JPS635462B2 - - Google Patents
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- JPS635462B2 JPS635462B2 JP61074349A JP7434986A JPS635462B2 JP S635462 B2 JPS635462 B2 JP S635462B2 JP 61074349 A JP61074349 A JP 61074349A JP 7434986 A JP7434986 A JP 7434986A JP S635462 B2 JPS635462 B2 JP S635462B2
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Landscapes
- Hard Magnetic Materials (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は、炭素系非磁性非晶質鉄合金に関する
ものである。 通常、固体の金属・合金は結晶状態であるが、
液体より超急冷（冷却速度は合金の組成に依存す
るが、およそ104〜106℃／秒である）すれば液体
に類似した周期的原子配列を持たない非晶質構造
の固体が得られる。このような金属を非晶質金属
あるいはアモルフアス金属と呼ぶ。一般に、この
型の金属は２種以上の元素からなる合金であり、
通常、遷移金属元素と非金属元素の両者の組合せ
よりなり、半金属量は約15〜30原子％程度であ
る。 本発明は、実用的ならびに新規な用途に対し、
耐熱性、強度、硬度が高く製造が容易でかつ安価
な炭素系非磁性非晶質鉄合金を提供することを目
的とするものである。すなわち本発明は実質的に
下記の式で示される成分組成よりなることを特徴
とする炭素系非磁性非晶質鉄合金である。 1.FeaCrbMcQd （式中FeaはFeがａ原子％、CrbはCrがｂ原子
％、McはCr、Mo、Ｗのうちから選ばれる何れか
１種または２種以上がｃ原子％、QdはＣがｄ原
子％含有されていることを示し、ａは28〜71、ｂ
は20以下（但し零は含まず）、ｃは12〜26、ｄは
12〜26の範囲内にあり、ａ，ｂ，ｃ及びｄの和は
実質的に100である。但しＭがＷのみよりなると
きは、ｂは４〜20の範囲内である。） 2.FeaCrbMcQd （式中FeaはFeがａ原子％、CrbはCrがｂ原子
％、McはCr、Mo、Ｗのうちから選ばれる何れか
１種または２種以上がｃ原子％、QdはＣがｄ原
子％含有されていることを示し、ａは28〜71、ｂ
は20以下（但し零は含まず）、ｃは12〜26、ｄは
12〜26の範囲内にあり、ａ，ｂ，ｃ及びｄの和は
実質的に100であり、かつ、Ｑを構成するＣの一
部が４原子％以下のＮで置換されてなるもの。但
しＭがＷのみよりなるときは、ｂは４〜20の範囲
内である。） 本発明者等は、非金属元素として炭素（または
その一部を窒素で置換）を含む鉄合金が広い組成
範囲で容易に非晶質化し、しかも強度、硬度、耐
食性、耐熱性の点で優れた特性を持ち、しかも非
磁性になることを新規に知見して、本発明を完成
したのである。 次に本発明を詳細に説明する。 これまで良く知られている非晶質合金において
廉価な合金は鉄を主体としたものであり、例えば
Fe80P20、Fe80B20、Fe80P12B8、Fe75Si15B10、
Fe75Si15P10、Fe80P13C7などのように鉄と非金属
元素Ｐ、Ｂ、Si、Ｃとの組合せであつた。しかる
に、本発明者らは非晶質化するために必要な添加
剤であるこれら半金属元素には各々一長一短があ
ることを見出した。その効果をまとめて第１表に
示す。同表中には特性を◎（優）、〇（良）、×
（可）でもつて評価してある。
ものである。 通常、固体の金属・合金は結晶状態であるが、
液体より超急冷（冷却速度は合金の組成に依存す
るが、およそ104〜106℃／秒である）すれば液体
に類似した周期的原子配列を持たない非晶質構造
の固体が得られる。このような金属を非晶質金属
あるいはアモルフアス金属と呼ぶ。一般に、この
型の金属は２種以上の元素からなる合金であり、
通常、遷移金属元素と非金属元素の両者の組合せ
よりなり、半金属量は約15〜30原子％程度であ
る。 本発明は、実用的ならびに新規な用途に対し、
耐熱性、強度、硬度が高く製造が容易でかつ安価
な炭素系非磁性非晶質鉄合金を提供することを目
的とするものである。すなわち本発明は実質的に
下記の式で示される成分組成よりなることを特徴
とする炭素系非磁性非晶質鉄合金である。 1.FeaCrbMcQd （式中FeaはFeがａ原子％、CrbはCrがｂ原子
％、McはCr、Mo、Ｗのうちから選ばれる何れか
１種または２種以上がｃ原子％、QdはＣがｄ原
子％含有されていることを示し、ａは28〜71、ｂ
は20以下（但し零は含まず）、ｃは12〜26、ｄは
12〜26の範囲内にあり、ａ，ｂ，ｃ及びｄの和は
実質的に100である。但しＭがＷのみよりなると
きは、ｂは４〜20の範囲内である。） 2.FeaCrbMcQd （式中FeaはFeがａ原子％、CrbはCrがｂ原子
％、McはCr、Mo、Ｗのうちから選ばれる何れか
１種または２種以上がｃ原子％、QdはＣがｄ原
子％含有されていることを示し、ａは28〜71、ｂ
は20以下（但し零は含まず）、ｃは12〜26、ｄは
12〜26の範囲内にあり、ａ，ｂ，ｃ及びｄの和は
実質的に100であり、かつ、Ｑを構成するＣの一
部が４原子％以下のＮで置換されてなるもの。但
しＭがＷのみよりなるときは、ｂは４〜20の範囲
内である。） 本発明者等は、非金属元素として炭素（または
その一部を窒素で置換）を含む鉄合金が広い組成
範囲で容易に非晶質化し、しかも強度、硬度、耐
食性、耐熱性の点で優れた特性を持ち、しかも非
磁性になることを新規に知見して、本発明を完成
したのである。 次に本発明を詳細に説明する。 これまで良く知られている非晶質合金において
廉価な合金は鉄を主体としたものであり、例えば
Fe80P20、Fe80B20、Fe80P12B8、Fe75Si15B10、
Fe75Si15P10、Fe80P13C7などのように鉄と非金属
元素Ｐ、Ｂ、Si、Ｃとの組合せであつた。しかる
に、本発明者らは非晶質化するために必要な添加
剤であるこれら半金属元素には各々一長一短があ
ることを見出した。その効果をまとめて第１表に
示す。同表中には特性を◎（優）、〇（良）、×
（可）でもつて評価してある。
【表】
同表より、Geは総ての点で好ましくなく、Ｐ
は原料費、非晶質形成能、耐食性等の性質は良い
が、それら以外の性質は好ましくない。特に溶解
中に有害ガスを発生し、また加熱中に材料の脆化
を促進するので問題の多い元素である。同表中Si
およびＢは耐食性を低下させる作用を有する点で
好ましくなく、またＢは原料費が高いという欠点
を有する。前記諸元素に対してＣは同表より明ら
かな如く総ての点において好ましい性質を有する
元素であることが判つた。 かくして本発明者等は、非晶質化に寄与する前
記半金属中Ｃだけを含む非晶質鉄合金について詳
細に研究して本発明を完成したのである。 一般に、非晶質合金は液体状態から急速に冷却
することによつて得られるが、このために種々の
冷却方法が考えられている。例えば高速回転する
１つの円板の外周面上（第１図ａ）または高速に
お互いに逆回転する２つのロールの間（第１図
ｂ）に液体金属を連続に噴出させて、回転円板ま
たは双ロールの表面上で105〜106℃／秒程度の速
度で急冷凝固させる方法が公知である。また最近
本発明者等が発明した溶融金属から直接幅広薄帯
板を製造する方法ならびにその製造装置（特開昭
53―125228号、同53―125229号）を用いることが
できる。 本発明の非晶質鉄合金も同様に液体状態から急
速に冷却することによつて得ることができ、上記
の諸方法によつて線または板状の本発明の非晶質
合金を製造することができる。また、高圧ガス
（窒素、アルゴンガスなど）により液体金属を吹
き飛ばし、対向する冷却用銅板上で微粉状に急冷
凝固させる例えばアトマイザーなどにより数μm
〜数10μm程度の非晶質合金粉末を製造すること
ができ、この合金は半金属としてＣを、あるいは
Ｃの一部の代替として４原子％以下のＮで置換す
ることもでき、したがつて従来の非晶質合金に較
べて安価であるばかりでなく、製造が容易である
ため本発明の炭素系非晶質鉄合金よりなる粉末、
線、あるいは板を工業的規模で製造することがで
きる点において極めて有利である。なお本発明合
金にあつては通常の工業材料中に存在する程度の
不純物、例えばＰ、Si、As、Ｓなどが小量含ま
れても本発明の目的を達成することができる。 本発明の非晶質鉄合金は成分組成上から下記の
諸グループに大別することができる。 (a) Fe―Cr―Ｃ（Ｎ） (b) Fe―Cr―Mo―Ｃ（Ｎ） (c) Fe―Cr―Ｗ―Ｃ（Ｎ） (d) Fe―Cr―Mo―Ｗ―Ｃ（Ｎ） 次は本発明において、成分組成を限定する理由
を説明する。 Feが28原子％より少ないと非晶質合金を得る
ことが困難であり、また71原子％より多いとキユ
リー温度が常温以上となり、非磁性でなくなるの
でFeは28〜71原子％の範囲内にする必要がある。 Ｑは12原子％より少ないか、あるいは26原子％
より多いと非晶質合金を得ることが困難であるの
でＱは12〜26原子％の範囲内にする必要がある。 CrbMcのｂが20以下、ｃが12〜26の範囲外では
非磁性が失われ、強磁性となつたり、脆化するの
で、CrbMcのｂ、ｃはそれぞれb20以下、c12〜26
の範囲内にする必要がある。またＭがＷのみより
なるときは、ｂが４より少ないと脆化し、一方20
より多いと非晶質化することが困難であるので、
ｂは４〜20の範囲内にする必要がある。 またＱの一部をＮで置換する場合Ｎが４原子％
より多いと急冷凝固時にＮが合金組織中に気泡と
して析出し、合金の形状が悪化し、機械的強度が
低下するのでＮは４原子％以下にすることが必要
である。 次に本発明の非晶質鉄合金の成分組成と結晶化
温度Tx（℃）、硬さHv（DPN）および破壊強度σf
（Kg／mm2）とを第２表に示す。なお供試の非晶質
合金は第１図ａに示す片ロール法により厚さ0.05
mm、幅２mmのリボン状としたものである。但し結
晶化温度Txは５℃／分で加熱した示差熱量曲線
における最初の発熱ピーク開始温度であり、Hv
は50ｇ荷重の微小ビツカース硬度計の測定値であ
る。
は原料費、非晶質形成能、耐食性等の性質は良い
が、それら以外の性質は好ましくない。特に溶解
中に有害ガスを発生し、また加熱中に材料の脆化
を促進するので問題の多い元素である。同表中Si
およびＢは耐食性を低下させる作用を有する点で
好ましくなく、またＢは原料費が高いという欠点
を有する。前記諸元素に対してＣは同表より明ら
かな如く総ての点において好ましい性質を有する
元素であることが判つた。 かくして本発明者等は、非晶質化に寄与する前
記半金属中Ｃだけを含む非晶質鉄合金について詳
細に研究して本発明を完成したのである。 一般に、非晶質合金は液体状態から急速に冷却
することによつて得られるが、このために種々の
冷却方法が考えられている。例えば高速回転する
１つの円板の外周面上（第１図ａ）または高速に
お互いに逆回転する２つのロールの間（第１図
ｂ）に液体金属を連続に噴出させて、回転円板ま
たは双ロールの表面上で105〜106℃／秒程度の速
度で急冷凝固させる方法が公知である。また最近
本発明者等が発明した溶融金属から直接幅広薄帯
板を製造する方法ならびにその製造装置（特開昭
53―125228号、同53―125229号）を用いることが
できる。 本発明の非晶質鉄合金も同様に液体状態から急
速に冷却することによつて得ることができ、上記
の諸方法によつて線または板状の本発明の非晶質
合金を製造することができる。また、高圧ガス
（窒素、アルゴンガスなど）により液体金属を吹
き飛ばし、対向する冷却用銅板上で微粉状に急冷
凝固させる例えばアトマイザーなどにより数μm
〜数10μm程度の非晶質合金粉末を製造すること
ができ、この合金は半金属としてＣを、あるいは
Ｃの一部の代替として４原子％以下のＮで置換す
ることもでき、したがつて従来の非晶質合金に較
べて安価であるばかりでなく、製造が容易である
ため本発明の炭素系非晶質鉄合金よりなる粉末、
線、あるいは板を工業的規模で製造することがで
きる点において極めて有利である。なお本発明合
金にあつては通常の工業材料中に存在する程度の
不純物、例えばＰ、Si、As、Ｓなどが小量含ま
れても本発明の目的を達成することができる。 本発明の非晶質鉄合金は成分組成上から下記の
諸グループに大別することができる。 (a) Fe―Cr―Ｃ（Ｎ） (b) Fe―Cr―Mo―Ｃ（Ｎ） (c) Fe―Cr―Ｗ―Ｃ（Ｎ） (d) Fe―Cr―Mo―Ｗ―Ｃ（Ｎ） 次は本発明において、成分組成を限定する理由
を説明する。 Feが28原子％より少ないと非晶質合金を得る
ことが困難であり、また71原子％より多いとキユ
リー温度が常温以上となり、非磁性でなくなるの
でFeは28〜71原子％の範囲内にする必要がある。 Ｑは12原子％より少ないか、あるいは26原子％
より多いと非晶質合金を得ることが困難であるの
でＱは12〜26原子％の範囲内にする必要がある。 CrbMcのｂが20以下、ｃが12〜26の範囲外では
非磁性が失われ、強磁性となつたり、脆化するの
で、CrbMcのｂ、ｃはそれぞれb20以下、c12〜26
の範囲内にする必要がある。またＭがＷのみより
なるときは、ｂが４より少ないと脆化し、一方20
より多いと非晶質化することが困難であるので、
ｂは４〜20の範囲内にする必要がある。 またＱの一部をＮで置換する場合Ｎが４原子％
より多いと急冷凝固時にＮが合金組織中に気泡と
して析出し、合金の形状が悪化し、機械的強度が
低下するのでＮは４原子％以下にすることが必要
である。 次に本発明の非晶質鉄合金の成分組成と結晶化
温度Tx（℃）、硬さHv（DPN）および破壊強度σf
（Kg／mm2）とを第２表に示す。なお供試の非晶質
合金は第１図ａに示す片ロール法により厚さ0.05
mm、幅２mmのリボン状としたものである。但し結
晶化温度Txは５℃／分で加熱した示差熱量曲線
における最初の発熱ピーク開始温度であり、Hv
は50ｇ荷重の微小ビツカース硬度計の測定値であ
る。
【表】
【表】
一般に非晶質合金は加熱することにより結晶化
し、非晶質合金の特徴である延性および靭性を失
うと共にその他の優れた特性も劣化するので、結
晶化温度（Tx）が高い合金であることが実用上
有利である。本発明の非晶質合金のTxは第２表
に見る如く大部分大凡450〜650℃の範囲内であ
り、Cr、Mo、Ｗの含有量の増加と共にTxが上
昇する傾向にあることが判り、したがつて本発明
合金は高いTxを有し、熱に対して安定な合金で
あることがわかる。また硬さ（Hv）および破壊
強度（σf）はそれぞれ900〜1100DPNおよび300
〜400Kg／mm2であり、Cr、Mo、Ｗの含有量の増
加と共に何れも上昇する。これらの値は従来知ら
れている最高値（Fe―Ｂ系合金の場合Hv＝
1100DPN、σf＝330Kg／mm2）と同等またはそれ以
上であり、優れた硬さと強さを有することが判
る。すなわち第２表中（ｃ）Fe―Cr―Mo―Ｃ系
において硬さが1000DPN以上で、かつ結晶化温
度が600℃を越え、さらに破壊強度が400Kg／mm2に
達するものである。 また一般に非結晶質鉄合金は結晶化温度より低
温域でも脆化してしまう欠点のあることが知られ
ている。本発明者等の研究によれば、前記非晶質
鉄合金の脆化現象はその合金中に含有される半金
属元素の含有量と種類に大きく依存することを知
見した。種々の半金属元素を含む非晶質鉄合金と
本発明のＣを含む非晶質鉄合金との脆化温度を比
較した結果を第３表に示す。
し、非晶質合金の特徴である延性および靭性を失
うと共にその他の優れた特性も劣化するので、結
晶化温度（Tx）が高い合金であることが実用上
有利である。本発明の非晶質合金のTxは第２表
に見る如く大部分大凡450〜650℃の範囲内であ
り、Cr、Mo、Ｗの含有量の増加と共にTxが上
昇する傾向にあることが判り、したがつて本発明
合金は高いTxを有し、熱に対して安定な合金で
あることがわかる。また硬さ（Hv）および破壊
強度（σf）はそれぞれ900〜1100DPNおよび300
〜400Kg／mm2であり、Cr、Mo、Ｗの含有量の増
加と共に何れも上昇する。これらの値は従来知ら
れている最高値（Fe―Ｂ系合金の場合Hv＝
1100DPN、σf＝330Kg／mm2）と同等またはそれ以
上であり、優れた硬さと強さを有することが判
る。すなわち第２表中（ｃ）Fe―Cr―Mo―Ｃ系
において硬さが1000DPN以上で、かつ結晶化温
度が600℃を越え、さらに破壊強度が400Kg／mm2に
達するものである。 また一般に非結晶質鉄合金は結晶化温度より低
温域でも脆化してしまう欠点のあることが知られ
ている。本発明者等の研究によれば、前記非晶質
鉄合金の脆化現象はその合金中に含有される半金
属元素の含有量と種類に大きく依存することを知
見した。種々の半金属元素を含む非晶質鉄合金と
本発明のＣを含む非晶質鉄合金との脆化温度を比
較した結果を第３表に示す。
【表】
同表に示す脆化温度は各温度で30分間加熱した
際に180゜曲げが可能な温度を示し、この温度が高
い程脆化傾向が小さいことを意味する。同表に見
るように本発明合金の大部分は、Fe80P20合金よ
りもより高い脆化温度を持ち、脆化し難く、従来
脆化し難い合金として知られているFe80B20合金
にほぼ匹敵する脆化温度を有する。このような性
質は熱処理や製造中の昇温によつても脆化し難い
ので有利である。 本発明者等は非晶質合金の非晶質化能ならびに
磁気特性の点でＮ（窒素）はＣ（炭素）とほぼ同じ
作用効果を有するが、一方、非晶質合金の結晶化
温度を上昇させ、硬さおよび破壊強度を増大さ
せ、とくに脆化温度を大きく高めて粘くする点で
有利な元素であり、本発明の合金組成中Ｃの１部
をＮで置換することが効果的であることを知見し
た。すなわち本発明合金のＱを構成するＣの一部
を４原子％以下のＮで置換することができる。し
かしＮはガス元素であるため溶融状態の合金の平
衡吸収量以上添加すると、急冷凝固に際し合金組
織中に気泡として析出し、合金の形状を悪化さ
せ、機械的強度を低下させるので、Ｎは４原子％
より多く添加することは不適当である。第４表に
窒素を含む非晶質合金についてその成分組成なら
びに諸特性を例示する。
際に180゜曲げが可能な温度を示し、この温度が高
い程脆化傾向が小さいことを意味する。同表に見
るように本発明合金の大部分は、Fe80P20合金よ
りもより高い脆化温度を持ち、脆化し難く、従来
脆化し難い合金として知られているFe80B20合金
にほぼ匹敵する脆化温度を有する。このような性
質は熱処理や製造中の昇温によつても脆化し難い
ので有利である。 本発明者等は非晶質合金の非晶質化能ならびに
磁気特性の点でＮ（窒素）はＣ（炭素）とほぼ同じ
作用効果を有するが、一方、非晶質合金の結晶化
温度を上昇させ、硬さおよび破壊強度を増大さ
せ、とくに脆化温度を大きく高めて粘くする点で
有利な元素であり、本発明の合金組成中Ｃの１部
をＮで置換することが効果的であることを知見し
た。すなわち本発明合金のＱを構成するＣの一部
を４原子％以下のＮで置換することができる。し
かしＮはガス元素であるため溶融状態の合金の平
衡吸収量以上添加すると、急冷凝固に際し合金組
織中に気泡として析出し、合金の形状を悪化さ
せ、機械的強度を低下させるので、Ｎは４原子％
より多く添加することは不適当である。第４表に
窒素を含む非晶質合金についてその成分組成なら
びに諸特性を例示する。
【表】
また、本発明の非晶質合金は特に耐食性が優れ
ていることを新規に知見した。第５表は第１図ｂ
の双ロール法によつて作つた厚さ0.05mm、幅２mm
のリボン状合金を1N―H2SO4、1N―HCl、1N
―NaClの30℃水溶液中で１週間浸漬腐食試験を
行つた結果である。
ていることを新規に知見した。第５表は第１図ｂ
の双ロール法によつて作つた厚さ0.05mm、幅２mm
のリボン状合金を1N―H2SO4、1N―HCl、1N
―NaClの30℃水溶液中で１週間浸漬腐食試験を
行つた結果である。
【表】
比較のために市販の13％Cr鋼、18―８ステン
レス鋼（AISI 304鋼）、17―14―2.5Moステンレ
ス鋼（AISI 316L鋼）についても同様な試験を行
つた。 同表に見るように、総ての溶液に対して本発明
の非晶質鉄合金は市販材より優れた耐食性を示し
ている。 以上の結果から判るように本発明の非晶質合金
は市販の高級ステンレス鋼と比較して耐食性が
103〜105倍も優れた画期的な高耐食材料であり、
厳しい腐食性雰囲気中で使用する線や板材部品に
利用することが可能である。 一方前記合金成分組成範囲と同一成分組成を有
する従来の結晶質合金は強磁性を有するが、本発
明の合金はキユリー温度が常温以下となり、非磁
性を示す特徴がある。このように同一成分組成で
ありながら非晶質合金は非磁性であり、一方結晶
質合金は強磁性であることの原因は非晶質合金に
あつてはキユリー温度が常温以下となるためであ
ることを本発明者等は新規に知見した。したがつ
てこの合金は磁場の影響を好まない部品材料、例
えば時計、精密測定機器等用の部品材料として好
適である。 次に本発明の非晶質合金の用途例における物性
試験した例を示す。 実施例 １ 市販金属材料において非磁性でしかも高強度と
延性を持つ合金は今のところほとんど無い。例え
ば強磁性の鉄鋼材料を非磁性にするためには多量
のクロムを合金化するか、またはニツケルやマン
ガンを合金化してオーステナイト相にすることに
よつて達せられる。現在、有用な非磁性合金は約
30％ニツケル以上を含むFe―Ni合金であるが、
この合金の強度はせいぜい80Kg／mm2程度である。
これに対して、本発明の合金はやく300〜400Kg／
mm2の破壊強度と靭性兼ねそえた非磁性材料であ
り、この性能に適した物品の材料として使用する
ことができる。例えば、カメラ用の絞りやシヤツ
ター材は非磁性でしかも耐摩耗性を有しなければ
ならないが、現在、アルミニウム合金などが使わ
れている。この用途に対し、本発明の
Fe71Cr13C16合金を双ロール法により幅５cm、厚
み0.05mmの板材とし、パンチングにより絞り翼を
打抜き、応用した結果、外界の磁場によるトラブ
ルもなく、しかも耐摩耗性は従来のAl系合金翼
の約1000倍以上もあり、絞り翼の寿命を格段に増
加させることができた。 また、特殊な用途としてリレーライン材があ
る。Fe71Cr13C16合金線を用いて超音波減衰を測
定した結果dB／cmが約0.08であり、従来最も良
い性能を有するとして知られている石英ガラスの
0.06と同等であり、しかもガラスのように脆くな
いという特徴を有する。一方、従来のリレーライ
ン用金属材料としてFe―Ni系エリンバー合金が
多く使われているが、dB／cmが約10と高い。し
たがつて、本発明の合金はリレーライン用材料と
して有利に使用することができる。 以上本発明合金は、硬さおよび強さが大きく、
疲労限も優れ、耐食性に優れ、非磁性とすること
もでき、その上従来の非晶質合金に比し、安価で
かつ製造が容易である等の数々の特徴を有し、多
方面での使用が期待される。 本発明の合金は用途により粉末、線あるいは板
に製造することができる。
レス鋼（AISI 304鋼）、17―14―2.5Moステンレ
ス鋼（AISI 316L鋼）についても同様な試験を行
つた。 同表に見るように、総ての溶液に対して本発明
の非晶質鉄合金は市販材より優れた耐食性を示し
ている。 以上の結果から判るように本発明の非晶質合金
は市販の高級ステンレス鋼と比較して耐食性が
103〜105倍も優れた画期的な高耐食材料であり、
厳しい腐食性雰囲気中で使用する線や板材部品に
利用することが可能である。 一方前記合金成分組成範囲と同一成分組成を有
する従来の結晶質合金は強磁性を有するが、本発
明の合金はキユリー温度が常温以下となり、非磁
性を示す特徴がある。このように同一成分組成で
ありながら非晶質合金は非磁性であり、一方結晶
質合金は強磁性であることの原因は非晶質合金に
あつてはキユリー温度が常温以下となるためであ
ることを本発明者等は新規に知見した。したがつ
てこの合金は磁場の影響を好まない部品材料、例
えば時計、精密測定機器等用の部品材料として好
適である。 次に本発明の非晶質合金の用途例における物性
試験した例を示す。 実施例 １ 市販金属材料において非磁性でしかも高強度と
延性を持つ合金は今のところほとんど無い。例え
ば強磁性の鉄鋼材料を非磁性にするためには多量
のクロムを合金化するか、またはニツケルやマン
ガンを合金化してオーステナイト相にすることに
よつて達せられる。現在、有用な非磁性合金は約
30％ニツケル以上を含むFe―Ni合金であるが、
この合金の強度はせいぜい80Kg／mm2程度である。
これに対して、本発明の合金はやく300〜400Kg／
mm2の破壊強度と靭性兼ねそえた非磁性材料であ
り、この性能に適した物品の材料として使用する
ことができる。例えば、カメラ用の絞りやシヤツ
ター材は非磁性でしかも耐摩耗性を有しなければ
ならないが、現在、アルミニウム合金などが使わ
れている。この用途に対し、本発明の
Fe71Cr13C16合金を双ロール法により幅５cm、厚
み0.05mmの板材とし、パンチングにより絞り翼を
打抜き、応用した結果、外界の磁場によるトラブ
ルもなく、しかも耐摩耗性は従来のAl系合金翼
の約1000倍以上もあり、絞り翼の寿命を格段に増
加させることができた。 また、特殊な用途としてリレーライン材があ
る。Fe71Cr13C16合金線を用いて超音波減衰を測
定した結果dB／cmが約0.08であり、従来最も良
い性能を有するとして知られている石英ガラスの
0.06と同等であり、しかもガラスのように脆くな
いという特徴を有する。一方、従来のリレーライ
ン用金属材料としてFe―Ni系エリンバー合金が
多く使われているが、dB／cmが約10と高い。し
たがつて、本発明の合金はリレーライン用材料と
して有利に使用することができる。 以上本発明合金は、硬さおよび強さが大きく、
疲労限も優れ、耐食性に優れ、非磁性とすること
もでき、その上従来の非晶質合金に比し、安価で
かつ製造が容易である等の数々の特徴を有し、多
方面での使用が期待される。 本発明の合金は用途により粉末、線あるいは板
に製造することができる。
第１図ａ，ｂはそれぞれ溶融合金を急冷するこ
とによる非晶質合金の製造装置の原理図である。 １…溶融金属、２…急冷凝固した非晶質合金の
線あるいは板、３…冷却用円板、４…ロール。
とによる非晶質合金の製造装置の原理図である。 １…溶融金属、２…急冷凝固した非晶質合金の
線あるいは板、３…冷却用円板、４…ロール。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 下記の式で示される成分組成よりなる炭素系
非磁性非晶質鉄合金。 FeaCrbMcQd （式中FeaはFeがａ原子％、CrbはCrがｂ原子
％、McはCr，Mo，Ｗのうちから選ばれる何れ
か１種または２種以上がｃ原子％、QdはＣがｄ
原子％含有されていることを示し、ａは28〜71、
ｂは20以下（但し零は含まず）、ｃは12〜26、ｄ
は12〜26の範囲内にあり、ａ，ｂ，ｃ及びｄの和
は実質的に100である。（但しＭがＷのみよりなる
ときは、ｂは４〜20の範囲内である。） ２ 下記の式で示される成分組成よりなる炭素系
非磁性非晶質鉄合金。 FeaCrbMcQd （式中FeaはFeがａ原子％、CrbはCrがｂ原子
％、McはCr，Mo，Ｗのうちから選ばれる何れか
１種または２種以上がｃ原子％、QdはＣがｄ原
子％含有されていることを示し、ａは28〜71、ｂ
は20以下（但し零は含まず）、ｃは12〜26、ｄは
12〜26の範囲内にあり、ａ，ｂ，ｃ及びｄの和は
実質的に100であり、かつ、Ｑを構成するＣの一
部が４原子％以下のＮで置換されてなるもの。
（但しＭがＷのみよりなるときは、ｂは４〜20の
範囲内である。）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61074349A JPS61235537A (ja) | 1986-04-02 | 1986-04-02 | 炭素系非磁性非晶質鉄合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61074349A JPS61235537A (ja) | 1986-04-02 | 1986-04-02 | 炭素系非磁性非晶質鉄合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53010397A Division JPS6026825B2 (ja) | 1978-02-03 | 1978-02-03 | 高強度、高硬度、高結晶化温度、高脆化抵抗を有する含窒素炭素系非結晶質鉄合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61235537A JPS61235537A (ja) | 1986-10-20 |
| JPS635462B2 true JPS635462B2 (ja) | 1988-02-03 |
Family
ID=13544554
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61074349A Granted JPS61235537A (ja) | 1986-04-02 | 1986-04-02 | 炭素系非磁性非晶質鉄合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61235537A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2007013295A1 (ja) * | 2005-07-26 | 2009-02-05 | 日本電気株式会社 | 磁気抵抗効果素子及び磁気ランダムアクセスメモリ |
| SG10201805971SA (en) | 2018-07-11 | 2020-02-27 | Attometal Tech Pte Ltd | Iron-based amorphous alloy powder |
-
1986
- 1986-04-02 JP JP61074349A patent/JPS61235537A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61235537A (ja) | 1986-10-20 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R370 | Written measure of declining of transfer procedure |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R370 |