JPH01275717A - 微細結晶合金の製造方法 - Google Patents
微細結晶合金の製造方法Info
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- JPH01275717A JPH01275717A JP63106476A JP10647688A JPH01275717A JP H01275717 A JPH01275717 A JP H01275717A JP 63106476 A JP63106476 A JP 63106476A JP 10647688 A JP10647688 A JP 10647688A JP H01275717 A JPH01275717 A JP H01275717A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔座業上の利用分野〕
、本発明はバネ材や補強材等高強度でねはさが要求され
る用途に好適な微細な結晶粒組織を有する合金の製造方
法に関するものである。
る用途に好適な微細な結晶粒組織を有する合金の製造方
法に関するものである。
従来、バネ材や補強材等に用いられる高強度合金として
は、Feを主体とし、Cを1,51量チ以下、S s
t Mn* N t + Cr + Mo + W +
Vなどが少量(約2〜3重量%以下)含まれている合
金が用いられていた。
は、Feを主体とし、Cを1,51量チ以下、S s
t Mn* N t + Cr + Mo + W +
Vなどが少量(約2〜3重量%以下)含まれている合
金が用いられていた。
しかしながら、通常の溶解加工熱処理により製造される
これらの合金は、結晶粒が大きく、引張り強さは300
吟/−以下であるが、高温強度は十分でない。また、硬
さ等も十分でない。
これらの合金は、結晶粒が大きく、引張り強さは300
吟/−以下であるが、高温強度は十分でない。また、硬
さ等も十分でない。
近年、高強度の合金として非晶質合金が注目を集めてい
るが、引張シ強度は200〜330 V−程度が一般的
であシ、熱により特性が劣化する問題点があり、特に信
頼性が要求される場合問題が大きかった。このため一部
の用途しか使用されてぃない。
るが、引張シ強度は200〜330 V−程度が一般的
であシ、熱により特性が劣化する問題点があり、特に信
頼性が要求される場合問題が大きかった。このため一部
の用途しか使用されてぃない。
ところで非晶質合金と同組成の遷移金属中にSi。
B、C等の半金属元素を含む結晶質合金は、通常の製造
方法では、得られた生成物の結晶粒が粗大であり特性的
に十分でない0 このような欠点を改良した合金としては、特公昭30−
32704に記載されているものがある。
方法では、得られた生成物の結晶粒が粗大であり特性的
に十分でない0 このような欠点を改良した合金としては、特公昭30−
32704に記載されているものがある。
この合金は超微細結晶粒の基本固溶体相に複合ホウ化物
粒子をランダムに散在させた構造であり、電子顕微鏡写
真による観察で、基本固溶体相の超微#l結晶粒はその
最大寸法で測定した平均粒径が3μm未満であり、複合
はう化物粒子はその最大寸法で測定した平均校区が1μ
m未満である合金であって、組成R工My (B *
P 、C* 81 ) zを有し、式中、Rは鉄、コバ
ルトまたはニッケルの1fit、Mはクロム、モリブデ
ン、タングステン、バナジウム。
粒子をランダムに散在させた構造であり、電子顕微鏡写
真による観察で、基本固溶体相の超微#l結晶粒はその
最大寸法で測定した平均粒径が3μm未満であり、複合
はう化物粒子はその最大寸法で測定した平均校区が1μ
m未満である合金であって、組成R工My (B *
P 、C* 81 ) zを有し、式中、Rは鉄、コバ
ルトまたはニッケルの1fit、Mはクロム、モリブデ
ン、タングステン、バナジウム。
ニオブ、チタン、タンタル、アルミニウム、スズ。
ゲルマニウム、アンチモン、ベリリウム、ジルコニウム
、マンガンおよび銅の1sまたはそれ以上であり、B、
P、C及びSiはそれぞれホウ素、リン、炭素及びケイ
素を表わし、x、yおよび2はそれぞれR,M及び(B
、P+C+Si)の原子チを表わし、かつ x=30〜85.y=5〜65.z=5〜16の関係を
示すホウ素含有遷移金属合金である0この合金は非晶質
合金を生成させた後、この合金を同相線温度の0.6〜
0,95範囲内の温度に加熱し作製される結晶質合金で
ある。この合金のビッカース硬さは熱処理1組成により
異なるが300〜1000程度である。
、マンガンおよび銅の1sまたはそれ以上であり、B、
P、C及びSiはそれぞれホウ素、リン、炭素及びケイ
素を表わし、x、yおよび2はそれぞれR,M及び(B
、P+C+Si)の原子チを表わし、かつ x=30〜85.y=5〜65.z=5〜16の関係を
示すホウ素含有遷移金属合金である0この合金は非晶質
合金を生成させた後、この合金を同相線温度の0.6〜
0,95範囲内の温度に加熱し作製される結晶質合金で
ある。この合金のビッカース硬さは熱処理1組成により
異なるが300〜1000程度である。
しかしながら、上記合金の結晶粒はかならずしも均質で
なく、強度的にも不十分である0本発明者等は先に特願
昭62−073717で高硬度合金及びその製造法につ
いて出願した。
なく、強度的にも不十分である0本発明者等は先に特願
昭62−073717で高硬度合金及びその製造法につ
いて出願した。
しかしながら、これらの合金は硬度は高いが、脆化しや
すく、バネ材や補強材等高強度でねげさが要求される用
途には不適切である。
すく、バネ材や補強材等高強度でねげさが要求される用
途には不適切である。
本発明の目的は、高強度でねはく特性ばらつきの小さい
微細結晶合金を提供することを目的とする0 〔問題点を解決するための手段〕 上記問題点を解決するために鋭意検討の結果、本発明者
等は、Cuを0.1から10原子% 、 Nb 。
微細結晶合金を提供することを目的とする0 〔問題点を解決するための手段〕 上記問題点を解決するために鋭意検討の結果、本発明者
等は、Cuを0.1から10原子% 、 Nb 。
W 、Ta * Zr z Hf 、Ti及びMoから
なる群から選ばれた少なくとも1徨の元素を0.1から
30原子チ含むFe −Co −Ni系非晶質合金を作
製後、これを加熱し結晶化させ微細な結晶粒を形成する
Fe−Co−Ni系合金の製造方法において、まず結晶
化目的の熱処理を450〜700℃の温度で行った後、
更に700℃以上、合金の融点未満の温度で熱処理する
ことにより、高強度でねば〈特性はらつきの小さい微細
結晶合金を製造することができることを見い出し本発明
に想到した。
なる群から選ばれた少なくとも1徨の元素を0.1から
30原子チ含むFe −Co −Ni系非晶質合金を作
製後、これを加熱し結晶化させ微細な結晶粒を形成する
Fe−Co−Ni系合金の製造方法において、まず結晶
化目的の熱処理を450〜700℃の温度で行った後、
更に700℃以上、合金の融点未満の温度で熱処理する
ことにより、高強度でねば〈特性はらつきの小さい微細
結晶合金を製造することができることを見い出し本発明
に想到した。
本発明製造方法に係る合金において、m、w。
Ta 、 Zr 、 Hf 、 Ti及びMOからなる
群から選ばれた少なくとも1種の元素とCuは必須の元
素であり、初めの結晶化熱処理の際、炉晶粒を著しく微
細化し均一に分布させる効果を肩する。
群から選ばれた少なくとも1種の元素とCuは必須の元
素であり、初めの結晶化熱処理の際、炉晶粒を著しく微
細化し均一に分布させる効果を肩する。
Cuの好ましい含有量は0.1〜10w、子% 、 N
b 。
b 。
W、 Ta 、 Zr 、 Hf 、 Ti及びMOか
らなる群から選ばれた少なくとも1種の元素の好ましい
含有量は、0.1〜30原子チである。
らなる群から選ばれた少なくとも1種の元素の好ましい
含有量は、0.1〜30原子チである。
また特に好ましい非晶質化元素はSi、Bであり、Si
、Btl−1s加することにより容易に非晶質化が可能
となシ、結晶化目的の熱処理および高温での熱処理で均
質な結晶粒が形成されやすくなる。
、Btl−1s加することにより容易に非晶質化が可能
となシ、結晶化目的の熱処理および高温での熱処理で均
質な結晶粒が形成されやすくなる。
特に好ましいSiの含有i−は0〜13m+チ、Bの官
有量は6〜17原子チ、SiとBの総量は16〜25原
子−である。この範囲をはずれると不均一な形態の結晶
粒が形成したり、脆化しやすくなる傾向がある。
有量は6〜17原子チ、SiとBの総量は16〜25原
子−である。この範囲をはずれると不均一な形態の結晶
粒が形成したり、脆化しやすくなる傾向がある。
本発明において、非晶質合金は公知の単ロール法、双ロ
ール法1回転液中紡糸法、アトマイズ法等の液体急冷法
や蒸着法、スパッター法、イオンブレーティング法等の
気相急冷法等にゝより作製することができる。
ール法1回転液中紡糸法、アトマイズ法等の液体急冷法
や蒸着法、スパッター法、イオンブレーティング法等の
気相急冷法等にゝより作製することができる。
結晶化のための第1の熱処理は、通常450℃から70
0℃の温度で行われ、超微細な固溶体結晶粒を均一に形
成する目的で行われる。この熱処理により均一な結晶粒
とすることにより、第2の熱処理後の結晶粒組織をより
均一にすることができる。
0℃の温度で行われ、超微細な固溶体結晶粒を均一に形
成する目的で行われる。この熱処理により均一な結晶粒
とすることにより、第2の熱処理後の結晶粒組織をより
均一にすることができる。
熱処理後の結晶粒径は通常500A〜6μmである場合
が多い。
が多い。
第1の結晶化目的の熱処理だけしか行なわない場合は、
合金が脆い傾向があるが、これに続いて行われる第2の
熱処理により複合ホウ化物が均一に分散して形成すると
固溶体中の固溶元素量が減りねばくなる。
合金が脆い傾向があるが、これに続いて行われる第2の
熱処理により複合ホウ化物が均一に分散して形成すると
固溶体中の固溶元素量が減りねばくなる。
本発明の製造方法のようにCuとNb 、W、 Ta
、 Zr* Hf # Tl及びMOの添加効果により
一回低温で均一に微結晶化させ、第2の熱処理により従
来より均一に複合ホウ化物を形成することにより従来の
合金よりより強度の強いものが得られるし、特性ばらつ
きも減らすことができる。
、 Zr* Hf # Tl及びMOの添加効果により
一回低温で均一に微結晶化させ、第2の熱処理により従
来より均一に複合ホウ化物を形成することにより従来の
合金よりより強度の強いものが得られるし、特性ばらつ
きも減らすことができる。
本発明に係る合金はまた、Fe 、 Co 、Ni 、
Nb 、W、Ta 、Zr 、Hf 、Ti 、Mo
、Cu以外にFe 、 Co * Ni総景の50%未
満のCr * Mn + V e Fe 、Co −N
l h量の20原子−以下のRu 、 Rh 、 Pd
、 Re + Os + Ir t Pt 。
Nb 、W、Ta 、Zr 、Hf 、Ti 、Mo
、Cu以外にFe 、 Co * Ni総景の50%未
満のCr * Mn + V e Fe 、Co −N
l h量の20原子−以下のRu 、 Rh 、 Pd
、 Re + Os + Ir t Pt 。
Au 、 Ag + Zn 、 Sn 、 Atを含む
ことができる。
ことができる。
オた半金属元素として、Si、B以外に、7.5原子チ
以下のC、Ga 、 Ge * P 、 Beを含むこ
とができる0 このほかに不純物元素として数チ以下のN、0゜S 、
Mg * Ca 、 Na 、 K等を含むことがで
きる。
以下のC、Ga 、 Ge * P 、 Beを含むこ
とができる0 このほかに不純物元素として数チ以下のN、0゜S 、
Mg * Ca 、 Na 、 K等を含むことがで
きる。
また微量添加元素として1チ以下の5ctY、La希土
類元素等を含むこともできる。
類元素等を含むこともできる。
本発明に係る合金は薄帯、線、膜や粉末等の形態で通常
得られるが、これを押し出し、ホットプレス、圧延等に
よシ加熱しながら結合させることによυパルク合金を得
ることもできる。
得られるが、これを押し出し、ホットプレス、圧延等に
よシ加熱しながら結合させることによυパルク合金を得
ることもできる。
以下本発明を実施例に従って説明するが、本発明は、こ
れらに限定されるものではない。
れらに限定されるものではない。
実施例1
原子チでCu1%、Nb3’tJ、Si2%、B13%
残部冥質的にFeからなる組成の合金溶湯を単ロール法
により急冷し、厚さ15μm2幅5mの非晶質合金を作
製した。次にこの合金薄帯を窒素ガス雰囲気中で570
℃に1時間保持する熱処理を行った。
残部冥質的にFeからなる組成の合金溶湯を単ロール法
により急冷し、厚さ15μm2幅5mの非晶質合金を作
製した。次にこの合金薄帯を窒素ガス雰囲気中で570
℃に1時間保持する熱処理を行った。
熱処理後の合金はbccFe固溶体の結晶ピークしか認
められなかった。透過電子顕微鏡による観察の結果、組
織の大部分が粒径1000A以下の超微細な結晶粒組織
を有していた。
められなかった。透過電子顕微鏡による観察の結果、組
織の大部分が粒径1000A以下の超微細な結晶粒組織
を有していた。
次にこの合金を水素ガス雰囲気中970℃に75分保持
する熱処理を行った。熱処理後の合金のX線回折パター
ンを第1図に示す。bccFe固溶体以外に複合ホウ化
物の結晶ピークが認められた。曲は試験の結果この合金
は180 曲げが可能であシ十分な延性を有していた。
する熱処理を行った。熱処理後の合金のX線回折パター
ンを第1図に示す。bccFe固溶体以外に複合ホウ化
物の結晶ピークが認められた。曲は試験の結果この合金
は180 曲げが可能であシ十分な延性を有していた。
ビッカース硬さは750、引張り強度は約300 kq
/−であった。次にこの合金を700℃に30分保持し
ビッカース硬さ、引張り強度を測定したがほとんど変化
がなく、高温において機械的特性劣化が小さいことが5
1認された。
/−であった。次にこの合金を700℃に30分保持し
ビッカース硬さ、引張り強度を測定したがほとんど変化
がなく、高温において機械的特性劣化が小さいことが5
1認された。
実施例2
原子チでCu 1%、 Nb 3%、 Si 7%、B
9%残部実質的にFeからなる組成の合金溶湯を単ロー
ル法により急冷し、厚さ14μm1幅5舅の非晶質合金
を作製した。次にこの合金薄帯を窒素ガス雰囲気中で5
70℃に1時間保持する熱処理を行った。
9%残部実質的にFeからなる組成の合金溶湯を単ロー
ル法により急冷し、厚さ14μm1幅5舅の非晶質合金
を作製した。次にこの合金薄帯を窒素ガス雰囲気中で5
70℃に1時間保持する熱処理を行った。
熱処理後の合金は脆化しておシ、折シ曲げると破断した
。X線回折の結果この合金はbccFe固溶体主体の合
金であることが確認された。
。X線回折の結果この合金はbccFe固溶体主体の合
金であることが確認された。
次にこの合金を水素ガス雰囲気中1000℃に1時間保
持する熱処理を行った。熱処理後の合金のXi回折パタ
ーンを第2図に示す。
持する熱処理を行った。熱処理後の合金のXi回折パタ
ーンを第2図に示す。
実施例1と同様bccFe固溶体の結晶ピーク以外に(
Fe 、 Mh B等の複合ホウ化物が形成しているの
が確認された。
Fe 、 Mh B等の複合ホウ化物が形成しているの
が確認された。
次に、この合金薄帯の折曲は試験を行った。
180 曲けが可能であり十分な延性を示すことが確認
された。
された。
実施例3
第1表に示す組成の非晶質合金を作製後第1懺に示す熱
処理を行ない、折曲は試験、引張シ試馳を行った。引張
υ試験は20ケ所行ないばらつきを調べた。得られた結
果を第1表に示す。
処理を行ない、折曲は試験、引張シ試馳を行った。引張
υ試験は20ケ所行ないばらつきを調べた。得られた結
果を第1表に示す。
第 1 表
引張シ強度はらつき:(中心値−最低値)/中心値衣か
られかるように本製造方法によシ製造した合金は、折曲
げ試験を行っても180 曲げが可能であシ延性を示す
。また引張り強度ばらつきも小さい。比較例で示した合
金は、引張シ強度はらっきが大きかった。?、180曲
けができないなどそれぞれ欠点を持っている。
られかるように本製造方法によシ製造した合金は、折曲
げ試験を行っても180 曲げが可能であシ延性を示す
。また引張り強度ばらつきも小さい。比較例で示した合
金は、引張シ強度はらっきが大きかった。?、180曲
けができないなどそれぞれ欠点を持っている。
〔発明の効果〕
本発明によれば、高強度でねばく特性はらつきの小さい
微細結晶合金を提供することができるためその効果は著
しいものがある。
微細結晶合金を提供することができるためその効果は著
しいものがある。
第1図、第2図は本発明に係る合金のX線回折パターン
の例を示した図である。
の例を示した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Cuを0.1から10原子%、Nb、W、Ta、Z
r、Hf、Ti及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも1種の元素を0.1から30原子%含む非晶質合金
を作製後、これを加熱し結晶化させ微細な結晶粒を形成
するFe−Co−Ni系微細結晶合金の製造方法におい
て、まず結晶化目的の熱処理を450〜700℃の温度
で行った後、更に700℃以上、合金の融点未満の温度
で熱処理することを特徴とする微細結晶合金の製造方法
。 2、複合ホウ化物相が形成する条件で第2の熱処理を行
うことを特徴とする特許請求の範囲第1項に記載の微細
結晶合金の製造方法。 3、前記Fe基合金がSiを0から13原子%、Bを3
から17原子%含み、SiとBの総量が13原子%から
25原子%であることを特徴とする特許請求の範囲第1
項ならびに第2項に記載の微細結晶合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63106476A JPH01275717A (ja) | 1988-04-28 | 1988-04-28 | 微細結晶合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63106476A JPH01275717A (ja) | 1988-04-28 | 1988-04-28 | 微細結晶合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01275717A true JPH01275717A (ja) | 1989-11-06 |
Family
ID=14434558
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63106476A Pending JPH01275717A (ja) | 1988-04-28 | 1988-04-28 | 微細結晶合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01275717A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2000071759A2 (en) * | 1999-05-25 | 2000-11-30 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Methods of forming steel |
US7341765B2 (en) | 2004-01-27 | 2008-03-11 | Battelle Energy Alliance, Llc | Metallic coatings on silicon substrates, and methods of forming metallic coatings on silicon substrates |
CN111508677A (zh) * | 2019-01-30 | 2020-08-07 | 精工爱普生株式会社 | 软磁性粉末、压粉磁芯、磁性元件以及电子设备 |
-
1988
- 1988-04-28 JP JP63106476A patent/JPH01275717A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2000071759A2 (en) * | 1999-05-25 | 2000-11-30 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Methods of forming steel |
WO2000071759A3 (en) * | 1999-05-25 | 2001-05-31 | Bechtel Bwxt Idaho Llc | Methods of forming steel |
US6258185B1 (en) * | 1999-05-25 | 2001-07-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Methods of forming steel |
AU768010B2 (en) * | 1999-05-25 | 2003-11-27 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Methods of forming steel |
US7341765B2 (en) | 2004-01-27 | 2008-03-11 | Battelle Energy Alliance, Llc | Metallic coatings on silicon substrates, and methods of forming metallic coatings on silicon substrates |
CN111508677A (zh) * | 2019-01-30 | 2020-08-07 | 精工爱普生株式会社 | 软磁性粉末、压粉磁芯、磁性元件以及电子设备 |
CN111508677B (zh) * | 2019-01-30 | 2022-06-28 | 精工爱普生株式会社 | 软磁性粉末、压粉磁芯、磁性元件以及电子设备 |
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