JPH03260037A

JPH03260037A - 高強度非晶質合金

Info

Publication number: JPH03260037A
Application number: JP2059139A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; 健増本; Akihisa Inoue; 明久井上; Kazuhiko Kita; 和彦喜多; Hitoshi Yamaguchi; 均山口; Hiroyuki Horimura; 弘幸堀村; Noriaki Matsumoto; 松本　規明
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Teikoku Piston Ring Co Ltd; YKK Corp; Yoshida Kogyo KK
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; YKK Corp; TPR Co Ltd
Priority date: 1990-03-09
Filing date: 1990-03-09
Publication date: 1991-11-20
Anticipated expiration: 2012-08-13
Also published as: NO180205C; GB2243617B; JP2639455B2; GB9104956D0; NO910906L; NO180205B; FR2659355B1; DE4107532A1; FR2659355A1; CA2037818C; NO910906D0; GB2243617A; AU7275191A; AU634866B2; DE4107532C2; CA2037818A1

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】Ａ０発明の目的（１）産業上の利用分野本発明は高強度非晶質合金、特に、主金属元素、希土類
元素よりなる第１添加元素および希土類元素以外の元素
よりなる第２添加元素を含んでマトリックスを構成する
非晶質相と、前記主金属元素および第１．第２添加元素
を含み、且つそれら第１、第２添加元素を過飽和に固溶
して、前記非晶質相に均一に分散する結晶質相とより構
成される高強度非晶質合金の改良に関する。

（２）従来の技術従来、この種非晶質合金としては、特開昭６４−４７８
３１号公報に記載された各種非晶質Ａｉ！合金が知られ
ているが、何れも高強度化を促進するために非晶質単相
化を狙ったものである。

（３）発明が解決しようとする課題しかしながら、従来の非晶質合金のように非晶質単相化
を狙った場合において、製造条件等により結晶質相が一
部混在すると、その結晶質相の現出に起因して合金全体
の強度および靭性が低下する、という問題がある。

本発明は前記に鑑み、非晶質相からなるマトリックス中
に混在する結晶質相に着目し、結晶貧相における主金属
元素の含有量および希土類元素成分値（第２添加元素含
有量との関係で決まる）を特定することにより、合金全
体の強度低下を防止すると共に非晶質単相合金よりも更
に強度を向上させ得るようにした前記非晶質合金を提供
することを目的とする。

Ｂ１発明の構成（１）課題を解決するための手段本発明は、主金属元素、希土類元素よりなる第１添加元
素および希土類元素以外の元素よりなる第２添加元素を
含んでマトリックスを構成する非晶質相と、前記主金属
元素および第１．第２添加元素を含み、且つそれら第１
．第２添加元素を過飽和に固溶して、前記非晶質相に均
一に分散する結晶質相とより構成される高強度非晶質合
金において、前記結晶質相における前記主金属元素の含
有量を８５原子％以上、９９．８原子％以下に設定し、
前記第１添加元素である希土類元素の含有量をａ原子％
、前記第２添加元素の含有量をｂ原子％とした場合の前
記結晶質相における希土類元素成分値Ｃ，を、Ｃ１＝ａ十すと定義したとき、希土類元素成分値ｃ、ｌを０．５以下
に設定したことを特徴とする。

（２）作　用マトリックスとし、ての非晶質相に分散している結晶質
相における主金属元素の含有量および希土類元素成分値
を前記のように特定すると、非晶質合金全体の強度を一
層向上させることができる。

た＼し、主金属元素の含有量が８５原子％未満では、非
晶質合金製造時に結晶質相中に化合物が生成され易く、
また化合物が単独で現出し易くなり、その結果、非晶質
合金全体の脆化を招く。

方、９９．８原子％を上回ると、通常の冷却速度では非
晶質相と結晶質相との混相を得ることが困難であり、そ
こで冷却速度を極端に上げたのでは量産性が著しく損わ
れる。その上、非晶質合金自体の耐熱性が悪化する、と
いった問題もある。こＸで主金属元素とは、Ａｆまたは
Ｍｇをいう。

希土類元素は非晶質化達成のために必要な元素であるが
、その希土類元素は比較的大きな原子半径を有するため
、結晶質相を構成する主金属元素の結晶格子に規定量以
上の希土類元素が侵入すると、その格子定数が増加して
跪くなる。

そこで、結晶質相における希土類元素成分値Ｃつを０．
５以下に設定するもので、このように設定することによ
って結晶格子の格子定数を純粋な主金属元素のそれに近
似させることが可能となる。

このように構成すると、高い硬さを有する非晶質相に比
較的軟らかい結晶質相が分散することになるので、その
結晶質相がそれと非晶質相間の界面歪を吸収するため、
非晶質合金全体の靭性が改善されるものと思われる。

（３）実施例第１図は、単ロール方式を採用した非晶質合金製造装置
の概略を示す、その装置は、同図時計方向に回転する純
銅製冷却ロール１と、その冷却ロールｌの周囲に、出口
を冷却ロール１外周面に近接させて固定された石英製ノ
ズル２と、ノズル２の下端部を囲繞するように起設され
た高周波加熱用コイル３とを備えている。冷却ロール１
の直径は２００ｍ、ノズル２の出口における口径は０．
３瓢、その出口と冷却ロール１外周面とのギャップは０
．３　ｗｍにそれぞれ設定されている。

非晶質合金である非晶質Ａ１合金の製造時には、／ｌよ
りなる主金属元素、希土類元素よりなる第１添加元素お
よび希土類元素以外の元素よりなる第２添加元素を含む
溶融合金ｍが、ノズル２の出口から冷却ロールｌ外周面
に、アルゴンガス圧（例えば、０．４ｋｇ／ｄ）により
噴出され、その冷却ロール１の回転に伴いノズル２と冷
却ロール１との間よりそのロール１外周面に添着して薄
いリボン状に引出されると同時に急冷され、これにより
非晶質Ａｉ金合金得られる。

この場合、冷却ロール１の回転速度を、非晶質単相Ａｆ
ｆｉ合金（非晶質成分の体積分率が１００％の合金）を
得るときよりも下げて、溶融合金の冷却速度を遅くする
と、溶融合金において結晶質相が現出する。

このような手法を採用することによって、主金属元素お
よび第１．第２添加元素を含んでマトリックスを構成す
る非晶質相と、前記主金属元素および第１．第２添加元
素を含み、且つそれら第１゜第２添加元素を過飽和に固
溶して、非晶質相に均一に分散する微細な結晶質相とよ
り構成された高強度非晶ｉｉ、１合金が得られる。

主金属元素であるＡｌの結晶質相における含有量は８５
原子％以上、９９．８原子％以下に設定される。たりし
、Ａｆの含有量が８５原子％未満では、非晶質／１合金
製造時に結晶質相中に化合物（Ａｆｚ　Ｙ、Ａｌｓ　Ｎ
Ｌ　ＡｆＮＬ　Ｙａ等）が生成され易く、また化合物が
単独で現出し易くなり、その結果、非晶質Ａｉ！合金全
体のｆｆ１（ヒを招く。

一方、９９．８原子％を上回ると、通常の冷却速度では
非晶質相と結晶質相との混和を得ることが困難であり、
そこで冷却速度を極端に上げたのでは量産性が著しく損
われる。その上、非晶質Ａｆ合金自体の耐熱性が悪化す
る、といった問題もある。

第１添加元素である希土類元素としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃ
ｅＳ　Ｓｍ、Ｎｄ、Ｍｍ　（ミツシュメタル）から選択
される少なくとも一種が該当し、その含有量は０．１原
子％以上、５原子％以下に設定される。たりし、希土類
元素の含有量がｏ、ｌ原子％未満では非晶質相と結晶質
相との混相を得ることが不可能となり、一方、５原子％
を上回ると、結晶質相が脆化し、結果的に非晶質Ａｎ合
金自体が脆くなる。

第２添加元素としては、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏから選択され
る少なくとも一種が該当し、その含有量は１０原子％以
下に設定される。た父′シ、第２添加元素の含有量が１
０原子％を上回ると、結晶質相中に化合物が現出し易く
なると共に希土類元素の含有量との相関により合金全体
として非晶質相形威能が低下する。第２添加元素の下限
値は、好ましくは５原子％である。５原子％未満では、
製造条件が厳しくなる。

マトリックスである非晶質相における主金属元素、第１
．第２添加元素の含有量は、結晶質相におけるそれら元
素の含有量よりも多い方が好ましい。この含有量の関係
が逆転すると、結晶質相中に化合物が現出し易くなり、
合金全体の脆化の原因となる。

前記手法を採用し、その際冷却ロール１の回転速度を変
えてＡ　１２　＠ｇＹ５　Ｎ　ｉ　ｂ　　（数値は原子
％、以下各合金について同じ）の組成を有する非晶質／
１合金Ａ−Ｄを製造し、冷却ロール１の回転速度と結晶
質相の含有量との関係を調べたところ下表の結果が得ら
れた。なお、結晶質相の結晶構造は、Ａｆに起因してｆ
ｃｃ（面心立方構造）であり、またその結晶質相の平均
直径は３００Å以上、８００Å以下であった。

第２〜第４図は非晶質ＡＩ１合金Ａ〜ＤのＸ線回折図を
それぞれ示す、測定に用いられたＸ線管の対陰極はＣｕ
であり、Ｋα線が使用された。

非晶質Ａ１合金Ａは、冷却速度が速いため非晶質単相Ａ
１合金となり、第２図において、急峻なピークの無い非
晶質特有のハローパターンが見られる。

非晶質合金Ｂは、冷却速度を前記合金六の場合よりも１
．００ｏ　ｒｐｍ＋下げたものであり、第３図に示すよ
うに僅かな結晶質相の現出に伴いピークｐ。

が現れる。このピークｐ、はｆｃｃの（１１１）面に対
応する。

非晶質Ａｆｆ合金Ｃは、冷却速度を前記合金への場合の
２分の１に下げたものであり、略３割が結晶質相である
。したがって、第４図に示すように結晶質相の現出に伴
い高いピークＰ１および低いピーク２２〜ｐ４が現れる
。これらピークｐｔ〜ｐ４において、ピークｐｉはｒ　
ｅｃ（７）（２００）面に、ピークＰ３はｆｃｃの（２
２０）面に、ピークｐ４はｆｅｃの（３１１）面にそれ
ぞれ対応する。

非晶質Ａｆｆｉ合金りは、冷却速度を前記合金Ｃの場合
よりも、さらに下げたものであり、略４割が結晶質相で
ある。したがって、第５図に示すように結晶質相の現出
に伴い高いピークＩ）＋、Ｐｚと低いピークＰｓ、ｐａ
　とが現れる。

第６図は三種の非晶質Ａ１合金における結晶質相の含有
量と引張強さとの関係を示す０図中、線Ｘ、が前述のＡ
　ＩＶ、＠ｑ　Ｙ　５　Ｎ　ｉ　ｂ合金に、また線Ｘ２
がＡ　ｊＱ　６Ｂ　Ｙ　ｚ　Ｎ　ｌ　ｌａ合金に、さら
に線Ｘ、がＡＥ、。ＹａＮｉ４合金にそれぞれ該当する
。

第６図から明らかなように各合金において、非晶質単相
（結晶質相の含有量−〇）の場合に比べ結晶質相の含有
量が増加するに従って強度が高くなるもので、特に、結
晶質相の含有量５体積％以上、４０体積％以下の範囲が
好適である。

この場合、線ＸＩ＋　　χ！で示すＡ　Ｉ　ｌ１９Ｙ５
　Ｎ　４６合金、Ａ　Ｐ−ｅｓＹｚ　Ｎ　ｉ　Ｈ０合金
においては結晶質相の含有量４０体積％近傍にて脆化が
始まる。

方、線Ｘ、で示すＡｆ、。Ｙ６Ｎｉａ合金においては、
結晶質相の含有量２０体積％近傍にて脆化が始まるもの
で、この合金は組成上、本発明には含まれない。

結晶質相の平均直径は、前記のように３００Å以上、８
００λ以下が適当である。その平均直径が３００人未満
では、結晶質相を現出させることの意義が失われ、一方
、８００λを上回ると、結晶質相の安定化が図れず、ま
た均一な分散が不可能となり、非晶質ＡＩ！合金全体の
強度が低下する。

希土類元素は非晶質化達成のために必要な元素であるが
、その希土類元素は比較的大きな原子半径（例えば、Ｙ
では１．８人）を有するため、結晶質相を構成するＡｆ
ｆｉの結晶格子（ｆｃｃ）に規定量以上の希土類元素が
侵入すると、その格子定数（α＝４．０５人）が増加し
て跪くなる。

こ＼で、希土類元素の含有量をａ原子％、第２添加元素
の含有量をｂ原子％とした場合の結晶質相における希土
類元素成分値ＣＲを、Ｃ，ｌ　＝ａ＋ｂと定義すると、希土類元素成分値Ｃｍは０．５以下に設
定される。

結晶質相における希土類元素成分値Ｃ３を前記のように
設定することによって結晶格子の格子定数を純粋なＡｆ
のそれに近似させることが可能となる。

第７〜第９図は、結晶質相の含有量２０体積％のＡＮ−
Ｙ−Ｎｉ系非晶質合金におけるＹｔ２分値Ｃ＊　　（ａ
　／　ａ　＋　ｂ、た＼し、ａ−Ｙ、ｂ−・・Ｎｉ）と
、結晶質相における結晶格子の格子定数、引張強さおよ
びヤング率との関係をそれぞれ示す。

第７図から明らかなように、Ｙ成分値ＣＲ＋を０゜５以
下に設定することにより、格子定数を、純Ａｌのそれ（
４，０５人）に近似させることができる。

また第８．第９図から明らかなように、Ｙ成分値ＣＲを
０．５以下に設定することにより、引張強さおよびヤン
グ率を高い値に保つことができる。

前記ａ　／　ａ　＋　ｂ≦０．５よりａ≦ｂの関係が成
立し、これは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ等の高価な希土類元素を
減少させ得ることを意味するので、非晶質Ａ１合金のコ
ストを低減する上に有効である。

第１０図は、Ａ１．。。−ＸＹｘ系非晶質合金（線ｙ＋
）および”　ｑｓ−ｘＹｘ　Ｎ　ｉ　Ｚ系非晶質合金（
線ｙ２）において、それらの結晶質相の含有量を５〜４
０体積％に設定したときの各結晶質相における結晶格子
の格子定数とＹ含有量との関係を示す。

第１０図Ｈｙ＋　、）’ｚ　より、Ｙ含有量が２原子％
以下であれば格子定数は略一定であるが、２原子％を上
回ると格子定数が増加する。

したがって、Ａ　ｉＬ　９ｌ−ＸＹＸ　Ｎ　ｊ　ｚ系非
晶質合金においては、その強度確保−ヒ、Ｙ含有量は０
．５原子％以上、２原子％以下に設定される。

第１１〜第１３図は、非晶質Ａｆ金合金ある三種のＡ　
ｌ　１１９Ｙｓ　Ｎ　ｌ　ｂ合金の示差熱量分析図を示
す。第１１図は非晶質単相の場合に、また第１２図は結
晶質相の含有量が２６体積％の場合に、さらに第１３図
は結晶質相の含有量が３７体積％の場合にそれぞれ該当
する。

第１１図に示す非晶質単相ＡＰ、合金の結晶化温度Ｔｘ
は８９°Ｃであるが、結晶質相の含有量が増加するに従
って結晶化温度Ｔｘが高くなる傾向があり、そのため第
１２図に示す非晶質Ａｆｆ合金の結晶化温度Ｔｘは９９
゛ｃに、また第１３図に示す非晶質Ａ１合金の結晶化温
度Ｔｘは１０９℃にそれぞれ上昇する。

また結晶化温度Ｔｘを超えた後における発熱量、したが
って山の高さを比較すると、第１１図の非晶質単相Ａ１
合金の場合が最も高く、結晶質相の含有量の増加に伴い
山の高さが低くなることが判る。これは結晶化により生
じる結晶質相の量が少ないことを意味する。

したがって、第１２．第１３図に示すような熱的特性を
有する非晶質Ａ１合金より素材を形威し、その素材を用
いて熱間塑性加工、例えば熱間押出し加工を行う場合、
素材に対する熱的管理が比較的容易となる。

なお、非晶質単相Ａｆ金合金熱処理を施した場合にも結
晶質相が現出するが、この場合の結晶質相は結晶粒成長
が速いために粗大化し、また分散状態が不均一となり、
その上結晶質相の偏析が生しるため、本発明に係る非晶
質ＡＩ！、合金に比べて強度および靭性が低くなる。ま
た本発明には、主金属元素をＭｇとする非晶ｔＭｇ合金
も包含される。

Ｃ１発明の効果本発明によれば、マトリックスである非晶質相に特定の
結晶質相を均一に分散させた非晶質合金において、結晶
質相における主金属元素の含有量および希土類元素成分
値を前記のように特定することにより、強度が高く、ま
た熱間塑性加工性の良好な非晶質合金を提供することが
できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は非晶質合金製造装置の概略図、第２〜第５図は
非晶質Ａ４２合金のＸ線回折図、第６図は非晶質合金に
おける結晶質相の含有量と引張強さとの関係を示すグラ
フ、第７図はＹ成分値と格子定数との関係を示すグラフ
、第８図はＹ成分値と引張強さとの関係を示すグラフ、
第９図はＹ成分値とヤング率との関係を示すグラフ、第
１０図はＹ含有量と格子定数との関係を示すグラフ、第
１１図〜第１３図は非晶ｆＡＩ！、合金の示差熱量分析
図を示す。ｍ・・・溶融合金、１・・・冷却ロール、２・・・ノズ
ル、３・・・高周波加熱用コイル第１図

Claims

【特許請求の範囲】

（１）主金属元素、希土類元素よりなる第１添加元素お
よび希土類元素以外の元素よりなる第２添加元素を含ん
でマトリックスを構成する非晶質相と、前記主金属元素
および第１、第２添加元素を含み、且つそれら第１、第
２添加元素を過飽和に固溶して、前記非晶質相に均一に
分散する結晶質相とより構成される高強度非晶質合金に
おいて、前記結晶質相における前記主金属元素の含有量
を８５原子％以上、９９．８原子％以下に設定し、前記
第１添加元素である希土類元素の含有量をａ原子％、前
記第２添加元素の含有量をｂ原子％とした場合の前記結
晶質相における希土類元素成分値Ｃ＿Ｒを、Ｃ＿Ｒ＝ａ
／ａ＋ｂと定義したとき、希土類元素成分値Ｃ＿Ｒを０．５以下
に設定したことを特徴とする高強度非晶質合金。
（２）前記第１添加元素である希土類元素が０．１原子
％以上、５原子％以下のＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、
Ｍｍ（ミッシュメタル）から選択される少なくとも一種
であり、前記第２添加元素が１０原子％以下のＮｉ、Ｆ
ｅ、Ｃｏから選択される少なくとも一種である、第（１
）項記載の高強度非晶質合金。
（３）前記結晶質相の含有量を５体積％以上、４０体積
％以下に設定した、第（１）または第（２）項記載の高
強度非晶質合金。
（４）前記結晶質相の平均直径を３００Å以上、８００
Å以下に設定した、第（１）、第（２）または第（３）
項記載の高強度非晶質合金。