JPS6017028A - 第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、超急冷合金マトリックス中に、第２相粒子を
分散させ超急冷合金と第２相粒子それぞれの機能特性を
相補した新規な複合材料である第２相粒子分散型超急冷
合金の製造方法に関する。

近年、金属材料に要求される機能、性能はより厳格で多
岐にわたるようになってぎている。この要求に応える方
法の１つとして材料の複合化が検討されている。

複合材料として現在さかんに検討さｊているものに、第
２相粒子と金属合金相の組合せによる粒子分散複合材料
かある。たとえば摺動材料としてのＣｕ　−Ｃ、Ｆｅ　
−Ｂ　Ｎなど、超硬合金としてのＷＣ−Ｃｏ　、　ＷＣ
−Ｔ　ｉ　Ｃ−Ｃｏなどである。これらはいずれも粉末
冶金法により作成されているため材料自体多孔質になり
やすく、材料形状にも大きな制約がある。粉末冶金法に
よれば第２相粒子の３次元的均一分散が得られるが、そ
の複合材料中に孔が存在しがちであるという欠点がある
。又このような孔がほとんど存在しない溶製法において
は、逆に第２相粒子が溶融金属中に均一に分散せず多く
の場合表面に浮上し分離して、２Ｍに分かれた材料がで
き、機械的応力に弱くなってしまうこの欠点を解決する
ため各種の方法などが検討されているが、十分ではなか
った。従って従来の製法によって得られた複合材料は機
械的応力に対してもろい欠点を有していた。

一方、近年、非晶質合金あるいは一部の結晶質合金の薄
帯を製作する方法として、液体急冷法が盛んに研究され
ている。この方法によって得られた超急冷合金は機械強
度や磁気的に優れた性質を示し、各方面での実用化か検
討されている。ところで今後より広い分野での実用化を
実現するためには、前述したように材料に要求される機
能、性質はさらに多岐に、わたるようになる。これらの
要求を満足する有効な方法として、超急冷合金薄帯中に
第２相粒子を分散して、機能、性質の複合化を図ること
が考えられる。

本発明はこのような点Ｋｍみなされたもので、その目的
とするところは、多岐にわたって優れた機能、性質を兼
ね備える第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法を提供
するにある。

この目的を達成するため、本発明は、非晶質、結晶質、
又はそれらの混合相からなる超急冷合金マトリックス中
に、第２相粒子を少なくとも１種３次元的に均一分散さ
せてなる第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法におい
て、前記超急冷合金マ）　ＩＪフックス構成する合金母
材を加熱溶融したのち、その合金母材が凝固する前に、
不活性ガスからなる噴射媒体とともに前記第２相粒子を
前記合金母材に対して噴射分散せしめ、その後冷却して
第２相粒子を含有したインゴットをつくり、このインゴ
ットを第２相粒子が溶解しない程度に再溶融したのち超
急冷凝固させて、超急冷合金マトリックス中に第２相粒
子を３次元的に均一に分散させたことを特徴とするもの
である。

第１図および第２図は本発明に係る第２相粒子分散型超
急冷合金の製造方法を説明するための原埋説明図で、躯
１図はインゴットを作る工程を説明するための図、第２
図はそのインゴットを溶融して超急冷合金のリボンを作
る工程を説明するための図であ乙。

第１図において、超急冷合金マ）　＋Ｊソックス構成す
る合金母材１は、高周波溶解炉２によって溶融され、そ
れがインゴットの鋳型３に注入される。

一方、第２相粒子４はプラズマ溶射用給粉器５により、
鋳型３に注入される途中の浴融合金母材１に対して強制
的に噴射添加され、そのまま冷却凝固されて第２相粒子
４を均一に分散保持したインゴットが得られる。第２相
粒子４の噴射分散には、ボンベ６中に充填されているア
ルゴンガスなどの不活性ガスからなる噴射媒体が用いら
れる。

噴射分散時における合金母材１の変質を避けるためには
、噴射媒体としてアルゴンなどの不活性ガスが好ましい
。第２相粒子４を供給する給粉器としては、常に均一に
第２相粒子４が供給できること、噴射圧などの噴射条件
が比較的簡単に調整できること、ならびにノズルの耐熱
性が優れていることなどからプラズマ溶射用給粉器が好
適である。

超急冷法には、リボン状の合金を作成するため　−の単
ロール法、双ロール法ならびに遠心法などがあり、また
ワイヤー状の合金を作成するための水流中紡糸法、回転
液中紡糸法ならびにガラス被覆紡糸法などがある。これ
らの超急冷法は合金組成の選択あるいは急冷速度などの
急冷条件を制御することＫより、非晶質相、非平衡結晶
質層などの平衡状態図にない準安定物質、あるいは平衡
結晶質相などが得られる。

第２図は、双ロール法による超急冷合金の製造工程を示
している。下端に小孔を有する石英ガラス製の耐熱管７
中に、前述の第２相粒子を均一分散させたインゴット８
が入れられ、管内がアルゴンガスなどの不活性ガス９で
十分に置換される。

耐熱管７の外周に高周波溶解炉１０が設置されており、
インゴット８がこの溶解炉１０によって第２相粒子ば溶
解しない程度に再溶融される。その後ピストン１１を操
作させて耐熱管７の下端ノズル部を高速回転している２
つのロール１２　、１２の接合部に可能な限り接近させ
、耐熱管７内のガス圧を急激に増加させる。再溶融した
インゴット８は圧力上昇により、徐々にノズル部から一
様な連続噴流としてロール１２　、１２の接合部に供給
される。ロール１２　、１２は高速で回転しているとと
もに常に圧接されているから、噴出されると瞬時に超急
冷凝固されて、連続したリボン１３が得られる。

第３図はこのリボン１３の拡大断面図で、非晶質、結晶
質、又はそれらの混合相からなる超急冷合金マトリック
ス１４中に、第２相粒子４が３次元的に均一分散されて
いる。リボン１３の厚さおよび幅は、ロール１２の周速
度ならびに圧接力、浴融物の温度ならびに噴出速度など
を可変することＫよって調整できる。

第２図を用いて説明した双ロール法は％得られるリボン
】３の厚さが均一で、表面粗さが小さく、しかも比較的
厚手のものも容易に得られるなどの利点を有している。

一方、溶融合金母材を高速回転している１つのロール周
面に噴出し、超急冷固化させて、第２相粒子分散型超急
冷合金を得る単ロール法では、比較的幅広で薄膜状のも
のが得られ易いという利点を有している。

なお、前述の例ではノズル（小孔）を有する耐熱管７を
用いたが、耐熱管の下部の形状を扁平形にして、スリッ
ト状の噴出開口部を設けたものでもよい。

本発明において合金母材としては、例えばコバルトを主
成分とするコバルト−鉄合金などのコバルト系合金、鉄
を主成分とする鉄−ケイ累−ホウ素合金や鉄−モリブデ
ン合金などの鉄系合金、ニッケルを主成分とするニッケ
ルーケイ素−ホウ素合金などのニッケル系合金、あるい
は鋼−ジルコニウム合金、ジルコニウム−ニオブ合金な
どの各種糸の合金が用いられる。

本発明において第２相粒子としては、例えばＣ２ＷＣ，
ＴｉＣ，ＮｂＣなとの炭素または炭化物、ＮｂＮ　、Ｔ
ａＮなどの窒化物、ＭｇＯ、Ｚｒ０１　、　Ｙ２Ｏ２゜
ＷＯ，、Ｔｈｅ、、Ａｌ、Ｏ，Ｆｅ、Ｏ，、ＺｎＯ，Ｓ
ｉｎ。

などの酸化物、ＢＮなとのホウ化物、ＳｉＣなどのシリ
ケイト、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗなどの金になどが用いら
れる。

本発明者らは、超急冷合金マトリックスを構成する合金
母材のインゴットを作る際、あるいはそのインゴットを
液体急冷のために再溶融する１祭に、噴射分散法を用い
ず第２相粒子を溶融状態の合金母材中に添加し、しかる
のち超急冷して合金マトリックス中に第２相粒子を３次
元的に分散したものが、諸紳の優れた特性を有すること
を見出した。

ところがこの方法では、用いられる第２相粒子の種類や
分散し得る量に制限がある。特に第２相粒子が金属酸化
物の場合は、鉄、コバルトならびにニッケルなどの金椙
溶融体に対する儒れ性が悪く、極めて少量しか分散せず
、又、表面層のみに分散しがちで、３次元的に分散しな
い。従って耐摩耗性などの機械的性質やその他の性質の
向上、改善には限度がある。

この唐本発明のように合金母材のインゴットを作る際、
噴射分散法を用いて第２相粒子を溶融状態の合金母材中
に強制的に添加、分散せしめることにより、合金母材に
対する濡れ性の悪い第２相粒子でも３次元的に均一に分
散され、材料の性質。

機能の向上に大きく関与する。

次に本発明の実施例について説明する。

実施例１゜ （Ｃ０７Ｇ、＆　Ｆｅ４．Ｂ　Ｓ　ｉｎ　Ｂｏｏ　）ｏ
ｏ、ｓ　（ＷＣ）ｏ、ａ（ｃｏ？０．１１　Ｆｅ４．、
　Ｓ　ｉｎ　Ｂｉｌ＋　）＋１９　（ＷＣ）１（ＣＯ？
０．１１　Ｆ’ｅ４．５８　＋＋５８ｔｏ　）ｏ７　（
ＷＣ）＋＋（ＣＯ？０．６　Ｆｅ４．５　Ｓ　＋＋ｓ　
Ｂｏｏ　）ｏｓ　（ＷＣ）！（ＣＯ？Ｏ，ｌｌ　Ｆ　Ｃ
４，ａ　Ｓ　＋＋ａ　Ｂｏｏ　）ｏｏ　（ＷＣ）１゜な
る第２相粒子分散型超急冷合金を双ロール法により作成
した。上記の組成式中左０中に超急冷合金の組成を示し
、それの各元素右下の数字は原子％を示ｔ２、組成式中
布に）中に第２相粒子構成物を示す。両に）の右下の数
字はそれぞれの体積％を表わしている。他の実施例もこ
れと同じ表示方法を用いる。

次に具体的な作成手順について説明する。まず所望の超
急冷合金の組成を得るべく構成金属Ｃｏ。

Ｆｅ、Ｓｉ、ＢをＣｏ４２０．９．！ｉ’　、　Ｆｅ２
５．５．！ｉ’　、　Ｓ　ｉ　４２．７ｇ。

Ｂ１１．０．９　となるようにそれぞれ秤量・シ、これ
らを真空高周波溶解炉２（第１図参照）で互に溶融せし
めて、溶融状態の合金母材１をつくる。この合金母材１
は、溶融後に鋳型３に注入される。

一方、平均粒径が１μｍのＷＣ微粉末（第２相粒子４か
予めプラズマ溶射用給粉器５に充填されており、ポンベ
６からの高圧アルゴンガスによって、前記合金母材１の
鋳型注入流に向けて噴射される。なお、ＷＣ微粉末の噴
射量は、合金母材１に対して前述の組成式に示される体
積％になるように給粉器５によって調整される。なお、
鋳型３に注入されるときの合金母材１の温度は、それの
溶融状態を保ち、しかも第２相粒子であるｗｃ微粉末は
溶融しない温度、すなわち約１２００℃になるように調
整さ４ている。溶融状態にある合金母材１の鋳型注入流
に向けて強制的に噴射されたＷＣ微粉末は、合金母材１
中で塊とならず個々に微細化した状態で分散され、しか
も相互の粒子間隔が短い、このように粗大化することな
く、微細化した状態で分散されたＷＣ微粉末は合金母材
１中での浮上速度が遅く、従って合金母材１が鋳型３中
で凝固するときに偏析するようなことかなく、分散状態
が安定している。このようなことから、ｗｃ微粉末が均
一分散したＣ　ｏ　−Ｆ　ｅ　−Ｓ　ｉ　−Ｂ系合金か
らなるインゴット８を得る。

次にこのインゴット８は第２図に示すように石英ガラス
製の耐熱管７の中に入れられ、管内をアルゴンガス９で
十分置換し、その後高周波俗解炉１０でインゴット８を
＃融する。このときもＷＣ微粉末が俗解しない程度、す
なわち１２００℃に保持される。次にピストン１１を作
動させて耐熱管７の下端ノズル部を高速回転している２
つのローラ１２　。

１２の接合部に可能な限り接近させ、耐熱管７内の７、
に−ｆンガス圧を急激に高め、徐々にノズル部から一様
な連続噴流としてロール１２　、１２の接合部に供給さ
れる。ロール１２　、１２は高速回転しているとともに
常に圧接されており、噴出されると瞬時に超急冷凝固さ
れて幅４ｍｍ　を厚さ加μｍ、長さ５ｍのリボン］３を
得た。

このリボンの表面ならびに厚さ方向の切断面を走食型市
′子顕徴税で観察したところ、ＷＣ微粉末が超急冷合金
マ）　１１ツクス中に短い粒子間尚で、ＷＣ微粉末が互
に集合して阻大化″′ｔ′ることなく閘々に微粒子のま
ま均一に分散しており、孔が全く存在していない。この
ことからＷＣ微粉末は合金マトリックス中において３次
元的に均一に分散していることか確認できた。またこの
超急冷合金マトリックス合金は、ｘＨ回折により、非晶
質であることを確認した。

この実施例１によって得られた （　Ｃ０７０，５Ｆｅ＜、ｓ　Ｓ　１１５８ＩＯ）９１
１　（ＷＣ）＋　、の材料と、噴射分散法を用いないで
第２相粒子を超急冷合金マトリックス合金に３次元的に
分散せしめた同一組成の材料とをそｉ”Ｌ、−とれコア
材として用いて、磁気ヘッドな組立てる。これら各磁気
ヘッドを試論温度２ｒｌ　℃、湿度間％の条件下で市販
磁気テープによる走行試験を行ない、その結果を第４図
に示す。

図中の直線Ａは本発明の実亙ｊ例に係る材料を用いたも
の、直線Ｂは噴射分散法を適用しない材料を用いたもの
の特性線で、この図から本発明の実施例に係るものは耐
摩耗性に優れていることが分かる。

実施例２ （Ｎ　１７８８１１０　Ｂ＋２　）［１７（ＷＣ）３（
Ｎ　Ｌ、ａ　Ｓ’＋ｏ　Ｂ＋２　）９２　（ＷＣ）８（
Ｎ　ｉ７ａ　”　ｉ＋ｏ　Ｂ’！２　）ａｔ　（ＷＣ）
１８なる第２相粒子分散型超急冷合金を単ロール法で作
成した。

次に具体的な作成手ｊ−について説明する。まず、所望
の超急冷合金の組成を得るべき構成金属Ｎｉ、ＳＨ、Ｊ
３シＮ　ｉ　４５９に’、　Ｓ　ｉめ、Ｐ、ＢＩｌとな
るようにそれぞれ秤量し、これらを真空高周波俗解炉２
で溶融して合金母材１をつくり、しかるのち鋳型３に注
入される。

この合金母材１の注入流に対し、プラズマ溶射用給粉器
５から平均粒径１μｍのＷＣ微粉末（第２相粒子４）が
高圧アルゴンガスとともに噴射され、その後冷却してＷ
Ｃ微粉末を均一分散したＮ　ｉ　−Ｓ　ｉ　−Ｂ系合金
のインゴット８をつくる。

ＷＣ微粉末を噴射分散せしめるときの前記組成からなる
合金母材１の温度が約１１５０℃になるように調整して
おけば、添加されたＷＣ＃粉末は合金Ｂ材１中に俗解せ
ず、微粒子状のまま均一分散される。なお、合金母材１
に対するＷＣ微粉末の添加量は、ＭＡ前記組成式に応じ
て給粉器５で調整される。

１つのロールの真上に配置された石英ガラス製の耐熱管
に前記インゴットが入れられ、管内はアルゴンガスによ
って十分置換される。ついで耐熱管の外周に設けられた
真空高周波＃解炉によって約１１５０℃に加熱保持され
、合金母材１のみがＰｒ浴融される。しかるのち耐熱管
内のアルゴンガス圧が急激に高められ、耐熱管の下部に
設けられたスリット状の開口からＷＣ微粉末を含んだ溶
融合金母材１が、２００Ｏｒｐｍで回転しているロール
上に噴出される。噴出されると瞬時に超急冷凝固されて
幅４　ｍ　ｍ　を厚さ３０μｍ、長さ５ｍのリボンを得
た。

このリボンの表面ならびに厚さ方向の切断面を走査型電
子顕微鐘で観察したところ、前記第１実施例と同様にＷ
Ｃ微粉末が超急冷合金マトリックス中に短い粒子間隔で
、ＷＣ微粉末が互に集合して粗大化することなく個々に
微粒子のまま均一に分散しており、孔が全く存在してい
ない。このことからＷＣ微粉末が合金マトリックス中に
おいて３次元的に均一に分散していることが確認できた
。

また、この超急冷合金マトリックスは、Ｘ線回折により
、非晶質であることを確認した。この新しい複合材料で
ある第２相粒子分散型超急冷合金は、次に示す優れた機
械的性質を有する。すなわち。

ＷＣ体積率が増すにつれて降伏応カ、ヤング率は増大し
た。この２つの機械的性質は下記（１）式、起）式に示
すような単純な複合則に従った。

Ｅ＝Ｅｍ（１−’Ｖｆ）＋Ｅ、Ｖｆ−・・・旧・・（１
）σ＝σｙｍ　（１＋’Ｖ　（（Ｅ、／Ｅｍ−１）　）
　・−団−（２）（１）　、　（２）式中Ｅ　、　Ｅｍ
ｔ　Ｅ、＆２それぞれ複合材料。

超急冷合金マトリックス、第２相粒子のヤング率。

σｙ、σｙｍはそれぞれ複合材料、超急冷合金マトリッ
クスの降伏応力、ｖｆは第２相粒子の体積率である。

第５図は、ＷＣ体積率（Ｖｆ　）が増すにつれて（１）
式に従って複合材のヤング率（Ｅ）が増すことを示した
特性図である。この特性図はＥ　（第２相粒子のヤング
率）が６８．０００　ｋｇ／−の場合のＷＣ体積率（Ｖ
ｆ）の変化に対する複合制料のヤング率（Ｅ）とＥ／Ｅ
ｍの変化を示している。−また引張試験により本実施例
合金の破断した面を観察すると、２つの破断面上に各々
が対応する位置にＷＣ粒子の破壊した部分が見られたこ
とから、非晶質超急冷合金マ）　ＩＪソックスＷＣ粒子
界面において、クラックの発生、伝播が生じるのではな
く、マトリックスが破断した後にｗｃＦｌ子が最終荷重
支持域になっていることが確認できた。このことは非晶
質超急冷合金マ）　ＩＪソックスＷＣ粒子界ｒ１１ｉの
強度が非常に大きいことを示している。

さらに好ましいことは、本実施例合金は強度とあわせて
高い靭性を兼ね備えていることである。

すなわち本実施例合金においては、ＷＣ体積率が約頷％
まで完全密着的げが可能であった。

実施例３ （Ｃ０７０，ｌｌ　Ｆｅ４．６　Ｓ　ｉｔｓ　Ｂｏｏ　
）ｏｏ、ｏ　（ＷＯｓ　）ｏ、＋（Ｃ０７０，１１Ｆｅ
４．５　Ｓ　Ｉｎ　Ｂｓｏ　）１１９．７　（ＷＯｓ　
）ｏ、ｓ（ｃｏＴｏ、ｆｉ　Ｆｅ４．、８１＋ｓ　Ｂｔ
ｏ　）９９．５　（ＷＯ３）０．＋１（Ｃｏ７”’　”
　Ｃ４’５　ＳＩ　Ｉｌｌ　ＢＩＧ　）９゜　（ＷＯ８
）１（ＣＯ？Ｇ、、　Ｆｅ４．６　Ｓ　ｉ、、　！−４
１ｏ）ｇ、（ＷＯ８）３なる第２相粒子分散型超急冷合
金を前記第２実施例とほば同様に単ロール法によって作
成した。

実施例４ （ＣＯ？Ｏ，Ｓ　Ｆ　Ｃ４，＊　Ｓ　１ＩｌｌＨ１ｌｌ
　）９１１．９　（ＺｒＯ２）ｏ、＋（ＣＯ？Ｇ、ｌｌ
　Ｆ　Ｃ４＊５　Ｓ　ＩＩａ　Ｂｏｏ　）ｏｏ、７（Ｚ
ｒ０２）ｏ、ｓ（Ｃｏｙｏ、ｓ　Ｆ　Ｃ４，５Ｓ　Ｉ　
１５馬ｏ　）ｏｏ、ｓ　（Ｚ　ｒ　０１り０．６（ＣＯ
？０．５　Ｆ　ｅ＜、ｓ　Ｓ　Ｉ＋ｌｌＢ＋ｏ　）ｏ、
（ＺｒＯ，）ｔ（Ｃｏ、６，６　Ｆｅ４゜ＩＩＳ　ｉｔ
ｓ　ＢＩＧ　）９？　（ＺｒＯ，）ｓなる第２相粒子分
散型超急冷合金を前記第２実施例とほぼ同様に単ロール
法によって作成した。

実施例５ （ＣＯ？Ｏ，ＩＩ　Ｆ　ｅａ、ｓ　Ｓ　ｊ＋ａ　ＢＩＧ
　）９０．１１　（Ｙｔ　Ｏｓ　）ｏ、ｔ（ｃｏＴｏ、
ＩＩ　Ｆｅ４．ＩＩ　Ｓ　１１１１　ＢＩＧ　）＠０．
？　（Ｙｔ　Ｏ３）０．８（ＣＯ？Ｏ，ｌ　Ｆｅ、、、
　Ｓ　ＩＩＩ　ＢＩＯ）ＱＯ，Ｓ　（ｙ２ｏａ　）ｏ、
ｓ（ｃｏ？０．ＩＩ　Ｆ　ｅａ、ｓ　Ｓ　ｉｔｓ　Ｂｏ
ｏ　）ｏｅ　（Ｙｔ　０８　）１（ｃｏ？０．６　Ｆｅ
４．、　Ｓ　Ｉ、、　Ｂｔｏ　）ａ、（Ｙｔ　Ｏｎ　）
ｓなる第２相粒子分散型超急冷合金を前記第２実施例と
ほぼ同様に単ロール法によって作成した。

実施例６ （Ｎｉ７ａ　ＳＩ、（、Ｂｔｔ　）＋１０　（Ｔｈ０２
　）１０（Ｎｉ７ｓ　Ｓ　ｉｔｓ　ＢＢ　）８０　（Ｔ
ｈａｗ　Ｌ。

なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全く同様
の方法で作成した。Ｔｈｅ、粒子の平均粒径は２μｍで
あった。作成された第２相粒子分散型超急冷合金は幅４
酌、厚さ軍１μｍ１長さ５ｍであった・走査型電子顕微
鏡観察により、Ｔｈｅ、粒子が超急冷合金マトリックス
中に３次元的に均一分散し、孔もなく、又超急冷合金マ
）　ＩＪソックスＸ線回析により非晶質相であることを
確認した。本実施例合金においても前記実施例と同僚に
非晶質超急冷合金マ）　ＩＪソックス第２相粒子のそれ
ぞれの特性が有機的に複合され、すなわちそれぞれの機
械的性質が相補され、高強度、高靭性を兼ね備えた複合
材料が得られた。また本実施例合金においても実施例２
に示したのと同様に降伏応力、ヤング率は単純な複合１
４１１に従うことが確認された。

実施例７ （Ｆｅ、、Ｓｉ、。Ｂ１５　）ｏｓ　（ＴｉＣ）ａ（Ｆ
　ｅＶ！ｌ　Ｓ　ｉｌｏ　８Ｂ　）ｏ。（Ｔｉｃ）ｔ。

なる第２相粒子分散型超急冷合金を周知の回転液中紡糸
法によりワイヤー状に作成した。なお、インゴットは前
記第１実施例と同様の手順で作成し、超急冷凝固時の冷
媒液としては水を使用し、回転ドラムの回転速度は１１
０００ｒｐ、アルゴンガス噴出速度は回転ドラムの回転
速度の約０．６〜０．９倍であった。ＴｉＣ粒子の平均
粒径は１μｍであった。

走査型電子顕微鏡観察により、ＴｉＣ粒子が超急冷合金
マ）　ＩＪソックス中３次元的に均一分散し、孔もなく
、超急冷合金マトリックスはＸＮ回析により非晶質相で
あることを確認した。本実施例合金の形状はワイヤー状
であり直径１５０μｍ、長さ４Ｔｎであった。本実施例
合金においても前記実施例と同様に良好な機械的性質が
得られ、特に降伏強度が大きく現有最高強度のピアノ線
をはるかにしのぐ５ｏｏｋｇ／−が得られた。また降伏
応力、ヤング率は実施例２に示した単純な複合剤に従っ
た。

実施例８ （Ｎ　ｉ７ｓ　Ｓ　ｉｔｏ　Ｂｓｔ　）ｏｎ　（ＢＮ）
ｔ。

（Ｎ　Ｌ＋ｓ　Ｓ　ｊｔｏ　Ｂｓ２）ｓｏ　（ＢＮ）ｔ
。

なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全く同様
の方法で作成した。ＢＮ粒子の平均粒径は１μｍであっ
た。作成された第２相粒子分散型超急冷合金は幅約４醋
、厚さ約加μｍ、長さ３ｍのリボン状であった。走査型
電子顕＃銚＃Ｓ２察により、ＢＮ粒子か超急冷合金マ）
　ＩＪソックス中３次元的に均一分散し、孔もなく、又
超急冷合金マトリックスはＸ線回析により非晶質相でお
ることを確認した。本実施例合金においても実施例２と
同様に非晶質超急冷合金マ）　ＩＪソックス第２相柁子
のそれぞれの特性が有機的に摺合され、すなわちそれぞ
れの機械的性質が相補され高強度、高靭性を兼ね備えた
複合拐料が得られた。また本実施例合金においても実施
例２に示したのと同僚に降伏応力。

ヤング率は単純な複合側に従うことか確Ｒ３された。

実施例９ （Ｃｕａｏ　Ｚｒ４６　）ｏ。（ＳｉＣ）ｔ。

（ＣＬＩ６０　Ｚｒ４０　）ｒｏ　（ＳｉＣ）３゜なる
第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全く同様の方
法で作成した。なおＳｉＣ粒子の平均粒径は３μｍであ
った。作成された第２相粒子分散型超急冷合金は、幅４
ｍｍ、）＄さ３０μｍ、長さ３ｍのリボン状であった。

本実施例においても走査型電子顕微錠観察によりＳａｃ
粒子か均一に３次元的に超急冷合金マ）　ＩＪソックス
中分散し、孔もなく、又、超急冷合金マ）　＋１ツクス
はＸ線回析により非晶質相であることを確認した。本実
施例合金の超急冷合金マ）　ＩＪックスハ実施例１〜４
の場合と異なり、半金属を含まないいわゆる金属−金属
系非晶質合金であり、この種のマ）　ＩＪソックス粒子
との第２相粒子分散型超急冷合金も作成できることがわ
かる。本実施例合金においても実施例２と同様に従来の
Ｃｕｅｏ　Ｚ　ｒ、。非晶質合金よりも、降伏応力、引
張強さが向上した。

実施例１０ （Ｆｅｕ　Ｂｔａ　）ｏｏ　（Ｆｅ）＋（Ｆｅ８！　Ｂ
ｔａ　）ｏｓ　（Ｆ’　ｅ）ｔなる第２相粒子分散型超
急冷合金か実施例２と全く同様の方法にて作成した。Ｆ
ｅ粒子の平均粒径は５μｍであった。本実施例において
も走査型電子顕微ｍ′Ｆ１．察によりＦｅ粒子は均一に
３次元的に分散していることを確認した。又、超急冷合
金マトリックスは、インバー合金である。）ｌ’　ｅ　
−Ｈ基非晶質合金としては筒い飽和磁束密度をもちトラ
ンス用の材料としての応用か期待されている。トランス
材として要求される磁気特性は■高い飽和磁束密度、■
低い鉄損、■高い汚研率、■低い磁歪、■少ない磁気劣
化などである。税在非晶質トランス材料が珪素鋼板より
有利である点は、上記特性のうち■及び■を備えている
からである。他の点については今後の問題として残され
ている。

本実施例ではＦｅ粒子を体積含有￥で１％）・たり複合
することにより、マトリックス非晶質合金よりも３％高
い飽和磁束密度が得られた。

実施例１１ （Ｚｒ４１１　Ｎｂ４０　Ｓ　ｊｔｓ　）ｇｏ　（Ｎｂ
Ｎ）、６なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と
全く同様の方法で作成した。ＮｂＮ粉末の平均粒径は３
μｍであった。

本実施例合金の走査型電子寝微鏝による組成像観察から
、ＮｂＮ粒子が超急冷合金マ）　１１ツクス中に３次元
的に均一に分散し、孔もなく、超急冷合金マトリックス
はＸ線回析により非晶質相であることを確認した。

実施例１２ （ｃｏｆｆｏ、ｌｌ　Ｆ　ｅ４ｍｌｌ　Ｓ　ｉｔｓ　Ｂ
ｏｏ　）ｏｏ　（Ｃ）＋（Ｃ０７０，５”Ｃ４，５Ｓ　
Ｉｔｓ　Ｂｏｏ　）ｏｓ　（Ｃ）ａ（ＣＯ？０．５　”
Ｃ４，５Ｓ　ｊｔｓ　Ｂｔｏ　）ｓｏ　（Ｃ）ｔ。

なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全く同様
の方法で作成した。Ｃ粒子の平均粒径は１μｍであった
。作成された第２相粒子分散型超急冷合金は幅４闘、厚
さ加μｍ、長さ４ｍのリボン状であった。このリボンの
走査型顕微鏡観察により、Ｃ粒子は超急冷合金マトリッ
クス中に３次元的に均一分散し、また孔もなく緻密で、
超急冷合金マトリックスはＸ線回析により非晶質である
ことを確認した。

次に結晶質超急冷合金と第２相粒子とからなる第２相粒
子分散型趙急冷合金の例をあげる。

実施例１３ 実施例２と同様の方法で非平衡オーステナイト相である
Ｆ　Ｃ８［１ｏ４　ＭＯ，ｃ、、、にＷＣ粒子を分散さ
せた第２相柁子分散型超急冷合金を作成した。すなわち （Ｆ　ｅｓｏ、＜　Ｍｏ、Ｃ１，４）ｏａ　（ＮｂＣ）
２（Ｆｅ３０．４１Ｖｏｇ　ｃｌ、６　）ｏａ　（Ｎｂ
Ｃ）１１（Ｆ’６３Ｇ、４　Ｍｏ９Ｃ１，６）ｏｏ　（
ＮｂＣ）Ｈ）なる合金である。得らねた合金の走食型顕
微距による組成像覗察からＷＣ粒子は超急冷合金マ）　
ＩＪソックス中３次元的に均一分散しており、孔もなく
、また超急冷合金マ）　ＩＩックス＆″！′ｆＡ４Ｆ！
ｉ、糾結晶粒の組織をもつ非平所ｒγ−オーステナイト
単相であることが確認された。この超急冷合金マトリッ
クスを構成している非平衡γ−オーステナイト相は結晶
質合金であるため、非晶質合金よりも熱的安定性が高く
、結晶質合金としては高強度、高靭性であるが非晶質合
金より劣り、その強度ハ１００〜１．５０　ｋｇ／　Ｗ
Ｊ程ｍ”で非晶質合金の約半分で、８する。本実施例合
金においてはＷＣ体槓率を５％、あるいは１０％とした
場合強１号は２００〜３００　ｋｌＺ　／　Ｗ査）と亮
く鉄基非晶質合金に匹適する。さらにマトリックスとし
てγ−オーステナイトをもつので非晶質金属より高い熱
安定性を有していた。

超急冷合金マ）　１１ツクス中に第２相粒子を分散させ
る方法として、前記超急冷合金マトリックスを構成する
溶融状態の合金母材に第２相粒子を添加することも考え
られる。この方法において第２相粒子を合金中に均一分
散させるためには、合金母材の噴出口近傍で第２相粒子
を噴射させることになるが、これでは特にノズル部の構
造か複雑になるという欠点を有している。

本発明は前述のような構成になっており、超急冷合金を
構成する合金母材のインゴットを作成する段階で予め第
２相粒子が添加されるから、あ２相粒子の添加が容易で
、超急冷合金の製造装置が複雑になるようなことはない
。

また、第２相粒子は溶融後の合金母材に対して強制的に
噴射されるから、合金母材中では粒子が互に集合して粗
大化することなく個々に微開１１状態で分散される。そ
のため合金母料中での浮上速度が遅いから、偏析するこ
とがなく、分散状態が極めて均一で、しかも粒子間隔か
短い。このようなことから、機械的強度などにおいて優
れた性質を有する第２相粒子分散型超急冷合金を提供す
ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明の実施例に係る第２相粒子
分散型超急冷合金の製造方法を目５２明するための原理
図、第３図は製造された第２−ｉｑ粒子分散型超急冷合
金リボンの拡大断面図、第４図は耐摩耗性を示す特性図
％第５図は本発明の実施例に係る第２相粒子分散型超急
冷合金のＷＣ添加率に対する複合材料のヤング率推移を
示す特性図である。 １・・・・・・合金母材、４・・・・・・第２相粒子、
８・・・・・・インゴット、１３・・・・・・リボン、
１４・・・・・・超急冷合金マトリックス。 第１頁の続き ０出　願　人　長谷用正義 東京都杉並区久我山４−２４−２２ 手続補正書（自発） 昭和５９年　２月　８日 特許庁長官　若　杉　和　夫　殿 ■　事件の表示 特願昭５８−１２４１００号 ２　発明の名称 第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法３　補正をする
者 事件との関係　出願人 住　所　東京都大田区雪谷大塚町１番７号名　称　（Ａ
Ｏ９）アルプス電気株式会社代表者　片岡勝太部 住　所　宮城県仙台市荒巻字雷神堂山３６−９氏名　木
材　博 住　所　宮城県仙台市上杉３丁目８番２２号氏名　増率
　健 住　所　東京都杉並区久我山４−２４−２２氏名　長谷
用正義 ４　代理人 住　所　〒１０５東京都港区西新橋１丁目６番１３号拍
屋ビル ７　補正の対象 （１）明細書の発明の詳細な説明の欄 ８　補正の内容 別紙記載の通り （１）明細書２７ページ５竹、同ページ１２行ならびに
２８ペ一ジ２イ丁の「ＷＣＪをｒＮｂｃＪに抽圧ります
。 （２）　明細書２７ペーシ８打の「Ｃ１，４Ｊをｒ　ｃ
　ＩＪ　Ｊ昏こ抽正し１丁。 、■纏＋１ｊｊｊ　。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）、非晶質、結晶質、又はそれらの混合相からなる
   超急冷合金マ）　ＩＪソックス中、第２相粒子を少なく
   とも１種３次元的に均一に分散させてなる第２相粒子分
   散型超急冷合金の製造方法において、前記超急冷合金マ
   ）　１１ツクスを構成する合金母材を加熱溶融したのち
   、その合金母材が凝固する前に、不活性ガスからなる噴
   射媒体とともに前記第２相粒子を前記合金母材に対して
   噴射分散せしめ、その後冷却して第２相粒子を含有した
   インゴットをつくり、このインゴットを第２相粒子が溶
   解しない程度に再溶融したのち超急冷凝固させて、超急
   冷合金マトリックス中に第２相粒子を３次元的に均一に
   分散させたことを特徴とする第２相粒子分散型超急冷合
   金の製造力□法。 （２）、前記超急冷合金マ）　＋３ツクスがコバルトを
   主成分とするコバルト系非晶質合金であることを特徴と
   する特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分散型
   超急冷合金の製造方法。 （３）、前記超急冷合金マトリックスが鉄を主成分とす
   る鉄系非晶質合金であることを特徴とする特許請求の範
   囲第（１）項記載の第２相粒子分散型超急冷合金の製造
   方法。 （４）、前記超急冷合金マトリックスがニッケルを主成
   分とするニッケル系非晶質合金であることを特徴とする
   特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分散型超急
   冷合金の製造方法。 （５）、前記第２相粒子が炭素または炭化物であること
   を特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒
   子分散型超急冷合金の製造方法。 （６）、前記第２相粒子が炭化タングステンであること
   を特徴とする特許請求の範囲第（５）項記載の第２相粒
   子分散型超急冷合金の製造方法。 （７）、前記第２相粒子が窒化物であることを特徴とす
   る特許請求の瞳囲第（１）項記載の第２相粒子分散型超
   急冷合金の製造方法。 （８）、前記第２相粒子が酸化物であることを％徴とす
   る特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分散型超
   急冷合金の製造方法。 （９）、前記８ｇ２相粒子がホウ化物であることを特徴
   とする特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分散
   型超急冷合金の製造方法。 （１０）、前記第２相粒子がシリケイトであることを特
   徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分
   散型超急冷合金の製造方法。 （１１）、前記第２相粒子が金属であることを特徴とす
   る特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分散型超
   急冷合金の製造方法。 （１２人前記不活性ガスがアルゴンで））ることを特徴
   とする特許請求の範囲第（１）項記載の第２相粒子分散
   型超急冷合金の製造方法。 （１３）、前記インゴットの再浴融物が、高速同転して
   いる２つのロールの接合面に噴出されて超急冷凝固され
   ることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の第
   ２相粒子分散型超急冷合金の製造方法。 （１４）、前記インゴットの再溶融物が、１高速回転し
   ている１つのロールの周面に噴出されて超急冷凝固され
   ることを特徴とする特許請求の範囲第（１））Ｊｉ記載
   の第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法。