JPH0258341B2

JPH0258341B2 -

Info

Publication number: JPH0258341B2
Application number: JP55122912A
Authority: JP
Inventors: Kabetsushu Sherudon; Hensheru Kuraudo
Original assignee: AlliedSignal Inc
Current assignee: Honeywell International Inc
Priority date: 1979-09-04
Filing date: 1980-09-04
Publication date: 1990-12-07
Also published as: CA1195151A; AU535809B2; DE3070059D1; EP0027515B1; EP0027515A1; JPS56163243A; US4260416A; AU6146180A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は非晶質金属合金に関し、さらに詳しく
は、僅量の銅、モリブデン、タングステン、硼素
および珪素と随意的に組合せられた、鉄、クム
ロ、炭素および燐を含む合金に関する。本発明の
非晶質金属合金は、強度、延性に優れ、かつ腐
食、応力腐食および熱的脆化に対する改善された
耐性を有している。 H.S.ChenおよびD.E.Polkにより、米国特許
3856513号（1974年12月24日付与）中に、新規な
非晶質合金が開示されている。これらの非晶質合
金は、式MaYbZcで表わされる組成を有してお
り、ここにＭは、鉄、ニツケル、コバルト、クロ
ムおよびバナジウムから成る群より選ばれる少な
くとも１つの金属であり、Ｙは、珪、硼素および
炭素からなる群より選ばれる少なくとも１つの元
素であり、Ｚはアルミニウム、アンチモン、ベリ
リウム、ゲルマニウム、インジウム、錫、および
珪素からなる群より選ばれる少なくとも１つの元
素であり、“ａ”は約60ないし90原子パーセント
であり、“ｂ”は約10ないし30原子パーセントで
あり、“ｃ”は約0.1ないし15原子パーセントであ
る。さらにそのほかの、前記Chen等の特許に記
載されているものは、式TiXjで表わされるワイ
ヤー形態の非晶質合金であり、ここにＴは少なく
とも１つの遷移金属でありＸはアルミニウム、ア
ンチモン、ベリリウム、硼素、ゲルマニウム、炭
素、インジウム、燐、珪素および錫からなる群よ
り選ばれる少なくとも１つの元素であり、“ｉ”
は約70ないし87原子パーセントであり、“ｊ”は
約13なしい30原子パーセントである。より最近になつて、Masumoto等により、米国
特許第3986867中に、鉄−クロム基非晶質金属合
金が開示された。これらの合金は１−40原子パー
セントのクロム、７−35原子パーセントの少なく
とも１つの、燐、炭素および硼素から選ばれるメ
タロイドおよび残部の鉄からなり、さらに随意的
に、40原子パーセント未満の少なくとも１つの、
ニツケルおよびコバルトから選ばれる金属、20原
子パーセント未満の、少なくとも１つのモリブデ
ン、ジルコニウム、チタンおよびマンガンから選
ばれる元素並びに10原子パーセント未満の少なく
とも１つの、バナジウム、ニオブ、タングステ
ン、タンタルおよび銅から選ばれた金属元素を含
んでいる。 Chen等およびMasumoto等の特許によつて教
えられる合金は、良好な機械的性質に加えて良好
な応力および腐食耐性を有することが証明されて
いる。タイヤ、エポキシ樹脂およびコンクリート
複合材に用いられる構造的補強剤には改善された
機械的性質、応力および腐食耐性並びにより高度
の熱的安定性が必要とされる。これらの補強材と
しての用途において改善された性質が必要となる
ために、さらに特定の合金組成を開発することが
必要となつた。改善された機械的、物理的および
熱的性質を有する非晶質合金が、米国特許第
4067432号および同4137075号に記載されている。
そういつた合金は、実質的な量の稀有な、戦略的
かつ高価な比較的値のはる元素を含んでいる。本発明は製造が経済的であり、かつ強く、延性
に富み、腐食、応力腐食および熱的脆化に対する
耐性を有する非晶質金属合金を提供する。そうい
つた合金は、式Fe_aCr_bC_cP_dMo_eW_fCu_gB_hSi_iを有
している。ただし、式中“ａ”は61−75原子パー
セントを表わし、“ｂ”は４−11原子パーセント
を表わし、“ｃ”は11−16原子パーセントを表わ
し、“ｄ”は４−10原子パーセントを表わし、
“ｅ”は０−４原子パーセントを表わし、“ｆ”は
０−0.5原子パーセントを表わし、“ｇ”は０−１
原子パーセントを表わし、“ｈ”は０−４原子パ
ーセントを表わし、“ｉ”は０−２原子パーセン
トを表わし、ただし［ｃ＋ｄ＋ｈ＋ｉ］の合計値
は19−24原子パーセントであり、分数［ｃ／（ｃ
＋ｄ＋ｈ＋ｉ）］は0.84より小さい。本発明の合金は主として非晶質（たとえば少な
くとも50％非晶質）であり、好ましくは実質的に
非晶質（たとえば少なくとも80％非晶質）であ
り、最も好ましくは全く非晶質（たとえば約100
％非晶質）である。ただし、結晶率はＸ−線回析
によつて決定した。本発明において、各合金成分
元素の組成範囲を所定の数値範囲とする理由は次
の通りである。 (a) Ｃの原子％／（Ｃ、Ｐ、ＢおよびSiの原子％
の合計）で表わされる分数の値を0.84未満とす
べきであること、およびMoの量を原子％以下
とすべきであるべきことの理由：これらの条件は、非晶質であり、しかも鋳放
しの状態で延性である合金組成となるための必
要条件である。もし上記の分数式の値が0.84に
等しいか、それ以上であれば、あるいはMoの
量が４原子％より多いと、結果的に得られる鋳
放しの合金が結晶質になるか、脆くなるか、あ
るいはその両方であるかのいずれかになつてし
まう。限定された狭い範囲内の少量のモリブデ
ンの存在は、鋳造された状態の合金が結晶質に
なつたり、脆くなつたりすることを生ぜしめず
に合金の引張り強さを増加させる。 (b) （Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）を19〜24原子％の範囲に
すべき理由：明細書に添付の第１図に代表的に示されてい
るように、上記は、少なくとも350Kpsiの引張
り強さを与える合金組成の範囲を決定する臨界
条件である。もし、炭素、燐、硼素、および珪
素の合計量が上述の範囲外の値となると、合金
の引張り強さは、望ましい強度である350Kpsi
以下に下つてしまう。 (c) 炭素の量を11〜16原子％とすべき理由：明細書に添付した第１図および第２図に代表
的に示されているように、この範囲は、引張り
強さが375Kpsiより大であ、、しかも炉内時効
（oven−aged）の曲げ直径が0.64mm（25ミル）
より小であるという条件を満たす合金組成が得
られるための必要条件である。もし炭素の量が
上述の範囲外にあれば、得られる合金は所望の
大きさの引張り強さと延性とを同時に有するこ
とができない。 (d) 燐の量を４〜10原子％とすべき理由：明細書に添付の第１図に代表的に示されてい
るように、燐の量を４〜10原子％とすること
は、引張り強さが少なくとも375Kpsiであり、
しかも炉内時効後の曲げ直径が0.64mm（25ミ
ル）より小さい合金組成を得るための必要条件
である。もし燐の量が上述の範囲外であると、
得られる合金は、所望の大きさの引張り強さと
延性とを同時に有することができない。 (e) クロムの量を４〜11原子％とすべき理由：明細書に添付の第３図に代表的に示されるよ
うに、この範囲は、引張り強さが375Kpsiより
大きく、炉内時効後の曲げ直径0.64mm（25ミ
ル）より小さい合金組成を得るための必要条件
である。クロムの量が上述の範囲外であると、
得られる合金の引張り強さは所望の値に達せ
ず、延性も所望の値より小さくなる。 (f) タングステンの量を0.5原子％以下とすべき
理由：明細書に添付の第６図に代表的に示されるよ
うに、この範囲は、炉内時効後の曲げ直径が
0.64mm（25ミル）より小さい合金組成を得るた
めの必要条件である。少量のタングステンの添
加は、引張り強さを増すが、0.5原子％を超え
る量のタングステンを添加すると必ず合金を脆
くする。 (g) 硼素の量を４原子％以下、珪素の量を２原子
％以下とすべき理由：第表のデータに代表的に示されるように、
これらの範囲は、引張り強さが360Kpsiより大
きい合金組成を得るための必要条件である。上
述の範囲内での珪素および／または硼素の小量
の添加は合金の引張り強さを高める効果があ
る。 (h) 銅の量を１原子％以下とすべき理由：上述の範囲内での銅の添加は、一定の厚さに
おける引張り強さを高め、炉内時効後の曲げ直
径を小さくし；そして厚いリボンについての鋳
放しの曲げ延性を高める。しかしながら、１原
子％を超える量で銅を加えると、合金の引張り
強さが低下するという望ましくない効果が現わ
れる。 (i) 鉄の量を61−75原子％とすべき理由：鉄の量を上述の範囲とすると、少なくとも
350Kpsiの引張り強さをもつ合金が得られる。
鉄の量が上述の範囲外である合金は、引張り強
さが低下する。本発明の非晶質合金は、所望の組成の溶融体を
形成し、この溶融合金を、冷却用ホイール上へま
たは急冷用流体中へ鋳造することにより約10⁵な
いし10⁶℃／秒の速度で急冷することからなる方
法により鋳造される。該溶融合金を冷却ホイール
上に、約5.5cmHg未満の絶対圧力を有する不完全
真空中で鋳造することにより、より高度な非晶質
と共に、改善された物理的および機械的性質が達
成される。合金にとりわけ、高い極限引張り強さ、高い熱
的安定性、鋳造の容易性および腐食と応力腐食に
対する抵抗性を求める多くの用途がある。タイヤ
コードとして用いられる金属フイラメントは、タ
イヤ・ゴムを金属に接合せしめるため約160゜ない
し170℃で約１時間の熱処理を受ける。非晶質金
属タイヤコードフイラメントの熱的安定性は、そ
ういつた熱処理を行なつている間に、非晶質の状
態から平衡状態または準安定状態の結晶状態に完
全にまたは部分的に移行することを防ぐに足るだ
けものでなければならない。加うるに、金属タイ
ヤコードフイラメントは、(1)高い引張り荷重の結
果生ずる破壊および(2)硫黄−硬化性化合物、水お
よび稀釈塩溶液によつて生ぜしめられる腐食およ
び応力腐食に対して抵抗性を有しなければならな
い。化学的腐食に対する抵抗は、タイヤコードフイ
ラメントにとつて特に重要ではあるが、黄銅メツ
キした鋼のタイヤコードはこれを有していない。
自動車両に好都合に用いられるゴムタイヤは透過
性である。水蒸気は、ゴム自体を通してのみなら
ず、タイヤの切れ目や亀裂を通して鋼のタイヤコ
ードフイラメントに達する。コードの腐食が行な
われ、それに欠点を生じ、続いてコードに沿つて
腐食の急速な進行が起り、終にはゴム・カーカス
から鋼製補強材の分離が生じる。本発明の非晶質
金属タイヤコード合金は、そのような化学的腐食
に抵抗性を有するのみならず、鋼製タイヤコード
よりも低い曲げ剛性を有している。ひのような低
くなつた曲げ剛性は、車両タイヤのころがり抵抗
を減じ、車両の燃料経済を改善する。本発明の非晶質金属合金が特に適する他の用途
の中には、圧力容器のような補強プラスチツク製
品、ホースや動力伝達ベルトのような補強ゴム製
品、プレストレスドコンクリートのようなコンク
リート複合材、ケーブル、スプリング等がある。既に述べたように、熱的安定性は、タイヤ、圧
力容器、動力伝達ベルト等を補強するために用い
られる非晶質金属合金にとつて重要な性質であ
る。熱的安定性は合金のTTT曲線によつて特徴
付けられるものであり、DTA（示差熱分析）によ
つて部分的に決定され得る。本明細書中で考えら
れている意味での、相対熱的安定性は、熱処理後
の曲げにおける延性の保留性によつても示され
る。DTAによつて観察された結晶化挙動が類似
の合金であつても、同じ熱処理サイクルにさらし
た場合の脆性化挙動が異なつていることもある。
DTA測定法により、結晶化温度、Tc、は非晶質
合金をゆつくりと加熱し（約20゜ないし50℃／分
の割合で）、かつ限定された温度範囲内（結晶温
度）にわたつて過剰の熱が発生するかどうか、あ
るいは特定の温度範囲（ガラス転移運動）にわた
り過剰の熱が吸収されるかどうかを注視すること
により正確に決定することができる。一般に、ガ
ラス転移温度Tgは最も低いまたは最初の結晶化
温度Tc₁に近く、慣習的には、粘度が約10¹²ない
し10¹³パスカル秒の範囲内となる温度である。鉄およびクロムを含み、他の非金属元素中特に
燐を含むたいていの非晶質金属合金組成物を、約
265000ないし350000psi（1.83−2.41×10⁶kPa）の
極限引張り強さと約400゜ないし460℃の結晶化温
度とを有することを明示する。たとえば、
Fe₇₆P₁₆C₄Si₂Al₂（添字は原子％）の組成を有する
非晶質合金は、約310000psi（2.14×10⁶kPa）の極
限引張り強さ、および約460℃の結晶化温度を有
し、Fe₃₀Ni₃₀Co₂₀P₁₃B₅Si₂の組成を有する非晶質
合金は、約265000psi（1.83×10⁶kPa）の極限引張
り強さおよび約415℃の結晶化温度を有し、また
Fe_74.3Cr_4.5P_15.9C₅B_0.3の組成を有する非晶質合金
は、約350000psi（2.41×10⁶kPa）の極限引張り強
さおよび446℃の結晶化温度を有している。これ
らの組成物の、約200ないし350℃の温度範囲にお
ける熱的安定性は低く、たとえば250℃で１時間
または300℃で30分間または330℃で５分熱処理後
脆くなる傾向を示す通りである。そのような熱処
理は、カミソリの刃の上のポリテトラフルオロエ
チレンの被覆の硬化やタイヤ・ゴムをワイヤー・
ストランドに接着させることなどのある種の特殊
な用途において必要とされる。本発明に従つて、鉄、クロム、炭素および燐の
非晶質合金は高い極限引張り強さ、延性並びに腐
食および応力腐食耐性を有する。これらの合金
は、後続の処理工程において典型的に採用される
温度での熱処理を受けたときに脆くならない。本
発明の金属ガラス組成は実質的に特定の狭い臨界
的組成範囲内の元素−鉄、クロム、炭素および燐
からなる。さらに、僅量の銅、モリブデン、タン
グステン、硼素または珪素のいずれか１つまたは
これらの任意の２つ以上の組合せを、特定の性質
を改善するために、合金中に入れることができ
る。下記の第表ないし第表は、元素の比率をい
ろいろに変化させた一連のFe−Cr−Mo−Ｃ−Ｐ
−Ｂ−Si合金の応力腐食耐性、状態（結晶質対非
晶質）および鋳放しの曲げ延性を示すものであ
る。

【表】

【表】ガラス形成の範囲は式によつて表わされる下
記の組成範囲を包含することがわかるであろう。 19.5（Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）29原子％
……（式１）０Cr18＋原子％；ＯMo９原子％すなわち、非晶質の形成は、非金属含量が特定
の範囲内にあり、かつクロムおよびモリブデンの
濃度が低いという条件が適している。たとえば、
式１の組成範囲内にあり、かつＸ−線回析法によ
つて測定した結果が少なくとも95％のガラス質を
示す特定の合金の例をいくつか下記に示す。 Fe_72.5Cr₆Mo₁C₁₄P₆B_0.5 非晶質 Fe₆₇Cr₈Mo_0.5C₆P₁₈B_0.5 非晶質 Fe_59.5Cr₄Mo₈C₁₄P₁₄B_0.5 非晶質第表および第表の下記の合金は式１の範囲
外の組成を有し、10％あるいはそれ以上の程度ま
で結晶質である。 Fe_73.5Cr₆Mo₁C₁₀P₉B_0.5 10％結晶質 Fe_57.5Cr₆Mo₁₆C₁₄P₆B_0.5 20％結晶質 Fe_45.5Cr₁₈Mo₁₆C₁₆P₄B_0.5 100％結晶質本発明の目的を達するためには、合金は非晶質
であることが必要である。加うるに、合金は十分
な応力腐食耐性を有することがさらに必要であ
る。応力腐食耐性は一般に、そういつた合金がそ
の使用時に経験すると思われる応力および腐食性
環境を擬製した条件の下で測定される。そういつ
た条件の下で本発明の合金をテストするために、
溶融体から鋳造したリボンまたはワイヤーを４mm
直径のマンドレルの周りにら線状に巻きつけてつ
くつた試験片をつくつた。これらの試験片を、92
％の相対湿度に保つた23℃の環境に連続的にさら
した。試験片が破損したとき、または30日間前記
環境にさらし終つたときに試験を終えた。試験片
が破損することなく30日間の連続的試験を超過し
たとき、その応力腐食破損に対する抵抗性は非常
に長期間であることが証明されたと言つてよい。第表ないし第表の応力腐食データの試験
は、非晶質であり、かつ30日以上（30＋）の日数
の好ましい応力腐食抵抗性を有する合金は、前記
式の条件を満足した上、さらに下記式２に示す
基準をも満たさなさればならないことを示してい
る。 Cr＋（Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）＋0.5Mo28.5
……（式２）すなわち、応力腐食耐性は、高水準のクロム、
非金属元素およびモリブデンの条件が与えられた
ときによい結果を示すことがわかる。たとえば、式１および式２の組成範囲内にくる
下記の合金は非晶質であり、好ましい応力腐食耐
性を示す。 Fe₆₇Cr₈Mo₁C₁₄P₆B_0.5 非晶質；30＋の日数 Fe₇₁Cr₄Mo_0.5C₁₄P₁₀B_2.5 非晶質；30＋の日数これに対し、式１の組成範囲内にあるが式２の
範囲外である下記の合金は非晶質であるが、30日
も試験を続けないうちに、応力腐食による亀裂を
生じた。 Fe_72.5Cr₆Mo₁C₁₄P₆B_0.5 非晶質；23日 Fe₇₅Cr₄Mo_0.5C₁₄P₆B_0.5 非晶質；＜１日さらに、本発明の目的を達成するためには、合
金は鋳造されたまゝの状態で延性であることが必
要である。延性は、鋳造した合金リボンを並べて
曲げてループを形成して測定した。ループの直径
は、マイクロメータのアンビルの間でだんだんに
小さくされた。これらのリボんは、破損せずに約
５ミル（0.0005インチ）の半径をもつ円形に曲げ
られたならば延性であると考えられる。もしリボ
ンが破損した場合は、脆性であると考えられた。第表ないし第表のデータを整理してみる
と、鋳造されたまゝの状態で延性である合金は式
およびさらに下記の拘束条件を満たさなければ
ならないことがわかる。 Cr＋Mo＋（Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）＜31 Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si＜27 Ｃ／（Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）＜0.84……（式３） Cr＜14 Mo＜４ Cr＋Mo＜14 すなわち、鋳造されたまゝの曲げ延性は、クロ
ム、モリブデンおよびメタロイドが低水準の量で
あり、かつ全メタロイド含量中の炭素の比率が低
いとき良好な値が得られる。たとえば、式１および式３の組成範囲内にある
下記の合金は非晶質であり、鋳造されたまゝの状
態で延性であつた。 Fe_69.5Cr₈Mo₂C₁₄P₆B_0.5 非晶質；延性 Fe₇₅Cr₄Mo_0.5C₁₄P₆B_0.5 非晶質；延性しかしながら、式１の組成範囲内に入るが、式
３の範囲内には入らない下記の合金は、非晶質で
はあるが、鋳造されたまゝの状態では脆性であつ
た。 Fe_64.5Cr₁₄Mo₁C₁₄P₆B_0.5 非晶質；脆性 Fe_64.5Cr₆Mo₉C₁₄P₆B_0.5 非晶質；脆性 Fe₆₇Cr₄Mo_0.5C₁₄P₁₄B_0.5 非晶質；脆性式１ないし式３の限定は先行技術の規定に比
し、かなりな程度により一層制限的であることが
理解されるであろう。さらに、応力腐食に対する高度の耐性と良好な
曲げ延性とを達成するための必要条件は相反する
ものであると思われる。式１ないし式３の拘束条件の範囲内にある特定
の一群の合金について、引張り強さおよび熱的脆
性化のデータが第表ないし第表に示されてい
る。これらの合金の各々は鋳造されたまゝの状態
で非晶質であり、延性であり、かつ応力腐食割れ
に対して耐性を有している。合金のあるものも、
高度の引張り強さと、小さい炉内時効後の曲げ直
径、すなわち熱的脆性化に対する高度の耐性を有
している。本明細書中に言う“曲げ直径”の語は、Ｄ＝Ｓ
−2Tとして定義される。ここにＤは曲げ直径
（ミル）であり、Ｓはその範囲内でリボンが破損
せずにループ状にされ得るマイクロメーター・ア
ンビル相互間の最小スペースであり、そしてＴは
リボンの厚さである。“炉内時効した”或は“炉
内時効後の”の語は200℃で１時間さらすことと
定義される。

【表】

【表】引張り強さおよび炉内時効曲げ直径対合金組成
の関係を決定するために、第表ないし第表の
データが多重回帰分析法による統計的分析に供さ
れた。得られた回帰方程式は第XI表に示されてい
る。第XI表引張り強さおよび炉内時効直径についての回帰方
程式 Fe−Cr−（Mo、Ｗ）−Ｃ−Ｐ−（Ｂ、Si）合金極限引張り強さ＝424＋4.58Cr′＋5.50Mo′＋
5.61W′− 6.41CPBSi′−0.84Cr′・C′−2.39（Cr′）² −8.06（C′）²−16.6（CPBSi′）² −0.79（C′）³kspi Ｆ比（9.146）＝22.7 有意水準＝99.9＋％推定標準誤差＝33kspi（2.28×10⁵kPa）曲げ直径＝16−3.5Cr′−6.8C′＋9.6W′＋9.6 （CPBSi′）−0.21Cr′・C′−1.9C′ ・W′＋0.18（Cr′）²＋2.1（C′）²−0.18 （CPBSi′）²＋1.3（C′）³ミルＦ比（９、146）＝17.6 有意水準＝99.9＋％推定標準誤差＝10ミル（2.54×10^-4ｍ）ここに、Cr′＝（Cr、原子％−７） C′＝（Ｃ、原子％−14） Mo′＝2.（Mo、原子％−0.5） W′＝2.（Ｗ、原子％−0.5） CPBSi′＝原子％（Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）−21.5 第１図ないし第６図は、いくつかの重要な組成
平面について、回帰方程式から計算した応答表面
輸郭（response surface contours）を表わす。好ましい性質を生ずる組成範囲は、第１図ない
し第６図上に、陰影をつけて表わした。そういつ
た好ましい性質には下記のものが含まれる。 400＋kspi（2.76×10^-6kPa）引張り強さ；炉内時効曲げ直径 15ミルより小（3.81×10^-4
ｍ）； 30日以上の応力腐食耐性；（92％R.H.、23℃）第１図および第２図の応答表面の検査は、合金
の炭素およびメタロイドの濃度の臨界値の重要性
を示す。第１図から、全メタロイド濃度およびクロム濃
度をそれぞれ21.5原子％および８原子％の一定値
に保つたまゝ炭素濃度をいろいろ変えることによ
つて、引張り強さと炉内時効曲げ直径は下記のご
とくなることがわかる。

【表】引張り強さは、14原子％炭素の場合で最大値約
415kpsi（2.86×10⁶kPa）を経験することがわか
る。炉内時効曲げ直径は、12ないし13原子％炭素
の場合に、約８ミル（2.032×10^-4ｍ）の最小値
を経験する。本発明の好ましい性質は約13ないし
15原子％の炭素を含む組成により達成される。同様に、炭素およびクロムの濃度を14原子％お
よび８原子％の一定値にそれぞれ保ちながら、メ
タロイドの濃度を変化させることにより、得られ
る結果は下記の通りであることが第１図からわか
る。

【表】引張り強さは、21.5原子％メタロイドにおいて
最大値約415kpsi（2.86×10⁶kPa）を経験する。炉
内時効曲げ直径は、20.5原子％メタロイドにおい
て最小値約５ミル（1.27×10^-4ｍ）を経験する。
本発明の好ましい性質は約20.5ないし21.5原子％
のメタロイド（極めて狭い範囲）の場合にのみ達
成される。上述した最適範囲は、合金に、モリブデンを添
加することにより幾分拡張できる。第１図と第２
図とを比較することにより、本発明の好ましい性
質は、下記の範囲内で達成されることがわかる。

【表】好ましい性質を達成するための炭素およびメタ
ロイド組成範囲は、約４原子％までのモリブデン
の添加により、幾分広くすることができる。クロムの効果は第３図、第４図および第５図か
ら理解されよう。最適のクロム濃度は６ないし10
原子％である。こより高い（または低い）クロム
濃度は引張り強さを減じる。クロムが増加される
と熱的脆性化耐性は小さくなるが、応力腐食耐性
は式２によつて与えられる最小のクロム水準を必
要とする。引張り強さに対するモリブデンとタングステン
の効果は実質的に同じである。それぞれの元素に
ついて０ないし１原子％の範囲にわたつて、引張
り強さは約7.58×10⁴kPa／原子％各元素増加する
（第６図）。しかしながら、タングステンは熱的脆
性化を悪化させるが、この濃度範囲内のモリブデ
ンは実質上熱的脆性化に何の影響も与えない。約0.5ないし1.0原子％という低濃度の珪素およ
び／または硼素は実質上平行的効果を有する。硼
素プラス珪素の組合せ0.5ないし1.0原子％を含む
合金は、硼素および／または珪素を含まない合金
に比し、より高い引張り強さを示す。第７図および第８図は、本発明のある特定の合
金についての陽極分極の測定値を示す。合金
Fe_70.2Cr₈Mo₁C₁₄P₆B_0.5Si_0.3のH₂SO₄中における
腐食に対する抵抗性は、316ステンレス鋼に匹敵
し、かつタイプ302ステンレス鋼よりも優れてい
る。H₂SO₄＋５％NaCl中において、本発明の合
金の腐食耐性は両ステンレス合金よりも優れてい
る。さららに、クロムおよびモリブデンのような
稀有性の高価な戦略的元素の濃度は、本発明の合
金の場合は、ステンレス鋼の場合よりも遥かに低
い。要約すると、本発明の一群の合金は実質上諸元
素すなわち鉄、クロム、炭素、および燐からな
り、これに僅かな量のモリブデン、タングステ
ン、硼素および珪素が組合わされている。本発明
の好ましい目的は、下記の組成範囲内で達成され
る。 Cr ４−11原子％Ｃ 12−15原子％Ｐ５−10原子％Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si 20−22原子％ Mo ４原子％以下Ｗ 0.5原子％以下Ｂ４原子％以下 Si ２原子％以下 Feおよび付随的不純物 −−−残部さらに、１原子％以下の銅を本発明の基本的合
金に添加すると、次のような効果すなわち(1)一定
の厚さにおける引張り強さが増す（2.54ないし
4.32×10^-5ｍの厚さで約1.72×10⁵kPa）、(2)炉内
時効曲げ直径が、約2.54×10^-5ｍに低下する。お
よび(3)もつと厚いリボンについての鋳造された
まゝの曲げ延性が増す、という効果が得られるこ
とが発見されている。データは、増加した引張り強さと延性を示し、
減少した炉内時効曲げ直径は第XII表、第
表および第９図に与えられる。

【表】

【表】 Fe−Cr−（Cu、Mo、Ｗ）−Ｐ−Ｃ−（Ｂ、Si）
合金中0.1ないし１原子％の銅の存在は、引張り
強さおよび曲げ直径についての回帰方程式を、第
表中に示されるようにシフトさせる。第表引張り強さおよび炉内時効曲げ直径の方程式 Fe−Cr−Cu−（Mo、Ｗ）−Ｃ−Ｐ−（Ｂ、Si）合
金 0.1から1.0原子％銅極限引張り強さ＝449＋4.58Cr′＋5.50Mo′＋
5.61W′− 6.41CPBSi′−0.84Cr′・C′−2.39 （Cr′）²−8.06（C′）²−16.6（CPBSi′）² −0.79（C′）³kspi 曲げ直径＝６−3.5Cr′−6.8C′＋9.6W′＋9.6
（CPBSi′） −0.21Cr′・C′−1.9C′・W′＋0.18（Cr′）² ＋2.1（C′）²−0.18（CPBSi′）²＋1.3 （C′）³ミルただし、ここにCr′＝（Cr、原子％−７） C′＝（Ｃ、原子％−14） Mo′＝2.（Mo、原子％−0.5） W′＝2.（Ｗ、原子％−0.5） CPBSi′＝原子％（Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si）−21.5 再び第１図ないし第６図に戻つて、銅の添加
は、好ましい目的が達成される必須元素の範囲を
幾分拡張する。したがつて第１図ないし第６図に
おいて、375kpsi（2.59×10⁶kPa）についての輸郭
線（contour lines）は、0.1ないし１原子％の銅
が合金中に含有せしめられるときの400kpsi（2.76
×10⁶kPa）についての輸郭線となる。したがつて、本発明の第２グループの合金は元
素−鉄、クロム、炭素および燐に、僅量のモリブ
デン、タングステン、硼素、珪素および銅が組合
わされたものから実質上なるものである。本発明
の好ましい目的は、下記の組成範囲内で達成され
る。 Cr ４−11原子％Ｃ 11−16原子％Ｐ４−10原子％Ｃ＋Ｐ＋Ｂ＋Si 19−24原子％ Mo ４原子％以下Ｗ 0.5原子％以下Ｂ４原子％以下 Si ２原子％以下 Cu 0.1−１原子％ Feおよび付随的不純物 −−−残部以上本発明をかなり詳しく述べたが、そのよう
な詳細な説明はそれに厳密に固執する必要を有す
るものではなく、多様な変形および改良が自から
当業者には明らかであり、これらはすべて特許請
求の範囲によつて規定される本発明の範囲内にあ
ると見なされるべきである。

【図面の簡単な説明】

第１図ないし第６図は、本発明の組成の近傍に
おける組成平面についての引張り強さと炉内時効
曲げ直径の応答表面輸郭を示すグラフである。第
７図および第８図は、本発明の好ましい合金の陽
極分極の測定値を示すグラフである。そして第９
図は、本発明の好ましい合金についてのリボンの
厚さの関数としての引張り強さの変化を示すグラ
フである。

Claims

【特許請求の範囲】１下記の組成を有し、少なくとも50％非晶質で
あり、少なくとも250Kg／mm²の極限引張強さ、200
℃、１時間の炉内時効処理後の曲げ直径が0.64mm
以下、熱的脆化耐性並びに腐食および応力腐食耐
性を有することを特徴とする非晶質合金： 61〜75原子％のFe、４〜11原子％のCr、 11〜16原子％のＣ、４〜10原子％のＰ、並びに下記の群から選ばれる少なくとも１種の元素：１原子％以下のCu、４原子％以下のMo、４原子％以下のＢ、２原子％以下のSi、および 0.5原子％以下のＷ、ただし、すべての合金成分元素の合計は100原
子％であり、合金成分元素Ｃ、Ｐ、ＢおよびSiの
合計は19〜24原子％の範囲内にあり、式：Ｃの原子％／（Ｃ、Ｐ、ＢおよびSiの原子％合
計）で表わされる分数の値は0.84未満である。２１原子％以下のCuを含み、かつ下記の群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素：４原子％以下のMo、 0.5原子％以下のＷ、４原子％以下のＢ、および２原子％以下のSi を含む特許請求の範囲第１項に記載の非晶質合
金。３４原子％以下のMoを含み、かつ下記の群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素： 0.5原子％以下のＷ、４原子％以下のＢ、および２原子％以下のSi を含み、かつ、合金成分元素Ｃ、Ｐ、ＢおよびSi
の合計は20〜22原子％の範囲内にある、特許請求
の範囲第１項に記載の非晶質合金。４１原子％以下のCuを含み、かつ下記の群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素：４原子％以下のＢ、および２原子％以下のSi を含み、さらに合金成分原子Ｃ、Ｐ、ＢおよびSi
の合計が20.5〜21.5原子％の範囲内にある、特許
請求の範囲第１項に記載の非晶質合金。５４原子％以下のＢを含み、かつ下記の群から
選ばれる少なくとも１種の元素：４原子％以下のMo、 0.5原子％以下のＷ、および２原子％以下のSi を含み、さらに、合金成分元素Ｃ、Ｐ、Ｂおよび
Siの合計が20〜22原子％の範囲内にある、特許請
求の範囲第１項に記載の非晶質合金。６４原子％以下のＢを含み、かつ下記の群から
選ばれる少なくとも１種の元素： 0.5原子％以下のＷ、および２原子％以下のSi を含み、さらに、合金成分元素Ｃ、Ｐ、Ｂおよび
Siの合計が20.5〜21.5原子％の範囲内にある、特
許請求の範囲第１項に記載の非晶質合金。７２原子％以下のSiを含み、かつ下記の群から
選ばれる少なくとも１種の元素：４原子％以下のMo、 0.5原子％以下のＷ、および４原子％以下のＢを含み、さらに、合金成分元素Ｃ、Ｐ、Ｂおよび
Siの合計が20〜22原子％の範囲内にある、特許請
求の範囲第１項に記載の非晶質合金。８２原子％以下のSiを含み、かつ下記の群から
選ばれる少なくとも１種の元素： 0.5原子％以下のＷ、および４原子％以下のＢを含み、さらに、合金成分元素Ｃ、Ｐ、Ｂおよび
Siの合計が20.5〜21.5原子％の範囲内にある、特
許請求の範囲第１項に記載の非晶質合金。９実質的に、 Fe_70.4Cr₈Mo₁Cu_0.1C₁₄P₆B_0.5 からなる組成を有する、特許請求の範囲第１項に
記載の非晶質合金。１０実質的に、 Fe_71.4Cr₈Cu_0.1C₁₄P₆B_0.5 からなる組成を有する、特許請求の範囲第１項に
記載の非晶質合金。１１実質的に、 Fe_70.85Cr₈Mo_0.25Cu_0.1C₁₄P₆B_0.5Si_0.3 からなる組成を有する、特許請求の範囲第１項に
記載の非晶質合金。１２実質的に、 Fe₇₁Cr₈Mo₁C₁₄P_5.7Si_0.3 からなる組成を有する、特許請求の範囲第１項に
記載の非晶質合金。１３実質的に、 Fe_70.2Cr₉Mo₁C₁₅P₄B_0.8 からなる組成を有する、特許請求の範囲第１項に
記載の非晶質合金。