JPS63153290A - 表面活性化表面合金電極およびその作製法 - Google Patents
表面活性化表面合金電極およびその作製法Info
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、例えば塩化ナトIJウム水溶液、硫酸水溶液
を始めとする種々の水溶液の電解用電極として好適であ
る表面活性化表面合金電極およびその作製法に関するも
のである。
を始めとする種々の水溶液の電解用電極として好適であ
る表面活性化表面合金電極およびその作製法に関するも
のである。
従来の技術
従来、チタンなどの耐食性金属上に貴金属あるいは貴金
属酸化物を被覆した電極が塩化す) IJウム水溶液電
解のために工業的に用いられている。
属酸化物を被覆した電極が塩化す) IJウム水溶液電
解のために工業的に用いられている。
また、本発明者らは、同様な目的のための材料として、
白金族非晶質合金を用いる特許第711313/号およ
び12i3o4q号を登録し、また特願昭11−/71
17,2として出願した。
白金族非晶質合金を用いる特許第711313/号およ
び12i3o4q号を登録し、また特願昭11−/71
17,2として出願した。
更に本発明の2人は特願昭tO−/λ31//号により
Ni −Ta−白金族金属を必須成分とする非晶質合金
電極材料t−酸素ガス発生用電極材料として出願した。
Ni −Ta−白金族金属を必須成分とする非晶質合金
電極材料t−酸素ガス発生用電極材料として出願した。
また本発明者らは% Ti @ Zr 、 Nbおよび
Taのいずれか1種または2種以上とNiおよび白金族
金属からなる溶液電解の電極用表面活化非晶質合金およ
びその活性化処理方法を特願昭ぶQ−14974”号、
60−149741号および40−149747号とし
て出願し、同様に溶液電解用の電極用表面活性化過飽和
固溶体合金およびその活性化処理方法t%願昭to−t
4q7t≦号として出願した。
Taのいずれか1種または2種以上とNiおよび白金族
金属からなる溶液電解の電極用表面活化非晶質合金およ
びその活性化処理方法を特願昭ぶQ−14974”号、
60−149741号および40−149747号とし
て出願し、同様に溶液電解用の電極用表面活性化過飽和
固溶体合金およびその活性化処理方法t%願昭to−t
4q7t≦号として出願した。
一方、本発明者の2人は高エネルギー密度ビーム照射処
理を用いる表面被覆金属層の作製方法を特願昭!t−3
7191号として出願し、次いで本発明者らはこの方法
の改良法である表面被覆金属ノーを作製する方法を特願
昭19−9390/号として出願した。
理を用いる表面被覆金属層の作製方法を特願昭!t−3
7191号として出願し、次いで本発明者らはこの方法
の改良法である表面被覆金属ノーを作製する方法を特願
昭19−9390/号として出願した。
発明が解決しようとする問題点
現在工業的に用いられている耐食性金属に貴金属を複機
した電極は1例えば海水中で陽極として用いると剥離し
やすく、また耐食性が低く寿命が短いなどの欠点がある
、一方、耐食性金属上に貴金属酸化物を被覆した電極も
、使用中に酸化物が剥離したり、塩素イオンの酸1ヒと
併せて酸素が比較的多量に発生して、エネルギー効率が
低いことなどの欠点がある。更に貴金属被覆電極および
貴金属酸化物被覆電極の共通の問題点は高価な貴金属を
主原料と、することであった。
した電極は1例えば海水中で陽極として用いると剥離し
やすく、また耐食性が低く寿命が短いなどの欠点がある
、一方、耐食性金属上に貴金属酸化物を被覆した電極も
、使用中に酸化物が剥離したり、塩素イオンの酸1ヒと
併せて酸素が比較的多量に発生して、エネルギー効率が
低いことなどの欠点がある。更に貴金属被覆電極および
貴金属酸化物被覆電極の共通の問題点は高価な貴金属を
主原料と、することであった。
本発明者らは、これらの問題を解決するため非晶質合金
あるいは過飽和固溶体合金の特性を活用し、て、少量し
か白金族金属を含まないこれらの合金に活性化処理を施
して、著しく高活性で安価な電極用材料を先に出願した
、これらの優れた特性を備A7を特殊な材料からなる実
用可能な電極を提供することが本発明が解決すべき問題
点である。
あるいは過飽和固溶体合金の特性を活用し、て、少量し
か白金族金属を含まないこれらの合金に活性化処理を施
して、著しく高活性で安価な電極用材料を先に出願した
、これらの優れた特性を備A7を特殊な材料からなる実
用可能な電極を提供することが本発明が解決すべき問題
点である。
問題点を解決するための手段
本発明は、例えば各種塩化す) IJウム水溶液の電解
に陽極として用いた場合、低い電圧で多量の塩素ガスを
発生し、混入する酸素量が低く、かつ長寿命電極として
使用し得るなど、目的とする電極反応に選択的に高活性
で、省エネルギー高耐食性電極として優れた性能を備え
、しかも高価な白金族元素濃変が低い急冷凝固合金を表
面合金とした電極およびこれら電極の作製法を提供する
ものである。
に陽極として用いた場合、低い電圧で多量の塩素ガスを
発生し、混入する酸素量が低く、かつ長寿命電極として
使用し得るなど、目的とする電極反応に選択的に高活性
で、省エネルギー高耐食性電極として優れた性能を備え
、しかも高価な白金族元素濃変が低い急冷凝固合金を表
面合金とした電極およびこれら電極の作製法を提供する
ものである。
通常、合金は固体状態では結晶化しているが合金組成を
限定して溶融状態から超急冷凝固させるなど、固体形成
の過程で原子配列に長周期的規則性を形成させない方法
を適用すると、結晶構造金持たず、液体に類似した非晶
質構造が得られ、このような合金を非晶質合金という。
限定して溶融状態から超急冷凝固させるなど、固体形成
の過程で原子配列に長周期的規則性を形成させない方法
を適用すると、結晶構造金持たず、液体に類似した非晶
質構造が得られ、このような合金を非晶質合金という。
非晶質合金は、多くは過飽和固溶体の均一な単相合金で
あって、従来の実用金属だ比べて著しく高い強f’t−
保有し。
あって、従来の実用金属だ比べて著しく高い強f’t−
保有し。
かつ組成に応じて異常に高い耐食性をはじめ種々の特性
を示す。また、非晶質合金が得られない組成であっても
、超急冷凝固によって作製した合金は固溶限が拡大した
過飽和固溶体であって、非晶質合金に準じた優れた特性
を備えている。
を示す。また、非晶質合金が得られない組成であっても
、超急冷凝固によって作製した合金は固溶限が拡大した
過飽和固溶体であって、非晶質合金に準じた優れた特性
を備えている。
強酸あるいは高11fの塩素イオンを含む水溶液々ど腐
食性の激しい水溶液の電解の際、電極は十分な高耐食性
を備えると共に、目的の電解反応に高活性であることが
必要である。本発明者らは。
食性の激しい水溶液の電解の際、電極は十分な高耐食性
を備えると共に、目的の電解反応に高活性であることが
必要である。本発明者らは。
このような電極材料全書ることを目的として、過飽和固
溶体単相合金であるという非晶質合金の特性を活用して
、少量の白金族金属會含む所定の組成の非晶質合金ある
いは過飽和固溶体合金を作製し、これに非晶質合金ある
いは過飽和固溶体合金が均一性がきわめて高いという特
性を活用して活性化処理を施すことによって、高活性、
高耐食性の電解用電極材料を見出し、先に特願昭≦0−
123111号、40−/197ttt号、to−/1
り7jj号、AO−/4971.1号およびル0−11
9747号として出願した。
溶体単相合金であるという非晶質合金の特性を活用して
、少量の白金族金属會含む所定の組成の非晶質合金ある
いは過飽和固溶体合金を作製し、これに非晶質合金ある
いは過飽和固溶体合金が均一性がきわめて高いという特
性を活用して活性化処理を施すことによって、高活性、
高耐食性の電解用電極材料を見出し、先に特願昭≦0−
123111号、40−/197ttt号、to−/1
り7jj号、AO−/4971.1号およびル0−11
9747号として出願した。
これらの非晶質合金あるいは急冷凝固過飽和固溶体合金
は、通常、溶融状態から急冷凝固して作られると、急冷
の必要から、厚さが約iroμm以下の薄板状合金であ
る。これを溶液の電解用電極として、電極材料であると
同時に導電体としても使用すると、薄いために℃気抵抗
が大きく、溶液中で変形し易いことと相俟って、使用が
困難である。
は、通常、溶融状態から急冷凝固して作られると、急冷
の必要から、厚さが約iroμm以下の薄板状合金であ
る。これを溶液の電解用電極として、電極材料であると
同時に導電体としても使用すると、薄いために℃気抵抗
が大きく、溶液中で変形し易いことと相俟って、使用が
困難である。
一方1本発明者らは、金属表面に高エネルギー密度ビー
ムを短時間照射して限られた体積を瞬間的に溶融すると
、溶融部の熱が周りの固体金属に急速に奪われ、結果と
して、溶融急冷が実現することを見出し、次いで、これ
を活用して通常の金属表面に急冷凝固非晶質表面合金を
作製し得ることt見出し、先に、特願昭!l、−371
rfr号およびz9−t?J90/号として出願した。
ムを短時間照射して限られた体積を瞬間的に溶融すると
、溶融部の熱が周りの固体金属に急速に奪われ、結果と
して、溶融急冷が実現することを見出し、次いで、これ
を活用して通常の金属表面に急冷凝固非晶質表面合金を
作製し得ることt見出し、先に、特願昭!l、−371
rfr号およびz9−t?J90/号として出願した。
本発明者らは、更九非晶質合金の特性および炸裂法に関
する研究を行い、前記高エネルギー密度ビーム照射処理
によって、電極用非晶質表面合金あるいは過飽和固溶体
合金を耐食金属あるいは耐食合金上に作製し得ること、
更に、これに活性化処理を施すことによって、表面活性
化表面合金電極が得られることを見出し、本発明を達成
した。
する研究を行い、前記高エネルギー密度ビーム照射処理
によって、電極用非晶質表面合金あるいは過飽和固溶体
合金を耐食金属あるいは耐食合金上に作製し得ること、
更に、これに活性化処理を施すことによって、表面活性
化表面合金電極が得られることを見出し、本発明を達成
した。
本発明は特許請求の範囲第7項および第2項から成り、
耐食下地金属と表面活性比表面合金からなる電極および
その作製法として、所定の下地金属上にめっきその他の
被覆処理を施し、高エネルギー密蜜ビーム照射によって
被覆層と下地金属の一部を溶融混合後、溶融部の熱が溶
融部の周りの′ 固相金属に奪われる自己急冷によって
下地金属上に急冷凝固表面合金を作製し、これに表面活
性化処理f:施すことによって表面活性化表面合金電極
を得るものである。
耐食下地金属と表面活性比表面合金からなる電極および
その作製法として、所定の下地金属上にめっきその他の
被覆処理を施し、高エネルギー密蜜ビーム照射によって
被覆層と下地金属の一部を溶融混合後、溶融部の熱が溶
融部の周りの′ 固相金属に奪われる自己急冷によって
下地金属上に急冷凝固表面合金を作製し、これに表面活
性化処理f:施すことによって表面活性化表面合金電極
を得るものである。
作用
元来、特定の電気化学反応に対する選択的電極触媒活性
とその反応条件に耐える高耐食性を金属電極に付与する
ためには、有効元素を必要量含む合金を作る必要がある
7しかし、通常の方法で作られる結晶質金属の場合、多
糧多量の合金元素を添加すると、しばしば、化学的性質
の異なる多相構造となることが多い。これに対し、本発
明において、被覆層と下地金属の一部を溶融、混合、自
己急冷して生じ九少なくとも一部が非晶質相の表面合金
には、溶融した下地金属の一部および被覆層に含まれて
いた元素が、きわめて均一に固溶している。このように
本発明の表面合金は、急冷の結果構成元素が局在するこ
とを許さないように迅速に凝固し、非晶質相を一部含む
程度に均一性が高い固相であるため、優れた耐食性を有
する。これに活性化処理を施すと、電極活性にあまり有
効でない元素が溶解し、電極触媒能に富んだ白金族元素
が表面に濃縮すると共に、有効表面積が増大し、導電体
である下地金属と表面活性化表面合金からなる電極が得
られる。
とその反応条件に耐える高耐食性を金属電極に付与する
ためには、有効元素を必要量含む合金を作る必要がある
7しかし、通常の方法で作られる結晶質金属の場合、多
糧多量の合金元素を添加すると、しばしば、化学的性質
の異なる多相構造となることが多い。これに対し、本発
明において、被覆層と下地金属の一部を溶融、混合、自
己急冷して生じ九少なくとも一部が非晶質相の表面合金
には、溶融した下地金属の一部および被覆層に含まれて
いた元素が、きわめて均一に固溶している。このように
本発明の表面合金は、急冷の結果構成元素が局在するこ
とを許さないように迅速に凝固し、非晶質相を一部含む
程度に均一性が高い固相であるため、優れた耐食性を有
する。これに活性化処理を施すと、電極活性にあまり有
効でない元素が溶解し、電極触媒能に富んだ白金族元素
が表面に濃縮すると共に、有効表面積が増大し、導電体
である下地金属と表面活性化表面合金からなる電極が得
られる。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明の第1項に記したTi 、 Zr 、 Nbおよ
び7Taからなる群から選ばれるいずれかisあるいは
これら金属の2種以上の合金のいずれかを下地金属とし
、これにNi 、 Coのいずれか1種または2種およ
びiRu 、 Rh 、 Pd 、 IrおよびPtの
いずれかl橿またはコ種以上をめっきその他の方法で被
覆し、高エネルギー密変ビーム照射によって下地金属の
一部と被覆層を溶融混合すると、急冷によって非晶質化
する所定の組成になる。このように、被覆ノー中の主要
金属層の種類と厚さおよび下地金属の種類は、t z
O71m以下の厚さに溶融混合後、自己急冷によって表
面合金の一部が非晶質比するように選ばれる。下地金属
は電極触媒活性の優れた表面合金に電流を供給する導電
体として働くものであって、いずれも、強噂およびハロ
ゲンイオンが存在するなど腐食性の激しい環境で高耐食
性を持つ金属であり、電極として使用される場合、下地
金属自体が腐食されない金属が選ばれる。更に、下地金
属と被覆層との溶融合金化によって生じる表面合金の耐
食性も、これら下地金属によるものである。
び7Taからなる群から選ばれるいずれかisあるいは
これら金属の2種以上の合金のいずれかを下地金属とし
、これにNi 、 Coのいずれか1種または2種およ
びiRu 、 Rh 、 Pd 、 IrおよびPtの
いずれかl橿またはコ種以上をめっきその他の方法で被
覆し、高エネルギー密変ビーム照射によって下地金属の
一部と被覆層を溶融混合すると、急冷によって非晶質化
する所定の組成になる。このように、被覆ノー中の主要
金属層の種類と厚さおよび下地金属の種類は、t z
O71m以下の厚さに溶融混合後、自己急冷によって表
面合金の一部が非晶質比するように選ばれる。下地金属
は電極触媒活性の優れた表面合金に電流を供給する導電
体として働くものであって、いずれも、強噂およびハロ
ゲンイオンが存在するなど腐食性の激しい環境で高耐食
性を持つ金属であり、電極として使用される場合、下地
金属自体が腐食されない金属が選ばれる。更に、下地金
属と被覆層との溶融合金化によって生じる表面合金の耐
食性も、これら下地金属によるものである。
下地金属には、 TI 、 Zr 、 NbおよびTa
のいずれかあるいはこれら金属の2種以上からなる合金
の他、これら金属を主成分とする各種市販合金を使うこ
とも%Ti 、 Zr 、 NbおよびTaのいずれか
あるいはこれら金属の2種以上の合計が、表面合金中で
、コ0−67原子鴫になるようであれば、本発明の目的
には支障がない、まためっきその他の処理で得られる被
覆層にはNlとCoの1種およびコ洩の他、 Mo 、
Wなどを始めとする他の金属を合金あるいは単体とし
て更に被覆することも、表面合金の非晶質化能を向上さ
せたり、生成する表面合金の耐食性を更に向上させる場
合があり、望ましいことがある。
のいずれかあるいはこれら金属の2種以上からなる合金
の他、これら金属を主成分とする各種市販合金を使うこ
とも%Ti 、 Zr 、 NbおよびTaのいずれか
あるいはこれら金属の2種以上の合計が、表面合金中で
、コ0−67原子鴫になるようであれば、本発明の目的
には支障がない、まためっきその他の処理で得られる被
覆層にはNlとCoの1種およびコ洩の他、 Mo 、
Wなどを始めとする他の金属を合金あるいは単体とし
て更に被覆することも、表面合金の非晶質化能を向上さ
せたり、生成する表面合金の耐食性を更に向上させる場
合があり、望ましいことがある。
更に、本発明に記載のRu 、 Rh 、 Pd 、
IrおよびPtの1種または2種以上は、それぞれ所定
の電極反応の活性を主として担うものであるので、電極
に応じてその種類が選ばれ、また生成する非晶質表面合
金にIQ原子憾以下の少量が含まれるようにめっきその
他の被覆処理が行われる。したかって、本発明の第2項
に記した各被種層の厚さは1作製されるべき表面合金の
組成と厚さに応じて決められる。
IrおよびPtの1種または2種以上は、それぞれ所定
の電極反応の活性を主として担うものであるので、電極
に応じてその種類が選ばれ、また生成する非晶質表面合
金にIQ原子憾以下の少量が含まれるようにめっきその
他の被覆処理が行われる。したかって、本発明の第2項
に記した各被種層の厚さは1作製されるべき表面合金の
組成と厚さに応じて決められる。
また1例えば、非晶質表面合金に含まれる下地金属とし
てはTaが必要であるがTaは高価であって導電体とし
て働く高耐食性下地金属としては安価なTiで良いとい
う場合には、予めTi1CTaを薄くクラッドし、更に
必要に応じて圧延し1表面合金に溶解させるのに必要な
厚さのみのTa層にしたのち所定のめつきその他の被榎
ヲ施し高エネルギー密度ビーム照射処理を施すこともで
きる。
てはTaが必要であるがTaは高価であって導電体とし
て働く高耐食性下地金属としては安価なTiで良いとい
う場合には、予めTi1CTaを薄くクラッドし、更に
必要に応じて圧延し1表面合金に溶解させるのに必要な
厚さのみのTa層にしたのち所定のめつきその他の被榎
ヲ施し高エネルギー密度ビーム照射処理を施すこともで
きる。
あるいは、Tiはどの耐食性が必要でない使用環境の場
合は、さらに安価なFa 、 Cu等の金属又はステン
レス鋼のような合金を導電体として用い、これらの上に
表面合金に溶解させるために必要なTi 、 Zr 、
Nb 、 Ta又はこれらの合金をクララPして、下
地金属として用いることもできる。したがって、本発明
の第1項に記したように、2種類の金属あるいは合金を
互いにクラッドしたのち、めっきその他の被覆層の下地
として用いることもできる。更に、下地金属の表裏両面
にめつきその他の被覆を施し、表裏両面を表面合金化す
ることもできる。
合は、さらに安価なFa 、 Cu等の金属又はステン
レス鋼のような合金を導電体として用い、これらの上に
表面合金に溶解させるために必要なTi 、 Zr 、
Nb 、 Ta又はこれらの合金をクララPして、下
地金属として用いることもできる。したがって、本発明
の第1項に記したように、2種類の金属あるいは合金を
互いにクラッドしたのち、めっきその他の被覆層の下地
として用いることもできる。更に、下地金属の表裏両面
にめつきその他の被覆を施し、表裏両面を表面合金化す
ることもできる。
めっきその他の被覆を行うことによって、被覆層と下地
金属の間に合金層が生じる程の接合が常に得られるわけ
ではない。したがって、接合が不十分なまま、これに高
エネルギー密度ビームを照射すると、被覆層の剥離がし
ばしば起こる。このような場合には、本発明の第2項に
記したように、めっきその他の被覆処理の途中あるいは
終了後、高エネルギー密度ビーム照射前に、被覆層を下
地の一部と合金化させるか、少なくとも被覆層を下地金
属に接合させるために真空中、不活性気体中あるいはそ
の他の雰囲気中で、熱処理を行うことが必要であり。ま
た、熱処理によって下地金属の一部と被種層とが合金化
すると、融点が下がったり、高エネルギー密度ビーム?
吸収し易くなったり、また、混合のための溶融に長時間
を費やすことが不要となるため、本発明の第2項に記し
たように、めっきその他の被覆処理の途中あるいは修7
後、高エネルギー密度ビーム照射より前に熱処理を行う
ことが有効である。
金属の間に合金層が生じる程の接合が常に得られるわけ
ではない。したがって、接合が不十分なまま、これに高
エネルギー密度ビームを照射すると、被覆層の剥離がし
ばしば起こる。このような場合には、本発明の第2項に
記したように、めっきその他の被覆処理の途中あるいは
終了後、高エネルギー密度ビーム照射前に、被覆層を下
地の一部と合金化させるか、少なくとも被覆層を下地金
属に接合させるために真空中、不活性気体中あるいはそ
の他の雰囲気中で、熱処理を行うことが必要であり。ま
た、熱処理によって下地金属の一部と被種層とが合金化
すると、融点が下がったり、高エネルギー密度ビーム?
吸収し易くなったり、また、混合のための溶融に長時間
を費やすことが不要となるため、本発明の第2項に記し
たように、めっきその他の被覆処理の途中あるいは修7
後、高エネルギー密度ビーム照射より前に熱処理を行う
ことが有効である。
第7図に本発明の高エネルギー密度ビーム照射処理によ
るアモルファス表面合金作製法の一例としてレーザービ
ーム照射処理の概念図を示す。被照射体試料kx−yテ
ーブルに固定し、レーザービーム照射中に被照射体試料
をX方向に往復運動させ、この間X方向の片道の運動の
度に、一定間隔y方向に被照射体を移動する。このよう
にして全表面がレーザービーム照射処理を受け、溶融部
の熱は主として下の固体相に吸収され、結果として急冷
される。
るアモルファス表面合金作製法の一例としてレーザービ
ーム照射処理の概念図を示す。被照射体試料kx−yテ
ーブルに固定し、レーザービーム照射中に被照射体試料
をX方向に往復運動させ、この間X方向の片道の運動の
度に、一定間隔y方向に被照射体を移動する。このよう
にして全表面がレーザービーム照射処理を受け、溶融部
の熱は主として下の固体相に吸収され、結果として急冷
される。
本発明の第2項に記したように、高エネルギー密度ビー
ム照射の際、照射エネルギー密度と照射時間を制御する
ことは1表面合金に下地金属が溶解する程度を決め、し
たがって生成する表面合金の組成を決めると共に、急冷
上保証するものである。下地金属が過剰に溶解する程溶
融部が深くなると、溶融部の組成が急冷による非晶質化
の条件からは外れる。また、溶融を目的とした過剰な入
熱によって、溶融部の周りの固体金属が過剰に加熱され
ると、溶融後の溶融部の急冷が保証されず、また既に非
晶質化した部分に結晶化が起こる。したがって、本発明
の第4項に記したように、高エネルギー密度ビーム照射
は、溶融部のISさを非晶質化のための急冷が可能な1
10μmu下に留める必要があう、また急冷が保証され
るように高エネルギー密度ビームの各部に対する照射エ
ネルギー密匿と照射時間を、それぞれroooジュール
/dおよびrxio−秒以下に制御しなければならない
。尚、表面合金の一部ではなく全てを非晶質化するには
、照射エネルギー密度と照射時間の積ヲ、!ジュール秒
/d以下にする必要があるが、本発明の目的である非晶
質相を一部含む表面合金の作製にはこの限定は不要であ
る。
ム照射の際、照射エネルギー密度と照射時間を制御する
ことは1表面合金に下地金属が溶解する程度を決め、し
たがって生成する表面合金の組成を決めると共に、急冷
上保証するものである。下地金属が過剰に溶解する程溶
融部が深くなると、溶融部の組成が急冷による非晶質化
の条件からは外れる。また、溶融を目的とした過剰な入
熱によって、溶融部の周りの固体金属が過剰に加熱され
ると、溶融後の溶融部の急冷が保証されず、また既に非
晶質化した部分に結晶化が起こる。したがって、本発明
の第4項に記したように、高エネルギー密度ビーム照射
は、溶融部のISさを非晶質化のための急冷が可能な1
10μmu下に留める必要があう、また急冷が保証され
るように高エネルギー密度ビームの各部に対する照射エ
ネルギー密匿と照射時間を、それぞれroooジュール
/dおよびrxio−秒以下に制御しなければならない
。尚、表面合金の一部ではなく全てを非晶質化するには
、照射エネルギー密度と照射時間の積ヲ、!ジュール秒
/d以下にする必要があるが、本発明の目的である非晶
質相を一部含む表面合金の作製にはこの限定は不要であ
る。
−IfO高エネルギー密度ビーム照射、溶融急冷処理で
、被覆層と下地金属の一部を十分に混合した上で急冷非
晶質化することが困難な場合は、本発明の第2項に記し
たように、高エネルギー密度ビーム照射を数回繰り返し
、混合による合金化を十分に行う必要がある。十分に混
合されていない場合には、一般に融点が高く、また高エ
ネルギー密度ビームを吸収し難い場合が多い。このよう
な場合、照射エネルギー密!fを高め、照射時間を長く
して、厚さ1101m以下の溶融層が十分く混合合金f
ヒされるように高エネルギー密度ビームを数回照射する
と、次に行う高エネルギー密度ビーム照射によって、表
面合金の一部を非晶質化できる組成に変えることができ
る。混合を十分に行うと、一般に融点が下がり、高エネ
ルギー装置ビームの吸収も容易になり、次に、低いエネ
ルギー密度のビームを短時間照射することによって1表
面合金の一部を非晶質化することができる。但し、下地
金属あるいは下地合金の融点が被覆金属の融点に比べて
著しく高い場合は1表面合金が所定の組成になるように
、被覆層と下地を溶融混合する過程で、低融点の被覆金
属が失われるので、失われる分を推定して予め余分に被
覆しておく必要がある。
、被覆層と下地金属の一部を十分に混合した上で急冷非
晶質化することが困難な場合は、本発明の第2項に記し
たように、高エネルギー密度ビーム照射を数回繰り返し
、混合による合金化を十分に行う必要がある。十分に混
合されていない場合には、一般に融点が高く、また高エ
ネルギー密度ビームを吸収し難い場合が多い。このよう
な場合、照射エネルギー密!fを高め、照射時間を長く
して、厚さ1101m以下の溶融層が十分く混合合金f
ヒされるように高エネルギー密度ビームを数回照射する
と、次に行う高エネルギー密度ビーム照射によって、表
面合金の一部を非晶質化できる組成に変えることができ
る。混合を十分に行うと、一般に融点が下がり、高エネ
ルギー装置ビームの吸収も容易になり、次に、低いエネ
ルギー密度のビームを短時間照射することによって1表
面合金の一部を非晶質化することができる。但し、下地
金属あるいは下地合金の融点が被覆金属の融点に比べて
著しく高い場合は1表面合金が所定の組成になるように
、被覆層と下地を溶融混合する過程で、低融点の被覆金
属が失われるので、失われる分を推定して予め余分に被
覆しておく必要がある。
下地金属上に作製する表面合金は、電極活性を主として
担う少量の白金族元素が均一に分布した合金であって、
必ずしも十分に高い電極触媒活性を備えているわけでは
ない。しかし、これらの表面合金をフッ酸などの腐食溶
液に浸漬すると、表面合金に均一に分布している白金族
元素Ru 、 Rh。
担う少量の白金族元素が均一に分布した合金であって、
必ずしも十分に高い電極触媒活性を備えているわけでは
ない。しかし、これらの表面合金をフッ酸などの腐食溶
液に浸漬すると、表面合金に均一に分布している白金族
元素Ru 、 Rh。
Pd 、 Irおよびpt上で盛んに水素が発生し、こ
の結果白金族元素より卑なCo 、 Ni 、 TI
、 Zr 。
の結果白金族元素より卑なCo 、 Ni 、 TI
、 Zr 。
NbおよびTaが表面合金から選択的に溶解し、表面合
金の表面には白金族元素が著しく嬌縮すると共に、表面
が黒変する程粗れ有効表面積が増大する。このため表面
活性化処理は、表面合金の表面が黒みを帯びた時をもっ
て終了とする。これに対し、通常の方法で作製され急冷
凝固されていない結晶質合金は、本発明の表面合金と同
一の平均組成であっても、合金構成元素が局在する多相
構造であるため、フッ酸などの腐食溶液に浸漬しても殆
ど水素が発生せず、白金族元素以外の合金構成元素の選
択溶解も殆ど起こらない。したがって。
金の表面には白金族元素が著しく嬌縮すると共に、表面
が黒変する程粗れ有効表面積が増大する。このため表面
活性化処理は、表面合金の表面が黒みを帯びた時をもっ
て終了とする。これに対し、通常の方法で作製され急冷
凝固されていない結晶質合金は、本発明の表面合金と同
一の平均組成であっても、合金構成元素が局在する多相
構造であるため、フッ酸などの腐食溶液に浸漬しても殆
ど水素が発生せず、白金族元素以外の合金構成元素の選
択溶解も殆ど起こらない。したがって。
本発明の第2項に記したように、表面合金を構成する元
素の内、下地金属から表面合金に溶解した元素や被覆層
を構成していたNiやCoなどをフッ酸などの腐食溶液
に浸漬して優先溶解させ、電極触媒活性を主として担う
白金族金属を、表面合金の表面に濃縮すると共に、表面
合金の有効表面積を増大させるための活性化処理は、本
発明のような急冷凝固合金にのみ適用し得る方法である
。
素の内、下地金属から表面合金に溶解した元素や被覆層
を構成していたNiやCoなどをフッ酸などの腐食溶液
に浸漬して優先溶解させ、電極触媒活性を主として担う
白金族金属を、表面合金の表面に濃縮すると共に、表面
合金の有効表面積を増大させるための活性化処理は、本
発明のような急冷凝固合金にのみ適用し得る方法である
。
このようにして本発明の第1項に記した高耐食性及び高
電極触媒活性を備えた表面活性化表面合金電極が得られ
る。
電極触媒活性を備えた表面活性化表面合金電極が得られ
る。
実施例/
厚さ711M+の隅板上にNiめ、つき、Pdめつき。
Rhめっきをそれぞれ厚さ/9μm%1μm、o、z踊
施し、これを石英管に真空封入したのち熱処理し、真空
中の拡散ポンプ油中で急冷した。この処理によってNb
の一部がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき層が
下地Nb板に密着した。
施し、これを石英管に真空封入したのち熱処理し、真空
中の拡散ポンプ油中で急冷した。この処理によってNb
の一部がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき層が
下地Nb板に密着した。
この試料fxX方向往復運動する!−7テーブル上に固
定し、試料fxX方向移動しながら出力j00W、 ビ
ーム径コooμmの連続CO□レーザービームを照射し
た。照射エネルギー密度は3ノコjJ /li、溶融時
間はλ、j X ’ 0−3secであり、X方向の試
料の往復の間片道毎にX方向に505m移動し全表面に
レーザー照射処理を施した。この条件の処理を−1変繰
り返すことにより、 Nt、Nb。
定し、試料fxX方向移動しながら出力j00W、 ビ
ーム径コooμmの連続CO□レーザービームを照射し
た。照射エネルギー密度は3ノコjJ /li、溶融時
間はλ、j X ’ 0−3secであり、X方向の試
料の往復の間片道毎にX方向に505m移動し全表面に
レーザー照射処理を施した。この条件の処理を−1変繰
り返すことにより、 Nt、Nb。
Pd、Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合し
た表面合金が得られた。更に、第3回目の照射処理はX
方向片道の移動毎にX方向に7.tμm移動しながら、
照射エネルギー密度711.2jJ/d、溶融時間A、
コj X / 0−’ seeの条件で行った。
た表面合金が得られた。更に、第3回目の照射処理はX
方向片道の移動毎にX方向に7.tμm移動しながら、
照射エネルギー密度711.2jJ/d、溶融時間A、
コj X / 0−’ seeの条件で行った。
第3回処理によって、Nb下地上にNi 、 Nb 、
Pd。
Pd。
Rhからなる非晶質表面合金属が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカー7942紙
およびパフを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査
電子顕微鏡を用いて測定した非晶質表面合金層の平均厚
さは、ttQμmであった。Ni。
およびパフを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査
電子顕微鏡を用いて測定した非晶質表面合金層の平均厚
さは、ttQμmであった。Ni。
Pd、Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しなかっ
たものと仮定して平均厚さから求めた非晶質表面合金の
組成は%Nl −J 7原子4 Nb−λ原子4Pd
−/原子4 Rhであって、この値はこの非晶質表面合
金fX線マイクロアナライザーを用いて分析した結果と
一致していた。
たものと仮定して平均厚さから求めた非晶質表面合金の
組成は%Nl −J 7原子4 Nb−λ原子4Pd
−/原子4 Rhであって、この値はこの非晶質表面合
金fX線マイクロアナライザーを用いて分析した結果と
一致していた。
レーザー照射によって生成したこの非晶質表面合金を用
い、30℃の0. j N NaCII溶液中で測定し
たアノード分極曲線をル図に示す。この非晶質表面合金
は自己不働態化しておシ活性態は全く現れず、広い範囲
にわたり不働態であって、きわめて耐食性が高いことが
判明する。高い電位では。
い、30℃の0. j N NaCII溶液中で測定し
たアノード分極曲線をル図に示す。この非晶質表面合金
は自己不働態化しておシ活性態は全く現れず、広い範囲
にわたり不働態であって、きわめて耐食性が高いことが
判明する。高い電位では。
塩素発生に基づく電流密度の上昇が認められる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のt
tA IHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施し
た。この処理により、表面粗度が増して黒変した。30
℃の0.! N NaC#溶液中で測定したアノード分
極曲線を第3図に示す。表面活性化処理後の分極曲線に
は0.A V (SCE)付近に極大tもつ溶解電流が
認められる。これは表面活性化処理の際に溶は残った元
素が表面層から溶解する電流である。しかし−gi、O
V(SCE)’l越えて分極したのちコ回目以降に測定
される電流には0、A V (SCF、)付近に極大を
もつ活性溶解電流が認められず、電極が腐食により溶解
しないことを示している。一方、高電位側では塩素発生
に基づく電流が急激に上昇している。例えば1.λV(
S(1)における電流密度は表面活性化処理前の/ 1
.000倍に達し1表面活性fヒ処理によって。
tA IHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施し
た。この処理により、表面粗度が増して黒変した。30
℃の0.! N NaC#溶液中で測定したアノード分
極曲線を第3図に示す。表面活性化処理後の分極曲線に
は0.A V (SCE)付近に極大tもつ溶解電流が
認められる。これは表面活性化処理の際に溶は残った元
素が表面層から溶解する電流である。しかし−gi、O
V(SCE)’l越えて分極したのちコ回目以降に測定
される電流には0、A V (SCF、)付近に極大を
もつ活性溶解電流が認められず、電極が腐食により溶解
しないことを示している。一方、高電位側では塩素発生
に基づく電流が急激に上昇している。例えば1.λV(
S(1)における電流密度は表面活性化処理前の/ 1
.000倍に達し1表面活性fヒ処理によって。
電極触媒活性が11.000倍上昇したことを示してい
る。
る。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例λ
厚さ/aOTa板上にNiめつき、 Pdめっき、Rh
めっきをそれぞれ厚さ9 ttzH、0,lA 2 t
tm、 0,2μm施し、これを石英管に真空封入した
のち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。こ
の処理によってTaの一部がめつき層に拡散すると共に
、3層のめつき層が下地Ta板に密着した。
めっきをそれぞれ厚さ9 ttzH、0,lA 2 t
tm、 0,2μm施し、これを石英管に真空封入した
のち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。こ
の処理によってTaの一部がめつき層に拡散すると共に
、3層のめつき層が下地Ta板に密着した。
この試料fxX方向往復運動するX−7テーブル上に固
定し、試料kxX方向移動しながら出力j00w、ビー
ム径−〇〇丸の連続Co2レーザービームを照射した。
定し、試料kxX方向移動しながら出力j00w、ビー
ム径−〇〇丸の連続Co2レーザービームを照射した。
照射エネルギー誓度は3/2よJ /d、溶融時間Fi
J、j×70− seeであり、X方向の試料の往復
の間片道毎に1方向にj O3m移動し全表面にレーザ
ー照射処理を施した。この条件の処理を3度繰り返すこ
とによシ、Nl 、Ta 。
J、j×70− seeであり、X方向の試料の往復
の間片道毎に1方向にj O3m移動し全表面にレーザ
ー照射処理を施した。この条件の処理を3度繰り返すこ
とによシ、Nl 、Ta 。
Pb、Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合し
た表面合金が得られた。更に、第μ回目の照射処理はX
方向片道の移動毎にy方向に7層μm移動しながら、照
射エネルギー密g7r1.2!J/cII%溶融時間t
、コj X / 0−’ @@@の条件で行った。
た表面合金が得られた。更に、第μ回目の照射処理はX
方向片道の移動毎にy方向に7層μm移動しながら、照
射エネルギー密g7r1.2!J/cII%溶融時間t
、コj X / 0−’ @@@の条件で行った。
第4回処理によって、Ta下地上にNi、Ta、Pd、
Rhからなる非晶質表面合金層が生成した。
Rhからなる非晶質表面合金層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカーノ々イP紙
およびノ々フを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微111!’(I−用いて測定した非晶質表面
合金層の平均厚さは、約/ A amであった。
およびノ々フを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微111!’(I−用いて測定した非晶質表面
合金層の平均厚さは、約/ A amであった。
Ni 、 Pd 、 Rhはレーザービーム照射処理中
に蒸発しなかった本のと仮定して平均厚さから求めた非
晶質表面合金の組成は、Nl−コク。3原子4 Ta−
2,3原子鳴Pd −/、一原子4 Rhであって、こ
の値はこの非晶質表面合金をX線マイクロアナライザー
を用いて分析した結果と一致していた。
に蒸発しなかった本のと仮定して平均厚さから求めた非
晶質表面合金の組成は、Nl−コク。3原子4 Ta−
2,3原子鳴Pd −/、一原子4 Rhであって、こ
の値はこの非晶質表面合金をX線マイクロアナライザー
を用いて分析した結果と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの非晶質表面合金を用
い、30℃の0.j N NaC#溶液中で測定したア
ノード分極曲線を第μ図に示す。この非晶質表面合金は
自己不働態化しており活性態は全く現れず、広い範囲に
わたり不働態であって、きわめて耐食性が高いことが判
明する。高い電位では、塩素発生に基づく電流密度の上
昇が認められる。
い、30℃の0.j N NaC#溶液中で測定したア
ノード分極曲線を第μ図に示す。この非晶質表面合金は
自己不働態化しており活性態は全く現れず、広い範囲に
わたり不働態であって、きわめて耐食性が高いことが判
明する。高い電位では、塩素発生に基づく電流密度の上
昇が認められる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温の8
4幅HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
4幅HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
この処理により、表面粗度が増して黒変した。30℃の
0.7 N NaCA溶液中で測定したアノード分極
曲線を第3図に示す。表面活性化処理後の分極曲線には
O,AV(SCE)付近に極大をもつ溶解電流が認めら
れる。これは表面活性化処理の際に溶は残った元素が表
面層から溶解する電流である。しかし−[/、0V(S
CE)t?越えて分極したのち2回目以降に測定される
電流には0、AY(SCE)付近に極大をもつ活性溶解
電流が認められず、電極が腐食により溶解しないことを
示している。一方、高電位側では塩素発生に基づく電流
が急激に上昇している。例えば1.2V(SCE)にお
ける電流密には表面活性化処理前のtz、ooo倍に達
し、表面活性化処理によって。
0.7 N NaCA溶液中で測定したアノード分極
曲線を第3図に示す。表面活性化処理後の分極曲線には
O,AV(SCE)付近に極大をもつ溶解電流が認めら
れる。これは表面活性化処理の際に溶は残った元素が表
面層から溶解する電流である。しかし−[/、0V(S
CE)t?越えて分極したのち2回目以降に測定される
電流には0、AY(SCE)付近に極大をもつ活性溶解
電流が認められず、電極が腐食により溶解しないことを
示している。一方、高電位側では塩素発生に基づく電流
が急激に上昇している。例えば1.2V(SCE)にお
ける電流密には表面活性化処理前のtz、ooo倍に達
し、表面活性化処理によって。
電極触媒活性が/ !、000倍上昇したことを示して
いる。
いる。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例3
厚さ/ms+17)Ti板上にNiめつき、Pdめつき
、Rhめっきをそれぞれ厚さ/ r pm、 / 8m
、OJμm施し、これを石英管に真空封入したのち熱
処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。この処理
によってTiの一部がめつき層に拡散すると共に、3層
のめつき層が下地Ti板に密着した。
、Rhめっきをそれぞれ厚さ/ r pm、 / 8m
、OJμm施し、これを石英管に真空封入したのち熱
処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。この処理
によってTiの一部がめつき層に拡散すると共に、3層
のめつき層が下地Ti板に密着した。
この試料fxX方向往復運動するX −7テーブル上に
固定し、試料t?x方向に移動しながら出力j00w、
ビーム径200μmの連続CO2レーザ−ビームを照射
した。照射エネルギー密度は71r/+2!J/di、
溶融時間は乙、コf ×/ 0−’seeであり、1方
向の試料の往復の間片道毎にy方向に2 j fin移
動し全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処
理により、 Ni、Ti、Pd、Rhが均一に分布した
結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得られた。更に
、第2回目の照射処理は1方向片道の移動毎にy方向に
7層μm移動しながら、照射エネルギー密I!仏、r
o、I J /di、溶融時間J、f j X / 0
− s@cの条件で行った。第2回処理によって、
Nb下地上にNi、Ti、Pd、Rhからなシ、一部非
晶質相を含む表面合金層が生成した。
固定し、試料t?x方向に移動しながら出力j00w、
ビーム径200μmの連続CO2レーザ−ビームを照射
した。照射エネルギー密度は71r/+2!J/di、
溶融時間は乙、コf ×/ 0−’seeであり、1方
向の試料の往復の間片道毎にy方向に2 j fin移
動し全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処
理により、 Ni、Ti、Pd、Rhが均一に分布した
結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得られた。更に
、第2回目の照射処理は1方向片道の移動毎にy方向に
7層μm移動しながら、照射エネルギー密I!仏、r
o、I J /di、溶融時間J、f j X / 0
− s@cの条件で行った。第2回処理によって、
Nb下地上にNi、Ti、Pd、Rhからなシ、一部非
晶質相を含む表面合金層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカーノ々イr紙
およびパフを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査
電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平均厚さ
は、7−2μmであった。Ni。
およびパフを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査
電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平均厚さ
は、7−2μmであった。Ni。
Pd、Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しなかっ
たものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金の組
成は、Ni−43,,2原子優Tl−/、二原子幅pd
−0.Ir原子4 Rhであって、この値はこの表面合
金をX線マイクロアナライザーを用いて分析した結果と
一致していた。
たものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金の組
成は、Ni−43,,2原子優Tl−/、二原子幅pd
−0.Ir原子4 Rhであって、この値はこの表面合
金をX線マイクロアナライザーを用いて分析した結果と
一致していた。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.7 N NaCJ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第を図に示す。この非晶質表面合金は自己
不働態化しており活性態は全く現れず。
0℃の0.7 N NaCJ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第を図に示す。この非晶質表面合金は自己
不働態化しており活性態は全く現れず。
広い範囲にわたり不働態であって、きわめて耐食性が高
いことが判明する、高い電位では、塩素発生に基づく電
流密度の上昇が認められる。
いことが判明する、高い電位では、塩素発生に基づく電
流密度の上昇が認められる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のび
、1lHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理によや1表面粗度が増して黒変した。30℃
の0.1 N N*CA溶液中で測定したアノード分
極曲線は実施例1と同様であって。
、1lHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理によや1表面粗度が増して黒変した。30℃
の0.1 N N*CA溶液中で測定したアノード分
極曲線は実施例1と同様であって。
この表面合金が電極として高活性であることを示してい
た。
た。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例μ
厚さ/’ leaのNb−/コ、!原子4 ’L’i合
金板上にNiめっき、Pdめつき、Rhめっきをそれぞ
れ厚さrμm、0.1125m、0.2μm施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金の一部
がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき層が下地合
金板に密着した。
金板上にNiめっき、Pdめつき、Rhめっきをそれぞ
れ厚さrμm、0.1125m、0.2μm施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金の一部
がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき層が下地合
金板に密着した。
この試料fxX方向往復運動するx −yテーブル上に
固定し、試料1:X方向に移動しながら出力!00v、
ビーム径コ00xmの連続CO2レーザ−ビームを照射
した。照射エネルギー密度はりtノ、j 4’ J/c
d、溶融時間は7.69 X / 0−4secであり
、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向に2!繍移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理
により、 Ni、Nb、T1.Pd。
固定し、試料1:X方向に移動しながら出力!00v、
ビーム径コ00xmの連続CO2レーザ−ビームを照射
した。照射エネルギー密度はりtノ、j 4’ J/c
d、溶融時間は7.69 X / 0−4secであり
、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向に2!繍移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理
により、 Ni、Nb、T1.Pd。
Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表面
合金が得られた。更に、第2回目の照射処理は!方向片
道の移動毎にy方向に7!Jam移動しながら、照射エ
ネルギー密度71ノ、2 ! J / d 。
合金が得られた。更に、第2回目の照射処理は!方向片
道の移動毎にy方向に7!Jam移動しながら、照射エ
ネルギー密度71ノ、2 ! J / d 。
溶融時間A、! ! x/ 0−’ aecの条件で行
った。第2回処理によって、 Nb−Ti合会下地上に
Ni、Nb。
った。第2回処理によって、 Nb−Ti合会下地上に
Ni、Nb。
Ti 、 Pd 、 Rhからなる非晶質表面合金層が
生成した。
生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカー7941紙
およびパフt−用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微鏡を用いて測定したこの非晶質表面合金層の
平均厚さは、77μmであった。
およびパフt−用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微鏡を用いて測定したこの非晶質表面合金層の
平均厚さは、77μmであった。
Ni 、 Pi 、 Rhはレーザービーム照射処理中
に蒸発しなかったものと仮定して平均厚さから求めたこ
の非晶質表面合金の組成は、N1−Jコ、2原子傷Nb
−μ、6原子4 Ti−2,3原子4 Pd−/、!原
子鴫Rhであって、この値はこの非晶質表面合金kX線
マイクロアナライザーを用いて分析した結果と一致して
いた。
に蒸発しなかったものと仮定して平均厚さから求めたこ
の非晶質表面合金の組成は、N1−Jコ、2原子傷Nb
−μ、6原子4 Ti−2,3原子4 Pd−/、!原
子鴫Rhであって、この値はこの非晶質表面合金kX線
マイクロアナライザーを用いて分析した結果と一致して
いた。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.1 N NaCJ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第7図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流布間の上昇が認めら
れる。
0℃の0.1 N NaCJ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第7図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流布間の上昇が認めら
れる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のg
、4%HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理により、表面粗度が増して黒変した。30℃
のOi N NaC#溶液中で測定したアノード分極曲
線は実施例1と同様であって。
、4%HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理により、表面粗度が増して黒変した。30℃
のOi N NaC#溶液中で測定したアノード分極曲
線は実施例1と同様であって。
この表面合金が電極として高活性であることを示してい
た。
た。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例j
厚さ/aの’l’i −/2j原子4 Nb合金板上に
Niめつき、 Pdめつき、Rhめっきをそれぞれ厚さ
tμm、 9.41λμm 、 0.2μm施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金の一部
がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき眉が下地合
金板に密着した。
Niめつき、 Pdめつき、Rhめっきをそれぞれ厚さ
tμm、 9.41λμm 、 0.2μm施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金の一部
がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき眉が下地合
金板に密着した。
この試料’(X方向に往復運動するx −yテーブル上
に固定し、試料fxX方向移動しながら出力jOθW、
ビーム径−00#IO連続CO□レーザービームを照射
した。照射エネルギー密度は73ノ、λ!J/d、溶融
時間はA、2 j X / 0−’sseであり、X方
向の試料の往復の間片道毎にy方向に!ORn移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理Ik
2度繰り返すことにより、Nl、T1.Nb、Pd、R
h が均一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表
面合金が得られた、更に、第3回目の照射処理はX方向
片道の移動毎にy方向に7!翔移動しながら、照射エネ
ルギー密1731、λ! J / cd 1溶融時間ぶ
、コ!×1O−aeeの条件で行った。第3回処理によ
って、Ti −Nb合会下地上にNi 、 Nb 、
Pd 、 Rhからなる非晶質相を一部含む表面合金層
が生成した。
に固定し、試料fxX方向移動しながら出力jOθW、
ビーム径−00#IO連続CO□レーザービームを照射
した。照射エネルギー密度は73ノ、λ!J/d、溶融
時間はA、2 j X / 0−’sseであり、X方
向の試料の往復の間片道毎にy方向に!ORn移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理Ik
2度繰り返すことにより、Nl、T1.Nb、Pd、R
h が均一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表
面合金が得られた、更に、第3回目の照射処理はX方向
片道の移動毎にy方向に7!翔移動しながら、照射エネ
ルギー密1731、λ! J / cd 1溶融時間ぶ
、コ!×1O−aeeの条件で行った。第3回処理によ
って、Ti −Nb合会下地上にNi 、 Nb 、
Pd 、 Rhからなる非晶質相を一部含む表面合金層
が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカー7942紙
およびノ9フを用いて研暦したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平均厚
さは、30μmであった。Nt 。
およびノ9フを用いて研暦したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平均厚
さは、30μmであった。Nt 。
Pd 、 Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しな
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金
の組成は、Ni−j J、J原子優Ti−7,A原子4
Nb−”!子4 pd−0,7原子4Rh?あッテ、こ
の値はこの表面合金′Il?X線マイクロアナライザー
を用いて分析した結果と一致していた。
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金
の組成は、Ni−j J、J原子優Ti−7,A原子4
Nb−”!子4 pd−0,7原子4Rh?あッテ、こ
の値はこの表面合金′Il?X線マイクロアナライザー
を用いて分析した結果と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.1 N Na(J溶液中で測定したアノーP
分極曲線を第r図に示す。この表面合金は自己不働態化
しており活性態は全く現れず、広い範囲にわた〕不働態
であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高い
電位では、塩素発生に基づく電流密度の上昇が認められ
る。
0℃の0.1 N Na(J溶液中で測定したアノーP
分極曲線を第r図に示す。この表面合金は自己不働態化
しており活性態は全く現れず、広い範囲にわた〕不働態
であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高い
電位では、塩素発生に基づく電流密度の上昇が認められ
る。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のt
L、14 HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施
した。この処理により、表面粗度が増して黒変した。3
0℃の0.! N NaCA溶液中で測定したアノー
P分極曲線は実施例1と同様であって、この表面合金が
電極として高活性であることを示していた。
L、14 HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施
した。この処理により、表面粗度が増して黒変した。3
0℃の0.! N NaCA溶液中で測定したアノー
P分極曲線は実施例1と同様であって、この表面合金が
電極として高活性であることを示していた。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例を
厚さ/allのTi−r原子4 Ta合金板上にNiめ
つき、Pdめつき%Rhめっきをそれぞれ厚さr Jg
m 。
つき、Pdめつき%Rhめっきをそれぞれ厚さr Jg
m 。
1μm、00g7μm施し、これを石英管に真空封入し
たのち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。
たのち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。
この処理によって下地合金の一部がめつき層に拡散する
と共に、3層のめつき層が下地合金板に密着した。
と共に、3層のめつき層が下地合金板に密着した。
この試料fxX方向往復運動するX −7テーブル上に
固定し、試料kxX方向移動しながら出力!00w、ビ
ーム径コooμmの連続CO2レーザ−ビームを照射し
た。照射エネルギー密fは71 /、、2 j J /
にd、溶融時間はA、2 j x / 0−’aee
であり、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向に一2
1μm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この
条件の処理によりh Ni −Tt *Ta 、 Pd
、 Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合し
た表面合金が得られた。更に、第2回目の照射処理はX
方向片°道の移動毎にy方向に100μm移動しながら
、照射エネルギー布間tt r O,t J / ty
l s溶融時間3.r j X / 0−’ seeの
条件で行った。第2回処理によって、Ti −Ta合会
下地上にNl 、 Ti 、 Ta 、 Pd 、 R
hからなる非晶質相を一部含む表面合金層が生成した。
固定し、試料kxX方向移動しながら出力!00w、ビ
ーム径コooμmの連続CO2レーザ−ビームを照射し
た。照射エネルギー密fは71 /、、2 j J /
にd、溶融時間はA、2 j x / 0−’aee
であり、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向に一2
1μm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この
条件の処理によりh Ni −Tt *Ta 、 Pd
、 Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合し
た表面合金が得られた。更に、第2回目の照射処理はX
方向片°道の移動毎にy方向に100μm移動しながら
、照射エネルギー布間tt r O,t J / ty
l s溶融時間3.r j X / 0−’ seeの
条件で行った。第2回処理によって、Ti −Ta合会
下地上にNl 、 Ti 、 Ta 、 Pd 、 R
hからなる非晶質相を一部含む表面合金層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカーノ々イr紙
およびノ々フを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微I!ヲ用いて測定したこの表面金属の平均厚
さは、JrAmであった。Ni。
およびノ々フを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微I!ヲ用いて測定したこの表面金属の平均厚
さは、JrAmであった。Ni。
Pd 、 Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しな
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金
の組成は、l’Ji−j 9.lt原子4 ’l’i−
!6.1原子4Ta−J、?原子4 Pd−1,1原子
4 Rhであって、この値はこの表面合金’eX線マイ
クロアナライザーを用いて分析した結果と一致していた
。
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金
の組成は、l’Ji−j 9.lt原子4 ’l’i−
!6.1原子4Ta−J、?原子4 Pd−1,1原子
4 Rhであって、この値はこの表面合金’eX線マイ
クロアナライザーを用いて分析した結果と一致していた
。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.3 N NaCA溶液中で測定したアノー
P分極曲線を第9図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流密蜜の上昇が認めら
れる。
0℃の0.3 N NaCA溶液中で測定したアノー
P分極曲線を第9図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流密蜜の上昇が認めら
れる。
塩素発生のための活性全史に向上させるため、常温のM
jlHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
jlHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
この処理により、表面粗間が増して黒変した。、30℃
の0.! N NaCA溶液中で測定したアノード分
極曲線は実施例1と同様であって、この表面合金が電極
として高活性であることる示していた。
の0.! N NaCA溶液中で測定したアノード分
極曲線は実施例1と同様であって、この表面合金が電極
として高活性であることる示していた。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例7
厚さl−のZr−/コ、!原子4 Nb合金板上にNi
めつき、Pdめつき、Rhめっきをそれぞれ厚さjμm
、 Q、itλJ1m、0.コぬ施し、これを石英管
に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中
で急冷した。この処理によって下地合金の一部がめつき
層に拡散すると共に、3層のめつき層が下地合金板に蟹
着した。
めつき、Pdめつき、Rhめっきをそれぞれ厚さjμm
、 Q、itλJ1m、0.コぬ施し、これを石英管
に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中
で急冷した。この処理によって下地合金の一部がめつき
層に拡散すると共に、3層のめつき層が下地合金板に蟹
着した。
この試料′frx方向に往復運動する! −7テーブル
上に固定し、試料kxX方向移動しながら出力100w
1ビーム径200 Jamの連続Co2レーザービーム
を照射した。照射エネルギー密蜜はr J J、J J
/d、溶融時間はA、 A 7 x/ 0−’ se
eであり、X方向の試料の往復の間片道毎にX方向に1
0μm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この
条件の処理を2度繰り返すことにより、Nl 、Zr、
Nb、Pd、Rh が均一に分布した結晶相と非晶質
相の混合した表面合金が得られた6更に、第3回目の照
射処理はX方向片道の移動毎にX方向に73μm移動し
ながら、照射エネルギー布置1rJ3JJ /d、溶融
時間A A 7 :X / 0−’ ageの条件で行
った。第3回処理によって、Z r−Nb合会下地上に
Ni、Nb、Rh からなる非晶質相を一部含む表面
合金層が生成した。
上に固定し、試料kxX方向移動しながら出力100w
1ビーム径200 Jamの連続Co2レーザービーム
を照射した。照射エネルギー密蜜はr J J、J J
/d、溶融時間はA、 A 7 x/ 0−’ se
eであり、X方向の試料の往復の間片道毎にX方向に1
0μm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この
条件の処理を2度繰り返すことにより、Nl 、Zr、
Nb、Pd、Rh が均一に分布した結晶相と非晶質
相の混合した表面合金が得られた6更に、第3回目の照
射処理はX方向片道の移動毎にX方向に73μm移動し
ながら、照射エネルギー布置1rJ3JJ /d、溶融
時間A A 7 :X / 0−’ ageの条件で行
った。第3回処理によって、Z r−Nb合会下地上に
Ni、Nb、Rh からなる非晶質相を一部含む表面
合金層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、SiC紙およびノ々フを
用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査電子顕微tR
t−用いて測定したこの表面合金層の平均厚さは、tt
omであった。Ni 、Pd 、 Rhはレーザービー
ム照射処理中に蒸発しなかったものと仮定して平均厚さ
から求めたこの表面合金の組成は。
用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査電子顕微tR
t−用いて測定したこの表面合金層の平均厚さは、tt
omであった。Ni 、Pd 、 Rhはレーザービー
ム照射処理中に蒸発しなかったものと仮定して平均厚さ
から求めたこの表面合金の組成は。
Ni −jぶ、l原子4Ti−t、0原子優Nb−/、
J原子憾pd −0,7原子4 Rhであって、この値
はこの表面合金fX線マイクロアナライザーを用いて分
析した結果と一致していた。
J原子憾pd −0,7原子4 Rhであって、この値
はこの表面合金fX線マイクロアナライザーを用いて分
析した結果と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.1N Na(J溶液中で測定したアノード分
極曲線を第1O図に示す。この表面合金は自己不働態化
しており活性態は全く現れず、広い範囲にわた。り不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流密■の上昇が認めら
れる。
0℃の0.1N Na(J溶液中で測定したアノード分
極曲線を第1O図に示す。この表面合金は自己不働態化
しており活性態は全く現れず、広い範囲にわた。り不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流密■の上昇が認めら
れる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のQ
AIHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
AIHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
この処理により、表面粗餐が増して黒変した。30℃の
0.1N NaCJ溶液中で測定したアノード分極曲
線は実施例1と同様であって、この表面合金が電極とし
て高活性であることを示していた。
0.1N NaCJ溶液中で測定したアノード分極曲
線は実施例1と同様であって、この表面合金が電極とし
て高活性であることを示していた。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例j
厚さ/fiのZr−/ 2.!原子4 Ta合金板上に
Niめつき、Pdめつき、 Rhめっきをそれぞれ厚さ
!丸、 0.12 bm、 0.J Jim施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金の一部
がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき層が下地合
金板に密着した。
Niめつき、Pdめつき、 Rhめっきをそれぞれ厚さ
!丸、 0.12 bm、 0.J Jim施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金の一部
がめつき層に拡散すると共に、3層のめつき層が下地合
金板に密着した。
この試料txX方向往復運動する! −7テーブル上に
固定し、試料fxX方向移動しながら出力toof、ビ
ーム径λo o Amの連続C02レーザービームを照
射した。照射エネルギー密Ifはr J 3.3J/c
d、溶融時間はA、A 7 X / 0−’ sacで
あり、1方画の試料の往復の間片道毎にX方向に、10
μm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この条
件の処理を2度繰り返すことにより。
固定し、試料fxX方向移動しながら出力toof、ビ
ーム径λo o Amの連続C02レーザービームを照
射した。照射エネルギー密Ifはr J 3.3J/c
d、溶融時間はA、A 7 X / 0−’ sacで
あり、1方画の試料の往復の間片道毎にX方向に、10
μm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この条
件の処理を2度繰り返すことにより。
Ni 、 Zr 、 Ta 、 Pd 、 Rh が均
一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得
られた。更に、第3回目の照射処理はX方向片道の移動
毎にy方向に77mm移動しながら、照射エネルギー密
1fr3J、JJ/cII、溶融時間A、AフX /
0−’s@cの条件で行った。第3回処理によって、Z
r−Ta合金下地上にNi 、 Zr 、 Ta 、
Pd 、 Rh からなる非晶質相を一部含む表面合金
層が生成した。
一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得
られた。更に、第3回目の照射処理はX方向片道の移動
毎にy方向に77mm移動しながら、照射エネルギー密
1fr3J、JJ/cII、溶融時間A、AフX /
0−’s@cの条件で行った。第3回処理によって、Z
r−Ta合金下地上にNi 、 Zr 、 Ta 、
Pd 、 Rh からなる非晶質相を一部含む表面合金
層が生成した。
試料の一部の断面を切シ出し、シIJコンカーノ々イP
紙およびパフを用いて研゛磨したのち光学顕微鏡および
走査電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平均
厚さは、3.35mであった。N1゜Pd 、 Rhは
レーザービーム照射処理中に蒸発しなかったものと仮定
して平均厚さから求めたこの表面合金の組成は、Ni−
j Jj原子4Zr−7,j原子4Ta−/、j原子4
Pd−0,7原子11 Rhであって、この値はこの
表面合金t−X線マイクロアナライザーを用いて分析し
た結果と一致していた。
紙およびパフを用いて研゛磨したのち光学顕微鏡および
走査電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平均
厚さは、3.35mであった。N1゜Pd 、 Rhは
レーザービーム照射処理中に蒸発しなかったものと仮定
して平均厚さから求めたこの表面合金の組成は、Ni−
j Jj原子4Zr−7,j原子4Ta−/、j原子4
Pd−0,7原子11 Rhであって、この値はこの
表面合金t−X線マイクロアナライザーを用いて分析し
た結果と一致していた。
レーザー照射(よって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.1 N NaC#溶液中で測定したアノーP
分極曲線を第11図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流書間の上昇が認めら
れる。
0℃の0.1 N NaC#溶液中で測定したアノーP
分極曲線を第11図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流書間の上昇が認めら
れる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため。
常温の4.A4H?中に90秒浸漬する表面活性化処理
を施した。この処理により1表面粗度が増して黒変した
。30℃の0.1 N NaCA溶液中で測定したア
ノーP分極曲線は実施例1と同様であって、この表面合
金が電極として高活性であることを示していた。
を施した。この処理により1表面粗度が増して黒変した
。30℃の0.1 N NaCA溶液中で測定したア
ノーP分極曲線は実施例1と同様であって、この表面合
金が電極として高活性であることを示していた。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化費面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化費面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例9
厚さl−のTi−j原子4 Nb−j原子%Ta合金板
上にNiめつき、Pdめつき%Rhめっきをそれぞれ厚
さr HH、00g 2 Am O,2Am施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金″の一
部がめつき層に拡散すると共に%3層のめつき層が下地
Nb板に密着した。
上にNiめつき、Pdめつき%Rhめっきをそれぞれ厚
さr HH、00g 2 Am O,2Am施し、これ
を石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポ
ンプ油中で急冷した。この処理によって下地合金″の一
部がめつき層に拡散すると共に%3層のめつき層が下地
Nb板に密着した。
この試料′Ikx方向に往復運動するx −yテーブル
上に固定し、試料t−x方向に移動しながら出力!00
w、ビーム径コoo翔の連続CO2レーザ−ビームを照
射した。照射エネルギー密度は7 f / 、J j
J / cd s溶融時間はt、コj ×70−’se
eであり、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向にg
oμm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この
条件の処理をコ置繰り返すことにより、Ni 、 Ti
、 Nb 、 Ta * Pd 、 Rhが均一に分
布した結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得られた
。更に、第3回目の照射処理はX方向片道の移動毎にy
方向に7!μm移動し、なから、照射エネルギー密If
tt r O,77J / csf、溶融時間3.rz
X / 0−’ seeの条件で行った。第3回処理に
よって、Ti −Nb−Ta合金下地上にNi 、Ti
、 Nb 、 Ta。
上に固定し、試料t−x方向に移動しながら出力!00
w、ビーム径コoo翔の連続CO2レーザ−ビームを照
射した。照射エネルギー密度は7 f / 、J j
J / cd s溶融時間はt、コj ×70−’se
eであり、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向にg
oμm移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この
条件の処理をコ置繰り返すことにより、Ni 、 Ti
、 Nb 、 Ta * Pd 、 Rhが均一に分
布した結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得られた
。更に、第3回目の照射処理はX方向片道の移動毎にy
方向に7!μm移動し、なから、照射エネルギー密If
tt r O,77J / csf、溶融時間3.rz
X / 0−’ seeの条件で行った。第3回処理に
よって、Ti −Nb−Ta合金下地上にNi 、Ti
、 Nb 、 Ta。
Pd 、 Rhからなる非晶質相を一部含む表面合金層
が生成した。
が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカーパイP紙お
よびパフを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査電
子顕微wLt−用いて測定したこの表面合金層の平均厚
さは一、J!amであった。Nl。
よびパフを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査電
子顕微wLt−用いて測定したこの表面合金層の平均厚
さは一、J!amであった。Nl。
Pd 、 Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しな
−かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合
金の組成は、Ni −j ?、−2原子4Ti−J、J
原子4Nb−J、2原子% Ta −/、J原子4 P
d−0,4原子(1,Rhであって、この値はこの表面
合金kX線マイクロアナライザーを用いて分析した結果
と一致していた。
−かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合
金の組成は、Ni −j ?、−2原子4Ti−J、J
原子4Nb−J、2原子% Ta −/、J原子4 P
d−0,4原子(1,Rhであって、この値はこの表面
合金kX線マイクロアナライザーを用いて分析した結果
と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.1 N NaC#溶液中で測定したアノーP
分極曲線を第1コ図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流密質の上昇が認めら
れる。
0℃の0.1 N NaC#溶液中で測定したアノーP
分極曲線を第1コ図に示す。この表面合金は自己不働態
化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不働
態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。高
い電位では、塩素発生に基づく電流密質の上昇が認めら
れる。
塩素発生のための活性を更礼向上させるため、常温のg
、AlHF’中に90秒浸漬する表面活性化処理を施し
た。この処理により、表面粗度が増して黒変した。30
℃の0.1 N Na(J溶液中で測定したアノード分
極曲線は実施例1と同様であって、この表面合金が電極
として高活性であることを示していた。
、AlHF’中に90秒浸漬する表面活性化処理を施し
た。この処理により、表面粗度が増して黒変した。30
℃の0.1 N Na(J溶液中で測定したアノード分
極曲線は実施例1と同様であって、この表面合金が電極
として高活性であることを示していた。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例i。
厚さ/aのTt−j@電子 TJL −j原子’l N
b−j原子’I Zr合金板上にNtめつき、Pdめつ
き、Rhめっきをそれぞれ厚さtμm 、 O,gコμ
m 、 o、25m施し、これを石英管に真空封入した
のち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。こ
の処理によって下地合金の一部がめつき層に拡散すると
共に、3層のめつき層が下地Nb板に密着した。
b−j原子’I Zr合金板上にNtめつき、Pdめつ
き、Rhめっきをそれぞれ厚さtμm 、 O,gコμ
m 、 o、25m施し、これを石英管に真空封入した
のち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で急冷した。こ
の処理によって下地合金の一部がめつき層に拡散すると
共に、3層のめつき層が下地Nb板に密着した。
この試料kg方向に往復運動するx −yテーブル上に
固定し、試料t−x方向に移動しながら出力!00w、
ビーム径λ9Q九の連続CO□レーザービームを照射し
た。照射エネルギー書間は71 /、−2j J /
cd、溶融時間はt、λ1 X / O−’seeであ
り、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向にroam
移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の
処理t−uf繰り返すことにより、Ni 、 TI 、
Ta 、 Nb 、 Zr 、 Pd 、 Rhが均
一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得
られた。更に、第3回目の照射処理はX方向片道の移動
毎にy方向に7jJn)移動しながら、照射エネ′ルギ
ー密Hg r O−77J / cd、溶融時間3Jj
X / 0−’ gl@eの条件で行った。第3回処理
によって、 TI −Ta−Nb−Zr合金下地上IC
Ni 、 TI 、Ta 。
固定し、試料t−x方向に移動しながら出力!00w、
ビーム径λ9Q九の連続CO□レーザービームを照射し
た。照射エネルギー書間は71 /、−2j J /
cd、溶融時間はt、λ1 X / O−’seeであ
り、X方向の試料の往復の間片道毎にy方向にroam
移動し全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の
処理t−uf繰り返すことにより、Ni 、 TI 、
Ta 、 Nb 、 Zr 、 Pd 、 Rhが均
一に分布した結晶相と非晶質相の混合した表面合金が得
られた。更に、第3回目の照射処理はX方向片道の移動
毎にy方向に7jJn)移動しながら、照射エネ′ルギ
ー密Hg r O−77J / cd、溶融時間3Jj
X / 0−’ gl@eの条件で行った。第3回処理
によって、 TI −Ta−Nb−Zr合金下地上IC
Ni 、 TI 、Ta 。
Nb 、 Zr 、 Pd 、 Rhからなる非晶質相
を一部含む表面合金層が生成した。
を一部含む表面合金層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカーノ々イド紙
および、? 7 *用いて研磨したのち光学顕微鏡およ
び走査電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平
均厚さは、31μmであった。 Ni 。
および、? 7 *用いて研磨したのち光学顕微鏡およ
び走査電子顕微鏡を用いて測定したこの表面合金層の平
均厚さは、31μmであった。 Ni 。
Pd 、 Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しな
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金
の組成は、Ni−j j、7原子憾Ti−J、一原子%
Ta−j、コ原子INb−J、一原子4Zr−/、j
原子彊Pd−0,4原子I Rhであって、この値はこ
の表面合金fX線マイクロアナライザーを用いて分析し
た結果と一致していた。
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの表面合金
の組成は、Ni−j j、7原子憾Ti−J、一原子%
Ta−j、コ原子INb−J、一原子4Zr−/、j
原子彊Pd−0,4原子I Rhであって、この値はこ
の表面合金fX線マイクロアナライザーを用いて分析し
た結果と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの表面合金を用い、3
0℃の0.1 N NaCZ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第13図に示す、この表面合金は自己不動
態化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不
働態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。
0℃の0.1 N NaCZ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第13図に示す、この表面合金は自己不動
態化しており活性態は全く現れず、広い範囲にわたり不
働態であって、きわめて耐食性が高いことが判明する。
高い電位では、塩素発生に基づく電流密lの上昇が認め
られる。
られる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のμ
、t4HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理によυ%表面粗度が増して黒変した。30℃
のO,jNNaCj溶液中で測定したアノード分極曲線
は実施例1と同様であって。
、t4HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理によυ%表面粗度が増して黒変した。30℃
のO,jNNaCj溶液中で測定したアノード分極曲線
は実施例1と同様であって。
この表面合金が電極として高活性であることを示してい
た。
た。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例/l
厚さ11の冷板上にNiめつき%Coめつき、Pdめつ
き、Rhめっきをそれぞれ厚さ9μm、9層m 、 0
.Jr am 、 0.j an施し、これを石英管に
真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で
急冷した。この処理によってNbの一部がめつき層に拡
散すると共に1g層のめつき層が下地冷板に密着した。
き、Rhめっきをそれぞれ厚さ9μm、9層m 、 0
.Jr am 、 0.j an施し、これを石英管に
真空封入したのち熱処理し、真空中の拡散ポンプ油中で
急冷した。この処理によってNbの一部がめつき層に拡
散すると共に1g層のめつき層が下地冷板に密着した。
この、試料t−x方向に往復運動する! −7テーブル
上に固定し、試料kxX方向移動しながら出力100
y、ビーム径200Jtrnの連続CO2レーザ−ビー
ムを照射した。照射エネルギー密度は2 j 00 J
rd、溶融時間はコX / 0−5secであプ、X方
向の試料の往復の間片道毎にy方向に30μm移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理を−
2置繰り返すことにより、Ni 、 Co 、 Nb
、 Pd 、 Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相
の混合した表面合金が得られた。更に、第3回目の照射
処理はX方向片道の移動毎にy方向に75μm移動しな
がら、照射エネルギー密11ニア r /cm2J j
J / cd、溶融時間ぶ、J!X10−’a@eの
条件で行った。第3回処理によって、島下地上にNi
、 Nb 、 Pd 、 Rhからなる非晶質表面合金
層が生成した。
上に固定し、試料kxX方向移動しながら出力100
y、ビーム径200Jtrnの連続CO2レーザ−ビー
ムを照射した。照射エネルギー密度は2 j 00 J
rd、溶融時間はコX / 0−5secであプ、X方
向の試料の往復の間片道毎にy方向に30μm移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理を−
2置繰り返すことにより、Ni 、 Co 、 Nb
、 Pd 、 Rhが均一に分布した結晶相と非晶質相
の混合した表面合金が得られた。更に、第3回目の照射
処理はX方向片道の移動毎にy方向に75μm移動しな
がら、照射エネルギー密11ニア r /cm2J j
J / cd、溶融時間ぶ、J!X10−’a@eの
条件で行った。第3回処理によって、島下地上にNi
、 Nb 、 Pd 、 Rhからなる非晶質表面合金
層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカーメイド紙お
よびパフt−用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査
電子顕微sur用いて測定した非晶質表面合金層の平均
厚さは、gθμmであった。Ni。
よびパフt−用いて研磨したのち光学顕微鏡および走査
電子顕微sur用いて測定した非晶質表面合金層の平均
厚さは、gθμmであった。Ni。
Pd 、 Rhはレーザービーム照射処理中に蒸発しな
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの非晶質表
面合金の組成は%Nl−J 7原子%Nb−−2i子4
Pd−/原子% Rhであって、この値はこの非晶質
表面合金fX線マイクロアナライザーを用いて分析した
結果と一致していた。
かったものと仮定して平均厚さから求めたこの非晶質表
面合金の組成は%Nl−J 7原子%Nb−−2i子4
Pd−/原子% Rhであって、この値はこの非晶質
表面合金fX線マイクロアナライザーを用いて分析した
結果と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの非晶質表面合金を用
い、30℃の0.7 N NaCJ溶液中で測定したア
ノーP分極曲線を第ig図に示す、この非晶質表面合金
は自己不働態化しており活性態は全く現れず、広い範囲
にわたシネ動態であって、きわめて耐食性が高いことが
判明する。高い電位では、塩素発生に基づく電流密度の
上昇が認められる。
い、30℃の0.7 N NaCJ溶液中で測定したア
ノーP分極曲線を第ig図に示す、この非晶質表面合金
は自己不働態化しており活性態は全く現れず、広い範囲
にわたシネ動態であって、きわめて耐食性が高いことが
判明する。高い電位では、塩素発生に基づく電流密度の
上昇が認められる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のg
、AlHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理により1表面層度が増して黒変した。30℃
の(7,7N NaCA溶液中で測定したアノーr分極
曲線は実施例1と同様であって。
、AlHF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した
。この処理により1表面層度が増して黒変した。30℃
の(7,7N NaCA溶液中で測定したアノーr分極
曲線は実施例1と同様であって。
この表面合金が電極として高活性であることを示してい
た。
た。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備えた表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
実施例1コ
厚さl−のめ板上にNiめつきを厚さlりμm施した。
これに塩化イリジウム酸と塩化白金酸全IrとPtの比
でl:3にまぜエチルアルコールでペースト状にして塗
布し、10℃で70分間乾燥後、N2雰囲気中200℃
で十分量焼成した。この処理t−J回繰シ返し、μμm
の厚さのPt −Ir合金層t−Nlめつき上に生成し
た。これを石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中
の拡散Iンプ油中で急冷した。この処理によってNbの
一部がめつき層に拡散すると共に、一層の表面層が下地
Nb板に密着した。
でl:3にまぜエチルアルコールでペースト状にして塗
布し、10℃で70分間乾燥後、N2雰囲気中200℃
で十分量焼成した。この処理t−J回繰シ返し、μμm
の厚さのPt −Ir合金層t−Nlめつき上に生成し
た。これを石英管に真空封入したのち熱処理し、真空中
の拡散Iンプ油中で急冷した。この処理によってNbの
一部がめつき層に拡散すると共に、一層の表面層が下地
Nb板に密着した。
この試料kxX方向往復運動するX −7テーブル上に
固定し、試料t−x方向に移動しながら出力!007.
ビーム径200μmの連・続CO2レーザービームを照
射した、照射iネルギー密蜜はJ/2!J /cII、
溶融時間は、2.、I X / o−seaであり、X
方向の試料の往復の間片道毎に1方向に2!μm移動し
全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理′
ft−2度繰り返すことによりs Nt * Nb5P
t e Irが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合
した表面合金が得られた。更に、第3回目の照射処理は
X方向片道の移動毎にy方向に7!丸移動しながら、照
射エネルギー密[7F/、27J /d、溶融時間t、
コj X / 0−4 、、cの条件で行った。第3回
処理によって、 Nb下地上にNi 、Nb 。
固定し、試料t−x方向に移動しながら出力!007.
ビーム径200μmの連・続CO2レーザービームを照
射した、照射iネルギー密蜜はJ/2!J /cII、
溶融時間は、2.、I X / o−seaであり、X
方向の試料の往復の間片道毎に1方向に2!μm移動し
全表面にレーザー照射処理を施した。この条件の処理′
ft−2度繰り返すことによりs Nt * Nb5P
t e Irが均一に分布した結晶相と非晶質相の混合
した表面合金が得られた。更に、第3回目の照射処理は
X方向片道の移動毎にy方向に7!丸移動しながら、照
射エネルギー密[7F/、27J /d、溶融時間t、
コj X / 0−4 、、cの条件で行った。第3回
処理によって、 Nb下地上にNi 、Nb 。
Pt、 Irからなる非晶質表面合金層が生成した。
試料の一部の断面を切り出し、シリコンカー)942紙
およびノ々フを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微鏡を用いて測定した非晶質表面合金層の平均
厚さは、4’jJmであった。N1゜Pt、Irはレー
ザービーム照射処理中に蒸発しなかったものと仮定して
平均厚さから求めた非晶質表面合金の組成は、 Ni
−J If原子鴫Nb−4原子4 Pt−2原子4 I
rであって、この値はこの非晶質表面合金をI線マイク
ロアナライザーを用いて分析した結果と一致していた。
およびノ々フを用いて研磨したのち光学顕微鏡および走
査電子顕微鏡を用いて測定した非晶質表面合金層の平均
厚さは、4’jJmであった。N1゜Pt、Irはレー
ザービーム照射処理中に蒸発しなかったものと仮定して
平均厚さから求めた非晶質表面合金の組成は、 Ni
−J If原子鴫Nb−4原子4 Pt−2原子4 I
rであって、この値はこの非晶質表面合金をI線マイク
ロアナライザーを用いて分析した結果と一致していた。
レーザー照射によって生成したこの非晶質表面合金を用
い%30℃の0.1 N NaCJ溶液中で測定したア
ノーP分極曲線t−第1j図に示す。この非晶質表面合
金は自己不働態化しており活性態は全く現れず、広い範
囲にわたり不働態であって、きわめて耐食性が高いこと
が判明する。高い電位では、塩素発生に基づく電流′!
!i度の上昇が認められる。
い%30℃の0.1 N NaCJ溶液中で測定したア
ノーP分極曲線t−第1j図に示す。この非晶質表面合
金は自己不働態化しており活性態は全く現れず、広い範
囲にわたり不働態であって、きわめて耐食性が高いこと
が判明する。高い電位では、塩素発生に基づく電流′!
!i度の上昇が認められる。
塩素発生のための活性を更に向上させるため、常温のg
44HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
44HF中に90秒浸漬する表面活性化処理を施した。
この処理により、表面粗間が増して黒変した。30℃の
0.1 N NaCA溶液中で測定したアノード分極
曲線を第7≦図に示す。表面活性化処理後の分極曲線に
はO,AV(SCE)付近に極大をもつ溶解tR,が認
められる。これは表面活性化処理の際に溶は残った元素
が表面層から溶解する電流である。しかし−1!/、0
V(SCE)t−越えて分極したのち一回目以降に測定
される電流には0.AV(SCE)付近に極大をもつ活
性溶解電流が認められず、電極が腐食により溶解しない
ことを示している。一方、高電位側では塩素発生に基づ
く電流が急激に上昇している7例えば1.−2v(S(
1)における電流密度は表面活性化処理前の/ !、0
00倍に達し、表面活性化処理によって、電極触媒活性
が/、?、000倍上昇したことを示している。
0.1 N NaCA溶液中で測定したアノード分極
曲線を第7≦図に示す。表面活性化処理後の分極曲線に
はO,AV(SCE)付近に極大をもつ溶解tR,が認
められる。これは表面活性化処理の際に溶は残った元素
が表面層から溶解する電流である。しかし−1!/、0
V(SCE)t−越えて分極したのち一回目以降に測定
される電流には0.AV(SCE)付近に極大をもつ活
性溶解電流が認められず、電極が腐食により溶解しない
ことを示している。一方、高電位側では塩素発生に基づ
く電流が急激に上昇している7例えば1.−2v(S(
1)における電流密度は表面活性化処理前の/ !、0
00倍に達し、表面活性化処理によって、電極触媒活性
が/、?、000倍上昇したことを示している。
以上の結果、高耐食性と高電極触媒活性を兼ね備え九表
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
面活性化表面合金が結晶質金属上に形成できたことが判
明する。
発明の効果
以上詳述したとおり、本発明の表面活性化表面合金電極
は、高価な白金族元素がきわめて低殴度であるにも拘ら
ず、水溶液電解の際にきわめて高い電極触媒活性を発揮
し、かつ高耐食性に基づく長寿命であることを特徴とす
る表面活性化合金と、この表面活性化合金に電流を供給
するために必要な低電気抵抗の導電体として働く所定の
厚さの下地合金からなる。理想の条件を具備した電極で
ある。また、本発明の表面活性化表面合金電極は、通常
の金属材料の表面に所定の特性を備えた表面合金を作製
し、これに表面活性化処理を施すという本発明の独得の
方法によって作られる。したがって、本発明の表面活性
化表面合金電極の作製法は、特に複雑で高価な操作を必
要とせず、またこうして作られる本発明の表面活性化表
面合金電極は理想的な構造と特性管備え、本発明の電極
および作製法は共に実用性に優れている。
は、高価な白金族元素がきわめて低殴度であるにも拘ら
ず、水溶液電解の際にきわめて高い電極触媒活性を発揮
し、かつ高耐食性に基づく長寿命であることを特徴とす
る表面活性化合金と、この表面活性化合金に電流を供給
するために必要な低電気抵抗の導電体として働く所定の
厚さの下地合金からなる。理想の条件を具備した電極で
ある。また、本発明の表面活性化表面合金電極は、通常
の金属材料の表面に所定の特性を備えた表面合金を作製
し、これに表面活性化処理を施すという本発明の独得の
方法によって作られる。したがって、本発明の表面活性
化表面合金電極の作製法は、特に複雑で高価な操作を必
要とせず、またこうして作られる本発明の表面活性化表
面合金電極は理想的な構造と特性管備え、本発明の電極
および作製法は共に実用性に優れている。
第1図は高エネルヂー密度ビーム照射処理の一例として
のレーザービーム照射処理の概念図である。 極曲線である。 第1図 レーザービーム ! 51 M!度A・f2 第3図 電 イI V (SCE) 第4図 電 イΩ V (SCE)第5図 を位 V (SCE) 電流密度A、、<2 iI 流密度 A T+−2 電流密度 A1m12 電5t@度A、ITL−2 電流密度 A 、、72 電流密度A−m12 電流密度 A、N2 電流密度 A Tn72 電し筬密度Am−2 電流密度 A、m−2 第16図 電 イΩ (SCE) 手続?■正書く自発) 昭和62年 9月 8日
のレーザービーム照射処理の概念図である。 極曲線である。 第1図 レーザービーム ! 51 M!度A・f2 第3図 電 イI V (SCE) 第4図 電 イΩ V (SCE)第5図 を位 V (SCE) 電流密度A、、<2 iI 流密度 A T+−2 電流密度 A1m12 電5t@度A、ITL−2 電流密度 A 、、72 電流密度A−m12 電流密度 A、N2 電流密度 A Tn72 電し筬密度Am−2 電流密度 A、m−2 第16図 電 イΩ (SCE) 手続?■正書く自発) 昭和62年 9月 8日
Claims (2)
- (1)Ti、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何
れか1種の耐食金属あるいは2種以上からなる耐食合金
、Ti、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何れか
1種の耐食金属あるいは2種以上からなる耐食合金とT
i、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何れか1種
の耐食金属あるいは2種以上からなる耐食合金またはそ
の他の金属あるいは合金とをクラッドしたもの、あるい
は更にこれらを圧延したものを下地とし、これらの下地
上に、Ti、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何
れか一種あるいは2種以上20−67原子%、Ru、R
h、Pd、IrおよびPtの白金族金属の群から選ばれ
る何れか1種または2種以上0.01−10原子%と残
部実質的にNiおよびCoの1種または2種からなる合
金が150μm以下の厚さに、少なくとも非晶質相を一
部含む急冷凝固表面合金として存在し、これに表面活性
化処理を施した高耐食性および高活性を備えた表面活性
化表面合金電極。 - (2)Ti、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何
れか1種の耐食金属あるいは2種以上からなる耐食合金
、Ti、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何れか
1種の耐食金属あるいは2種以上からなる耐食合金とT
i、Zr、NbおよびTaの群から選ばれる何れか1種
の耐食金属あるいは2種以上からなる耐食合金またはそ
の他の金属あるいは合金とをクラッドしたもの、あるい
は更にこれらを圧延したものを下地とし、前記下地上に
、Ru、Rh、Pd、IrおよびPtの白金族金属群か
ら選ばれる何れか1種または2種以上とNiおよびCo
の1種または2種をめっきその他の方法で被覆したもの
を被照射体とするか、あるいは、めっきその他の方法を
用いた被覆処理の途中あるいは修了後熱処理を行うこと
によって、下地金属あるいは下地合金と被覆層の接合を
改善したものあるいは、下地の一部と被覆層を合金化さ
せたものを被照射体とし、高エネルギー密度ビーム照射
処理に際し、被照射体を移動するかまたは高エネルギー
密度ビームを移動して溶融体積と溶融時間を制御する装
置を用い、生じた溶融合金の厚さが、冷却後150μm
以下となるようにし、かつ照射エネルギー密度が500
0ジュール/cm^2以下で、溶融時間が5×10^−
^3秒以下となるように制御した高エネルギー密度ビー
ム照射を1回ないし数回行うことによって、表面合金の
混合均一化を図ると共に、溶融部への入熱を制御して自
然に起こる溶融部の急冷を行い、前記の少なくとも非晶
質相を一部含む急冷凝固表面合金を作製し、これをNi
、Co、Ti、Zr、NbおよびTaを優先的に溶解さ
せる腐食溶液に浸漬し、電極活性を担う白金族金属を表
面に濃縮させると共に有効表面積を増大させることを特
徴とする表面活性化処理を表面合金に施すことからなる
高耐食性および高活性を備えた表面活性化表面合金電極
の作製法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61222028A JPS63153290A (ja) | 1986-09-22 | 1986-09-22 | 表面活性化表面合金電極およびその作製法 |
DE8787308352T DE3778469D1 (de) | 1986-09-22 | 1987-09-21 | Elektroden mit aktivierter legierungsoberflaeche und deren herstellungsverfahren. |
EP87308352A EP0261920B1 (en) | 1986-09-22 | 1987-09-21 | Surface activated surface alloy electrodes and a process for preparing them |
US07/481,718 US4964967A (en) | 1986-09-22 | 1990-02-16 | Surface activated alloy electrodes and process for preparing them |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61222028A JPS63153290A (ja) | 1986-09-22 | 1986-09-22 | 表面活性化表面合金電極およびその作製法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63153290A true JPS63153290A (ja) | 1988-06-25 |
JPH036999B2 JPH036999B2 (ja) | 1991-01-31 |
Family
ID=16775959
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61222028A Granted JPS63153290A (ja) | 1986-09-22 | 1986-09-22 | 表面活性化表面合金電極およびその作製法 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4964967A (ja) |
EP (1) | EP0261920B1 (ja) |
JP (1) | JPS63153290A (ja) |
DE (1) | DE3778469D1 (ja) |
Families Citing this family (30)
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US5180609A (en) * | 1988-03-09 | 1993-01-19 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method of forming modified portion and magnetic recording member using this method |
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DE102021116117A1 (de) | 2021-06-22 | 2022-12-22 | Claas Selbstfahrende Erntemaschinen Gmbh | Verfahren zur Bestimmung eines Indikators für eine Aufbereitungsqualität eines landwirtschaftlichen Ernteguts |
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