JPS6411704B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6411704B2 JPS6411704B2 JP15406381A JP15406381A JPS6411704B2 JP S6411704 B2 JPS6411704 B2 JP S6411704B2 JP 15406381 A JP15406381 A JP 15406381A JP 15406381 A JP15406381 A JP 15406381A JP S6411704 B2 JPS6411704 B2 JP S6411704B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- amorphous
- alloy
- atomic
- alloys
- hardness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 31
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 22
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 53
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 53
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 12
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 11
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 9
- 238000000034 method Methods 0.000 description 9
- 238000009987 spinning Methods 0.000 description 9
- 239000005300 metallic glass Substances 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 6
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 6
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 4
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910008423 Si—B Inorganic materials 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 238000007664 blowing Methods 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 229910017709 Ni Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003267 Ni-Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003262 Ni‐Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 1
- 239000000110 cooling liquid Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052752 metalloid Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 229920003023 plastic Polymers 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000012779 reinforcing material Substances 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 238000007783 splat quenching Methods 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
本発明は、非晶質単相合金に比べ、引張り強度
および硬度に優れた機械的性質を有する鉄族系非
晶質合金に関するものであり、より詳細には、鉄
族系非晶質合金母相中に、Fe、NiおよびCoの微
細結晶粒子を均一に分散させることによつて、ね
ばさを損わずに、非晶質単相合金に比べ、より高
い引張り強度および高硬度を有し、しかも熱的安
定性の優れた性質を有する非晶質合金に関するも
のである。 従来からよく知られているように、液体急冷
法、スパツタリング法、ピストンアンビル法、ス
プラツトクエンチン法等の急冷操作によつて得ら
れる鉄族系非晶質合金は、引張り強度も優れ、硬
さも高硬度のものが得られるが、従来の鉄族系非
晶質合金は、熱的に不安定で、結晶化がおこる以
前、又は結晶化が開始すると同時に脆化が生じ、
非晶質合金の特長であるねばさが低下し、冷間加
工ができないほどに脆くなる欠点を有している。
特に非晶質合金の代表的な金属−半金属、例え
ば、Fe−P−C、Fe−Si−B、Fe−P−Si、Fe
−P−B、Fe−Ni−Co−Si−B、Fe−Ni−Co
−P−B、Fe−Si−B−Me(Me:遷移金属元素
を表わす)、Fe−P−C−Me系等の非晶質合金
は、結晶化によつて結晶粒子が非晶質相に析出す
る以前、又は析出すると同時に引張り強度、切
断、靭性等の機械的性質が極端に低下する欠点を
有している。 そこで本発明者らは、上述の問題を解決するた
め鋭意研究した結果、特定の合金系を選定し、溶
湯から固化するまでの冷却速度を制御することに
よつて、非晶質金属母相中に、微細結晶粒子を均
一に、かつ、高密度に分散させることにより、同
一組成合金からなる非晶質単相合金よりも高強
度、高硬度でしかも高靭性で耐熱、耐脆化性の優
れた性質を有する新規な微細粒子を含有した鉄族
系非晶質合金が得られることを見い出し、本発明
に到達した。 すなわち、本発明は、式、XaYb (但し式中Xは、Fe、Ni及びCoからなる鉄族元
素より選ばれた1種又は2種以上の元素、Yは、
ZrもしくはHfの元素、又はZrとHfの元素、a及
びbはそれらの和が100になる条件下でそれぞれ
80〜95原子%、5〜20原子%を表す)よりなり、
微細結晶粒子を含有し、強度及び硬度に優れた鉄
族系非晶質合金及び式、XaYbMcZd (但し式中Xは、Fe、Ni及びCoからなる鉄族元
素より選ばれた1種又は2種以上の元素、Yは、
ZrもしくはHfの元素、又はZrとHfの元素、Mは
V、Cr、Mn、Nb、Mo及びTaからなる群より
選ばれた1種又は2種以上の元素、Zは、B、
C、P、Si及びGeから選ばれた1種又は2種以
上の元素、a、b、c及びdはそれらの和が100
になる条件下でそれぞれ45〜95原子%、5〜20原
子%、25原子%以下、10原子%以下を表す)より
なり、微細結晶粒子を含有し、強度及び硬度に優
れた鉄族系非晶質合金である。 次に本発明の非晶質合金について説明すると、
Xは、Fe、Ni及びCoから選ばれた1種又は2種
以上の元素で、45〜95原子%を含有せしめること
が必要であり、特にM及びZを含有させない場合
のXは、80〜95原子%である。その様にすること
によつて、安価で且つ機械的性質の優れた非晶質
相を形成さすことができる。Yは、Zrもしくは
Hfの元素、又はZrとHfの元素で、5〜20原子%
を含有せしめることが必要である。この含有量が
5原子%未満では、非晶質形成能が低下し、含有
量が20原子%を超えると、これも非晶質形成能が
低下し、且つ、(Fe、Ni、Co)−(Zr、Hf)等の
金属間化合物が析出し、脆くなる。Mは、微細結
晶粒子からなるフエライト相及び非晶質相を強化
させ、ねばさを失わずに更に高い強度を得るため
のV、Cr、Mn、Nb、Mo、およびTaからなる
群より選ばれた1種又は2種以上の元素で、25原
子%まで含有せしめる。この含有量を25原子%よ
り多くすると、ねばさが失なわれ、非常に脆く実
用的合金は得られない。しかもTa、Crは、Zrの
耐食性と相まつて更に向上した耐食性をも有し、
Nb、Mo、Wにあつては、耐熱性をも向上する。
Zは、Ge、C、B、PおよびSiから選ばれた1
種又は2種以上の元素で10原子%まで含有せしめ
る。このGeおよびBは、強度および硬度を高く
するのに効果的であり、PおよびSiはねばさおよ
び強度等を低下させずに、溶湯から冷却固化して
リボンまたは細線等を製造するに際して、より均
一な形状を有した合金を得るのに効果的である。
しかし、添加量を10原子%より多くすると、非晶
質形成能が高くなるため、非晶質母相中に微細結
晶粒を均一に分散させることが困難となる。特に
本発明の合金では、Zr7〜15原子%で、V、Cr、
Mn、Nb、MoおよびTaからなる群より選ばれた
1種又は2種以上の元素15原子%以下であり、残
部が実質的にFeもしくはNi又はFeとNiの元素よ
りなる合金が、経済性、機械的性質および製造上
の問題から特に好ましい。すなわち、Fe、Niは、
Coより、ZrはHfより安価であり、しかも(Fe、
Ni)−Zr−M系合金は、溶湯状態から冷却固化し
てリボンおよび細線等の材料を製造するに際し、
リボンの厚さ、細線の径および冷却速度等の製造
条件を調節することにより、非晶質金属母相中に
微細結晶粒子を均一に高密度に分散させると同時
に、微細結晶粒子の量も容易に調整できるため、
均一で、高強度の合金を製造するのに特に好まし
い。又、上記合金組成に、本発明の目的とする本
質的な性能が影響されない範囲であれば、他の元
素を添加することができる。例えばAl、Cuおよ
びSn等を少量添加することもできる。 本発明に云う微細結晶粒子とは、体心立方格子
(bcc)構造からなり、直径が約150nm以下のもの
を云い、特に直径が約100nm以下のものを云う。
この微細結晶粒子の含有量は、溶湯から固化する
迄の冷却速度及び合金組成によつて異なるが、体
積率で約60%以下、特に10〜40%の範囲が好まし
い。この微細結晶粒子の同定、大きさは、X線回
折、透過電顕観察により行うことができ、また微
細結晶粒子の非晶質母相中に占める体積率Rvは
示差走査熱量計を用いて次式にて計算したもので
ある。 Rv=ΔHt、am−ΔHt、x/ΔHt、am×100(%) (式中ΔHt、amは、完全非晶質相の結晶化の際
の発熱量、ΔHt、xは、結晶混在の非晶質相の
結晶化の際の発熱量を表す。) 本発明の合金は非晶質金属母相中に占める微細
結晶粒子の体積率が増加するに従つて、引張り強
度は増加し、特に、微細結晶粒子が非晶質金属相
中に占める体積率が20〜30%の時に最も高い引張
り強度を有する材料が得られる。そして最適体積
率を越えて微細結晶粒子の析出量が増大すると引
張り強度は低下しはじめる傾向があり、体積率が
約60%で引張り強度は非晶質金属単相の引張り強
度と同等になる傾向があり、この体積率を越える
と、非晶質合金単相の引張り強度よりも低下する
傾向があり、ねばさも除々に損われていく傾向が
ある。 本発明の合金を製造するためには、本合金組成
により異なるが冷却速度を104℃/sec以上の各種
急冷法が採用し得る。たとえば、工業的に重要な
液体急冷法である片ロール法および双ロール法に
よつてリボン状の合金を製造することができる。
その際、冷却速度を調整して行なうが、その冷却
速度の調整は、回転ロールの速度、紡糸ノズルよ
り噴出される溶融合金の速度および噴出量等によ
つて、リボンの厚さを変化させることによつてで
きる。更に具体的に述べると、Fe70Ni20Z10から
なる合金を溶湯状態から片ロール法(回転数が
3500〜4500r.p.m1ロール直径20cm)で急冷固化
し、微細結晶粒子を非晶質母相中に20〜30%の体
積率で含有した厚さ25〜35μmのリボン合金は、
同一合金組成からなる(回転数6500r.p.m、厚さ
15μm)非晶質単相リボン合金と比較し、引張り
強度および硬さがそれぞれ40%、20%向上する。
又、上記合金にNbを添加したFe60Ni20Zr10Nb10
からなる合金を用い、体積率で20〜30%の微細結
晶粒子を非晶質母相中に含有せしめたリボン合金
は、Fe70Ni20B10の3元非晶質単相合金からなる
リボン合金に比べ、強度および硬さがそれぞれ50
%、30%向上する。しかも微細結晶粒子を非晶質
母相中に含有せしめたリボン合金は、非晶質単相
からなるリボン合金より厚さの大きいものが得ら
れ、工業的にも有利である。 又、冷却速度が約104〜105℃/secである特開
昭55−64948号公報に記載された、回転液中紡糸
法によつて、円形断面を有する細線合金が得られ
る。この回転液中紡糸法をより具体的に説明する
と、回転ドラムの中に水を入れ、遠心力でドラム
内壁に水膜を形成させ、この水膜中に溶融した合
金を紡糸ノズルより噴出し、円形断面を有する細
線合金を得ることができ、特に均一な連続細線合
金を得るには、回転ドラムの周速度を、紡糸ノズ
ルより噴出される溶融合金流の速度と同速にする
か又はそれ以上にすることが好ましく、特に回転
ドラムの周速度を紡糸ノズルより噴出される溶融
合金流の速度よりも5〜30%速くすることが好ま
しい。また、紡糸ノズルより噴出される溶融合金
流とドラム内壁に形成された水膜との角度は20゜
以上が好ましい。その際冷却速度を制御して行な
うが、その制御は主にドラムの回転数、冷却液体
の種類、温度および紡糸ノズル孔径(得られる細
線の径にほゞ等しい)等によつて行なうことがで
きる。たとえば、Fe60Ni20Co10Zr10からなる合金
を溶融し、孔径50μmの紡糸ノズルより、深さ20
mmの−15℃に冷却した濃度18%塩化ナトリウム水
溶液からなる回転冷却液(回転速度350r.p.mドラ
ム内径50cm)中に噴出して、線径40μmの円形断
面を有した均一な連続細線合金が得られる。その
得られる細線合金は、微細結晶粒子を体積率で約
25%含有しており、他の代表的な金属−半金属合
金であるFe78Si10B12、Fe80P13C7、Co75Si15B10お
よびNi75Si8B17からなる非晶質単相細線は、40
℃、15時間までの熱処理条件で脆化し始め、機械
的性質が低下したのに対し、本発明の細線合金は
400℃で15時間熱処理しても、強度、硬さ、靭性
等の機械的性質は何んら変化を受けない。 本発明の合金は、非晶質単相合金に比べ、引張
り強度及び硬度などの機械的性質が優れており、
さらには耐熱性にも優れているので、フアインメ
ツシユ金網、フイルター等の織物および編物製
品、ベルト、タイヤ等のゴム補強材、プラスチツ
ク、コンクリート等の複合材として、特に有用で
ある。又耐熱性および機械的性質を必要とする電
磁気部品等にも使用できる。 次に本発明を、実施例により具体的に説明す
る。 尚、実施例中の強度(σf)、伸び(εf)の測定
は、インストロン型引張り試験機を用い、試長
2.0cm、ひずみ速度4.17×10-4/secで行なつた。
又、硬度(DPN)の測定は、微小ビツカース硬
度計を用い、荷重100gで行なつた。 実施例1〜4、比較例1 Fe70原子%、Ni20原子%、Zr10原子%からな
る合金を用い、片ロールによる液体急冷法を用
い、厚さ15μm(比較例1)、20μm(実施例4)、
30μm(実施例3)、45μm(実施例2)、55μm(実施
例1)のリボンをそれぞれ作成した。その時のロ
ールには直径20cmの鋼鉄ロールを用い、回転数が
それぞれ6500r.p.m(比較例1)、5000r.p.m(実施
例4)、4000r.p.m(実施例3)、3000r.p.m(実施例
2)、2000r.p.m(実施例1)で、アルゴンガス吹
出し圧を2.0〜4.0Kg/cm2の範囲で調節した。ま
た、吹出し時には、高速回転するロールからリボ
ンが離れた直後にリボンを水冷した。 ロール回転数とリボンの非晶質金属母相中に占
める微細結晶粒の体積率(Rv)、引張り強度
(σf)、伸び(εf)、硬さ(DPN)、180°密着曲げ性
について、表−1にまとめて示す。
および硬度に優れた機械的性質を有する鉄族系非
晶質合金に関するものであり、より詳細には、鉄
族系非晶質合金母相中に、Fe、NiおよびCoの微
細結晶粒子を均一に分散させることによつて、ね
ばさを損わずに、非晶質単相合金に比べ、より高
い引張り強度および高硬度を有し、しかも熱的安
定性の優れた性質を有する非晶質合金に関するも
のである。 従来からよく知られているように、液体急冷
法、スパツタリング法、ピストンアンビル法、ス
プラツトクエンチン法等の急冷操作によつて得ら
れる鉄族系非晶質合金は、引張り強度も優れ、硬
さも高硬度のものが得られるが、従来の鉄族系非
晶質合金は、熱的に不安定で、結晶化がおこる以
前、又は結晶化が開始すると同時に脆化が生じ、
非晶質合金の特長であるねばさが低下し、冷間加
工ができないほどに脆くなる欠点を有している。
特に非晶質合金の代表的な金属−半金属、例え
ば、Fe−P−C、Fe−Si−B、Fe−P−Si、Fe
−P−B、Fe−Ni−Co−Si−B、Fe−Ni−Co
−P−B、Fe−Si−B−Me(Me:遷移金属元素
を表わす)、Fe−P−C−Me系等の非晶質合金
は、結晶化によつて結晶粒子が非晶質相に析出す
る以前、又は析出すると同時に引張り強度、切
断、靭性等の機械的性質が極端に低下する欠点を
有している。 そこで本発明者らは、上述の問題を解決するた
め鋭意研究した結果、特定の合金系を選定し、溶
湯から固化するまでの冷却速度を制御することに
よつて、非晶質金属母相中に、微細結晶粒子を均
一に、かつ、高密度に分散させることにより、同
一組成合金からなる非晶質単相合金よりも高強
度、高硬度でしかも高靭性で耐熱、耐脆化性の優
れた性質を有する新規な微細粒子を含有した鉄族
系非晶質合金が得られることを見い出し、本発明
に到達した。 すなわち、本発明は、式、XaYb (但し式中Xは、Fe、Ni及びCoからなる鉄族元
素より選ばれた1種又は2種以上の元素、Yは、
ZrもしくはHfの元素、又はZrとHfの元素、a及
びbはそれらの和が100になる条件下でそれぞれ
80〜95原子%、5〜20原子%を表す)よりなり、
微細結晶粒子を含有し、強度及び硬度に優れた鉄
族系非晶質合金及び式、XaYbMcZd (但し式中Xは、Fe、Ni及びCoからなる鉄族元
素より選ばれた1種又は2種以上の元素、Yは、
ZrもしくはHfの元素、又はZrとHfの元素、Mは
V、Cr、Mn、Nb、Mo及びTaからなる群より
選ばれた1種又は2種以上の元素、Zは、B、
C、P、Si及びGeから選ばれた1種又は2種以
上の元素、a、b、c及びdはそれらの和が100
になる条件下でそれぞれ45〜95原子%、5〜20原
子%、25原子%以下、10原子%以下を表す)より
なり、微細結晶粒子を含有し、強度及び硬度に優
れた鉄族系非晶質合金である。 次に本発明の非晶質合金について説明すると、
Xは、Fe、Ni及びCoから選ばれた1種又は2種
以上の元素で、45〜95原子%を含有せしめること
が必要であり、特にM及びZを含有させない場合
のXは、80〜95原子%である。その様にすること
によつて、安価で且つ機械的性質の優れた非晶質
相を形成さすことができる。Yは、Zrもしくは
Hfの元素、又はZrとHfの元素で、5〜20原子%
を含有せしめることが必要である。この含有量が
5原子%未満では、非晶質形成能が低下し、含有
量が20原子%を超えると、これも非晶質形成能が
低下し、且つ、(Fe、Ni、Co)−(Zr、Hf)等の
金属間化合物が析出し、脆くなる。Mは、微細結
晶粒子からなるフエライト相及び非晶質相を強化
させ、ねばさを失わずに更に高い強度を得るため
のV、Cr、Mn、Nb、Mo、およびTaからなる
群より選ばれた1種又は2種以上の元素で、25原
子%まで含有せしめる。この含有量を25原子%よ
り多くすると、ねばさが失なわれ、非常に脆く実
用的合金は得られない。しかもTa、Crは、Zrの
耐食性と相まつて更に向上した耐食性をも有し、
Nb、Mo、Wにあつては、耐熱性をも向上する。
Zは、Ge、C、B、PおよびSiから選ばれた1
種又は2種以上の元素で10原子%まで含有せしめ
る。このGeおよびBは、強度および硬度を高く
するのに効果的であり、PおよびSiはねばさおよ
び強度等を低下させずに、溶湯から冷却固化して
リボンまたは細線等を製造するに際して、より均
一な形状を有した合金を得るのに効果的である。
しかし、添加量を10原子%より多くすると、非晶
質形成能が高くなるため、非晶質母相中に微細結
晶粒を均一に分散させることが困難となる。特に
本発明の合金では、Zr7〜15原子%で、V、Cr、
Mn、Nb、MoおよびTaからなる群より選ばれた
1種又は2種以上の元素15原子%以下であり、残
部が実質的にFeもしくはNi又はFeとNiの元素よ
りなる合金が、経済性、機械的性質および製造上
の問題から特に好ましい。すなわち、Fe、Niは、
Coより、ZrはHfより安価であり、しかも(Fe、
Ni)−Zr−M系合金は、溶湯状態から冷却固化し
てリボンおよび細線等の材料を製造するに際し、
リボンの厚さ、細線の径および冷却速度等の製造
条件を調節することにより、非晶質金属母相中に
微細結晶粒子を均一に高密度に分散させると同時
に、微細結晶粒子の量も容易に調整できるため、
均一で、高強度の合金を製造するのに特に好まし
い。又、上記合金組成に、本発明の目的とする本
質的な性能が影響されない範囲であれば、他の元
素を添加することができる。例えばAl、Cuおよ
びSn等を少量添加することもできる。 本発明に云う微細結晶粒子とは、体心立方格子
(bcc)構造からなり、直径が約150nm以下のもの
を云い、特に直径が約100nm以下のものを云う。
この微細結晶粒子の含有量は、溶湯から固化する
迄の冷却速度及び合金組成によつて異なるが、体
積率で約60%以下、特に10〜40%の範囲が好まし
い。この微細結晶粒子の同定、大きさは、X線回
折、透過電顕観察により行うことができ、また微
細結晶粒子の非晶質母相中に占める体積率Rvは
示差走査熱量計を用いて次式にて計算したもので
ある。 Rv=ΔHt、am−ΔHt、x/ΔHt、am×100(%) (式中ΔHt、amは、完全非晶質相の結晶化の際
の発熱量、ΔHt、xは、結晶混在の非晶質相の
結晶化の際の発熱量を表す。) 本発明の合金は非晶質金属母相中に占める微細
結晶粒子の体積率が増加するに従つて、引張り強
度は増加し、特に、微細結晶粒子が非晶質金属相
中に占める体積率が20〜30%の時に最も高い引張
り強度を有する材料が得られる。そして最適体積
率を越えて微細結晶粒子の析出量が増大すると引
張り強度は低下しはじめる傾向があり、体積率が
約60%で引張り強度は非晶質金属単相の引張り強
度と同等になる傾向があり、この体積率を越える
と、非晶質合金単相の引張り強度よりも低下する
傾向があり、ねばさも除々に損われていく傾向が
ある。 本発明の合金を製造するためには、本合金組成
により異なるが冷却速度を104℃/sec以上の各種
急冷法が採用し得る。たとえば、工業的に重要な
液体急冷法である片ロール法および双ロール法に
よつてリボン状の合金を製造することができる。
その際、冷却速度を調整して行なうが、その冷却
速度の調整は、回転ロールの速度、紡糸ノズルよ
り噴出される溶融合金の速度および噴出量等によ
つて、リボンの厚さを変化させることによつてで
きる。更に具体的に述べると、Fe70Ni20Z10から
なる合金を溶湯状態から片ロール法(回転数が
3500〜4500r.p.m1ロール直径20cm)で急冷固化
し、微細結晶粒子を非晶質母相中に20〜30%の体
積率で含有した厚さ25〜35μmのリボン合金は、
同一合金組成からなる(回転数6500r.p.m、厚さ
15μm)非晶質単相リボン合金と比較し、引張り
強度および硬さがそれぞれ40%、20%向上する。
又、上記合金にNbを添加したFe60Ni20Zr10Nb10
からなる合金を用い、体積率で20〜30%の微細結
晶粒子を非晶質母相中に含有せしめたリボン合金
は、Fe70Ni20B10の3元非晶質単相合金からなる
リボン合金に比べ、強度および硬さがそれぞれ50
%、30%向上する。しかも微細結晶粒子を非晶質
母相中に含有せしめたリボン合金は、非晶質単相
からなるリボン合金より厚さの大きいものが得ら
れ、工業的にも有利である。 又、冷却速度が約104〜105℃/secである特開
昭55−64948号公報に記載された、回転液中紡糸
法によつて、円形断面を有する細線合金が得られ
る。この回転液中紡糸法をより具体的に説明する
と、回転ドラムの中に水を入れ、遠心力でドラム
内壁に水膜を形成させ、この水膜中に溶融した合
金を紡糸ノズルより噴出し、円形断面を有する細
線合金を得ることができ、特に均一な連続細線合
金を得るには、回転ドラムの周速度を、紡糸ノズ
ルより噴出される溶融合金流の速度と同速にする
か又はそれ以上にすることが好ましく、特に回転
ドラムの周速度を紡糸ノズルより噴出される溶融
合金流の速度よりも5〜30%速くすることが好ま
しい。また、紡糸ノズルより噴出される溶融合金
流とドラム内壁に形成された水膜との角度は20゜
以上が好ましい。その際冷却速度を制御して行な
うが、その制御は主にドラムの回転数、冷却液体
の種類、温度および紡糸ノズル孔径(得られる細
線の径にほゞ等しい)等によつて行なうことがで
きる。たとえば、Fe60Ni20Co10Zr10からなる合金
を溶融し、孔径50μmの紡糸ノズルより、深さ20
mmの−15℃に冷却した濃度18%塩化ナトリウム水
溶液からなる回転冷却液(回転速度350r.p.mドラ
ム内径50cm)中に噴出して、線径40μmの円形断
面を有した均一な連続細線合金が得られる。その
得られる細線合金は、微細結晶粒子を体積率で約
25%含有しており、他の代表的な金属−半金属合
金であるFe78Si10B12、Fe80P13C7、Co75Si15B10お
よびNi75Si8B17からなる非晶質単相細線は、40
℃、15時間までの熱処理条件で脆化し始め、機械
的性質が低下したのに対し、本発明の細線合金は
400℃で15時間熱処理しても、強度、硬さ、靭性
等の機械的性質は何んら変化を受けない。 本発明の合金は、非晶質単相合金に比べ、引張
り強度及び硬度などの機械的性質が優れており、
さらには耐熱性にも優れているので、フアインメ
ツシユ金網、フイルター等の織物および編物製
品、ベルト、タイヤ等のゴム補強材、プラスチツ
ク、コンクリート等の複合材として、特に有用で
ある。又耐熱性および機械的性質を必要とする電
磁気部品等にも使用できる。 次に本発明を、実施例により具体的に説明す
る。 尚、実施例中の強度(σf)、伸び(εf)の測定
は、インストロン型引張り試験機を用い、試長
2.0cm、ひずみ速度4.17×10-4/secで行なつた。
又、硬度(DPN)の測定は、微小ビツカース硬
度計を用い、荷重100gで行なつた。 実施例1〜4、比較例1 Fe70原子%、Ni20原子%、Zr10原子%からな
る合金を用い、片ロールによる液体急冷法を用
い、厚さ15μm(比較例1)、20μm(実施例4)、
30μm(実施例3)、45μm(実施例2)、55μm(実施
例1)のリボンをそれぞれ作成した。その時のロ
ールには直径20cmの鋼鉄ロールを用い、回転数が
それぞれ6500r.p.m(比較例1)、5000r.p.m(実施
例4)、4000r.p.m(実施例3)、3000r.p.m(実施例
2)、2000r.p.m(実施例1)で、アルゴンガス吹
出し圧を2.0〜4.0Kg/cm2の範囲で調節した。ま
た、吹出し時には、高速回転するロールからリボ
ンが離れた直後にリボンを水冷した。 ロール回転数とリボンの非晶質金属母相中に占
める微細結晶粒の体積率(Rv)、引張り強度
(σf)、伸び(εf)、硬さ(DPN)、180°密着曲げ性
について、表−1にまとめて示す。
【表】
表−1から明らかなように実験No.1〜4は本発
明のリボン合金で、微細結晶粒子を非晶質金属母
相中に含有しており、180゜の密着曲げが可能で、
しかも実験No.5と比較し、引張り強度(σf)が増
大している。特に実験No.3は、非晶質金属母相中
に25%の体積率の微細結晶粒子を含有しており、
引張強度(σf)は最大を示している。又微細結晶
粒子の大きさは約80nmで、リボンが厚くなつて
も粒径はほとんど変化しなかつた。 実施例5〜12、比較例2〜6 表−2に示す種々の組成からなる合金を溶融
し、実施例1と同様の片ロール型液体急冷法を用
い、厚さ15〜45μmのリボンを作成し、そのリボ
ンの非晶質金属母相中に占める微細結晶粒子の体
積率(Rv)、引張り強度(σf)、伸び(εf)、硬さ
(DPN)、180゜密着曲げ性について表−2にまと
めて示す。
明のリボン合金で、微細結晶粒子を非晶質金属母
相中に含有しており、180゜の密着曲げが可能で、
しかも実験No.5と比較し、引張り強度(σf)が増
大している。特に実験No.3は、非晶質金属母相中
に25%の体積率の微細結晶粒子を含有しており、
引張強度(σf)は最大を示している。又微細結晶
粒子の大きさは約80nmで、リボンが厚くなつて
も粒径はほとんど変化しなかつた。 実施例5〜12、比較例2〜6 表−2に示す種々の組成からなる合金を溶融
し、実施例1と同様の片ロール型液体急冷法を用
い、厚さ15〜45μmのリボンを作成し、そのリボ
ンの非晶質金属母相中に占める微細結晶粒子の体
積率(Rv)、引張り強度(σf)、伸び(εf)、硬さ
(DPN)、180゜密着曲げ性について表−2にまと
めて示す。
【表】
【表】
表−2から明らかな様に実験No.6、8はZrの
添加量が本発明範囲外であるため、非晶質形成能
が低下し、リボンは100%結晶質からなり、非常
に脆く、機械的性質をも測定不可能であつた。実
験No.9は、非晶質単相からなる合金のため引張強
さ、硬さは実験No.10と比較して低い。実験No.11、
12は、Nbを5、15原子%添加したもので、機械
的性質が優れ、しかも180゜密着曲げが可能なねば
さを有しているが、Nbを30原子%添加した実験
No.13は、非晶質形成能が低下し、殆んど結晶質相
からなり、非常に脆く、180゜密着曲げが不可能で
あつた。実験No.14、15、17、18は、それぞれTa、
Cr(Mn+B)、(Mo+C)なる元素を添加したも
ので、引張り強度で200Kg/mm2、硬さは700
(DPN)以上のリボンを得た。実験No.16は、実験
No.17と同一組成の合金であるが、急冷速度が速い
(リボンの厚さを15μmにしたため)ため、非晶質
単相合金からなり、引張り強度、硬さがNo.17と比
べて低い。
添加量が本発明範囲外であるため、非晶質形成能
が低下し、リボンは100%結晶質からなり、非常
に脆く、機械的性質をも測定不可能であつた。実
験No.9は、非晶質単相からなる合金のため引張強
さ、硬さは実験No.10と比較して低い。実験No.11、
12は、Nbを5、15原子%添加したもので、機械
的性質が優れ、しかも180゜密着曲げが可能なねば
さを有しているが、Nbを30原子%添加した実験
No.13は、非晶質形成能が低下し、殆んど結晶質相
からなり、非常に脆く、180゜密着曲げが不可能で
あつた。実験No.14、15、17、18は、それぞれTa、
Cr(Mn+B)、(Mo+C)なる元素を添加したも
ので、引張り強度で200Kg/mm2、硬さは700
(DPN)以上のリボンを得た。実験No.16は、実験
No.17と同一組成の合金であるが、急冷速度が速い
(リボンの厚さを15μmにしたため)ため、非晶質
単相合金からなり、引張り強度、硬さがNo.17と比
べて低い。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 式、XaYb (但し式中Xは、Fe、Ni及びCoからなる鉄族元
素より選ばれた1種又は2種以上の元素、Yは、
ZrもしくはHfの元素、又はZrとHfの元素、a及
びbはそれらの和が100になる条件下でそれぞれ
80〜95原子%、5〜20原子%を表す)よりなり、
微細結晶粒子を含有し、強度及び硬度に優れた鉄
族系非晶質合金。 2 式、XaYbMcZd (但し式中Xは、Fe、Ni及びCoからなる鉄族元
素より選ばれた1種又は2種以上の元素、Yは、
ZrもしくはHfの元素、又はZrとHfの元素、M
は、V、Cr、Mn、Nb、Mo及びTaからなる群
より選ばれた1種又は2種以上の元素、Zは、
B、C、P、Si及びGeから選ばれた1種又は2
種以上の元素、a、b、c及びdはそれらの和が
100になる条件下でそれぞれ45〜95原子%、5〜
20原子%、25原子%以下、10原子%以下を表す)
よりなり、微細結晶粒子を含有し、強度及び硬度
に優れた鉄族系非晶質合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15406381A JPS5855557A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | 鉄族系非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15406381A JPS5855557A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | 鉄族系非晶質合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5855557A JPS5855557A (ja) | 1983-04-01 |
JPS6411704B2 true JPS6411704B2 (ja) | 1989-02-27 |
Family
ID=15576083
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15406381A Granted JPS5855557A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | 鉄族系非晶質合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5855557A (ja) |
Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59193235A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Hitachi Ltd | 複合型磁気ヘッド |
JPS6021508A (ja) * | 1983-07-16 | 1985-02-02 | Alps Electric Co Ltd | 磁気記録媒体 |
JP2516908B2 (ja) * | 1985-10-28 | 1996-07-24 | 松下電器産業株式会社 | 磁性ヘッドとその製造方法 |
JPS62120454A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-06-01 | Canon Electronics Inc | 非晶質合金 |
US7935198B2 (en) | 2005-02-11 | 2011-05-03 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
US7553382B2 (en) * | 2005-02-11 | 2009-06-30 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
US8704134B2 (en) | 2005-02-11 | 2014-04-22 | The Nanosteel Company, Inc. | High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials |
KR100723162B1 (ko) | 2005-12-24 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성을 갖는 결정-비정질 복합재료 |
CN110438418A (zh) * | 2019-08-05 | 2019-11-12 | 哈尔滨工业大学 | 一种Co基非晶纤维及其制备方法 |
-
1981
- 1981-09-29 JP JP15406381A patent/JPS5855557A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5855557A (ja) | 1983-04-01 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US4473401A (en) | Amorphous iron-based alloy excelling in fatigue property | |
Kim et al. | Increase in mechanical strength of Al–Y–Ni amorphous alloys by dispersion of nanoscale fcc-Al particles | |
JPH0580538B2 (ja) | ||
JP3142659B2 (ja) | 高力、耐熱アルミニウム基合金 | |
JP3891736B2 (ja) | 高強度・高耐蝕性Ni基アモルファス合金 | |
CA1231559A (en) | Iron-base alloy materials having excellent workability | |
JP4332647B2 (ja) | 高強度非晶質合金およびその製造方法 | |
EP0093487B1 (en) | Nickel-based alloy | |
EP0905268A1 (en) | High-strength amorphous alloy and process for preparing the same | |
JPS6411704B2 (ja) | ||
JP2911708B2 (ja) | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 | |
JPS5950743B2 (ja) | 耐熱性ならびに強度に優れる非晶質合金 | |
US5714018A (en) | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy | |
JPH03260037A (ja) | 高強度非晶質合金 | |
JP2945205B2 (ja) | 非晶質合金材料とその製造方法 | |
KR100784915B1 (ko) | 지르코늄/티타늄계 이상분리 비정질 합금 | |
JPS63241135A (ja) | 高硬度合金及びその製造法 | |
US4415529A (en) | Mn-Based alloy of nonequilibrium austenite phase | |
EP0540054B1 (en) | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy | |
JPH05311359A (ja) | 高強度アルミニウム基合金及びその集成固化材 | |
JPH05331584A (ja) | 高弾性・高強度アルミニウム合金 | |
US4668311A (en) | Rapidly solidified nickel aluminide alloy | |
JPH0147540B2 (ja) | ||
JPS6213427B2 (ja) | ||
JPH0260747B2 (ja) |