JPH04304343A - 高強度鉄合金 - Google Patents
高強度鉄合金Info
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- JPH04304343A JPH04304343A JP9140391A JP9140391A JPH04304343A JP H04304343 A JPH04304343 A JP H04304343A JP 9140391 A JP9140391 A JP 9140391A JP 9140391 A JP9140391 A JP 9140391A JP H04304343 A JPH04304343 A JP H04304343A
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Landscapes
- Inorganic Fibers (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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、アモルファス合金から
製造される結晶質の鉄合金であって、アモルファス合金
の靱性を損なうことなく、引っ張り強度、熱的安定性を
向上させた高強度鉄合金に関する。
製造される結晶質の鉄合金であって、アモルファス合金
の靱性を損なうことなく、引っ張り強度、熱的安定性を
向上させた高強度鉄合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、金属を、高温で溶融状態とした後
、片ロール液体急冷法等の方法により急冷凝固させるこ
とにより、アモルファス金属が製造されている。アモル
ファス金属は、見掛けはふつうの金属とさほど変わらな
いが、硬度が高く、引っ張り強度はピアノ線を上回り、
靭性にも優れている。したがって、アモルファス金属は
、繊維化することができ、繊維強化材料等に用いる繊維
としても有用である。アモルファス金属のなかで実用性
があるといわれているのは、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ、Ｆｅ−Ｓｉ
−Ｂ 、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｐ−Ｃ−Ｂ 等の鉄族系アモルフ
ァス合金であり、これらはいずれも高硬度で、引っ張り
強度、靭性に優れている。
、片ロール液体急冷法等の方法により急冷凝固させるこ
とにより、アモルファス金属が製造されている。アモル
ファス金属は、見掛けはふつうの金属とさほど変わらな
いが、硬度が高く、引っ張り強度はピアノ線を上回り、
靭性にも優れている。したがって、アモルファス金属は
、繊維化することができ、繊維強化材料等に用いる繊維
としても有用である。アモルファス金属のなかで実用性
があるといわれているのは、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ、Ｆｅ−Ｓｉ
−Ｂ 、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｐ−Ｃ−Ｂ 等の鉄族系アモルフ
ァス合金であり、これらはいずれも高硬度で、引っ張り
強度、靭性に優れている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、アモル
ファス合金は、熱的に不安定で、結晶化温度付近、また
はそれ以上の温度に加熱すると脆化が生じ、冷間加工が
できないほどに脆くなるという問題を有している。
ファス合金は、熱的に不安定で、結晶化温度付近、また
はそれ以上の温度に加熱すると脆化が生じ、冷間加工が
できないほどに脆くなるという問題を有している。
【０００４】本発明者らは、上記問題点にについて鋭意
研究した結果、特定の組成のアモルファス鉄合金を、結
晶化温度＋０〜１５０ ℃の温度で加熱処理することに
より、アモルファス合金と同等の硬度及び靭性を有し、
しかも加熱により脆化が生じることなく、アモルファス
合金より引っ張り強度に優れた高強度鉄合金が得られる
ことを見出し、本発明を完成するにいたった。したがっ
て、本発明の目的は、靭性、引っ張り強度、熱的安定性
に優れた高強度鉄合金を提供することにある。
研究した結果、特定の組成のアモルファス鉄合金を、結
晶化温度＋０〜１５０ ℃の温度で加熱処理することに
より、アモルファス合金と同等の硬度及び靭性を有し、
しかも加熱により脆化が生じることなく、アモルファス
合金より引っ張り強度に優れた高強度鉄合金が得られる
ことを見出し、本発明を完成するにいたった。したがっ
て、本発明の目的は、靭性、引っ張り強度、熱的安定性
に優れた高強度鉄合金を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
本発明の高強度鉄合金は、Ｆｅ：６２〜９４ａｔ％と、
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも一種：
５ 〜１２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂか
ら選ばれた少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％と、Ｂ
：１ 〜６ ａｔ％とからなるアモルファス合金を、結
晶化温度＋０ 〜１５０ ℃の温度で加熱処理すること
により、微結晶組織中に超微細結晶質粒子が分散した状
態にされていることを特徴とする。
本発明の高強度鉄合金は、Ｆｅ：６２〜９４ａｔ％と、
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも一種：
５ 〜１２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂか
ら選ばれた少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％と、Ｂ
：１ 〜６ ａｔ％とからなるアモルファス合金を、結
晶化温度＋０ 〜１５０ ℃の温度で加熱処理すること
により、微結晶組織中に超微細結晶質粒子が分散した状
態にされていることを特徴とする。
【０００６】以下、本発明を好ましい態様を挙げて詳細
に説明する。
に説明する。
【０００７】本発明の鉄合金は、Ｆｅ：６２〜９４ａｔ
％と、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも
一種：５ 〜１２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｎｂから選ばれた少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％と
、Ｂ ：１ 〜６ ａｔ％とからなるアモルファス合金
を加熱処理することにより得られる。上記において、各
元素の配合割合は、アモルファス形成範囲により限定さ
れたものである。
％と、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも
一種：５ 〜１２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｎｂから選ばれた少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％と
、Ｂ ：１ 〜６ ａｔ％とからなるアモルファス合金
を加熱処理することにより得られる。上記において、各
元素の配合割合は、アモルファス形成範囲により限定さ
れたものである。
【０００８】原料となるアモルファス合金は、例えば通
常の片ロール液体急冷法等により製造することができる
が、他の方法を採用してもよい。一例として片ロール液
体急冷法により製造する方法を示す。まず、Ｆｅと、Ｚ
ｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも一種と、
Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれた少なくとも
一種と、Ｂ とを、上記割合で配合し、ルツボ中で、ア
ルゴン雰囲気下に高周波溶解する。次に、得られた母合
金を、片ロール液体急冷装置の溶解部にセットし、真空
雰囲気下に、高周波により溶解して熔湯にする。次いで
、熔湯を高速回転するロールに噴射し、急冷凝固させて
、アモルファス金属箔を製造する。こうして得られるア
モルファス合金の結晶化温度は、通常４８５ ±２０℃
である。
常の片ロール液体急冷法等により製造することができる
が、他の方法を採用してもよい。一例として片ロール液
体急冷法により製造する方法を示す。まず、Ｆｅと、Ｚ
ｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも一種と、
Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれた少なくとも
一種と、Ｂ とを、上記割合で配合し、ルツボ中で、ア
ルゴン雰囲気下に高周波溶解する。次に、得られた母合
金を、片ロール液体急冷装置の溶解部にセットし、真空
雰囲気下に、高周波により溶解して熔湯にする。次いで
、熔湯を高速回転するロールに噴射し、急冷凝固させて
、アモルファス金属箔を製造する。こうして得られるア
モルファス合金の結晶化温度は、通常４８５ ±２０℃
である。
【０００９】このようにしてアモルファス合金を製造し
た後、結晶化温度＋０〜１５０ ℃の温度で加熱処理す
ると、本発明の、微結晶組織中に超微細結晶質粒子が分
散した状態の鉄合金が得られる。結晶化温度＋１５０
℃を超える温度で加熱すると、析出する結晶粒子が粗大
化し、ベースのＦｅ基地の脆化を生じるので好ましくな
い。なお、加熱処理の時間は、処理する合金の量に応じ
て、全体が結晶化温度＋０ 〜１５０℃の温度に到達す
る時間とするのが好ましい。
た後、結晶化温度＋０〜１５０ ℃の温度で加熱処理す
ると、本発明の、微結晶組織中に超微細結晶質粒子が分
散した状態の鉄合金が得られる。結晶化温度＋１５０
℃を超える温度で加熱すると、析出する結晶粒子が粗大
化し、ベースのＦｅ基地の脆化を生じるので好ましくな
い。なお、加熱処理の時間は、処理する合金の量に応じ
て、全体が結晶化温度＋０ 〜１５０℃の温度に到達す
る時間とするのが好ましい。
【００１０】本発明の鉄合金は、微結晶質のＦｅ基地組
織中に、ＦｅＢ の超微細結晶質粒子が体積率で５ 〜
４０％分散しているのが好ましく、１０〜３０％がより
好ましい。本発明でいう超微細結晶質粒子とは、体心立
方格子からなり、直径が１５０ｎｍ 以下、好ましくは
１００ｎｍ 以下であるものをいう。
織中に、ＦｅＢ の超微細結晶質粒子が体積率で５ 〜
４０％分散しているのが好ましく、１０〜３０％がより
好ましい。本発明でいう超微細結晶質粒子とは、体心立
方格子からなり、直径が１５０ｎｍ 以下、好ましくは
１００ｎｍ 以下であるものをいう。
【００１１】
【作用】本発明の鉄合金は、組成をＦｅ：６２〜９４ａ
ｔ％と、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくと
も一種：５ 〜１２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ
、Ｎｂから選ばれた少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％
と、Ｂ ：１ 〜６ ａｔ％とに限定したので、アモル
ファス合金にすることができる。
ｔ％と、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくと
も一種：５ 〜１２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ
、Ｎｂから選ばれた少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％
と、Ｂ ：１ 〜６ ａｔ％とに限定したので、アモル
ファス合金にすることができる。
【００１２】また、アモルファス合金の結晶化温度＋０
〜１５０ ℃の温度で加熱処理することにより、微結
晶質のＦｅ基地組織中に、ＦｅＢの超微細結晶質粒子が
分散した結晶構造にすることができる。その理由は明ら
かではないが、加熱により、ＦｅＢ の超微細結晶質粒
子が先に析出し、その後、基地組織となる微結晶質のＦ
ｅが析出するためと考えられる。
〜１５０ ℃の温度で加熱処理することにより、微結
晶質のＦｅ基地組織中に、ＦｅＢの超微細結晶質粒子が
分散した結晶構造にすることができる。その理由は明ら
かではないが、加熱により、ＦｅＢ の超微細結晶質粒
子が先に析出し、その後、基地組織となる微結晶質のＦ
ｅが析出するためと考えられる。
【００１３】本発明の鉄合金は、特定組成のアモルファ
ス鉄合金を加熱処理して、微結晶質のＦｅ基地組織中に
、ＦｅＢ の超微細結晶質粒子が分散した結晶構造にす
ることにより、アモルファス合金と同等の硬度及び靭性
を有し、しかも加熱により脆化が生じることなく、アモ
ルファス合金より引っ張り強度に優れた高強度鉄合金に
することができる。本発明の高強度鉄合金と、これと同
じ組成のアモルファス鉄合金との引っ張り強度を、イン
ストロン型の引っ張り試験機を用い、試験片の長さ２０
ｍｍ、歪み速度４．１７×１０−４／ｓｅｃの条件下に
測定したところ、加熱処理前のアモルファス合金は１５
０ 〜１９０ｋｇｆ／ｍｍ２であり、加熱処理した本発
明の合金は２１０ 〜２５０ｋｇｆ／ｍｍ２であった。
ス鉄合金を加熱処理して、微結晶質のＦｅ基地組織中に
、ＦｅＢ の超微細結晶質粒子が分散した結晶構造にす
ることにより、アモルファス合金と同等の硬度及び靭性
を有し、しかも加熱により脆化が生じることなく、アモ
ルファス合金より引っ張り強度に優れた高強度鉄合金に
することができる。本発明の高強度鉄合金と、これと同
じ組成のアモルファス鉄合金との引っ張り強度を、イン
ストロン型の引っ張り試験機を用い、試験片の長さ２０
ｍｍ、歪み速度４．１７×１０−４／ｓｅｃの条件下に
測定したところ、加熱処理前のアモルファス合金は１５
０ 〜１９０ｋｇｆ／ｍｍ２であり、加熱処理した本発
明の合金は２１０ 〜２５０ｋｇｆ／ｍｍ２であった。
【００１４】本発明の鉄合金は、アモルファス鉄合金と
同等の靭性を有するため、繊維化することが可能であり
、しかも加熱により脆化が生じることなく、アモルファ
ス合金より引っ張り強度に優れているので、ＦＲＰ 等
の繊維強化材料に用いる繊維として有用である。
同等の靭性を有するため、繊維化することが可能であり
、しかも加熱により脆化が生じることなく、アモルファ
ス合金より引っ張り強度に優れているので、ＦＲＰ 等
の繊維強化材料に用いる繊維として有用である。
【００１５】
【実施例】実施例１〜７及び比較例１〜４表１に示す組
成の材料をそれぞれ高周波溶解しそれぞれの母合金を製
造した。得られた母合金を、図１に示す片ロール液体急
冷装置の溶解部２にセットし、真空雰囲気下に、高周波
により溶解して熔湯にした後、２０００ｒｐｍ で回転
する直径２０ｃｍの回転ロール１に噴射して、厚さ２０
〜４０μｍ 、幅１〜２ｍｍ、長さ１０ｍ のアモルフ
ァスリボンを得た。なお、この時点で、Ｘ線回折により
、得られたリボンが全てアモルファス単相であることを
確認した。
成の材料をそれぞれ高周波溶解しそれぞれの母合金を製
造した。得られた母合金を、図１に示す片ロール液体急
冷装置の溶解部２にセットし、真空雰囲気下に、高周波
により溶解して熔湯にした後、２０００ｒｐｍ で回転
する直径２０ｃｍの回転ロール１に噴射して、厚さ２０
〜４０μｍ 、幅１〜２ｍｍ、長さ１０ｍ のアモルフ
ァスリボンを得た。なお、この時点で、Ｘ線回折により
、得られたリボンが全てアモルファス単相であることを
確認した。
【００１６】得られたアモルファスリボンのうち、比較
例１〜４のものはそのままとし、実施例１〜７のものは
、更に、結晶化温度＋５０〜１００ ℃の温度である５
５０ ℃で、１時間加熱処理した。
例１〜４のものはそのままとし、実施例１〜７のものは
、更に、結晶化温度＋５０〜１００ ℃の温度である５
５０ ℃で、１時間加熱処理した。
【００１７】加熱処理して得られた実施例１〜７の合金
リボンの結晶構造をＸ線回折により解析したところ、粒
径２０〜３０ｎｍのＦｅＢ 化合物超微結晶質粒子が、
微結晶のＦｅ基地組織中に体積％で約２０％分散してい
た。
リボンの結晶構造をＸ線回折により解析したところ、粒
径２０〜３０ｎｍのＦｅＢ 化合物超微結晶質粒子が、
微結晶のＦｅ基地組織中に体積％で約２０％分散してい
た。
【００１８】上記のようにして得られた実施例１〜７及
び比較例１〜４のリボンをそれぞれ長さ２０ｍｍに裁断
し、インストロン型の引っ張り試験機を用いて、歪み速
度４．１７×１０−４／ｓｅｃの条件下に引っ張り強度
を測定した。これらの結果を表１に示す。
び比較例１〜４のリボンをそれぞれ長さ２０ｍｍに裁断
し、インストロン型の引っ張り試験機を用いて、歪み速
度４．１７×１０−４／ｓｅｃの条件下に引っ張り強度
を測定した。これらの結果を表１に示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】表１の結果から、実施例１〜７の本発明の
微結晶組織中に超微細結晶質粒子が分散した鉄合金は、
比較例１〜４のアモルファス合金のまま加熱処理をしな
いものに比べて、引っ張り強度に優れることがわかる。
微結晶組織中に超微細結晶質粒子が分散した鉄合金は、
比較例１〜４のアモルファス合金のまま加熱処理をしな
いものに比べて、引っ張り強度に優れることがわかる。
【００２１】また、実施例１〜７及び比較例１〜４の合
金を繊維化したところ、いずれのものも繊維化すること
ができた。しかし、表１の結果からわかるように、実施
例１〜７の合金のほうが、比較例１〜４のアモルファス
合金より引っ張り強度が優れているので、実施例１〜７
の合金から作った繊維のほうが、ＦＲＰのようなプラス
チック補強材として有用であるといえる。
金を繊維化したところ、いずれのものも繊維化すること
ができた。しかし、表１の結果からわかるように、実施
例１〜７の合金のほうが、比較例１〜４のアモルファス
合金より引っ張り強度が優れているので、実施例１〜７
の合金から作った繊維のほうが、ＦＲＰのようなプラス
チック補強材として有用であるといえる。
【００２２】なお、同じ組成の通常の合金、すなわち、
アモルファス化した後結晶質にしたものではなく、母合
金を通常の冷却速度で冷却して、最初から結晶質に製造
した合金は、硬く、脆くいため、線材にすることはでき
なかった。この合金は、粉砕することにより短繊維状に
することはできるが、極めて脆性が高く、展延性に欠け
るため、繊維強化材用の繊維としては実用性が得られる
ものではなかった。
アモルファス化した後結晶質にしたものではなく、母合
金を通常の冷却速度で冷却して、最初から結晶質に製造
した合金は、硬く、脆くいため、線材にすることはでき
なかった。この合金は、粉砕することにより短繊維状に
することはできるが、極めて脆性が高く、展延性に欠け
るため、繊維強化材用の繊維としては実用性が得られる
ものではなかった。
【００２３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度鉄
合金は、アモルファス鉄合金を加熱処理して製造した合
金であって、アモルファス合金の、結晶化温度付近に加
熱すると脆化が生じるという問題をなくし、アモルファ
ス鉄合金の硬度及び靭性を損なうことなく、アモルファ
ス鉄合金より、引っ張り強度、熱的安定性を向上させた
鉄合金である。したがって、繊維化することもでき、引
っ張り強度、熱的安定性に優れた繊維強化材料用繊維等
として極めて有用である。
合金は、アモルファス鉄合金を加熱処理して製造した合
金であって、アモルファス合金の、結晶化温度付近に加
熱すると脆化が生じるという問題をなくし、アモルファ
ス鉄合金の硬度及び靭性を損なうことなく、アモルファ
ス鉄合金より、引っ張り強度、熱的安定性を向上させた
鉄合金である。したがって、繊維化することもでき、引
っ張り強度、熱的安定性に優れた繊維強化材料用繊維等
として極めて有用である。
【図１】アモルファス合金の製造に用いる片ロール液体
急冷装置を示す概略図である。
急冷装置を示す概略図である。
１ 回転ロール
２ 溶解部
３ リボン
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｆｅ：６２〜９４ａｔ％と、Ｚｒ、Ｔ
ｉ、Ｔａ、Ｈｆから選ばれた少なくとも一種：５ 〜１
２ａｔ％と、Ｖ 、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれ
た少なくとも一種：０ 〜２５ａｔ％と、Ｂ ：１ 〜
６ ａｔ％とからなるアモルファス合金を、結晶化温度
＋０ 〜１５０℃の温度で加熱処理することにより、微
結晶組織中に超微細結晶質粒子が分散した状態にされて
いることを特徴とする高強度鉄合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9140391A JPH04304343A (ja) | 1991-03-29 | 1991-03-29 | 高強度鉄合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9140391A JPH04304343A (ja) | 1991-03-29 | 1991-03-29 | 高強度鉄合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04304343A true JPH04304343A (ja) | 1992-10-27 |
Family
ID=14025416
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9140391A Pending JPH04304343A (ja) | 1991-03-29 | 1991-03-29 | 高強度鉄合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04304343A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55145150A (en) * | 1979-03-23 | 1980-11-12 | Allied Chem | Alloy having extremely fine uniform dispersed crystal phase |
-
1991
- 1991-03-29 JP JP9140391A patent/JPH04304343A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55145150A (en) * | 1979-03-23 | 1980-11-12 | Allied Chem | Alloy having extremely fine uniform dispersed crystal phase |
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