JPH1171602A - 微細な凹凸部を有する部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高硬度を有するバルク形状の非晶質成形物が
可能な金属ガラス合金を用いて、高硬度で、微細な凹凸
部を有する部品の製造方法の提供。 【解決手段】ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開始
温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが２０Ｋ以上である金属ガ
ラス合金の粉末を微細な凹凸を有する成形用型に充填
し、該金属ガラス合金の粉末を結晶化開始温度近傍の焼
結温度で焼結する工程を少なくとも備えることを特徴と
する微細な凹凸部２を有する部品１の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、歯車やフライス等
の微細な凹凸部を有する部品の製造方法に係わり、特
に、高硬度を有するバルク形状の非晶質成形物が可能な
金属ガラス合金を用いて、高硬度で、微細な凹凸部を有
する部品の製造方法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
れているアモルファス合金としては、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、１
９７０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】しかしながら従来のアモルファス合金はい
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、上記の
単ロール法などで急冷して製造されたものは厚さが５０
μｍ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、液体急冷法によって
得られた薄帯を粉砕し、密圧下に焼結することにより焼
結体が得られるが、従来のアモルファス合金を用いて得
られた焼結体は多孔質のため脆く、応力のかかる歯車や
フライス等の部品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】本発明者は、歯車やフ
ライスなどの微細な凹凸部を有する部品として優れた特
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、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ることを発見し、
さらにこの金属ガラス合金の粉末を結晶化開始温度近傍
の焼結温度で焼結すれば、高硬度で、微細な凹凸部を有
する部品を製造できることを見いだし、本発明に到達し
たのである。 本発明は、上記事情に鑑みてなされたも
ので、高硬度を有するバルク形状の非晶質成形物が可能
な金属ガラス合金を用いて、高硬度で、微細な凹凸部を
有する部品の製造方法を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明の微細な凹凸部を
有する部品の製造方法は、ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_x
は結晶化開始温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の
式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが２０Ｋ以上
である金属ガラス合金の粉末を微細な凹凸を有する成形
用型に充填し、該金属ガラス合金の粉末を結晶化開始温
度近傍の焼結温度で焼結する工程を少なくとも備えるこ
とを特徴とする。

【０００７】本発明に用いられる金属ガラス合金（メタ
ル−メタロイド系金属ガラス合金）は、ΔＴ_xが３５Ｋ
以上であり、金属元素としてＦｅを含有することを特徴
とする。本発明において、上記メタル−メタロイド系金
属ガラス合金は、Ｆｅ以外の他の金属元素と半金属元素
とを含有してなり、上記他の金属元素としてＡｌ、Ｇ
ａ、Ｉｎ、Ｓｎのうちの１種または２種以上を含有し、
上記半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｇｅ、Ｓｉのうち
の１種または２種以上を含有することを特徴とする。本
発明において、上記メタル−メタロイド系金属ガラス合
金の組成は、原子％で、Ａｌ：１ 〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：０〜１５％、Ｃ：２〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であることを特徴とする。あるい
は、上記メタル−メタロイド系金属ガラス合金の組成
は、原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４
％、Ｐ：０〜１５％、Ｃ：２〜７％、Ｂ：２〜１０％、
Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部であることを特徴とする
ものであってもよい。

【０００８】また、本発明に用いられる金属ガラス合金
（メタル−メタル系金属ガラス合金）としては、Ｆｅ、
Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上の元素を主成分と
し、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの
１種又は２種以上の元素とＢを含み、ΔＴxが２０Ｋ以
上のものであることを特徴とするものである。本発明に
おいて、上記メタル−メタル系金属ガラス合金は、ΔＴ
xが６０Ｋ以上であり、下記の組成式で表されるもので
あることを特徴とする。 （Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％であり、Ｍ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。

【０００９】あるいは、上記メタル−メタル系金属ガラ
ス合金は、ΔＴxが６０Ｋ以上であり、下記の組成式で
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％であり、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる
元素、ＴはＣｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。

【００１０】また、本発明に用いられる金属ガラス合金
（ハード磁性系金属ガラス合金）は、Ｆｅを主成分と
し、希土類元素のうちから選択される１種又は２種以上
の元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される１種又は２種
以上の元素Ａと、Ｂを含み、ΔＴxが２０Ｋ以上のもの
であることを特徴とするものであってもよい。本発明に
おいて、上記ハード磁性系金属ガラス合金は、下記の組
成式で表されるものであることを特徴とする。 Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_w 但し、ＥはＣｏ、Ｎｉのうちから選択される１種または
２種の元素であり、組成比を示すｃ、ｄ、ｆ、ｗは原子
％で、２原子％≦ｃ≦１５原子％、２原子％≦ｄ≦２０
原子％、０原子％≦ｆ≦２０原子％、１０原子％≦ｗ≦
３０原子％である。

【００１１】あるいは、上記ハード磁性系金属ガラス合
金は、下記の組成式で表されるものであってもよい。 Ｆｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_t 但し、ＥはＣｏ、Ｎｉのうちから選択される１種または
２種の元素であり、組成比を示すｃ、ｄ、ｆ、ｗ、ｔは
原子％で、２原子％≦ｃ≦１５原子％、２原子％≦ｄ≦
２０原子％、０原子％≦ｆ≦２０原子％、１０原子％≦
ｗ≦３０原子％、０原子％≦ｔ≦５原子％であり、元素
ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択される１
種又は２種以上の元素である。本発明の製造方法におい
ては、上記金属ガラス合金の粉末を焼結した後、熱処理
して結晶化処理を施す工程が備えられていてもよい。な
お、本発明においては、結晶化処理により結晶質相が析
出したものも金属ガラス合金と呼ぶこととする。また、
ΔＴxを有するものを金属ガラスとし、ΔＴxがないアモ
ルファスと区別することとする。

【００１２】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て説明する。まず、本発明に用いられる金属ガラス合金
について説明する。本発明に用いられる金属ガラス合金
としては、ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開始温
度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが２０Ｋ以上である金属ガラ
ス合金が用いられる。このような金属ガラスとしては、
メタル−メタロイド系金属ガラス合金、メタル−メタル
系金属ガラス合金、ハード磁性系金属ガラス合金が挙げ
られる。

【００１３】上記メタル−メタロイド系金属ガラス合金
は、この過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが、３５Ｋ以上、
組成によっては４０〜５０Ｋ以上という顕著な温度間隔
を有し、これまでの知見から知られるＦｅ基合金からは
全く予期されないものであり、しかも、これまで非晶質
合金が薄帯としてしか実現できなかったのに対し、バル
ク形状のものが得られ、遥かに実用性に優れたものとな
る。

【００１４】本発明に用いられるメタル−メタロイド系
金属ガラス合金は、その組成については、Ｆｅを主成分
とし、更に、他の金属と半金属とを含有したものとして
示すことができる。このうち他の金属とは、周期律表の
ＩＩＡ族、ＩＩＩＡ族及びＩＩＩＢ族、ＩＶＡ族及びＩ
ＶＢ族、ＶＡ族、ＶＩＡ族、ＶＩＩＡ族のうちか選択で
きるものであるが、中でも、ＩＩＩＢ族、ＩＶＢ族の金
属元素が好適なものとして示される。例えば、Ａｌ（ア
ルミニウム）、Ｇａ（ガリウム）、Ｉｎ（インジウ
ム）、Ｓｎ（スズ）である。また、上記メタル−メタロ
イド系金属ガラス合金に対し、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｍ
ｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒの
中から選択される１種以上の金属元素を配合することが
できる。上記半金属元素としては、例えば、Ｐ（リ
ン）、Ｃ（炭素）、Ｂ（ほう素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｇ
ｅ（ゲルマニウム）を例示できる。より具体的に例示す
ると、本発明で用いられるメタル−メタロイド系金属ガ
ラス合金は、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、
Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：０〜１５％、Ｃ：２〜７％、
Ｂ：２〜１０％、Ｆ ｅ：残部であって、不可避不純物
が含有されていても良いＦｅ基金属ガラス合金である。

【００１５】また、更にＳｉを加えることにより、過冷
却液体の温度間隔ΔＴ_xを向上させ、アモルファス単相
となる臨界板厚を増大させることができる。その結果、
このメタル−メタロイド系金属ガラス合金からなる板厚
をさらに厚くすることが可能となる。Ｓｉの含有量は多
すぎると過冷却液体領域ΔＴ_xが消滅するので、１５％
以下が好ましい。より具体的に例示すると、上記メタル
−メタロイド系金属ガラス合金は、その組成が原子％
で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：０〜
１５％、Ｃ：２〜７％ 、Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜
１５％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有され
ていても良い。さらに、より大きな過冷却液体領域ΔＴ
_xを得るために、上述の２つの組成中、ＰとＣを原子％
で、Ｐ：６〜１５％、Ｃ：２〜７％とするのが好まし
く、３５Ｋ以上の過冷却液体領域ΔＴ_xを得ることがで
きる。

【００１６】なお、上記の組成において、更にＧｅを０
〜４％、好ましくは０.５〜４％の範囲で含有していて
も良い。また、上記組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒの少なくとも１種を７％以下含有
していても良く、更に、Ｎｉ１０％以下、Ｃｏ３０％以
下を含んでいても良い。これらのいずれの場合の組成に
おいても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔ_xは、３５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上
が得られる。

【００１７】上記メタル−メタル系金属ガラス合金は、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上を主成分と
し、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上とＢを所定量添加した成分系
で実現される。本発明で用いられるメタル−メタル系金
属ガラス合金の１つは、一般式においては、 （Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y で表記することができ、この一般式において、０≦ａ≦
０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x≦２０原子
％、１０原子％≦y≦２２原子％なる関係が好ましく、
ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの
１種又は２種以上からなる元素である。更に上記の成分
系において、ΔＴxが２０Ｋ以上であることを必要とす
る。上記の組成系において、Ｚｒを必ず含み、ΔＴxが
２５Ｋ以上であることが好しい。また、上記の組成系に
おいて、ΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好まし
い。 更に、上記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_x
Ｂ_yなる組成式において０.０２≦ａ≦０.２９、０.０４
２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなることが好ましい。

【００１８】次に本発明に用いられるメタル−メタル系
金属ガラス合金は、一般式においては、（Ｆｅ_1-a-bＣ
ｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_zで表記され、この一般式
において、 ０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原
子％≦x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０
原子％≦z≦５原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｈｆ、ｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる
元素、ＴはＣｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。また、本発明に用いられるメタル−
メタル系金属ガラス合金は、上記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ
_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_zなる組成式において０.０４２≦
ａ≦０.２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされて
なるものでも良い。

【００１９】次に、上記元素Ｍが（Ｍ'_1-hＭ''_h）で表
され、Ｍ'はＺｒまたはＨｆのうちの１種または２種、
Ｍ''はＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または
２種以上からなる元素であり、０≦ｈ≦０.６であるこ
とを特徴とするものでも良い。更に、上記組成において
ｈが０.２≦ｈ≦０.４の範囲であることを特徴とするも
のでも良く、上記ｈが０≦ｈ≦０.２の範囲であること
を特徴としても良い。更に本発明において、上記組成比
を示すａ、ｂが、０.０４２≦ａ≦０.２５、０.０４２
≦ｂ≦０.１の範囲であることを特徴としても良い。ま
た、上記の組成において原子Ｂの５０％以下をＣで置換
しても良い。

【００２０】「組成限定理由」本発明に用いられるメタ
ル−メタル系金属ガラス合金では、Ｆｅを多く含む成分
系においてＣｏ含有量とＮｉ含有量を適正な値とするこ
とで、ΔＴxの値を６０Ｋ以上することができる。具体
的には、５０Ｋ〜６０ＫのΔＴxを確実に得るために
は、Ｃｏの組成比を示すａの値を０≦ａ≦０.２９、Ｎ
ｉの組成比を示すｂの値を０≦ｂ≦０.４３の範囲、６
０Ｋ以上のΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比
を示すａの値を０.０４２≦ａ≦０.２９、Ｎｉの組成比
を示すｂの値を０.０４２≦ｂ≦０.４３の範囲とするこ
とが好ましい。

【００２１】ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素である。
これらはアモルファスを生成させるために有効な元素で
あり、５原子％以上、２０原子％以下の範囲であると良
い。これら元素Ｍのうち、特にＺｒまたはＨｆが有効で
ある。ＺｒまたはＨｆは、その一部をＮｂ等の元素と置
換することができるが、置換する場合の組成比ｈは、０
≦ｈ≦０.６の範囲である高いΔＴxを得ることができる
が、特にΔＴxを８０以上とするには０.２≦ｈ≦０.４
の範囲が 好ましい。

【００２２】Ｂは、高いアモルファス形成能があり、本
発明では１０原子％以上、２２原子％以下の範囲で添加
する。この範囲を外れると、Ｂが１０原子％未満である
と、ΔＴx が消滅するために好ましくなく、２２原子％
よりも大きくなるとアモルファスが形成できなくなるた
めに好ましくない。上記の組成系に更に、Ｔで示され
る、Ｃｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、
Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の
元素を添加することもできる。本発明ではこれらの元素
を０原子％以上、５原子％以下の範囲で添加することが
できる。これらの元素は主に耐食性を向上させる目的で
添加するものであり、この範囲を外れるとアモルファス
形成能が劣化するために好ましくない。

【００２３】上記ハード磁性系金属ガラス合金の１つ
は、Ｆｅを主成分とし、これに希土類元素のうちから選
択される１種又は２種以上の元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから
選択される１種又は２種以上の元素Ａと、Ｂを所定量添
加した成分系で実現される。更に上記の成分系におい
て、ΔＴxが２０Ｋ以上であることを必要とする。上記
の組成系において、Ｃｒを必ず含む場合は、ΔＴxが４
０Ｋ以上であることが好ましい。

【００２４】本発明に用いられるハード磁性系金属ガラ
ス合金の１つは、下記組成式で表されるものである。 Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_w この組成式において、ＥはＣｏ、Ｎｉのうちから選択さ
れる１種または２種の元素であり、組成比を示すｃ、
ｄ、ｆ、ｗは、２原子％≦ｃ≦１５原子％、２原子％≦
ｄ≦２０原子％、０原子％≦ｆ≦２０原子％、１０原子
％≦ｗ≦３０原子％なる条件を満たすことが好ましい。

【００２５】また、本発明に用いられるハード磁性系金
属ガラス合金の他の例としては、下記組成式で表される
ものである。 Ｆｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_t この組成式において、ＥはＣｏ、Ｎｉのうちから選択さ
れる１種または２種の元素であり、組成比を示すｃ、
ｄ、ｆ、ｗ、ｔは、２原子％≦ｃ≦１５原子％、２原子
％≦ｄ≦２０原子％、０原子％≦ｆ≦２０原子％、１０
原子％≦ｗ≦３０原子％、０原子％≦ｔ≦５原子％なる
条件を満たし、元素ＬはＲｕ、Ｒｈ、ＰｄＯｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちか
ら選択される１種又は２種以上の元素である。

【００２６】また、本発明で用いられるハード磁性系金
属ガラス合金は、上記Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_wな
る組成式または上記Ｆｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_t
なる組成式において、組成比を示すｃは原子％で、２原
子％≦ｃ≦１２原子％の範囲であることが好ましく、２
原子％≦ｃ≦８原子％の範囲であるとさらに好ましい。
さらに、本発明で用いられるハード磁性系金属ガラス
合金は、上記Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_wなる組成式
または上記Ｆｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_tなる組成
式において、組成比を示すｄは原子％で、２原子％≦ｄ
≦１５原子％の範囲であることが好ましく、２原子％≦
ｄ≦６原子％の範囲であるとさらに好ましい。また、本
発明で用いられるハード磁性系金属ガラス合金は、上記
Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_wなる組成式または上記Ｆ
ｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_tなる組成式において、
組成比を示すｆは原子％で、０．１原子％≦ｆ≦２０原
子％の範囲であることが好ましく、２原子％≦ｆ≦１０
原子％の範囲であるとさらに好ましい。

【００２７】また、本発明で用いられるハード磁性系金
属ガラス合金は、上記Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_wな
る組成式または上記Ｆｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_t
なる組成式において、元素Ａが（Ｃｒ_1-rＡ'_r）で表さ
れ、Ａ'はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｃｕのうちから選択される１種または２種以上の元
素であり０≦ｒ≦１であることを特徴とするものであっ
てもよい。更に、このような組成式で表されるハード磁
性系金属ガラス合金においては、上記組成式中の組成比
を示すｒが０≦ｒ≦０．５の範囲であることが好まし
い。

【００２８】「組成限定理由」本発明に用いられるハー
ド磁性系金属ガラス合金では、Ｆｅを多く含む成分系に
おいてΔＴxが大きくなり易く、Ｆｅを多く含 む成分系
においてＣｏ含有量を適正な値とすることで、ΔＴxの
値を大きくする効果がある。具体的には、ΔＴxを確実
に得るためには、元素Ｅの組成比を示すｆの値を０≦ｆ
≦２０の範囲、２０Ｋ以上のΔＴxを確実に得るために
は、Ｅの組成比を示すｆの値を２原子％≦ｆ≦１０原子
％の範囲とすることが好ましい。また、必要に応じて、
Ｃｏの一部または全部をＮｉで置換しても良い。

【００２９】Ｒは、希土類金属（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ）のうちから
選択される１種又は２種以上の元素であり、これらの元
素は、２原子％以上、１５原子％以下の範囲であると良
い。

【００３０】ＡはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される１種又は２
種以上の元素である。これらは非晶質を生成させるため
に有効な元素であり、２原子％以上、２０原子％以下の
範囲であると良い。これら元素Ａのうち、特にＣｒが有
効である。Ｃｒは、その一部をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、
Ｎｂ、ＴａＭｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される１種ま
たは２種以上の元素と置換することができるが、置換す
る場合の組成比ｆは、０≦ｆ≦１の範囲であると、高い
ΔＴxを得ることができるが、特に高いΔＴxを確実に得
るためには０≦ｃ≦０．５の範囲が好ましい。

【００３１】Ｂは、高い非晶質生成能があり、本発明で
は１０原子％以上、３０原子％以下の範囲で添加する。
Ｂの添加量が１０原子％未満であると、ΔＴxが消滅す
るために好ましくなく、３０原子％よりも大きくなると
アモルファスが形成できなくなるために好ましくない。
より高い非晶質形成能を得るためには、１４原子％以
上、２０原子％以下とすることがより好ましい。

【００３２】上記の組成系に更に、Ｌで示される、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択される１種又は
２種以上の元素を添加することもできる。本発明ではこ
れらの元素を０原子％以上、５原子％以下の範囲で添加
することができる。これらの元素は主に耐食性を向上さ
せる目的で添加するものであり、また、この範囲を外れ
るとガラス形成能が劣化するために好ましくない。

【００３３】次に、図面を参照して本発明の微細な凹凸
部を有する部品の製造方法の実施の形態について説明す
る。図１は、本発明の微細な凹凸部を有する部品の製造
方法により製造された歯車の一実施形態を示す斜視図で
ある。この実施形態の歯車１は、上述の金属ガラス合金
の粉末が焼結されてなるものである。この歯車は、外周
に歯部（微細な凹凸部）２を有している。

【００３４】次に、上記歯車１の製造例について詳しく
説明する。図２は上記歯車１を製造するために好適に用
いられる放電プラズマ焼結装置の一例の要部を示すもの
で、この例の放電プラズマ焼結装置は、筒型の成形用型
４１と、この成形用型４１の内部に充填された原料粉末
（粉粒体）４６を押圧するための上パンチ４２および下
パンチ４３と、下パンチ４３を支え、後述するパルス電
流を流す際の一方の電極ともなるパンチ電極４４と、上
パンチ４２を下側に押圧し、パルス電流を流す他方の電
極となるパンチ電極４５と、上下のパンチ４２、４３に
挟まれた粉末原料４６の温度を測定する熱電対４７を主
体として構成されている。上記成形用型４１の内面に
は、図３に示すように目的とする成形物の形状（この実
施形態では歯車の形状）に応じて微細な凹凸４１ａが形
成されている。このような放電プラズマ焼結装置の内部
で、上下のパンチ４２、４３と成形用型４１により形成
されるキャビティの形状は、目的とする成形物の形状
（この実施形態では歯車１の形状）と略一致するもので
ある。なお、図２中、符号４１ｂは、コアロッドであ
る。

【００３５】図５に、上記放電プラズマ焼結装置の全体
構造を示す。図５に示す放電プラズマ焼結装置Ａは、住
友石炭鉱業株式会社製のモデルＳＰＳ−２０５０と称さ
れる放電プラズマ焼結機の一種であり、図２に示す構造
を要部とするものである。図５に示す装置においては、
上部基盤５１と下部基盤５２を有し、上部の基盤５１に
接してチャンバ５３が設けられ、このチャンバ５３の内
部に図２に示す構造の大部分が収納されて構成され、こ
のチャンバ５３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガ
スの供給装置に接続されていて、上下のパンチ４２、４
３の間に充填される原料粉末（粉粒体）４６を不活性ガ
ス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持できるように構成
されている。なお、図２と図５では通電装置が省略され
ているが、上下のパンチ４２、４３およびパンチ電極４
４、４５には別途設けた通電装置が接続されていてこの
通電装置から図５に示すようなパルス電流をパンチ４
２、４３およびパンチ電極４４、４５を介して通電でき
るように構成されている。

【００３６】上記構成の放電プラズマ焼結装置を用いて
金属ガラス合金からなる歯車１を製造するには、成型用
原料粉末４６を用意する。この原料粉末４６を作製する
には、例えば、上記組成系の金属ガラス合金の各成分の
元素単体粉末もしくは元素単体塊状物（予め一部合金化
していても良い。）を用意し、これら元素単体粉末もし
くは元素単体塊状物を混合し、次いでこの混合粉末をＡ
ｒガス等の不活性ガス雰囲気中において、るつぼ等の溶
解装置で溶解して所定組成の合金溶湯を得る。次にこの
合金溶湯を鋳型に流し込んで徐冷する鋳造法により、あ
るいは単ロールもしくは双ロールを用いる急冷法によっ
て、さらには液中紡糸法や溶液抽出法によって、あるい
は高圧ガス噴霧法によって、バルク状、リボン状、線状
体、粉末等の種々の形状として製造する工程と、粉末状
以外のものは粉砕して粉末化する工程により得られる。

【００３７】次に、原料粉末４６を用意したならばこれ
を図２あるいは図５に示す放電プラズマ焼結装置の上下
のパンチ４２、４３の間の成形用型４１内に投入し、チ
ャンバ５３の内部を真空引きするとともに、パンチ４
２、４３で上下から圧力を加えて成形すると同時に、例
えば図４に示すようなパルス電流を原料粉末４６に印加
して加熱し、成形する。この放電プラズマ焼結処理にお
いては、通電電流により原料粉末４６を所定の速度で素
早く昇温することができ、また、通電電流の値に応じて
原料粉末４６の温度を厳格に管理できるので、ヒータに
よる加熱などよりも遥かに正確に温度管理ができ、これ
により予め設計した通りの理想に近い条件で焼結ができ
る。

【００３８】本発明において、焼結温度は、原料粉体を
固化成形するために３００℃以上とすることが必要であ
るが、原料粉末として用いられる金属ガラス合金は、大
きな過冷却液体の温度間隔ΔＴ_x（Ｔ_x−Ｔ_g）を有して
いるので、このＴ_g〜Ｔ_xの温度にて生じる粘性流動を利
用して加圧焼結することによって、高密度の焼結体を好
ましく得ることができる。また、放電プラズマ焼結装置
の機構上、モニターされる焼結温度は金型に設置されて
いる熱電対の温度であるため、粉末試料にかかる温度よ
りも低い温度である。

【００３９】また、特にメタル−メタロイド系の金属ガ
ラス合金にＳｉを添加した場合は、結晶化開始温度Ｔ_x
が上昇し、過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが増大するの
で、より熱的に安定なアモルファス材料となる。したが
って、この金属ガラス合金を粉末化し、加圧焼結を行う
ことにより、Ｓｉを含有しない原料粉末を用いた場合に
比べて、より高密度のバルク状の焼結体を得ることが可
能である。本発明において、焼結を行う際の昇温速度
は、１０゜Ｃ／分以上とするのが好ましい。また、焼結
の際の圧力については、加圧力が低すぎると焼結体を形
成できないため、３ｔ／ｃｍ²以上とするのが好まし
い。

【００４０】さらに、得られた焼結体に熱処理を施して
もよく、このときの熱処理温度は、メタル−メタロイド
系金属ガラス合金を熱処理する場合、３００〜５００゜
Ｃの範囲が好ましく、より好ましくは３００〜４５０゜
Ｃの範囲である。また、メタル−メタル系金属ガラス合
金を熱処理する場合、４２７℃（７００Ｋ）〜６２７℃
（９００Ｋ）、より好ましくは４７７゜Ｃ（７５０）〜
５２３゜Ｃ（８００Ｋ）の範囲が好ましい。また、ハー
ド磁性系の金属ガラス合金を熱処理する場合、５００〜
８５０℃、より好ましくは５５０〜７５０℃の範囲であ
る。なお、製造方法について付言すると、合金の組成、
そして製造のための手段と製品の大きさ、形状等によっ
て、好適な冷却速度が決まる。

【００４１】この実施形態の歯車の製造方法にあって
は、上記金属ガラス合金の粉末（原料粉末）４６を微細
な凹凸４１ａを有する成形用型４１に充填し、該金属ガ
ラス合金の粉末４６を結晶化開始温度近傍の焼結温度で
焼結することにより、バルク状の焼結体からなる歯車１
が得られる。上記金属ガラス合金は、過冷却液体領域の
温度間隔ΔＴ_xが極めて広く、歯車に適用するのに十分
な厚さのバルク状の焼結体を作製でき、しかも高硬度の
焼結体を作製できる。上述の方法により得られた焼結体
からなる歯車１は、原料粉末として用いられた金属ガラ
ス合金と同じ組成を有するものであり、高硬度を示すこ
とができ、また、熱処理によって、より硬度を向上させ
ることが可能である。従って、上述の実施形態により歯
車を製造すると、極めて高性能な歯車が得られる。

【００４２】図６は、本発明の微細な凹凸部を有する部
品の製造方法により製造された歯切フライスの一実施形
態を示す斜視図である。この歯切フライス３は、上述の
金属ガラス合金の粉末が焼結されてなるものである。こ
の歯切フライス３は、外周に刃部（微細な凹凸部）４を
有している。この歯切フライス３の製造方法は、放電プ
ラズマ焼結装置の成形用型として歯切フライスの形状に
応じた微細な凹凸が内面に形成されたものを用いる以外
は、上述の歯車の製造方法とほぼ同様にして製造するこ
とができる。このようにして得られた歯切スライス３
は、原料粉末として用いられた金属ガラス合金と同じ組
成を有するものであり、高硬度を示すことができ、ま
た、熱処理によって、より硬度を向上させることが可能
である。なお、歯切フライス３の刃部４は、仕上加工と
して研磨加工を施すことが好ましい。

【００４３】図７は、本発明の微細な凹凸部を有する部
品の製造方法により製造された側フライスの一実施形態
を示す斜視図である。この側フライス５は、上述の金属
ガラス合金の粉末が焼結されてなるものである。この側
フライス５は、外周に刃部（微細な凹凸部）６を有して
いる。この側フライス５の製造方法は、放電プラズマ焼
結装置の成形用型として側フライスの形状に応じて内面
に微細な凹凸が内面に形成されたものを用いる以外は、
上述の歯車の製造方法とほぼ同様にして製造することが
できる。このようにして得られた側スライス５は、原料
粉末として用いられた金属ガラス合金と同じ組成を有す
るものであり、高硬度を示すことができ、また、熱処理
によって、より硬度を向上させることが可能である。な
お、側フライス５の刃部６は、仕上加工として研磨加工
を施すことが好ましい。尚、上述の実施形態では、金属
ガラス合金の粉末を放電プラズマ焼結法により金属ガラ
ス合金からなるバルク状の焼結体を作製する場合につい
て説明したが、これに限らず、押し出し法などの方法に
より加圧焼結することによってもバルク状の焼結体を得
ることができる。また、Ｔ_g〜Ｔ_xの間では、本材料が著
しい粘性流動を示すため、Ｔ_g〜Ｔ_xの温度に加熱し、閉
塞鍛造により成形することもできる。

【００４４】

【実施例】以下、本発明を実施例および比較例により、
具体的に説明する。 「実施例１」Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、原子組成比がＦｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ
₅Ｂ₄のインゴットを作製した。このインゴットをるつぼ
内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転しているロ
ールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によって、
減圧Ａｒ雰囲気下でアモルファス単相組織からなる厚さ
３５μｍ〜１３５μｍの急冷薄帯を得た。ここで得られ
た急冷薄帯を示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により分析し
たところ、ΔＴxが４６．９゜Ｃ以上と極めて広い範囲
のものであることが分かった。さらに、得られた急冷薄
帯をローターミルを用いて大気中で粉砕することで粉末
化した。得られた粉末の中で粒径５３〜１０５μｍのも
のを選別して後の工程に原料粉末として使用した。

【００４５】約２ｇの前記原料粉末をＷＣ製のダイスの
内部にハンドプレスを用いて充填した後、図２に示す成
形用型４１の内部に装填し、チャンバの内部を３×１０
^-5ｔｏｒｒの雰囲気中で上下のパンチ４２、４３で加圧
するとともに、通電装置から原料粉末にパルス波を通電
して加熱した。パルス波形は図４に示すように１２パル
ス流した後で２パルス休止するものとし、最高４７００
〜４８００Ａの電流で原料粉末を加熱した。焼結は、試
料に６．５ｔ／ｃｍ²の圧力をかけた状態で室温から焼
結温度まで試料を加熱し、約５分間保持することにより
焼結を行った。昇温速度は１００℃／ｍｉｎとした。

【００４６】図８は、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる
組成の急冷非晶質合金薄帯を粉砕して得られた原料粉末
のＤＳＣ曲線（Differential scanning caloriemeter：
示差走査熱量測定による曲線）を示すものであり、図９
は、この粉末を焼結温度４３０℃で放電プラズマ焼結し
て得られた焼結体のＤＳＣ曲線を示すものである。ま
た、図１０は、粉砕前の急冷非晶質合金薄帯のＴＭＡ曲
線（Thermo Mechanical Analysis 曲線）を示すもので
ある。図８のＤＳＣ曲線より、原料粉末のＴ_x＝５１２
℃、Ｔ_g＝４６５℃、ΔＴ_x＝４７℃が求められる。この
ように結晶化温度以下の広い温度領域で過冷却液体域が
存在しΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_gで示される値が大きく、この系
の組成の合金が高いアモルファス形成能を有することが
わかる。また、図９のＤＳＣ曲線より、焼結体のＴ_x＝
５１２℃、Ｔ_g＝４６５℃、ΔＴ_x＝４７℃が求められ
る。図８および図９の結果より、非晶質合金粉砕粉末と
焼結体とのＴ_x、Ｔ_g、ΔＴ_xが同じであることがわか
る。さらに、図１０に示すＴＭＡ曲線では、４４０〜４
８０℃の温度領域で温度の上昇に伴って試料が急激に伸
びていることがわかる。このことは、過冷却液体温度領
域において合金の軟化現象が起こっていることを示して
いる。このように非晶質合金が軟化する現象を利用して
固化成形すれば高密度化するために有利である。

【００４７】図１１は、原料粉末を焼結温度３８０℃、
４００℃、４３０℃、４６０℃でそれぞれ放電プラズマ
焼結したときの、焼結したままの状態における焼結体の
Ｘ線回折試験結果を示す。３８０℃、４００℃、および
４３０℃で焼結した試料では、いずれもハローなパター
ンとなっており、アモルファス単相組織を有しているこ
とがわかる。一方、４６０℃で焼結した試料では、結晶
相を示す鋭いピーク状の回折線が得られている。

【００４８】図１２は、放電プラズマ焼結法を用いて焼
結した際の焼結温度と、得られた焼結体の密度を示すも
のである。この図に示されるように、焼結温度の上昇に
伴って焼結体の密度は増大し、４３０℃以上の焼結温度
で焼結することによって、相対密度９９．７％以上の高
密度の焼結体が得られている。なお、焼結時の圧力を高
くすれば、より低い温度でも高密度の成形体を得ること
が可能である。これらの結果より、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ
₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の金属ガラス合金の粉末を用いて成形
体を作製する場合、焼結温度を４３０℃以下の温度範囲
（換言すれば、結晶化開始温度をＴx、焼結温度をＴ1と
した場合、Ｔ1≦Ｔxの範囲）とすることによって、高密
度であるとともに、焼結したままの状態においてアモル
ファス単相組織を有するものが得られることがわかる。

【００４９】Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の金
属ガラス合金の粉末を放電プラズマ焼結法を用いて焼結
して得られた焼結体試料についてビッカース硬度を測定
したところ１２５０Ｈｖを示し、極めて硬いものを提供
できることが判明した。ここでの焼結は、６．５ｔ／ｃ
ｍ²の圧力をかけた状態で室温から焼結温度の４３０゜
Ｃで加熱し、約５分間保持することにより焼結を行い、
また、焼結時の昇温速度は、１００℃／ｍｉｎとした。

【００５０】「実施例２」ＦｅとＣｏとＮｉとＺｒの単
体純金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中において混
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、アルゴンガス雰囲気中において４
０ｍ／ｓで回転している銅ロールにルツボ下端の０.４
ｍｍ径のノズルから射出圧力０.３９×１０⁵Ｐａで吹き
出して急冷する単ロール法を実施することにより、幅
０.４〜１ｍｍ、厚さ１３〜２２μｍの金属ガラス合金
薄帯の試料を製造した。得られた試料は、示差走査熱量
測定（ＤＳＣ）により分析した。

【００５１】図１３は、各々Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ
₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ₇
Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の
金属ガラス合金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す。これらの
いずれの試料においても、温度を上昇させてゆくことで
広い過冷却液体領域が存在することを確認でき、その過
冷却液体領域を超えて加熱することで結晶化することが
明らかになった。過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxは、
ΔＴx＝Ｔx−Ｔgの式で表されるが、図１３に示すＴx−
Ｔgの値はいずれの試料でも６０Ｋを超え、６４〜６８
Ｋの範囲になっている。過冷却液体領域を示す実質的な
平衡状態は、発熱ピークによる結晶化を示す温度より少
し低い５９６℃（８６９Ｋ）〜６３２℃（９０５Ｋ）の
広い範囲で得られた。

【００５２】図１４は（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｚｒ
₁₀Ｂ₂₀なる組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に
対するＦｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含量依存性を示す
三角組成図である。図１４に示す結果から明らかなよう
に、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀な組成系の
全ての範囲においてΔＴxの値は２５Ｋを超えている。
また、ΔＴxに関し、Ｆｅを多く含む組成系において大
きな値になっていることがわかり、ΔＴxを６０Ｋ以上
にするには、Ｃｏ含有量を３原子％以上、２０原子％
下、Ｎｉ含有量を３原子％以上、３０原子％以下にする
ことが好ましいことがわかる。なお、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_a
Ｎｉ_b）₇₀Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成式においてＣｏ含有量を
３原子％以上にするには、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）を
７０原子％とするので、Ｃｏの組成比ａが０.０４２以
上、Ｃｏ含有量を２０原子％以下にするには、Ｃｏの組
成比ａが０.２９以下となる。また、同様にＮｉ含有量
を３原子％以上にするにＮｉの組成比ｂが０.０４２以
上、３０原子％以下にするには、Ｎｉの組成比ｂは０.
４３以下となる。

【００５３】「実施例３」次に、上記実施例２の組成に
Ｎｂを添加してなる金属ガラス合金についての実施例を
挙げる。ＦｅとＣｏとＮｉとＺｒとＮｂの単体純金属と
純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中において混合しアーク
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、アルゴンガス雰囲気中において銅ロールにル
ツボ下端のノズル穴から吹き出して急冷する単ロール法
を実施することにより、種々の厚みのリボン（薄帯）を
得ることができた。ここでは銅ロールの回転速度２．６
〜４１．９ｍ／ｓの範囲、用いるノズルの穴径０．４ｍ
ｍ〜０．７ｍｍの範囲、母合金の溶湯の射出圧力０．３
２〜０．４２ｋｇｆ／ｃｍ²の範囲、ノズルと銅ロール
との間のギャップ０．３〜０．４５ｍｍの範囲で調整す
ることにより、厚さ２０〜１９５μｍのリボン（薄帯）
試料を得ることができた。

【００５４】図１５は上記で得られたＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇
Ｚｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成の各薄帯試料のＸ線回折パター
ンを示すものである。この図に示すＸ線回折パターンに
より、板厚２０〜１９５μｍの試料にあってはいずれ
も、２θ＝４０〜５０（ｄｅｇ）にハローなパターンを
有しており、アモルファス単相組織を有していることが
わかる。以上の結果から、本実施例によれば、単ロール
法により、２０〜１９５μｍまでの範囲の板厚のアモル
ファス単相組織のリボンが得られることがわかった。

【００５５】図１６は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ
₂₀なる薄帯試料のＴＭＡ曲線（Thermo Mechanical Anal
ysis 曲線）と、ＤＴＭＡ曲線（Differential Thermo M
echanical Analysis 曲線）を示すものである。図１６
中、曲線（ア）はＴＭＡ曲線、曲線（イ）はＤＴＭＡ曲
線である。図１６のＤＴＭＡ曲線から８８５．７（Ｋ）
付近の微分値の絶対値が大きく、８８５．７（Ｋ）付近
で試料が伸び易く、また、ＴＭＡ曲線から８５０〜９２
０（Ｋ）の温度領域で温度の上昇に伴って試料が急激に
伸びていることがわかる。このことは、過冷却液体温度
領域において粘性流動が起こっていることを示してい
る。このように非晶質合金が軟化する現象を利用して固
化成形すれば高密度化するために有利である。

【００５６】「実施例４」上記実施例２または３と同様
にして製造した金属ガラス合金薄帯試料をローターミル
を用いて大気中で粉砕することで粉末化した。得られた
粉末の中で粒径５３〜１０５μｍのものを選別して後の
工程に原料粉末として使用した。約２ｇの上記原料粉末
をＷＣ製のダイスの内部にハンドプレスを用いて充填し
た後、図２に示す成形用型４１の内部に装填し、チャン
バの内部を３×１０^-5ｔｏｒｒの雰囲気中で上下のパン
チ４２、４３で加圧するとともに、通電装置から原料粉
末にパルス波を通電することにより焼結し、バルク状の
焼結体を得た。パルス波形は図４に示すように１２パル
ス流した後で２パルス休止するものとし、最高４７００
〜４８００Ａの電流で原料粉末を加熱した。ここでの焼
結条件は、試料に６．５ｔ／ｃｍ²の圧力をかけた状態
で室温から焼結温度まで加熱し、約５分間保持すること
により行った。焼結時の昇温速度は１００℃／分とし
た。

【００５７】上記で得られたバルク状の焼結体のガラス
遷移温度（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。ここでのビッ
カース硬度は、各組成の金属ガラス合金について、直径
１ｍｍ〜１０ｍｍ、長さ５０ｍｍ〜１００ｍｍのピン状
の試料を作製し、ビッカース微小硬度計を使用し５００
ｇの荷重を負荷して測定した。圧縮強度は、各組成の金
属ガラス合金について、直径２．５ｍｍ、長さ６０ｍｍ
の試料を作製し圧縮強度計（インストロン社製 model
４２０４）を用いて測定した。結果を表１に示す。

【００５８】

【表１】

【００５９】表１の結果から明らかなように、本発明の
組成の範囲内にある各金属ガラス合金試料は、ビッカー
ス硬度が１３１０〜１３７０が得られており、また圧縮
強度も３４００〜３８００ＭＰａと非常に大きな値が得
られていることがわかる。

【００６０】「実施例５」Ｆｅと、Ｃｏと、Ｎｄと、Ｃ
ｒ又Ｚｒの単体純金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気
中において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、６０ｃｍＨｇのアル
ゴンガス雰囲気中において４０００ｒ．ｐ．ｍで回転し
ている銅ロールにルツボ下端の０.３５〜０.４５ｍｍ径
のノズルから射出圧力０．５０ｋｇｆ/ｃｍ²で吹き出し
て急冷する単ロール法を実施することにより、アモルフ
ァス単相組織の金属ガラス合金薄帯試料を製造した。こ
こで用いた単ロール液体急冷装置の単ロールは、その表
面が＃１５００で仕上げされたものであった。また、単
ロールとノズル先端とのギャップは、０.３０ｍｍであ
った。

【００６１】さらに、得られた金属ガラス合金薄帯試料
をローターミルを用いて大気中で粉砕することで粉末化
した。得られた粉末の中で粒径５３〜１０５μｍのもの
を選別して後の工程に原料粉末として使用した。約２ｇ
の上記原料粉末をＷＣ製のダイスの内部にハンドプレス
を用いて充填した後、図２に示す成形用型４１の内部に
装填し、チャンバの内部を３×１０^-5ｔｏｒｒの雰囲気
中で上下のパンチ４２、４３で加圧するとともに、通電
装置から原料粉末にパルス波を通電することにより焼結
し、焼結体を得た。パルス波形は図４に示すように１２
パルス流した後で２パルス休止するものとし、最高４７
００〜４８００Ａの電流で原料粉末を加熱した。ここで
の焼結条件は、試料に６．５ｔ／ｃｍ²の圧力をかけた
状態で室温から焼結温度まで加熱し、約５分間保持する
ことにより行った。焼結時の昇温速度は４０℃／分
（０．６７Ｋ／秒）とした。得られた試料は、Ｘ線回析
と示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により分析した。

【００６２】図１７は、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ_10-xＺｒ_xＢ₂₀
（ｘ＝０，２，４，６原子％）なる組成の薄帯試料をそ
れぞれ昇温速度０．６７Ｋ／秒で１２７〜８２７℃の範
囲で加熱したときのＤＳＣ曲線を求めた結果を示すもの
である。図１７からＦｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₁₀Ｂ₂₀なる組成の金
属ガラス合金薄帯試料の場合、３つ以上の発熱ピークが
観察され結晶化は３段階以上で起こっているものと考え
られ、また、結晶化開始温度Ｔx以下においてガラス遷
移温度Ｔgは観察されないが、Ｚｒを添加し、添加量を
増加させると、Ｚｒの添加量が４原子％以上においてＴ
x以下の温度においてＴgに対応すると思われる吸熱反応
が観察されることがわかる。

【００６３】次に、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組
成の金属ガラス合金薄帯試料の加熱温度（Ｋ）と発熱量
との関係を調べた。その結果を図１８に示す。図１８
は、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の金属ガラス合
金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示すものである。 また、Ｆ
ｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の金属ガラス合金薄
帯試料の加熱温度（Ｋ）と伸び率との関係を調べた。そ
の結果を図１９に示す。図１９中、曲線（ロ）はＦｅ₆₃
Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の金属ガラス合金薄帯試
料のＴＭＡ曲線、曲線（ハ）はＤＴＭＡ曲線である。図
１８〜図１９から明らかなように、ＤＳＣ曲線では９２
０Ｋと９６０Ｋ付近に発熱ピークが認められ、ＤＴＭＡ
曲線から９００（Ｋ）付近の微分値の絶対値が大きいこ
とから、９００（Ｋ）付近で試料が伸び易く、また、Ｔ
ＭＡ曲線では８５０〜９５０（Ｋ）の温度領域で温度の
上昇に伴って試料が急激に伸びていることがわかる。こ
のことは、過冷却液体温度領域において粘性流動が起こ
っていることを示している。このように非晶質合金が軟
化する現象を利用して固化成形すれば高密度化するため
に有利である。なお、この発明は、以上の実施例によっ
て何ら限定されるものではなく、その組成、製造方法、
熱処理条件、形状等について様々な態様が可能であるこ
とは勿論である。

【００６４】

【発明の効果】以上説明したように本発明の微細な凹凸
部を有する部品の製造方法にあっては、特に、ΔＴ_xが
２０Ｋ以上である金属ガラス合金の粉末を微細な凹凸を
有する成形用型に充填し、該金属ガラス合金の粉末を結
晶化開始温度近傍の焼結温度で焼結することにより、バ
ルク状の焼結体からなる部品が得られる。上記金属ガラ
ス合金は、ΔＴ_xが極めて広いので、微細な凹凸部を有
する部品に適用するのに十分な厚さのバルク状の成形物
を作製でき、しかも高硬度の成形物を作製できる。上述
の方法により得られた焼結体からなる微細な凹凸部を有
する部品は、原料粉末として用いられた金属ガラス合金
と同じ組成を有するものであり、高硬度を示すことがで
き、また、熱処理によって、より硬度を向上させること
が可能である。 従って、本発明の製造方法により微細
な凹凸部を有する部品を製造すると、極めて高性能なも
のが得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の微細な凹凸部を有する部品の製造方
法により製造された歯車の実施形態を示す斜視図であ
る。

【図２】 本発明の微細な凹凸部を有する部品の製造方
法に好適に用いられる放電プラズマ焼結装置の一例の要
部構造を示す断面図である。

【図３】 図２に示す放電プラズマ焼結装置の成形用型
を示す斜視図である。

【図４】 図２に示す放電プラズマ焼結装置で原料粉末
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。

【図５】 本発明の微細な凹凸部を有する部品の製造方
法に好適に用いられる放電プラズマ焼結装置一例の全体
構成を示す正面図である。

【図６】 本発明の微細な凹凸部を有する部品の製造方
法により製造された歯切フライスの実施形態を示す斜視
図である。

【図７】 本発明の微細な凹凸部を有する部品の製造方
法により製造された側フライスの実施形態を示す斜視図
である。

【図８】 実施例における原料粉末のＤＳＣ曲線を示す
図である。

【図９】 実施例における焼結体のＤＳＣ曲線を示す図
である。

【図１０】 実施例における急冷非晶質合金薄帯のＴＭ
Ａ曲線を示す図である。

【図１１】 実施例において３８０℃〜４６０℃で焼結
して得られた焼結体のＸ線回折図形を示す図である。

【図１２】 実施例において得られた焼結体の密度の焼
結温度依存性を示した図である。

【図１３】 Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ
₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆ
ｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる各組成の金属ガラス合
金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図１４】 （Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀な
る組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦ
ｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組
成図である。

【図１５】 板厚２０〜１９５μｍのＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇
Ｚｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料におけるＸ線回折パ
ターンを示す図である。

【図１６】 Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ₂₀なる組成
薄帯のＴＭＡ曲線とＤＴＭＡ曲線を示す図である。

【図１７】 単ロール法により製造した場合の急冷状態
のままのＦｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ_10-xＺｒ_xＢ₂₀（ｘ＝０，２，
４，６原子％）なる組成の薄帯試料のＤＳＣ曲線を求め
た結果を示す図である。

【図１８】 Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の金
属ガラス合金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図１９】 Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の金
属ガラス合金薄帯試料のＴＭＡ曲線とＤＴＭＡ曲線を示
す図である。

【符号の説明】

１・・・歯車（部品）、２・・・歯部（微細な凹凸部）、３・・
・歯切フライス（部品）、４・・・刃部（微細な凹凸部）、
４１・・・成形用型、４１ａ・・・凹凸。

フロントページの続き (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化
   開始温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表さ
   れる過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが２０Ｋ以上である金
   属ガラス合金の粉末を微細な凹凸を有する成形用型に充
   填し、該金属ガラス合金の粉末を結晶化開始温度近傍の
   焼結温度で焼結する工程を少なくとも備えることを特徴
   とする微細な凹凸部を有する部品の製造方法。
2. 【請求項２】 前記金属ガラス合金は、ΔＴ_xが３５Ｋ
   以上であり、金属元素としてＦｅを含有してなるもので
   あることを特徴とする請求項１に記載の微細な凹凸部を
   有する部品の製造方法。
3. 【請求項３】 前記金属ガラス合金は、Ｆｅ以外の他の
   金属元素と半金属元素とを含有してなり、前記他の金属
   元素としてＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎのうちの１種または
   ２種以上を含有し、前記半金属元素として、Ｐ、Ｃ、
   Ｂ、Ｇｅ、Ｓｉのうちの１種または２種以上を含有する
   ものであることを特徴とする請求項２に記載の微細な凹
   凸部を有する部品の製造方法。
4. 【請求項４】 前記金属ガラス合金の組成は、原子％で Ａｌ： １ 〜１０％ Ｇａ： ０.５〜 ４％ Ｐ： ０ 〜１５％ Ｃ： ２ 〜 ７％ Ｂ： ２ 〜１０％ Ｆｅ： 残部 であることを特徴とする請求項２又は３に記載の微細な
   凹凸部を有する部品の製造方法。
5. 【請求項５】 前記金属ガラス合金の組成は、原子％で Ａｌ： １ 〜１０％ Ｇａ： ０.５〜 ４％ Ｐ： ０ 〜１５％ Ｃ： ２ 〜 ７％ Ｂ： ２ 〜１０％ Ｓｉ： ０ 〜１５％ Ｆｅ： 残部 であることを特徴とする請求項２又は３に記載の微細な
   凹凸部を有する部品の製造方法。
6. 【請求項６】 前記金属ガラス合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
   ｉのうちの１種又は２種以上の元素を主成分とし、Ｚ
   ｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又
   は２種以上の元素とＢを含み、ΔＴxが２０Ｋ以上のも
   のであることを特徴とする請求項１に記載の微細な凹凸
   部を有する部品の製造方法。
7. 【請求項７】 前記金属ガラス合金は、ΔＴxが６０Ｋ
   以上であり、下記の組成式で表されるものであることを
   特徴とする請求項６に記載の微細な凹凸部を有する部品
   の製造方法。 （Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
   x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％であり、Ｍ
   はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１
   種又は２種以上からなる元素である。
8. 【請求項８】 前記金属ガラス合金は、ΔＴxが６０Ｋ
   以上であり、下記の組成式で表されるものであることを
   特徴とする請求項６に記載の微細な凹凸部を有する部品
   の製造方法。 （Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
   x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
   ≦z≦５原子％であり、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
   ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる
   元素、ＴはＣｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
   Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
   以上の元素である。
9. 【請求項９】 前記金属ガラス合金は、Ｆｅを主成分と
   し、希土類元素のうちから選択される１種又は２種以上
   の元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
   ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される１種又は２種
   以上の元素Ａと、Ｂを含み、ΔＴxが２０Ｋ以上のもの
   であることを特徴とする請求項１記載の微細な凹凸部を
   有する部品の製造方法。
10. 【請求項１０】 前記金属ガラス合金は、下記の組成式
    で表されるものであることを特徴とする請求項９に記載
    の微細な凹凸部を有する部品の製造方法。 Ｆｅ_100-c-d-f-wＲ_cＡ_dＥ_fＢ_w 但し、ＥはＣｏ、Ｎｉのうちから選択される１種または
    ２種の元素であり、組成比を示すｃ、ｄ、ｆ、ｗは原子
    ％で、２原子％≦ｃ≦１５原子％、２原子％≦ｄ≦２０
    原子％、０原子％≦ｆ≦２０原子％、１０原子％≦ｗ≦
    ３０原子％である。
11. 【請求項１１】 前記金属ガラス合金は、下記の組成式
    で表されるものであることを特徴とする請求項９に記載
    の微細な凹凸部を有する部品の製造方法。 Ｆｅ_{100-c-d-f-w-t}Ｒ_cＡ_dＥ_fＢ_wＬ_t 但し、ＥはＣｏ、Ｎｉのうちから選択される１種または
    ２種の元素であり、組成比を示すｃ、ｄ、ｆ、ｗ、ｔは
    原子％で、２原子％≦ｃ≦１５原子％、２原子％≦ｄ≦
    ２０原子％、０原子％≦ｆ≦２０原子％、１０原子％≦
    ｗ≦３０原子％、０原子％≦ｔ≦５原子％であり、元素
    ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
    ｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択される１
    種又は２種以上の元素である。
12. 【請求項１２】 前記金属ガラス合金の粉末を焼結した
    後、熱処理して結晶化処理を施すことを特徴とする請求
    項１〜１１のいずれかに記載の微細な凹凸部を有する部
    品の製造方法。