JPH09209096A - 急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方法 - Google Patents
急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方法Info
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- JPH09209096A JPH09209096A JP1679596A JP1679596A JPH09209096A JP H09209096 A JPH09209096 A JP H09209096A JP 1679596 A JP1679596 A JP 1679596A JP 1679596 A JP1679596 A JP 1679596A JP H09209096 A JPH09209096 A JP H09209096A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 バルク状のアモルファス合金材料の大型化を
実現し、アモルファス合金の応用範囲を広げる。 【解決手段】 原料合金に原子番号８以下の元素である
Ｂｅ、Ｂ、Ｃなどを０．１モル％以上７．５モル％以下
添加するこれにより、急冷凝固法によるアモルファス形
成能を高め、より大きなバルクアモルファス合金の製造
が可能となる。
実現し、アモルファス合金の応用範囲を広げる。 【解決手段】 原料合金に原子番号８以下の元素である
Ｂｅ、Ｂ、Ｃなどを０．１モル％以上７．５モル％以下
添加するこれにより、急冷凝固法によるアモルファス形
成能を高め、より大きなバルクアモルファス合金の製造
が可能となる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、合金の急冷凝固法
によるアモルファス化を促進する方法に関するものであ
り、バルク状のアモルファス合金の製造に利用される。
によるアモルファス化を促進する方法に関するものであ
り、バルク状のアモルファス合金の製造に利用される。
【０００２】
【従来の技術】アモルファス合金は、その磁気特性を利
用した磁性材料や、硬度改善効果を利用した耐摩耗材料
として使用されている。また、高強度材料、高靱性材
料、高耐食材料としての応用も期待されている。アモル
ファス合金の製造方法としては、溶融した合金を急速に
冷却して過冷させ、その構造を凍結させてアモルファス
とする急冷凝固法が最も一般的に利用されている。
用した磁性材料や、硬度改善効果を利用した耐摩耗材料
として使用されている。また、高強度材料、高靱性材
料、高耐食材料としての応用も期待されている。アモル
ファス合金の製造方法としては、溶融した合金を急速に
冷却して過冷させ、その構造を凍結させてアモルファス
とする急冷凝固法が最も一般的に利用されている。
【０００３】従来、急冷凝固法によるアモルファス合金
の製造方法としては、合金などの溶融原料を水冷銅ロー
ル等の固体冷却媒体で急冷し薄帯を得る方法、スプレー
等で微粉化し冷却板あるいは液体の冷却媒体で急冷して
粉末を得る方法、および液中紡糸により細線を得る方法
が一般的である。
の製造方法としては、合金などの溶融原料を水冷銅ロー
ル等の固体冷却媒体で急冷し薄帯を得る方法、スプレー
等で微粉化し冷却板あるいは液体の冷却媒体で急冷して
粉末を得る方法、および液中紡糸により細線を得る方法
が一般的である。
【０００４】急冷凝固法によりアモルファス化が起こる
かどうかは冷却速度に依存し、合金の種類によってアモ
ルファス化に必要な臨界冷却速度が存在する。したがっ
て、合金が完全にアモルファス化する大きさは合金組成
と冷却条件により決まる。一般に、水冷銅ロールで薄帯
状の合金を作製する際の冷却速度は試料厚さに依存し、
厚さ１００μｍで約１０6 Ｋ／ｓｅｃ、５００μｍで約
１０5 Ｋ／ｓｅｃである。したがって、臨界冷却速度が
１０5 〜１０6 Ｋ／ｓｅｃ程度の合金であれば、厚さ１
００〜５００μｍ程度の薄帯状アモルファス合金が得ら
れる。また、厚さ１ｍｍ以上のアモルファス合金を得る
ためには、臨界冷却速度１０3 Ｋ／ｓｅｃ以下の合金で
あることが必要となり、バルクアモルファス合金を得る
ためには臨界冷却速度１０2 Ｋ／ｓｅｃ以下の合金が望
ましい。
かどうかは冷却速度に依存し、合金の種類によってアモ
ルファス化に必要な臨界冷却速度が存在する。したがっ
て、合金が完全にアモルファス化する大きさは合金組成
と冷却条件により決まる。一般に、水冷銅ロールで薄帯
状の合金を作製する際の冷却速度は試料厚さに依存し、
厚さ１００μｍで約１０6 Ｋ／ｓｅｃ、５００μｍで約
１０5 Ｋ／ｓｅｃである。したがって、臨界冷却速度が
１０5 〜１０6 Ｋ／ｓｅｃ程度の合金であれば、厚さ１
００〜５００μｍ程度の薄帯状アモルファス合金が得ら
れる。また、厚さ１ｍｍ以上のアモルファス合金を得る
ためには、臨界冷却速度１０3 Ｋ／ｓｅｃ以下の合金で
あることが必要となり、バルクアモルファス合金を得る
ためには臨界冷却速度１０2 Ｋ／ｓｅｃ以下の合金が望
ましい。
【０００５】これまでのアモルファス合金に関する研究
において、アモルファス形成能の高い合金組成を得るた
めの定性的な指針が２つ得られている。 （１）原子半径の著しく異なる元素の組合せ 原子半径が著しく異なる組合せでは、小さい原子がアモ
ルファス構造中の隙間を埋めることによってその構造を
安定化するために、アモルファス形成能が高くなる。 （２）共晶反応を起こす合金の共晶組成付近 共晶組成では、凝固点とガラス転移点との温度間隔が最
も狭く、過冷却液体を得やすいため、アモルファス形成
能が高くなる。
において、アモルファス形成能の高い合金組成を得るた
めの定性的な指針が２つ得られている。 （１）原子半径の著しく異なる元素の組合せ 原子半径が著しく異なる組合せでは、小さい原子がアモ
ルファス構造中の隙間を埋めることによってその構造を
安定化するために、アモルファス形成能が高くなる。 （２）共晶反応を起こす合金の共晶組成付近 共晶組成では、凝固点とガラス転移点との温度間隔が最
も狭く、過冷却液体を得やすいため、アモルファス形成
能が高くなる。
【０００６】指針（１）を満たすために、原子半径の小
さいＢｅ、Ｂ、Ｃなどの軽元素を含むアモルファス合金
が研究されてきたが、指針（２）を満たす共晶組成付近
が最もアモルファス形成能が高くなるという結果が得ら
れている。例えば、Ｆｅ83Ｂ17に共晶点を有するＦｅ−
Ｂ系では、Ｆｅ80Ｂ20付近が最もアモルファス形成能が
高く、約１０6 Ｋ／ｓｅｃの臨界冷却速度を有する。Ｆ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ系では、共晶組成であるＦｅ75Ｓｉ10Ｂ15
が最もアモルファス形成能が高く、約１０5 Ｋ／ｓｅｃ
の臨界冷却速度を有する。また、最近では、臨界冷却速
度が１０Ｋ／ｓｅｃ以下であるＺｒ−Ｔｉ−Ｎｉ−Ｃｕ
−Ｂｅ系合金が発見されているが、Ｂｅを２２．５モル
％含むものが最もアモルファス形成能が高いとされてい
る。
さいＢｅ、Ｂ、Ｃなどの軽元素を含むアモルファス合金
が研究されてきたが、指針（２）を満たす共晶組成付近
が最もアモルファス形成能が高くなるという結果が得ら
れている。例えば、Ｆｅ83Ｂ17に共晶点を有するＦｅ−
Ｂ系では、Ｆｅ80Ｂ20付近が最もアモルファス形成能が
高く、約１０6 Ｋ／ｓｅｃの臨界冷却速度を有する。Ｆ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ系では、共晶組成であるＦｅ75Ｓｉ10Ｂ15
が最もアモルファス形成能が高く、約１０5 Ｋ／ｓｅｃ
の臨界冷却速度を有する。また、最近では、臨界冷却速
度が１０Ｋ／ｓｅｃ以下であるＺｒ−Ｔｉ−Ｎｉ−Ｃｕ
−Ｂｅ系合金が発見されているが、Ｂｅを２２．５モル
％含むものが最もアモルファス形成能が高いとされてい
る。
【０００７】その他の合金系に関しても、一般に、Ｂ
ｅ、Ｂ、Ｃなどの軽元素を１０〜３５モル％含む共晶組
成付近が、最もアモルファス形成能が高いことが知られ
ている。
ｅ、Ｂ、Ｃなどの軽元素を１０〜３５モル％含む共晶組
成付近が、最もアモルファス形成能が高いことが知られ
ている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、バルク状の
アモルファス合金材料の大型化を実現し、アモルファス
合金の応用範囲を広げることを目的とするものである。
アモルファス合金材料の大型化を実現し、アモルファス
合金の応用範囲を広げることを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記問題点を
解決するため、原料合金に原子番号８以下の元素である
Ｂｅ、Ｂ、Ｃなどを０．１モル％以上７．５モル％以下
添加することにより、アモルファス形成能を高め、より
大きなバルクアモルファス合金の製造を可能とする、急
冷凝固法を用いた合金のアモルファス化促進方法であ
る。
解決するため、原料合金に原子番号８以下の元素である
Ｂｅ、Ｂ、Ｃなどを０．１モル％以上７．５モル％以下
添加することにより、アモルファス形成能を高め、より
大きなバルクアモルファス合金の製造を可能とする、急
冷凝固法を用いた合金のアモルファス化促進方法であ
る。
【００１０】
【発明の実施の形態】添加元素は、原子半径の小さい原
子番号８以下の軽元素が有効である。しかし、単体が常
温で気体状態である元素、すなわちＨ、Ｈｅ、Ｎ、Ｏ
は、その添加量をコントロールしにくい。また、酸化し
やすい金属元素であるＬｉは、取扱いが困難である。し
たがって、添加元素としては、Ｂｅ、ＢおよびＣが好ま
しい。
子番号８以下の軽元素が有効である。しかし、単体が常
温で気体状態である元素、すなわちＨ、Ｈｅ、Ｎ、Ｏ
は、その添加量をコントロールしにくい。また、酸化し
やすい金属元素であるＬｉは、取扱いが困難である。し
たがって、添加元素としては、Ｂｅ、ＢおよびＣが好ま
しい。
【００１１】Ｂｅ、Ｂ、Ｃなどの最適添加量は、添加元
素及び合金組成によって多少異なるが、０．１モル％以
上７．５モル％以下が好ましい。添加量が少なすぎる
と、十分なアモルファス形成能向上の効果が得られな
い。添加元素量を徐々に増加させていくと、添加元素１
〜２モル％程度で、アモルファス形成能は急激に向上し
て最大値を示し、さらに添加量を増やすとアモルファス
形成能は急激に低下する。
素及び合金組成によって多少異なるが、０．１モル％以
上７．５モル％以下が好ましい。添加量が少なすぎる
と、十分なアモルファス形成能向上の効果が得られな
い。添加元素量を徐々に増加させていくと、添加元素１
〜２モル％程度で、アモルファス形成能は急激に向上し
て最大値を示し、さらに添加量を増やすとアモルファス
形成能は急激に低下する。
【００１２】軽元素でない元素、例えば遷移金属元素の
０．１モル％以上７．５モル％以下の添加では前述のよ
うなアモルファス形成能向上の効果は得られず、添加量
の増加とともにアモルファス形成能は単調に低下する。
したがって、本発明は、原子番号８以下の軽元素によっ
て特異的に発現する効果によるものである。
０．１モル％以上７．５モル％以下の添加では前述のよ
うなアモルファス形成能向上の効果は得られず、添加量
の増加とともにアモルファス形成能は単調に低下する。
したがって、本発明は、原子番号８以下の軽元素によっ
て特異的に発現する効果によるものである。
【００１３】本発明において、Ｂｅ、Ｂ、Ｃなどの軽元
素の添加量は目的とする合金系の共晶組成よりも少ない
ため、凝固点の降下によるアモルファス形成能向上の効
果は少ない。また、小さい原子がアモルファス構造中の
隙間を埋めることによってアモルファス構造を安定化す
る効果を最大限に発揮できるほどの添加量ではない。
素の添加量は目的とする合金系の共晶組成よりも少ない
ため、凝固点の降下によるアモルファス形成能向上の効
果は少ない。また、小さい原子がアモルファス構造中の
隙間を埋めることによってアモルファス構造を安定化す
る効果を最大限に発揮できるほどの添加量ではない。
【００１４】このように、本発明は、従来アモルファス
形成能が最も高められる軽元素添加量よりも少ない添加
量の範囲において、特異的に発現するアモルファス形成
能向上の効果を利用している。すなわち、従来の研究に
よって説明されてきたものとは異なるメカニズムによ
り、アモルファス形成能が高められているものと考えら
れる。
形成能が最も高められる軽元素添加量よりも少ない添加
量の範囲において、特異的に発現するアモルファス形成
能向上の効果を利用している。すなわち、従来の研究に
よって説明されてきたものとは異なるメカニズムによ
り、アモルファス形成能が高められているものと考えら
れる。
【００１５】本発明において使用される原料合金につい
て述べる。本発明は、Ｂ、Ｃなどと親和性の高い金属を
含む合金系においてより顕著な効果が現れる。したがっ
て、この親和性が本発明により奏される効果の一因にな
っているものと考えられる。上記の条件を満たすＢ、Ｃ
などと親和性が高い金属としては、III Ａ族元素のＳ
ｃ、Ｙ、ランタノイド金属、アクチノイド金属、あるい
はIVＡ族元素のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆがある。したがって、
本発明は、これらIII Ａ族、IVＡ族元素のうち少なくと
も１種以上を主要成分として含む合金系に対して有効で
ある。
て述べる。本発明は、Ｂ、Ｃなどと親和性の高い金属を
含む合金系においてより顕著な効果が現れる。したがっ
て、この親和性が本発明により奏される効果の一因にな
っているものと考えられる。上記の条件を満たすＢ、Ｃ
などと親和性が高い金属としては、III Ａ族元素のＳ
ｃ、Ｙ、ランタノイド金属、アクチノイド金属、あるい
はIVＡ族元素のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆがある。したがって、
本発明は、これらIII Ａ族、IVＡ族元素のうち少なくと
も１種以上を主要成分として含む合金系に対して有効で
ある。
【００１６】本発明は、バルク状のアモルファス合金の
製造への応用が最も期待される。したがって、III Ａ族
あるいはIVＡ族の金属を含む合金系のうち、バルクアモ
ルファス合金の製造が可能な臨界冷却速度１０3 Ｋ／ｓ
ｅｃ以下を有する合金系に対して特に有効となる。例え
ば、原料合金がランタノイド金属−Ａｌ−Ｎｉ系あるい
はＺｒ−Ａｌ−Ｎｉ系の合金で、臨界冷却速度が１０3
Ｋ／ｓｅｃ以下のもの、例えば、Ｌａ55Ａｌ25Ｎｉ20や
Ｚｒ60Ａｌ15Ｎｉ25に対するＢ、Ｃなどの添加が有効で
ある。
製造への応用が最も期待される。したがって、III Ａ族
あるいはIVＡ族の金属を含む合金系のうち、バルクアモ
ルファス合金の製造が可能な臨界冷却速度１０3 Ｋ／ｓ
ｅｃ以下を有する合金系に対して特に有効となる。例え
ば、原料合金がランタノイド金属−Ａｌ−Ｎｉ系あるい
はＺｒ−Ａｌ−Ｎｉ系の合金で、臨界冷却速度が１０3
Ｋ／ｓｅｃ以下のもの、例えば、Ｌａ55Ａｌ25Ｎｉ20や
Ｚｒ60Ａｌ15Ｎｉ25に対するＢ、Ｃなどの添加が有効で
ある。
【００１７】親和性の高い元素の組合せは化合物を作り
やすい場合が多いため、Ｂ、Ｃなどを過剰に添加すると
化合物を形成し、アモルファス化を阻害することがあ
る。したがって、添加量の上限は、７．５モル％とする
ことが好ましい。
やすい場合が多いため、Ｂ、Ｃなどを過剰に添加すると
化合物を形成し、アモルファス化を阻害することがあ
る。したがって、添加量の上限は、７．５モル％とする
ことが好ましい。
【００１８】本発明によれば、微量の軽元素添加量でア
モルファス形成能を高められるため、高価なＢｅ、Ｂ等
の使用量、および有毒なＢｅの使用量を軽減できる。本
発明によれば、微量の軽元素添加でアモルファス形成能
を高められるため、原料合金の性質、特に機械的性質を
ほとんど変えることなくアモルファス合金の大型化がは
かれる。
モルファス形成能を高められるため、高価なＢｅ、Ｂ等
の使用量、および有毒なＢｅの使用量を軽減できる。本
発明によれば、微量の軽元素添加でアモルファス形成能
を高められるため、原料合金の性質、特に機械的性質を
ほとんど変えることなくアモルファス合金の大型化がは
かれる。
【００１９】
【実施例】以下に、本発明を実施例によりさらに説明す
る。実施例１ 素材として供したＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金は、モル比
で、Ｌａ５５％、Ａｌ２５％、Ｎｉ２０％になるように
塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末Ｎｉを調製して作った。試料
としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、Ｃ
（グラファイト）粉末を、モル比で０、１、２、５、
６、１０、２０％の割合で添加した７種の材料を作製し
た。試料片は、直径１２ｍｍ×厚さ６ｍｍのバルク体を
溶融状態から水中急冷することにより得た。
る。実施例１ 素材として供したＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金は、モル比
で、Ｌａ５５％、Ａｌ２５％、Ｎｉ２０％になるように
塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末Ｎｉを調製して作った。試料
としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、Ｃ
（グラファイト）粉末を、モル比で０、１、２、５、
６、１０、２０％の割合で添加した７種の材料を作製し
た。試料片は、直径１２ｍｍ×厚さ６ｍｍのバルク体を
溶融状態から水中急冷することにより得た。
【００２０】得られた急冷凝固試料の試料中心部の断面
のアモルファス化率の分布は、光学顕微鏡像の画像解析
処理により得られた。図２は、試料片の形状と試料断面
のアモルファス相の分布および、画像処理を実施した領
域を概略的に示したものである。画像処理の結果得られ
たアモルファス比率とＣ添加割合との関係を、図１に示
す。
のアモルファス化率の分布は、光学顕微鏡像の画像解析
処理により得られた。図２は、試料片の形状と試料断面
のアモルファス相の分布および、画像処理を実施した領
域を概略的に示したものである。画像処理の結果得られ
たアモルファス比率とＣ添加割合との関係を、図１に示
す。
【００２１】図１から分るように、Ｃ無添加試料では全
体の約５０％しかアモルファス化されないが、Ｃを１モ
ル％〜６モル％添加した試料では９０〜１００％アモル
ファス化された。Ｃの添加量をさらに増やして１０モル
％、２０モル％にすると、アモルファス相が２０％程度
しか存在しない試料となった。Ｃ添加割合０〜６モル％
の範囲で、それぞれのアモルファス相のビッカース硬度
は、ほとんど変化しなかった。
体の約５０％しかアモルファス化されないが、Ｃを１モ
ル％〜６モル％添加した試料では９０〜１００％アモル
ファス化された。Ｃの添加量をさらに増やして１０モル
％、２０モル％にすると、アモルファス相が２０％程度
しか存在しない試料となった。Ｃ添加割合０〜６モル％
の範囲で、それぞれのアモルファス相のビッカース硬度
は、ほとんど変化しなかった。
【００２２】実施例２ 実施例１と同様に、モル比で、Ｌａ５５％、Ａｌ２５
％、Ｎｉ２０％になるように塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末
Ｎｉを調製して、Ｌａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金を作った。試
料としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、
アモルファスＢ粉末を、モル比で、０、１、２、８％の
割合で添加した４種の材料を作製した。試料片は、直径
１２ｍｍ×厚さ６ｍｍのバルク体を、水中急冷により得
た。得られた急冷凝固試料の試料中心部の断面のアモル
ファス化率の分布は、実施例１と同様に、光学顕微鏡像
の画像解析処理により得られた。画像処理の結果得られ
たアモルファス比率とＢ添加割合との関係を、図１に示
す。
％、Ｎｉ２０％になるように塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末
Ｎｉを調製して、Ｌａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金を作った。試
料としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、
アモルファスＢ粉末を、モル比で、０、１、２、８％の
割合で添加した４種の材料を作製した。試料片は、直径
１２ｍｍ×厚さ６ｍｍのバルク体を、水中急冷により得
た。得られた急冷凝固試料の試料中心部の断面のアモル
ファス化率の分布は、実施例１と同様に、光学顕微鏡像
の画像解析処理により得られた。画像処理の結果得られ
たアモルファス比率とＢ添加割合との関係を、図１に示
す。
【００２３】図１から分るように、Ｂ無添加試料では全
体の約５０％しかアモルファス化されないが、Ｂを１モ
ル％添加した試料ではほぼ１００％アモルファス化され
た。Ｂの添加量を２モル％とすると、アモルファス化率
は約５０％に低下し、さらにＢ添加量を８モル％まで増
やすと、アモルファス化率は２５％程度まで低下した。
Ｂ添加割合０〜２モル％の範囲で、それぞれのアモルフ
ァス相のビッカース硬度は、ほとんど変化しなかった。
体の約５０％しかアモルファス化されないが、Ｂを１モ
ル％添加した試料ではほぼ１００％アモルファス化され
た。Ｂの添加量を２モル％とすると、アモルファス化率
は約５０％に低下し、さらにＢ添加量を８モル％まで増
やすと、アモルファス化率は２５％程度まで低下した。
Ｂ添加割合０〜２モル％の範囲で、それぞれのアモルフ
ァス相のビッカース硬度は、ほとんど変化しなかった。
【００２４】実施例３ 実施例１と同様に、モル比で、Ｌａ５５％、Ａｌ２５
％、Ｎｉ２０％になるように塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末
Ｎｉを調製して、Ｌａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金を作った。試
料としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、
Ｂｅをモル比で、０、０．５、１、２、４％の割合で含
むように、原料の板状純Ａｌを市販のＡｌ−Ｂｅ合金で
置き換えて添加した５種の材料を作製した。
％、Ｎｉ２０％になるように塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末
Ｎｉを調製して、Ｌａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金を作った。試
料としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、
Ｂｅをモル比で、０、０．５、１、２、４％の割合で含
むように、原料の板状純Ａｌを市販のＡｌ−Ｂｅ合金で
置き換えて添加した５種の材料を作製した。
【００２５】試料片は、直径１２ｍｍ×厚さ６ｍｍのバ
ルク体を、水中急冷により得た。得られた急冷凝固試料
の試料中心部の断面のアモルファス化率の分布は、実施
例１と同様に、光学顕微鏡像の画像解析処理により得ら
れた。画像処理の結果得られたアモルファス比率とＢｅ
添加割合との関係を、図１に示す。
ルク体を、水中急冷により得た。得られた急冷凝固試料
の試料中心部の断面のアモルファス化率の分布は、実施
例１と同様に、光学顕微鏡像の画像解析処理により得ら
れた。画像処理の結果得られたアモルファス比率とＢｅ
添加割合との関係を、図１に示す。
【００２６】図１から分るように、Ｂｅ０〜１モル％の
添加では全体の約５０％しかアモルファス化されない
が、Ｂｅを２モル％添加した試料では、ほぼ１００％ア
モルファス化された。Ｂｅ添加量を４モル％まで増やす
と、アモルファス化率は３０％程度まで低下した。Ｂｅ
添加割合０〜２モル％の範囲で、それぞれのアモルファ
ス相のビッカース硬度は、ほとんど変化しなかった。
添加では全体の約５０％しかアモルファス化されない
が、Ｂｅを２モル％添加した試料では、ほぼ１００％ア
モルファス化された。Ｂｅ添加量を４モル％まで増やす
と、アモルファス化率は３０％程度まで低下した。Ｂｅ
添加割合０〜２モル％の範囲で、それぞれのアモルファ
ス相のビッカース硬度は、ほとんど変化しなかった。
【００２７】実施例４ 実施例１と同様に、モル比で、Ｌａ５５％、Ａｌ２５
％、Ｎｉ２０％になるように塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末
Ｎｉを調製してＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金を作った。試料
としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、Ｃ
ｕ粉末を、モル比で、０、１、２、５、９％の割合で添
加した５種の材料を作製した。
％、Ｎｉ２０％になるように塊状Ｌａ、板状Ａｌ、粉末
Ｎｉを調製してＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金を作った。試料
としては、このＬａ−Ａｌ−Ｎｉ系合金４ｇに対し、Ｃ
ｕ粉末を、モル比で、０、１、２、５、９％の割合で添
加した５種の材料を作製した。
【００２８】試料片は、直径１２ｍｍ×厚さ６ｍｍのバ
ルク体を、水中急冷により得た。得られた急冷凝固試料
の試料中心部の断面のアモルファス化率の分布は、実施
例１と同様に、光学顕微鏡像の画像解析処理により得ら
れた。画像処理の結果得られたアモルファス比率とＣｕ
添加割合との関係を、図１に示す。図１から分るよう
に、Ｃｕ無添加試料では全体の約５０％アモルファス化
されているが、Ｃｕを１モル％添加した試料でアモルフ
ァス化率は２０％程度に低下し、さらにＣｕの添加量を
増やすと、アモルファス化率は徐々に低下した。
ルク体を、水中急冷により得た。得られた急冷凝固試料
の試料中心部の断面のアモルファス化率の分布は、実施
例１と同様に、光学顕微鏡像の画像解析処理により得ら
れた。画像処理の結果得られたアモルファス比率とＣｕ
添加割合との関係を、図１に示す。図１から分るよう
に、Ｃｕ無添加試料では全体の約５０％アモルファス化
されているが、Ｃｕを１モル％添加した試料でアモルフ
ァス化率は２０％程度に低下し、さらにＣｕの添加量を
増やすと、アモルファス化率は徐々に低下した。
【００２９】実施例５ Ｌａ55Ａｌ25Ｃｕ20、Ｌａ55Ａｌ25Ｃｕ10Ｎｉ10、Ｌａ
55Ａｌ25Ｃｕ10Ｎｉ5Ｃｏ5 を原料合金として使用し、
Ｃ、Ｂ、Ｂｅの添加効果を調査した。これによれば、実
施例１、実施例２、実施例３と同様に、アモルファス形
成能が向上する結果が得られた。このように、Ｌａ−Ａ
ｌ−Ｎｉ系合金においてＮｉの一部または全部をＣｕ、
Ｃｏ等の遷移金属で置換した合金でも同等の効果が得ら
れる。
55Ａｌ25Ｃｕ10Ｎｉ5Ｃｏ5 を原料合金として使用し、
Ｃ、Ｂ、Ｂｅの添加効果を調査した。これによれば、実
施例１、実施例２、実施例３と同様に、アモルファス形
成能が向上する結果が得られた。このように、Ｌａ−Ａ
ｌ−Ｎｉ系合金においてＮｉの一部または全部をＣｕ、
Ｃｏ等の遷移金属で置換した合金でも同等の効果が得ら
れる。
【００３０】実施例６ Ｚｒ60Ａｌ15Ｎｉ25を原料合金として使用し、Ｃ、Ｂ、
Ｂｅの添加効果を調査したところ、実施例１、実施例
２、実施例３と同様に、アモルファス形成能が向上する
結果が得られた。
Ｂｅの添加効果を調査したところ、実施例１、実施例
２、実施例３と同様に、アモルファス形成能が向上する
結果が得られた。
【００３１】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、Ｂｅ、
Ｂ、Ｃなどの軽元素を０．１モル％以上７．５モル％以
下添加することにより、アモルファス形成能を格段に向
上させることができ、これによりバルクアモルファス合
金の大型化が図れるため、アモルファス合金の応用範囲
を広げることができる。
Ｂ、Ｃなどの軽元素を０．１モル％以上７．５モル％以
下添加することにより、アモルファス形成能を格段に向
上させることができ、これによりバルクアモルファス合
金の大型化が図れるため、アモルファス合金の応用範囲
を広げることができる。
【図１】本発明における、急冷凝固合金のアモルファス
化率に対する添加元素の効果を示した図。
化率に対する添加元素の効果を示した図。
【図２】試料片の形状、試料断面のアモルファス相の分
布、画像処理を実施した領域を概略的に示した図。
布、画像処理を実施した領域を概略的に示した図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小 林 慶 三 愛知県名古屋市千種区北千種３丁目２番４ 号 千種東住宅17棟201号 (72)発明者 榛 原 照 男 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社技術開発本部内
Claims (7)
- 【請求項１】急冷凝固法によるアモルファス合金の製造
方法において、原料合金に原子番号８以下の軽元素を
０．１モル％以上７．５モル％以下添加することを特徴
とする、急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方
法。 - 【請求項２】原子番号８以下の軽元素が、ＢｅまたはＢ
またはＣであることを特徴とする請求項１に記載の急冷
凝固法によるアモルファス合金の製造方法。 - 【請求項３】原料合金が、III Ａ族またはIVＡ族の元素
のうち少なくとも１種以上を主要成分として含む合金で
あることを特徴とする請求項１または２記載の急冷凝固
法によるアモルファス合金の製造方法。 - 【請求項４】原料合金が、III Ａ族の元素としてランタ
ノイド金属またはIVＡ族の元素としてＺｒのうち少なく
とも１種以上を主要成分として含む合金であることを特
徴とする、請求項１、２または３に記載の急冷凝固法に
よるアモルファス合金の製造方法。 - 【請求項５】原料合金が、III Ａ族の元素としてランタ
ノイド金属またはIVＡ族の元素としてＺｒのうち少なく
とも１種以上を主要成分として含み、かつアモルファス
相形成のための臨界冷却速度が１０3 Ｋ／ｓｅｃ以下の
合金であることを特徴とする、請求項１、２、３または
４に記載の急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方
法。 - 【請求項６】原料合金が、ランタノイド金属−Ａｌ−Ｎ
ｉ系であり、かつアモルファス相形成のための臨界冷却
速度が１０3 Ｋ／ｓｅｃ以下の合金であることを特徴と
する、請求項１または２に記載の急冷凝固法によるアモ
ルファス合金の製造方法。 - 【請求項７】原料合金が、Ｚｒ−Ａｌ−Ｎｉ系あり、か
つアモルファス相形成のための臨界冷却速度が１０3 Ｋ
／ｓｅｃ以下の合金であることを特徴とする、請求項１
または２に記載の急冷凝固法によるアモルファス合金の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1679596A JPH09209096A (ja) | 1996-02-01 | 1996-02-01 | 急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1679596A JPH09209096A (ja) | 1996-02-01 | 1996-02-01 | 急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209096A true JPH09209096A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=11926108
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1679596A Pending JPH09209096A (ja) | 1996-02-01 | 1996-02-01 | 急冷凝固法によるアモルファス合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09209096A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105154794A (zh) * | 2015-10-28 | 2015-12-16 | 东莞宜安科技股份有限公司 | 一种具有抗菌功能的非晶态合金 |
-
1996
- 1996-02-01 JP JP1679596A patent/JPH09209096A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105154794A (zh) * | 2015-10-28 | 2015-12-16 | 东莞宜安科技股份有限公司 | 一种具有抗菌功能的非晶态合金 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040109 |
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| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20040727 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |