JPH028015B2 - - Google Patents
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- JPH028015B2 JPH028015B2 JP56216051A JP21605181A JPH028015B2 JP H028015 B2 JPH028015 B2 JP H028015B2 JP 56216051 A JP56216051 A JP 56216051A JP 21605181 A JP21605181 A JP 21605181A JP H028015 B2 JPH028015 B2 JP H028015B2
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- alloys
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/04—Amorphous alloys with nickel or cobalt as the major constituent
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は非晶質金属合金組成物に関し、詳しく
は、高い結晶化温度と高い硬度とを有するニツケ
ル、アルミニウムおよび硼素からなる組成物に関
する。 鉄、ニツケル、コバルト、バナジウムおよびク
ロムからなる群より選ばれる１種またはそれ以上
の元素の実質的な量を含み、かつそれに加えて限
定された量のアルミニウムを含み得る非晶質合金
が、H.S.ChenおよびD.E.Polkによつて、米国特
許第3856513号に記載されている。彼等はこれら
の合金が約425℃乃至550℃の範囲内の結晶化温度
を有し、かつ約600乃至約750DPH（ダイヤモン
ド・ピラミツド・ハードネス）を有することを見
出した。 Ｒ・RayおよびＳ・Kaveshによる鉄・硼素合
金に関する最近の研究により、約1000乃至
1290DPHの硬度値を有し、かつ約454℃乃至486
℃の範囲内の結晶化温度を有する非晶質合金が製
造された。この研究は米国特許第4036638号中に
記述されている。 本発明の一つの目的は、高い硬度を示す非晶質
合金を提供することである。 本発明の別の目的は高い熱安定性を持つ非晶質
合金を提供することである。 これらその他の本発明の目的は、下記の明細書
の記述および特許請求の範囲の記述によつて明ら
かとなるであろう。 本発明は実質上非晶質である高強度のニツケ
ル、アルミニウム、硼素合金を提供する。これら
３成分の比は、全体的組成を原子％ニツケル、原
子％アルミニウムおよび原子％硼素で表わした三
元相状態図上にプロツトした場合に、それらの組
成が下記の表示によつて表わされる４つの点にそ
の頂点を有する四辺形によつて表わされる領域の
内部にあるように維持されている。すなわち、四
辺形の頂点となる点は次の通りである： (1) Ni−62、Ｂ−33、Al−５； (2) Ni−73、Ｂ−22、Al−５； (3) Ni−62、Ｂ−13、Al−25；および (4) Ni−52、Ｂ−23、Al−25。 添付図面は原子％で表わしたニツケル、アルミ
ニウムおよび硼素の三元相状態図である。表示
（62、33、５）、（73、22、５）、（62、13、25）、お
よび（52、23、25）で表わす点に頂点を有する三
元状態図の内部の陰影を施した部分は、その領域
では非晶質の固体が形成され得るという組成の領
域を表わしている。Ｘ−線回折模様において結晶
質の特徴が現われない場合は、その合金は非晶質
固体であると考えられる。 本発明の合金は、硬度において、Chenおよび
Polkにより記述された合金に比し著しく優れて
いることが見い出されている。金属ガラスに関し
ては、引張り強さは硬度に比例するので、この硬
度の増加は、非常に優れた極限引張り強度を有す
る合金を提供することになるであろう。L.A.
DavisはScripta Metallurgica第９巻、第431〜
436頁（1975）中で、金属ガラスについてのシー
リング・フアクター、“硬度／強度”比は、約3.2
であることを述べている。 これらニツケル、アルミニウム、硼素系非晶質
合金の熱的安定性は、該合金の時間−温度変態
（time−temperature transformation）によつて
特徴付けられ、かつDTA（示差熱分析）によつて
特徴付けることができる。DTAの測定値は、結
晶化温度、Tc、が正確に決定されることを可能
とする。これは非晶質合金を約20℃乃至50℃毎分
という低速度で加熱し、熱の発出がある限定され
た温度範囲はどんな範囲であるかを観察すること
によつて行なわれる。非晶質合金の熱的安定性は
重要である。何故なら、もしそれらが熱的に安定
でなければ、後続処理の際あるいは使用時にガラ
ス状態から平衡または準安定構造への完全なまた
は部分的な変態が生ずるからである。無機酸化物
ガラスの場合にそうであるのと同様に、そういつ
た変態は、腐食抵抗、引張り強さ等のごとき物理
的および機械的特性を低下させる。本発明の合金
の熱的安定性は、Ray等によつて報告された高強
度材料の熱的安定性よりも一般に優れている。 合金が高い極限引張り強さと熱的安定性とを有
することを要求される用途は多い。たとえば、か
みそりの刃に用いられた金属リボンは、通常約
370℃にて約30分間の熱処理を受けて塗布された
ポリテトラフルオロエチレンの被覆が金属に結合
するよう処理される。かみそりの刃用としては、
Ray等の鉄基合金よりもさらに不銹性の優れたニ
ツケル基合金も、高度に望ましい。 各合金元素を特許請求の範囲に記載の範囲内に
選んだ理由は、このような範囲によれば、生成す
る合金を安定的にアモルフアス化し、高いヴイツ
カース硬さ（1000以上）、高い結晶化温度（約450
℃以上）、高い極限引張強さ（３×109Pa以上）
を同時に組み合わせて発揮させることができるか
らであり、すなわち、これは、Ni、Ｂ、Alの三
元素の最適のバランスを考慮した結果である。 次に、個別の添加元素について考えてみれば、
まず、ベース金属であるNiを、Ｂ＋Alの合計量
に対して低減させると、生成する合金の結晶化温
度の上昇を得ることができるが、Ni量の低減は
相対的に当然にＢ＋Al量の増加を招くものであ
り、Ｂ及びAlは、下記のように限定量以上とす
ることはできないので、Ni量の下限はおのずか
ら定まることとなる。 Ｂの含有量の範囲を増加させると、生成する合
金の引張強さを高めることができるが、結晶化温
度は低下するので、結局、長方形に限定した範囲
を越えることはできない。 Alの含有量を増加させると、結晶化温度を上
昇させることができるが、Ｂと同じようには強度
を高めることはできない。 このように、三元素の含有量のバランスによつ
て定まるNi−Ｂ−Al3元系状態図中の長方形の限
定範囲内が、生成する合金の上記諸性質を同時に
組み合わせて発揮させる最適の範囲であることが
理解できる。 実施例 本発明の合金組成物からつくられた均一な幅と
厚さとを有する非晶質リボンストリツプの急速溶
融および加工が真空下で行なわれた。真空は溶融
時における合金の酸化および汚染を最小にするた
めに採用された。合金は銅製円筒の表面上に鋳造
された。この銅製円筒は、ステンレス鋼の真空室
内へ通じかつその中に置かれた真空回転フイード
のシヤフトに垂直に取付けられていた。真空室は
円筒であつて、その両端部において２枚のサイド
ポートにてフランジ止めしてあり、拡酸ポンプ系
へ連結されていた。約８インチ（20.32cm）の直
径を有する銅円筒は可変速電動機によつて回転さ
せられた。るつぼは誘導コイル装置によつてとり
囲まれており、その位置は回転円筒の上部にあつ
た。溶融石英、窒化硼素、アルミナ、ジルコニ
ア、またベリリアでつくられたるつぼの中に含ま
れた合金を溶融するために、誘導電力供給が用い
られた。非晶質のリボンは、適当な非還元性るつ
ぼの中で合金を溶融し、該溶融体を、アルゴンの
過剰圧力によつて、るつぼの底部のオリフイスを
通して回転している円筒の表面上に噴出すること
によつてつくられた。採用された回転速度は、約
1500〜2000rpmであつた。溶融および鋳造は、圧
力が約100マイクロメーターである真空中で行な
つた。そして、真空圧の調節のためにはアルゴン
のような不活性ガスを用いた。 上述の真空溶融および鋳造装置を用いて、数多
くの異なつたガラス形成性ニツケル、アルミニウ
ム、硼素合金を、実質上均一の厚さと幅とをもつ
連続リボンとしてチル鋳造した。典型的な寸法を
示すと、厚さは0.001インチ（0.0025cm）乃至
0.003インチ（0.0076cm）であり幅は0.05インチ
（0.127cm）乃至0.12インチ（0.305cm）であつた。
リボンはＸ−線回折およびDTAで検査して非晶
質であるか否かを決定した。DPH硬度は、対向
面間の傾斜角が136゜である四角錐の形をしたダイ
ヤモンドから成るビツカース型圧子を用いるダイ
ヤモンド・ピラミツド法によつて測定した。 上述の方法で完全にガラス質リボンの形で鋳造
された合金が下記の表に要約されている。これら
の合金の組成は添付図中に四辺形の記号で示され
ている。 【表】
は、高い結晶化温度と高い硬度とを有するニツケ
ル、アルミニウムおよび硼素からなる組成物に関
する。 鉄、ニツケル、コバルト、バナジウムおよびク
ロムからなる群より選ばれる１種またはそれ以上
の元素の実質的な量を含み、かつそれに加えて限
定された量のアルミニウムを含み得る非晶質合金
が、H.S.ChenおよびD.E.Polkによつて、米国特
許第3856513号に記載されている。彼等はこれら
の合金が約425℃乃至550℃の範囲内の結晶化温度
を有し、かつ約600乃至約750DPH（ダイヤモン
ド・ピラミツド・ハードネス）を有することを見
出した。 Ｒ・RayおよびＳ・Kaveshによる鉄・硼素合
金に関する最近の研究により、約1000乃至
1290DPHの硬度値を有し、かつ約454℃乃至486
℃の範囲内の結晶化温度を有する非晶質合金が製
造された。この研究は米国特許第4036638号中に
記述されている。 本発明の一つの目的は、高い硬度を示す非晶質
合金を提供することである。 本発明の別の目的は高い熱安定性を持つ非晶質
合金を提供することである。 これらその他の本発明の目的は、下記の明細書
の記述および特許請求の範囲の記述によつて明ら
かとなるであろう。 本発明は実質上非晶質である高強度のニツケ
ル、アルミニウム、硼素合金を提供する。これら
３成分の比は、全体的組成を原子％ニツケル、原
子％アルミニウムおよび原子％硼素で表わした三
元相状態図上にプロツトした場合に、それらの組
成が下記の表示によつて表わされる４つの点にそ
の頂点を有する四辺形によつて表わされる領域の
内部にあるように維持されている。すなわち、四
辺形の頂点となる点は次の通りである： (1) Ni−62、Ｂ−33、Al−５； (2) Ni−73、Ｂ−22、Al−５； (3) Ni−62、Ｂ−13、Al−25；および (4) Ni−52、Ｂ−23、Al−25。 添付図面は原子％で表わしたニツケル、アルミ
ニウムおよび硼素の三元相状態図である。表示
（62、33、５）、（73、22、５）、（62、13、25）、お
よび（52、23、25）で表わす点に頂点を有する三
元状態図の内部の陰影を施した部分は、その領域
では非晶質の固体が形成され得るという組成の領
域を表わしている。Ｘ−線回折模様において結晶
質の特徴が現われない場合は、その合金は非晶質
固体であると考えられる。 本発明の合金は、硬度において、Chenおよび
Polkにより記述された合金に比し著しく優れて
いることが見い出されている。金属ガラスに関し
ては、引張り強さは硬度に比例するので、この硬
度の増加は、非常に優れた極限引張り強度を有す
る合金を提供することになるであろう。L.A.
DavisはScripta Metallurgica第９巻、第431〜
436頁（1975）中で、金属ガラスについてのシー
リング・フアクター、“硬度／強度”比は、約3.2
であることを述べている。 これらニツケル、アルミニウム、硼素系非晶質
合金の熱的安定性は、該合金の時間−温度変態
（time−temperature transformation）によつて
特徴付けられ、かつDTA（示差熱分析）によつて
特徴付けることができる。DTAの測定値は、結
晶化温度、Tc、が正確に決定されることを可能
とする。これは非晶質合金を約20℃乃至50℃毎分
という低速度で加熱し、熱の発出がある限定され
た温度範囲はどんな範囲であるかを観察すること
によつて行なわれる。非晶質合金の熱的安定性は
重要である。何故なら、もしそれらが熱的に安定
でなければ、後続処理の際あるいは使用時にガラ
ス状態から平衡または準安定構造への完全なまた
は部分的な変態が生ずるからである。無機酸化物
ガラスの場合にそうであるのと同様に、そういつ
た変態は、腐食抵抗、引張り強さ等のごとき物理
的および機械的特性を低下させる。本発明の合金
の熱的安定性は、Ray等によつて報告された高強
度材料の熱的安定性よりも一般に優れている。 合金が高い極限引張り強さと熱的安定性とを有
することを要求される用途は多い。たとえば、か
みそりの刃に用いられた金属リボンは、通常約
370℃にて約30分間の熱処理を受けて塗布された
ポリテトラフルオロエチレンの被覆が金属に結合
するよう処理される。かみそりの刃用としては、
Ray等の鉄基合金よりもさらに不銹性の優れたニ
ツケル基合金も、高度に望ましい。 各合金元素を特許請求の範囲に記載の範囲内に
選んだ理由は、このような範囲によれば、生成す
る合金を安定的にアモルフアス化し、高いヴイツ
カース硬さ（1000以上）、高い結晶化温度（約450
℃以上）、高い極限引張強さ（３×109Pa以上）
を同時に組み合わせて発揮させることができるか
らであり、すなわち、これは、Ni、Ｂ、Alの三
元素の最適のバランスを考慮した結果である。 次に、個別の添加元素について考えてみれば、
まず、ベース金属であるNiを、Ｂ＋Alの合計量
に対して低減させると、生成する合金の結晶化温
度の上昇を得ることができるが、Ni量の低減は
相対的に当然にＢ＋Al量の増加を招くものであ
り、Ｂ及びAlは、下記のように限定量以上とす
ることはできないので、Ni量の下限はおのずか
ら定まることとなる。 Ｂの含有量の範囲を増加させると、生成する合
金の引張強さを高めることができるが、結晶化温
度は低下するので、結局、長方形に限定した範囲
を越えることはできない。 Alの含有量を増加させると、結晶化温度を上
昇させることができるが、Ｂと同じようには強度
を高めることはできない。 このように、三元素の含有量のバランスによつ
て定まるNi−Ｂ−Al3元系状態図中の長方形の限
定範囲内が、生成する合金の上記諸性質を同時に
組み合わせて発揮させる最適の範囲であることが
理解できる。 実施例 本発明の合金組成物からつくられた均一な幅と
厚さとを有する非晶質リボンストリツプの急速溶
融および加工が真空下で行なわれた。真空は溶融
時における合金の酸化および汚染を最小にするた
めに採用された。合金は銅製円筒の表面上に鋳造
された。この銅製円筒は、ステンレス鋼の真空室
内へ通じかつその中に置かれた真空回転フイード
のシヤフトに垂直に取付けられていた。真空室は
円筒であつて、その両端部において２枚のサイド
ポートにてフランジ止めしてあり、拡酸ポンプ系
へ連結されていた。約８インチ（20.32cm）の直
径を有する銅円筒は可変速電動機によつて回転さ
せられた。るつぼは誘導コイル装置によつてとり
囲まれており、その位置は回転円筒の上部にあつ
た。溶融石英、窒化硼素、アルミナ、ジルコニ
ア、またベリリアでつくられたるつぼの中に含ま
れた合金を溶融するために、誘導電力供給が用い
られた。非晶質のリボンは、適当な非還元性るつ
ぼの中で合金を溶融し、該溶融体を、アルゴンの
過剰圧力によつて、るつぼの底部のオリフイスを
通して回転している円筒の表面上に噴出すること
によつてつくられた。採用された回転速度は、約
1500〜2000rpmであつた。溶融および鋳造は、圧
力が約100マイクロメーターである真空中で行な
つた。そして、真空圧の調節のためにはアルゴン
のような不活性ガスを用いた。 上述の真空溶融および鋳造装置を用いて、数多
くの異なつたガラス形成性ニツケル、アルミニウ
ム、硼素合金を、実質上均一の厚さと幅とをもつ
連続リボンとしてチル鋳造した。典型的な寸法を
示すと、厚さは0.001インチ（0.0025cm）乃至
0.003インチ（0.0076cm）であり幅は0.05インチ
（0.127cm）乃至0.12インチ（0.305cm）であつた。
リボンはＸ−線回折およびDTAで検査して非晶
質であるか否かを決定した。DPH硬度は、対向
面間の傾斜角が136゜である四角錐の形をしたダイ
ヤモンドから成るビツカース型圧子を用いるダイ
ヤモンド・ピラミツド法によつて測定した。 上述の方法で完全にガラス質リボンの形で鋳造
された合金が下記の表に要約されている。これら
の合金の組成は添付図中に四辺形の記号で示され
ている。 【表】
図は原子％で表わしたニツケル、アルミニウム
および硼素系についての三元相状態図である。本
発明のガラス形成性領域は陰影を施した四辺形に
よつて示されている。
および硼素系についての三元相状態図である。本
発明のガラス形成性領域は陰影を施した四辺形に
よつて示されている。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 原子％Ni、原子％Alおよび原子％Ｂの三元
状態図上にプロツトした場合に、下記の表示によ
つて規定される４つの点にその各頂点を有する四
辺形領域によつて表わされる組成から実質上な
り、かつ３×109Paを越える極限引張り強さを有
することを特徴とするアルミニウムおよび硼素を
含む非晶質ニツケル基合金： (1) Ni−62、Ｂ−33、Al−５； (2) Ni−73、Ｂ−22、Al−５； (3) Ni−62、Ｂ−13、Al−25；および (4) Ni−52、Ｂ−23、Al−25。 ２ 前記領域が式Nia Bb Alcによつて表わされ
ることを特徴とする特許請求の範囲１項に記載の
合金（ただし、上記式中ａ、ｂおよびｃは原子％
であつて、 ａ＝60〜70、 ｂ＝20〜30、および ｃ＝５〜20；であり、ａ＋ｂ＋ｃ＝100であ
る。）。 ３ 前記合金が、Ni62B33Al5、Ni73B22Al5、およ
びNi52B23Al25の組成群から選ばれる組成を有す
る合金であることを特徴とする、特許請求の範囲
第２項に記載の合金。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/221,941 US4389262A (en) | 1980-12-31 | 1980-12-31 | Amorphous alloys of nickel, aluminum and boron |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57140849A JPS57140849A (en) | 1982-08-31 |
| JPH028015B2 true JPH028015B2 (ja) | 1990-02-22 |
Family
ID=22830074
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56216051A Granted JPS57140849A (en) | 1980-12-31 | 1981-12-25 | Nickel base amorphous alloy |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4389262A (ja) |
| EP (1) | EP0055403B1 (ja) |
| JP (1) | JPS57140849A (ja) |
| CA (1) | CA1187724A (ja) |
| DE (1) | DE3166366D1 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4642139A (en) * | 1984-09-04 | 1987-02-10 | General Electric Company | Rapidly solidified nickel aluminide of improved stoichiometry and ductilization and method |
| US4626296A (en) * | 1985-02-11 | 1986-12-02 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Synthesis of new amorphous metallic spin glasses |
| US4756747A (en) * | 1985-02-11 | 1988-07-12 | The United States Of America As Represented By The Department Of Energy | Synthesis of new amorphous metallic spin glasses |
| US4854980A (en) * | 1987-12-17 | 1989-08-08 | Gte Laboratories Incorporated | Refractory transition metal glassy alloys containing molybdenum |
| EP0955565A3 (en) * | 1998-05-08 | 2001-05-30 | Nikon Corporation | Mirror for soft x-ray exposure apparatus |
| EP1275746A3 (en) * | 2001-06-25 | 2003-01-29 | Warner-Lambert Company | Shaving articles formed from geometrically articulated amorphous metal alloys and processes for their production |
| US6890622B2 (en) | 2001-12-20 | 2005-05-10 | Kimberly-Clark Worldwide, Inc. | Composite fluid distribution and fluid retention layer having selective material deposition zones for personal care products |
| US7479299B2 (en) * | 2005-01-26 | 2009-01-20 | Honeywell International Inc. | Methods of forming high strength coatings |
| US20230299012A1 (en) * | 2022-03-18 | 2023-09-21 | Intel Corporation | Microelectronic assemblies including stiffeners |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3856513A (en) * | 1972-12-26 | 1974-12-24 | Allied Chem | Novel amorphous metals and amorphous metal articles |
| US3838365A (en) * | 1973-02-05 | 1974-09-24 | Allied Chem | Acoustic devices using amorphous metal alloys |
| US4036638A (en) * | 1975-11-13 | 1977-07-19 | Allied Chemical Corporation | Binary amorphous alloys of iron or cobalt and boron |
| US4052201A (en) * | 1975-06-26 | 1977-10-04 | Allied Chemical Corporation | Amorphous alloys with improved resistance to embrittlement upon heat treatment |
| FR2398809A1 (fr) | 1977-07-29 | 1979-02-23 | Allied Chem | Alliage amorphe de resistance amelioree a la fragilisation lors d'un traitement thermique et procede d'elaboration |
-
1980
- 1980-12-31 US US06/221,941 patent/US4389262A/en not_active Expired - Fee Related
-
1981
- 1981-12-07 DE DE8181110208T patent/DE3166366D1/de not_active Expired
- 1981-12-07 EP EP81110208A patent/EP0055403B1/en not_active Expired
- 1981-12-18 CA CA000392611A patent/CA1187724A/en not_active Expired
- 1981-12-25 JP JP56216051A patent/JPS57140849A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3166366D1 (en) | 1984-10-31 |
| JPS57140849A (en) | 1982-08-31 |
| EP0055403A1 (en) | 1982-07-07 |
| EP0055403B1 (en) | 1984-09-26 |
| US4389262A (en) | 1983-06-21 |
| CA1187724A (en) | 1985-05-28 |
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