JPH07122120B2 - 加工性に優れた非晶質合金 - Google Patents
加工性に優れた非晶質合金Info
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- JPH07122120B2 JPH07122120B2 JP1297494A JP29749489A JPH07122120B2 JP H07122120 B2 JPH07122120 B2 JP H07122120B2 JP 1297494 A JP1297494 A JP 1297494A JP 29749489 A JP29749489 A JP 29749489A JP H07122120 B2 JPH07122120 B2 JP H07122120B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
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Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] 本発明は、硬度及び強度が高く、高耐食性を有し、かつ
加工性に優れた非晶質合金に関するものである。
加工性に優れた非晶質合金に関するものである。
[従来の技術] 従来、アモルファス合金は押出し、圧延、鍛造及びホッ
トプレスなどの加工手段によっては容易に加工できなか
った。そこで本発明者らはアモルファス合金の加工に有
効なガラス遷移温度(Tg)を発見し、ガラス遷移温度を
持つアモルファス合金を発明し先に特許出願した。
トプレスなどの加工手段によっては容易に加工できなか
った。そこで本発明者らはアモルファス合金の加工に有
効なガラス遷移温度(Tg)を発見し、ガラス遷移温度を
持つアモルファス合金を発明し先に特許出願した。
[発明が解決しようとする課題] しかしながら上記合金を含む公知のアモルファス合金に
おいてはアモルファス相が安定である、ガラス遷移温度
(Tg)と結晶化温度(Tx)との温度幅である過冷却液体
領域の温度幅がほとんどなく、該温度幅があるもの(例
えばPd48Ni32P20)でも約40Kである。又、従来過冷却液
体領域の温度幅があるもののほとんどは貴金属元素を含
む高価な合金であり、実用的ではなかった。したがっ
て、アモルファス特性を有する固化材を得る目的でこれ
を加工する場合、温度制御、加工時間の厳密な制御が必
要であった。そのため、アモルファス相が安定で過冷却
液体領域の温度幅が広く、温度制御、加工時間の制御が
比較的容易に行えるアモルファス合金が望まれていた。
おいてはアモルファス相が安定である、ガラス遷移温度
(Tg)と結晶化温度(Tx)との温度幅である過冷却液体
領域の温度幅がほとんどなく、該温度幅があるもの(例
えばPd48Ni32P20)でも約40Kである。又、従来過冷却液
体領域の温度幅があるもののほとんどは貴金属元素を含
む高価な合金であり、実用的ではなかった。したがっ
て、アモルファス特性を有する固化材を得る目的でこれ
を加工する場合、温度制御、加工時間の厳密な制御が必
要であった。そのため、アモルファス相が安定で過冷却
液体領域の温度幅が広く、温度制御、加工時間の制御が
比較的容易に行えるアモルファス合金が望まれていた。
そこで本発明は過冷却液体領域の温度幅が広く、これに
より加工性に優れるとともに、高硬度、高強度、高耐熱
性、高耐食性に優れた特性を有する新規な非晶質合金を
比較的安価に提供することを目的としたものである。
より加工性に優れるとともに、高硬度、高強度、高耐熱
性、高耐食性に優れた特性を有する新規な非晶質合金を
比較的安価に提供することを目的としたものである。
[課題を解決するための手段] 本発明は、一般式:XaMbAlc ただしX:Zr及びHfから選ばれる1種又は2種の元素、 M:Ni、Cu、Fe、Co及びMnから選ばれる少くとも一種の元
素、 a、b、cは原子パーセントで 25≦a≦85 5≦b≦70 0<c≦35 で示される組成を有し、少くとも50パーセント(体積
率)の非晶質相からなる加工性に優れた非晶質合金であ
る。
素、 a、b、cは原子パーセントで 25≦a≦85 5≦b≦70 0<c≦35 で示される組成を有し、少くとも50パーセント(体積
率)の非晶質相からなる加工性に優れた非晶質合金であ
る。
本発明の合金は上記組成を有する合金の溶湯を液体急冷
法で急冷凝固することにより得ることができる。この液
体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却させる方法を
いい、例えば単ロール法、双ロール法等が特に有効であ
り、これらの方法では104〜106K/sec程度の冷却速度が
得られる。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯
を製造するには、ノズル孔を通して約300〜10000rpmの
範囲の一定速度で回転している直径30〜3000mmの例えば
銅あるいは鋼製のロールに溶湯を噴出する。これにより
幅が約1〜300mmで厚さが約5〜500μmの各種薄帯材料
を容易に得ることができる。又、回転液中防糸法により
細線材料を製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガ
ス背圧にて、約50〜500rpmで回転するドラム内に遠心力
により保持された深さ約10〜100mmの溶液冷媒層中に溶
湯を噴き出して、細線材料を容易に得ることができる。
この際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は
約60〜90度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比は約0.
7〜0.9であることが好ましい。
法で急冷凝固することにより得ることができる。この液
体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却させる方法を
いい、例えば単ロール法、双ロール法等が特に有効であ
り、これらの方法では104〜106K/sec程度の冷却速度が
得られる。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯
を製造するには、ノズル孔を通して約300〜10000rpmの
範囲の一定速度で回転している直径30〜3000mmの例えば
銅あるいは鋼製のロールに溶湯を噴出する。これにより
幅が約1〜300mmで厚さが約5〜500μmの各種薄帯材料
を容易に得ることができる。又、回転液中防糸法により
細線材料を製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガ
ス背圧にて、約50〜500rpmで回転するドラム内に遠心力
により保持された深さ約10〜100mmの溶液冷媒層中に溶
湯を噴き出して、細線材料を容易に得ることができる。
この際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は
約60〜90度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比は約0.
7〜0.9であることが好ましい。
なお、上記方法によらないでスパッタリング法によって
薄膜を、高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により急冷粉末を得ることができる。
薄膜を、高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により急冷粉末を得ることができる。
得られた急冷合金が非晶質であるかどうかは通常のX線
回折法によって非晶質特有のハローパターンが存在する
か否かによって知ることができる。更に、この非晶質組
織を加熱すると特定の温度以上で結晶化する(この温度
を結晶化温度と呼ぶ)。
回折法によって非晶質特有のハローパターンが存在する
か否かによって知ることができる。更に、この非晶質組
織を加熱すると特定の温度以上で結晶化する(この温度
を結晶化温度と呼ぶ)。
上記一般式で示される本発明の合金において、aを原子
パーセントで25〜85%の範囲に、又、bを5〜70%の範
囲に、又、cを0(0を含まず)〜35%の範囲にそれぞ
れ限定したのは、ある特定の範囲を除く上記範囲から外
れると非晶質化し難くなり、前記液体急冷法などを利用
した工業的な急冷手段では、少くとも50%(体積率)の
非晶質を有する合金を得ることができなくなるからであ
る。又、上記範囲において、本発明の合金はアモルファ
ス合金の特性である高硬度、高強度、高耐食性等の優れ
た特性を示す。ここで前記ある特定の範囲とは先の出願
(特開昭64−47831、特願昭63−103812参照)により出
願済みのものと現在一般に知られているものとでありそ
の重複を防ぐため本発明の範囲から削除したものであ
る。
パーセントで25〜85%の範囲に、又、bを5〜70%の範
囲に、又、cを0(0を含まず)〜35%の範囲にそれぞ
れ限定したのは、ある特定の範囲を除く上記範囲から外
れると非晶質化し難くなり、前記液体急冷法などを利用
した工業的な急冷手段では、少くとも50%(体積率)の
非晶質を有する合金を得ることができなくなるからであ
る。又、上記範囲において、本発明の合金はアモルファ
ス合金の特性である高硬度、高強度、高耐食性等の優れ
た特性を示す。ここで前記ある特定の範囲とは先の出願
(特開昭64−47831、特願昭63−103812参照)により出
願済みのものと現在一般に知られているものとでありそ
の重複を防ぐため本発明の範囲から削除したものであ
る。
又、本発明の合金を上記範囲にすることにより、上記ア
モルファス合金としての種々の優れた特性に加え、リボ
ン状態において、180°密着曲げが可能になり、又常温
において1.6%を越える伸びが可能になり優れた展延性
(Ductile)を示し、衝撃、伸びなどによる材料特性の
改善に有用であると共に、非常に幅が広い過冷却液体領
域幅(Tx−Tg)を示し、この領域では過冷却液体状態に
あり、低い応力で大きな変形ができ、極めて優れた加工
性を示し、このことにより、複雑形状の部材や大きな塑
性流動を要する加工を必要とするものなどに有用であ
る。
モルファス合金としての種々の優れた特性に加え、リボ
ン状態において、180°密着曲げが可能になり、又常温
において1.6%を越える伸びが可能になり優れた展延性
(Ductile)を示し、衝撃、伸びなどによる材料特性の
改善に有用であると共に、非常に幅が広い過冷却液体領
域幅(Tx−Tg)を示し、この領域では過冷却液体状態に
あり、低い応力で大きな変形ができ、極めて優れた加工
性を示し、このことにより、複雑形状の部材や大きな塑
性流動を要する加工を必要とするものなどに有用であ
る。
M元素はNi、Cu、Fe、Co、Mnから選ばれたものであり、
Zr又はHf元素と共存してアモルファス形成能を向上させ
るとともに、結晶化温度を上昇させ、硬度、強度を向上
させる。
Zr又はHf元素と共存してアモルファス形成能を向上させ
るとともに、結晶化温度を上昇させ、硬度、強度を向上
させる。
Al元素は上記元素と共存することによりアモルファス相
を安定化させるとともに展延性を向上させ、又、過冷却
液体領域幅を拡大し加工性を向上させる。
を安定化させるとともに展延性を向上させ、又、過冷却
液体領域幅を拡大し加工性を向上させる。
本発明の合金は非常に広い温度範囲で過冷却液体状態
(過冷却液体領域)を示し、組成によってはその温度幅
が50K以上である。この過冷却液体状態の温度域では低
圧力下で容易にそして無制限に塑性変形するとともに、
加工時の温度制御、加工時間の制御が緩和でき、押出、
圧延、鍛造及びホットプレスなどの従来の加工法で薄帯
及び粉末を容易に固化成形できる。又、同様の理由によ
り、他の合金粉末と混合することにより低温度、低圧力
で複合材の固化成形も容易にする。又、液体急冷法によ
って作成された本発明合金のアモルファスリボンは広い
組成範囲で180°密着曲げによっても亀裂を発生したり
基体からの剥離を生じない。更に常温において1.6%を
越える伸びを示し優れた展延性を示す。又、本発明の合
金はアモルファス化しやすく水焼入れによっても得るこ
とができる。
(過冷却液体領域)を示し、組成によってはその温度幅
が50K以上である。この過冷却液体状態の温度域では低
圧力下で容易にそして無制限に塑性変形するとともに、
加工時の温度制御、加工時間の制御が緩和でき、押出、
圧延、鍛造及びホットプレスなどの従来の加工法で薄帯
及び粉末を容易に固化成形できる。又、同様の理由によ
り、他の合金粉末と混合することにより低温度、低圧力
で複合材の固化成形も容易にする。又、液体急冷法によ
って作成された本発明合金のアモルファスリボンは広い
組成範囲で180°密着曲げによっても亀裂を発生したり
基体からの剥離を生じない。更に常温において1.6%を
越える伸びを示し優れた展延性を示す。又、本発明の合
金はアモルファス化しやすく水焼入れによっても得るこ
とができる。
なお、本発明の合金において5at%以下でTi、C、B、G
e、Biなどの元素を含有する場合でも、上記と同様の効
果を有する合金が得られる。
e、Biなどの元素を含有する場合でも、上記と同様の効
果を有する合金が得られる。
[実施例] 次に実施例によって本発明を具体的に説明する。
実施例1 高周波溶解炉により所定の成分組成を有する溶融合金3
を作り、これを第19図に示す、先端に小孔5(孔径:0.5
mm)を有する石英管1に装入し、加熱溶融した後、その
石英管1を銅製の直径200mmのロール2の直上に設置
し、回転数5000rpmの高速回転下、石英管1内の溶融合
金3をアルゴン加圧下(0.7kg/cm2)により、石英管1
の小孔5から噴出し、ロール2の表面と接触させること
により急冷凝固させて薄帯4を得る。
を作り、これを第19図に示す、先端に小孔5(孔径:0.5
mm)を有する石英管1に装入し、加熱溶融した後、その
石英管1を銅製の直径200mmのロール2の直上に設置
し、回転数5000rpmの高速回転下、石英管1内の溶融合
金3をアルゴン加圧下(0.7kg/cm2)により、石英管1
の小孔5から噴出し、ロール2の表面と接触させること
により急冷凝固させて薄帯4を得る。
次に本発明におけるTg(ガラス遷移温度)とTx(結晶化
温度)との取り方について第20図に示すZr65Cu27.5Al
7.5合金の示差走査熱量分析曲線を例にとって説明す
る。該曲線上で吸熱反応が起る部分で、その曲線の立ち
上がり部と基線の外挿が交わる点での温度(上記例にお
いては388℃)をTg(ガラス遷移温度)とし、逆に発熱
反応が起る部分で、上記と同様にして得られた温度(上
記例においては464℃)をTx(結晶化温度)として設定
した。
温度)との取り方について第20図に示すZr65Cu27.5Al
7.5合金の示差走査熱量分析曲線を例にとって説明す
る。該曲線上で吸熱反応が起る部分で、その曲線の立ち
上がり部と基線の外挿が交わる点での温度(上記例にお
いては388℃)をTg(ガラス遷移温度)とし、逆に発熱
反応が起る部分で、上記と同様にして得られた温度(上
記例においては464℃)をTx(結晶化温度)として設定
した。
上記製造条件により第1図のZr−Ni−Al系組成マップに
示すように3元組成(5原子%毎)の合金薄帯を得た。
それぞれX線回折に付した結果、非常に広い組成範囲で
アモルファス相が得られた。第1図中に示した(◎)印
はアモルファスでしかも180°の密着曲げ試験を行って
も折れない延性(Ductile)を示し、(○)印はアモル
ファス相で脆性(Brittle)を示し、 印は結晶とアモルファスの混相を示し、(●)印は結晶
相を示す。
示すように3元組成(5原子%毎)の合金薄帯を得た。
それぞれX線回折に付した結果、非常に広い組成範囲で
アモルファス相が得られた。第1図中に示した(◎)印
はアモルファスでしかも180°の密着曲げ試験を行って
も折れない延性(Ductile)を示し、(○)印はアモル
ファス相で脆性(Brittle)を示し、 印は結晶とアモルファスの混相を示し、(●)印は結晶
相を示す。
又、各供試薄帯につき、硬度(Hv)、ガラス遷移温度
(Tg)、結晶化温度(Tx)及び過冷却液体領域幅(Tx−
Tg)の測定結果を各々第2図、第3図、第4図及び第5
図に示す。又、上記と同様にしてZr−Cu−Al系組成マッ
プ、Zr−Fe−Al系組成マップ、Zr−Co−Al系組成マップ
を各々第6図、第11図、第15図に示す。ここで第6図中
に示す(■)印は液体急冷できないものを示し、第第11
図、第15図中の()印はリボンが作製できないものを
示す。
(Tg)、結晶化温度(Tx)及び過冷却液体領域幅(Tx−
Tg)の測定結果を各々第2図、第3図、第4図及び第5
図に示す。又、上記と同様にしてZr−Cu−Al系組成マッ
プ、Zr−Fe−Al系組成マップ、Zr−Co−Al系組成マップ
を各々第6図、第11図、第15図に示す。ここで第6図中
に示す(■)印は液体急冷できないものを示し、第第11
図、第15図中の()印はリボンが作製できないものを
示す。
又、上記と同様にして各供試薄帯につき、硬度(Hv)、
ガラス遷移温度(Tg)、結晶化温度(Tx)及び過冷却液
体領域幅(Tx−Tg)の測定結果を第7〜10図、第21図、
第12〜14図、第22図、第16〜18図に示す。
ガラス遷移温度(Tg)、結晶化温度(Tx)及び過冷却液
体領域幅(Tx−Tg)の測定結果を第7〜10図、第21図、
第12〜14図、第22図、第16〜18図に示す。
次に上記測定結果を具体的に説明する。
Zr−Ni−Al系組成において第2図は第1図に示す組成の
うちアモルファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示
しており、該組成の合金の硬度はHv401〜730(DPN)で
あるが、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で最低
値Hv401(DPN)を示し、更にZr濃度が増加すると硬度は
若干増加する。
うちアモルファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示
しており、該組成の合金の硬度はHv401〜730(DPN)で
あるが、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で最低
値Hv401(DPN)を示し、更にZr濃度が増加すると硬度は
若干増加する。
第3図は上記と同様に第1図に示すアモルファス形成領
域のうちTg(ガラス遷移温度)の変化を示しており、こ
の変化は硬度変化と同様にZr濃度の変化に強く依存して
いる。すなわちTgの値はZr50at%で829Kを示し、Zr濃度
の増加とともに低下し、Zr75at%で616Kに達する。
域のうちTg(ガラス遷移温度)の変化を示しており、こ
の変化は硬度変化と同様にZr濃度の変化に強く依存して
いる。すなわちTgの値はZr50at%で829Kを示し、Zr濃度
の増加とともに低下し、Zr75at%で616Kに達する。
第4図は上記と同様に第1図に示すアモルファス形成領
域のリボンのTx(結晶化温度)の変化を示しており、第
2図、第3図と同様に強いZr濃度依存性を示す。
域のリボンのTx(結晶化温度)の変化を示しており、第
2図、第3図と同様に強いZr濃度依存性を示す。
すなわちZr30at%で860Kと高い温度であるがZr濃度増加
とともに低下しZr75at%で最低値648Kを示しその後若干
増加する。
とともに低下しZr75at%で最低値648Kを示しその後若干
増加する。
第5図は第3図、第4図で示したTg、Txの温度差(Tx−
Tg)をプロットしなおしたものであり、この値は過冷却
液体領域の温度幅を示している。この値が大きいほどア
モルファス相は安定であり、この領域を利用してアモル
ファス相を維持したまま加工成形する場合に加工温度及
び加工時間の許容範囲を広くし各種制御を容易に行うこ
とができる。図に示すようにZr60at%で77Kという値は
アモルファス相の安定性、加工性に極めて優れた合金で
あることを示している。
Tg)をプロットしなおしたものであり、この値は過冷却
液体領域の温度幅を示している。この値が大きいほどア
モルファス相は安定であり、この領域を利用してアモル
ファス相を維持したまま加工成形する場合に加工温度及
び加工時間の許容範囲を広くし各種制御を容易に行うこ
とができる。図に示すようにZr60at%で77Kという値は
アモルファス相の安定性、加工性に極めて優れた合金で
あることを示している。
又、第6図に示すZr−Cu−Al系組成について上記と同様
に試験をした。第7図は第6図に示す組成のうちアモル
ファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示しており、
該組成の合金の硬度はHv358〜613(DPN)であり、Zr濃
度の増加とともに硬度は低下している。第8図は第6図
に示すアモルファス形成領域のうちTg(ガラス遷移温
度)の変化を示しており、この変化は硬度変化と同様に
Zr濃度の変化に強く依存している。すなわちTgの値はZr
30at%で773Kを示し、Zr濃度の増加とともに低下しZr75
at%で593Kに達する。第9図は第6図に示すアモルファ
ス形成領域のうちTx(結晶化温度)の変化を示してお
り、第7図、第8図と同様の強いZr濃度依存性を示す。
すなわちZr35at%で796Kを示し、Zr濃度の増加とともに
低下し、Zr75at%で630Kに達する。第10図は第8図、第
9図で示したTg、Txの温度差(Tx−Tg)を示したもので
あり、この値は過冷却液体領域の温度幅を示している。
図に示すようにZr65at%で91Kという大きな値を示して
いる。
に試験をした。第7図は第6図に示す組成のうちアモル
ファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示しており、
該組成の合金の硬度はHv358〜613(DPN)であり、Zr濃
度の増加とともに硬度は低下している。第8図は第6図
に示すアモルファス形成領域のうちTg(ガラス遷移温
度)の変化を示しており、この変化は硬度変化と同様に
Zr濃度の変化に強く依存している。すなわちTgの値はZr
30at%で773Kを示し、Zr濃度の増加とともに低下しZr75
at%で593Kに達する。第9図は第6図に示すアモルファ
ス形成領域のうちTx(結晶化温度)の変化を示してお
り、第7図、第8図と同様の強いZr濃度依存性を示す。
すなわちZr35at%で796Kを示し、Zr濃度の増加とともに
低下し、Zr75at%で630Kに達する。第10図は第8図、第
9図で示したTg、Txの温度差(Tx−Tg)を示したもので
あり、この値は過冷却液体領域の温度幅を示している。
図に示すようにZr65at%で91Kという大きな値を示して
いる。
又、第11図に示すZr−Fe−Al系組成において、上記と同
様の試験をした。第21図は第11図に示す組成のうちアモ
ルファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示してお
り、該組成の合金の硬度はHv308〜544(DPN)であり、Z
r濃度の増加とともに硬度は低下している。第12図は第1
1図に示すアモルファス形成領域のうちTg(ガラス遷移
温度)の変化を示しており、この変化はZr濃度の変化に
強く依存している。すなわちTgの値はZr70at%で715Kを
示し、Zr濃度の増加とともに低下しZr75at%で646Kに達
する。第13図は第11図に示すアモルファス形成領域のう
ちTx(結晶化温度)の変化を示しており、第12図と同様
に強いZr濃度依存性を示す。すなわちZr55at%で796Kを
示し、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で678Kに
達する。第14図は第12図、第13図で示したTg、Txの温度
差(Tx−Tg)を示したものであり、この値は過冷却液体
領域の温度幅を示している。図に示すようにZr70at%で
56Kという値を示している。
様の試験をした。第21図は第11図に示す組成のうちアモ
ルファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示してお
り、該組成の合金の硬度はHv308〜544(DPN)であり、Z
r濃度の増加とともに硬度は低下している。第12図は第1
1図に示すアモルファス形成領域のうちTg(ガラス遷移
温度)の変化を示しており、この変化はZr濃度の変化に
強く依存している。すなわちTgの値はZr70at%で715Kを
示し、Zr濃度の増加とともに低下しZr75at%で646Kに達
する。第13図は第11図に示すアモルファス形成領域のう
ちTx(結晶化温度)の変化を示しており、第12図と同様
に強いZr濃度依存性を示す。すなわちZr55at%で796Kを
示し、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で678Kに
達する。第14図は第12図、第13図で示したTg、Txの温度
差(Tx−Tg)を示したものであり、この値は過冷却液体
領域の温度幅を示している。図に示すようにZr70at%で
56Kという値を示している。
又、第15図に示すZr−Co−Al系組成において、上記と同
様の試験をした。第22図は第15図に示す組成のうちアモ
ルファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示してお
り、該組成の合金の硬度はHv325〜609(DPN)であり、Z
r濃度の増加とともに硬度は低下している。第16図は第1
5図に示すアモルファス形成領域のうちTg(ガラス遷移
温度)の変化を示しており、この変化もZr濃度の変化に
強く依存している。すなわちTgの値はZr50at%で802Kを
示し、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で、646K
に達する。第17図は第15図に示すアモルファス形成領域
のうちTx(結晶化温度)の変化を示しており、第16図と
同様に強いZr濃度依存性を示す。すなわちZr50at%で83
9Kを示し、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で68
3Kに達する。第18図は第16図、第17図で示したTg、Txの
温度差(Tx−Tg)を示したものであり、この値は過冷却
液体領域の温度幅を示している。図に示すようにZr55at
%で59Kという値を示している。
様の試験をした。第22図は第15図に示す組成のうちアモ
ルファス相を示す領域のリボンの硬度分布を示してお
り、該組成の合金の硬度はHv325〜609(DPN)であり、Z
r濃度の増加とともに硬度は低下している。第16図は第1
5図に示すアモルファス形成領域のうちTg(ガラス遷移
温度)の変化を示しており、この変化もZr濃度の変化に
強く依存している。すなわちTgの値はZr50at%で802Kを
示し、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で、646K
に達する。第17図は第15図に示すアモルファス形成領域
のうちTx(結晶化温度)の変化を示しており、第16図と
同様に強いZr濃度依存性を示す。すなわちZr50at%で83
9Kを示し、Zr濃度の増加とともに低下し、Zr75at%で68
3Kに達する。第18図は第16図、第17図で示したTg、Txの
温度差(Tx−Tg)を示したものであり、この値は過冷却
液体領域の温度幅を示している。図に示すようにZr55at
%で59Kという値を示している。
更に表1には本発明のアモルファスを示す合金組成範囲
の内、16試料について引張強度と常温下での破断伸びと
を測定した結果を示す。いずれの試料も引張強度で1178
M Pa以上の高い値を示すとともに常温における破断伸び
が1.6%以上と通常の合金が1%未満であるのに対して
極めて高い値を示している。
の内、16試料について引張強度と常温下での破断伸びと
を測定した結果を示す。いずれの試料も引張強度で1178
M Pa以上の高い値を示すとともに常温における破断伸び
が1.6%以上と通常の合金が1%未満であるのに対して
極めて高い値を示している。
以上のように本発明の合金は非常に広い組成範囲でアモ
ルファス相を形成し、しかもその領域で過冷却液体領域
を持ち、かつ展延性を示し、加工性に優れた材料である
とともに、高力、耐熱性材料であることが判る。
ルファス相を形成し、しかもその領域で過冷却液体領域
を持ち、かつ展延性を示し、加工性に優れた材料である
とともに、高力、耐熱性材料であることが判る。
実施例2 合金組成Zr60Ni25Al15の合金を実施例1と同様の方法で
アモルファスリボンを作成し、回転ローターによる従来
から知られた粉砕装置により中心粒径20μm程度の粉末
とした。この粉末をホットプレス用の金型に充填し、ア
ルゴンガスの雰囲気中、温度750K、プレス圧力20kg/mm2
で20分間圧縮成形して直径10mm、高さ8mmの固化材を得
た。この結果、理論密度比99%以上で光学顕微鏡では空
隙は観察されず、強固なバルク材が得られた。又、この
バルク材をX線回折に付した結果、アモルファス相を維
持していることが判った。
アモルファスリボンを作成し、回転ローターによる従来
から知られた粉砕装置により中心粒径20μm程度の粉末
とした。この粉末をホットプレス用の金型に充填し、ア
ルゴンガスの雰囲気中、温度750K、プレス圧力20kg/mm2
で20分間圧縮成形して直径10mm、高さ8mmの固化材を得
た。この結果、理論密度比99%以上で光学顕微鏡では空
隙は観察されず、強固なバルク材が得られた。又、この
バルク材をX線回折に付した結果、アモルファス相を維
持していることが判った。
実施例3 実施例2と同様の方法で得られたZr60Ni25Al15アモルフ
ァス合金粉末を中心粒径3ミクロンのアルミナ粉末に重
量比で5%添加し、実施例2と同様の条件下でホットプ
レスを行い複合材のバルク材を得た。このバルク材をX
線マイクロアナライザーで調べた結果、アルミナ粒子を
薄い(1〜2ミクロン)合金層が取り巻く均一な組織で
あり、強固な結合をしていることが判った。
ァス合金粉末を中心粒径3ミクロンのアルミナ粉末に重
量比で5%添加し、実施例2と同様の条件下でホットプ
レスを行い複合材のバルク材を得た。このバルク材をX
線マイクロアナライザーで調べた結果、アルミナ粒子を
薄い(1〜2ミクロン)合金層が取り巻く均一な組織で
あり、強固な結合をしていることが判った。
実施例4 実施例1と同様の方法で得られたZr60Ni25Al15アモルフ
ァス合金リボンを、鉄とセラミックスとの間に介在さ
せ、実施例2、3と同様の条件下でホットプレスを行い
鉄とセラミックスとの接合を行った。上記により得られ
たものを鉄とセラミックスとの間で引張りその接合力に
ついて調べた。その結果、接合部分での破断はなく、セ
ラミック材料部分で破断した。以上のように本発明の合
金は金属材料同士、セラミック材料同士又は金属材料と
セラミック材料との接合のためのろう材としても有用で
あることが判る。
ァス合金リボンを、鉄とセラミックスとの間に介在さ
せ、実施例2、3と同様の条件下でホットプレスを行い
鉄とセラミックスとの接合を行った。上記により得られ
たものを鉄とセラミックスとの間で引張りその接合力に
ついて調べた。その結果、接合部分での破断はなく、セ
ラミック材料部分で破断した。以上のように本発明の合
金は金属材料同士、セラミック材料同士又は金属材料と
セラミック材料との接合のためのろう材としても有用で
あることが判る。
なおM元素としてMnを用いた場合やZrの代りにHfを用い
た場合も、上記実施例と同様の結果が得られた。
た場合も、上記実施例と同様の結果が得られた。
[発明の効果] 以上のように本発明によれば少くとも50%(体積率)の
非晶質を有する複合体であるため、非晶質合金の特性で
ある高硬度、高強度、高耐熱性、高耐食性の優れた特性
を有する非晶質合金を得ることができるとともに、過冷
却液体領域の温度幅が広く、かつ常温下でも1.6%以上
の伸びを示すため、加工性に優れた非晶質合金を比較的
安価に提供することができる。
非晶質を有する複合体であるため、非晶質合金の特性で
ある高硬度、高強度、高耐熱性、高耐食性の優れた特性
を有する非晶質合金を得ることができるとともに、過冷
却液体領域の温度幅が広く、かつ常温下でも1.6%以上
の伸びを示すため、加工性に優れた非晶質合金を比較的
安価に提供することができる。
第1図は本発明の実施例のZr−Ni−Al系組成図、第2
図、第3図、第4図、第5図は同組成のそれぞれ、硬
度、ガラス遷移温度、結晶化温度及び過冷却液体領域幅
の測定結果を示す図、第6図はZr−Cu−Al系組成図、第
7図、第8図、第9図、第10図は同組成のそれぞれ、硬
度、ガラス遷移温度、結晶化温度及び過冷却液体領域幅
の測定結果を示す図、第11図はZr−Fe−Al系組成図、第
12図、第13図、第14図は同組成のそれぞれガラス遷移温
度、結晶化温度及び過冷却液体領域幅の測定結果を示す
図、第15図はZr−Co−Al系組成図、第16図、第17図、第
18図は同組成のそれぞれガラス遷移温度、結晶化温度及
び過冷却液体領域幅の測定結果を示す図、第19図は本発
明合金の製造例の説明図、第20図は本発明におけるTgと
Txのとり方の説明図、第21図はZr−Fe−Al系合金の硬度
の測定結果を示す図、第22図はZr−Co−Al系合金の硬度
の測定結果を示す図である。
図、第3図、第4図、第5図は同組成のそれぞれ、硬
度、ガラス遷移温度、結晶化温度及び過冷却液体領域幅
の測定結果を示す図、第6図はZr−Cu−Al系組成図、第
7図、第8図、第9図、第10図は同組成のそれぞれ、硬
度、ガラス遷移温度、結晶化温度及び過冷却液体領域幅
の測定結果を示す図、第11図はZr−Fe−Al系組成図、第
12図、第13図、第14図は同組成のそれぞれガラス遷移温
度、結晶化温度及び過冷却液体領域幅の測定結果を示す
図、第15図はZr−Co−Al系組成図、第16図、第17図、第
18図は同組成のそれぞれガラス遷移温度、結晶化温度及
び過冷却液体領域幅の測定結果を示す図、第19図は本発
明合金の製造例の説明図、第20図は本発明におけるTgと
Txのとり方の説明図、第21図はZr−Fe−Al系合金の硬度
の測定結果を示す図、第22図はZr−Co−Al系合金の硬度
の測定結果を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 FI 技術表示箇所 C22C 27/00 38/00 302 Z 45/00 45/02 Z 45/04 Z (72)発明者 山口 均 長野県岡谷市山下町2―11―27 (72)発明者 喜多 和彦 宮城県仙台市太白区八木山南1丁目9―7
Claims (1)
- 【請求項1】一般式:XaMbAlc ただし、X:Zr及びHfから選ばれる1種又は2種の元素、
M:Ni、Cu、Fe、Co及びMnから選ばれる少くとも一種の元
素、 a、b、cは原子パーセントで 25≦a≦85 5≦b≦70 0<c≦35 で示される組成を有し、少くとも50パーセント(体積
率)の非晶質相からなる加工性に優れた非晶質合金。
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JP1297494A JPH07122120B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 加工性に優れた非晶質合金 |
US07/609,387 US5032196A (en) | 1989-11-17 | 1990-11-05 | Amorphous alloys having superior processability |
AU65888/90A AU613844B2 (en) | 1989-11-17 | 1990-11-07 | Amorphous alloys having superior processability |
CA002030093A CA2030093C (en) | 1989-11-17 | 1990-11-15 | Amorphous alloys having superior processability |
EP90121966A EP0433670B1 (en) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Amorphous alloys having superior processability |
DE199090121966T DE433670T1 (de) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Amorphe legierungen mit erhoehter bearbeitbarkeit. |
NO904985A NO179799C (no) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Amorfe legeringer med utmerket bearbeidbarhet |
DE69025295T DE69025295T2 (de) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Amorphe Legierungen mit erhöhter Bearbeitbarkeit |
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---|---|---|---|
JP1297494A JPH07122120B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 加工性に優れた非晶質合金 |
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---|---|
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---|---|---|---|
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---|---|
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AU (1) | AU613844B2 (ja) |
CA (1) | CA2030093C (ja) |
DE (2) | DE69025295T2 (ja) |
NO (1) | NO179799C (ja) |
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