JPS6052543A - 発音体 - 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、例えばスピーカなどの発音体に係り、特にそ
れの振動板の材質に関するものである。

スピーカにはコーンスピーカ、ホーンスピーカ。

ドームスピーカ、コンデンサスピーカ、セラミックスピ
ーカ、リボン形スピーカなど各種構造のものがある。そ
してコーンスピーカやセラミックスピーカのコーン、ホ
ーンスピーカやドームスピー３− 力ならびにコンデンサスピーカの振動板、リボン形スピ
ーカの振動板兼用の導体などの材質、形状については種
々検討されている。

本発明者らは、従来より超急冷合金の製造法とし知られ
ている液体急冷法を用いて第２相粒子分散型の超急冷磁
性合金を作成することに成功し、この新しい複合材料が
それらの構成物質（超急冷磁性合金と第２相粒子）の両
者の優れた性質９機能を選択的に兼備え１発音体の振動
体として非常に好適であることを見出した。

すなわち、本発明は、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複合材
料により振動体を構成したことを特徴とするものである
。

本発明において超急冷合金マトリックスを構成する合金
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−
ケイ素−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４− 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の系の合金が用い
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などの炭素または炭化物。

ＮｂＮやＴａＮなどの窒化物、Ｃｒ２０：Ｉ、Ｃｅ０ｚ
　。

ＭｇＯ，Ｚｒ（）ｚ、Ｙｚ　Ｏｓ　、ＷＯ−ｓ　、Ｔｈ
０ｚ　。

Ａ１１ｚＯ３，Ｆｅｚ○ｇ、Ｚｎ○、５ｉＯｚなどの酸
化物、ＢＮなどのホウ化物、ＳｉＣなどのシリケイト、
Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗなどの金属等が用いられる。

次に本発明に係るリボンの製造例について説明する。第
１図および第２図は第１の製造例を説明するための原理
説明図で、第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用いてリボンを作る
工程を説明するための図である。

第１図において、超急冷合金マトリックスを構成する合
金母材１は、真空高周波溶解炉２によつて加熱溶融され
、′ｆ：１シがインボッ１への鋳型３に注入さすしる。

−１ｌｆ　、、第２相粒子４はプラズマ溶射用給粉ｒ？
！５により、鋳型３に注入される途中の溶融合金母材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６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
、噴射媒体どしてアルゴンガス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相粉子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ｖＩＩＵ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。

超急冷法でリボン状のものを作成する方法としては２却
ロール法、双ロール法ならびに遠心法などがある。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により、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、双ロール法によってリボンを作成する製造工
程を示している。下端にノズルを有する石英ガラス製の
耐熱管７中に、前述の第２相粒子を均一に分散させたイ
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て十分に置換される。耐熱管７の外周には高周
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相粒子が溶解しない程度に再溶
融される。その後ピストン１１を動作させて耐熱管７の
ノズル先端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１．２．１２
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
、溶融＝７− 金属が噴出されると瞬時に冷却凝固されて、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、また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、極めて微細な第２相粒子４が３次元的に
均一分散されている。リボン１３の厚さおよび幅などは
、ロール１２の周速度ならびに圧接力、ｍ融物の温度な
らびに噴出速度などを可変することによって調整するこ
とが可能である。

第２図を用いて説明した双ロール法は、得られるリボン
の厚さが均一で、両面とも表面粗さが小さく、しかも比
較的厚手のものも容易に製造できるなどの利点を有して
いる。

この製造例では双ロール法を用いたが、その代りに単ロ
ール法を適用することもできる。

第４図は、本発明に係るリボンの第２の製造例を説明す
るための原理説明図である。

下端にノズルを有する石英ガラス製の耐熱管７中に、超
急冷合金マトリックスを構成する合金母−ロ−へ、Ａ ８− 材１のインゴットを入れ、管内をアルゴンガスなどの不
活性ガス９で十分置換する。耐熱管７の外周に高周波溶
解炉４が設置され、合金母材１のインゴットがこの溶解
炉４によって後述の第２相粒子４が溶解しない程度に溶
融される。その後ピストン１１を作動させて耐熱管７の
ノズル先端を高速回転しているローラ６の上周面に可能
な限り接近させ、耐熱管７内の不活性ガス圧を急激に増
加させる。溶融した合金母材Ｉは圧力上昇により、ノズ
ルから細い一様な連続噴流としてロール６の周面に供給
される。

耐熱管７からの合金母材１の噴出流に対して、第２相粒
子４がプラズマ溶射用給粉器５によりアルゴンガスなど
の噴射媒体とともに強制的に噴射添加される。第２相粒
子４を添加された溶融状態にある合金母材１は、ロール
１２上で延ばされながら急冷凝固され、連続したリボン
１３が得られる。

このようにして得られたリボン１３も第３図に示したも
のと同様に、超急冷合金７１−リックス１０− 】４中に極めて微細な第２相粒子４が第３次元的に均一
分散されている。

第４図を用いて説明した鵬ロール法は、比較的幅広で薄
膜状のものが得ら九易いという利点を有している。なお
、この製造例では畦ロール法を用いたが、その代りに双
ロール法を適用することも可能である。

第５図は、本発明に係るリボンの第３の製造例を説明す
るための原理説明図である。

下端にノズルを有する石英ガラス′製の耐熱管７中に、
超急冷合金マトリックスを構成する合金母材１のインゴ
ットを入れ、管内をアルゴンガスなどの不活性ガス９で
十分置換する。耐熱管７の外周に高周波溶解炉１０が設
置され、合金母材Ｉのインゴットがこの溶解炉１０によ
って後述の第２相粒子４が溶解しない程度に溶融される
。その後ピストン１１を作動させて耐熱管７内の不活性
ガス圧を急激に増加させ、溶融した合金母材１をその下
に配置している溶融金属溜め１５に性別する。

耐熱管７からの合金母材１の噴流に対して、プラズマ溶
射用給粉器５より第２相粒子４が強制的に噴射添加され
る。この溶融金属溜め１５の外周にも高周波溶解炉１６
が取り付けられ、合金母材１の溶融状態が維持される。

このようにして第２相粒子４を含有した合金母材１は、
図示していない不活性ガス（アルゴンガス）高圧装げに
よって溶融金属溜め１５の下部ノズルからロール１２．
１２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１３が得
られる。

このリボン１３も第３図に示したものと同様に。

超急冷合金マトリックス１４中に極めて微細な第２相粒
子４が３次元的に均一分散されている。なお、この製造
例では双ロール法を用いたが、その代りに単ロール法を
適用することも可能である。

超急冷合金マトリックスを構成する合金母材のインボッ
１−を作る際、あるいはそのインゴットを超急冷のため
に再溶融する際に、前述のような噴射分散法を用いない
で第２相粒子を溶融状態の合金母材中に単に添加し、高
周波によって攪拌して、１１− 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次元的に分散させることもできる。

ところがこの方法では、適用できる第２相粒子の種類や
分散し得る藍に制限がある。特に第２相粒子が例えばＣ
ｒ　：　Ｏ＝＋やＣｅＯ２などの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、しかも超急
冷合金７１−リツクスの表面層に偏在する傾向がある。

溶融状態にある合金母材に対して第２相粒子を添加２分
散せしめる際に生じる界面現象は、次の２段階に分けて
考えることができる。すなわち。

第１の段階として、第２相粒子が溶融状態の合金母材と
接触する段階で、このときには溶融合金母材の液相と第
２相粒子の固相とアルゴンガス（不活性ガス）などの気
相の３相系である。第２の段階として、第２相粒子が溶
融状態の合金母材中に懸濁する段階で、このときは溶融
合金母材の液相と第２相粒子の同相の２相系である。

さらに前述の３相系の界面現象は、付着濡れ、１２− 拡張濡れ、浸漬１需れの３つに大別できる。付着濡れが
生じる際の仕事をＷ　ａ　、拡張濡れが生じる際の仕事
量ｋ　Ｗ　ｓ　ＨＩｆｋ漬濡れが生じる際の仕事量をＷ
ｉとすれば、次にように定義される。

Ｗａ＝γｓｖ−γＳＬ＋γＬＶ　°＝（１）Ｗｓ＝γＳ
シーγＳＬ−γＬ　ＸＩ　・・・（２）Ｗｊ、＝γｓｖ
−γＳＬ　−（３） 但し式中γＳＬ：固相−液相１面張力 γＳＬ：固相の、胃面張力 γＬｖ：液和の界面張力 気相−固相および液相−固相界面において１土、同相の
表面はほとんど変形しないと考えられるから、液相との
接触角をθとすれば次の（４）式が成立する。

γｓｖ−γＳＬ＝γＬ　ｙ　’　ｃｏｓθ　−４４）こ
れをそれぞ九前記（１）、（２）、（３）式に代入する
と次のような式になる。

Ｗａ　＝　ｒ　Ｌ　（Ｃ，ＯＳ　Ｂ　＋　］　）　−（
５）Ｗｓ＝γＬ　（ｃｏｓθ−１）゛（６）Ｗ　ｉ　＝
γＬ　Ｖ　’　ＣＯ９θ　−（’７）これらの式でＷが
正σ）ヒきにそ、ｆ＋ぞ、１シ濡れ性を生じる。前述の
式（５）〜（７）から明らかなように、第２相粒子が溶
融状態の合金母材と接触する第１の段階では、合金用Ｈ
に対すと）第２相粒子の接触角θが濡れ性に大きくを関
与している。鉄、コバルトならびにニツリ゛ルなどの金
属溶融体に対して、一般に金属酸化物は接触角Ｏが大き
く、従って濡れ性が悪い。

そのため第２相粒子を溶融状態の合金母材に中４に添加
し高周波をかけて攪拌した程度では、所謂合金母材と第
２相粒子のなじみが悪く、合金母材の表面層側に第２和
粒子が偏在しやすい。このようなことから第２相粒子ど
して金属酸化物を用いた場合には、合金母材中に分散し
得る獣としては高々０．１体積％程度で、分散量が極め
て少なく、第２相粒子の添加効果が十分に発揮できない
。

この点前述のように、合金用Ｈのインボッ１−を作る際
、あるいけそのインボッ１−を超急冷するために溶融す
る際、噴射分散法を用いて第２相粒子を溶融状態の合金
母材中に添加する方法を採用すれば、強い噴射エネルギ
ーによって第２相粒子が合金母材中に機械的に押し込ま
れる状態になる。

そのため、合金母材に対する濡れ性の悪い第２相粒子で
も強制的に均一分散させることができ、適用できる第２
相粒子の種類や分散し得る基し−も裕度が出て、コア材
の性質９機能の向上に大きく寄与する。

金属溶融体に対する同相の接触角の一例を次の表１に示
す。

＝　１５− 一＼７− １６− この表から明らかなように、金属酸化物は他の同相に比
べて一般に接触角が大きく、金属溶融体に対して濡れ性
が悪い。

次に本発明の実施例について説明する。

実施例１ （Ｃｏ−、ｏ、＋；Ｆｅ４．５Ｓｉ１ｓｋｉ　Ｏ）９　
ｇ５（ｌｌＩＣ）０．５（ＣＯ７ｏ、５Ｆｅａ５ｓｉ１
５Ｂ：Ｌ　ｏ）ｑ　ｓ　（ＶＣ）ｉ（Ｃｏ−、ｏ、５Ｆ
ｅ４．５ｓｉｘ　５Ｂ１０）９　ｓ　（ＩＩＣ）＝（Ｃ
Ｏ７ｏ、＋；Ｆｅａ５５ｉ１５Ｂ１０）９　Ｓ　（ｕｃ
　）ｓ（ＣＯ７ｏＳＦｅ４５ｓｉｉ　５Ｂ１０）９　ｏ
　（ｕｃ　）１゜上記組成式の第２相粒子分散型超急冷
合金からなるリボンをそれぞれ作成する。上記組成式中
左（）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％を示し、組成式中布（）中に第２相粒子
構成物を示す。両（）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様の表示方法を
採用した。

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く構成金ＲＣｏ　。

Ｆｅ、Ｓｉ、ＢをＣｏ　４２０．９ｇ、　Ｆｅ　２２．
５ｇ　、　Ｓｉ１８− ４２．７ｇ、　Ｂ　ＩＴＯｇどなるようにそれぞれ秤量
し、これらを真空高周波溶解炉２（第２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Ｉは、そのまま鋳型３に注入される。

一方、ＷＣ微粉末（第２相粒子４）が予めプラズマ溶射
用給粉器５に充填されており、ボンベ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で示される体ｆ＃％になるよう
に給粉器５で調整される。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れている。

溶融合金母材１の鋳型注入流に向けて強制的に噴射され
たｗ　ｃ　＊　粉末は、合金母材１中で魂とならず個々
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
するようなことがなく、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Ｃｏ−Ｆｅ
−８ｉ−Ｂ　系合金からなるインゴット８が得られる。

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、その後高周波溶解炉１０でインゴット８を
溶解する。このときもＷＣ微粉末が溶解しない程度、す
なわち約１２００℃に保持される。ついでピストン１１
を作動させて耐熱管７の下端ノズル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内のアルゴンガス圧を急激に高め、インゴッ
ト８をノズルから一様な連続噴流としてロール１２．１
２の接合部に供給される。ロール１２゜１２は冷却され
ながら高速回転しているとともに常に互に圧接されてい
るから、噴出された合金母材は瞬時に冷却凝固されて厚
さ３０μｍ、長さ５ｍのリボン１３が得られる。

このリボン１３の表面ならびに厚さ方向の切断１９− 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粉子間隔で、ＷＣ微粉
末が互に集合して粗大化することなく個々に微粉子のま
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、Ｘ線回折により非晶質
であることを確認した。

第６図は、このようにして得られたリボンを用いて構成
したセラミックスピーカの断面図である。

図中の１７はｐ　ｂ　（ＺｒＴｊ）Ｏｓ−ＢａＴｉＯ：
ｌ系の圧電セラミック板からなる振動子で、その両面に
電極１８．１８が貼着されている。１９はコーンで、前
記第２相粒子分散型超急冷合金の薄板を加工したもので
ある。前記電ＷＡｉｓ、１８間に電圧を印加すると、そ
れによって振動子１７が矢印で示すように径方向に伸縮
する。図に示すようにコーン１９の一端は振動子１７の
外周に連結されているから、振動子１７の伸縮にともな
い、コー２０− ン１９が矢印方向に微振動して発音する仕組になってい
る。

実施例２ （Ｎｉア　ｅ　Ｓｉ１．　ｏ　Ｂ　ｘ　二）　−ｙ　（
ＷＣ）　３（Ｎｊ　７　ｔａ　５−ｉｚ　ｏ　Ｂ　：Ｌ
　ｚ　）　！　ｚ　（ＷＣ）ｅ（Ｎｊ７ＣＩ　Ｓｉｘ　
ｏ　Ｂｌｚ　）　ｅ　２　（ＷＣ）１ｓ上記組成式の第
２相粒子分散型超急冷合金からなるリボンをそれぞれ作
成する。

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き構成金属Ｎｉ。

Ｓｉ、ＢをＮｉ４５９ｇ、５１２８ｇ、Ｂ１３ｇとなる
ようにそれぞれ秤量し、これらを真空高周波溶解炉で溶
融して合金母材をつくり、これを鋳型に注入する。

この合金母材１の注入流に対し、プラズマ溶射用給粉器
からＷＣ＠粉末（第２相粒子）が高圧アルゴンガスとと
もに噴射され、その後冷却してＷＣ微粉末を均一分散し
たＮｉ−８ｉ−Ｂ系合金からなるインボッ１−をつくる
。ＷＣ微粉末を噴射分散せしめるときの合金母材の温度
が約１２００℃になるように調整しておけば、添加され
たＷＣＷｉ粉末は合金母材中に溶解せず、微粒子のまま
均一分散される。

１つのロールの真」二に配置ｕされた耐熱管に前記イン
ゴットを入れ、管内をアルゴンガスで十分置換する。つ
いで耐熱管の外周に設けられた高周波溶解炉によって約
１２００℃に加熱保持され、合金母材のみが再溶融され
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、耐熱管の下部ノズルからＷＣ＠粉末を含んだ溶融
合金母材が、２０００ｒ、ｐ、ｍで回転しているロール
」二に噴出される。

噴出されると瞬時に冷却凝固されて、厚さ３０μ用、長
さ５ｍのリボンが得られる。

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
子顕微鏡で観察したところ、前記実施例と同様にＷＣ微
粉末が超急冷合金マトリックス中に微粒子のまま均一に
分散している。またこの超急冷合金７１−リツクスは、
Ｘ線回折により非晶質であることを確認した。

このリボンを用いて第６図に示すようなスピーカを製作
する手順は前記実施例と同様であるので。

それらの説明は省略する。

実施例３ （Ｃｏ−、ｏＳＦｅａ、５ｓｉｉ　ｓＢｉ　Ｔ））９３
．９　（Ｃｒ：０＋　）ｏ、１（ＣＯ７ｏ５Ｆｅａ５ｓ
ｉ１ｓＢ１０）９９．−、　（Ｃｒ２０３）ｏ、＋（Ｃ
ｏｙ　ｏ、ｑＦｅ４．ｒ、Ｓ、１１ＳＢＩＯ）９　！！
、＊　（Ｃｒ２０＝＋）ｏ、５（Ｃｏ−、ｏ、５Ｆｅａ
、５ｓｉｌＥＢ：Ｌ　ｏ）ｓ　ｑ　（ＣｒｚＯｓ）１（
Ｃｏｙｏ　５Ｆｅ４．５ｓｉ１５Ｂｘｏ）９−、　（Ｃ
ｒｚＯｉ）：Ｉ上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合
金からなるリボンを用い、前記実施例と同様にスピーカ
を組立てる。

実施例４ （Ｃｏ７ｏ、５Ｆｅ４，５ｓｉｘ　５Ｂ１ｏ　）９　ｊ
９　（Ｃｅ０ｚ　）ｏ、ｉ（Ｃｏア　ｏ、−、Ｆｅａ、
５ｓｉｉ　ｓ　Ｂｉ　ｏ　）ｇ　＝ｓ、−，（Ｃｅ０ｚ
　）０．３（Ｃｏ７ｏ、５Ｆｅ４５ｓｉ１ｓｅ１０）９
　ｇ５（Ｃｅ０ｚ）ｏ、ｓ（Ｃｏ−、ｏ５Ｆｅ４５ｓｉ
１５Ｂ１ｏ）ｔｉ　Ｑ　（Ｃｅ０ｚ　）】（Ｃｏｙｏ、
５Ｆｅ４５Ｓｉｘ＊Ｂ１ｏ）９７（ＣｅＯｚ）３上記組
成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボンを用
い、前記実施例と同様にスピーカを組立てる。

２３一 実施例５ （Ｃｏ７　ｏ　５Ｆｅ４，５ｓｉｘ　ｓｋｉ　Ｏ）９９
．９　（ＷＯ３）ｏ、：ｉ（ＣＯ７ｏ、ｓ　Ｆｅ４５Ｓ
ｉｘ　Ｓｎ］　Ｏ）＋１　！１．７　（ＷＯ：ｌ　）ｏ
、ｉ（Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅ４５Ｓｉｚ　５ＲＩ　Ｏ）、
３＊、ｑ　（ＷＯｑ　）０５（Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅａ、
５ｓｉ１　ｇＢユ　Ｏ）９　９　（ＷＯ：Ｉ　）１（Ｃ
ｏｙ　ｏ、５Ｆｅ４．１ｓｉｉ　５Ｂ〕Ｏ）ｇ７　（Ｗ
Ｏ３）：１上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金か
らなるリボンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組
立てる。

実施例６ （Ｃｏ７　ｏ、５Ｆｅ（ｓｓｉコ　５１’ｈ　ｏ）ｓ　
９．！Ｉ　（ＺｒＯｚ　）ｏ、ｘ（ＣＯ７ｏ、ｓ　Ｆｅ
４．ｓ　５ｉ１５Ｂｘ　Ｏ）９９１．７　（ＺｒＯｚ　
）ｏ、ａ（Ｃｏ７０５Ｆ６４．！５　Ｓｉｉ　５ｎ１　
ｏ　）Ｑ　９，５　（ＺｒＯｚ　）ｏ、ｓ（Ｃｏｙ　ｏ
　５Ｆｅ（５Ｓｉ１５０ｘ　ｏ　）！３９　（ＺｒＯｚ
　）ｔ（（ｏｙｏ５Ｆｅ、＋５ｓｉｉｇｒ１．ｉ、ｏ）
ｓｙ　（ＺｒＯｚ）ｑ上記組成式の第２相粒子分散型超
急冷合金からなるリボンを用い、前記実施例と同様にス
ピーカを組立てる。

実施例７ （（ｏ７　ｏ、５Ｆｅ４，５ｓｉ］　ｒ、Ｂ１　ｏ）ｉ
　９．９　（’Ｙ２０ｓ）ｏｌ（ＣＯ７ｏＳＦｅａ、ｓ
ｓｊ］５ｅｘ　（１）９９．７　（Ｙ２０ｓ　）ｏ、＋
−″）几　−＾Ａ１ −２４＝ （Ｃｏ＋　ｏ　５Ｆｅ４，５ｓｉ１　ｓ　Ｂｉ　ｏ　）
ｓ　９．５　（Ｙ＝　０３）ｌ：ｌ　５（Ｃｏｙ　ｏ、
５Ｆｅ（ｓｓｉｌｓＢ：＋　Ｏ）９　！ｌ　（Ｙ：！○
ヨ）］（Ｃｏ？　ｏ、ｉ　Ｆ６４５Ｓｊ、ｉ　ｖ　Ｅｈ
　ｏ　’、）９７　（ｖ２０３）３上記組成式の第２相
粒子分散型超急冷合金からなるリボンを用い、前記実施
例と同様にスピーカを組立てる。

実施例８ （Ｎｉ７Ｇ　Ｓｊ、ｘ　ｏ　Ｂ：ｉ　＝）９ｏ（ＴｈＣ
Ｊｚ）ｌ。

（Ｎｉ７ｅ　５ｊ１ｏ　Ｂ１２）ｏｏ　（ＴｈＯｚ　）
２　Ｑ上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からな
るリボンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組立て
る。

実施例９ （Ｎｉ＝　５　Ｓｊｌ　ｏ　Ｂ　ｘ　５）−Ｉ　Ｇ　（
ＴｉＣ）ｓ（Ｎよ−ｙ　ｃ；　Ｓｉｘ　ｏ　Ｂ　コ　５
　）タ　０（ＴユＣ）１０上記組成式の第２相粒子分散
型超急冷合金からなるリボンを用い、前記実施例と同様
にスピーカを組立てる。なお、走査型電子顕微鏡ｌｌ！
察により、Ｔ　ｉ　ＣがＮｉ−５ｉ−Ｂ系の超急冷合金
７１−リックス中に３次元的に均一分散し、孔もなく、
さらに２６− その合金マｌ−ｊｌ−ソグスはＸ線回折により非晶質で
あることを確バ忍しノニ３゜ 実施例１０ （ＦＣｌ２９．４　Ｍｏ−ｑ　ＣＪ　、ｒ、　）ｑ　ｓ
　（ＮｂＣ）２（Ｆｅ：１９４Ｍｏ＜＋　Ｃ１，ｔ−）
９５　（ＮｂＣ）５＋（Ｆｅｉ　９ＪＭｏ、ｖ　ＣＩ−
、ｅ、　）９０　（１”ＪｂＣ）ｉ　。

上記組成式の第２４日粒子分散型超急冷合金からなるリ
ボンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組立てる。

、　ノ、：お、走査型電子顕微鏡観察により、Ｎ　ｂ　
ＣがＦｅ−Ｍｏ−Ｃ系の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、Ｘ線回折により合金マ
ド１１ツクスが超微細結晶粒の組織をもつ非平衡γ−オ
ーステナイトＶ相であることを確認した。この非平衡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い。

実施例１１ （Ｃｕ６ｏ　Ｚｔ−＋　ｏ　）Ｇ’Ｏ（Ｓｊ、Ｃ）＋　
。

（Ｃｕ６ｏ　Ｚｒａ　（１）７０　（ＳｊＣ’）：＋　
。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組立てる。な
お、走査型電子顕微鏡観察により、ＳｉＣがＣｕ−Ｚｒ
系の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、）【線回折により合金マトリックスが非晶
質であることを確認した。

実施例１２ （Ｎｉ７ｅ　５ｉ１ｏ　Ｂｉ　、！　）９０　（ＢＮ）
１０（Ｎｉ　ア　ａ　Ｓｉ　ｌ　ｏ　Ｂ　１　ｚ）８　
ｏ（ＢＮ）ｚ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組立てる。な
お、走査型電子顕微鏡観察により、ＢＮがＮｉ−８ｉ−
Ｂ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に均一分散
し、孔も多く、Ｘ線回折により合金７１−リツクスが非
晶質であることを確認した。

実施例１３ （Ｚｒａ　ａ　Ｎｂ４ｏ　５ｉ１ｓ　）ｓ　ｏ　（Ｎｂ
Ｎ）２゜上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金から
なるリボンを用い、前記実施例と同様にスピーカ２７− を組立てる。なお、定在型電子顕微鏡１１ｉ１１察によ
り、ＮｂＮｈ＜Ｚｒ−Ｎｂ−８ｊ系の超急冷合金７１−
リツクス中に３次元的に均一分散し、几もなく、Ｘ線回
折により台金マトリックスが非晶質であることを確認し
た。

実施例１４ （ＣＯ７ｏ、−、Ｆｅ、＋　ｓ　Ｓｉｉ　＝−ｒ　Ｐ、
　１１−１　）９　Ｇ　（Ｃ））（ＣＯ７０，５１”］
４．−．５ｊ１ｓｌ’＋ＩＱ）９５（Ｃ）ｑ（Ｃｏｙ　
ｏ　！ｌ＋　Ｆｅａ、＝、Ｓｊ、ｔ　５　Ｂ　］　Ｏ）
９　Ｑ　（Ｃ）　１　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組立てる。な
お、走査型電子顕微鏡観察により、ＣがＣｏ　−Ｆｅ　
−Ｓ　ｉ　−Ｂ系の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、Ｘ線回折により合金７１−
リツクスが非晶イブであることを確認した。

実施例ｌ５ （Ｆｅｅ　：！　Ｂ　１　［］　）９　ｇ　（Ｆ’ｅ）
１（Ｆｅａ　２　ｒ！　１　ａ　）！］　ｎ　（ＦＱ）
２上記組成式の第２川粒子分Ｉｉｆ型超急冷合金から２
８− なるリボンを用い、前記実施例と同様にスピーカを組立
てる。なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＦＦＩがＦ
ｅ−Ｂ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に均一
分散し、Ｘ線回折により合金マトリックスが非晶質のイ
ンバー合金であることを確認した。

第７図は超急冷合金マトリックス中における第２相粒子
の粒度分布図で、同図ＣＦ３）はＴ　ｊ、　Ｃを同図（
ｂ）はＷＣ，同図（ｃ）はＣｒｚＯｉ、同図（ｄ）はＺ
ｒ０ｚをそれぞれ第２相粒子として用い、噴射分肢法に
よりＣｏ＝ｏｇＦｅ４ｓｓｉｘ５Ｂｌｏ系の超急冷合金
マトリックス中に分散せしめ、電子顕微鏡で粒径を測定
したものである。これらの各第２相粒子の平均粒径はい
ずれも約０．０６μ川であった。これら各回から明らか
なように、分１校されている第２相粒子のうら約７０％
以上のものの粒子径が約０．１μｍ未満となっており、
このように第２相粒子を超微粒子の状態で分ｔ１りさせ
るためには、溪加前の第２相粒子の粒径やそれの噴射条
件を適宜調整する必要がある。

次の表２は、超急冷合金マトリックス （Ｃｏ７Ｑ、５Ｆｅ−＋、５Ｓｉ１ｓ　Ｂ　１ｏ）中に
おける他の第２相粒子の平均粒径を示す表である。

表　２ このようにほとんどの第２相粒子が超微粒子になってお
れば、溶融した合金母材中でも第２相粒子の分散状態が
安定している。すなわち、第２相粒子が溶融状態の合金
母材中に懸濁する段階では、合金母材を分散媒、第２相
粒子を分散質とする分散系が存在する。この分散系は熱
力学的に不安定であるから、第２相粒子の分散あるいは
凝集には自由エネルギー変化ΔＦが大きく関与する。一
般に自由エネルギー変化ΔＦには１．界面自由エネルギ
ーの変化と化学反応による変化とがある。ところで溶融
状態の合金母材と第２相粒子とが平衡状態にある場合は
、化学反応による自由エネルギー変化が零であると考え
られるから、第２相粒子の分散状態は界面自由エネルギ
ーの変化に支配されることになる。

溶融合金母材中での第２相粒子の分散は、同相（第２相
粒子）−固相（第２相粒子）界面がなくなり、同相（第
２相粒子）一液相（溶融合金母材）界面が形成される変
化である。従ってこのときの界面自由エネルギーの変化
ΔＦｓは次の（８）式のように定義される。なお式中の
γｓｓは固相−固相界面の界面張力である。

ΔＦｓ＝２γｓＬ　−ｙ　ｓｓ　−（８）この式より八
Ｆｓの値が負であれば第２相粒子は溶融合金母材中で分
散あるいは自然懸濁し、正であれば凝集することになる
。この固相−固相界３１− 面から固相一液相界面に変化するときの界面自由エネル
ギーの変化へＦｓを負にするためには、第２相粒子の粒
径を可能な限り小さくする必要があり、前述のように分
散されている第２相粒子のうちの約７０％以上のもの、
好ましくは９０％以上のものの粒子径が約０．１μｍ未
満であれば、第２相粒子は互に凝集することなく、分散
状態が安定しており、均一に分散する。

本発明に係る前記複合材料は、無孔で所謂巣がないから
、振動の伝わり方にむらがない。また、強い靭性を有し
、曲げに対して強く、ヤング率が高いことから、発音体
の振動板として好適で、信頼性のある発音体が得られる
。

なお、実施例では本発明に係る複合材料をセラミックス
ピーカのコーンに用いたが、本発明はこれに限定される
ものではなく、例えばコーンスピーカのコーン、ホーン
スピーカ、ドームスピーカならびにコンデンサスピーカ
などの振動板あるいはリボン形スピーカの振動板兼用の
導体などにも適用できる。

３２−

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明に係るコア材の第誹の製造
例を示す原理説明図、第３図は製造されたコア材の拡大
断面図、第４図は本発明に係るコア材の第２の製造例を
示す原理説明図、第５図は本発明に係るコア材の第３の
製造例を示す原理説明図、第６図は本発明の実施例１に
係るセラミックスピーカの断面図、第７図（ａ）　、　
（ｂ）　、　（ｃ）　、　（ｄ）は合金マトリックス中
における第２相粒子の粒度分布である。 １・・・合金母材、４・・・第２相粒子、１３・・・リ
ボン、１４・・・超急冷合金マトリックス、１７・・・
振動子、１８・・・・・・電極、１９・・・・・・コー
ン。 第３図 １４ 第４図 第５図 手続補正書（方式） 昭和５８年１り月々３日 特許庁長官若杉和夫　殿 １、事件の表示 昭和５８年特許　間第１５７９００号 ２、発明の名称　発音体 ３、　補正をする者 事件との関係　出願人 住　所　東京都大田区Ｖ谷大塚町１番７号４、代理人 ７、補正の対象 明細書の窪の簡単な説明の欄 ８、補正の内容 （１）　明細書３４ヘーシ８　行ＩＰ）　ｒ第７　図（
ａ）　、　（ｂ）　、　（Ｃ）　−（ｄ）」を「第７図
」に補正します。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）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７１−リツクス中に、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複合材料により構成
   した振動板を′用いたことを特徴とする発音体。 （２）前記超急冷合金７１−リ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）項記載の発音体。 （３）前記超急冷合丘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）項記載の発音体。 （４）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）項記載の発音体。 （５）前記第２相粒子が炭化物であることを特徴とする
   特許請求の範囲第（１）項記載の発音体。 （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）項記載の発音体。 （７）前記第２相粒子が炭素であることを特徴とする特
   許請求の範囲第（１）項記載の発音体。 （８）前記第２和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）項記載の発音体。 （９）前記第２相粒子が酸化クロムであることを特徴と
   する特許請求の範囲第（８）項記載の発音体。 （１（＋　）　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）項記載の発音体。 （１１）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）項記載の発音体。 （１２）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）項記載の発音体。 （１３）　前記超急冷合金マトリックス中に均一分散さ
   れた第２相粒子のうち、約７０％以上の第２相粒子の粒
   径が約０．１μｍ未満であることを特徴とする特許請求
   の範囲第（１）項記載の発音体。 （１４）前記複合材料が薄板部材からなり、これら薄板
   部材が所定枚数積層された積層体によりコア部が構成さ
   れていることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記
   載の発音体。 （１５）前記複合材料が、前記超急冷合金マトリックス
   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相粒子を均一分散したインゴット
   をつくり、このインゴットを第２相粒子が溶解しない程
   度に再溶融して超急冷凝固せしめて得られた複合材であ
   ることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の発
   音体。 （１６）前記複合材料が、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
   に加熱溶融し、こ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、その後超急冷凝固せしめて得
   られた複合材であることを特徴とする特許請求の範囲第
   （１）項記載の発音体。 （１７）前記第２相粒子が前記超急冷合金マトリックス
   に対して濡れ性の悪い金属であることを特徴とする特許
   請求の範囲第（１５）項あるいは第（１６）項記載の発
   音体。 （１８）　前記第２相粒子が酸化クロムであることを特
   徴とする特許請求の範囲第（１７）項記載の発音体。 （１９）前記超急冷合金マトリックス中に均一分散され
   た第２相粒子のうち、約７０％以上の第２相粒子の粒径
   が約０．１μｍ未満であることを特徴とする特許請求の
   範囲第（１５）項あるいは第（１Ｇ）項記載の発音体。