JPS5950743B2 - 耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金 - Google Patents
耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金Info
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- JPS5950743B2 JPS5950743B2 JP51132289A JP13228976A JPS5950743B2 JP S5950743 B2 JPS5950743 B2 JP S5950743B2 JP 51132289 A JP51132289 A JP 51132289A JP 13228976 A JP13228976 A JP 13228976A JP S5950743 B2 JPS5950743 B2 JP S5950743B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金に関
するものである。
するものである。
特に本発明は熱に対する安全性の高い非晶質構造を有し
、かつ降伏強さ、比例限、硬さ、摩耗性等機械的強度に
著しく優れ、しかも非晶質構造を形成し易い特質を持つ
非晶質合金に関するものである。
、かつ降伏強さ、比例限、硬さ、摩耗性等機械的強度に
著しく優れ、しかも非晶質構造を形成し易い特質を持つ
非晶質合金に関するものである。
近年多くの金属、合金が溶融状態から１０４℃／ｓｅｃ
以上の如き急速な冷却速度で冷却されると結晶粒が存在
しない非晶質となり、同一成分組成の結晶金属、合金と
は異なる物理的、化学的性質を有するものとなることが
知られている。
以上の如き急速な冷却速度で冷却されると結晶粒が存在
しない非晶質となり、同一成分組成の結晶金属、合金と
は異なる物理的、化学的性質を有するものとなることが
知られている。
本発明者等は先に特願昭４９−（５３２９号、特願昭４
９−６３３０号、特願昭４９−７４２４４号、特願昭４
９−７４２４５号、特願昭４９−７４２４６号、特願昭
４９−７４２４７号、特願昭４９−７４２４８号、特願
昭５０−１５０９号、特願昭５０−３８３０号、特願昭
５１−３０８０５号により、非晶質合金の成分組成、製
造方法、用途等につき新規な知見を得て特許出願した。
９−６３３０号、特願昭４９−７４２４４号、特願昭４
９−７４２４５号、特願昭４９−７４２４６号、特願昭
４９−７４２４７号、特願昭４９−７４２４８号、特願
昭５０−１５０９号、特願昭５０−３８３０号、特願昭
５１−３０８０５号により、非晶質合金の成分組成、製
造方法、用途等につき新規な知見を得て特許出願した。
本発明は、前記非晶質合金のなかで耐熱性ならびに機械
的強度が最も優れた非晶質合金を提供することを目的と
するもののであり、原子比率でＳｉ２０％以下と８５〜
３５％とを含み、かつＳｉとＢの和が１５〜３５％であ
り、残部実質的にＦｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉのうちから選ば
れる何れか１種または２種以上からなり、耐熱性ならび
に強度と非晶質形成能が共に優れる非晶質合金を第１発
明とし、原子比率でＳｉ２０％以下と８５〜３５％とを
含み、かつＳｉとＢの和が１５〜３５％であり、さらに
Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｖ、 Ｔｉ。
的強度が最も優れた非晶質合金を提供することを目的と
するもののであり、原子比率でＳｉ２０％以下と８５〜
３５％とを含み、かつＳｉとＢの和が１５〜３５％であ
り、残部実質的にＦｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉのうちから選ば
れる何れか１種または２種以上からなり、耐熱性ならび
に強度と非晶質形成能が共に優れる非晶質合金を第１発
明とし、原子比率でＳｉ２０％以下と８５〜３５％とを
含み、かつＳｉとＢの和が１５〜３５％であり、さらに
Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｖ、 Ｔｉ。
Ｍｏ、 Ｗ、 Ｎｂ、 Ｚｒのうちから選ばれる何れか
１種または２種以上を合計で３０％含み、かつＭｎ。
１種または２種以上を合計で３０％含み、かつＭｎ。
Ｃｒにあってはそれぞれ１５％以下、Ｖ、 Ｍｏ、 Ｗ
にあってはそれぞれ１０％以下、Ｔｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒ
にあってはそれぞれ５％以下を含む残部実質的にＦｅ、
。
にあってはそれぞれ１０％以下、Ｔｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒ
にあってはそれぞれ５％以下を含む残部実質的にＦｅ、
。
Ｃｏ、 Ｎｉの何れか１種または２種以上よりなる耐熱
性ならびに強度と非晶質形成能が共に優れる非晶質合金
を第２発明とするものである。
性ならびに強度と非晶質形成能が共に優れる非晶質合金
を第２発明とするものである。
次に本発明の詳細な説明する。
従来知られた非晶質合金の大多数は金属元素と非晶質化
に寄与する半金属元素とからなり、半金属元素としてＣ
，Ｂ、 Ｐ、 Ｓｉ、 Ｇｅなどが使用されている。
に寄与する半金属元素とからなり、半金属元素としてＣ
，Ｂ、 Ｐ、 Ｓｉ、 Ｇｅなどが使用されている。
本発明者等は前記諸種の半金属元素を種々組合せて耐熱
性、強度ならびに非晶質形成能との関係について研究し
た結果、半金属元素としてＢ−５ｉを含有する非晶質合
金がこれら諸合金の中で最も優れた耐熱性と強度ならび
に非晶質形成能を有することを知見し、本発明を完成し
た。
性、強度ならびに非晶質形成能との関係について研究し
た結果、半金属元素としてＢ−５ｉを含有する非晶質合
金がこれら諸合金の中で最も優れた耐熱性と強度ならび
に非晶質形成能を有することを知見し、本発明を完成し
た。
非晶質合金は加熱によりそれぞれの成分組成に対応する
特定温度に達すると急速に結晶が析出し始め、非晶質合
金特有の特性例えば特に靭性を失うに至るので、結晶化
温度の高いことすなわち熱的安定性の高いことが望まれ
るが、本発明者等は本発明の５ｉ−Ｂ系の非晶質合金の
結晶化温度は、他の半金属系例えばＢ系、Ｐ系、Ｐ−Ｃ
系、Ｐ−Ｂ系、Ｐ−８ｉ系あるいはＣ−Ｂ系などの非晶
質合金に比し、最も高いことを新規に知見した。
特定温度に達すると急速に結晶が析出し始め、非晶質合
金特有の特性例えば特に靭性を失うに至るので、結晶化
温度の高いことすなわち熱的安定性の高いことが望まれ
るが、本発明者等は本発明の５ｉ−Ｂ系の非晶質合金の
結晶化温度は、他の半金属系例えばＢ系、Ｐ系、Ｐ−Ｃ
系、Ｐ−Ｂ系、Ｐ−８ｉ系あるいはＣ−Ｂ系などの非晶
質合金に比し、最も高いことを新規に知見した。
本発明を実、験データに基づいて説明する。
第１図は５ｉ−Ｂ、 Ｂ、 Ｐ−Ｃ，Ｐ等の半金属の
含有量と結晶化温度との関係を示し、本発明の非晶質合
金Ｆｅ−５ｉ−Ｂ 、 Ｃｏ−８ｉ−Ｂ 、 Ｎｉ−８
ｉ−Ｂは、他の非晶質合金Ｆｅ−Ｂ、 Ｆｅ−Ｐ−Ｃ，
Ｃｏ−Ｂ、 Ｆｅ−Ｐ、 Ｎ１−Ｐに比し約４５０℃以
上のはるかに高い結晶化温度であることが判る。
含有量と結晶化温度との関係を示し、本発明の非晶質合
金Ｆｅ−５ｉ−Ｂ 、 Ｃｏ−８ｉ−Ｂ 、 Ｎｉ−８
ｉ−Ｂは、他の非晶質合金Ｆｅ−Ｂ、 Ｆｅ−Ｐ−Ｃ，
Ｃｏ−Ｂ、 Ｆｅ−Ｐ、 Ｎ１−Ｐに比し約４５０℃以
上のはるかに高い結晶化温度であることが判る。
非晶質合金は強度が高いという特長を有するが、本発明
の５ｉ−Ｂ系非晶質合金は、他の半金属系非晶質合金に
比し、最も優れた降伏強さ、破壊強さ、比例限ならびに
硬さを有することを知見した。
の５ｉ−Ｂ系非晶質合金は、他の半金属系非晶質合金に
比し、最も優れた降伏強さ、破壊強さ、比例限ならびに
硬さを有することを知見した。
第２図は本発明の５ｉ−Ｂ系非晶質合金ならびに本発明
以外の他の系の非晶質合金において、半金属含有量と硬
さＨｖとの開基を示す図であり、本発明の非晶質合金は
多くの他の系の非晶質合金に比し、硬さにおいて優れて
おり、約７５０ピーカース硬さ以上の値を示すことが判
った。
以外の他の系の非晶質合金において、半金属含有量と硬
さＨｖとの開基を示す図であり、本発明の非晶質合金は
多くの他の系の非晶質合金に比し、硬さにおいて優れて
おり、約７５０ピーカース硬さ以上の値を示すことが判
った。
また硬さは破壊強さと比例関係にあり、後述の第１表に
示す如く硬さ／強さの比は約３であった。
示す如く硬さ／強さの比は約３であった。
従って強さの点においても約２５０ｋｇ７７ｆｔＩＬ以
上の最も優れた系であることが判る。
上の最も優れた系であることが判る。
硬さおよび強さは半金属元素量が多いほど高いことを示
し、５ｉ−Ｂ系にあっては非晶質化に用いられる半金属
元素の含有量を広い範囲にすることができるので有利で
ある。
し、５ｉ−Ｂ系にあっては非晶質化に用いられる半金属
元素の含有量を広い範囲にすることができるので有利で
ある。
各非晶質合金の結晶温度と硬さＨｖとの関係を調べた結
果を第３図に示す。
果を第３図に示す。
この図に見るように本発明の５ｉ−Ｂ系非晶質合金は結
晶化温度ならびに硬さや強さが共に高く、結晶化温度が
４５０℃以上、硬さが７５０以上、強さが２５０ｋｇ／
ｍ４以上であることが判る。
晶化温度ならびに硬さや強さが共に高く、結晶化温度が
４５０℃以上、硬さが７５０以上、強さが２５０ｋｇ／
ｍ４以上であることが判る。
本発明者等は本発明の５ｉ−Ｂ系非晶質合金の主要な組
成成分たるＦｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉのうちから選ばれる何
れか１種または２種を含有する非晶質合金についてビッ
カース硬さの比較を行った。
成成分たるＦｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉのうちから選ばれる何
れか１種または２種を含有する非晶質合金についてビッ
カース硬さの比較を行った。
この場合Ｓｉは１０原子％、Ｂは１２原子％と一定にし
Ｆｅ。
Ｆｅ。
Ｃｏ、 Ｎｉのうちから選ばれる何れか２種をそれぞれ
Ｘ、 Ｙ原子％とし、Ｙ／（Ｘ 十Ｙ）の比と荷重３０
０ｇ、ビッカース硬さとの関係は第４図に示すようにな
った。
Ｘ、 Ｙ原子％とし、Ｙ／（Ｘ 十Ｙ）の比と荷重３０
０ｇ、ビッカース硬さとの関係は第４図に示すようにな
った。
同図より判るようにＦｅとＣｏとを含有する合金にあっ
てはその含有割合が変化してもビッカース硬さの変化は
それほど大きくはないが、ＣＯとＮｉとを含有する合金
、あるいはＮｉとＦｅとを含有する合金にあっては、そ
れらの含有割合が変化するに従い、ビッカース硬さは大
きく変化し、Ｎｉの含有量が増加するに従い前記ビッカ
ース硬さは相当大きく低下する。
てはその含有割合が変化してもビッカース硬さの変化は
それほど大きくはないが、ＣＯとＮｉとを含有する合金
、あるいはＮｉとＦｅとを含有する合金にあっては、そ
れらの含有割合が変化するに従い、ビッカース硬さは大
きく変化し、Ｎｉの含有量が増加するに従い前記ビッカ
ース硬さは相当大きく低下する。
本発明の非晶質合金は溶融状態から急冷して非晶質化す
ることが容易であり１．１０４〜ｂ冷却速度で急冷する
と非晶質とすることができるが、本発明以外の非晶質合
金にあっては１０５〜ｂば非晶質合金を得ることができ
ないことを知った。
ることが容易であり１．１０４〜ｂ冷却速度で急冷する
と非晶質とすることができるが、本発明以外の非晶質合
金にあっては１０５〜ｂば非晶質合金を得ることができ
ないことを知った。
また本発明の非晶質合金にあっては、半金属５ｉ−Ｂの
含有量が広い範囲にわたっても非晶質化することができ
ることを知った。
含有量が広い範囲にわたっても非晶質化することができ
ることを知った。
このように、Ｆｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉからなる母体にＳｉ
とＢを同時に添加した合金は非晶質化し易く、しかも約
４５０℃以上の結晶化温度、７５０以上のビッカース硬
さ、約２５０ｋｇ／ｍｌｔ以上の破壊強さを有する優れ
た耐熱性と機械的性質を兼ね備えた工業上有用な素材で
ある。
とＢを同時に添加した合金は非晶質化し易く、しかも約
４５０℃以上の結晶化温度、７５０以上のビッカース硬
さ、約２５０ｋｇ／ｍｌｔ以上の破壊強さを有する優れ
た耐熱性と機械的性質を兼ね備えた工業上有用な素材で
ある。
例えば、ゴム、プラスチック、コンクリートなどの補強
剤、複合剤、ワイヤー、ベルト、ホース、タイヤ、懸垂
線、針金、点打材、フィルターなどの強度材料として有
用である。
剤、複合剤、ワイヤー、ベルト、ホース、タイヤ、懸垂
線、針金、点打材、フィルターなどの強度材料として有
用である。
本発明において、成分組成を限定する理由を次に説明す
る。
る。
Ｓｉは２０％より多いと非晶質化することが困難である
ので、Ｓｉは２０％以下にする必要があり、Ｓｉが５〜
２０％のときより良い結果が得られる。
ので、Ｓｉは２０％以下にする必要があり、Ｓｉが５〜
２０％のときより良い結果が得られる。
Ｂは５％より少ないと超急冷しても非晶質化することが
困難で゛あり、一方３５％より多いと同様に非晶質化が
困難であるので、Ｂは５〜３５％の範囲内にする必要が
ある。
困難で゛あり、一方３５％より多いと同様に非晶質化が
困難であるので、Ｂは５〜３５％の範囲内にする必要が
ある。
ＳｉとＢの和が１５％より少ないと超急冷しても非晶質
合金を製造することが困難であり、一方前記和が３５％
よ多くても非晶質合金とすることが困難であるから、Ｓ
ｉとＢの和は１５〜３５％の範囲にする必要があり、こ
の関係を図示すれば第５図のイロハニホで囲まれる範囲
内となる。
合金を製造することが困難であり、一方前記和が３５％
よ多くても非晶質合金とすることが困難であるから、Ｓ
ｉとＢの和は１５〜３５％の範囲にする必要があり、こ
の関係を図示すれば第５図のイロハニホで囲まれる範囲
内となる。
なおＳｉとＢの和が２０〜３５％の範囲内で最も良い結
果が得られる。
果が得られる。
本発明の第２発明において、Ｍｎ、 Ｃｒがそれぞれ１
５原子％より多く、あるいはＶ、 Ｍｏ、 Ｗがそれぞ
れ１９原子％より多く、あるいはＴｉ、 Ｚｒ、 Ｎｂ
がそれぞれ５原子％より多いと非晶質合金を造ることが
困難となるので゛、Ｍｎ、 Ｃｒにあってはそれぞれ１
５原子％以下に、Ｖ、 Ｍｏ、 Ｗにあっては１０原子
％以下に、Ｔｉ、 Ｚｒ、 Ｎｂにあってはそれぞれ５
原子％以下にする必要がある。
５原子％より多く、あるいはＶ、 Ｍｏ、 Ｗがそれぞ
れ１９原子％より多く、あるいはＴｉ、 Ｚｒ、 Ｎｂ
がそれぞれ５原子％より多いと非晶質合金を造ることが
困難となるので゛、Ｍｎ、 Ｃｒにあってはそれぞれ１
５原子％以下に、Ｖ、 Ｍｏ、 Ｗにあっては１０原子
％以下に、Ｔｉ、 Ｚｒ、 Ｎｂにあってはそれぞれ５
原子％以下にする必要がある。
Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｍｏ、 Ｗ、 Ｎｂ
、 Ｚｒは何れも耐熱性および強度の向上に寄与する好
ましい元素であり、なかでもＣｒ、 Ｍｏ、 Ｗは耐食
性を著しく向上させる効果を有する元素である。
、 Ｚｒは何れも耐熱性および強度の向上に寄与する好
ましい元素であり、なかでもＣｒ、 Ｍｏ、 Ｗは耐食
性を著しく向上させる効果を有する元素である。
これら８元素のうちから選ばれる何れか１種あるいは２
種以上が合計で３０％より多いと非晶質合金を造ること
が困難あるので、前記合計量は３０％以下にする必要が
ある。
種以上が合計で３０％より多いと非晶質合金を造ること
が困難あるので、前記合計量は３０％以下にする必要が
ある。
次に本発明の非晶質合金の製造方法を説明する。
本発明の成分組成を有する合金溶湯を溶融状態から１０
４〜ｂ により非晶質の合金を製造することができる。
４〜ｂ により非晶質の合金を製造することができる。
前記冷却速度が１０４℃／秒より遅いと完全に非晶質化
することができないので、１０４℃７０秒以上の冷却速
度で超急冷する必要がある。
することができないので、１０４℃７０秒以上の冷却速
度で超急冷する必要がある。
前記本発明の非晶質合金を製造するには、たとえば第６
． ７． ８図に概略を示す装置の何れかを用いること
ができる。
． ７． ８図に概略を示す装置の何れかを用いること
ができる。
第６図において、１は下方先端に垂直にノズル５を有す
る石英管で、この石英管１の上端に設ける送入口２より
原料４ならびに不活性ガスを送入することができる。
る石英管で、この石英管１の上端に設ける送入口２より
原料４ならびに不活性ガスを送入することができる。
石英管１の下方にノズル３を設け、ノズル３の先端に原
料４を溶融状態で噴出するスパウト５を設ける。
料４を溶融状態で噴出するスパウト５を設ける。
前記ノズル３を加熱する加熱炉６をノズル３を取巻いて
設ける。
設ける。
スパウト５の垂直下方で外接あるいは僅かに離間させる
ことができるＡ、 ８２本の高速回転ロール８を設ける
。
ことができるＡ、 ８２本の高速回転ロール８を設ける
。
原料４をノズル３内で不活性ガスを雰囲気下で加熱炉６
によって加熱溶融させた溶湯をモータ７によって１００
０〜６０００ｒ、 ｐ、 ｍの高速回転されるＡ、 ８
２本のロール８間に連続的に落下注入させると前記溶湯
は凝固圧延されて非晶質合金を製造することができる。
によって加熱溶融させた溶湯をモータ７によって１００
０〜６０００ｒ、 ｐ、 ｍの高速回転されるＡ、 ８
２本のロール８間に連続的に落下注入させると前記溶湯
は凝固圧延されて非晶質合金を製造することができる。
前記ロールの離間距離および溶湯の落下注入量を調整す
ることによって、通常厚さ３０〜４０μ、幅１〜５ｍｍ
、て長さ数ｍのリボン状非晶質合金を有利に製造するこ
とができる。
ることによって、通常厚さ３０〜４０μ、幅１〜５ｍｍ
、て長さ数ｍのリボン状非晶質合金を有利に製造するこ
とができる。
第７図に示す装置は、溶湯を溶融し落下させるまではそ
れぞれ第１図に示す装置と同一であるが（第５図の１，
２．・・・、７はそれぞれ第２図の１０１．１０２．・
・・、１０７に対応する）、第２図の装置にあっては溶
湯を高速回転する１枚の円板の外周面上に落下させて遠
心力でリボン状に形成させつつ超急冷するようにした装
置である。
れぞれ第１図に示す装置と同一であるが（第５図の１，
２．・・・、７はそれぞれ第２図の１０１．１０２．・
・・、１０７に対応する）、第２図の装置にあっては溶
湯を高速回転する１枚の円板の外周面上に落下させて遠
心力でリボン状に形成させつつ超急冷するようにした装
置である。
第８図に示す装置において、２０１は下方先端に水平方
向に噴出するノズル２０２を有する石英管で、その中に
は原料金属２０３が装入され、溶解される。
向に噴出するノズル２０２を有する石英管で、その中に
は原料金属２０３が装入され、溶解される。
２０４は原料金属２０３を加熱するための加熱炉であり
、２０５はモータ２０６により高速度、例えば５０００
ｒ、ｐ、 ｍ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２０７で内張すされている。
、２０５はモータ２０６により高速度、例えば５０００
ｒ、ｐ、 ｍ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２０７で内張すされている。
２０８は石英管２０１を支持して上下に移動するための
エアピストンである。
エアピストンである。
原料金属は、先ず、石英管２０１の送入口２０１ａより
流体搬送等により装入され加熱炉２０４の位置で加熱溶
解され、次いでエアピストン２０３により、ノズル２０
２が回転ドラム２０５の内面に対向する如く、石英管２
０１が図に示す位置に下降され、次いで上昇を開始する
とほぼ同時に溶融金属２０８にガス圧が加えられて、金
属が回転ドラムの内面に向かって噴流される。
流体搬送等により装入され加熱炉２０４の位置で加熱溶
解され、次いでエアピストン２０３により、ノズル２０
２が回転ドラム２０５の内面に対向する如く、石英管２
０１が図に示す位置に下降され、次いで上昇を開始する
とほぼ同時に溶融金属２０８にガス圧が加えられて、金
属が回転ドラムの内面に向かって噴流される。
石英管内部へは金属２０３の酸化を防ぐため耐えず不活
性ガス、例えばアルゴンガス２０９を送入し不活性雰囲
気としておくものとする。
性ガス、例えばアルゴンガス２０９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
により、超高速急冷却が与えられて非晶質合金とするこ
とができる。
力のため、回転ドラム内面に強く接触せしめられること
により、超高速急冷却が与えられて非晶質合金とするこ
とができる。
以上第６． ７． ８図にそれぞれ示す装置によれば繊
維状あるいはリボン状の非晶質合金を製造することがで
きる。
維状あるいはリボン状の非晶質合金を製造することがで
きる。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例 １
本発明の第１表に示す如き種々の成分組成の非晶質合金
を前記第６図に示す装置を用いた圧延急冷法によって厚
さ約３５μ、幅約１．６ｍｍ、長さ数ｍのリボン状で製
造した。
を前記第６図に示す装置を用いた圧延急冷法によって厚
さ約３５μ、幅約１．６ｍｍ、長さ数ｍのリボン状で製
造した。
得られた合金の非晶質状態はＸ線回折によって確認した
。
。
これらは非晶質合金の硬度、破壊強度、ヤング率、結晶
化温度は第１表に示す如くであった。
化温度は第１表に示す如くであった。
同表より判るようにＣｒ、 Ｍｎ、 Ｍｏ、 Ｖ、
Ｗ、 Ｔｉ。
Ｗ、 Ｔｉ。
Ｎｂ、 Ｚｒの各元素の添加は硬さ、結晶化温度を向上
させる上で効果があった。
させる上で効果があった。
実施例 ２
本発明の合金の半金属元素ＳｉおよびＢの組合せが他の
組合せよりも非晶質化し易いことを調べる目的で゛、Ｆ
ｅ８ｏＢ２ｏ−ＸＭＸおよびＦｅ８ｏＢ２ｏ−ｘＭＸな
る組成、ここでＭとしてＢ、 Ｓｉ、 Ｐ、 Ｃ，
Ａｔ、 Ｇｅを選択した合金の非晶質化するための最大
厚みおよび最低冷却速度を測定した。
組合せよりも非晶質化し易いことを調べる目的で゛、Ｆ
ｅ８ｏＢ２ｏ−ＸＭＸおよびＦｅ８ｏＢ２ｏ−ｘＭＸな
る組成、ここでＭとしてＢ、 Ｓｉ、 Ｐ、 Ｃ，
Ａｔ、 Ｇｅを選択した合金の非晶質化するための最大
厚みおよび最低冷却速度を測定した。
実験は第７図に示す装置を用い、幅約２ｍｍ、長さ数ｍ
の各厚みのテープを作製し、得られた合金の非晶質状態
は組織およびＸ線回折によって確認した。
の各厚みのテープを作製し、得られた合金の非晶質状態
は組織およびＸ線回折によって確認した。
図に見るように、各種合金において最低冷却速度が約り
０５℃／秒（最大厚み約５０μｍに相当）以下で非晶質
化する合金はＦｅ−１３−５ｉ系、Ｆｅ−ｐ−Ｃ系合金
のみであることが判る。
０５℃／秒（最大厚み約５０μｍに相当）以下で非晶質
化する合金はＦｅ−１３−５ｉ系、Ｆｅ−ｐ−Ｃ系合金
のみであることが判る。
この２種以外の合金系では全て１０５℃／秒以上の急速
冷却でないと非晶質化しなく、また最大厚みは５０μｍ
以下である。
冷却でないと非晶質化しなく、また最大厚みは５０μｍ
以下である。
なお、本実験において非晶質化元素としてＳｎ、 Ｂｉ
、 Ｂｅ。
、 Ｂｅ。
Ｃｕ、 Ｐｂを添加した合金についても調べたが、いず
れの元素も非晶質化能が非常に小さく、脆化が著しくテ
ープ状に作ることが困難であった。
れの元素も非晶質化能が非常に小さく、脆化が著しくテ
ープ状に作ることが困難であった。
実施例 ３
実施例２と同様な方法によりＦｅ−３ｉ−１３、Ｃ。
−８ｉ−Ｂ、Ｎｉ−８ｉ−Ｂの３つの合金系について最
大厚みの測定から合金を非晶質化するための最低冷却速
度の組成依存性を調べた。
大厚みの測定から合金を非晶質化するための最低冷却速
度の組成依存性を調べた。
第１０図はその結果を示し、３つの合金ともに特許請求
の範囲部で１０４℃／秒が得られた。
の範囲部で１０４℃／秒が得られた。
このことにより、本合金が非品質化し易い組成であるこ
とが判る。
とが判る。
実施例 ４
実施例２と同様な方法により、Ｆｅ−Ｍ−Ｓｉ−Ｂおよ
びＣｏ−Ｍ−Ｓｉ−４元系合金の最低冷却速度および最
大厚みを調べた。
びＣｏ−Ｍ−Ｓｉ−４元系合金の最低冷却速度および最
大厚みを調べた。
ここでＭとしてＴａ， Ｎｂ， Ｖ， Ｍｏ， Ｗ，
Ｔｉ， Ｚｒ， ＡＩ， Ｃｏ。
Ｔｉ， Ｚｒ， ＡＩ， Ｃｏ。
Ｎｉ， Ｃｒ， Ｍｎを添加した。
第１１図に示すようにＴａ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗの添加は非
品質化を一層促進する効果を有する。
品質化を一層促進する効果を有する。
また他の元素の添加は最低冷却速度を増加させるが、し
かしいずれも１０４〜ｂ実施例 ５ 本発明の合金が他の半金属元素を含む合金よりも耐熱性
や強さが優れていることを調べる目的で、Ｆｅ８ｏＢ２
ｏ−ｘＭＸおよびＦｅ８ｏＢ２ｏ ｘＭｘなる組成、こ
こでＭとしてＢ， Ｓｉ， Ｐ， Ｃ， ＡＩ，
Ｇｅを選択した合金の結晶化温度、硬さを測定した。
かしいずれも１０４〜ｂ実施例 ５ 本発明の合金が他の半金属元素を含む合金よりも耐熱性
や強さが優れていることを調べる目的で、Ｆｅ８ｏＢ２
ｏ−ｘＭＸおよびＦｅ８ｏＢ２ｏ ｘＭｘなる組成、こ
こでＭとしてＢ， Ｓｉ， Ｐ， Ｃ， ＡＩ，
Ｇｅを選択した合金の結晶化温度、硬さを測定した。
実験には第７図に示す装置を用い、幅約２ｍｍ、厚さ３
０μｍのテープを用いた。
０μｍのテープを用いた。
なお、結晶化温度は示差熱量計を用い最初に現れる発熱
ピークの開始温度、硬さはビッカース硬度計３００ｇの
値である。
ピークの開始温度、硬さはビッカース硬度計３００ｇの
値である。
第１２図はその結果を示し、種々の組合せの中でＦｅ−
Ｂ−Ｓｉ計金合金みが約４５０℃以上の結晶化温度を持
つ優れた耐熱性を示すことが判った。
Ｂ−Ｓｉ計金合金みが約４５０℃以上の結晶化温度を持
つ優れた耐熱性を示すことが判った。
一方、硬さにおいてはＦｅ−Ｂ−Ｃ， Ｆｅ−Ｂ −Ｓ
ｉ， Ｆｅ−Ｐ−Ｂ， Ｆｅ−Ｂ−ＡＩ（７）合金系が
約９００以上のビッカース硬さを持つが、この内Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ， Ｆｅ−Ｐ−Ｂ， Ｆｅ−Ｂ−Ａ１合金はＦｅ
−ｆ３−Ｓｉ合金に較べて脆くなり易く、添加量の増加
と共にテープの形成が困難であったのに対し、Ｆｅ−Ｓ
ｉ−Ｂ系合金は良好なテープが容易に得られることが判
った。
ｉ， Ｆｅ−Ｐ−Ｂ， Ｆｅ−Ｂ−ＡＩ（７）合金系が
約９００以上のビッカース硬さを持つが、この内Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ， Ｆｅ−Ｐ−Ｂ， Ｆｅ−Ｂ−Ａ１合金はＦｅ
−ｆ３−Ｓｉ合金に較べて脆くなり易く、添加量の増加
と共にテープの形成が困難であったのに対し、Ｆｅ−Ｓ
ｉ−Ｂ系合金は良好なテープが容易に得られることが判
った。
なお、他の元素Ｓｎ， Ｓｂ， Ｂｉ， Ｃｕの添加は
テープの形成が困難であった。
テープの形成が困難であった。
実施例 ６
実施例５と同様な方法によ｝） Ｆｅ−Ｍ−Ｓｉ −Ｂ
， Ｃｏ−Ｍ−Ｓｉ−Ｂ （Ｍ＝Ｚｒ， Ｔｉ， Ｎｂ
， Ｍｏ。
， Ｃｏ−Ｍ−Ｓｉ−Ｂ （Ｍ＝Ｚｒ， Ｔｉ， Ｎｂ
， Ｍｏ。
Ｗ， Ｖ， Ｃｒ， Ｍｎ， Ｎｉ）合金の結晶化温度
ニオヨぼすＭ元素の添加の効果を調べ第１３図を得た。
ニオヨぼすＭ元素の添加の効果を調べ第１３図を得た。
いずれの元素も結晶化温度は約４８０℃以上であり、と
（ ニＺｒ， Ｔｉ， Ｍｏ， Ｗ， ｙ， Ｃｒ，
Ｎｂの添加が両者の合金系で有効であることが判る。
（ ニＺｒ， Ｔｉ， Ｍｏ， Ｗ， ｙ， Ｃｒ，
Ｎｂの添加が両者の合金系で有効であることが判る。
なお、このような効果は（Ｎ１１ｏｏｘＭｘ） ７ＢＳ
１１０Ｂ１２合金においても確認された。
１１０Ｂ１２合金においても確認された。
したがって、 （Ｆｅ， Ｃｏ， Ｎｉ） 一Ｓｉ−Ｂ
系合金は結晶化温度が高く、優れた非品質合金であるこ
とを示している。
系合金は結晶化温度が高く、優れた非品質合金であるこ
とを示している。
実施例 ７
実施例６と同様な方法により作ったテープを用いて破壊
強さを測定した。
強さを測定した。
なお、強さはインストロン機を用い、３×１０−５の歪
速度で求めた。
速度で求めた。
結果を第１４図に示す。
強さはいずれの合金でも３００ｋｇ／一以上の値を示し
、とくにＭ元素のうち、Ｎｂ， Ｚｒ， Ｗ， Ｍｏ，
Ｃｒ， Ｔｉミノ果が著しイコとを示しており、これ
らの元素の添加が強さの上昇に対して有効であることが
判る。
、とくにＭ元素のうち、Ｎｂ， Ｚｒ， Ｗ， Ｍｏ，
Ｃｒ， Ｔｉミノ果が著しイコとを示しており、これ
らの元素の添加が強さの上昇に対して有効であることが
判る。
【図面の簡単な説明】
第１図は半金属の含有量と結晶化温度との関係を示す特
性図、第２図は半金属の含有量と硬さＨｖとの関係を示
す特性図、第３図は結晶化温度と硬さＨｖとの関係を示
す特性図、第４図は（Ｘ， Ｙ） ７８ＳｉｌＯＢ．２
非晶質合金（但しｘ，ｙ：Ｆｅ， Ｃｏ， Ｎｉ）とビ
ッカース硬さとの関係を示す特許、第５図は本発明の非
品質合金の成分組成中ＳｉとＢとの含有量の和の相関的
範囲を示す特性図、第６． ７． ８図はそれぞれ
本発明の非晶質合金の製造装置の概要説明図、第９図は
Ｆｅ−Ｂ−Ｍおよひ下ｅーＰーＭ系合金の最低冷却速度
、最大厚みにおよぼすＭ元素の効果を示す特性図、第１
０図はＦｅ−Ｓｉ−Ｂ， Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ， Ｎｉ−Ｓ
ｉ−Ｂ合金における最低冷却速度の組成依存性を示す特
性図、第１１図はＦｅ−Ｍ−３ｉ−ＢおよびＣｏ−Ｍ−
８ｉ−Ｂ系合金の最低冷却速度、最大厚みにおよぼすＭ
元素の効果を示す特性図、第１２図はＦｅ−Ｂ−Ｍおよ
び下ｅ−Ｐ−Ｍ系合金の結晶化温度と硬さにおよぼすＭ
元素の効果を示す特性図、第１３図はＦｅ−Ｍ−８ｉ−
ＢおよびＣｏ−Ｍ−３ｉ−Ｂ系合金の結晶化温度におよ
ぼすＭ元素の効果を示す特性図、第１４図はＦｅ−Ｍ−
３ｉ−ＢおよびＣ。 −Ｍ−３ｉ−Ｂ系合金の破壊強さにおよぼすＭ元素の効
果を示す特性図である。
性図、第２図は半金属の含有量と硬さＨｖとの関係を示
す特性図、第３図は結晶化温度と硬さＨｖとの関係を示
す特性図、第４図は（Ｘ， Ｙ） ７８ＳｉｌＯＢ．２
非晶質合金（但しｘ，ｙ：Ｆｅ， Ｃｏ， Ｎｉ）とビ
ッカース硬さとの関係を示す特許、第５図は本発明の非
品質合金の成分組成中ＳｉとＢとの含有量の和の相関的
範囲を示す特性図、第６． ７． ８図はそれぞれ
本発明の非晶質合金の製造装置の概要説明図、第９図は
Ｆｅ−Ｂ−Ｍおよひ下ｅーＰーＭ系合金の最低冷却速度
、最大厚みにおよぼすＭ元素の効果を示す特性図、第１
０図はＦｅ−Ｓｉ−Ｂ， Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ， Ｎｉ−Ｓ
ｉ−Ｂ合金における最低冷却速度の組成依存性を示す特
性図、第１１図はＦｅ−Ｍ−３ｉ−ＢおよびＣｏ−Ｍ−
８ｉ−Ｂ系合金の最低冷却速度、最大厚みにおよぼすＭ
元素の効果を示す特性図、第１２図はＦｅ−Ｂ−Ｍおよ
び下ｅ−Ｐ−Ｍ系合金の結晶化温度と硬さにおよぼすＭ
元素の効果を示す特性図、第１３図はＦｅ−Ｍ−８ｉ−
ＢおよびＣｏ−Ｍ−３ｉ−Ｂ系合金の結晶化温度におよ
ぼすＭ元素の効果を示す特性図、第１４図はＦｅ−Ｍ−
３ｉ−ＢおよびＣ。 −Ｍ−３ｉ−Ｂ系合金の破壊強さにおよぼすＭ元素の効
果を示す特性図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 原子比率でＳｉ２０％以下と８５〜３５％とを含み
、かつＳｉとＢの和が１５〜３５％であり、残部実質的
にＦｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉのうちから選ばれる何れか１種
または２種以上からなり、物性値が結晶化温度４５０°
Ｃ以上、ビッカース硬さ約７５０以上、破壊強さが約２
５０ｋｇ／−以上で、非晶質となる最低冷却速度が１０
４〜ｂ に優れる非晶質合金。 ２ 原子比率でＳｉ５〜２０％とＢ５−３５とを含み、
かつＳｉとＢとの和が２０〜３５％であり、物性値が結
晶化温度４５０℃以上、ビッカース硬さ約７５０以上、
破壊強さが約２５０ｋｇ／−以上で、非晶質となる最低
冷却速度が１０’〜１０５℃ノ秒以上である許請求の範
囲１記載の耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金。 ３ 原子比率でＳｉ２０％以下と８５〜３５％とを含み
、かつＳｉとＢの和が１５〜３５％であり、さらにＣｒ
、 Ｍｎ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｍｏ、 Ｗ、 Ｎｂ、
Ｚｒのうちから選ばれる何れか１種または２種以上を合
計で３０％以下含み、かつＭｎ、 Ｃｒにあってはそれ
ぞれ１５％以下、Ｖ、 Ｍｏ、 Ｗにあってはそれぞれ
１０％以下、Ｔｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒにあってはそれぞれ
５％以下を含み、残部実質的にＦｅ、 Ｃｏ、 Ｎｉの
何れか１種または２種以上よりなり、物質値が結晶化温
度４５０℃以上、ビッカース硬さ約７５０以上、破壊強
さが約２５０ｋｇ／’−以上で、非晶質となる最低冷却
速度が１０４〜ｂ る非晶質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP51132289A JPS5950743B2 (ja) | 1976-11-05 | 1976-11-05 | 耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP51132289A JPS5950743B2 (ja) | 1976-11-05 | 1976-11-05 | 耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5357119A JPS5357119A (en) | 1978-05-24 |
| JPS5950743B2 true JPS5950743B2 (ja) | 1984-12-10 |
Family
ID=15077794
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP51132289A Expired JPS5950743B2 (ja) | 1976-11-05 | 1976-11-05 | 耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5950743B2 (ja) |
Families Citing this family (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2023173B (en) * | 1978-04-20 | 1982-06-23 | Gen Electric | Amorphous alloys |
| JPS5576041A (en) * | 1978-11-30 | 1980-06-07 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Amorphous alloy |
| JPS5752550A (en) * | 1980-09-16 | 1982-03-29 | Takeshi Masumoto | Production of amorphous metallic filament |
| JPS5779052A (en) * | 1980-10-16 | 1982-05-18 | Takeshi Masumoto | Production of amorphous metallic filament |
| JPS57160513A (en) * | 1981-03-31 | 1982-10-02 | Takeshi Masumoto | Maunfacture of amorphous metallic fine wire |
| JPS57161128A (en) * | 1981-03-31 | 1982-10-04 | Takeshi Masumizu | Production of amorphous metal filament |
| JPS58213857A (ja) * | 1982-06-04 | 1983-12-12 | Takeshi Masumoto | 疲労特性に優れた非晶質鉄基合金 |
| JPS59162254A (ja) * | 1983-03-01 | 1984-09-13 | Takeshi Masumoto | 加工性に優れたＦｅ基合金材料 |
| DE3424958A1 (de) * | 1983-07-06 | 1985-01-17 | Mitsubishi Denki K.K., Tokio/Tokyo | Drahtelektrode fuer eine elektrische entladungsbearbeitung mittels schneidedraht |
| JPS6029234A (ja) * | 1983-07-11 | 1985-02-14 | Mitsubishi Electric Corp | ワイヤカツト放電加工用ワイヤ電極 |
| JPS61136660A (ja) * | 1984-12-05 | 1986-06-24 | Kawasaki Steel Corp | 鉄損が低くかつ絶縁被膜処理性にすぐれた鉄基非晶質合金 |
| WO2003069000A2 (en) * | 2002-02-11 | 2003-08-21 | University Of Virginia Patent Foundation | Bulk-solidifying high manganese non-ferromagnetic amorphous steel alloys and related method of using and making the same |
| US7763125B2 (en) | 2003-06-02 | 2010-07-27 | University Of Virginia Patent Foundation | Non-ferromagnetic amorphous steel alloys containing large-atom metals |
| US7517415B2 (en) | 2003-06-02 | 2009-04-14 | University Of Virginia Patent Foundation | Non-ferromagnetic amorphous steel alloys containing large-atom metals |
| USRE47863E1 (en) | 2003-06-02 | 2020-02-18 | University Of Virginia Patent Foundation | Non-ferromagnetic amorphous steel alloys containing large-atom metals |
| US9051630B2 (en) | 2005-02-24 | 2015-06-09 | University Of Virginia Patent Foundation | Amorphous steel composites with enhanced strengths, elastic properties and ductilities |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4991014A (ja) * | 1972-12-26 | 1974-08-30 | ||
| JPS5112307A (en) * | 1974-07-20 | 1976-01-30 | Nippon Steel Corp | Kyodooyobi taishokuseinosugureta hishoshitsugokin |
| JPS5112311A (en) * | 1974-07-20 | 1976-01-30 | Nippon Steel Corp | Kyodooyobi taishokuseinisugureta hishoshitsugokin |
| JPS5112309A (en) * | 1974-07-20 | 1976-01-30 | Nippon Steel Corp | Kyodooyobi taishokuseinosugureta hishoshitsugokin |
| JPS5173920A (ja) * | 1974-12-24 | 1976-06-26 | Tohoku Daigaku Kinzoku Zairyo | |
| JPS601370A (ja) * | 1983-06-16 | 1985-01-07 | Yanmar Diesel Engine Co Ltd | 燃料噴射弁の冷却装置 |
| JPS601376A (ja) * | 1983-06-16 | 1985-01-07 | Kawasaki Heavy Ind Ltd | 内燃機関の点火時期制御装置 |
| JPS601372A (ja) * | 1983-06-17 | 1985-01-07 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | デイ−ゼルエンジンの燃料噴射弁 |
| JPS601374A (ja) * | 1983-06-16 | 1985-01-07 | Nippon Soken Inc | 内燃機関の点火時期制御方法 |
-
1976
- 1976-11-05 JP JP51132289A patent/JPS5950743B2/ja not_active Expired
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4991014A (ja) * | 1972-12-26 | 1974-08-30 | ||
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| JPS5173920A (ja) * | 1974-12-24 | 1976-06-26 | Tohoku Daigaku Kinzoku Zairyo | |
| JPS601370A (ja) * | 1983-06-16 | 1985-01-07 | Yanmar Diesel Engine Co Ltd | 燃料噴射弁の冷却装置 |
| JPS601376A (ja) * | 1983-06-16 | 1985-01-07 | Kawasaki Heavy Ind Ltd | 内燃機関の点火時期制御装置 |
| JPS601374A (ja) * | 1983-06-16 | 1985-01-07 | Nippon Soken Inc | 内燃機関の点火時期制御方法 |
| JPS601372A (ja) * | 1983-06-17 | 1985-01-07 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | デイ−ゼルエンジンの燃料噴射弁 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5357119A (en) | 1978-05-24 |
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