, 49.3, 49.4, 49.5, 49.6, 49.7, 49.8, 49.9, 50.0, 50.1, 50.2, 50.3, 50.4, 50.5, 50.6, 50.7, 50.8, 50.9, 51.0, 51.1, 51.2, 51.3, 51.4, 51.5, 51.6, 51.7, 51.8, 51.9, 52.0, 52.1, 52.2, 52.3, 52.4, 52.5, 52.6, 52.7, 52.8, 52.9, 53.0, 53.1, 53.2, 53.3, 53.4, 53.5, 53.6, 53.7, 53.8, 53.9, 54.0, 54.1, 54.2, 54.3, 54.4, 54.5, 54.6, 54.7, 54.8, 54.9, 55.0, 55.1, 55.2, 55.3, 55.4, 55.5, 55.6, 55.7, 55.8, 55.9, 56.0, 56.1, 56.2, 56.3, 56.4, 56.5, 56.6, 56.7, 56.8, 56.9, 57.0, 57.1, 57.2, 57.3, 57.4, 57.5, 57.6, 57.7, 57.8, 57.9, 58.0, 58.1, 58.2, 58.3, 58.4, 58.5, 58.6, 58.7, 58.8, 58.9, 59.0, 59.1, 59.2, 59.3, 59.4, 59.5, 59.6, 59.7, 59.8, 59.9, 60.0, 60.1, 60.2, 60.3, 60.4, 60.5, 60.6, 60.7, 60.8, 60.9, 61.0, 61.1, 61.2, 61.3, 61.4, 61.5, 61.6, 61.7, 61.8, 61.9, 62.0, 62.1, 62.2, 62.3, 62.4, 62.5, 62.6, 62.7, 62.8, 62.9, 63.0, 63.1, 63.2, 63.3, 63.4, 63.5, 63.6, 63.7, 63.8, 63.9, 64.0, 64.1, 64.2, 64.3, 64.4, 64.5, 64.6, 64.7, 64.8, 64.9, 65.0, 65.1, 65.2, 65.3, 65.4, 65.5原子％であり得、同様にその０．０１原子％の増分でもあり得る。ニッケルは、13.0, 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0, 16.1, 16.2, 16.3, 16.4, 16.5, 16.6, 16.7, 16.8, 16.9, 17.0, 17.1, 17.2, 17.3, 17.4, 17.5原子％で存在し得、同様にその０．０１原子％の増分でも存在し得る。コバルトは、2.0, 2.1, 2.2, 2.3, 2.4, 2.5, 2.6, 2.7, 2.8, 2.9, 3.0, 3.1, 3.2, 3.3, 3.4, 3.5, 3.6, 3.7, 3.8, 3.9, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9, 5.0, 5.1, 5.2, 5.3, 5.4, 5.5, 5.6, 5.7, 5.8, 5.9, 6.0, 6.1, 6.2, 6.3, 6.4, 6.5, 6.6, 6.7, 6.8, 6.9, 7.0, 7.1, 7.2, 7.3, 7.4, 7.5, 7.6, 7.7, 7.8, 7.9, 8.0, 8.1, 8.2, 8.3, 8.4, 8.5, 8.6, 8.7, 8.8, 8.9, 9.0, 9.1, 9.2, 9.3, 9.4, 9.5, 9.6, 9.7, 9.8, 9.9, 10.0, 10.1, 10.2, 10.3, 10.4, 10.5, 10.6, 10.7, 10.8, 10.9, 11.0, 11.1, 11.2, 11.3, 11.4, 11.5, 11.6, 11.7, 11.8, 11.9, 12.0, 12.1, 12.2, 12.3, 12.4, 12.5, 12.6, 12.7, 12.8, 12.9, 13.0, 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0, 16.1, 16.2, 16.3, 16.4, 16.5, 16.6, 16.7, 16.8, 16.9, 17.0, 17.1, 17.2, 17.3, 17.4, 17.5, 17.6, 17.7, 17.8, 17.9, 18.0, 18.1, 18.2, 18.3, 18.4, 18.5, 18.6, 18.7, 18.8, 18.9, 19.0, 19.1, 19.2, 19.3, 19.4, 19.5, 19.6, 19.7, 19.8, 19.9, 20.0, 20.1, 20.2, 20.3, 20.4, 20.5, 20.6, 20.7, 20.8, 20.9, 21.0, 21.1, 21.2, 21.3, 21.4, 21.5原子％で存在し得、同様にその０．０１原子％の増分でも存在し得る。ホウ素は、11.5, 11.6, 11.7, 11.8, 11.9, 12.0, 12.1, 12.2, 12.3, 12.4, 12.5, 12.6, 12.7, 12.8, 12.9, 13.0, 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0, 16.1, 16.2, 16.3, 16.4, 16.5, 16.6, 16.7, 16.8, 16.9, 17.0原子％で存在し得、同様にその０．０１原子％の増分でも存在し得る。炭素は、0, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9, 5.0, 7.0, 7.1, 7.2, 7.3, 7.4, 7.5, 7.6, 7.7, 7.8, 7.9, 8.0原子％で存在し得、同様にその０．０１原子％の増分でも存在し得る。シリコンは、0.0, 0.3, 0.4, 0.5, 0.6, 0.7, 0.8, 0.9, 1.0, 1.1, 1.2, 1.3, 1.4, 1.5, 1.6, 1.7, 1.8, 1.9, 2.0, 2.1, 2.2, 2.3, 2.4, 2.5, 2.6, 2.7, 2.8, 2.9, 3.0, 3.1, 3.2, 3.3, 3.4, 3.5, 3.6, 3.7, 3.8, 3.9, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5原子％で存在し得、同様にその０．０１原子％の増分でも存在し得る。クロムは、0.0, 2.0, 2.1, 2.2, 2.3, 2.4, 2.5, 2.6, 2.7, 2.8, 2.9, 3.0, 3.1, 3.2, 3.3, 3.4, 3.5, 3.6, 3.7, 3.8, 3.9, 4.0, 4.1, 4.2, 4.3, 4.4, 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9, 5.0, 5.1, 5.2, 5.3, 5.4, 5.5, 5.6, 5
.7, 5.8, 5.9, 6.0, 6.1, 6.2, 6.3, 6.4, 6.5, 6.6, 6.7, 6.8, 6.9, 7.0, 7.1, 7.2, 7.3, 7.4, 7.5, 7.6, 7.7, 7.8, 7.9, 8.0, 8.1, 8.2, 8.3, 8.4, 8.5, 8.6, 8.7, 8.8, 8.9, 9.0, 9.1, 9.2, 9.3, 9.4, 9.5, 9.6, 9.7, 9.8, 9.9, 10.0, 10.1, 10.2, 10.3, 10.4, 10.5, 10.6, 10.7, 10.8, 10.9, 11.0, 11.1, 11.2, 11.3, 11.4, 11.5, 11.6, 11.7, 11.8, 11.9, 12.0, 12.1, 12.2, 12.3, 12.4, 12.5, 12.6, 12.7, 12.8, 12.9, 13.0, 13.1, 13.2, 13.3, 13.4, 13.5, 13.6, 13.7, 13.8, 13.9, 14.0, 14.1, 14.2, 14.3, 14.4, 14.5, 14.6, 14.7, 14.8, 14.9, 15.0, 15.1, 15.2, 15.3, 15.4, 15.5, 15.6, 15.7, 15.8, 15.9, 16.0, 16.1, 16.2, 16.3, 16.4, 16.5, 16.6, 16.7, 16.8, 16.9, 17.0, 17.1, 17.2, 17.3, 17.4, 17.5, 17.6, 17.7, 17.8, 17.9, 18.0, 18.1, 18.2, 18.3, 18.4, 18.5, 18.6, 18.7, 18.8, 18.9, 19.0, 19.1, 19.2, 19.3, 19.4, 19.5, 19.6, 19.7, 19.8, 19.9, 20.0, 20.1, 20.2, 20.3, 20.4, 20.5原子％で存在し得、同様にその０．０１原子％の増分でも存在し得る。

合金は、工業用純度、高純度又は超高純度の原料を用いて考案され得る。原料は、高純度のアルゴン、ヘリウム又は窒素の遮蔽ガスなどの遮蔽ガスを用いて溶融され、インゴットに形成され得る。次いで、インゴットは、均一性を改善するために数回反転され、再溶融され得る。次いで、インゴットは、数ミクロンの厚さから数ミリメートルの厚さまで０．１ｍｍから数百ｍｍまでの幅で、メルトスピニング、ジェット鋳造、ハイパークエンチング、プラナーフローキャスティング及び双ロール鋳造などの多くの鋳造処理を用いてワイヤ又はリボンなどの形態又は長状体に形成され得る。例えば、厚さは、その中に全ての値及び増分を含む２ミクロンから１０ミリメートルの範囲であり得、幅は、その中に全ての値及び増分を含む０．１ｍｍから１００００ｍｍの範囲であり得る。

鋳造は、ＣＯ_ｘを含む、基本的にＣＯ_ｘからなる又はＣＯ_ｘからなる環境で行なわれ得、ここで、ｘは、１（一酸化炭素）、２（二酸化炭素）又はそれらの混合物である。ＣＯ_ｘは、例えばアルゴン、窒素などの不活性気体、又は、大気ガス、すなわち空気を含む他の気体と共に存在し得る。ＣＯ_ｘは、７５％、８０％、９０％、９５％、９９％などの５０％から１００％の全ての値及び範囲を含む、総体積で５０体積％又はそれ以上で存在し得る。

ＣＯ_ｘの混合物が存在し得る場合、二酸化炭素は、その中に全ての値及び範囲を含んで１％から９９％の範囲で混合物に存在し得、一酸化炭素は、その中に全ての値及び範囲を含んで９９％から１％の範囲で混合物に存在し得る。例えば、環境中におけるＣＯ_ｘは、二酸化炭素と一酸化炭素の５０／５０の混合物、二酸化炭素と一酸化炭素の３０／７０の混合物を含み得、又は二酸化炭素と一酸化炭素の６０／４０の混合物を含み得る。この気体は、０．３３ａｔｍ、０．５ａｔｍ、０．６７ａｔｍなどの、その中に全ての値及び増分を含む、０．１から１気圧（ａｔｍ）の範囲の圧力で存在し得る。

形成後又は鋳造後に、この合金は、その中に全ての値及び増分を含む１０℃／分の速度で示差熱分析（ＤＴＡ）又は示差走査熱分析（ＳＤＣ）を用いて試験されるように４００℃から５５２℃の範囲の結晶転移に対する１つ又は複数のガラスを示し得る。エンタルピーは、６２．７Ｊ／ｇから１４３．６Ｊ／ｇの範囲であり、この試験は、超高純度アルゴン下において行なわれ得る。結晶開始温度に対する主ガラスは、その中に全ての値及び増分を含む４００℃から５１７℃の範囲であり得、結晶ピーク温度に対する主ガラスは、その中に全ての値及び増分を含む４１６．９℃から５２７℃の範囲であり得る。結晶開始温度に対する二次的なガラスは、その中に全ての値及び増分を含み４６９．３℃から５３３．０℃の範囲であり得、結晶ピーク温度に対する二次的なガラスは、その中に全ての値及び増分を含む４７６．２℃から５５２℃の範囲であり得る。

さらに、形成中に鋳造表面に接触し得るリボンの側面に関わりなく、これらの合金は、それらが平坦に（すなわち１８０℃）屈曲され得るように曲げられるものであり得る。鉄基ガラス形成合金はまた、０．００１ｓ^−１の歪み速度で試験された際に以下の機械的特性を示し得る。伸びは、その中に全ての値及び増分を含む２．１０％から４．２３％の範囲であり得る。最大抗張力は、その中に全ての値及び増分を含む１．５５ＧＰａから３．３０ＧＰａの範囲であり得る。ヤング率は、その中に全ての値及び増分を含む１０３．７ＧＰａから２３０．７ＧＰａの範囲であり得る。上記の機械的特性は、形成される鉄基ガラス形成合金の単独又は組合せによって示され得る。

二酸化炭素、一酸化炭素又はそれらの混合物中で形成される鉄基ガラス形成合金の機械的特性が、以下の例によってより完全に実証されるように他の不活性環境を用いて製造されるものと比較的類似し得ることは理解され得る。この場合、以下に示されるように、一酸化炭素／二酸化炭素混合物の使用が、エンタルピーを増加させるのと同様に結晶温度に対する開始及びピークガラスを増加し得るように思われる。スピノダールガラス形成マトリクスを出現させることができる鉄基ガラス形成合金の形成において二酸化炭素、一酸化炭素及びその混合物の使用が合金組成の工程費用を低減し得ることも理解され得る。

さらに、溶融された鉄基ガラス形成合金と共に二酸化炭素を使用することが、ガラス状合金構造を形成する能力を破壊し、１５％未満までガラス容積を低減する核形成部位をもたらし得る有害な酸化物、炭化物等をもたらすと思われるけれども、これは、ここで予定される合金組成を用いた場合に現れないだろう。しかしながら、これは、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂなどの他のガラス形成合金組成に当てはまらないかもしれない。さらに、鋳造工程中に一酸化炭素、二酸化炭素及びそれらの混合物を用いることが、鋳造表面に対するガラス形成鉄合金の溶融液体の結合を改善し得、それによって、以下の例によって示されるように合金の冷却速度を増加させることが期待される。

一方、本明細書において、二酸化炭素、一酸化炭素又はそれらの混合物の処理の実証は、実験室スケールのメルトスピニングを用いて行なわれており、新規な気体／混合物の使用で示される利点が、溶融液体がチル表面で冷却される何れかの工程において重要であることが予想される。実験室スケールのメルトスピニング以外の他の例の工程は、数ミクロンまでの下限及び数ミリメートルまでの上限の厚さで、２０００ｍｍまでなどの０．１ｍｍから数千ｍｍまでの幅において、ジェット鋳造、ハイパークエンチング、プラナーフローキャスティング及び双ロール鋳造を含む。

（実施例）
以下の実施例は、例示の目的で与えられており、本明細書における詳細な説明又はここに添付された特許請求の範囲の限定を意味するものではない。

（試料調製）
高純度要素を用いて、ここに予定される、ＳＧＭＭをもたらし得る鉄基ガラス形成合金の実施例の１５ｇの合金原料が、表１に与えられる原子比率に従って計量された。次いで、各々の合金における原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。この原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、均一性を保証するために数回反転され再溶融された。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。インゴットは、表２に示される工程条件下でＣＯ_２環境においてメルトスピニングによって処理された。メルトスピニング工程中に、インゴットが、０．８１から０．８４ｍｍの範囲であり得るホール直径を有する水晶坩堝に入れられ得ることに留意すべきである。表２に示される排出圧力は、溶融された液体を坩堝内のホールを介して、表２に示される排出温度で２５０ｍｍの直径を有する急速移動銅ホイールに排出するために使用された。

（凝固したままの構造体）
ＳＤＣ−７オプションを有するパーキンエルマーＤＴＡ−７を用いて、凝固したままのリボンに熱解析が行なわれた。示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量測定（ＤＳＣ）は、流れる超高純度アルゴンの使用によって酸化から試料を保護しながら、１０℃／分の加熱速度で行なわれた。表３において、結晶転移に対するガラスに関連するＤＳＣデータは、ＭＳ６２メルトスピニング工程パラメータを用いてメルトスパンされている合金において示された。試料の全ては、１５体積％又はそれ以上のガラスの一部を含むことが見出された。これらのリボンにおいて、結晶転移に対するガラスは、４００から５５２℃の温度の範囲で、６２．７から１４３．６Ｊ／ｇの転移の結合されたエンタルピーを伴って１又は２つのステージで起こる。

（曲げ性応答）
完全に平坦に曲げるリボンの性能は、相対的に高い歪みが得られ得るが一般的な曲げ試験によっては測定されない延性状態を示し得る。リボンがそれら自身の周りに完全に折り畳まれると、それらは、完全な力学から由来する１１９．８％ほど高いものであり得る歪みを経験し得る。実際、歪みは、リボンの張力側において５７％以下から９７％以下の範囲であり得る。１８０°の屈曲（すなわち平坦）中に、４つのタイプの挙動が観察された。タイプ１の挙動−破壊なしに曲げられない。タイプ２の挙動−ホイールサイドアウトを有する一側において曲げられる。タイプ３の挙動：フリーサイドアウトを有する一側で曲げられる。第タイプ４の挙動−両サイドにおいて曲げられる。“ホイールサイド”との言及は、メルトスピニング中にホイールに接触したリボンの側として理解され得る。表４において、特定の挙動タイプを含む１８０°の屈曲の結果のまとめは、研究された合金において見られた。

（引張試験結果）
金属リボンの機械的特性は、マイクロスケール引張試験を用いて室温で得られた。この試験は、ＭＴＥＳＴウィンドゥズソフトウエアプログラムによって監視及び制御されたフラム（Fullam）によって作られた市販の引張ステージにおいて行なわれた。１つのグリッピングジョー（gripping jaw）の端部に接続された加重セルによって加重が測定された一方で、グリッピングシステムを用いたステッピングモータによって変形が適用された。ゲージ長の変化を測定するために２つのグリッピングジョーに付けられた線形可変作動変圧器（LVDT: Linear Variable Differential Transformer）を用いて移動が得られた。試験前、リボンの厚さ及び幅は、ゲージ長の異なる位置において少なくとも３回注意深く測定された。次いで、平均値は、ゲージ厚さ及び幅として記録され、後続の応力及び歪み計算用の入力パラメータとして使用された。全ての試験は、０．００１ｓ^−１以下の歪み速度で位置制御の下で行なわれた。

表５において、ゲージ寸法、伸び、破壊加重、降伏応力、極限強度及びヤング率を含む引張試験の結果のまとめは、表１のそれぞれの合金に対して示される。メルトスピニング工程から生じる偶発的なマクロ欠陥が特性を低下させる局所応力をもたらし得るので、それぞれの異なる試料が３回測定されたことに留意すべきである。ＣＯ_２において処理されるファイバーにおいて、総伸び値は、２．１０〜３．２９ＧＰａの引張強度値を用いて２．１０〜４．２３％まで変化する。ヤング率は、１０３．７〜２３０．７ＧＰａまで変化することが見られた。表５及び６に示される結果が機械適合性及び幾何学的な断面積に対して調整されていることに留意すべきである。

（ケース実施例１）
高純度要素を用いて、合金１３及び１４の１５ｇの合金原料は、表１に提供される原子比率に従って計量された。次いで、原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、均一性を保障するために数回反転され、再溶融せれた。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。次いで、得られたフィンガーは、０．８１ｍｍ以下のホール直径を有する水晶坩堝の溶融スピニングチャンバーに配置された。インゴットは、表６に示される工程条件下において、１／３ａｔｍの体積混合雰囲気によって９０体積％のＣＯ_２及び１０体積％のＣＯ中で処理された。

ＤＳＣ−７オプションを有するパーキンエルマーＤＴＡ−７システムを用いて凝固されたままのリボンに熱解析が行なわれた。示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量測定（ＤＳＣ）は、流れる超高純度アルゴンの使用によって酸化から保護された試料を用いて、１０℃／分の加熱速度で行なわれた。表７において、結晶転移に対するガラスに関連するＤＳＣデータは、種々のメルトスピニング工程パラメータを用いてメルトスパンされている合金において示された。試料の全ては、１５体積％又はそれ以上の比較的多量のガラスの一部を含むことが見出された。結晶転移に対するガラスは、合金１３においては１つのステージ、合金１４においては２つのステージで、４８６．３から５３１．１℃の温度の範囲で、合金１３においては７３．５Ｊ／ｇ、合金１４においては８４．５Ｊ／ｇの転移のエンタルピーを伴って起こる。

完全に平坦に屈曲するリボンの性能は、相対的に高い歪みが得られるが一般的な曲げ試験によって測定されない延性状態を示し得る。リボンがそれら自身の周りに完全に折り畳まれると、それらは、完全な力学から由来する１１９．８％ほど高いものであり得る歪みを経験し得る。実際、歪みは、リボンの張力側において５７％以下から９７％以下の範囲であり得る。表８において、特定の挙動タイプを含む１８０°の屈曲結果のまとめは、研究された合金に対して示され、全ては、試料が両側に曲げられたことを意味し、延性試料が実現されたことを示すタイプ４の屈曲挙動を示すことが見出された。

金属リボンの機械的特性は、マイクロスケールの引張試験を用いて室温で行なわれた。この試験は、ＭＴＥＳＴウィンドゥズソフトウエアプログラムによって監視及び制御されたフラム（Fullam）によって作られた市販の引張ステージにおいて行なわれた。１つのグリッピングジョーの端部に接続された加重セルによって加重が測定された一方で、グリッピングシステムを用いたステッピングモータによって変形が適用された。ゲージ長の変化を測定するために２つのグリッピングジョーに付けられた線形可変作動変圧器を用いて移動が得られた。試験前、リボンの厚さ及び幅は、ゲージ長の異なる位置において少なくとも３回注意深く測定された。次いで、平均値は、ゲージ厚さ及び幅として記録され、後続の応力及び歪み計算用の入力パラメータとして使用された。全ての試験は、０．００１ｓ^−１以下の歪み速度で位置制御の下で行なわれた。

表９において、ゲージ寸法、伸び、破壊加重、降伏応力、極限強度及びヤング率を含む引張試験の結果のまとめは、（ＣＯ_２＋ＣＯ）混合雰囲気で処理した後における両合金において示される。メルトスピニング工程から生じる偶発的なマクロ欠陥が特性を低下させる局所応力をもたらし得るので、それぞれの異なる試料が３回測定されたことに留意すべきである。見られるように、総伸び値は、２．５５〜２．７５ＧＰａの引張強度値を用いて２．８０〜３．４０％まで変化する。ヤング率は、１４７．９〜１８３．４ＧＰａまで変化することが見られた。表９に示される結果が機械適合性及び幾何学的な断面積に対して調整されていることに留意すべきである。

（ケース実施例２）
高純度要素を用いて、合金１４の１５ｇの合金原料は、表１に提供される原子比率に従って計量された。次いで、原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、均一性を保障するために数回反転され、再溶融せれた。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。次いで、得られたフィンガーは、０．８１ｍｍ以下のホール直径を有する水晶坩堝の溶融スピニングチャンバーに配置された。インゴットは、表１０に示される工程条件及び雰囲気下においてメルトスピニングによって処理された。

ＤＳＣ−７オプションを有するパーキンエルマーＤＴＡ−７システムを用いて凝固されたままのリボンに熱解析が行なわれた。示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量測定（ＤＳＣ）は、流れる超高純度アルゴンの使用によって酸化から保護された試料を用いて、１０℃／分の加熱速度で行なわれた。表１１において、結晶転移に対するガラスに関連するＤＳＣデータは、種々のメルトスピニング工程パラメータを用いてメルトスパンされている合金において示された。試料の全ては、１５体積％又はそれ以上の多量のガラスの一部（a fraction of）を含むことが見出された。結晶転移に対するガラスは、４８６から５３４℃の温度の範囲で、７３．５Ｊ／ｇから１２５Ｊ／ｇの転移のエンタルピーを伴って１又は２つのステージで起こる。この結果は、不活性気体での処理中に実現されるものに適合する範囲であるＤＴＡデータの類似性によって示されるように、ＣＯ_２又は混合されたＣＯ_２＋ＣＯ雰囲気の何れかでの処理の際に１５体積％又はそれ以上の高量のガラスが得られ得ることを示す。

完全に平坦に屈曲するリボンの性能は、相対的に高い歪みが得られるが一般的な曲げ試験によって測定されない延性状態を示し得る。リボンがそれら自身の周りに完全に折り畳まれると、それらは、完全な力学から由来する１１９．８％ほど高いものであり得る歪みを経験し得る。実際、歪みは、リボンの張力側において５７％以下から９７％以下の範囲であり得る。表１２において、特定の挙動タイプを含む１８０°の屈曲結果のまとめは、研究された合金に対して示され、全ては、試料が両側に曲げられたことを意味し、延性試料が実現されたことを示すタイプ４の屈曲挙動を示すことが見出された。この結果は、ＣＯ_２又は混合されたＣＯ_２＋ＣＯ雰囲気の何れかでの処理の際に、不活性気体での処理中に実現されるものと同様の方式で曲げ延性が実現され得ることを示す。

表１３において、ゲージ寸法、伸び、破壊加重、降伏応力、極限強度及びヤング率を含む引張試験の結果のまとめは、種々の雰囲気で処理した後における合金において示される。メルトスピニング工程から生じる偶発的なマクロ欠陥が特性を低下させる局所応力をもたらし得るので、それぞれの異なる試料が３回測定されたことに留意すべきである。見られるように、総伸び値は、１．６４〜３．３０ＧＰａの引張強度値を用いて１．５５〜３．４２％まで変化する。ヤング率は、１１９．２〜１９３．７ＧＰａまで変化することが見られた。表１３に示される結果が機械適合性及び幾何学的な断面積に対して調整されていることに留意すべきである。この結果は、ＣＯ_２又は混合されたＣＯ_２＋ＣＯ雰囲気の何れかでの処理の際に、曲げ延性が、不活性気体での処理中に実現されるものと適合する範囲にあったことを示す。

（ケース実施例３）
高純度要素を用いて、合金５の１５ｇの合金原料は、表１に提供される原子比率に従って計量された。次いで、原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、均一性を保障するために数回反転され、再溶融された。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。次いで、得られたフィンガーは、０．８１ｍｍ以下のホール直径を有する水晶坩堝の溶融スピニングチャンバーに配置された。インゴットは、表１４に示される工程条件下において完全及び部分的な（１／３）ＣＯ_２雰囲気でメルトスピニングによって処理された。

ＤＳＣ−７オプションを有するパーキンエルマーＤＴＡ−７システムを用いて凝固されたままのリボンに熱解析が行なわれた。示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量測定（ＤＳＣ）は、流れる超高純度アルゴンの使用によって酸化から保護された試料を用いて、１０℃／分の加熱速度で行なわれた。表１５において、結晶転移に対するガラスに関連するＤＳＣデータは、種々のメルトスピニング工程パラメータを用いてメルトスパンされている合金において示された。両方の試料は、１５体積％又はそれ以上の多量のガラスの一部を含むことが見出された。結晶転移に対するガラスは、４８５から４９５．２℃の温度の範囲で、転移の同様のエンタルピーを伴って１つのステージで起こる。

完全に平坦に屈曲するリボンの性能は、相対的に高い歪みが得られるが一般的な曲げ試験によって測定されない延性状態を示し得る。リボンがそれら自身の周りに完全に折り畳まれると、それらは、完全な力学から由来する１１９．８％ほど高いものであり得る歪みを経験し得る。実際、歪みは、リボンの張力側において５７％以下から９７％以下の範囲であり得る。表１６において、特定の挙動タイプを含む１８０°の屈曲結果のまとめは、研究された合金に対して示され、全ては、試料が両側に曲げられたことを意味し、延性試料が実現されたことを示すタイプ４の屈曲挙動を示すことが見出された。

表１７において、ゲージ寸法、伸び、破壊加重、降伏応力、極限強度及びヤング率を含む引張試験の結果のまとめは、チャンバー内における種々の圧力でＣＯ_２で処理した後における両合金において示される。メルトスピニング工程から生じる偶発的なマクロ欠陥が特性を低下させる局所応力をもたらし得るので、それぞれの異なる試料が３回測定されたことに留意すべきである。見られるように、総伸び値は、ＣＯ_２の完全な雰囲気において製造されたリボンにおいて２．９７〜３．３０ＧＰａの引張強度値を用いて２．８９〜３．８９％まで変化する。ヤング率は、１４５．９〜１５８．８ＧＰａまで変化することが見られた。ＣＯ_２の１／３雰囲気において製造されたリボンにおいて、総伸び値は、１．５５〜２．８０ＧＰａの引張強度値を用いて２．２２〜４．００％まで変化する。ヤング率は、１３０．５〜１６２．７ＧＰａまで変化することが見られた。表１７に示される結果が機械適合性及び幾何学的な断面積に対して調整されていることに留意すべきである。

（ケース実施例４）
高純度要素を用いて、合金１４の１５ｇの合金原料は、表１に提供される原子比率に従って計量された。次いで、原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、均一性を保障するために数回反転され、再溶融された。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。次いで、得られたフィンガーは、０．８１ｍｍ以下のホール直径を有する水晶坩堝の溶融スピニングチャンバーに配置された。インゴットは、ＲＦ誘導を用いて１／３ａｔｍの同圧において空気中又はＣＯ_２中で溶融され紡糸（スパン）され、次いで、２５ｍ／ｓの接線速度で移動する２４５ｍｍの直径の銅ホイールに排出された。

回転冷却銅ホイールから振り落とされたリボンの温度に対する処理雰囲気の効果を調べるために、ＣＯ_２及び空気中で行なわれたメルトスピニングは、デジタルビデオレコーダーを用いて記録された。両方の処理雰囲気において、安定な溶融排出及び連続する流れから、連続するファイバーが形成された。しかしながら、銅ホイールから振り落とされたファイバーは、処理ガスの環境に依存した異なる色を有する。図１に示されるように、空気中で処理された際にファイバーは、２つの小さな矢印によって示されるように、赤くなった（すなわち、８００℃以上）。一方、ＣＯ_２で処理されたファイバーは、図２の２つの矢印によって示されるように、赤々としないような非常に低温であった（すなわち、８００℃以下）。そのため、この結果は、比較的良好な結合が、空気雰囲気を用いた場合よりＣＯ_２雰囲気を用いた際に実現された。良好な結合とは、ＣＯ_２雰囲気においてより多くの熱移動が銅チルホイール表面に生じたことを意味する。結果として、リボンが銅ホイールから振り落とされた後に、空気中でよりＣＯ_２中でリボンが低温に冷却されることが見られる。

（ケース実施例５）
高純度要素を用いて、合金１３の１５ｇの合金原料は、表１に提供される原子比率に従って計量された。次いで、原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、均一性を保障するために数回反転され、再溶融せれた。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。次いで、得られたフィンガーは、０．８１ｍｍ以下のホール直径を有する水晶坩堝の溶融スピニングチャンバーに配置された。インゴットは、表１８に示される工程条件下で処理された。

ＣＯ_２中及び空気中で製造される両方のリボンは、マイクロスケール引張試験を用いて室温において張力中で試験された。この試験は、ＭＴＥＳＴウィンドゥズソフトウエアプログラムによって監視及び制御されたフラム（Fullam）によって作られた市販の引張ステージにおいて行なわれた。１つのグリッピングジョーの端部に接続された加重セルによって加重が測定された一方で、グリッピングシステムを用いたステッピングモータによって変形が適用された。ゲージ長の変化を測定するために２つのグリッピングジョーに付けられたLVDTを用いて移動が得られた。試験前、リボンの厚さ及び幅は、ゲージ長の異なる位置において少なくとも３回注意深く測定された。次いで、平均値は、ゲージ厚さ及び幅として記録され、後続の応力及び歪み計算用の入力パラメータとして使用された。全ての試験は、０．００１ｓ^−１以下の歪み速度で位置制御の下で行なわれた。試料のゲージ長は、４０ｍｍであった。両方の試料は、故障するまで試験された。表１９において、ゲージ寸法、伸び、破壊加重、降伏応力、極限強度及びヤング率を含む引張試験の結果のまとめは、種々の雰囲気で処理した後における合金において示される。表１９に示される結果が機械適合性及び幾何学的な断面積に対して調整されていることに留意すべきである。

変形した両方のリボンの表面は、カールツァイスエスエムティインク（Carl Zeiss SMT Inc.）によって製造されたEVO-MA10走査電子顕微鏡を用いて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって調べられた。メルトスパンされたリボンは、金属組織学結合クリップを用いて標準金属組織プレートに載置された。一般的な動作条件は、１７．５ｋＶの電子線エネルギー、２．４Ａのフィラメント電流、及び、８００のスポットサイズセッティングであった。空気中及び二酸化炭素中で製造された変形された合金１４のリボンの表面のＳＥＭの第２の電子顕微鏡写真は、それぞれ図３ａ及び図３ｂに示される。両方の試料は、多数のせん断帯による変形を実証し、ＳＧＭＭ構造による誘導せん断帯鈍化（ISBB: Induced Shear Band Blunting）及び既存のせん断帯による誘導せん断帯抑止（ISBA: Induced Shear Band Arresting）の両方を示す。また、空気中で製造されたリボン（図３ａに示される）が、ＣＯ_２中で製造されたもの（図３ｂに示される）に比べてより粗い不均一な表面を有することが見られることに留意すべきである。より滑らかなリボンが、より少ない表面欠陥を含み、より均一な特性を示すことが期待されるので、より滑らかなリボンが多くの用途における利点である。

（ケース実施例６）
市販の高純度要素を用いて、合金１３の１５ｇの合金原料は、表１に提供される原子比率に従って計量された。次いで、原料は、アーク溶融システムの銅炉床に配置された。原料は、遮蔽ガスとして高純度アルゴンを用いてインゴットにアーク溶融された。インゴットは、組成均一性を保障するために数回反転され、再溶融せれた。混合後、次いで、インゴットは、約１２ｍｍの幅、３０ｍｍの長さ及び８ｍｍの厚さのフィンガー形態に鋳造された。次いで、得られたフィンガーは、０．８１ｍｍ以下のホール直径を有する水晶坩堝の溶融スピニングチャンバーに配置された。インゴットは、ＲＦ誘導を用いて１／３ａｔｍの圧力においてＣＯ_２中でメルトスパンされ、次いで、２５ｍ／ｓの接線速度で移動する２４５ｍｍの直径の銅ホイールに排出された。

延性曲げ挙動を実証するファイバーセグメントでＴＥＭ試料が調製された。ファイバーが単一の冷却銅ホイールを用いて製造されたので、ファイバー厚さにわたって冷却速度勾配があることを可能にし、それは、ファイバー厚さにわたって変化する構造をもたらす。ＣＯ２中で処理されたファイバーのナノ構造を完全に同定するために、断面ＴＥＭ試料は、新たに開発された工程を用いて用意された。５ｍｍ以下の長さの選択されたファイバーセグメントは、５分間エポキシに載置された。一晩中完全に硬化した後、エポキシマトリクスと共にファイバーセグメントは、ＳｉＣサンドペーパーを用いて機械的に研磨され、続いてファイバー幅の２分の１（０．７５ｍｍ以下）を除去するために磨かれた。次いで、ファイバーセグメントは、反転され、エポキシに再載置された。同一の研磨及び磨き工程は、ＴＥＭ断面が１０μｍ未満の薄さになるまで行なわれた。次いで、観察用の薄い領域は、イオンミリングによって生成された。ＴＥＭ調査は、ＪＥＭ２１００ＨＲＴＥＭにおいて行なわれた。

ＴＥＭの結果は、図４ａ〜図４ｃにおいて与えられ、ホイールサイド表面（４ａ）、中心領域（４ｂ）及びフリーサード表面（４ｃ）に近い領域において見られる構造を表す。ホイールサイド表面に近い領域における構造は、主にアモルファスであり、秩序構造を示す非常に少ない２〜３ｎｍの粒子を有する。ファイバーの中心に近い領域には、ガラスマトリクスによって囲われる結晶領域がある（図４ｂ）。各々の個々の結晶領域は、ガラスマトリクスに分布され、ＳＧＭＭ構造と見なされ得る数十ナノメートルサイズの多くの結晶を含む。選択された領域の電子回折パターン（図４ｂの挿絵）は、このナノ結晶がＢＣＣ及びＦＣＣ構造の混合であることを示す。フリーサイドに近い領域には、主に、一般に数十ナノメートルサイズである幾つかのナノ結晶を含むガラス状合金がある。ホイールサイドに近い領域よりこの領域に、より多くのナノ結晶がある。３つの領域において見られる異なるナノ構造は、ファイバー厚さにわたって変化する冷却速度に適合しているが、全ての実施例は、ガラス状合金マトリクスにおけるナノスケールの析出物をもたらすスピノーダル分解の種々のステージを明らかに示す。

幾つかの方法及び実施形態の前述の説明は、例示の目的で提供されている。それは、包括的であることを意図せず、開示された明確な段階及び／又は形態に特許請求の範囲を限定することを意図しない。本発明の範囲は、ここに添付された特許請求の範囲によって画定されるものである。

Claims

鉄基ガラス形成合金の原料を供給する段階であって、前記鉄基ガラス形成合金が、
４０．５〜６５．５原子％の鉄、
１３．０〜１７．５原子％のニッケル、
２．０〜２１．５原子％のコバルト、
１１．５〜１７．０原子％のホウ素、
２．０〜２０．５原子％のクロム、並びに、
４．０〜８．０原子％の炭素、及び、０．３〜４．５原子％のシリコンのうちの少なくとも１つを含む段階と、
前記原料を溶融する段階と、
不活性気体、及び、５０％又はそれ以上の二酸化炭素、一酸化炭素又はそれらの混合物から選択される気体を含む環境で前記原料を長状体に鋳造する段階であって、前記気体の圧力が、０．１ａｔｍから０．６７ａｔｍである段階と、
を含む、鉄基ガラス形成合金の形成方法。
スピノダールガラス形成マトリクスが鋳造後に生じる、請求項１に記載の方法。
鋳造後の前記鉄基ガラス形成合金が、４００℃〜５５２℃の範囲の結晶転移に対する１つ又は複数のガラスを示す、請求項１に記載の方法。
鋳造後の前記鉄基ガラス形成合金が、０．００１ｓ^−１の歪み速度で２．１０％〜４．２３％の範囲の伸びを示す、請求項１に記載の方法。
鋳造後の前記鉄基ガラス形成合金が、１．５５ＧＰａ〜３．３０ＧＰａの範囲の最大抗張力を示す、請求項１に記載の方法。
鋳造後の前記鉄基ガラス形成合金が、１０３．７ＧＰａ〜２３０．７ＧＰａの範囲のヤング率を示す、請求項１に記載の方法。
鋳造が、メルトスピニング、ジェット鋳造、ハイパークエンチング、プラナーフローキャスティング及び双ロール鋳造の１つ又はそれ以上から選択される、請求項１に記載の方法。
前記原料がリボンに鋳造される、請求項１に記載の方法。
前記原料がワイヤに鋳造される、請求項１に記載の方法。
一酸化炭素及び二酸化炭素の混合物が存在し、一酸化炭素が前記混合物の総量の１％〜９９％で存在し、二酸化炭素が前記混合物の総量の９９％〜１％で存在する、請求項１に記載の方法。
前記長状体が０．１ｍｍ〜２０００ｍｍの範囲の厚さを有する、請求項１に記載の方法。
前記長状体が、前記ガラスの容積を１５％未満まで低減する核形成部位を含まない、請求項１に記載の方法。