JP2000265252A - 高強度非晶質合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度非晶質合金およびその製造方法Info
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- JP2000265252A JP2000265252A JP11069244A JP6924499A JP2000265252A JP 2000265252 A JP2000265252 A JP 2000265252A JP 11069244 A JP11069244 A JP 11069244A JP 6924499 A JP6924499 A JP 6924499A JP 2000265252 A JP2000265252 A JP 2000265252A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ねばさ（靱性）や強度等の特性が劣化する問
題点を解決する。 【解決手段】 一般式；ＸａＭｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただ
し、Ｘ；ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又ば２種の元
素、Ｍ；Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれ
る少なくとも１種の元素、Ｔ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少な
くともｌ種以上の元素に対して負の混合工ンタルピーを
有する元素、Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以
上の元素に対して正の混合工ンタルピーを有する元素、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パーセントで、２５≦ａ≦８
５、５≦ｂ≦７０、０くｃ≦３０、０くｄ≦１０、０く
ｅ≦２０）で示され、少なくとも非晶質相を有する組織
とする。
題点を解決する。 【解決手段】 一般式；ＸａＭｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただ
し、Ｘ；ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又ば２種の元
素、Ｍ；Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれ
る少なくとも１種の元素、Ｔ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少な
くともｌ種以上の元素に対して負の混合工ンタルピーを
有する元素、Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以
上の元素に対して正の混合工ンタルピーを有する元素、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パーセントで、２５≦ａ≦８
５、５≦ｂ≦７０、０くｃ≦３０、０くｄ≦１０、０く
ｅ≦２０）で示され、少なくとも非晶質相を有する組織
とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術の分野】本発明は、硬度及び強度が
高く、延性に優れ、高耐食性を有し、かつ加工性に優
れ、組織中に非晶質を含む非晶質合金およびその製造方
法に関するものである。
高く、延性に優れ、高耐食性を有し、かつ加工性に優
れ、組織中に非晶質を含む非晶質合金およびその製造方
法に関するものである。
【０００２】従来のＺｒ基合金では、ある特定された合
金組成において結晶化の前でガラス遷移が見られ、広い
過冷却液体領域を有しており、大きいアモルファス形成
能を示すため、非晶質合金の基材金属として広く使用さ
れている。これらのＺｒ基合金は、前述のように大きな
アモルファス形成能を有しているために、液体急冷法な
どのような大きな冷却速度が得られる特殊な形成方法の
みならず、Ｃｕ鋳型鋳造などのような比較的冷却遠度の
遅い一般的な鋳造法によってでもアモルファス（非晶
質）化し、ねぱい（高靱性）バルクアモルファスを比較
的容易に作製することができる。
金組成において結晶化の前でガラス遷移が見られ、広い
過冷却液体領域を有しており、大きいアモルファス形成
能を示すため、非晶質合金の基材金属として広く使用さ
れている。これらのＺｒ基合金は、前述のように大きな
アモルファス形成能を有しているために、液体急冷法な
どのような大きな冷却速度が得られる特殊な形成方法の
みならず、Ｃｕ鋳型鋳造などのような比較的冷却遠度の
遅い一般的な鋳造法によってでもアモルファス（非晶
質）化し、ねぱい（高靱性）バルクアモルファスを比較
的容易に作製することができる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、例えば
液体急冷法によって作製したねばい（高靱性）急冷薄帯
等を結晶化温度前後の温度に加熱した場合や、前記バル
クアモルファスを前記Ｃｕ鋳型鋳造法にて作製する際に
冷却速度が所定の冷却速度より遅くなった場合において
は、得られるバルクアモルファスの特性、特にねばさ
（靱性）が結晶が析出することにより劣化し、１８０°
密着曲げ等の加工がしずらくなってしまうとともに、そ
の曲げ強度も低下してしまうという問題があった。
液体急冷法によって作製したねばい（高靱性）急冷薄帯
等を結晶化温度前後の温度に加熱した場合や、前記バル
クアモルファスを前記Ｃｕ鋳型鋳造法にて作製する際に
冷却速度が所定の冷却速度より遅くなった場合において
は、得られるバルクアモルファスの特性、特にねばさ
（靱性）が結晶が析出することにより劣化し、１８０°
密着曲げ等の加工がしずらくなってしまうとともに、そ
の曲げ強度も低下してしまうという問題があった。
【０００４】よって、本発明は上記した問題点に着目し
てなされたもので、作製したねばい（高靱性）薄帯やバ
ルク材等を熱処理を施して結晶を析出させた場合や、作
業性や生産性等の向上のために金型鋳造法で冷却速度を
遅くして結晶を析出させた場合における、前記ねばさ
（靱性）や強度等の特性が劣化する問題点を解決可能な
組成を有する非晶質合金並びにその製造方法を提供する
ことを目的としている。
てなされたもので、作製したねばい（高靱性）薄帯やバ
ルク材等を熱処理を施して結晶を析出させた場合や、作
業性や生産性等の向上のために金型鋳造法で冷却速度を
遅くして結晶を析出させた場合における、前記ねばさ
（靱性）や強度等の特性が劣化する問題点を解決可能な
組成を有する非晶質合金並びにその製造方法を提供する
ことを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記した問題を解決する
ために、本発明の高強度非晶質合金は、一般式；ＸａＭ
ｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただし、Ｘ；ＺｒおよびＨｆから選
ばれる１種又ば２種の元素、Ｍ；Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃ
ｏおよびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｔ；
前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以上の元素に対して
負の混合工ンタルピーを有する元素、Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、
Ａｌの少なくともｌ種以上の元素に対して正の混合工ン
タルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パー
セントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３
０、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦２０）で示され、少なくと
も非晶質相を有する組織からなることを特徴としてい
る。この特徴によれば、前記のように負の混合工ンタル
ピーを有する元素と正の混合工ンタルピーを有する元素
とを組成中に含むことにより、前記熱処理や冷却速度を
遅くすることにより析出する結晶の大きさを微細化でき
るようになり、ねばさ（靱性）や強度等の特性が劣化す
ることがなく、著しく高い強度および延び等の靱性を有
する合金を得ることができる。
ために、本発明の高強度非晶質合金は、一般式；ＸａＭ
ｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただし、Ｘ；ＺｒおよびＨｆから選
ばれる１種又ば２種の元素、Ｍ；Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃ
ｏおよびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｔ；
前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以上の元素に対して
負の混合工ンタルピーを有する元素、Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、
Ａｌの少なくともｌ種以上の元素に対して正の混合工ン
タルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パー
セントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３
０、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦２０）で示され、少なくと
も非晶質相を有する組織からなることを特徴としてい
る。この特徴によれば、前記のように負の混合工ンタル
ピーを有する元素と正の混合工ンタルピーを有する元素
とを組成中に含むことにより、前記熱処理や冷却速度を
遅くすることにより析出する結晶の大きさを微細化でき
るようになり、ねばさ（靱性）や強度等の特性が劣化す
ることがなく、著しく高い強度および延び等の靱性を有
する合金を得ることができる。
【０００６】本発明の高強度非晶質合金は、前記Ｔ元素
がＲｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ａｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉか
ら選ばれる少なくとも１種の元素であることが好まし
い。このようにすれば、前記特性劣化の防止および高強
度、高靱性等の特性向上において高い効果を得ることが
できる。
がＲｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ａｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉか
ら選ばれる少なくとも１種の元素であることが好まし
い。このようにすれば、前記特性劣化の防止および高強
度、高靱性等の特性向上において高い効果を得ることが
できる。
【０００７】本発明の高強度非晶質合金は、前記Ｐ元素
がＡｇ、Ａｕ、Ｎｂ、Ｔａから選ばれる少なくとも１種
の元素であることが好ましい。このようにすれば、前記
特性劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上にお
いて高い効果を得ることができる。
がＡｇ、Ａｕ、Ｎｂ、Ｔａから選ばれる少なくとも１種
の元素であることが好ましい。このようにすれば、前記
特性劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上にお
いて高い効果を得ることができる。
【０００８】本発明の高強度非晶質合金は、前記組織が
非晶質相と微細結晶質相との混相であることが好まし
い。このようにすれば、前記特性劣化の防止および高強
度、高靱性等の特性向上において高い効果を得ることが
できる。
非晶質相と微細結晶質相との混相であることが好まし
い。このようにすれば、前記特性劣化の防止および高強
度、高靱性等の特性向上において高い効果を得ることが
できる。
【０００９】本発明の高強度非晶質合金は、前記非晶質
組織中に、少なくとも準結晶相を含むことが好ましい。
このようにすれば、前記特性劣化の防止および高強度、
高靱性等の特性向上、特に曲げ強度の点において高い効
果を得ることができる。
組織中に、少なくとも準結晶相を含むことが好ましい。
このようにすれば、前記特性劣化の防止および高強度、
高靱性等の特性向上、特に曲げ強度の点において高い効
果を得ることができる。
【００１０】本発明の高強度非晶質合金の製造方法は、
一般式；ＸａＭｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただし、Ｘ；Ｚｒお
よびＨｆから選ばれる１種又ば２種の元素、Ｍ；Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｔ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以上
の元素に対して負の混合工ンタルピーを有する元素、
Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以上の元素に対
して正の混合工ンタルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、
ｄ、ｅは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦
７０、０＜ｃ≦３０、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦２０）で
示される組成を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質
合金を作製し、これを該合金のガラス遷移温度Ｔｇと第
１発熱反応の開始温度（Ｔｘ１：緒晶化温度）までの温
度領域にて加熟処理することを特徴としている。この特
徴によれば、前記加熱処理温度が前記ガラス遷移温度Ｔ
ｇ未満であると、微細な結晶質または準結晶質の移行が
良好になされず、又、該加熱処理温度が前記第１発熱反
応の開始温度Ｔｘ１を越えると、組織内に形成される前
記結晶または準結晶の大きさが粗大化して得られる合金
の特性が劣化してしまうことから、前記ＴｇとＴｘ１の
間の温度領域にて加熟処理することで、前記非晶質相中
に含まれる微細結晶または準結晶の量および大きさを適
宜なものとすることが可能となり、ねばさ（靱性）や強
度等の特性が劣化することがなく、著しく高い強度およ
び延び等の靱性を有する合金を得ることができる。
一般式；ＸａＭｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただし、Ｘ；Ｚｒお
よびＨｆから選ばれる１種又ば２種の元素、Ｍ；Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｔ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以上
の元素に対して負の混合工ンタルピーを有する元素、
Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以上の元素に対
して正の混合工ンタルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、
ｄ、ｅは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦
７０、０＜ｃ≦３０、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦２０）で
示される組成を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質
合金を作製し、これを該合金のガラス遷移温度Ｔｇと第
１発熱反応の開始温度（Ｔｘ１：緒晶化温度）までの温
度領域にて加熟処理することを特徴としている。この特
徴によれば、前記加熱処理温度が前記ガラス遷移温度Ｔ
ｇ未満であると、微細な結晶質または準結晶質の移行が
良好になされず、又、該加熱処理温度が前記第１発熱反
応の開始温度Ｔｘ１を越えると、組織内に形成される前
記結晶または準結晶の大きさが粗大化して得られる合金
の特性が劣化してしまうことから、前記ＴｇとＴｘ１の
間の温度領域にて加熟処理することで、前記非晶質相中
に含まれる微細結晶または準結晶の量および大きさを適
宜なものとすることが可能となり、ねばさ（靱性）や強
度等の特性が劣化することがなく、著しく高い強度およ
び延び等の靱性を有する合金を得ることができる。
【００１１】本発明の高強度非晶質合金の製造方法は、
前記温度領域における加熱処理時間を１〜１２０分とす
ることが好ましい。このようにすれば、形成される微細
結晶または準結晶の量およびその大きさを適宜なものと
することができる。
前記温度領域における加熱処理時間を１〜１２０分とす
ることが好ましい。このようにすれば、形成される微細
結晶または準結晶の量およびその大きさを適宜なものと
することができる。
【００１２】本発明の高強度非晶質合金の製造方法は、
前記加熟処理にて前記非晶質相を含む合金を準結晶単相
からなる合金とすることが好ましい。このようにすれ
ば、得られる合金のねばさ（靱性）や強度等の特性を著
しく向上できる。
前記加熟処理にて前記非晶質相を含む合金を準結晶単相
からなる合金とすることが好ましい。このようにすれ
ば、得られる合金のねばさ（靱性）や強度等の特性を著
しく向上できる。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、図面に基づいて本発明の実
施形態を説明する。
施形態を説明する。
【００１４】（実施例）前記請求項におけるＸ元素とし
てＺｒ、Ｍ元素としてＮｉとＣｕ、Ｔ元素としてＡｕ、
Ｐ元素としてＡｇを用いてＺｒ６５Ａｌ７.５Ｃｕ７.５
Ｎｉ１０Ａｇ５Ａｕ５（添字は原子％）の組成からなる
母合金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単
ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によっ
て簿帯（厚さ：２０μｍ、幅ｌ.５ｍｍ）を製造した、
その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は４０
００ｒｐｍ、雰囲気は１０−３Ｔｏｒｒ以下のＡｒであ
る。
てＺｒ、Ｍ元素としてＮｉとＣｕ、Ｔ元素としてＡｕ、
Ｐ元素としてＡｇを用いてＺｒ６５Ａｌ７.５Ｃｕ７.５
Ｎｉ１０Ａｇ５Ａｕ５（添字は原子％）の組成からなる
母合金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単
ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によっ
て簿帯（厚さ：２０μｍ、幅ｌ.５ｍｍ）を製造した、
その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は４０
００ｒｐｍ、雰囲気は１０−３Ｔｏｒｒ以下のＡｒであ
る。
【００１５】また、本発明の比較として、前記正のエン
タルピーを有するＰ元素のみを含むものとして、該Ｐ元
素としてＮｂのみを用いたＺｒ５５Ａｌ１０Ｃｕ２９Ｎ
ｉ５Ｎｂ１と、該Ｐ元素をも含まないＺｒ５５Ａｌ１０
Ｃｕ３０Ｎｉ５（添字は原子％）の組成からなる母合金
を、前記と同様にして簿帯を作製した。
タルピーを有するＰ元素のみを含むものとして、該Ｐ元
素としてＮｂのみを用いたＺｒ５５Ａｌ１０Ｃｕ２９Ｎ
ｉ５Ｎｂ１と、該Ｐ元素をも含まないＺｒ５５Ａｌ１０
Ｃｕ３０Ｎｉ５（添字は原子％）の組成からなる母合金
を、前記と同様にして簿帯を作製した。
【００１６】これら得られた各非晶質単相合金簿帯につ
いて示差走査熱分析装置（ＤＳＣ）による測定を行っ
た。図１において、Ｚｒ５５Ａｌ１０Ｃｕ３０Ｎｉ５の
熱的特性は（ａ）で示されるものであり、Ｚｒ５５Ａｌ
１０Ｃｕ２９Ｎｉ５Ｎｂ１の熱的特性は（ｂ）で示され
るものであり、Ｚｒ６５Ａｌ７.５Ｃｕ７.５Ｎｉ１０Ａ
ｇ５Ａｕ５の熱的特性は（ｃ）で示されてる。
いて示差走査熱分析装置（ＤＳＣ）による測定を行っ
た。図１において、Ｚｒ５５Ａｌ１０Ｃｕ３０Ｎｉ５の
熱的特性は（ａ）で示されるものであり、Ｚｒ５５Ａｌ
１０Ｃｕ２９Ｎｉ５Ｎｂ１の熱的特性は（ｂ）で示され
るものであり、Ｚｒ６５Ａｌ７.５Ｃｕ７.５Ｎｉ１０Ａ
ｇ５Ａｕ５の熱的特性は（ｃ）で示されてる。
【００１７】これら各示差走査熱分析装置（ＤＳＣ）に
よる測定に基づき、前記それぞれの合金について、ガラ
ス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度（Ｔｘ；Ｔｘ１、Ｔｘ
２）を求めた。これらＴｇとＴｘとの取り方について説
明すると、示差走査熱量分析曲線上で吸熱反応が起こる
部分で、その曲線の立ち上がり部と基線の外挿が交わる
点での温度をＴｇとし、逆に発熱反応が起こる部分で、
上記と同様にして得られた温度をＴｘとして設定してい
る。なお、過冷却液体領域（△Ｔ）は、前記ガラス遷移
温度（Ｔｇ）と結晶化温度（Ｔｘ１）との間の領域であ
り、本発明では、前記にて作製された各非晶質単相合金
簿帯は、該過冷却液体領域内より選択された適宜な温度
にて所定時間加熱処理される。
よる測定に基づき、前記それぞれの合金について、ガラ
ス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度（Ｔｘ；Ｔｘ１、Ｔｘ
２）を求めた。これらＴｇとＴｘとの取り方について説
明すると、示差走査熱量分析曲線上で吸熱反応が起こる
部分で、その曲線の立ち上がり部と基線の外挿が交わる
点での温度をＴｇとし、逆に発熱反応が起こる部分で、
上記と同様にして得られた温度をＴｘとして設定してい
る。なお、過冷却液体領域（△Ｔ）は、前記ガラス遷移
温度（Ｔｇ）と結晶化温度（Ｔｘ１）との間の領域であ
り、本発明では、前記にて作製された各非晶質単相合金
簿帯は、該過冷却液体領域内より選択された適宜な温度
にて所定時間加熱処理される。
【００１８】これら加熱処理される時間としては、この
時間が短いと前記非晶質相の微細結晶または微細準結晶
への移行が十分になされず、またこの時間が長いと組織
中に形成される結晶または準結晶の大きさが粗大化して
しまうことから、１〜１２０分の範囲とすることが好ま
しく、本実施例では２分としている。
時間が短いと前記非晶質相の微細結晶または微細準結晶
への移行が十分になされず、またこの時間が長いと組織
中に形成される結晶または準結晶の大きさが粗大化して
しまうことから、１〜１２０分の範囲とすることが好ま
しく、本実施例では２分としている。
【００１９】図２は、本実施例の合金について前記のよ
うに加熱処理を行ったときのＸ線回折によるデータであ
る。これら結果より、本実施例の合金は前記過冷却液体
領域である７０３Ｋと７５３Ｋでは、そのピーク強度に
大きな差がなく、この温度領域にて安定した結晶が形成
できることを示している。また、同時に非晶質相特有の
ブロードな回折パターンも確認することができ、得られ
る合金が非晶質相と結晶相の混合相であり、更に、前記
ピークの状況から、前記非晶質相中に形成される結晶が
図５に示す構造を有する準結晶であることも分かる。
うに加熱処理を行ったときのＸ線回折によるデータであ
る。これら結果より、本実施例の合金は前記過冷却液体
領域である７０３Ｋと７５３Ｋでは、そのピーク強度に
大きな差がなく、この温度領域にて安定した結晶が形成
できることを示している。また、同時に非晶質相特有の
ブロードな回折パターンも確認することができ、得られ
る合金が非晶質相と結晶相の混合相であり、更に、前記
ピークの状況から、前記非晶質相中に形成される結晶が
図５に示す構造を有する準結晶であることも分かる。
【００２０】前記のようにして加熱処理された各合金に
関して、３点曲げ強度を測定した結果を図３に示す。こ
の結果より、前記比較合金であるＰ元素をも含まないＺ
ｒ５ ５Ａｌ１０Ｃｕ３０Ｎｉ５に対して、正のエンタル
ピーを有するＰ元素としてＮｂを微量混合することで、
該強度およびねばさ（靱性）の指標である延びが向上す
ることが分り、更に正および負のエンタルピーを有する
ＰおよびＴ元素としてＡｇ、Ａｕを共存させた本実施例
の合金であるＺｒ６５Ａｌ７.５Ｃｕ７.５Ｎｉ １０Ａｇ
５Ａｕ５では、前記のＮｂを混合したものよりも更に強
度が向上していることが分かるとともに、前記１８０°
密着曲げが可能であった。
関して、３点曲げ強度を測定した結果を図３に示す。こ
の結果より、前記比較合金であるＰ元素をも含まないＺ
ｒ５ ５Ａｌ１０Ｃｕ３０Ｎｉ５に対して、正のエンタル
ピーを有するＰ元素としてＮｂを微量混合することで、
該強度およびねばさ（靱性）の指標である延びが向上す
ることが分り、更に正および負のエンタルピーを有する
ＰおよびＴ元素としてＡｇ、Ａｕを共存させた本実施例
の合金であるＺｒ６５Ａｌ７.５Ｃｕ７.５Ｎｉ １０Ａｇ
５Ａｕ５では、前記のＮｂを混合したものよりも更に強
度が向上していることが分かるとともに、前記１８０°
密着曲げが可能であった。
【００２１】この本実施例の合金（Ｚｒ６５Ａｌ７.５
Ｃｕ７.５Ｎｉ１０Ａｇ５Ａｕ５）について前記におけ
る加熱処理時間を変化させ、マトリツクス中に存在する
結晶相の体積率に対する機械的特性を調べた結果を図４
に示す。この結果より非晶質相に分散する結晶質相の体
積が増加するにしたがい、引張強度、硬度、ヤング率の
機械的特性が向上していることが分かり、これら結晶質
相が１００％近くになっても該機械的特性は低下しな
い。このことからも、マトリツクス中に形成される結晶
が、前記図 の（ａ）に示すような準結晶の構造を有す
るものと考えられ、該準結晶質相の体積が増加しても、
その機械的特性が劣化しないものと考えられる。
Ｃｕ７.５Ｎｉ１０Ａｇ５Ａｕ５）について前記におけ
る加熱処理時間を変化させ、マトリツクス中に存在する
結晶相の体積率に対する機械的特性を調べた結果を図４
に示す。この結果より非晶質相に分散する結晶質相の体
積が増加するにしたがい、引張強度、硬度、ヤング率の
機械的特性が向上していることが分かり、これら結晶質
相が１００％近くになっても該機械的特性は低下しな
い。このことからも、マトリツクス中に形成される結晶
が、前記図 の（ａ）に示すような準結晶の構造を有す
るものと考えられ、該準結晶質相の体積が増加しても、
その機械的特性が劣化しないものと考えられる。
【００２２】以上、本発明を図面に基づいて説明してき
たが、本発明はこれら各実施例に限定されるものではな
く、本発明の主旨を逸脱しない範囲での変更や追加があ
っても、本発明に含まれることは言うまでもない。
たが、本発明はこれら各実施例に限定されるものではな
く、本発明の主旨を逸脱しない範囲での変更や追加があ
っても、本発明に含まれることは言うまでもない。
【００２３】また、前記実施例では、前記非晶質単相合
金簿帯を単ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装
置）によって作製しているが、本発明はこれに限定され
るものではなく、これら非晶質単相合金を得る方法とし
てその他の方法、例えば双口一ル法、回転液中紡糸法、
高圧ガス噴霧法、スプレー法、又はスパッタリングによ
る急冷あるいは金型鋳造法を用いても良い。
金簿帯を単ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装
置）によって作製しているが、本発明はこれに限定され
るものではなく、これら非晶質単相合金を得る方法とし
てその他の方法、例えば双口一ル法、回転液中紡糸法、
高圧ガス噴霧法、スプレー法、又はスパッタリングによ
る急冷あるいは金型鋳造法を用いても良い。
【００２４】
【発明の効果】本発明は次の効果を奏する。
【００２５】（ａ）請求項１の発明によれば、前記のよ
うに負の混合工ンタルピーを有する元素と正の混合工ン
タルピーを有する元素とを組成中に含むことにより、前
記熱処理や冷却速度を遅くすることにより析出する結晶
の大きさを微細化できるようになり、ねばさ（靱性）や
強度等の特性が劣化することがなく、著しく高い強度お
よび延び等の靱性を有する合金を得ることができる。
うに負の混合工ンタルピーを有する元素と正の混合工ン
タルピーを有する元素とを組成中に含むことにより、前
記熱処理や冷却速度を遅くすることにより析出する結晶
の大きさを微細化できるようになり、ねばさ（靱性）や
強度等の特性が劣化することがなく、著しく高い強度お
よび延び等の靱性を有する合金を得ることができる。
【００２６】（ｂ）請求項２の発明によれば、前記特性
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上において
高い効果を得ることができる。
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上において
高い効果を得ることができる。
【００２７】（ｃ）請求項３の発明によれば、前記特性
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上において
高い効果を得ることができる。
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上において
高い効果を得ることができる。
【００２８】（ｄ）請求項４の発明によれば、前記特性
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上において
高い効果を得ることができる。
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上において
高い効果を得ることができる。
【００２９】（ｅ）請求項５の発明によれば、前記特性
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上、特に曲
げ強度の点において高い効果を得ることができる。
劣化の防止および高強度、高靱性等の特性向上、特に曲
げ強度の点において高い効果を得ることができる。
【００３０】（ｆ）請求項６の発明によれば、前記加熱
処理温度が前記ガラス遷移温度Ｔｇ未満であると、微細
な結晶質または準結晶質の移行が良好になされず、又、
該加熱処理温度が前記第１発熱反応の開始温度Ｔｘ１を
越えると、組織内に形成される前記結晶または準結晶の
大きさが粗大化して得られる合金の特性が劣化してしま
うことから、前記ＴｇとＴｘ１の間の温度領域にて加熟
処理することで、前記非晶質相中に含まれる微細結晶ま
たは準結晶の量および大きさを適宜なものとすることが
可能となり、ねばさ（靱性）や強度等の特性が劣化する
ことがなく、著しく高い強度および延び等の靱性を有す
る合金を得ることができる。
処理温度が前記ガラス遷移温度Ｔｇ未満であると、微細
な結晶質または準結晶質の移行が良好になされず、又、
該加熱処理温度が前記第１発熱反応の開始温度Ｔｘ１を
越えると、組織内に形成される前記結晶または準結晶の
大きさが粗大化して得られる合金の特性が劣化してしま
うことから、前記ＴｇとＴｘ１の間の温度領域にて加熟
処理することで、前記非晶質相中に含まれる微細結晶ま
たは準結晶の量および大きさを適宜なものとすることが
可能となり、ねばさ（靱性）や強度等の特性が劣化する
ことがなく、著しく高い強度および延び等の靱性を有す
る合金を得ることができる。
【００３１】（ｇ）請求項７の発明によれば、形成され
る微細結晶または準結晶の量およびその大きさを適宜な
ものとすることができる。
る微細結晶または準結晶の量およびその大きさを適宜な
ものとすることができる。
【００３２】（ｈ）請求項８の発明によれば、得られる
合金のねばさ（靱性）や強度等の特性を著しく向上でき
る。
合金のねばさ（靱性）や強度等の特性を著しく向上でき
る。
【００３３】
【図１】本実施例合金並びに比較例合金の示差走査熱分
析結果を示すグラフである。
析結果を示すグラフである。
【図２】本実施例合金について所定の加熱処理を行った
ときのＸ線回折データを示すグラフである。
ときのＸ線回折データを示すグラフである。
【図３】本実施例合金並びに比較例合金の３点曲げ強度
と延びとを示すグラフである。
と延びとを示すグラフである。
【図４】本実施例合金の機械的特性を示すグラフであ
る。
る。
【図５】準結晶の構造を示すモデル図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/16 Ｃ２２Ｆ 1/16 Ｚ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０１ 1/00 ６０１ ６０８ ６０８ ６３０ ６３０Ｂ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｃ ６９１Ｂ
Claims (8)
- 【請求項１】 一般式；ＸａＭｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただ
し、Ｘ；ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又ば２種の元
素、Ｍ；Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれ
る少なくとも１種の元素、Ｔ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少な
くともｌ種以上の元素に対して負の混合工ンタルピーを
有する元素、Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以
上の元素に対して正の混合工ンタルピーを有する元素、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パーセントで、２５≦ａ≦８
５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３０、０＜ｄ≦１０、０＜
ｅ≦２０）で示され、少なくとも非晶質相を有する組織
からなることを特徴とする高強度非晶質合金。 - 【請求項２】 前記Ｔ元素がＲｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、
Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ｇａ、Ｇｅ、
Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉから選ばれる少なくとも１種の
元素である請求項１に記載の高強度非晶質合金。 - 【請求項３】 前記Ｐ元素がＡｇ、Ｎｂ、Ｔａから選ば
れる少なくとも１種の元素である請求項１または２に記
載の高強度非晶質合金。 - 【請求項４】 前記組織が非晶質相と微細結晶質相との
混相である請求項ｌ〜３のいずれかに記載の高強度非晶
質合金。 - 【請求項５】 前記非晶質組織中に、少なくとも準結晶
相を含む請求項ｌ〜４のいずれかに記載の高強度非晶質
合金。 - 【請求項６】 一般式；ＸａＭｂＡｌｃＴｄＰｅ（ただ
し、Ｘ；ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又ば２種の元
素、Ｍ；Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれ
る少なくとも１種の元素、Ｔ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少な
くともｌ種以上の元素に対して負の混合工ンタルピーを
有する元素、Ｐ；前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくともｌ種以
上の元素に対して正の混合工ンタルピーを有する元素、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パーセントで、２５≦ａ≦８
５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３０、０＜ｄ≦１０、０＜
ｅ≦２０）で示される組成を有し、少なくとも非晶質相
を含む非晶質合金を作製し、これを該合金のガラス遷移
温度Ｔｇと第１発熟反応の開始温度（Ｔｘ１：緒晶化温
度）までの温度領域にて加熟処理することを特徴とする
高強度非晶質合金の製造方法。 - 【請求項７】 前記温度領域における加熱処理時間を１
〜１２０分とする請求項６記載の高強度非晶質合金の製
造方法。 - 【請求項８】 前記加熟処理にて前記非晶質相を含む合
金を準結晶単相からなる合金とする請求項６または７に
記載の高強度非晶質合金の製造方法。
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| JP06924499A JP4332647B2 (ja) | 1999-03-15 | 1999-03-15 | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
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| JP06924499A JP4332647B2 (ja) | 1999-03-15 | 1999-03-15 | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP2000265252A true JP2000265252A (ja) | 2000-09-26 |
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| JP06924499A Expired - Fee Related JP4332647B2 (ja) | 1999-03-15 | 1999-03-15 | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
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| CN109763079A (zh) * | 2019-01-08 | 2019-05-17 | 东莞辰越新材料科技有限公司 | 一种耐海水腐蚀的非晶合金材料及其制备方法 |
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1999
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