JPS6376885A - 高耐食アモルフアス表面合金およびその作製法 - Google Patents
高耐食アモルフアス表面合金およびその作製法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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は、例えば塩酸などの強酸を始めステンレス鋼、
耐食ニッケル合金などの実用耐食金属材料が耐え難い激
しい腐食性環境における耐食材料として好適な、安価で
低耐食性の実用金Ｒ材料下地上に形成する高耐食アモル
ファス表面合金およびその作製法に関するものである。
耐食ニッケル合金などの実用耐食金属材料が耐え難い激
しい腐食性環境における耐食材料として好適な、安価で
低耐食性の実用金Ｒ材料下地上に形成する高耐食アモル
ファス表面合金およびその作製法に関するものである。
［従来の技術］
通常の耐食性鉄基合金およびニッケル基合金、例えば、
５ＵＳ３０４．５ＵＳ３１６、カーペンタ−２０１イン
コネル６００、ハステロイＣなどは、優れた耐食性を有
し、化学工業用装置をはじめ腐食性環境で広く使用され
ている。しかし、５ＵＳ３０４．５ＬＩＳ３１Ｂをはじ
め、ニッケル含量のさほど高くないステンレス鋼はモリ
ブデンを添加しても、ハロゲンイオンを含む苛酷な環境
において容易に孔食、隙間腐食を発生し、比較的穏やか
な腐食性環境でのみ使用されている。
５ＵＳ３０４．５ＵＳ３１６、カーペンタ−２０１イン
コネル６００、ハステロイＣなどは、優れた耐食性を有
し、化学工業用装置をはじめ腐食性環境で広く使用され
ている。しかし、５ＵＳ３０４．５ＬＩＳ３１Ｂをはじ
め、ニッケル含量のさほど高くないステンレス鋼はモリ
ブデンを添加しても、ハロゲンイオンを含む苛酷な環境
において容易に孔食、隙間腐食を発生し、比較的穏やか
な腐食性環境でのみ使用されている。
また、インコネル６００をはじめとする高ニッケル合金
といえども苛酷な腐食性環境においては、孔食、隙間腐
食、および、全面腐食によって急速に肉厚が減少するな
ど、安全性および、経済性から重大な問題となっている
。
といえども苛酷な腐食性環境においては、孔食、隙間腐
食、および、全面腐食によって急速に肉厚が減少するな
ど、安全性および、経済性から重大な問題となっている
。
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、結晶構造を持たず、液体に類似したアモ
ルファス構造が得られ、このような合金をアモルファス
合金という。アモルファス合金は、多くは過飽和固溶体
の均一な単相合金であって、従来の上記実用金属に比べ
て著しく高い強度を保有し、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。本発明者らはこの
ようなアモルファス合金の特性を活用する研究を行なっ
た結果、強酸あるいは高温度の塩素イオンを含む水溶液
など腐食性の激しい水溶液中においても孔食、隙間腐食
および全面腐食を受けない高耐食アモルファスニッケル
基合金を見出し、先に特願昭５１−１３２２９０号（特
公昭５９−５０７４５号）として出願した。
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、結晶構造を持たず、液体に類似したアモ
ルファス構造が得られ、このような合金をアモルファス
合金という。アモルファス合金は、多くは過飽和固溶体
の均一な単相合金であって、従来の上記実用金属に比べ
て著しく高い強度を保有し、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。本発明者らはこの
ようなアモルファス合金の特性を活用する研究を行なっ
た結果、強酸あるいは高温度の塩素イオンを含む水溶液
など腐食性の激しい水溶液中においても孔食、隙間腐食
および全面腐食を受けない高耐食アモルファスニッケル
基合金を見出し、先に特願昭５１−１３２２９０号（特
公昭５９−５０７４５号）として出願した。
これは、以下の４つの発明からなる。
１．５〜４０原子％のＣｒおよび１５〜３５原子％のＰ
を含み、残部実質的にＮｉからなり苛酷な腐食環境に耐
える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモルフ
ァスニッケル基台金。
を含み、残部実質的にＮｉからなり苛酷な腐食環境に耐
える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモルフ
ァスニッケル基台金。
２．５〜４０原子％のＣｒおよび１５〜３５原子％のＰ
を含み、かつ３原子％以下のＡ Ｉ 、１０原子％以下
のＭｏ、４０原子％未満のＦｅの１種または２種以上を
含み、Ｏｒ、Ｐ、Ａ Ｉ、ＭｏｌＦｅの合計は６０原子
％未満で、残部実質的にＮｉからなり、苛酷な腐食環境
に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモ
ルファスニッケル基台金。
を含み、かつ３原子％以下のＡ Ｉ 、１０原子％以下
のＭｏ、４０原子％未満のＦｅの１種または２種以上を
含み、Ｏｒ、Ｐ、Ａ Ｉ、ＭｏｌＦｅの合計は６０原子
％未満で、残部実質的にＮｉからなり、苛酷な腐食環境
に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモ
ルファスニッケル基台金。
３．５〜４０原子％のＣｒおよび５〜３５原子％のＰを
含み、ざらにそれぞれ２０原子％以下のＣ１Ｓｉ、Ｓの
１種または２種以上を、ＰＳＣｌＳｉ、Ｓの合計で１５
〜３５原子％含み、残部実質的にＮｉからなり、苛酷な
腐食環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高
耐食アモルファスニッケル基台金。
含み、ざらにそれぞれ２０原子％以下のＣ１Ｓｉ、Ｓの
１種または２種以上を、ＰＳＣｌＳｉ、Ｓの合計で１５
〜３５原子％含み、残部実質的にＮｉからなり、苛酷な
腐食環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高
耐食アモルファスニッケル基台金。
４．５〜４０原子％のＣｒおよび５〜３５原子％のＰを
含み、さらにそれぞれ２０原子％以下のＣ１５ｒ、ｓの
１種または２種以上を、Ｐ、Ｃ１Ｓｉ、Ｂの合計で１５
〜３５原子％含み、かつ３原子％以下のＡＩ、１０原子
％以下のＭｏ１４０原子％未満のＦｅの１Ｗまたは２種
以上を含み、Ｃｒ、Ｐ、Ｃ，Ｓｉ、Ｂ、ＡＩ、ＭｏｌＦ
ｅの合計が６０原子％未満で残部実質的にＮｉからなり
、苛酷な腐食環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面
腐食用高耐食アモルファスニッケル基合金。
含み、さらにそれぞれ２０原子％以下のＣ１５ｒ、ｓの
１種または２種以上を、Ｐ、Ｃ１Ｓｉ、Ｂの合計で１５
〜３５原子％含み、かつ３原子％以下のＡＩ、１０原子
％以下のＭｏ１４０原子％未満のＦｅの１Ｗまたは２種
以上を含み、Ｃｒ、Ｐ、Ｃ，Ｓｉ、Ｂ、ＡＩ、ＭｏｌＦ
ｅの合計が６０原子％未満で残部実質的にＮｉからなり
、苛酷な腐食環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面
腐食用高耐食アモルファスニッケル基合金。
しかしながら後に述べるようにこれらのアモルファス合
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２００μｍ以下の薄板状合金で
あり、また通常の溶接法が適用できないことと相俟って
使用が困難である。
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２００μｍ以下の薄板状合金で
あり、また通常の溶接法が適用できないことと相俟って
使用が困難である。
一方、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アモルファス表面
合金を作製し得ることを見出し、先に、特願昭５６−３
７８９８号（特開昭５７−１５５３６３号）および５９
−９３９０１号（特開昭６０−２３８４８９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アモルファス表面
合金を作製し得ることを見出し、先に、特願昭５６−３
７８９８号（特開昭５７−１５５３６３号）および５９
−９３９０１号（特開昭６０−２３８４８９号）として
出願した。
［発明が解決しようとする問題点］
苛酷な腐食性環境においてもきわめて高い耐食性を有す
る高耐食アモルファスニッケル基台金が見出されたにも
拘らず、これらのアモルファス合金は実用されるには至
っていない。溶融状態から急冷凝固して得られるアモル
ファス合金は、溶融金属の表面から熱を奪って急冷させ
る必要から、厚さが通常数１０μｍ、Ｒ高でも２００μ
ｍ程度である。しかも、アモルファス合金は゛、熱力学
的に準安定であって合金に固有の結晶化温度以上に加熱
されると結晶化してアモルファス合金としての特性を失
う。このため合金を加熱せざるを得ない通常の溶接法を
適用することは不可能でおる。厚さが数１０μｍと薄く
、溶接も不可能でおることが高耐食アモルファスニッケ
ル基合金を実用に供することを妨げてぎた最大の問題で
あった。
る高耐食アモルファスニッケル基台金が見出されたにも
拘らず、これらのアモルファス合金は実用されるには至
っていない。溶融状態から急冷凝固して得られるアモル
ファス合金は、溶融金属の表面から熱を奪って急冷させ
る必要から、厚さが通常数１０μｍ、Ｒ高でも２００μ
ｍ程度である。しかも、アモルファス合金は゛、熱力学
的に準安定であって合金に固有の結晶化温度以上に加熱
されると結晶化してアモルファス合金としての特性を失
う。このため合金を加熱せざるを得ない通常の溶接法を
適用することは不可能でおる。厚さが数１０μｍと薄く
、溶接も不可能でおることが高耐食アモルファスニッケ
ル基合金を実用に供することを妨げてぎた最大の問題で
あった。
一方、高耐食アモルファス、ニッケル基合金が備えてい
る高耐食性は、バルク（ｂｕｌｋ）の構造材料に求めら
れる性質ではなく、材料表面が備えていれば十分な性質
である。
る高耐食性は、バルク（ｂｕｌｋ）の構造材料に求めら
れる性質ではなく、材料表面が備えていれば十分な性質
である。
本発明は、高耐食性を備えたアモルファス合金をバルク
（ｂｕｌｋ）の実用金屑材料表面に作成することによっ
て、アモルファス合金の実用化を妨げている厚さの制限
および溶接の困難さという隘路を除くことを目的とする
ものである。
（ｂｕｌｋ）の実用金屑材料表面に作成することによっ
て、アモルファス合金の実用化を妨げている厚さの制限
および溶接の困難さという隘路を除くことを目的とする
ものである。
［問題点を解決するための手段］
本発明者らは、さらにアモルファス合金の特性および作
製法に関する研究を行なった結果、前記高エネルギー密
度ビーム照射処理によって、広い金属表面をアモルファ
ス合金に変えるためには、先にアモルファス化した部分
に一部重ねて高エネルギー密度ビーム照射処理を繰り返
して施さなければならず、加熱によって容易に結晶化し
てしまう熱力学的に準安定なアモルファス合金を作成す
る方法としては、高エネルギー密度ビーム照射処理法は
、最も困難な方法の一つでおることが判明した。この知
見を基に更に研究を行なった結果、前記特願昭５１−１
３２２９０＠とじて特許出願した合金の中でも本発明の
特許請求の範囲に記した組成の合金は、高エネルギー密
度ビーム照射処理によって実用金属材料上にアモルファ
ス表面合金として生成し、高耐食性を備えていることを
見出し、本発明を達成した。
製法に関する研究を行なった結果、前記高エネルギー密
度ビーム照射処理によって、広い金属表面をアモルファ
ス合金に変えるためには、先にアモルファス化した部分
に一部重ねて高エネルギー密度ビーム照射処理を繰り返
して施さなければならず、加熱によって容易に結晶化し
てしまう熱力学的に準安定なアモルファス合金を作成す
る方法としては、高エネルギー密度ビーム照射処理法は
、最も困難な方法の一つでおることが判明した。この知
見を基に更に研究を行なった結果、前記特願昭５１−１
３２２９０＠とじて特許出願した合金の中でも本発明の
特許請求の範囲に記した組成の合金は、高エネルギー密
度ビーム照射処理によって実用金属材料上にアモルファ
ス表面合金として生成し、高耐食性を備えていることを
見出し、本発明を達成した。
すなわち、第１の発明は８原子％以上１９原子％未満の
Ｃｒを含み、Ｐと２〜７原子％のＢとの合計が１７〜２
２原子％であって、実質的残部としてＮｉ又はＣｏがＣ
ｏとＮｉの全量の４０原子％以下のＮ １−Ｃｏ、更に
は、前記Ｎｉ量またはＮｉ −Ｃｏの全量の２０原子％
までＦｅで置換したものからなるアモルファス合金が、
１５０μｍ以下の厚さのアモルファス表面合金層として
実用結晶質金属あるいは合金下地に密着していることを
特徴とし、高エネルギー密度ビーム照射処理によって作
製された高耐食アモルファス表面合金である。
Ｃｒを含み、Ｐと２〜７原子％のＢとの合計が１７〜２
２原子％であって、実質的残部としてＮｉ又はＣｏがＣ
ｏとＮｉの全量の４０原子％以下のＮ １−Ｃｏ、更に
は、前記Ｎｉ量またはＮｉ −Ｃｏの全量の２０原子％
までＦｅで置換したものからなるアモルファス合金が、
１５０μｍ以下の厚さのアモルファス表面合金層として
実用結晶質金属あるいは合金下地に密着していることを
特徴とし、高エネルギー密度ビーム照射処理によって作
製された高耐食アモルファス表面合金である。
又、第２の発明は上記第１の発明のＣｒを、Ｍｏが原子
％でＣｒの損を越えないＭｏ−Ｑｒとしたものでおる。
％でＣｒの損を越えないＭｏ−Ｑｒとしたものでおる。
上記本発明においてＣｒは高耐食性を保証する必須元素
である。
である。
ＭｏｌＰおよびＢはＮｉあるいはＮｉおよびＣｏさらに
はＮｉあるいはＮｉおよびＧＯの全開の２０原子％まで
Ｆｅで置換したものと共存して、溶融状態から急冷され
ることによってアモルファス化するのに必要な半金属元
素でおる。
はＮｉあるいはＮｉおよびＧＯの全開の２０原子％まで
Ｆｅで置換したものと共存して、溶融状態から急冷され
ることによってアモルファス化するのに必要な半金属元
素でおる。
通常の液体急冷法によるアモルファス化には、Ｐ、Ｂが
共に含まれることは必ずしも必要ないが、ＰあるいはＢ
のいずれかのみを含む合金は高エネルギー密度ビーム照
射処理によってアモルファス化し得ないので、本発明に
あける表面合金はＰおよびＢの両元素を含む必要がある
。
共に含まれることは必ずしも必要ないが、ＰあるいはＢ
のいずれかのみを含む合金は高エネルギー密度ビーム照
射処理によってアモルファス化し得ないので、本発明に
あける表面合金はＰおよびＢの両元素を含む必要がある
。
ＮｉあるいはＮｉおよびＣｏさらにはＮｉあるいはＮ
ｆ ｉ１３よびＣｏの仝徂の２０原子％までＦｅで置換
したものは、本発明合金の実質的残部であるが、前述の
ようにＰｃｔｊよびＢと共存してアモルファス合金を形
成する必要元素である。
ｆ ｉ１３よびＣｏの仝徂の２０原子％までＦｅで置換
したものは、本発明合金の実質的残部であるが、前述の
ようにＰｃｔｊよびＢと共存してアモルファス合金を形
成する必要元素である。
本発明の前記特許請求の範囲に記した合金成分ｍ度の上
限および下限は、すべて通常の金属材料下地に密着して
被覆しである結晶質表面合金層あるいは複数の層からな
る結晶質表面金属層に、俊述する高エネルギー密度ビー
ム照射処理を施すことによって、アモルファス表面合金
が得られる限界の成分濃度でおる。
限および下限は、すべて通常の金属材料下地に密着して
被覆しである結晶質表面合金層あるいは複数の層からな
る結晶質表面金属層に、俊述する高エネルギー密度ビー
ム照射処理を施すことによって、アモルファス表面合金
が得られる限界の成分濃度でおる。
本発明の第３の発明は、所定の金属あるいは合金を実用
結晶質金属あるいは合金下地上に密着させたものを被照
射体として、高エネルギー密度ビームを相対移動さけな
がら、照射エネルギー密度が５０００ジュール／ｃｍ２
以下、溶融時間が５Ｘ１０’秒以下で、更に照射エネル
ギー密度と照射時間の積が５ジュール秒／Ｃｍ２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
ないし数回行なうことによって、表面合金の混合均一化
を図るとともに、冷却後の厚さが１５０μｍ以下となる
ようにして溶融部への入熱を制御して自然に起る溶融部
の急冷を行なうことによって、結果として、前記第１お
よび第２の組成の合金層が形成されることを特徴とする
高耐食アモルファス表面合金の作製法である。
結晶質金属あるいは合金下地上に密着させたものを被照
射体として、高エネルギー密度ビームを相対移動さけな
がら、照射エネルギー密度が５０００ジュール／ｃｍ２
以下、溶融時間が５Ｘ１０’秒以下で、更に照射エネル
ギー密度と照射時間の積が５ジュール秒／Ｃｍ２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
ないし数回行なうことによって、表面合金の混合均一化
を図るとともに、冷却後の厚さが１５０μｍ以下となる
ようにして溶融部への入熱を制御して自然に起る溶融部
の急冷を行なうことによって、結果として、前記第１お
よび第２の組成の合金層が形成されることを特徴とする
高耐食アモルファス表面合金の作製法である。
上記高エネルギー密度ビーム照射処理用の被照射体はい
ろいろな方法でつくられる。例えば、炭素鋼のような実
用金属材料を下地として、これにＮ＋−ｐ合金めつき、
Ｎ；−Ｓ合金めつき、Ｏｒめっき、更にはＮｉ −Ｍｏ
合金めつきを、平均組成が前述の第１又は第２の発明に
おける組成並びに厚さになるように施して熱処理によっ
てめっき層を下地に密着させたもの、本発明の平均組成
の合金薄板を予め用意し、これを下地上で溶融凝固させ
下地に密着させたもの、本発明の平均組成の溶融金属を
下地上で冷却密着させたもの、本発明の成分組成の合金
層を下地上に溶射によって形成したものなどでおる。
ろいろな方法でつくられる。例えば、炭素鋼のような実
用金属材料を下地として、これにＮ＋−ｐ合金めつき、
Ｎ；−Ｓ合金めつき、Ｏｒめっき、更にはＮｉ −Ｍｏ
合金めつきを、平均組成が前述の第１又は第２の発明に
おける組成並びに厚さになるように施して熱処理によっ
てめっき層を下地に密着させたもの、本発明の平均組成
の合金薄板を予め用意し、これを下地上で溶融凝固させ
下地に密着させたもの、本発明の平均組成の溶融金属を
下地上で冷却密着させたもの、本発明の成分組成の合金
層を下地上に溶射によって形成したものなどでおる。
これらの被照射体を準陥する際、下地とする金属材料の
一部が被覆合金層に溶解することは、以下に述べる高エ
ネルギー密度ビーム照射氾理による表面合金のア二しル
ファス化に有害でない限り支障はない。
一部が被覆合金層に溶解することは、以下に述べる高エ
ネルギー密度ビーム照射氾理による表面合金のア二しル
ファス化に有害でない限り支障はない。
これらの結晶質被覆金属層の厚ざは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉあるいはこれらの合金を下地とし、下地の一部も含め
て高エネルギー密度ビーム照射処理で溶融して急冷アモ
ルファス化する場合は、溶融合金の組成が本発明の前記
組成になるように決められる。
ｉあるいはこれらの合金を下地とし、下地の一部も含め
て高エネルギー密度ビーム照射処理で溶融して急冷アモ
ルファス化する場合は、溶融合金の組成が本発明の前記
組成になるように決められる。
第１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。下地金属３に表面金属層
２を密着させた被照射体試料をｘ−ｙテーブルに固定し
、レーザービーム１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。このよルギー密度ビー
ムの各部に対する照ｑ」エネルギー密度と照射時間を、
それぞれ５０００ジュール／ｃｍ２および５Ｘ１０’秒
以下に制御し、更に照射エネルギー密度と照射時間の積
を、５ジュール秒／ＣＩ’以下にする必要がある。
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。下地金属３に表面金属層
２を密着させた被照射体試料をｘ−ｙテーブルに固定し
、レーザービーム１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。このよルギー密度ビー
ムの各部に対する照ｑ」エネルギー密度と照射時間を、
それぞれ５０００ジュール／ｃｍ２および５Ｘ１０’秒
以下に制御し、更に照射エネルギー密度と照射時間の積
を、５ジュール秒／ＣＩ’以下にする必要がある。
一度の高エネルギー密度ビーム照射、溶融急冷処理で、
複数の層からなる被覆層あるいは被覆層と下地金属の一
部を十分に混合した上で急冷アモルファス化することが
困難な場合は、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なう必要がある。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、照射エネルギー密度を高め、照射時間を
長くして、必要な場合には照射エネルギー密度と照射時
間の積が５ジュール秒／ｃｍ２以下という条件を超えて
厚さ１５０μｍ以下の溶融層が十分に混合合金化される
ように高エネルギー密度ビームを数回照射すると、次に
行なう前記条件以下の高エネルギー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。
複数の層からなる被覆層あるいは被覆層と下地金属の一
部を十分に混合した上で急冷アモルファス化することが
困難な場合は、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なう必要がある。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、照射エネルギー密度を高め、照射時間を
長くして、必要な場合には照射エネルギー密度と照射時
間の積が５ジュール秒／ｃｍ２以下という条件を超えて
厚さ１５０μｍ以下の溶融層が十分に混合合金化される
ように高エネルギー密度ビームを数回照射すると、次に
行なう前記条件以下の高エネルギー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３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、生じる表面合金に下地金属３が融解する程度を
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、被照射体への入熱を制限し急冷を保証するものであ
る。下地金属３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アモルファス化の条件から
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、また既にアモルファス
化した部分に結晶化が起こる。したがって、本発明の第
３項に記したように、高エネルギー密度ビーム照射は、
溶融部の厚さをアモルファス化のための急冷が可能な１
５０μｍ以下に留める必要があり、また急冷が保証され
るように高エネ密度ビーム照射によって、表面合金をア
モルファス化できる組成に変えることができる。混合を
十分に行なうと、一般に融点が下がり、高エネルギー密
度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、表面合金を
アモルファス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、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
れることもあるので、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。
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、生じる表面合金に下地金属３が融解する程度を
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、被照射体への入熱を制限し急冷を保証するものであ
る。下地金属３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アモルファス化の条件から
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、また既にアモルファス
化した部分に結晶化が起こる。したがって、本発明の第
３項に記したように、高エネルギー密度ビーム照射は、
溶融部の厚さをアモルファス化のための急冷が可能な１
５０μｍ以下に留める必要があり、また急冷が保証され
るように高エネ密度ビーム照射によって、表面合金をア
モルファス化できる組成に変えることができる。混合を
十分に行なうと、一般に融点が下がり、高エネルギー密
度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、表面合金を
アモルファス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、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
れることもあるので、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。
［作 用］
金属材料に高耐食性を付与するためには、腐食性環境で
安定な保護皮膜（不ＷｊＪ態皮膜）を形成する元素を十
分に含み、かつ、不働態皮膜が均一に生じるように均一
な合金を）野なければならない。しかし、通常の方法で
作られる結晶質金属の場合、多種予信の合金元素を添加
すると、しばしば、化学的性質の異なる多相構造となり
均一な合金は得難く、所定の特性を得ることも困難な場
合が多い。これに対し、本発明において、被覆相を溶融
、混合、自己急冷して生じたアモルファス表面合金には
、溶融した下地金属の一部および被覆相に含まれていた
元素が、きわめて均一に固溶している。このように本発
明のアモルファス表面合金は、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た均一単相で
あるため、優れた耐食性を有する。
安定な保護皮膜（不ＷｊＪ態皮膜）を形成する元素を十
分に含み、かつ、不働態皮膜が均一に生じるように均一
な合金を）野なければならない。しかし、通常の方法で
作られる結晶質金属の場合、多種予信の合金元素を添加
すると、しばしば、化学的性質の異なる多相構造となり
均一な合金は得難く、所定の特性を得ることも困難な場
合が多い。これに対し、本発明において、被覆相を溶融
、混合、自己急冷して生じたアモルファス表面合金には
、溶融した下地金属の一部および被覆相に含まれていた
元素が、きわめて均一に固溶している。このように本発
明のアモルファス表面合金は、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た均一単相で
あるため、優れた耐食性を有する。
［実施例］
次に本発明を実施例により更に詳細に説明する。
実施例１
所定の口のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ
、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶
接し、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。この処理によってリボ
ン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板
に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射
体が１７られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ
、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶
接し、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。この処理によってリボ
ン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板
に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射
体が１７られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７８１．２５Ｊ／ｃｍ
２、溶融時間は６．２５Ｘ１０′４ＳｅＣであり、Ｘ方
向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ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
り殆どアモルファス相の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Ｘ方向に１２
５μｍ移動しながら、照射エネルギー密度７８１．２５
Ｊ／ｃｍ２、溶融時間６．２５ｘ １０’ ｓｅｃの条
件で行なった。第２回の処理によって、軟鋼下地上にア
モルファス表面合金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７８１．２５Ｊ／ｃｍ
２、溶融時間は６．２５Ｘ１０′４ＳｅＣであり、Ｘ方
向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ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
り殆どアモルファス相の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Ｘ方向に１２
５μｍ移動しながら、照射エネルギー密度７８１．２５
Ｊ／ｃｍ２、溶融時間６．２５ｘ １０’ ｓｅｃの条
件で行なった。第２回の処理によって、軟鋼下地上にア
モルファス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
いて測定したアモルファス表面合金層の平均厚さは、２
０μｍであった。Ｘ線マイクロアナライザーを用いて分
析した結果、アモルファス表面合金層にはＦｅが約４原
子％含まれていた。
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
いて測定したアモルファス表面合金層の平均厚さは、２
０μｍであった。Ｘ線マイクロアナライザーを用いて分
析した結果、アモルファス表面合金層にはＦｅが約４原
子％含まれていた。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のＩＮＨ（ｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第２図に示す。
金を用い、３０℃のＩＮＨ（ｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第２図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不働態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不動態溶解が起る電位まで
の広い範囲にわたり不動態であって、きわめて耐食性が
高いことが判明する。
態は全く現れず、クロムの過不動態溶解が起る電位まで
の広い範囲にわたり不動態であって、きわめて耐食性が
高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例２
所定の量のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ１、ア
ルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母
合金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ、幅６ｍｍ
のリボン状Ｎｉ−１２原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原
子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍ
ｍ、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット
溶接し、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。この処理によってリ
ボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼
板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照
射体が得られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ１、ア
ルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母
合金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ、幅６ｍｍ
のリボン状Ｎｉ−１２原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原
子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍ
ｍ、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット
溶接し、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。この処理によってリ
ボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼
板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照
射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、ビーム径２００μｍの連続ＧＯ２レーザービームを
照射した。照射エネルギー密度は７８１．２５Ｊ／ａｍ
２、溶融時間は６．２５ Ｘ１０″’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回目
の照射処理は、照射エネルギー密度は７８１．２５Ｊ／
ｃｍ’ 、溶融時間は８．２５ｘ １０’ ｓｅｃであ
り、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１００
μｍ移動して行なった。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１００μｍ移動しながら、
照射エネルギー密度６９４．４４Ｊ／ｃｍ２、溶融時間
５，５６ｘ １０’ ｓｅｃの条件で行なった。これら
の処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金図
が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、ビーム径２００μｍの連続ＧＯ２レーザービームを
照射した。照射エネルギー密度は７８１．２５Ｊ／ａｍ
２、溶融時間は６．２５ Ｘ１０″’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回目
の照射処理は、照射エネルギー密度は７８１．２５Ｊ／
ｃｍ’ 、溶融時間は８．２５ｘ １０’ ｓｅｃであ
り、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１００
μｍ移動して行なった。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１００μｍ移動しながら、
照射エネルギー密度６９４．４４Ｊ／ｃｍ２、溶融時間
５，５６ｘ １０’ ｓｅｃの条件で行なった。これら
の処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金図
が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０’ＣのＩＮＭＣＩ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線を第３図に示す。
金を用い、３０’ＣのＩＮＭＣＩ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線を第３図に示す。
このアモルファス表面合金は白己不Ｓ態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不！ＩＩ態溶解が起る電位
までの広い範囲にわたり不動態で必って、きわめて耐食
性が高いことが判明する。
態は全く現れず、クロムの過不！ＩＩ態溶解が起る電位
までの広い範囲にわたり不動態で必って、きわめて耐食
性が高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例３
所定の量のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ、幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１４原子％Ｑｒ−１６原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ
、幅ｉｏｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶
接し、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。この処理によってリボ
ン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板
に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射
体が得られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ、幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１４原子％Ｑｒ−１６原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ
、幅ｉｏｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶
接し、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。この処理によってリボ
ン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板
に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射
体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ 、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７８１．２５Ｊ／Ｃ
１１１２、溶融時間は６．２５ Ｘ１０’ ｓｅｃであ
り、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ
移動し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２
回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７Ｂ１．２５
Ｊ／ｃｍ２、溶融時間は６．２５ｘ １０’ ｓｅｃで
あり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１０
０μｍ移動して行なった。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１００μｍ移動しながら
、照射エネルギー密度６９４．４４Ｊ／Ｃｍ’ 、溶融
時間５．５６ＸＩＯ″’ ｓｅｃの条件で行なった。こ
れらの処理によって、軟鋼下地上にア七ルフ７ス表面合
金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ 、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７８１．２５Ｊ／Ｃ
１１１２、溶融時間は６．２５ Ｘ１０’ ｓｅｃであ
り、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ
移動し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２
回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７Ｂ１．２５
Ｊ／ｃｍ２、溶融時間は６．２５ｘ １０’ ｓｅｃで
あり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１０
０μｍ移動して行なった。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１００μｍ移動しながら
、照射エネルギー密度６９４．４４Ｊ／Ｃｍ’ 、溶融
時間５．５６ＸＩＯ″’ ｓｅｃの条件で行なった。こ
れらの処理によって、軟鋼下地上にア七ルフ７ス表面合
金層が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第４図に示す。
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第４図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不働態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不ｓ態溶解が起る電位まで
の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。
態は全く現れず、クロムの過不ｓ態溶解が起る電位まで
の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。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例４
所定の四のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅ｅｍｍの
リボン状Ｎｉ−１７原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ
、幅１０ｍｍ１厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶
接し、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。この処理によってリボ
ン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板
に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射
体が１ｑられた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅ｅｍｍの
リボン状Ｎｉ−１７原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ
、幅１０ｍｍ１厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶
接し、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。この処理によってリボ
ン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板
に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射
体が１ｑられた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ 、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７８１．２５Ｊ／Ｃ
ｍ２、溶融時間は６．２５ Ｘ１Ｏ−４ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。更に、第２回お
よび第３回の照射処理は、Ｘ方向片道の移動毎にＸ方向
に１２５μｍ移動しながら、照射エネルギー密度７８１
．２５Ｊ／ｃｍ２、溶融時間６．２５ｘ １Ｏ−４ｓｅ
ｃの条件で行なった。これらの処理によって、軟鋼下地
上にアモルファス表面合金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ 、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７８１．２５Ｊ／Ｃ
ｍ２、溶融時間は６．２５ Ｘ１Ｏ−４ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。更に、第２回お
よび第３回の照射処理は、Ｘ方向片道の移動毎にＸ方向
に１２５μｍ移動しながら、照射エネルギー密度７８１
．２５Ｊ／ｃｍ２、溶融時間６．２５ｘ １Ｏ−４ｓｅ
ｃの条件で行なった。これらの処理によって、軟鋼下地
上にアモルファス表面合金層が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第５図に示す。
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第５図に示す。
このアモルファス表面合金は自己子ＩＪＨｆｉ化してお
り活性態は全く現れず、クロムの過不＠態溶解が起る電
位までの広い範囲にわたり不ｆｌｌｌｌ ｒｆｆｌであ
って、きわめて耐食性が高いことが判明する。
り活性態は全く現れず、クロムの過不＠態溶解が起る電
位までの広い範囲にわたり不ｆｌｌｌｌ ｒｆｆｌであ
って、きわめて耐食性が高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し１ｑたことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し１ｑたことが判明する。
実施例５
所定の母のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｑｒ−１４原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金およびＮｉ−１５原子％Ｃｒ−１５原子％Ｐ−
４原子％Ｂ合金を作製した。これらのリボン状合金をそ
れぞれ長さ５０ｍｍ、幅ｉｏｍｍ、厚さ３．２ｍ（Ｉｌ
の軟鋼板上にスポット溶接し、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
。この処理によってリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一
部を溶解して下地軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質
表面合金からなる被照射体が得られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｑｒ−１４原子％Ｐ−４原子
％Ｂ合金およびＮｉ−１５原子％Ｃｒ−１５原子％Ｐ−
４原子％Ｂ合金を作製した。これらのリボン状合金をそ
れぞれ長さ５０ｍｍ、幅ｉｏｍｍ、厚さ３．２ｍ（Ｉｌ
の軟鋼板上にスポット溶接し、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
。この処理によってリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一
部を溶解して下地軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質
表面合金からなる被照射体が得られた。
これらの被照射体試料をＸ方向に往復運動するｘ−ｙテ
ーブル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４
００Ｗ 、ビーム径２００μｍの連続Ｃｏ２レーザ−ビ
ームを照射した。照射エネルギー密瓜は７８１．２５Ｊ
／Ｃｍ２、溶融時間は６．２５Ｘ １０’ Ｓｅｃで必
り、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ
移動し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２
回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７８１゜２５
Ｊ／ｃｍ２、溶融時間は６．２５ｘ １０’ ｓｅｃで
あり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１０
０μｍ移動して行なった。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１００μｍ移動しながら
、照射エネルギー密度６２５ Ｊ／Ｃｍ２、溶融時間５
ｘ１０’ ｓｅｃの条件で行なった。これらの処理によ
って、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した
。
ーブル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４
００Ｗ 、ビーム径２００μｍの連続Ｃｏ２レーザ−ビ
ームを照射した。照射エネルギー密瓜は７８１．２５Ｊ
／Ｃｍ２、溶融時間は６．２５Ｘ １０’ Ｓｅｃで必
り、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ
移動し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２
回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７８１゜２５
Ｊ／ｃｍ２、溶融時間は６．２５ｘ １０’ ｓｅｃで
あり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１０
０μｍ移動して行なった。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１００μｍ移動しながら
、照射エネルギー密度６２５ Ｊ／Ｃｍ２、溶融時間５
ｘ１０’ ｓｅｃの条件で行なった。これらの処理によ
って、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した
。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第６図に示す。
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第６図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不Ｓ態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電位まで
の広い範囲にわたり不動態であ°って、きわめて耐食性
が高いことが判明する。
態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電位まで
の広い範囲にわたり不動態であ°って、きわめて耐食性
が高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶貿軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶貿軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例６
所定の量のリン化ニック゛ル、電解ニッケル、電解クロ
ムおよびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、ア
ルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母
合金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍ
のリボン状Ｎｉ１５原子％ Ｃｒ−１４原子％Ｐ−６［
子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍ
ｍ、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット
溶接し、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。この処理によってリ
ボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼
板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照
射体が得られた。
ムおよびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、ア
ルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母
合金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍ
のリボン状Ｎｉ１５原子％ Ｃｒ−１４原子％Ｐ−６［
子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍ
ｍ、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット
溶接し、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。この処理によってリ
ボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼
板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照
射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７Ｂ１．２５Ｊ／Ｃｍ
２、溶融時間は６．２５ ｘ１０″ｓｅｃでおり、Ｘ方
向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回目の照
射処理は、照射エネルギー密度は７Ｂ１．２５Ｊ／ｃｍ
２ 、溶融時間は６．２５ｘ １０’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１００μｍ
移動して行なった。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１００μｍ移動しながら、照射
エネルギー密度６９４．４４Ｊ／ｃｍ’ 、溶融時間５
．５６ｘ １０’ ｓｅｅの条件で行なった。これらの
処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が
生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７Ｂ１．２５Ｊ／Ｃｍ
２、溶融時間は６．２５ ｘ１０″ｓｅｃでおり、Ｘ方
向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回目の照
射処理は、照射エネルギー密度は７Ｂ１．２５Ｊ／ｃｍ
２ 、溶融時間は６．２５ｘ １０’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１００μｍ
移動して行なった。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１００μｍ移動しながら、照射
エネルギー密度６９４．４４Ｊ／ｃｍ’ 、溶融時間５
．５６ｘ １０’ ｓｅｅの条件で行なった。これらの
処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が
生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０’ＣのｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線を第７図に示す。
金を用い、３０’ＣのｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線を第７図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不働態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不１ｌｊＪ態溶解が起る電
位までの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。
態は全く現れず、クロムの過不１ｌｊＪ態溶解が起る電
位までの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。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し）ｑたことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し）ｑたことが判明する。
実施例７
所定の旧のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６＋ｎｍ
のリボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−３原
子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍ
ｍ、幅ｔｏｍｍ１厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット
溶接し、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ｆｆｉ理によっ
てリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地
軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる
被照射体が得られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６＋ｎｍ
のリボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−３原
子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０ｍ
ｍ、幅ｔｏｍｍ１厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット
溶接し、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ｆｆｉ理によっ
てリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地
軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる
被照射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７８１．２５Ｊ／ｃｍ
’ 、溶融時間は６．２５ ｘ１０″ｓｅｃであり、Ｘ
方向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動し
全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回およ
び第３回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７８１
．２５Ｊ／Ｃｍ’ 、溶融時間は６．２５ ｘ ｔＯ’
ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、ｙ
方向に１００μｍ移動して行なった。更に、第４回目の
照射処理はＸ方向片道の移動毎にｙ方向に１００．ｚｍ
移動しながら、照射エネルギー密度８９２．８６Ｊ／Ｃ
ｌｌＩ２、溶融時間７．１４ｘ １０″′４ｓｅｃの条
件で行なった。これらの処理によって、軟鋼下地上にア
モルファス表面合金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７８１．２５Ｊ／ｃｍ
’ 、溶融時間は６．２５ ｘ１０″ｓｅｃであり、Ｘ
方向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動し
全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回およ
び第３回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７８１
．２５Ｊ／Ｃｍ’ 、溶融時間は６．２５ ｘ ｔＯ’
ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、ｙ
方向に１００μｍ移動して行なった。更に、第４回目の
照射処理はＸ方向片道の移動毎にｙ方向に１００．ｚｍ
移動しながら、照射エネルギー密度８９２．８６Ｊ／Ｃ
ｌｌＩ２、溶融時間７．１４ｘ １０″′４ｓｅｃの条
件で行なった。これらの処理によって、軟鋼下地上にア
モルファス表面合金層が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のＩＮＨＣ＋溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第８図に示す。
金を用い、３０℃のＩＮＨＣ＋溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第８図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不働態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電位まで
の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。
態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電位まで
の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。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例８
所定の母のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１８原子％Ｐ−２原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０１１
１ｍ、幅ｉｏｍｍ１厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポッ
ト溶接し、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
リボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟
鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被
照射体が得られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ１幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１８原子％Ｐ−２原子
％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長さ５０１１
１ｍ、幅ｉｏｍｍ１厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポッ
ト溶接し、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
リボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟
鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被
照射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、ビーム径２００μｍの連続Ｃｏ２レーザ−ビームを
照射した。照身寸コニネルギー密度は７８１．２５Ｊ／
ｃｍ’ 、溶融時間は６．２５Ｘ１０″ＳａＣであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回お
よび第３回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７８
１．２５Ｊ／Ｃｍ２、溶融時間は６．２５Ｘ１０″ｓｅ
ｃ テａす、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、ｙ方向
に１００μｍ移動して行なった。これらの処理によって
、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、ビーム径２００μｍの連続Ｃｏ２レーザ−ビームを
照射した。照身寸コニネルギー密度は７８１．２５Ｊ／
ｃｍ’ 、溶融時間は６．２５Ｘ１０″ＳａＣであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回お
よび第３回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７８
１．２５Ｊ／Ｃｍ２、溶融時間は６．２５Ｘ１０″ｓｅ
ｃ テａす、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、ｙ方向
に１００μｍ移動して行なった。これらの処理によって
、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のＩＮＨＣ＋溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第９図に示す。
金を用い、３０℃のＩＮＨＣ＋溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第９図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不動態化しており活性
態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電位まで
の広い範囲にねたり不Ｓ態であって、きわめて耐食性が
高いことが判明する。
態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電位まで
の広い範囲にねたり不Ｓ態であって、きわめて耐食性が
高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例９
所定の吊のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ、幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１５原子％Ｐ−５原子
％Ｂ合金およびＮｉ−１５原子％Ｑｒ−１７原子％Ｐ−
２原子％Ｂ合金を作製した。これらのリボン状合金をそ
れぞれ長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟
鋼板上にスポット溶接し、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
の処理によってリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を
溶解して下地軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面
合金からなる被照射体が得られた。
およびボロンクリスタルをアルミするつぼに入れ、アル
ゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合
金を作製した。これを用いて厚さ４０μｍ、幅６ｍｍの
リボン状Ｎｉ−１５原子％Ｃｒ−１５原子％Ｐ−５原子
％Ｂ合金およびＮｉ−１５原子％Ｑｒ−１７原子％Ｐ−
２原子％Ｂ合金を作製した。これらのリボン状合金をそ
れぞれ長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟
鋼板上にスポット溶接し、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
の処理によってリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を
溶解して下地軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面
合金からなる被照射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、ビーム径２００μｍの連続Ｃｏ２レーナービームを
照射した。照射エネルギー密度は７８１．２５Ｊ／ｃｍ
’ 、溶融時間は６．２５Ｘ１０″’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回お
よび第３回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７Ｂ
１．２５Ｊ／Ｃｍ２、溶融時間は６．２５ｘ １０’
ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方
向に１００μｍ移動して行なった。更に、第４回目の照
射処理はＸ方向片道の移動毎にＸ方向に１００μｍ移動
しながら、照射エネルギー密度６２５ Ｊ／ｃｍ２、溶
融時間５ｘｌＯ″’ ｓｅｃの条件で行なった。これら
の処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層
が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、ビーム径２００μｍの連続Ｃｏ２レーナービームを
照射した。照射エネルギー密度は７８１．２５Ｊ／ｃｍ
’ 、溶融時間は６．２５Ｘ１０″’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動
し全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回お
よび第３回目の照射処理は、照射エネルギー密度は７Ｂ
１．２５Ｊ／Ｃｍ２、溶融時間は６．２５ｘ １０’
ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方
向に１００μｍ移動して行なった。更に、第４回目の照
射処理はＸ方向片道の移動毎にＸ方向に１００μｍ移動
しながら、照射エネルギー密度６２５ Ｊ／ｃｍ２、溶
融時間５ｘｌＯ″’ ｓｅｃの条件で行なった。これら
の処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層
が生成した。
レーザー照射によって生成したこれらのアモルファス表
面合金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したア
ノード分極曲線を第１０図に示す。これらのアモルファ
ス表面合金は自己子ｉ悪化しており活性態は全く現れず
、クロムの過不働態溶解が起る電位までの広い範囲にわ
たり不動態であって、きわめて耐食性が高いことが判明
する。
面合金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したア
ノード分極曲線を第１０図に示す。これらのアモルファ
ス表面合金は自己子ｉ悪化しており活性態は全く現れず
、クロムの過不働態溶解が起る電位までの広い範囲にわ
たり不動態であって、きわめて耐食性が高いことが判明
する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成し得たことが判明する。
実施例１０
所定の量のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解クロム
、モリブデンブリケットおよびボロンクリスタルをアル
ミするつぼに入れ、アルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱
炉を用いて溶融して母合金を作製した。これを用いて厚
さ４０μｍ、幅６ｍｍのリボン状Ｎ １−１０原子％Ｑ
ｒ−５原子％Ｍｏ−１６原子％Ｐ−４原子％Ｂ合金を作
製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ、幅ｉ ｏｍ
ｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶接し、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。この処理によってリボン状合金は
溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板に密着して
、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射体が得られ
た。
、モリブデンブリケットおよびボロンクリスタルをアル
ミするつぼに入れ、アルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱
炉を用いて溶融して母合金を作製した。これを用いて厚
さ４０μｍ、幅６ｍｍのリボン状Ｎ １−１０原子％Ｑ
ｒ−５原子％Ｍｏ−１６原子％Ｐ−４原子％Ｂ合金を作
製した。このリボン状合金を長さ５０ｍｍ、幅ｉ ｏｍ
ｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶接し、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。この処理によってリボン状合金は
溶融し下地軟鋼の一部を溶解して下地軟鋼板に密着して
、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被照射体が得られ
た。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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１０４１．７Ｊ／ｃｍ
２、溶融時間は８，３３Ｘ１０−’ ｓｅｃであり、Ｘ
方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動し
全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回目の
照射処理は、照射エネルギー密度は１０４１．７Ｊ／Ｃ
ｍ２、溶融時間は８．３３ｘ １０’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１００μｍ
移動して行なった。更に、第３回目の照ｑｊ処理はＸ方
向片道の移動毎にＸ方向に１００μｍ移動しながら、照
射エネルギー密度６２５ Ｊ／ｃｍ２、溶融時間５Ｘ１
０’ ｓｅｃの条件で行なった。これらの処理によって
、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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１０４１．７Ｊ／ｃｍ
２、溶融時間は８，３３Ｘ１０−’ ｓｅｃであり、Ｘ
方向の試料の往復の間片道毎にＸ方向に５０μｍ移動し
全表面にレーザー照射処理を施した。次いで第２回目の
照射処理は、照射エネルギー密度は１０４１．７Ｊ／Ｃ
ｍ２、溶融時間は８．３３ｘ １０’ ｓｅｃであり、
Ｘ方向の試料の往復の間片道毎に、Ｘ方向に１００μｍ
移動して行なった。更に、第３回目の照ｑｊ処理はＸ方
向片道の移動毎にＸ方向に１００μｍ移動しながら、照
射エネルギー密度６２５ Ｊ／ｃｍ２、溶融時間５Ｘ１
０’ ｓｅｃの条件で行なった。これらの処理によって
、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第１１図に示す。
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第１１図に示す。
このアモルファス表面合金は自己不ＭＩＪＪ態化してお
り活性態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電
位までの広い範囲にわたり不＃［ｌＪであって、きわめ
て耐食性が高いことが判明する。
り活性態は全く現れず、クロムの過不働態溶解が起る電
位までの広い範囲にわたり不＃［ｌＪであって、きわめ
て耐食性が高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金を
結晶質軟鋼上に形成することができた。
結晶質軟鋼上に形成することができた。
実施例１１
長さ７０ｍｍ、幅２０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板を
下地として用い、これにＮ ｉ −２３，９原子％Ｐ合
金無電解めっきを厚さ２０μｍｔＭし、次いでＮｉ−２
２，２原子％Ｂ合金無電解めっきを厚さ４．５５μｍ施
し、更にＣｒ電解めっきを厚さ４．９μｍ施した。この
試料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。この処理によってめっき層は
下地軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金から
なる被照射体が得られた。
下地として用い、これにＮ ｉ −２３，９原子％Ｐ合
金無電解めっきを厚さ２０μｍｔＭし、次いでＮｉ−２
２，２原子％Ｂ合金無電解めっきを厚さ４．５５μｍ施
し、更にＣｒ電解めっきを厚さ４．９μｍ施した。この
試料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。この処理によってめっき層は
下地軟鋼板に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金から
なる被照射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出）Ｊ ４
００Ｗ、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３１３５Ｊ／ｃｍ
’ 、溶融時間は２．５Ｘ１０−’ｓｅｃであり、Ｘ方
向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。この処理を２回くり
えすことによって、アモルファス相と結晶相の混合した
表面合金が得られた。次いで第３回目の照射処理は、照
射エネルギー密度は１０４１．７Ｊ／ｃｍ’ 、溶融時
間は８．３３Ｘ １０４Ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の
往復の間片道毎に、ｙ方向に１００μｍ移動して行なっ
た。更に、第４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、照射エネルギー密度
６２５ Ｊ／ｃｍ２、溶融時間５ｘ１０″’ ｓｅｃの
条件で行なった。これらの処理によって、軟鋼下地上に
アモルファス表面合金層Ｎ ｒ−１４，８原子％Ｃｒ−
１６原子％Ｐ−４原子％Ｂ表面合金が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出）Ｊ ４
００Ｗ、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３１３５Ｊ／ｃｍ
’ 、溶融時間は２．５Ｘ１０−’ｓｅｃであり、Ｘ方
向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動し全
表面にレーザー照射処理を施した。この処理を２回くり
えすことによって、アモルファス相と結晶相の混合した
表面合金が得られた。次いで第３回目の照射処理は、照
射エネルギー密度は１０４１．７Ｊ／ｃｍ’ 、溶融時
間は８．３３Ｘ １０４Ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の
往復の間片道毎に、ｙ方向に１００μｍ移動して行なっ
た。更に、第４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、照射エネルギー密度
６２５ Ｊ／ｃｍ２、溶融時間５ｘ１０″’ ｓｅｃの
条件で行なった。これらの処理によって、軟鋼下地上に
アモルファス表面合金層Ｎ ｒ−１４，８原子％Ｃｒ−
１６原子％Ｐ−４原子％Ｂ表面合金が生成した。
レーザー照射によって生成し・たこのアモルファス表面
合金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線は第２図に示した分極曲線と全く同様であ
って、きわめて耐食性が高いことが判明する。
合金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線は第２図に示した分極曲線と全く同様であ
って、きわめて耐食性が高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金を
結晶質軟鋼上に形成することができた。
結晶質軟鋼上に形成することができた。
実施例１２
所定の量のリン化ニッケル、電解ニッケル、電解コバル
ト、電解クロムおよびボロンクリスタルをアルミするっ
【膚に入れアルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用い
て溶融して母合金を作製した。これを用いて厚さ４０μ
ｍ１幅６ｍｍのリボン状Ｎｉ−１０原子％Ｃｏ−１５原
子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原子％Ｂ合金を作製した。
ト、電解クロムおよびボロンクリスタルをアルミするっ
【膚に入れアルゴン雰囲気中で高周波誘導加熱炉を用い
て溶融して母合金を作製した。これを用いて厚さ４０μ
ｍ１幅６ｍｍのリボン状Ｎｉ−１０原子％Ｃｏ−１５原
子％Ｃｒ−１６原子％Ｐ−４原子％Ｂ合金を作製した。
このリボン状合金を長さ５０ｍｍ、幅ｉｏｍｍ、厚さ３
．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶接し、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。この処理によってリボン状合金は溶融して下
地軟鋼に密着し、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被
照射体が得られた。
．２ｍｍの軟鋼板上にスポット溶接し、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。この処理によってリボン状合金は溶融して下
地軟鋼に密着し、下地軟鋼と結晶質表面合金からなる被
照射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７８１．２５Ｊ／ｃｍ
２、溶融時間は６．２５ Ｘｉｏ’ ｓｅｃであり、Ｘ
方向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動す
るレーザー処理を２回、引き続きｙ方向に１００μｍ移
動するレーザー照射処理を２目金表面に施した。これら
の処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層
が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ、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７８１．２５Ｊ／ｃｍ
２、溶融時間は６．２５ Ｘｉｏ’ ｓｅｃであり、Ｘ
方向の試料の往復の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動す
るレーザー処理を２回、引き続きｙ方向に１００μｍ移
動するレーザー照射処理を２目金表面に施した。これら
の処理によって、軟鋼下地上にアモルファス表面合金層
が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０’ＣのｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線を第１２図に示づ。
金を用い、３０’ＣのｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノ
ード分極曲線を第１２図に示づ。
このアモルファス表面合金は自己不％ｆ）ｆ７３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。
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。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶質軟鋼上に形成しくｑたことが判明する。
結晶質軟鋼上に形成しくｑたことが判明する。
実施例１３
所定の但のリン化ニッケル、電解鉄、電解クロムおよび
ボロンクリスタルをアルミするつぼに入れアルゴン雰囲
気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合金を作製
した。これを用いて厚さ４０μｍ 、幅６ｍｍのリボン
状Ｎｉ−１０原子％Ｆｅ−１５原子％Ｃｒ−１６原子％
Ｐ−４原子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長
さ５０ｍｎ１．幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上
にスポット溶接し、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
によってリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解し
て下地軟鋼に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金から
なる被照射体が得られた。
ボロンクリスタルをアルミするつぼに入れアルゴン雰囲
気中で高周波誘導加熱炉を用いて溶融して母合金を作製
した。これを用いて厚さ４０μｍ 、幅６ｍｍのリボン
状Ｎｉ−１０原子％Ｆｅ−１５原子％Ｃｒ−１６原子％
Ｐ−４原子％Ｂ合金を作製した。このリボン状合金を長
さ５０ｍｎ１．幅１０ｍｍ、厚さ３．２ｍｍの軟鋼板上
にスポット溶接し、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
によってリボン状合金は溶融し下地軟鋼の一部を溶解し
て下地軟鋼に密着して、下地軟鋼と結晶質表面合金から
なる被照射体が得られた。
この被照射体試料をＸ方向に往復運動するＸ−ｙテーブ
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ１ビーム径２００μｍの連続ＧＯ２レーザービームを
照射した。照射エネルギー密度は６２５Ｊ／Ｃｍ２、溶
融時間は５Ｘ１０’Ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の往復
の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動するレーザー処理を
２回、引き続きｙ方向に１００μｍ移動するレーザー照
射処理を２回分表面に施した。これらの処理によって、
軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した。
ル上に固定し、試料をＸ方向に移動しながら出力４００
Ｗ１ビーム径２００μｍの連続ＧＯ２レーザービームを
照射した。照射エネルギー密度は６２５Ｊ／Ｃｍ２、溶
融時間は５Ｘ１０’Ｓｅｃであり、Ｘ方向の試料の往復
の間片道毎にｙ方向に５０μｍ移動するレーザー処理を
２回、引き続きｙ方向に１００μｍ移動するレーザー照
射処理を２回分表面に施した。これらの処理によって、
軟鋼下地上にアモルファス表面合金層が生成した。
レーザー照射によって生成したこのアモルファス表面合
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第１３図に示す。
金を用い、３０℃のｌＮＨＣｌ溶液中で測定したアノー
ド分極曲線を第１３図に示す。
このアモルファス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ｇ！ｌｌ態であっ
て、きわめて耐食性が高いことが判明する。
態は全く現れず、広い範囲にわたり不ｇ！ｌｌ態であっ
て、きわめて耐食性が高いことが判明する。
以上の結果、高耐食性を備えたアモルファス表面合金が
結晶貿軟鋼上に形成し得たことが判明する。
結晶貿軟鋼上に形成し得たことが判明する。
［発明の効果］
以上詳述したとおり、本発明の高耐食アモルファス表面
合金は、激しい腐食性環境で高耐食性を示し、かつ、通
常の金属材料の表面に所定の特性を備えた表面合金とし
て、本発明の独特の方法によって作られる。しかし、本
発明の高耐食アモルファス表面合金の作製法は、特に複
雑で高価な操作を必要とせず、本発明の高耐食アモルフ
ァス表面合金および作製法は共に実用性に優れている。
合金は、激しい腐食性環境で高耐食性を示し、かつ、通
常の金属材料の表面に所定の特性を備えた表面合金とし
て、本発明の独特の方法によって作られる。しかし、本
発明の高耐食アモルファス表面合金の作製法は、特に複
雑で高価な操作を必要とせず、本発明の高耐食アモルフ
ァス表面合金および作製法は共に実用性に優れている。
第１図は高エネルギ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。 第２図から第１３図までは表面合金の分極曲線を示すグ
ラフである。 １・・・レーザービーム、２・・・表面金属層、３・・
・下地金属。
のレーザービーム照射処理の概念図である。 第２図から第１３図までは表面合金の分極曲線を示すグ
ラフである。 １・・・レーザービーム、２・・・表面金属層、３・・
・下地金属。
Claims (3)
- （１）８原子％以上１９原子％未満のＣｒを含み、Ｐと
２〜７原子％のＢとの合計が１７〜２２原子％であつて
、実質的残部としてＮｉ、あるいは、ＣｏがＣｏとＮｉ
の全量の４０原子％以下のＮｉ−Ｃｏ、更には前記Ｎｉ
量またはＮｉ−Ｃｏの全量の２０原子％までＦｅで置換
したものからなるアモルファス合金が、１５０μｍ以下
の厚さのアモルファス表面合金層として実用結晶質金属
あるいは合金下地に密着していることを特徴とし、高エ
ネルギー密度照射処理によつて作製される高耐食アモル
ファス表面合金。 - （２）Ｍｏの量が原子％でＣｒの量を越えず、ＣｒとＭ
ｏの和で８原子％以上１９原子％未満含み、Ｐと２〜７
原子％のＢとの合計が１７〜２２原子％であって、実質
的残部として、Ｎｉ、あるいはＣｏがＣｏとＮｉの全量
の４０原子％以下のＮｉ−Ｃｏ、更には、前記Ｎｉ量又
はＮｉ−Ｃｏの全量の２０原子％までＦｅで置換したも
のからなるアモルファス合金が、 １５０μｍ以下の厚さのアモルファス表面合金層として
実用結晶質金属あるいは合金下地に密着していることを
特徴とし、高エネルギー密度ビーム照射処理によつて作
製された高耐食アモルファス表面合金。 - （３）実用結晶質金属あるいは合金下地上に、所定の組
成の金属あるいは合金を密着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、高エネルギ
ー密度ビームの出力を制御すると共に、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５０００ジュール／ｃｍ＾２以下、
溶融時間が５×１０＾−＾２秒以下で更に照射エネルギ
ー密度と照射時間の積が５ジュール秒／ｃｍ＾２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つて、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、結果として、８原子％以上１９原子
％未満のＣｒ、あるいは、Ｍｏの量が原子％でＣｒの量
を越えずＣｒとＭｏの和で８原子％以上１９原子％未満
を含み、Ｐと２−７原子％のＢとの合計が１７−２２原
子％であつて、実質部残部としてＮｉ、あるいは、Ｃｏ
がＣｏとＮｉの全量の４０原子％以下のＮｉ−Ｃｏ、更
には、前記Ｎｉ量またはＮｉ−Ｃｏの全量の２０原子％
までＦｅで置換したものからなるアモルファス合金が、
アモルファス表面合金層として実用結晶質金属あるいは
合金下地上に生じることを特徴とする高耐食アモルファ
ス表面合金の作製法。
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