JPS601370B2 - 非晶質合金の製造方法 - Google Patents
非晶質合金の製造方法Info
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- JPS601370B2 JPS601370B2 JP49082739A JP8273974A JPS601370B2 JP S601370 B2 JPS601370 B2 JP S601370B2 JP 49082739 A JP49082739 A JP 49082739A JP 8273974 A JP8273974 A JP 8273974A JP S601370 B2 JPS601370 B2 JP S601370B2
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Description
【発明の詳細な説明】
最近、繊維強化あるいは積層複合材料が進歩しっ）あり
、その素材としての金属繊維及び箔については高品質化
と安価な提供が強く要望されている。
、その素材としての金属繊維及び箔については高品質化
と安価な提供が強く要望されている。
金属は一般に強度靭性などの面ですぐれた材料であるが
、繊維または箔状にすることは多くの工程を必要とし多
額の製造費用を要する。
、繊維または箔状にすることは多くの工程を必要とし多
額の製造費用を要する。
たとえば金属ひげ結晶は高い強度を有する理想的な繊維
材料であるが、溶液からの析出、還元、蒸気の凝集など
化学反応や相変化によって作られるために高価であり、
また量産も困難である。また金属細線たとえばピアノ線
は袷間伸線と中間焼錨をくりかえす工程をとるため価格
は極めて高い。金属箔についても同様である。そこで溶
融金属から直接金属繊維や金属箔を作る手法がこれらの
安価な製造手段として研究されてきた。
材料であるが、溶液からの析出、還元、蒸気の凝集など
化学反応や相変化によって作られるために高価であり、
また量産も困難である。また金属細線たとえばピアノ線
は袷間伸線と中間焼錨をくりかえす工程をとるため価格
は極めて高い。金属箔についても同様である。そこで溶
融金属から直接金属繊維や金属箔を作る手法がこれらの
安価な製造手段として研究されてきた。
しかし従来の手法によって製造された金属繊維や箔は強
度及び延鞠性の点で極めて不十分であった。ところが最
近にいたり、鉄またはニッケルに十数％のリンと数％の
炭素あるいはさらに数％のクロムを含有させた合金を、
溶融状態から熱伝導のよい金属導体上に吹きつけて急冷
凝固させ、非晶質化することによって、強度、延鯛性と
もにすぐれた材料が得られることが見出された。しかし
ながらこのような非晶質状態を得ることは成分系及び冷
却条件に多分に依存し、従来発表されている成分系は経
験的に上記の範囲に限られていた。そこで本発明者らは
非晶質状態る得るための成分系及び製造条件について広
範囲な研究を行った結果、法則的な条件範囲を見出した
。すなわち、基本成分系はベースを鉄、コバルト、ニッ
ケルの周期律表第８族遷移元素のいずれか、あるいはこ
れらの混合成分とし、これに半金属元素の１種または２
種以上を添加すればよく、かつ半金属元素の添加量は合
金全体の融点がその合金を構成している第８族元素のい
ずれかと添加された半金タ属元素との二元合金の共晶温
度のうち、もっとも高い温度からプラス１５０ｏｏ以内
のぞましくはプラス１００００以内になるようにするこ
とが有効なことを見出した。さらに冷却条件についてみ
れば、合金を溶融状態から毎秒１『℃以上の速さで急冷
することが必要であることを見出した。このようにして
得られた非晶質構造を持つ金属繊維または箔は、従釆の
結晶質の凝固ま）金属繊維あるいは箔とくらべて格段に
すぐれた強度と延鞠性を有する。
度及び延鞠性の点で極めて不十分であった。ところが最
近にいたり、鉄またはニッケルに十数％のリンと数％の
炭素あるいはさらに数％のクロムを含有させた合金を、
溶融状態から熱伝導のよい金属導体上に吹きつけて急冷
凝固させ、非晶質化することによって、強度、延鯛性と
もにすぐれた材料が得られることが見出された。しかし
ながらこのような非晶質状態を得ることは成分系及び冷
却条件に多分に依存し、従来発表されている成分系は経
験的に上記の範囲に限られていた。そこで本発明者らは
非晶質状態る得るための成分系及び製造条件について広
範囲な研究を行った結果、法則的な条件範囲を見出した
。すなわち、基本成分系はベースを鉄、コバルト、ニッ
ケルの周期律表第８族遷移元素のいずれか、あるいはこ
れらの混合成分とし、これに半金属元素の１種または２
種以上を添加すればよく、かつ半金属元素の添加量は合
金全体の融点がその合金を構成している第８族元素のい
ずれかと添加された半金タ属元素との二元合金の共晶温
度のうち、もっとも高い温度からプラス１５０ｏｏ以内
のぞましくはプラス１００００以内になるようにするこ
とが有効なことを見出した。さらに冷却条件についてみ
れば、合金を溶融状態から毎秒１『℃以上の速さで急冷
することが必要であることを見出した。このようにして
得られた非晶質構造を持つ金属繊維または箔は、従釆の
結晶質の凝固ま）金属繊維あるいは箔とくらべて格段に
すぐれた強度と延鞠性を有する。
なおこ）で非晶質構造とは通常のＸ線回折では金属結晶
に特有な回折線が認められない状態をいう。また半金属
元素とはほう素、炭素、レナい素、りんを指す。本発明
においては合金の母体をなす第８族遷移元素としては鉄
「 コバルト、ニッケルの３元素を対象としたが、他の
第８族元素も同様の効果を持ち得るであろうことは容易
に考えられる。また成分として不可避不純物がふくまれ
てし・ても差支えないことはいうまでもない。上記の成
分の組合せが非晶質金属合金をつくり易い理論的根拠は
現在明らかではない。
に特有な回折線が認められない状態をいう。また半金属
元素とはほう素、炭素、レナい素、りんを指す。本発明
においては合金の母体をなす第８族遷移元素としては鉄
「 コバルト、ニッケルの３元素を対象としたが、他の
第８族元素も同様の効果を持ち得るであろうことは容易
に考えられる。また成分として不可避不純物がふくまれ
てし・ても差支えないことはいうまでもない。上記の成
分の組合せが非晶質金属合金をつくり易い理論的根拠は
現在明らかではない。
本発明は非晶質構造形成傾向と添加元素の種類及び冷却
速度との関係を系統的に実験した結果得られたものであ
る。すなわち本発明者らの研究によって、添加元素の種
類について周期律表上の規則性が明らかになった。本発
明の要点の一つは第８族遷移元素である鉄、コバルトお
よびニッケルの１種または２種以上と半金属元素である
ほう素、炭素「りん、けし、素とを組合せることにある
。従来鉄、ニッケルあるいはパラジウムをベースとした
非晶質金属が発表されているが、本発明者はベースにな
る鉄を池元素でおきかえる一連の研究の結果、ニッケル
のみならずコバルトで置換しても非晶質金属が得られる
が、第８族からはずれたマンガン「銅による置換は非晶
質になりにくいことを見出したものである。一方、これ
らのベース成分と組合される元素としては、従来、りん
十数％、炭素数％の同時添加が知られていた。
速度との関係を系統的に実験した結果得られたものであ
る。すなわち本発明者らの研究によって、添加元素の種
類について周期律表上の規則性が明らかになった。本発
明の要点の一つは第８族遷移元素である鉄、コバルトお
よびニッケルの１種または２種以上と半金属元素である
ほう素、炭素「りん、けし、素とを組合せることにある
。従来鉄、ニッケルあるいはパラジウムをベースとした
非晶質金属が発表されているが、本発明者はベースにな
る鉄を池元素でおきかえる一連の研究の結果、ニッケル
のみならずコバルトで置換しても非晶質金属が得られる
が、第８族からはずれたマンガン「銅による置換は非晶
質になりにくいことを見出したものである。一方、これ
らのベース成分と組合される元素としては、従来、りん
十数％、炭素数％の同時添加が知られていた。
しかし本発明者等は、これらについても広範囲な研究を
行い、従来知られていなかった、りんとほう素、りんと
げし、素、けし、素と炭素、あるし、はりんと炭素とほ
う素の組合せのような半金属元素の二種以上の組合せが
広範囲に有効なことを見出したのである。さらにこれら
の添加量については従来の研究では鉄あるいはニッケル
以外の添加元素はそれらの総量が約２０原子％に限られ
ていて成分設計上の規則的な指針は得られていなかった
。
行い、従来知られていなかった、りんとほう素、りんと
げし、素、けし、素と炭素、あるし、はりんと炭素とほ
う素の組合せのような半金属元素の二種以上の組合せが
広範囲に有効なことを見出したのである。さらにこれら
の添加量については従来の研究では鉄あるいはニッケル
以外の添加元素はそれらの総量が約２０原子％に限られ
ていて成分設計上の規則的な指針は得られていなかった
。
そこで本発明者らは広範囲な実験をつみ重ねた結果、合
金の融点が一つの基準となり、かつそれはベースとなる
第８族元素と添加される半金属元素のいずれかとの二元
合金の共晶温度との関係で定められることを明らかにし
たものである。すなわち前にのべたように〜合金の融点
をある程度以上低くすることが必要で、それはベースと
なる鉄、コバルト、ニッケルのいずれかと、添加される
半金属元素のいずれかとの二元合金の共晶温度のもっと
も高いものよりプラス１５０ｏｏ以下のぞましくは１０
０ｏｏ以下になるように成分を調整することが有効であ
ることを見出した。もちろんこのように合金成分を調整
しても冷却速度によっては非晶質金属を得ることは不可
能であって、溶融状態から十分速く凝固、冷却すること
が必要である。
金の融点が一つの基準となり、かつそれはベースとなる
第８族元素と添加される半金属元素のいずれかとの二元
合金の共晶温度との関係で定められることを明らかにし
たものである。すなわち前にのべたように〜合金の融点
をある程度以上低くすることが必要で、それはベースと
なる鉄、コバルト、ニッケルのいずれかと、添加される
半金属元素のいずれかとの二元合金の共晶温度のもっと
も高いものよりプラス１５０ｏｏ以下のぞましくは１０
０ｏｏ以下になるように成分を調整することが有効であ
ることを見出した。もちろんこのように合金成分を調整
しても冷却速度によっては非晶質金属を得ることは不可
能であって、溶融状態から十分速く凝固、冷却すること
が必要である。
急冷が必要な領域は第一には凝固時であるが、凝固後、
高温状態に長く保持される時は原子拡散によって結晶化
するので凝固後も十分な冷却速度をとることが必要であ
る。厳密には凝固時と凝固後とで必要な冷却速度が異な
ることが考えられるが実際に分離して制御することは困
難である。本発明者らは冷却速度を種々変えた実験と理
論的な予想から結晶化が停止する約３００℃までを１び
。０／秒以上の速さで冷却することが必要であることを
見出した。
高温状態に長く保持される時は原子拡散によって結晶化
するので凝固後も十分な冷却速度をとることが必要であ
る。厳密には凝固時と凝固後とで必要な冷却速度が異な
ることが考えられるが実際に分離して制御することは困
難である。本発明者らは冷却速度を種々変えた実験と理
論的な予想から結晶化が停止する約３００℃までを１び
。０／秒以上の速さで冷却することが必要であることを
見出した。
このようにして得られた非晶質合金は通常の結晶質の急
冷凝固合金と〈らべてすぐれた強度および延軸性を備え
ていて「用途としてはワイヤーロープ、スチールコード
、繊維強化複合材料素材コンクリート強化素材、メッシ
ュ、防音防震材などが適切である。
冷凝固合金と〈らべてすぐれた強度および延軸性を備え
ていて「用途としてはワイヤーロープ、スチールコード
、繊維強化複合材料素材コンクリート強化素材、メッシ
ュ、防音防震材などが適切である。
本発明は非晶質合金を設計するに際して、従来の限定さ
れた経験から脱した法則性を見出したもので、きわめて
有意義なものである。実施例 １ 鉄にリンを１３原子％、珪素を１０原子％添加した合金
は、１１８０ｏｏの融点を有している。
れた経験から脱した法則性を見出したもので、きわめて
有意義なものである。実施例 １ 鉄にリンを１３原子％、珪素を１０原子％添加した合金
は、１１８０ｏｏの融点を有している。
鉄とリン、鉄と珪素の２元素の共晶温度の内高い方は鉄
と珪素の共晶温度の１２００ｑｏである。従って上記合
金の融点１１８０００は１２００００プラス１００ｑ０
すなわち１３００ｑｏより低温である（第２図参照）。
この合金を１ぴ℃／秒で急冷凝固させた金属繊維は非晶
質構造を有し２５０ｋ９′桝の高抗張力と１８００折り
曲げても破損せず、又４０％の冷間圧延を行っても破壊
しない高延鞠性を示した。実施例 ２ 鉄にコバルト５原子％、リンを１３原子％、炭素を７原
子％、珪素を５原子％添加した合金は１１００℃の融点
を有している。
と珪素の共晶温度の１２００ｑｏである。従って上記合
金の融点１１８０００は１２００００プラス１００ｑ０
すなわち１３００ｑｏより低温である（第２図参照）。
この合金を１ぴ℃／秒で急冷凝固させた金属繊維は非晶
質構造を有し２５０ｋ９′桝の高抗張力と１８００折り
曲げても破損せず、又４０％の冷間圧延を行っても破壊
しない高延鞠性を示した。実施例 ２ 鉄にコバルト５原子％、リンを１３原子％、炭素を７原
子％、珪素を５原子％添加した合金は１１００℃の融点
を有している。
これは鉄とリン、鉄と炭素、鉄と珪素の２元系の共晶温
度の内最も高い鉄と珪素の共晶温度の１２００℃より１
００ｑ○高い１３００ｏｏ以内にある。この合金を３×
１び℃／砂の冷却速度で急冷凝固させた金属繊維は非晶
質構造を示し、２８０ｋ９′柵の高抗張力と１８００折
り曲げで破断しない。かつまた５０％の冷間圧延でも破
損しない高延靭性を示した。実施例 ３ 鉄にリンを５原子％、炭素を１０原子％、ホウ素を５原
子％添加した合金は１１２０ｏｏの融点を有する。
度の内最も高い鉄と珪素の共晶温度の１２００℃より１
００ｑ○高い１３００ｏｏ以内にある。この合金を３×
１び℃／砂の冷却速度で急冷凝固させた金属繊維は非晶
質構造を示し、２８０ｋ９′柵の高抗張力と１８００折
り曲げで破断しない。かつまた５０％の冷間圧延でも破
損しない高延靭性を示した。実施例 ３ 鉄にリンを５原子％、炭素を１０原子％、ホウ素を５原
子％添加した合金は１１２０ｏｏの融点を有する。
この融点は、鉄とリン、鉄と炭素、鉄とホウ素の２元素
の共晶温度の内最も高い鉄とホウ素の１１５３００より
高温の１２５３００以内にある。この合金を１ぴ℃／秒
の冷却速度で溶融状態から急冷凝固させた金属繊維は非
晶質構造を有し、２２０ｋ９／地の高抗張力と１８０ｏ
の折り曲げで破損せず、４０％の冷間圧延でも破壊しな
い高延靭性を示した。実施例 ４ 鉄に炭素を５原子％、珪素を１０原子％添加した合金は
１３８０００の融点を有している。
の共晶温度の内最も高い鉄とホウ素の１１５３００より
高温の１２５３００以内にある。この合金を１ぴ℃／秒
の冷却速度で溶融状態から急冷凝固させた金属繊維は非
晶質構造を有し、２２０ｋ９／地の高抗張力と１８０ｏ
の折り曲げで破損せず、４０％の冷間圧延でも破壊しな
い高延靭性を示した。実施例 ４ 鉄に炭素を５原子％、珪素を１０原子％添加した合金は
１３８０００の融点を有している。
この融点は、鉄と炭素、鉄と珪素の２元系の共晶温度の
内最も高い鉄と珪素の１２００００より１００００高温
の１３００ｑｏより更に高い。この合金を１ぴ℃／秒の
冷却速度で熔融状態から急冷凝固しても非晶質構造は得
られなかった。
内最も高い鉄と珪素の１２００００より１００００高温
の１３００ｑｏより更に高い。この合金を１ぴ℃／秒の
冷却速度で熔融状態から急冷凝固しても非晶質構造は得
られなかった。
この金属繊維は引張試験でわずか数ｋ９／柵の強度を示
しただけで破断した。また折り曲げ試験でもわずか数度
の折り曲げで破断した。実施例 ５ ′鉄に炭素１原子％、珪素７原子％、ホウ素１２原子％
を添加した合金は１１５０ｑＣの融点を有している。
しただけで破断した。また折り曲げ試験でもわずか数度
の折り曲げで破断した。実施例 ５ ′鉄に炭素１原子％、珪素７原子％、ホウ素１２原子％
を添加した合金は１１５０ｑＣの融点を有している。
この融点は鉄と炭素、鉄と珪素、鉄とホウ素の各２元素
の共晶温度の内最も高い鉄と珪素の１２００ｑｏより１
００００高い１３００ｏ○以内にある。この合金を５×
１『００／秒の冷却速度で急冷凝固させた金属繊維は非
晶質構造を示し、３２０ｋ９′柵の高張力と１８００折
り曲げで破断しない。実施例 ６ 鉄にホウ素８原子％けし、素１６原子％を添加した合金
は１１１３℃の融点を有している。
の共晶温度の内最も高い鉄と珪素の１２００ｑｏより１
００００高い１３００ｏ○以内にある。この合金を５×
１『００／秒の冷却速度で急冷凝固させた金属繊維は非
晶質構造を示し、３２０ｋ９′柵の高張力と１８００折
り曲げで破断しない。実施例 ６ 鉄にホウ素８原子％けし、素１６原子％を添加した合金
は１１１３℃の融点を有している。
この合金を１ぴ℃／秒の冷却速度で急冷凝固させた金属
繊維は非晶質構造を示し、３００ｋｇ／かの高張力と１
８００折り曲げで破断しない。実施例 ７ 鉄にニッケル６原子％、けし、素４原子％、ほう素１弘
寮子％を添加した合金は１１６５ｏｏの融点を有してい
る。
繊維は非晶質構造を示し、３００ｋｇ／かの高張力と１
８００折り曲げで破断しない。実施例 ７ 鉄にニッケル６原子％、けし、素４原子％、ほう素１弘
寮子％を添加した合金は１１６５ｏｏの融点を有してい
る。
この合金を１ぴ℃／秒の冷却速度で急冷凝固させた金属
繊維は非晶質構造を示し３２０ｋ９′柵の抗張力を有し
、１８０ｏ折り曲げで破断しない。
繊維は非晶質構造を示し３２０ｋ９′柵の抗張力を有し
、１８０ｏ折り曲げで破断しない。
第１図は本発明により製造した鉄一１３原子％Ｐ−１０
原子％Ｓ俳晶質合金のＸ線回折写真で非晶質状態を示す
写真である。 第２図は鉄−桂素２元合金の状態図であり、鉄−１３原
子％リン−１０％珪素合金の融点１１８０ｑｏは鉄と珪
素の２元系の共晶温度１２００００より１５０ｏｏ高い
１３５０ｑ０以内（斜線部分）にあることを示す。努、
図 発之図
原子％Ｓ俳晶質合金のＸ線回折写真で非晶質状態を示す
写真である。 第２図は鉄−桂素２元合金の状態図であり、鉄−１３原
子％リン−１０％珪素合金の融点１１８０ｑｏは鉄と珪
素の２元系の共晶温度１２００００より１５０ｏｏ高い
１３５０ｑ０以内（斜線部分）にあることを示す。努、
図 発之図
Claims (1)
- １ 基本成分として、鉄、コバルトおよびニツケルの１
種または２種以上に、半金属元素として、ほう素、炭素
、りん、けい素（但し、りん１３〜１７原子％と炭素３
〜７原子％の組合せを除く）の１種または２種以上を、
その合金の融点が、合金を形成する前記基本成分と半金
属元素との二元系の共晶温度のうち、もつとも高い温度
からプラス１５０℃以内になるように含有させ、かつ該
合金を、溶融状態から３００℃までの温度範囲を１０＾
５℃／秒以上の冷却速度で急冷凝固することを特徴とす
る非晶質合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP49082739A JPS601370B2 (ja) | 1974-07-20 | 1974-07-20 | 非晶質合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP49082739A JPS601370B2 (ja) | 1974-07-20 | 1974-07-20 | 非晶質合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5112305A JPS5112305A (en) | 1976-01-30 |
| JPS601370B2 true JPS601370B2 (ja) | 1985-01-14 |
Family
ID=13782771
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP49082739A Expired JPS601370B2 (ja) | 1974-07-20 | 1974-07-20 | 非晶質合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS601370B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6259480U (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-13 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2966240D1 (en) * | 1978-02-03 | 1983-11-10 | Shin Gijutsu Kaihatsu Jigyodan | Amorphous carbon alloys and articles manufactured therefrom |
| JPS59158494U (ja) * | 1983-04-12 | 1984-10-24 | 石川島播磨重工業株式会社 | 淡水化設備のチユ−ブ洗浄装置 |
| JPS6042391U (ja) * | 1983-09-02 | 1985-03-25 | 石川島播磨重工業株式会社 | 淡水化設備の酸洗装置 |
| CN109141791A (zh) * | 2018-08-22 | 2019-01-04 | 郑州航空工业管理学院 | 一种基于废弃纤维的混凝土墙体的抗震检测系统 |
-
1974
- 1974-07-20 JP JP49082739A patent/JPS601370B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6259480U (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-13 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5112305A (en) | 1976-01-30 |
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