JPS5940900B2 - 高強度、耐疲労、耐全面腐食、耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐食割れ、耐水素脆性用アモルフアス鉄合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、高強度、耐疲労、耐全面腐食、耐孔食、耐隙
間腐食、耐尾力腐食割れ、耐水素脆性用アモルファス鉄
合金に関する。

通常の耐食性鉄合金すなわちステンレス合金、例えば１
３％クロム鋼、１８−８ステンレス鋼（３０４鋼）、１
７−１４−２．５ Ｍｏステンレス鋼（３１６Ｌ鋼）は
耐候性、耐食性に優れており、化学反応容器やパイプ、
原子炉用冷却装置など大気中や腐食性の環境で多（使用
されている。

しかし、長時間使用中に、孔食、応力腐食割れ、隙間腐
食、水素脆性などにより、突然破壊や損傷が起こるため
装置の使用が不可能になり、安全性や公害などの点で重
大な問題を引き起こしている。

このため現在多くの研究者がこれらの腐食にかかわる問
題を解決すべく研究中である。

通常金属は固体状態では結晶状態にあるが、ある特殊な
条件（合金の組成、急冷凝固）下では、固体状態でも液
体に類似した、結晶構造をもたない原子構造が得られ、
このような金属、又は合金をアモルファス金属（又は非
晶質金属）と言っている。

このアモルファス合金は従来の実用金属材料に比し、著
しく高い強度を保有する可能性があるが、反面耐食性に
劣る欠点がある。

この原因はアモルファス金属では原子の結合力が弱いた
めと考えられる。

例えば、Ｆｅ−Ｃ−Ｐ系およびＦｅ−Ｂ−Ｐ系アモルフ
ァス合金の塩水噴霧による腐食減量は、普通の炭素鋼の
約３倍である。

一方、実用金属として使用される場合には、常温だけで
なく昇温状態でも使用されることがあり、アモルファス
合金はその組成に応じである温度で結晶性金属又は合金
に変化する結晶化温度をもっている。

アモルファス合金が結晶化すると、アモルファス合金と
しての特性が失われることになる。

従ってこのような昇温状態で使用される場合には出来る
限りこの結晶化温度が高いことが必要である。

本発明は、前記ステンレス合金の欠点である孔食、隙間
腐食、応力腐食割れ、水素脆性なと腐食の関与した材料
の消耗や破壊を起さず、かつ高強度、耐疲労性のあるア
モルファス鉄合金を提供することを目的とするものであ
る。

本発明は原子％としてＣｒ １〜４０％と、Ｐ、Ｃ及び
Ｂのうち何れか１種又は２種以上７〜３５％ならびにＮ
ｉ０．０１〜４０％、残部実質的にＦｅを主成分として
含み、かつ副成分として、（１）Ｎｉ及びｃｏノ何れが
１種又は２種ｏ、ｏｌ〜４０％ （２） Ｍｏ、 Ｚｒ、 Ｔｉ、 Ｓｉ、 ＡＩ、 Ｐ
ｔ、 Ｍｎ及びＰｄの何れか１種又は２種以上０．０１
〜２０％ （３） Ｖ、 Ｎｂ、 Ｔａ、 Ｗ、 Ｇｅ及びＢｅ
の何れか１種又は２種以上０．０１〜１０％ （４）Ａｕ％Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂ
ｉ及びＳの何れか１種又は２種以上０．０１〜５％ の群のうちから選ばれた何れか１群又は２群以上を合計
量で０．０１〜７５％を含有する組成からなる配合素材
を急冷凝固させることにより得たアモルファス鉄合金で
あって、高強度、耐疲労、耐全面腐食、耐孔食、耐隙間
腐食、耐応力腐食割れ、耐水素脆性などの特性を有し、
本発明の目的を達成することができる。

本発明において、前記組成の溶体から急冷凝固して得た
アモルファス組織は前記各元素が鉄を主体とした基地中
に不規則に固溶した一相合金組織である。

これに反し、結晶金属中には普通多くの格子欠陥が存在
し、これらは腐食、孔食応力腐食割れ、水素脆性などの
起点になるために、金属表面の損傷を防ぎ、応力腐食割
れや水素脆性を防ぐことが難かしい。

従来、耐食性の改善にはクロム、アルミニウムなどの合
金元素を添加して耐食性被膜を形成させてきた。

しかし合金元素の添加による耐食性の改善は、応力腐食
割れなどをかえって促進するという危険を伴いかつ耐食
性の改善にも限界がある。

また耐食性を改善し得る元素の多量の添加は材質の劣化
や製造の困難性の上からおのずから制限される。

これに対し、液体から急冷させたアモルファス合金は強
さと靭性を保ちながら耐食性元素を多量に均一に添加で
き、しかも全く腐食の起点となる欠陥を含まない。

これが本合金が孔食、応力腐食割れ、水素駈を起こさず
耐食性がきわめて高い理由テアル。

次に本発明のアモルファス合金を製造する方法について
図面により説明する。

図は本発明のアモルファス合金を製造する装置の一例を
示す概略図である。

図において、１は下方先端に水平方向に噴出するノズル
２を有する石英管で、その中には原料金属３が装入され
、溶解される。

４は原料金属３を加熱するための加熱炉であり、５はモ
ーター６により高速度、例えば５０００ｒｐｍで回転さ
れる回転ドラムで、これは、ドラムの回転による遠心力
負荷をできるだけ小さくするため、軽量で熱伝導性の良
い金属、例えばアルミニウム合金よりなり、内面には更
に熱伝導性の良い金属、例えば銅板７で内張すされてい
る。

８は石英管１を一支持して上下に移動するためのエアピ
ストンである。

原料金属は、先ず石英管１の送入口１ａより流体搬送等
により装入され加熱炉４の位置で加熱溶解され、次いで
エアピストン８によりノズル２が回転ドラム５の内面に
対向する如く石英管１が図に示す位置に下降され１５次
いで上昇を開始するとほぼ同時に溶融金属３にガス圧が
加えられて、金属が回転ドラムの内面に向って噴流され
る。

石英管内部へは金属３の酸化を防ぐため絶えず不活性ガ
ス、例えばアルゴンガス９を送入し不活性雰囲気として
おくものとする。

回転ドラム内面に噴流された金属は高速回転による遠心
力のため、回転ドラム内面に強く接触せしめられること
によって、超高速冷却が与えられてアモルファス金属と
なる。

前記製造方法により、本発明のアモルファス鉄合金を、
例えば厚さ０．２ ｍ、巾約ＩＱｇｆ７）長いテープ状
線として得ることができる。

本発明の研究において、第１表に示す組成のアモルファ
ス合金を図示の装置により、厚さ０．０５朋、巾１ｍｍ
の条に作製した。

これらのアモルファス合金の機械的特性は第２表の９口
くである。

同表において判る如（、硬さくＨｖ）は７５６〜１０５
０の範囲にあり、また破断強さは３１０〜３９０ ｋｇ
／ｍｔ？ｔの範囲にあり、従来の鋼における最大強さを
持つピアノ線に匹敵する。

一方伸びはほとんどないが、いわゆる脆性体とは異なり
、アモルファス特有の局部的粘性破断を示す。

疲労限は１１０〜１４５ｋｇ／−の範囲にあり、例えば
０．５％Ｃ炭素鋼３９．４ ｋｇ／ｍａ、１８−８ステ
ンレス鋼の３９．５ｋｇ／ｍｍ、 １７−１４−２．
５Ｍｏステンレス鋼の５１．６ ｋｇ／ｖｕＭに比し疲
労限は著しく犬である。

前記の如く、実用の金属材料に比し、機械的特性がいづ
れも著しく異っていることは、本発明の合金の組織がア
モルファス（非晶質）組織であることによるもので、ま
た先に本発明の発明者が発明した多種の金属を含有しな
いアモルファス鉄合金に比しさらに有利な機械特性を有
することを知見した。

これらの条よりそれぞれ試料を取り出し、各種の腐食試
験を行なった。

結果は第３表の如くで、また比較のために市販のクロム
鋼、１８−８ステンレス鋼（３０４鋼）、１７−１４−
２．５Ｍｏステンレス鋼（３１６Ｌ鋼）についても同様
の試験を行なった。

腐食試験は３０℃におけるＩＮ ＮａＣ１水溶液、１
ＭＨ２ＳＯ４水溶液、および各濃度の塩酸水溶液中に１
６８時間浸漬して、単位面積当りの重量減少で求めた。

孔食試験は４０℃および６０℃の１０％ ＦｅＣｌ３・６Ｈ２０溶液中に１６８時間浸漬し、試料
の表面観察と重量減少で比較することにより行なった。

また一層この点を明確にするために３０℃のｌＮＮａＣ
１水溶液および１ＭＨ２Ｓ０４十０．１．Ｎ ＮａＣ
１水溶液中でアノード分極による孔食電位の発生の有無
を調べた。

応力腐食割れおよび水素脆性に対する感受性は定速引張
試験において、破断時の試料の伸び量により調べた。

腐食液中の伸びをεとし、同温度での空気中での伸びを
ε。

とすると、割れの感受性Ｉはε。

−ε／ε。で表わされる。応力腐食割れ試験は１４３℃
沸騰４２％ ＭｇＣｌ２水溶液中で、引張速度および電位を変化させ
て行なった。

一方、水素脆性試験はＨ２Ｓを加えた０、 Ｉ Ｎ Ｃ
Ｈ３ＣＯＯＮａ ＋ ０． Ｉ Ｎ ＣＨａＣＯＯＨ（
ＰＨ４，６７）液中で行なった。

１ Ｍ Ｈ２ＳＯ，中の耐食試験では本発明合金は第３
表にみられるように全く腐食しない。

またｌＮＮａＣ１水溶液中における耐食試験でも、本発
明合金は腐食による重量変化が全く検出されない。

さらに、塩酸水溶液中での試験結果（第４表）からも判
るように、本発明合金は１６８時間後でも全面腐食およ
び孔食が全（起こらないが、一方、３０４鋼は２４時間
ですでに著しい全面腐食と孔食が起こっている。

孔食試験に普通に用いられる４０℃の１０％ＦｅＣｌ３
−６Ｈ２０溶液中における結果および更に液の温度を６
０℃まであげた結果を第５表に示す。

比較例に限らず現用ステンレス鋼のすべてに孔食力溌生
ずる６０℃においても、本発明合金には全く孔食が発生
せず、重量減少も検出されない。

ＣＩ−を含む溶液中でのアノード分極の結果を第６表に
示す。

現用ステンレス鋼はいずれも孔食を生じて孔食電位を示
すが、本発明合金は全く孔食が認められず、また孔食電
位を示さずに完全に不働態化し、腐食減量も検出されな
い。

次に典型的な応力腐食割れ試験液である１４３℃沸騰４
２％ＭｇＣｌ２液中での結果を第７表に示す。

一般に応力腐食割れ感受性は引張速度が小さいほど大き
く、また自然電極電位よりアノードにするほど大きくな
る。

３０４鋼では明瞭に応力腐食割れが生じることを示すが
、一方、本発明合金では全く起こさない。

また、典型的な水素脆性試験液であるＨ２Ｓを含む０．
ｌＮＣＨ３ＣＯＯＮａ ＋ 〉。

＊Ｏ，ｌＮＣＨ３Ｃ００Ｈ（ＰＨ４，６７）液を用いて
水素脆性試験を行なった結果、第８表に見るように、水
素脆性を起こし難い軟鋼でもこの溶液中で定速引張試験
を行なうと水素脆性を起こす。

一般に水素脆性感受性は引張速度が小さいほど太き（な
り、自然電極電位よりカソードにするほど大きくなる。

しかし、これらの条件下でも本発明合金は全（変化がな
い。

本発明の合金において、Ｃｒの添加により耐孔食、耐隙
間腐食、耐彪力腐食割れ、耐水素脆性が極端に改善され
、現用ステンレス鋼と比較を絶する優れた性能を有する
。

この性能は本合金特有の原子構造に由来するものである
。

本合金において前記多種金属を添加することによりアモ
ルファス基地自体の機械的特性を左右することができる
と共に、例えば前記製造方法において、アモルファス組
織となすための急冷条件を変化させることができる。

本発明のアモルファス合金において、前記副成分たる合
金元素の効果は次のようである。

（１）これら副成分合金元素は、すべて合金組織のアモ
ルファス化を害せず、かつ耐食性を向上させる。

（２）なかでもアモルファス構造を安定する元素は、Ｇ
ｏ、Ｍｏ、Ｓｉ、ＡＩ、Ｐｔ、ｐｄ、Ｇｅ、Ｂｅ、Ａｕ
、Ａｓ１ Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓであり、 （３）耐全面腐食、耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐食割
れ、耐水素脆性を向上させる元素はＭＯｌＺｒ、Ｔｉ、
Ｓｉ、ＡＩ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｖ、Ｎｂ、’ Ｔａ、Ｗ、
Ａｕ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｓ、ｓｂであり、 （４）高強度、耐疲労性を向上させる元素はＭＯｌＺｒ
、Ｔｉ、５ｉ１Ａｌ、Ｍｎ、 Ｖｓ 陥、Ｔ ａ ｓＷ
、Ｇｏ、Ｂｅ、Ｓｎである。

次に本発明における各成分の含有量を限定する理由を説
明する。

Ｃｒについては、これを１原子％未滴にすると、耐全面
腐食、耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐食割れ、耐水素脆
性が劣化し、また４０原子％を越えるとアモルファス組
織とすることが困難であるので、１〜４ｏ原子％の範囲
内にすることが必要であり、５〜３５原子％の範囲が好
適である。

Ｐ、、Ｃ及びＢはアモルファス組織とすることを助成す
る元素であるが、これらのうち少くとも１種の含有量が
７原子％未滴になると、アモルファス合金の製造が困難
になり、３５原子％を越えると、同様にアモルファス合
金の製造が困難になり、かつ合金を脆化するので７〜３
５原子％の範囲とし、約２０ 原Ｔ’％とすることがア
モルファス合金を製造する上では最も良い。

Ｎｉは本発明合金の主成分であるＦｅと容易に置換でき
、アモルファス構造を安定にし、耐食性を向上させる元
素であるため本発明における主成分元素の１つとして０
．０１．〜４ｏ原子％を含むものとする。

４０原子％以下とする理由は４ｏ原子％を越えて添加し
ても更に耐食性の向上することは期待できないためであ
る。

ＣｏはＮｉ に類似した特性をもつ元素であるためＮ
ｉとの合計で４０原子％以下とする。

合計を４０原子％以下とする理由は４０原子％を越えて
も前記緒特性の向上が期待されないからである。

Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｉ、ＡＩ、ｐｔ、Ｍｎ、Ｐｄそれ
ぞれを２０原子％以下とし、これらの２種以上の合計を
２０原子％以下とする理由は、２０原子％を越えるとア
モルファス合金９製造力林難になるからである。

Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｂｅのそれぞれを、１０原
子％以下とし、これらの２種以上の合割な１０原子％以
下とする理由は、１０原子％を越えるとアモルファス合
金の製造が困難になるためである。

Ａｕ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ 。

Ｓのそれぞれを５原子％以下とし、これらの２種以上の
合計を５原子へ以下とする理由ば、５原子％を越えると
アモルファス合金の製造が困難であるからである。

本発明の合金を実施例について説明する。

実施例 ｌ Ｃｒ１Ｏ原子％、Ｎｉ１Ｏ原子％、Ｐ１３１３原子Ｃ７
原子％、Ｍｏ５原子％、Ｎｂｌ原子％５Ｃｕ２原子％、
残部Ｆｅ よりなる配合素材を図示の装置と前記方法
によって加熱、溶解後超高速冷却してアモルファス合金
（試料扁２５）を得た。

このアモルファス合金は組成的に非常に製造し易く、か
つ第２〜８表に示す諸試験においても優れた特性のある
ことが判り、１３％Ｃｒ鋼、３０４鋼、３１６Ｌ鋼に比
べ比較にならぬ程優れた耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐
食割れを示すと共に軟鋼に比べても比較にならぬ程優れ
た耐水素脆性を有することが判った。

さらに機械的諸特性も前記諸鋼種に比べて著しく優秀で
ある。

実施例 ２ Ｃｒ２０原子％、Ｎｉ１Ｏ原子％、ＰＩＯ原子％、Ｃ７
原子％、Ｍｏ５原子％、Ｔｉ ５原子％、Ａ１５原子％
、Ｖ３３原子、Ａｓ２原子％、残部Ｆｅ よりなる配合
素材を図示の装置と前記方法によって加熱、溶解後超高
速冷却してアモルファス合金（試料／ｌ６３４）を得た
。

このアモルファス合金は組成的に非常に製造し易く、が
つ実施例１の試料Ａ６２５と同様に耐食性、機械特性に
おいて極めて優秀であった。

実施例 ３ Ｃｒ３原子％、Ｎｉ２Ｏ原子％、ＰＩＯ原子％、Ｂ７７
原子、Ｍｏ ５原子％、Ｐｔ１Ｏ原子％、Ｗ３３原子、
残部Ｆｅよりなるアモルファス合金（試料４２８）を実
施例１および２と同一方法により製造した。

この合金は組成的に非常に製造し易（、かつ実施例１お
よび２の合金／／６２５ 、 Ａ２７と同様に耐食性、
機械特性において極めて優秀であった。

実施例 ４ Ｆｅ 〜Ｉ Ｃｒ−１ＯＮｉ −ｘＣｏ −１４Ｐ−４
Ｃ−２Ｂ、 Ｆｅ −Ｉ Ｃｒ−２０Ｎｉ −ｘＣｏ−
５Ｐ −８Ｃ−７Ｂ、 Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ −２ＯＮｉ
−ｘＭｏ −１４Ｐ−４Ｂ、２ Ａｌ、 Ｆｅ−Ｉ Ｃ
ｒ −４０Ｎｉ −ｘＺｒ−１６Ｐ−３Ｃ，Ｆｅ−−Ｉ
Ｃｒ−４ＯＮｉ −ｘＴｉ−１２Ｐ−２Ｂ−ＩＳｉ、
Ｆｅ−ｌＣｒ−４０Ｎｉ −ｘＰｔ−１４Ｐ−２Ｂおよ
びＦｅ −１Ｃｒ −４０Ｎｉ −ｘＰｄ−１５Ｐ −
５Ｃ合金（各元素の前の数字はそれぞれの元素含量を原
子％であられしたものでありＸは変数、残部は鉄である
）を図示の装置と前記の方法によって加熱、溶融径超高
速冷却してアモルファス合金を得た。

これらの合金についてｌＮＨＣｌ中で腐食試験を行った
。

結果を第２図に示す。

いずれの合金系もＣｏ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｐｔ及びＰ
ｄ含量の増大と共に腐食速度は低下する。

またこれらの合金はアノード分極しても孔食溶解を全く
受けず、更に、これらの合金を２枚のテフロン板にはさ
み高電位にアノード分極しても隙間腐食によるアノード
電流の上昇は認められない。

なお、例えば現用３０４ステンレス鋼はＩＮＨＣＩ 中
に浸漬するだけで激しい孔食な受け、平均腐食速度は２
０ｍｍ１年に及ぶ。

又一方、本発明の合金を種々の太さのガラス棒に巻きつ
げ、異なる一定応力（ひずみ）を負荷したまま、ｐＨ３
のｌＮＮａＣ１溶液に３ケ月浸漬を行なったが、応力腐
食割れおよび水素脆性による破壊はおこらなかった。

実施例 ５ Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔａの濃度Ｘを１０原子％以下の範囲で
変えたＦｅ−Ｉ Ｃｒ −２０Ｎｉ −ｘＶ −１３Ｐ
−８Ｂ１Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ −２０Ｎｉ−ｘＮｂ −７Ｐ
−６Ｃ−２５ｎ−５Ｓｂ、 Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ −２ＯＮ
ｉ−ｘＴａ−１３Ｂ −１８Ｓｉ、Ｆｅ −１Ｃｒ−２
ＯＮｉ−ｘＷ−３Ｐ−５Ｃ−８Ｓｉ合金およびＡｕ、Ｃ
ｕの濃度Ｘを５原子％以下の範囲で変えたＦｅ−ｌＣｒ
−２ＯＮｉ−ｘＡｕ−１３Ｐ、Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ−２ＯＮ
ｉ −ｘＣｕ−１５Ｐ合金（各元素の前の数字は原子％
であられしたそれぞれの元素の濃度）を図示の装置拗目
熱、溶解後超高速冷却してアモルファス合金を得た。

これらの合金についてｌＮＨＣｌ中で行った腐食試験結
果を第３図に示す。

Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ａｕ、Ｃｕいずれの添加も腐食速
度を低下させる。

また、これらの合金主アノード分極しても孔食溶解を全
（受けず、更に、これらの合金を２枚のテフロン板には
さみ高電位にアノード分極しても隙間腐食によるアノー
ド電流の上昇は認められない。

なお、例えば現用３０４ステンレス鋼はｌＮＨＣｌ中に
浸漬するだけで激しい孔食を受け、平均腐食速度は２０
ｍｒｎ／年に及ぶ。

一方、本発明の合金を種々の太さのガラス棒に巻きつけ
、異なる一定応力（ひずみ）を負荷したまま、ｐＨ３の
ＩＮ ＮａＣ１溶液に３ケ月浸漬を行なったが応力腐食
割れおよび水素１による破壊はおこらなかった。

実施例 ６ Ｓｉ、Ｑｅ、Ｂｅ、Ｓｎ、Ｓｂの濃度を変えたＦｅ−１
Ｃｒ−４０Ｎｉ−３Ｐ−（２Ｏ−ｘ） Ｂ −ｘＳｉ、
Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ−４０Ｎｉ−５Ｐ−（１５−ｘ ）
Ｂ−ｘＧｅ、 Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ −４０Ｎｉ −５Ｐ
−１５Ｂ−ｘＢｅ、 Ｆｅ−Ｉ Ｃｒ−２ＯＮｉ −１
０Ｃ。

−１Ｉ Ｐ −７Ｃ−ｘＳｎおよびＦｅ−ｌＣｒ−２０
Ｎｉ−１０Ｃｏ−１Ｉ Ｐ−７Ｃ−ｘＡｓ、 Ｆｅ−Ｉ
Ｃｒ−４０Ｎｉ −５Ｐ−１５Ｂ−ｘＳｂ合金（各元
素の前の数字は原子％であられしたそれぞれの元素の濃
度であり残部はＦｅ）を図示の装置と前記の方法で加熱
、溶解後超高速冷却してアモルファス合金を得た。

これらの合金についてｌＮＨＣｌ 中で行った腐食試験
結果を第４図に示す。

Ｓｉ、Ｇｅ、Ｂｅ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ の添加はいずれ
も耐食性を向上させる。

また、これらの合金はアノード分極しても孔食溶解を全
く受げす、更に、これらの合金を２枚のテフロン板には
さみ高電位にアノード分極しても隙間腐食によるアノー
ド電流の上昇は認められない。

なお、例えば現用３０４ステンレス鋼はＩＮＨＣｌ中に
浸漬するだけで激しい孔食を受け、平均腐食速度は２０
ｍｒｎ／年に及ぶ。

一方、本発明の合金を種々の太さのガラス棒に巻きつげ
、異なる一定応力（ひずみ）を負荷したままｐＨ３のＩ
Ｎ ＮａＣ１溶液に３ケ月浸漬を行なったが、応力腐食
割れおよび水素脆性による破壊はおこらなかった。

本発明のアモルファス合金は、細い条、薄板として製造
可能であり、従来の実用金属材料では得られない高い強
度と耐食性を有する。

従って本発明のアモルファス合金は、耐海水、原子炉、
化学プラントなどあるいは複合材料や部品材料として利
用できる。

例えば、大気、海水あるいは淡水中で使用される装置、
水力、火力、原子力その他各種エネルギープラント、化
学工業用プラントなどの特に耐全面腐食、耐孔食、耐隙
間腐食、耐応力腐食割れ、耐水素ｍの要求される部分あ
るいは車輌用タイヤ、ベルトなどのゴム、プラスチック
製品に埋込まれる補強用コード、コンクリート埋込み用
コードなどに適し、またフィルタースクリーン、繊維と
の混紡用フィラメントなどの複合材料としての用途に適
するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のアモルファス合金を製造する装置の一
例を示す概略図、第２図乃至第４図は本発明の合金及び
これに各種副成分元素を添加した場合の添加合金元素量
と腐食速度との関係を示す特性曲線図である。 １・・・・・・石英管、２・・・・・・ノズル、計・・
・・・原料金属、４・・・・・・加熱炉、５・・・・・
・回転ドラム、６・・・・・・モーター、１・・・・・
・銅板、８・・・・・・エヤピストン、９・・・・・・
アルゴンガス。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 原子％として、Ｃｒ１〜４０％と、Ｐ、Ｃ及びＢの
   うち何れか１種又は２種以上７〜３５％ならびにＮｉ０
   ．０１〜４０％、残部は実質的にＦｅを主成分として含
   み、カリ副成分として、（１） Ｃｏ ０．０１〜４
   ０％（但しＣｏとＮｉの合計は４０％以下） （２） Ｍｏ、 Ｚｒ、 Ｔｉ、 Ｓｉ 、 ＡＩ、
   Ｐｔ、 Ｍｎ及びＰｄの何れか１種又は２種以上０．０
   １〜２０％、 （３）Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ及びＢｅ の何れか
   １種又は２種以上０．０１〜１０％、 （４）Ａｕ１Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｄ１Ｓｎ、Ａｓ１５ｂ１Ｂ
   ｉ及びＳの何れか１種又は２種以上０．０１〜５％ の群のうちから選ばれた何れか１群または２群以上を合
   計量で０．０１〜７５％を含有し、残部は実質的にＦｅ
   の組成からなる高強度、耐疲労、耐全面腐食、耐孔食、
   耐隙間腐食、耐応力腐食割れ、耐水素脆性用アモルファ
   ス鉄合金・