JPH10265917A

JPH10265917A - 高硬度金属ガラス合金およびこれを用いた高硬度工具

Info

Publication number: JPH10265917A
Application number: JP7247097A
Authority: JP
Inventors: Akihisa Inoue; 明久井上; Tou Chiyou; 涛張
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1997-03-25
Filing date: 1997-03-25
Publication date: 1998-10-06

Abstract

(57)【要約】【課題】バルク形状の非晶質成形物の成形が可能であ
りかつ高硬度を有する金属ガラス合金と、これを用いた
高硬度工具を得る。【解決手段】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上を主
成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの
うちの１種以上とＢとを含み、かつ過冷却液体領域の温
度幅が２０Ｋ以上である高硬度金属ガラス合金を用いて
成形した基材１の上に少なくとも１層の高硬度薄膜２を
形成した高硬度工具３。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、バルク形状の非晶
質成形物の成形が可能でありかつ高硬度を有する金属ガ
ラス合金と、これを用いた高硬度工具に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】多元素合金のある種のものは、組成物を
溶融状態から急冷するとき、結晶化せず、一定の温度幅
を有する過冷却液体状態を経過してガラス状固体に転移
する性質を有していて、この種の非晶質合金は金属ガラ
ス合金（glassy alloy）と呼ばれている。従来から知ら
れている金属ガラス合金としては、１９６０年代におい
て最初に製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ系の非晶質合金、１９
７０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ
−Ｂ系、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合
金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）系非晶質合金、（Ｆｅ，
Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ系非晶質合
金などがある。これらは磁性を有しているので、非晶質
磁性材料としての応用が期待された。

【０００３】しかしこれらはいずれも、過冷却液体状態
の温度幅が狭いために、単ロール法と呼ばれる方法など
により１０⁵ Ｋ／ｓレベルの冷却速度で急冷しなければ
非結晶質が形成できず、前記の単ロール法などで急冷し
て製造されたものは厚さが５０μｍ以下程度の薄帯状と
なり、バルク形状の非晶質固体を得ることはできなかっ
た。そこで、この薄帯からバルク形状の成形物を得よう
とすれば、液体の急冷によって得られた薄帯を粉砕し、
密圧下に焼結するという工程を経なければならず、多く
の工数を要すると共に、得られた焼結体は脆いので応力
のかかる部材としては使用できないという問題があっ
た。

【０００４】過冷却液体状態の温度幅が比較的広く、よ
り緩慢な冷却によって非晶質固体が得られる金属ガラス
合金としては、１９８８年〜１９９１年にかけて、Ｌｎ
−Ａｌ−ＴＭ、Ｍｇ−Ｌｎ−ＴＭ、Ｚｒ−Ａｌ−ＴＭ
（ここで、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示す）
系等が知られている。これらの金属ガラス合金からは厚
さ数ｍｍ程度の非晶質固体も得られているが、これらは
いずれも特殊な組成のものであり、その応用については
十分な検討がなされていないのが実状である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】一方、基材の上に炭化
物、窒化物、ほう化物、またはダイヤモンドなどの高硬
度薄膜を形成した高硬度工具は多用されている。これら
の基材として従来から、鉄族合金、Ｍｏ、セラミック
ス、超硬合金、サーメットなどが用いられているが、こ
れらは硬度、靱性、基材と高硬度薄膜との密着性などの
いずれかの点で不満足であり、高硬度工具用として更に
特性の優れた基材が求められていた。

【０００６】本発明者は、高硬度工具の基材などとして
優れた特性を有する高硬度材料を探索中に、ある種の金
属ガラス合金が過冷却液体状態の温度幅が比較的広く、
より緩慢な冷却を伴う鋳型法などによってバルク形状の
非晶質固体を製造し得る可能性を有し、しかも得られた
非晶質固体がきわめて高硬度であり、かつ高硬度工具の
基材としても優れた適性を有することを見いだし、本発
明に到達した。従って本発明の目的は、容易にバルク形
状の非晶質固体を形成できしかも高硬度の金属ガラス合
金、およびこれを基材として用いた高硬度工具を提供す
ることにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明に係る高硬度金属
ガラス合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または２
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの１種または２種以上の元素とＢ
とを含み、かつΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶
化開始温度、Ｔｇはガラス転移温度を示す。）の式で表
される過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが２０Ｋ以上であ
ることを特徴とする。前記の高硬度金属ガラス合金は、
Ｚｒを含み、かつΔＴｘが２５Ｋ以上であることが好ま
しい。また前記の高硬度金属ガラス合金は、組成式（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y （式中、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
のうちの１種または２種以上からなる元素であり、かつ
０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦
１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２原子％である）で表
され、かつΔＴｘが６０Ｋ以上であることが好ましい。
前記において、ａは０．０４２≦ａ≦０．２９であり、
ｂは０．０４２≦ｂ≦０．４３であることが好ましい。
また前記の高硬度金属ガラス合金は、組成式（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z （式中、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
のうちの１種または２種以上からなる元素であり、Ｔは
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からなる元素で
あり、かつ０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原
子％≦ｘ≦１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２原子％、
０原子％≦ｚ≦５原子％である）で表され、かつΔＴｘ
が６０Ｋ以上であることが好ましい。前記において、ａ
は０．０４２≦ａ≦０．２９であり、ｂは０．０４２≦
ｂ≦０．４３であることが好ましい。更にまた前記の高
硬度金属ガラス合金は、前記の元素Ｍが式（Ｚｒ
_1-cＭ’_c）で表され、式中Ｍ’がＮｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの１種または２種以上からなる元素
であり、かつｃが０≦ｃ≦０．６であることが好まし
い。前記において、ｃは０．２≦ｃ≦０．４であること
が好ましい。前記の高硬度金属ガラス合金は、結晶化す
る条件で急冷鋳造するか、熱処理して結晶化処理したも
のであってもよい。本発明はまた、前記のいずれかの高
硬度金属ガラス合金からなる基材を用いた高硬度工具を
提供する。この高硬度工具は、前記の基材の上に、少な
くとも１層の高硬度薄膜が形成されてなるものであるこ
とが好ましい。この高硬度薄膜は、炭化物、窒化物、ホ
ウ化物、およびダイヤモンドのうちの１種または２種以
上からなることが好ましい。

【０００８】

【発明の実施の形態】先ず、本発明の高硬度金属ガラス
合金の実施の形態について説明する。本発明に係る高硬
度金属ガラス合金は、基本的に下記の３元素群Ｆ群：Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または２種以上Ｍ群：Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうち
の１種または２種以上Ｂ群：Ｂ（ほう素）からなり、かつΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶
化開始温度、Ｔｇはガラス転移温度を示す）の式で表さ
れる過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが２０Ｋ以上のもの
である。

【０００９】上記の条件を充たす組成物は、溶融状態か
ら冷却するとき、結晶化開始温度Ｔｘの低温側に広い過
冷却液体領域を有し、この過冷却液体領域の温度幅ΔＴ
ｘを経過した後に、ガラス転移温度Ｔｇに至って非結晶
質のいわゆる金属ガラス合金を形成する。過冷却液体領
域の温度幅ΔＴｘが広いために、従来知られている金属
ガラス合金のように急冷しなくても非晶質の固体が得ら
れ、従って鋳型などの方法により厚みのあるブロック体
を成形することができる。しかも、得られた金属ガラス
合金はきわめて高硬度であり、ビッカース硬度を測定し
たところ、１３００Ｈｖ〜１５００Ｈｖを示すことがわ
かった。また、炭化物、窒化物、ほう化物、酸化物また
はダイヤモンドなどの高硬度薄膜との密着性も良好で、
高硬度工具の基材として優れた適性を有することがわか
った。特に、Ｍ群の成分としてＺｒを含み、かつΔＴｘ
が２５Ｋ以上であるものはきわめて高硬度であり、かつ
高硬度工具の基材として好適であることがわかった。

【００１０】前記の金属ガラス合金を形成する元素のう
ち、Ｂは高い非晶質生成能を有するものであり、冷却時
の結晶化を抑制するためには金属ガラス合金組成物中に
１０原子％〜２２原子％の範囲内で含ませることが好ま
しい。Ｂが１０原子％未満では、ΔＴｘが減少または消
滅するために好ましくなく、２２原子％を越えると高硬
度が得られなくなるために好ましくない。

【００１１】上記の金属ガラス合金の組成は、一般的に式１：（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y と表記することができる。ここで、ａ、ｂはそれぞれＦ
群元素の全体を１とするときのＣｏまたはＮｉの原子数
であり、ｘ、ｙはそれぞれ金属ガラス合金の全体に対す
るＭ群元素またはＢ群元素の原子％である。

【００１２】上記の式１で表される本発明の高硬度金属
ガラス合金の中で、主成分であるＦ群元素に関しては、
少なくともＦｅを含む成分系においてΔＴｘがより大と
なる傾向を示すので、Ｆｅを含む成分系において、Ｃｏ
含有量（ａ）とＮｉ含有量（ｂ）とを適切に設定するこ
とによって、ΔＴｘの値が大となり、厚みのある非晶質
固体を得易くすることができる。特に、前記のａが０〜
０．２９の範囲内であり、ｂが０〜０．４３の範囲内で
あり、かつＭ群元素（ｘ）が５原子％〜１５原子％の範
囲内であり、Ｂ（ｙ）が１７原子％〜２２原子％の範囲
内である場合には、ΔＴｘが６０Ｋ以上となって、高硬
度工具の基材などとして利用可能な高硬度のバルク状成
形物が容易に得られることがわかった。前記において、
ａが０．０４２〜０．２９の範囲内であり、ｂが０．０
４２〜０．４３の範囲内であるものが更に好ましい。

【００１３】本発明の高硬度金属ガラス合金は、前記の
元素群に加えて更にＴ群元素として下記、Ｔ群：Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上を含むものであってもよい。Ｔ群の元素は主に本発明の
高硬度金属ガラス合金の耐食性を向上させる効果があ
る。この場合の高硬度金属ガラス合金の組成は下記の式
２式２：（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z と表記することができる。ここでｚは、金属ガラス合金
の全元素に対するＴ群元素の原子％である。

【００１４】上記の式２で表される本発明の高硬度金属
ガラス合金の中で、特にａが０〜０．２９の範囲内であ
り、ｂが０〜０．４３原子の範囲内であり、従ってＦ群
元素が少なくともＦｅを含むものであり、かつｘが５原
子％〜１５原子％の範囲内であり、ｙが１７原子％〜２
２原子％の範囲内であり、ｚが０原子％〜５原子％の範
囲内である場合に、ΔＴｘが６０Ｋ以上となって高硬度
工具の基材として適性を有する厚みのある成形物を得る
ことができる。前記において、ａが０．０４２〜０．２
９の範囲内であり、ｂが０．０４２〜０．４３の範囲内
であるものが更に好ましい。

【００１５】次に、本発明の高硬度金属ガラス合金は、
前記の式１または式２においてＭ群元素が下記の式３式３：（Ｚｒ_1-cＭ’_c）で表され、式３中のＭ’がＮｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｃｒのうちの１種または２種以上からなる元素であ
り、ｃがＭ群元素の全体を１とするときのＭ’元素の原
子数であるものであってもよい。このうち、ｃが０〜
０．６の範囲内であり、すなわち必ずＺｒを含むもので
あることが好ましい。更に好ましくは、ｃが０．２〜
０．４の範囲内のものである。

【００１６】本発明の高硬度金属ガラス合金の非晶質固
体を製造するには、この合金の溶融物を過冷却液体状態
を保ったまま冷却し固化する必要がある。冷却法には一
般に急冷法と徐冷法とがある。急冷法の具体例として
は、例えば単ロール法と呼ばれる方法が知られている。
この方法は、先ず各成分の元素単体粉末を前記組成範囲
になるように混合し、次いでこの混合粉末をＡｒガス等
の不活性ガス雰囲気中において、るつぼ等の溶解装置で
溶解して合金の溶湯とする。次にこの溶湯を、回転して
いる冷却用金属ロールに吹き付けて急冷することによ
り、薄帯状の金属ガラス合金固体を得ることができる。
この際でも、本発明の高硬度金属ガラス合金の場合は、
過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが十分に大きいので、冷
却速度を緩和することができ、比較的厚みの厚い板状固
体を得ることができる。また、本発明の高硬度金属ガラ
ス合金は、過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが十分に大き
いことを利用して、銅鋳型などに鋳込む射出鋳造法など
徐冷による成形法も可能になる。また鋳造装置は広く一
般に用いられている種々の構成のものを適用し得ること
はもちろんであり、連続鋳造装置なども用いることがで
きる。

【００１７】前記の高硬度金属ガラス合金は、いずれの
場合も、結晶化し得る条件で急冷、鋳造もしくは熱処理
を施し結晶化させてもよい。この場合、更に硬い合金が
得られることが期待される。

【００１８】次に、前記の高硬度金属ガラス合金を基材
として用いた高硬度工具について説明する。高硬度金属
ガラス合金からなる工具基材は、例えば前記の金属ガラ
ス合金組成物を９００Ｋ（６２７℃）以上の溶融温度に
加熱し溶融した後、溶湯を所定の型に鋳入して冷却する
ことにより、過冷却状態を経由して非晶質成形物として
製造することができる。型抜きの前または後に、必要に
応じて前記のように熱処理を施すこともできる。また、
高硬度金属ガラス合金の非晶質ブロックを切削加工して
工具基材を製造することもできる。また必要に応じて
は、高硬度金属ガラス合金の非晶質粉末を型に入れ、密
圧しながら粉末の表面が互いに融着する温度に加熱し、
焼結することによって成形することもできる。

【００１９】得られた高硬度金属ガラス合金の非晶質成
形物は高硬度であるから、そのまま高硬度が求められる
機器部材などとして使用することもできるが、図１に示
すように、高硬度金属ガラス合金を用いて成形した基材
１の表面に高硬度薄膜２を少なくとも１層被着すること
により、いわゆる超硬質と呼ばれるような耐摩耗性を有
する成形物を得ることができる。得られた成形物３は、
特に高硬度工具として有用性が高い。従って本発明は、
前記の高硬度金属ガラス合金からなる基材に少なくとも
１層の高硬度薄膜が形成された高硬度工具を提供する。

【００２０】前記の高硬度薄膜２としては、従来この分
野で使用されている高硬度素材を適宜選択して用いるこ
とができる。高硬度薄膜を形成する好適な素材の例とし
ては、例えば、周期律表の４Ａ、５Ａ、または６Ａ族金
属の炭化物、窒化物、酸化物、ホウ化物；酸化アルミニ
ウム、窒化アルミニウム、炭化ホウ素、窒化ホウ素、酸
化ケイ素、窒化炭化ケイ素、およびダイヤモンドなどの
いずれか１種、または２種以上の混合物を挙げることが
できる。またこの高硬度薄膜は、本発明の高硬度金属ガ
ラス合金からなる基材上に単層として形成されていて
も、２層以上の多層として形成されていてもよい。

【００２１】高硬度金属ガラス合金からなる基材上に前
記の高硬度薄膜を形成するには、従来から知られている
各種の方法が適用できる。その方法の例としては、例え
ば真空蒸着法、イオンビーム、マグネトロン、高周波等
によるスパッタ真空蒸着法、アーク放電式などのイオン
プレーティング法、プラズマＣＶＤ法、プラズマジェッ
トＣＶＤ法などを挙げることができる。これらの方法に
より表面に高硬度薄膜が形成された高硬度金属ガラス合
金の成形物は、特に切削加工用の工具として有用であ
る。

【００２２】

【実施例】所定割合のＦｅとＣｏとＮｉとＺｒの単体純
金属と純ほう素結晶とをＡｒガス雰囲気中で混合し、ア
ーク溶解して母合金を製造した。次に、この母合金をル
ツボで溶解し、Ａｒガス雰囲気中４０ｍ／ｓで回転して
いる銅ロールに、ルツボ下端の０．４ｍｍ径のノズルか
ら射出圧力０．３９×１０⁵Ｐａで吹き出して冷却する
単ロール法により、幅０．４〜１ｍｍ、厚さ１３〜２２
μｍの金属ガラス合金薄帯の試料を製造し、各種試験を
行った。

【００２３】図２はそれぞれ、Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀
Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ
₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀の組成を有
する金属ガラス合金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示してい
る。これらの図から、いずれの試料においても、温度８
００Ｋ〜９１０Ｋの範囲内で、 ΔＴｘ＝Ｔx−Ｔｇの式
で表される過冷却液体領域の温度幅が６４Ｋ〜６８Ｋの
範囲内となっており、好ましい６０Ｋ以上の値を得てい
ることがわかる。

【００２４】図３は、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀
Ｂ₂₀ の組成系において、Ｆ群すなわちＦｅとＣｏとＮ
ｉのそれぞれの含有量を変化させたときのガラス転移温
度Ｔｇの値を示している。また図４は、同系において、
Ｆ群の元素のそれぞれの含有量を変化させたときのΔＴ
ｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）の値を示している。図３から、この
系におけるガラス転移温度Ｔｇは、Ｃｏを７原子％程度
から５０原子％程度まで増加させる範囲内で単調に上昇
することがわかる。また図４から、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮ
ｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀ の組成系において、Ｆ群の全ての組成
範囲においてΔＴｘの値は２５Ｋを超えていることがわ
かる。更に図４から、ΔＴｘを６０Ｋ以上にするために
は、Ｃｏ含有量を３原子％〜２０原子％の範囲内、Ｎｉ
含有量を３原子％〜３０原子％の範囲内とすることが好
ましいことがわかる。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀
Ｂ₂₀ の組成系においてＣｏ含有量が３原子％〜２０原
子％の範囲内ということは、Ｆ群（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ
_b）の全体が７０原子％であるのでＦ群全体を１とする
ときのＣｏの原子数（ａ）に換算すると０．０４２〜
０．２９の範囲内となる。また、同様にＮｉの原子数
（ｂ）は、０．０４２〜０．４３の範囲内となる。

【００２５】図５は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_x
Ｂ₂₀ の組成系において、Ｍ群（ＺｒおよびＮｂ）に関
して、Ｎｂの含有量をｘ＝０，２，４，６，８，１０原
子％と変化させ、これらの組成物を前記と同様の単ロー
ル法により急冷して得られた試料のＸ線回折パターンで
ある。得られたパターンはいずれも非晶質固体を示す典
型的なブロードパターンであり、いずれの組成物も非晶
質となっていることが明らかである。

【００２６】図６は、図５に示す各組成の試料のＤＳＣ
曲線である。いずれの組成の試料においても、結晶化開
始温度Ｔｘを示す発熱ピークよりも低い温度領域に平衡
状態となる広い過冷却液体領域が存在していることがわ
かる。ただし、Ｎｂ含有量が８原子％と１０原子％の試
料においては、発熱ピークが２段に現れている。これは
成分の分離を示すものであるから、この組成系の合金に
Ｎｂを添加する場合は６原子％以下とすることが好まし
い。

【００２７】図７は、図５に示す各組成物試料のＮｂ含
有量の変化に対応するそれぞれガラス転移温度（Ｔ
ｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、過冷却液体領域の温度
幅（ΔＴｘ）の変化を示している。Ｎｂを含有していな
い試料のガラス転移温度Ｔｇは５４１℃（８１４Ｋ）、
結晶化開始温度Ｔｘは６１３℃（８８６Ｋ）であり、過
冷却液体領域の温度幅ΔＴｘは、Ｎｂ含有量が２原子％
〜４原子％の範囲内で最大（８０Ｋ以上）を示した後は
Ｎｂ含有量の増加とともに単調に減少する。また、Ｎｂ
を含有していない試料の過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘ
は７３Ｋであり、Ｎｂ含有量２原子％の試料で８５．２
Ｋの最大値を示し、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｎｂ₁₀Ｂ₂₀の組成
物（つまりＺｒを含まない組成物）でも過冷却液体領域
の温度幅ΔＴｘは４５Ｋを示した。この結果から、Ｍ群
においてＮｂが８原子％〜１０原子％のもの、すなわち
Ｚｒが２原子％〜０原子％のものでも４０ｋ以上のΔＴ
ｘが得られるものの、Ｚｒ比率がより高いものに比べ過
冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが小さくなり非晶質固体を
得ることが難しくなることがわかる。

【００２８】次に、銅鋳型を用いた射出鋳造法によりピ
ン状の試料を作成し、ガラス転移温度（Ｔｇ）、結晶化
開始温度（Ｔｘ）、過冷却液体領域の温度幅（ΔＴｘ）
と、ビッカース硬度（Ｈｖ）と、圧縮強度（ σｃ，
ｆ）とを測定した。本実施例において、各試料は、減圧
雰囲気下において銅鋳型に各合金組成の溶湯を流し込ん
で鋳造し、直径１ｍｍ〜１０ｍｍ、長さ５０ｍｍ〜１０
０ｍｍのピン状の試料を作成した。この試料を用い、ビ
ッカース硬度（Ｈｖ）は、ビッカース微小硬度計を使用
し５００ｇの荷重を負荷して測定した。圧縮強度は、各
合金組成について直径２．５ｍｍ、長さ６．０ｍｍの試
料を作成し圧縮強度計（インストロン社製 model４２０
４）を用いて測定した。結果を表１に示す。

【００２９】

【表１】

【００３０】表１の結果から明らかなように、本実施例
における各試料は、ビッカース硬度１３１０〜１３７０
が得られており、また圧縮強度も３４００〜３８００Ｍ
Ｐａと非常に大きな値が得られており、これまでの、Ｆ
ｅ基の非晶質や結晶質を含む合金より強度が強い合金で
あることがわかる。また、Ｆｅ₆₁Ｃｏ₇Ｚｒ₁₀Ｍｏ₅Ｗ ₂
Ｂ₁₅の組成の合金は、直径３ｍｍと５ｍｍの結晶の析出
が全くない試料が得られており、更にその表面は平滑
で、金属光沢を有していることから、高硬度薄膜との密
着性がよいことが期待される。従って、本発明の高硬度
金属ガラス合金を切削工具などに使用すれば切削性に優
れた工具を提供することができる。

【００３１】

【発明の効果】以上説明したように本発明の高硬度金属
ガラス合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または２
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの１種または２種以上の元素とＢ
とを含み、かつ過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを２０Ｋ
以上としたものであるので、これを用いればバルク形状
でかつ高硬度の非晶質成形物を容易に製造することがで
き、高硬度工具を始めとして硬度が要求される各種成形
物を製造するための素材としてきわめて有用性が高い。
また本発明の高硬度工具は、前記本発明の高硬度金属ガ
ラス合金からなる基材の上に、少なくとも１層の高硬度
薄膜を形成したものであるので、硬度が高くかつ耐摩耗
性に優れ、各種物性にも優れてた工具が得られ、特に切
削工具等としてきわめて有利に使用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の一実施形態である高硬度工具におけ
る組織の断面図。

【図２】本発明高硬度金属ガラス合金の実施例である
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｂ系組成物の薄帯試料におけ
るＤＳＣ曲線図。

【図３】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀ の組成
系におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの含有量とＴｇとの関係を
示す三角組成図。

【図４】前記図３の組成系におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
の含有量とΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）との関係を示す三角
組成図。

【図５】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀ （ｘ＝
０，２，４，６，８，１０原子％）の組成物の急冷状態
における試料のＸ線回折図。

【図６】前記図５に示す各組成物試料のＤＳＣ曲線。

【図７】前記図５に示す各組成物試料のＮｂ含有量
と、それぞれガラス転移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度
（Ｔｘ）、過冷却液体領域の温度幅（ΔＴｘ）との関係
を示すグラフ。

【符号の説明】

１…高硬度金属ガラス合金を用いて成形した基材、２…高硬度薄膜、３…成形物（高硬度工具）。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または２
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの１種または２種以上の元素とＢ
とを含み、かつΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶
化開始温度、Ｔｇはガラス転移温度を示す）の式で表さ
れる過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが２０Ｋ以上である
ことを特徴とする高硬度金属ガラス合金。
【請求項２】Ｚｒを含み、かつΔＴｘが２５Ｋ以上で
あることを特徴とする請求項１に記載の高硬度金属ガラ
ス合金。
【請求項３】下記の組成式（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y （式中、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
のうちの１種または２種以上からなる元素であり、かつ
０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦
１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２原子％である）で表
され、かつΔＴｘが６０Ｋ以上であることを特徴とする
請求項１に記載の高硬度金属ガラス合金。
【請求項４】前記において、ａが０．０４２≦ａ≦
０．２９、ｂが０．０４２≦ｂ≦０．４３であることを
特徴とする請求項３に記載の高硬度金属ガラス合金。
【請求項５】下記の組成式（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z （式中、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
のうちの１種または２種以上からなる元素であり、Ｔは
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からなる元素で
あり、かつ０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原
子％≦ｘ≦１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２原子％、
０原子％≦ｚ≦５原子％である）で表され、かつΔＴｘ
が６０Ｋ以上であることを特徴とする請求項１に記載の
高硬度金属ガラス合金。
【請求項６】前記において、ａが０．０４２≦ａ≦
０．２９、ｂが０．０４２≦ｂ≦０．４３であることを
特徴とする請求項５に記載の高硬度金属ガラス合金。
【請求項７】前記元素Ｍが式（Ｚｒ_1-cＭ’_c）で表さ
れ、式中Ｍ’がＮｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのう
ちの１種または２種以上からなる元素であり、かつｃが
０≦ｃ≦０．６であることを特徴とする請求項３〜請求
項６のいずれかに記載の高硬度金属ガラス合金。
【請求項８】前記において、ｃが０．２≦ｃ≦０．４
であることを特徴とする請求項７に記載の高硬度金属ガ
ラス合金。
【請求項９】前記の高硬度金属ガラス合金が、結晶化
処理されたものであることを特徴とする請求項１〜請求
項８のいずれかに記載の高硬度金属ガラス合金。
【請求項１０】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または
２種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの１種または２種以上の元素
とＢとを含み、かつΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは
結晶化開始温度、Ｔｇはガラス転移温度を示す）の式で
表される過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが２０Ｋ以上で
ある高硬度金属ガラス合金からなる基材を用いたことを
特徴とする高硬度工具。
【請求項１１】前記の高硬度金属ガラス合金がＺｒを
含み、かつΔＴｘが２５Ｋ以上であることを特徴とする
請求項１０に記載の高硬度工具。
【請求項１２】前記の高硬度金属ガラス合金が下記の
組成式（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y （式中、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
のうちの１種または２種以上からなる元素であり、かつ
０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦
１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２原子％である）で表
され、かつΔＴｘが６０Ｋ以上であることを特徴とする
請求項１０に記載の高硬度工具。
【請求項１３】前記において、ａが０．０４２≦ａ≦
０．２９、ｂが０．０４２≦ｂ≦０．４３であることを
特徴とする請求項１２に記載の高硬度工具。
【請求項１４】前記の高硬度金属ガラス合金が下記の
組成式（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z （式中、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
のうちの１種または２種以上からなる元素であり、Ｔは
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からなる元素で
あり、かつ０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原
子％≦ｘ≦１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２原子％、
０原子％≦ｚ≦５原子％である）で表され、かつΔＴｘ
が６０Ｋ以上であることを特徴とする請求項１０に記載
の高硬度工具。
【請求項１５】前記において、ａが０．０４２≦ａ≦
０．２９、ｂが０．０４２≦ｂ≦０．４３であることを
特徴とする請求項１４に記載の高硬度工具。
【請求項１６】前記元素Ｍが式（Ｚｒ_1-cＭ’_c）で表
され、式中Ｍ’がＮｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、かつｃ
が０≦ｃ≦０．６であることを特徴とする請求項１２〜
請求項１５のいずれかに記載の高硬度工具。
【請求項１７】前記において、ｃが０．２≦ｃ≦０．
４であることを特徴とする請求項１６に記載の高硬度工
具。
【請求項１８】前記の高硬度金属ガラス合金が、結晶
化処理されたものであることを特徴とする請求項１０〜
請求項１７のいずれかに記載の高硬度工具。
【請求項１９】前記の高硬度金属ガラス合金からなる
基材の上に、少なくとも１層の高硬度薄膜が形成された
ことを特徴とする請求項１０〜請求項１８のいずれかに
記載の高硬度工具。
【請求項２０】前記の高硬度薄膜が、炭化物、窒化
物、ほう化物、酸化物およびダイヤモンドのうちの１種
または２種以上からなることを特徴とする請求項１９に
記載の高硬度工具。