JP2000345309A - 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ガラス形成能、加工性、機械的強度に優れた
Ｎｉ系非晶質合金の提供。 【構成】 式：Ｎｉ_100-a-b-c Ｎｂ_a （Ｚｒ，Ｔｉ，Ｈ
ｆ）_b （Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｐｄ）_c ［ただし、式中の
ａ〜ｃは、原子比率であり、それぞれａ＝１０〜２８，
ｂ＝１０〜２８，ｃ＝０〜１５，ａ＋ｂ＝３５〜４２，
ａ＋ｂ＋ｃ＝３５〜５０であり、残部はＮｉおよび不可
避的不純物から構成される］で示される組成を有し、３
０Ｋ以上の過冷却液体領域と８００Ｋ以上のガラス遷移
温度を兼備した、非晶質相を体積百分率で５０％以上含
む高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金。この合金は、
０．５ｍｍ² 以上の断面積と２，５００ＭＰａ以上の圧
縮強度を有する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高強度、高耐蝕性
および非晶質形成能に優れたＮｉ基非晶質合金に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】溶融状態の合金を急冷することにより薄
帯状、フィラメント状、粉粒体状等、種々の形状を有す
る非晶質金属材料が得られることはよく知られている。
非晶質合金薄帯は、大きな冷却速度の得られる片ロール
法、双ロール法、回転液中紡糸法等の方法によって容易
に製造できるので、これまでにもＦｅ系、Ｔｉ系、Ｃｏ
系、Ｐｄ系、Ｃｕ系、Ｚｒ系、またはＮｉ系合金につい
て数多くの非晶質合金が得られており、高耐食性、高強
度等の非晶質合金特有の性質が明らかにされている。例
えば、Ｎｉ基非晶質合金としては、Ｎｉ−Ｐｄ−Ｓｉ−
Ｂ−Ａｌ（特開平６−２５８０７号公報）、Ｎｉ−Ｓｉ
−Ｂ（特開平８−２６９６４７公報）、Ｎｉ−Ｐ−Ｂ
（特開平９−１４３６４２公報）などが知られている。

【０００３】しかし、上述した製造方法によって得られ
る非晶質合金は、薄帯やフイラメントに限られており、
それらを用いて最終製品形状へ加工することも困難なこ
とから、工業的にみて、その用途がかなり限定されてい
た。

【０００４】従来より報告されている非晶質合金の中に
は、一定の昇温速度で加熱すると結晶化する前に過冷却
液体状態に遷移し、急激な粘性低下を示すものが知られ
ている。例えば、Ｚｒ−Ａ１−Ｎｉ−Ｃｕ非晶質合金で
は毎分４０℃の加熱速度で、結晶化までに約１２０℃程
度の間、過冷却液体領域として存在できると報告されて
いる（「日本金属学会欧文誌」，１９９１年，３２巻，
１００５項参照）。

【０００５】このような過冷却液体状態では、非晶質合
金の粘性が低下しているために閉塞鍛造等の方法により
任意形状の合金成形体を作製するすることが可能であ
り、非晶質合金からなる歯車なども作製されている
（「日刊工業新聞」，１９９２年，１１月１２日号）。
したがって、広い過冷却液体領域を有する非晶質合金
は、結晶化に対して大きな抵抗力、言い換えれば優れた
非晶質形成能を有するとともに、優れた加工性をも兼備
していると言える。

【０００６】一方、本発明と関連するＮｉ基非晶質合金
では、主に磁気的性質（例えば、「Ｓｃｉ．Ｒｅｐ．Ｒ
ＩＴＵ」，１９７９年，Ａ−２７巻，１２７項参照）お
よび耐食性（例えば「Ｓｃｉ．Ｒｅｐ．ＲＩＴＵ」，１
９８０年，Ａ−２８巻，１５６項参照）について着目し
た研究が行われてきた。これらのＮｉ基非晶質合金は、
Ｎｉ−半金属（Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃ）系で示される組成を
有し、主に上述の単ロール法により作製されたリボン状
試料で研究がなされた。しかしながら、実用的な使用を
鑑みた大形状Ｎｉ基非晶質合金、言い換えれば非晶質形
成能に優れたＮｉ基非晶質合金に関する研究開発は進ん
でいない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】Ｎｉ系非晶質合金は、
他の非晶質合金に比べて高い結晶化温度を示すため、高
耐熱性を有する新しいタイプの非晶質合金として高強
度、高耐蝕性を要する構造材料、化学材料等の分野への
応用が期待されている。

【０００８】しかしながら、Ｎｉ−半金属系非晶質合金
は、非晶質形成能が小さいために、得られる非晶質合金
形状が薄帯状、フィラメント状、粉粒体状に限られてお
り、一般的な工業材料へ応用できる寸法を有していると
は言えなかった。

【０００９】

【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、上
述の課題を解決するために、実用に耐えうる強度と実用
寸法が実現できる非晶質形成能を兼備したＮｉ系非晶質
合金材料を提供することを目的として鋭意研究した結
果、半金属を使用しないでＮｉ基からなる特定組成の合
金を溶融し、液体状態から急冷固化させることにより上
述の性能を具備したＮｉ系非晶質合金が得られることを
見い出し、本発明を完成するに至った。

【００１０】すなわち、本発明は、式：Ｎｉ_100-a-b-c
Ｎｂ_a （Ｚｒ，Ｔｉ，Ｈｆ）_b （Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｐ
ｄ）_c ［ただし、式中のａ〜ｃは、原子比率であり、そ
れぞれａ＝１０〜２８，ｂ＝１０〜２８，ｃ＝０〜１
５，ａ＋ｂ＝３５〜４２，ａ＋ｂ＋ｃ＝３５〜５０であ
り、残部はＮｉおよび不可避的不純物から構成される］
で示される組成を有し、３０Ｋ以上の過冷却液体領域と
８００Ｋ以上のガラス遷移温度を兼備した、非晶質相を
体積百分率で５０％以上含む高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非
晶質合金を提供するものである。

【００１１】なお、本明細書中の「過冷却液体領域」と
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度と結晶化温度の差で定
義される。「過冷却液体領域」の値は、加工性を示す数
値である。

【００１２】上述の過冷却液体領域の規定で示される値
により、本発明のＮｉ基非晶質合金は、公知のＮｉ基非
晶質合金に比べて大幅に非晶質形成能が改善されている
ことが分かる。このため、公知のＮｉ基非晶質合金では
実現できなかった塊状試料の製造が可能となる。

【００１３】本発明で規定する合金の組成範囲において
は、０．５ｍｍ²以上の断面積、例えば、金型鋳造法に
より直径１ｍｍ（０．７８５ｍｍ²の断面積）の線状の
非晶質合金塊が容易に得られる。この合金塊を用いる
と、公知のＮｉ基非晶質合金では測定が不可能であった
塊状試料での機械的性質の測定が可能となる。

【００１４】金属元素より構成される合金は、非晶質化
することにより一般にその機械的性質が向上するが、本
発明のＮｉ基非晶質合金においては、塊状試料で容易に
２，５００ＭＰａを超える圧縮強度を持ったものが容易
に得られた。このため、本発明のＮｉ基非晶質合金から
製造される塊状試料を実施態様として請求項２におい
て、具体的に断面積を０．５ｍｍ² 以上、圧縮強度を
２，５００ＭＰａ以上と規定した。なお、リボン材の引
張強度は圧縮強度と同程度である。

【００１５】本発明の合金は、強度と耐摩耗性が要求さ
れる小型精密機器の部品および耐蝕性が要求される配管
等に適する特性を有している。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を説明
する。本発明のＮｉ基非晶質合金において、Ｎｂ（ニオ
ブ）は、非晶質を形成する基本となる元素である。Ｎｂ
は、１０原子％以上２８原子％以下で、好ましくは１５
原子％以上２５原子％以下である。

【００１７】また、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆよりなる群から選
択される１種または２種以上の元素は、本発明の合金の
基幹となる元素群で、Ｎｉ−Ｎｂ系合金の非晶質形成能
を大幅に高める効果を有する。この元素群の含有量が１
０原子％未満では、非晶質形成能の向上は認められな
い。また、２８原子％以上では冷却速度の大きな片ロー
ル法によっても非晶質相は形成されなくなる。

【００１８】非晶質相の形成上は、ＮｂおよびＺｒ、Ｔ
ｉ、またはＨｆの元素群の合計量は、好ましくは、３５
原子％以上４２原子％以下であり、４２原子％超では３
０Ｋ以上の過冷却液体領域を示さないため、加工性が劣
化する。したがって、本発明では、ＮｂおよびＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆよりなる群から選択される１種または２種以上
の元素の合計含有量を３５原子％以上４２原子％以下と
規定した。

【００１９】Ｎｉは、１５原子％まではＣｏ，Ｆｅ，Ｃ
ｕ，Ｐｄによって置換しても過冷却液体領域の広さは、
ほとんど変わらず３０〜７０Ｋであるが、１５原子％を
超えると過冷却液体領域が３０Ｋ未満となり、非晶質形
成能が低下する。

【００２０】本発明のＮｉ基非晶質合金は、公知のＮｉ
系非晶質合金と同様、溶融状態から公知の片ロール法、
双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法等の種々の
方法で冷却固化させ、薄帯状、フィラメント状、粉粒体
状の非晶質固体を得ることができる。また、本発明のＮ
ｉ基非晶質合金は、公知のＮｉ基非晶質合金に比べて大
幅に非晶質形成能が改善されているため、上述の公知の
製造方法のみならず、好ましくは、溶融合金を金型に充
填鋳造することにより任意の形状の非晶質合金を得るこ
ともできる。

【００２１】例えば、代表的な金型鋳造法においては、
合金を石英管中でアルゴン雰囲気中で溶融した後、溶融
合金を噴出圧０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ² で銅製の金型
内に充填凝固させることにより非晶質合金塊を得ること
ができる。さらには、アーク溶解法、石英管水焼き入れ
法、ダイカストキャスティング法およびスクイズキャス
ティング法等の製造方法を適宜用いることもできる。

【００２２】

【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。表
１に示す合金組成からなる材料（実施例１〜２１、比較
例１〜５）の薄帯状合金塊試料および直径１ｍｍの線状
の合金塊試料を、片ロール法および金型鋳造法により作
製した。薄帯状合金塊試料のガラス遷移温度（Ｔｇ）、
結晶化開始温度（Ｔｘ）を示差走査熱量分析により測定
した。

【００２３】これらの値より過冷却液体領域（Ｔｘ−Ｔ
ｇ）Ｋを算出した。また、金型鋳造法により作製した直
径１ｍｍの線状の合金塊の非晶質化の確認をＸ線回折法
および試料断面の光学顕微鏡観察により行った。また、
試料中に含まれる非晶質相の体積分率（Ｖｆ−ａｍｏ）
は、示差走査熱量分析を用いて、結晶化の際の発熱量を
完全非晶質化した片ロール箔帯との比較により評価し
た。さらに、圧縮試験片を機械加工により作製し、イン
ストロン型試験機を用いた圧縮試験により破断強度（σ
ｆ）を評価した。これらの結果を表１に示す。

【００２４】

【表１】

【００２５】また、図１〜３は、実施例２、４、１５の
合金を大気中で２９３Ｋの１Ｍ塩酸溶液中で測定したＮ
ｉ基非晶質合金の定電位分極曲線である。表１より明ら
かなように、実施例１〜２１の非晶質合金は、３０Ｋ以
上の過冷却液体領域を示すとともに、直径１ｍｍの線状
の非晶質合金塊においても２，５００ＭＰａを超える圧
縮強度を示す。また、図１〜３に示すように、各実施例
の非晶質合金は、１Ｍ塩酸溶液中でいずれも不働態化し
ている。また、約１５００ｍＶの高電位まで分極しても
孔食が発生しない優れた耐食性を有していることが明ら
かである。

【００２６】これらの実施例に対し、比較例１の合金
は、Ｚｒが２８原子％を超え、冷却速度の大きな片ロー
ル法によっても非晶質相は形成されなくなり、直径１ｍ
ｍの線状の非晶質合金塊が得られず、圧縮強度の測定は
不能であった。

【００２７】比較例２の合金は、ＮｂおよびＺｒが本発
明で規定する含有量の範囲を満たさないために、片ロー
ル法により作製したリボンでは非晶質化するものの、金
型鋳造法では非晶質相を体積分率で５０％以上含む非晶
質合金塊が得られない。このため、直径１ｍｍの線状の
合金塊試料では結晶化したために脆く、圧縮強度が小さ
い。したがって、実用に耐えうる機械的性質を有してい
ないといえる。

【００２８】比較例３の合金は、ＮｂおよびＴｉ元素を
本発明で規定する含有量にて含むものの、含有量の合計
が４２原子％を超え、冷却速度の大きな片ロール法によ
り作製したリボンでは非晶質化するが、直径１ｍｍの線
状の非晶質合金塊が得られず、圧縮強度の測定は不能で
あった。

【００２９】比較例４および比較例５の合金は、Ｎｂお
よびＴｉ元素を本発明で規定する含有量にて含むもの
の、含有量の合計が４２原子％を超え、冷却速度の大き
な片ロール法によっても非晶質化せず、直径１ｍｍの線
状の合金塊試料は結晶化したために脆く、圧縮試験がで
きず、圧縮強度の測定は不能であった。

【００３０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明のＮｉ基非
晶質合金は、３０Ｋ以上の過冷却液体領域を示すととも
に、０．５ｍｍ² 以上の断面積の非晶質合金塊において
も２，５００ＭＰａを超える圧縮強度を示す。これらの
要件を備えることにより本発明は、ガラス形成能、加工
性、機械的強度、耐摩耗性等に優れたＮｉ系非晶質合金
を提供することができるものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例２の定電位分極曲線を示すグラフ。

【図２】実施例４の定電位分極曲線を示グラフ。

【図３】実施例１５の定電位分極曲線を示すグラフ。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 式：Ｎｉ_100-a-b-c Ｎｂ_a （Ｚｒ，Ｔ
   ｉ，Ｈｆ）_b （Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｐｄ）_c ［ただし、
   式中のａ〜ｃは、原子比率であり、それぞれａ＝１０〜
   ２８，ｂ＝１０〜２８，ｃ＝０〜１５，ａ＋ｂ＝３５〜
   ４２，ａ＋ｂ＋ｃ＝３５〜５０であり、残部はＮｉおよ
   び不可避的不純物から構成される］で示される組成を有
   し、３０Ｋ以上の過冷却液体領域と８００Ｋ以上のガラ
   ス遷移温度を兼備した、非晶質相を体積百分率で５０％
   以上含む高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金。
2. 【請求項２】 ０．５ｍｍ² 以上の断面積と２，５００
   ＭＰａ以上の圧縮強度を有する請求項１記載の高強度・
   高耐蝕性および非晶質形成能に優れたＮｉ基非晶質合金
   塊。