JPS6017029A - 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・性能はよシ厳格で多
岐にわたるようになってきている。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れているものに、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
がある。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Ｖｉ’ＣＣｏ　ｚ　ＷＣＴｉ
ＣＣｏなどである。これらはいずれも粉末冶金法によシ
作成されているため、材料自体多孔質になシやすく、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
中の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！（
面に浮上し分離して、２層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扛
ている。この方法によって得られた超急冷合金は機械強
度や磁気的に侵れた性質を示し、各方面での実用化が検
討されている。ところで今後よシ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に鑑みなされたもので、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、前記超急冷合金マトリックスを構成する合金母材
を前記第２相粒子が溶解しない程度の温度に加熱溶融し
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次元的に分散保持せ
しめたことを特徴とするものである。

第１図は本発明の製造例の一例ケル？、明するための図
、第２図はその製造例によって得られた第２オ目粒子分
散型超急冷合金す？ンの拡大垂１百断面図である。

第１図において、下端に小孔状の開口を有する石英ガラ
ス製の耐熱管ｌ中に、超急冷合金マトリックスを構成す
る合金母材２のインゴットを入れ、管内？アルゴンガス
３などの不活性ガスで十分に置換する。耐熱管１の外周
に真空高周波溶解炉４が設置され、合金母材２のインゴ
ットがこの溶解炉４によって第２相粒子（後述する）が
溶解しない程度に溶融される。その後ピストン５を操作
させて耐熱管ｌの下端部を高速回転している２つのロー
ラ６．６の接合部に可能な限り接近させ、耐熱管１内の
アルゴンガス圧を急激に増加する。溶融した合金母材２
は圧力上昇により、徐々に開口部から細い一様な連続噴
流としてロール６．６の接合部に供給される。

耐熱管１からの合金母材２の噴出流に対して、第２相粒
子７がプラズマ溶射用給粉器８によシ強制的に噴射添加
される。第２相粒子７の噴射分散には、がンペ９中に充
填されたアルゴンガスなどの不活性ガスが噴射媒体とし
て用いられる。

噴射分散時における合金母材２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７を噴射する給粉器としては、常に均一に
第２相粒子７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、力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。

第２相粒子７を噴射添加された溶融状態にある合金母材
２は、ロール６とロール６の接合部に供給されるとロー
ル６．６の圧接力で薄く延伸されながら下方へ送られる
。ロール６．６が高速で回転していることと、合金母材
２が薄く延伸されることから、合金母材２は超急冷され
て連続したリデンｌＯａが得られる。

第２図はこのリデン１０ｍの拡大垂直断面図で、非晶質
、結晶質、またはそれらの混合相からなる超急冷合金マ
）　ＩＪラックス１中に、第２相粒子７が３次元的に均
一に分散保持されている。ＩＪ　、ｇン１０ａの厚さお
よび幅は、ロール６の周速度ならびに圧接力、合金母材
２の温度ならびに噴出速度などを可変することによって
調整できる。

第１図を用いて説明した双ロール法は、得られるリボ２
１０ｍの厚さが均一で、光面粗さが小さく、シかも厚手
のものが容易に得られるなどの利点を有している。

第３図は本発明の他の製造例を説明するための図、第４
図は第３図Ｘ−Ｘ線矢視図、紀５図はこの製造例によっ
て得られた第２相粒子分散型超急冷合金リボンの拡大平
面図である。

この製造例の場合には、第４図に示すようにスリット状
の開口部１２を下端に設けた耐熱管ｌが用いられている
。また、プラズマ溶射用給粉器８のノズル開口部１３ａ
は、前記開口部１２の一端近傍に設置され、これら耐熱
管１の開口部１２ならびに給粉器８の開口部１３ａの真
下に１つのロール６が配置されて高速で回転している。

耐熱管ｌに合金母材２のインゴットを入れ、管内をアル
ゴンガス３で十分置換したのち、真空高周波溶解炉４に
よシ合金母材２を溶融せしめ、しかるのち耐熱管１内の
アルゴンガス圧を急激に高める。溶融した合金母材２は
圧力１荷によシ、徐々にスリット状開口部１２がら所定
の幅を有する一様な連続噴流としてｐ−ル６の局面に供
給される。

この合金母材２の噴出流に対して、第２相粒子７がプラ
ズマ溶射用給粉器８から強制的に噴射添加される。噴射
媒体としては、前例と同様にアルボンガスなどの不活性
ガスが用いられる。

第２相粒子７を噴射添加された溶融状態にある合金母材
２は、高速回転しているロール６０周而に吹きつげられ
て超急冷され、連続したりポア１０ｂが得られる。

第５図は、すぎン１０ｂの拡大平面図である。

前述のように給粉器８のノズル開口部１３ａが耐熱管ｌ
の開口部１２の一端近傍に配置されているため、第２相
粒子７はリボン１０ｂの片側に寄って均一に分散されて
いる。従ってリボン１０ｂはそれの幅方向において、第
２相粒子７を含まない超急冷合金からなる単独領域１４
と、超急冷合金マトリックス１１中に第２相粒子７を均
一に分散保持せしめた複合領域１５とが並設された形態
になっている。

このようなリボン１０ｂは、例えは複合領域１５側が刃
部になるように加工される薄い刃物などに適している。

前記製造例で示した単ロール法では、比較的幅広で薄膜
状のものが得られ易いという利点がある。

第６図は、本発明のさらに他の製造例を説明するための
図である。この例の場合、耐熱管ｌとその下にあるロー
ル６との間に溶融金属溜め１６が設けられ、耐熱管１か
ら噴出された溶融状態の合金母材２は一時、溶融金属溜
め１６に溜められる。

この溜め１６に入った合金母材２に対して、プラズマ溶
射用給粉器８よシ第２相粒子７が強制的に噴射添加され
る。この溶融金属溜め１６の外周にも高岡溶解炉１７が
取シ付けられ、合金母材２の溶融状態が維持されている
。

第２相粒子７を含有した合金母材２は、図示していない
不活性ガス（アルゴンガス）高圧装置によって溶融金属
溜め１６の下部ノズルからロール６．６の接合部に細い
一様な連続噴流として供給され、前記製造例と同様に超
急冷されて連続したリボン１０ｍが得られる。

第２相粒子７の合金母材２に対する噴射分散は前述の三
例に限定されるものではなく、合金の用途によっては例
えば合金母材の噴出流に対して断続的に噴射分散せしめ
て、超急冷合金中に第２相粒子を断ｔ’；Ｆ、的に分散
保持した累月を作ることもできる。なお、第２相粒子が
分散された領域では、第２相粒子は微細状態で粒子ＩＩ
“１１隔が短く、均一に分散されている。

本発明において合金母材としてＩ７Ｊ八例えばコバルト
を主成分とするコバルト−鉄合金などのコバルト系合金
、鉄を主成分とする麩−ケイ紫−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
るいは銅−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Ｃ１ＷＣ，
ＴｉＣ，Ｎｂｃなどの炭素または炭化物、　ＮｂＮ。

ＴａＮなどの窒化物＊　Ｃ＠Ｏｚ　ｅＭｇｏ、Ｚｒｏ２
ｐＹ２０３＋ＷＯｓ　＋　Ｔｈ０ｚ　ｓ　Ａｔ２０１Ｆ
ｅ２０ｓ　ｒ　Ｚ　ｎｏ　、Ｓ　ｉ　０２などの酸化物
、ＢＮなどのホウ化物、ＳｉＣなどのシリケイト＠　Ｔ
　ｉ　＃　Ｆ　ｅ　＠　１に４　ｏ　ＨＷなどの金Ｌ；
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液体急冷のために再溶融する際に、
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、諸種の優れた
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属
溶融体に対する濡れ性が悪く、極めて少量しか分散せず
、また合金マトリックスの表面層にのみ分散しがちであ
る。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。

この点本発明のように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
とにょシ、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２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 （ＣＯ？０５　Ｆｅ　４．５　Ｓｌ　１ｓ　Ｂｌｏ　）
　９９．５　（ＷＣ）　ｏ、ｓ（Ｃ０７０，５Ｆｅ　４
．５　８１１５　ＢＩＯ）　９９　（ＷＣ）　１（Ｃｏ
ｙｏ、ｓ　Ｆｅ　＜ｓ　Ｓｌ　１５　Ｂｔｏ　）　９７
　（ＷＣ）　３（Ｃｏｙｏ、ｓ　Ｆｅ　４．Ｂ　Ｓｌ　
１５　Ｂｏｏ　）　９５　（ＷＣ）　５（Ｃ０７０，１
１Ｆｅ　４．６　Ｓｌ　ｏ＋　Ｂｌｏ　）　９０　（Ｗ
Ｃ）　１゜なる第２相粒子分散型超急冷合金を双四−ル
法によシ作成した。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チを示し
、組成式中布０中に第２相粒子構成物を示す。両０の右
下の数字はそれぞれの体積％ｆ：ｆｆ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　＝　
Ｓｔ　、ＢをＣｏ　４２０９　ｇ　、Ｆｅ　２５５　ｇ
　−８１４２，７ｇ　、　Ｂ　１１．Ｏｇとなるように
それぞれ秤量し、これらを別の高周波溶解炉で互に溶融
して、鋳型に流し込んでインゴットをつくる。

このインゴットを第１図に示すように耐熱ａｇ　ｌ内に
入れ、管内をアルゴンガス３で置換して、真空高周波溶
解炉４で合金母材２（インゴット）を溶融せしめる。こ
の際、合金母材２の溶融温度は後で添加するｗｅ微粉末
（第２相粒子）は溶解しない温度、す々わち約１２００
℃になるように保持される。しかるのち耐熱管ｌ内のア
ルゴンガス圧が急激に高められ、耐熱管１の開口部から
一様な連続噴流としてローラ６．６の接合部に供給され
る。

この耐熱管１からの合金母材２の噴出流に対して、第２
相粒子７である平均粒径が１μｍのＷＣ微粉末がプラズ
マ溶射用給粉器８により強制的に噴射添加される。なお
、ＷＣ微粉末の噴射量は。

合金母材２に対して前述の組成式に示される体積−にな
るよ５に給粉器８によって調整される。

溶融状態にある合金母材２の噴出流に対して強制的に噴
射されたＷＣ微粉末は、合金母材２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２中での浮上速度が
遅く、従って合金母材２が超急冷凝固するときに偏析す
ることがなく、分散状態が安定している。このようにし
て、それぞれ所定比率のＷＣ徽粉末を均一に分散保持せ
しめたＣｏ　−Ｆｅ　−Ｓｔ　−Ｂ係の超急冷合金から
なる幅４　ｍｍ　ｍ厚さ３０μｍ、長さ５ｍのリボンエ
０を得た。

このＩＪ　、ｌンの表面ならびに垂直方向（厚さ方向）
の切断面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、ＷＣ微
粉末が超急冷合金マトリックス中に短い粒子間隔で、Ｗ
Ｃ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シ、孔が全く存在していない
。このことがら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が確認できた。ま
たこの超急冷合金マトリックス合金は、Ｘ１ｇＭ回析に
１シ非晶質合金であることを確認した。

この実施例１によって得られた （　Ｃｏ　ｙｏ、ｓ　Ｆｅ４．５　Ｓｔ　Ｉｓ　Ｂｔｏ
　）９９（ＷＣ）１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れぞれコア材として
用いて、磁気ヘッドを組立てる。これら各磁気ヘッドを
試験温度２０℃、湿度５０チ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７図に示す。図
中の直線Ａは本発明の実施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 （Ｎｉ　ｔｍ　８１　ｔｏ　Ｂ１２　）ｕ　（ＷＣ）ａ
（Ｎｉ　ｙｉ　Ｓｉ　ｔｏ　Ｂ　１２　）９２　（ＷＣ
）８（Ｎｉ　７８　５ｌｌｏ　Ｂ１２　）Ｈ（ＷＣ）ｔ
ａ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き構成金属Ｎｌ。

Ｓｌ、ＢをＮｉ　４５９ｇ　＃　Ｓｌ　２８ｇ　−Ｂ　
１３ｇとなるようにそれぞれ秤量し、これらを別の真空
高周波溶解炉で溶融せしめて合金母材のインボラトラつ
くる。

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
真空高周波溶解炉によって約１１５０℃に加熱保持され
、合金母材が溶融される。

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溶融
合金母材が、２０００　ｒ　ｐｍで回転しているロール
上に噴出される。

この合金母材の噴出流に対して、平均粒径ＩＩｔｍのＷ
Ｃ微粉末がプラズマ溶射用給粉器で噴射添加され、高速
回転しているｐ−ル上で合金母材が超急冷固化して幅４
　ｍｍ　ｓ厚さ３０μｍ、長さ５ｍのりデンをつくる。

このリデンの表面ならびに厚さ方向の切断面を走査型電
子顕微鏡で観察したところ、前記第１実施例と同様にＷ
Ｃ微粉末が超急冷合金マ）　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シ、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）　ＩＪソックス、Ｘ線回析
によシ、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
につれて降伏応力、ヤング率は増大した。この２つの機
械的性質は下記（１）式、（２）式に示すような単純な
複合側に従った。

Ｅ　＝　Ｅｍ　（１−Ｖｆ　）　＋　Ｅｐ　Ｖｆ　−・
・・・・・（１）σ＝σＹｍ　（１＋ＶＬ（Ｅｐ　／　
Ｅｍ　−１）　）−・・（２）（Ｉ）　、　（２）式中
Ｅ、Ｅｍ、Ｅｐはそれぞれ複合材料。

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８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Ｅｐ　（第２相粒子のヤング
率）が６８，０００ｋｇ／−の場合のｗｃの体積率（Ｖ
ｆ）の変化に対する複合材料のヤング率（Ｅ）とＥ／Ｅ
ｍの変化を示している。また引張試験によシ本実施例合
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トリックスと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ＷＣ粒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ラックスＷＣ粒子界面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２０
％まで完全密着向げが可能であった。

実施例３ （Ｃｏ　ｙｏ、ｓ　Ｆｅ　ａｓ　Ｓｉｓ、ｓ　Ｂ　ｔｏ
　）ｓｓ、ｓ　（ＷＯｓ　）０１（Ｃｏ　ｙｏ、ｓ　Ｆ
ｅ　ａｊＳｌｔｓ　Ｂ　ｔｏ　）９９．７　（Ｗｏｎ　
）ｏｓ（Ｃｏ　７０．６　Ｆ・４．Ｓｌ　Ｓｌｔ、ｓ　
Ｂ　１０　）９９．５　（Ｗｏｎ　）ＯＪＣＣｏｔｏ５
Ｆ＠４Ｊ　Ｓ１１．８　Ｂｔｏ　）ｏｓ　（ＷＯｓ）１
（Ｃｏ７ｏ、ｓ　ｐ’＠　４．６　ｓｉ　Ｌ、５７３１
０　Ｅ？　（ＷＯ３）３なる第２相粒子分散型超急冷合
金を前記第２実施例とほぼ同様に単ロール法によって作
成した。

実施例４ （Ｃｏ　ｙｏ、ｓ　Ｆｅ　４．５　Ｓｉ　ｔ、、ｓ　Ｂ
　ｔｏ　）　９９．９　（Ｚｒ０２）ｏ、ｔ（Ｃｏ　丁
ｏ、ｓ　Ｆｅ　４．１１　９１　１．５　Ｂ　１０　）
９９．７　（Ｚｒ０２）ｏ、ａ（Ｃｏ　？０．５　Ｆｅ
　４Ｊ　Ｂｌ　１．ｓ　Ｂ　１０　）９９．５　（Ｚｙ
０２）ｏ、ｓ（Ｃｏ　ｙｏ、ｓ　Ｆｅ　４．５　Ｓｔ　
ｔ５Ｂ　１０　）９９　（Ｚｒ０２）１（Ｃｏ　７０．
６　Ｆｅ　４．５　Ｓｉ　１．５　Ｂ　１０　）１１７
　（Ｚｒ０２）ａ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　７０．Ｓｌ　Ｆｌｌ＋　４．５　Ｓｌ　ｚ、ｓ
　Ｂｔｏ　）１１９．９　（ＹｌｌｏＢ）０．１（Ｃｏ
　ｙｏ、ｌ　Ｆｅ　４．５　Ｓｌ　１８　Ｂ　１Ｇ　）
９９ｊ　（ＹｍＯｓ）ｏｓ（Ｃｏ　？（Ｌ、Ｓ　Ｆｅ　
４．５　Ｓｔ　ｔｓ　Ｂ　１０　）９９．５　（Ｙ２０
ｓ）ｏ、ｓ（Ｃｏ　７０Ｊ　Ｆｅ　４．＋１　ｓｌ　ｓ
ｓ　Ｂ　１０　）Ｇｉｌｌ　（Ｙ２０ｓ）ｘ（ＣＯ７（
Ｌ５　ｙ、、　４．１１８１１．ｓ　Ｂ　ｔｏ　）ａｙ
　（ＹａＯａ）Ｂ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 （Ｎｉ　７ｓ　Ｓｉ　！ｏ　Ｂ　ｓｅ　）ｅｏ　（Ｔｈ
０ｚ）　１０（Ｎｉ７ｓ　Ｓｌ　ｔｏ　Ｂ　ｕ　）ｇｏ
　（Ｔｈａｔ）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。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
ｍｍ厚さ３０μｎ１、長さ５ｍであった。走査型電子顕
微鏡観察によシ、Ｔ　ｈ　ｏ２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
合金マトリックスはＸ線回折に」ニジ非晶質相であるこ
とを確認した。本実施例合金においても前記実施例と同
様に非晶質超急冷合金マトリックスと第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則
に従うことが確認された。

実施例７ （Ｆｌ！１７５　Ｓｌ　ｔｏ　Ｂｔｓ　）ｅｉ　（Ｔｉ
Ｃ）ｓ（Ｆａｙｓ　５ｌｓｏ　Ｂｔｓ　）９０　（Ｔｉ
ｃ　）Ｈａなる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２
と同様の方法で作成した。Ｔ１０粒子の平均粒径は１μ
ｍであった。走査型電子顕微鏡観察によｐ、ＴｔＣ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、超急冷合金マトリックスはＸ線回折により非
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様に良好な機械
的性質が得られ、特に降伏強匠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
則に従った。

実施例８ （Ｎｌ？ｌｌ　８１１１１　Ｂｉｇ　）９０　（ＢＮ）
１０（Ｎｌｙｓ　５ｉｌｏ　Ｂ１２　）１０　（ＢＮ）
さＯ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
４ｍｍ、厚さ約３０μｍ％長さ３ｍのりがン状であった
。走査型電子顕微鏡観察によシ、ＢＮ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
超急冷合金マトリックスはＸ線回折によシ非晶質相であ
ることを確認した。本実施例合金においても実施例２と
同様に非晶質超急冷合金マトリックスと第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則
に従うことが確認された。

実施例９ （Ｃｕ＠６　Ｚｒａｏ　）ｓｏ　（ＳＩＣ）ｌ。

（Ｃｕ６６　Ｚｒａｏ　）ｔｏ　（ＳｉＣ）ｓ。

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ＳｔＣ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４ｍｍ、厚さ３０μｍ、長さ３ｍのりが／状であった
。本実施例においても走査型電子顕微鏡観察によシＳｔ
Ｃ粒子が均一に３次元的に超急冷合金マトリックス中に
分散し、孔もなく、又、超急冷合金マトリックスはＸ線
回折によシ非晶質相であることを確認した。本実施例合
金の超急冷合金マトリックスは実施例１〜４の場合と異
なシ、半金属を含まないいわゆる金属−金属系非晶質合
金であシ、この種のマトリックスと粒子との第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Ｃｕ＠６　Ｚｒ
４６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 （Ｆ・　ｕ　Ｂ　ｔｓ　）　ｓｅ　（Ｆｅ　）　１（Ｆ
ｅａｔ　Ｂｔｓ　）Ｈ（Ｆ・）１１なる第２相粒子分散
型超急冷合金を実施例２と全く同様の方法にて作成した
。Ｆｅ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鏡観察によｐｖ・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。Ｆ　ａ　−Ｂ基
非晶質合金としては高い飽和磁束密度をもちトランス用
の材料としての応用が期待されている。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、■高い透磁率、■低い磁歪、■少ない磁気劣化など
である。現在非晶質トランス材料が珪素鋼板よシ有利で
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粒子を体積含有率で１％あたｌ）複合
することによシ、マトリックス非晶質合金よシも３チ高
い飽和磁束密度が得られた。

実施例１１ （Ｚｒａｓ　Ｎｂａｏ　５ｉｌｓ　）ｓｏ　（ＮｂＮ）
ｇ。

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３μｍであ
った。本実施例合金の走査型電子顕微鏡による組成像観
察から、ＮｂＮ粒子が超急冷合金マトリックス中に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線回折により非晶質相であることを確認した。

実施例１２ （Ｃｏｙｏ、ｓ　Ｆｅ　４．５５ｉ１ｓ　Ｂｓｏ　）ｓ
ｏ　（Ｃ）ｔ（Ｃｏ　１０Ｊ　Ｆｅ　４．５　Ｓｉ　ｓ
ｓ　Ｂ　１０　）！１５　（０戸（ｃｏ　７Ｇ、５　Ｆ
ｅ　４１　８１　１５　Ｂ　１０　）９Ｇ　（ｅ）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４ｍｍ、
厚さ３０μｍ、長さ４ｒｎのすがン状であった。このリ
ボンの走査型顕微鏡観察によシ、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線回折によシ非晶質
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
子分散型超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
Ｆｅ　６ｇ４　Ｍｏ　ｅ　Ｃ１−６にｗｅＣ粒子分散さ
せた第２相粒子分散型超急冷合金を作成した。すなわち
　・ （Ｆｅ１９．４　Ｍｏ９Ｃ１，１＋　）９＠　（Ｎｂ　
）２（Ｆｅ　３１１４　Ｍｏｓ　Ｃｓ、ｓ　）ｉｓ　（
Ｎｂ　）ｓ（Ｆｅ５ｏ、４Ｍｏｗ　Ｃ１，６）ｓｏ　（
Ｎｂ　）ｔ。

なる合金である。得られた合金の走査型顕微鏡による組
成像観察からＷＣ粒子は超急冷合金マ）　ＩＪラックス
中３次元的に均一分散しておシ、孔もなくまた超急冷合
金マトリックスは超微細結晶粒の組織をもつ非平衡γ−
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、非晶質合金よシも熱
的安定性が高く、結晶質合金としては高強波、高靭性で
あるが非晶質合金よシ劣シ、その強度は１００〜１５０
　ｋｇ／−程度で非晶質合金の約半分である。本実施例
合金においてはＷＣ体積率を５１．あるいはｌＯチとし
た場合強度は２００〜３００ｋｇ／−と高く鉄基非晶質
合金に匹敵する。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。

本発明は前述のような構成になっておシ、第２相粒子が
溶融後の合金母材に対して強制的に噴射されるから、合
金母材中では粒子は互に集合して粗大化することなく個
々に微細状態で分散される。

そのため合金母材中での浮上速度が遅く、しかも噴射分
散後に直ちに合金母材が超急冷凝固されるため、第２相
粒子が偏析することがなく、分散状態が極めて均一で、
しかも粒子間隔が短い。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。

また、本発明では超急冷凝固される合金の所望の個所、
例えは、超急冷合金リボンの片側あるいは合金リボンの
流れ方向に沿って断続的に第２相粒子を添加分散させる
ことができ、部分的に機械的性質などの改善が図れるか
ら、第２相粒子分散型超急冷合金の用途が拡張される。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る第１の製造例を説明するための原
理説明図、第２図はその製造例によって得られた合金す
、３Ｊンの拡大垂直断面図、第３図は本発明に係る第２
の製造例を説明するための原理説明図、第４図は第３図
Ｘ−Ｘ線矢視図、第５図はその製造例によって得られた
合金リボンの拡大平面図、紀６図は本発明に係る第３の
製造例を説明するだめの原理説明図、第７図は耐摩耗性
を示す特性図、第８図はＷＣ体積率と複合材のヤング率
との関係を示す特性図である。 ２・・・合金母材、７・・・第２相粒子、１１・・・超
急冷合金マトリックス、１６・・・溶融金属溜め。 第１図 第２図 第３図 第４図　第５図 第６図 第８図 ０　２４６　Ｂ　ｔｏ　１２１４　／６　ＩＳ　２０ｖ
ｆ％ 第１頁の続き ■出　願　人　長谷用正義 東京都杉並区久我山４−２４−２２

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、前記超急冷合金マトリックスを
   構成する合金母材を前記第２相粒子が溶解しない程匝の
   温度に加熱溶融したのち、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
   次元的に分散保持せしめ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方法。 （２）前記超急冷合金マトリッ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。 （８）前記第２相粒子が酸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。 （９）前記第２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。 ◇１　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。 α→　前記第２相粒子が溶融状態にある前記合金母材の
   噴出流に対して噴射分散せしめ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。 ０　前記不活性ガスがアルゴン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。 αゆ　前記合金母材の溶融物を高速回転している１つの
   ロールの周面に噴出させるとともに、その噴出流に対し
   て前記第２相粒子を噴射分散させて超急冷凝固すること
   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。 ０ｃＪ　前記合金母材の溶融物を高速回転している２つ
   のロールの接合部に噴出させるとともに、その噴出流に
   対して前記第２相粒子を噴射分散させて超急冷凝固する
   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。 αＱ　前記合金母材を前記第２相粒子が溶解し外い程度
   の温度に加熱溶融したのち、その溶融合金母材を溶融金
   属溜めに注加するとともに、その注入流に対して前記第
   ２相粒子を噴射分散せしめ、その後超急冷凝固させるこ
   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。