JPS5811500B2 - 高い結晶化温度と高い硬度値をもつ非晶質金属合金 - Google Patents
高い結晶化温度と高い硬度値をもつ非晶質金属合金Info
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- JPS5811500B2 JPS5811500B2 JP7714675A JP7714675A JPS5811500B2 JP S5811500 B2 JPS5811500 B2 JP S5811500B2 JP 7714675 A JP7714675 A JP 7714675A JP 7714675 A JP7714675 A JP 7714675A JP S5811500 B2 JPS5811500 B2 JP S5811500B2
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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
- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf 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)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Golf Clubs (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は非晶質金属合金組成物、特に実質量の元素Ｍｏ
、Ｔ、Ｔａ及びＮｂの−又はそれ以上を含む組成物に関
し、これは高い結晶化温度、高い硬度値の両方を示す。
、Ｔ、Ｔａ及びＮｂの−又はそれ以上を含む組成物に関
し、これは高い結晶化温度、高い硬度値の両方を示す。
研究によれば成る種の合金組成物について固体非晶質金
属を得ることの可能であることが示されており、ここに
用語「非晶質」とは「固体の非晶質」を意味する。
属を得ることの可能であることが示されており、ここに
用語「非晶質」とは「固体の非晶質」を意味する。
非晶質物質は一般に非結晶性またはガラス状物質を特徴
とする、即ちその物質は実質的に何らの長い範囲の秩序
を持たない。
とする、即ちその物質は実質的に何らの長い範囲の秩序
を持たない。
非晶質物質と結晶質物質との区別では一般にＸ線回折測
定を使うのが適当である。
定を使うのが適当である。
更に透過電子顕微写真法および電子回折を無定形および
結晶状態の区別に使うことができる。
結晶状態の区別に使うことができる。
非晶質金属はＸ線回折像でその強さが回折角と共にゆる
やかに変る。
やかに変る。
この様な像は液体や通常の窓ガラスの回折像に定性的に
類似している。
類似している。
一方結晶質金属では回折像の強さが回折角と共に急速に
変る。
変る。
これらの非晶質金属は準安定状態にある。
充分高温度に加熱するとそれは結晶化熱の発生と共に結
晶化し、そして回折像はガラス状または無定形特性をも
つものから結晶性特性をもつものへ変る。
晶化し、そして回折像はガラス状または無定形特性をも
つものから結晶性特性をもつものへ変る。
非晶質および結晶状態の二相混合物である金属を造るこ
とは可能であり、その相対割合は全部結晶性のものから
全部非晶質のものへ変り得る。
とは可能であり、その相対割合は全部結晶性のものから
全部非晶質のものへ変り得る。
ここで使う様な非晶質金属とは主として非晶質である金
属をいう、即ち少くとも５０％が非晶質であって然し介
在するクリスタリットとして存在する少部分の材料をも
ってもよい。
属をいう、即ち少くとも５０％が非晶質であって然し介
在するクリスタリットとして存在する少部分の材料をも
ってもよい。
適当な組成物に対しては適当な処理で非晶質状態の金属
を生じるだらう。
を生じるだらう。
一つの代表的な操作は溶融合金を銅またはアルミニウム
の様な固体金属基質と接触して薄（拡がらせて溶融金属
の熱を急速に基質の方に失わせるのである。
の様な固体金属基質と接触して薄（拡がらせて溶融金属
の熱を急速に基質の方に失わせるのである。
合金が厚さ約０．００２インチに拡げられると１０６℃
／秒程度の冷却速度が達成されるだらう。
／秒程度の冷却速度が達成されるだらう。
例えばＲ，Ｃ，ルール（マテリアルズ・サイエンス・ア
ンド・エンジニアリング、第１巻、３１３−３１９ペー
ジ、１９６７年）が冷却速度の溶融金属の処理条件への
依存性を論じているのを参照されたい。
ンド・エンジニアリング、第１巻、３１３−３１９ペー
ジ、１９６７年）が冷却速度の溶融金属の処理条件への
依存性を論じているのを参照されたい。
適当な組成の合金に対しかつ充分高い冷却速度に対して
はこの様な処理が非晶質金属を生じる。
はこの様な処理が非晶質金属を生じる。
適当な高冷却速度を与える任意の方法を使うことができ
る。
る。
非晶質金属を造るのに使える操作の例示的な例にはＨ，
Ｓ、チャン及びＣ，Ｅ、ミラー（レビュー・オブ・サイ
エンテイフイク・インストルメンツ、１２３７−１２３
８ページ、１９７０年）が書いている様な回路二重ロー
ラー、Ｒ，ポンド・ジュニア及びＲ，マデイン（トラン
ザクションズ・オブ・ザ・メタル・ソサイエテイ、ＡＩ
ＭＥ、第２４５巻、２４７５−２４７６ページ、１９６
９年）が書いている様な回路円柱法がある。
Ｓ、チャン及びＣ，Ｅ、ミラー（レビュー・オブ・サイ
エンテイフイク・インストルメンツ、１２３７−１２３
８ページ、１９７０年）が書いている様な回路二重ロー
ラー、Ｒ，ポンド・ジュニア及びＲ，マデイン（トラン
ザクションズ・オブ・ザ・メタル・ソサイエテイ、ＡＩ
ＭＥ、第２４５巻、２４７５−２４７６ページ、１９６
９年）が書いている様な回路円柱法がある。
実質量のＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ及びＣｒ元素の１または
それ以上を含む無定形合金がＨ，Ｓ、チャンとＣ，Ｅ、
ミラーの１９７２年１２月２６日付米国特許出願第３１
８１４６号に記載されている。
それ以上を含む無定形合金がＨ，Ｓ、チャンとＣ，Ｅ、
ミラーの１９７２年１２月２６日付米国特許出願第３１
８１４６号に記載されている。
この様な合金は種々の用途に対し全（有用である。
然しこの様な合金は約４２５°〜５５０℃の結晶化温度
および約６００〜７５０ＤＰＨ（ダイヤモンド角錐硬度
）の硬度により特徴づけられる。
および約６００〜７５０ＤＰＨ（ダイヤモンド角錐硬度
）の硬度により特徴づけられる。
本発明によれば、約６５０°〜９７５℃の範囲の結晶化
温度の高い熱安定性と、約８００〜１４００ＤＰＨの範
囲の値の高い硬度とをもつ非晶質合金が記載される。
温度の高い熱安定性と、約８００〜１４００ＤＰＨの範
囲の値の高い硬度とをもつ非晶質合金が記載される。
次の＝般的組成を有するものがこれらの性質をもち、金
属−半金属系と呼ばれ一般式ＲｒＭ８Ｘｔで表わすこと
ができる。
属−半金属系と呼ばれ一般式ＲｒＭ８Ｘｔで表わすこと
ができる。
ここにＲは元素モリブデン、タングステン、タンタル及
びニオブの少くとも一つであり、Ｍは元素ニッケル、ク
ロム、鉄、バナジン、アルミニウム及びコバルトの少く
とも一つであり、Ｘは元素燐、はう素、炭素及びけい素
の少（とも一つであり、そしてｒは約４０〜６０原子％
の範囲にあり、Ｓは約２０〜４０原子％の範囲にありｔ
は約１５〜２５原子％の範囲にある。
びニオブの少くとも一つであり、Ｍは元素ニッケル、ク
ロム、鉄、バナジン、アルミニウム及びコバルトの少く
とも一つであり、Ｘは元素燐、はう素、炭素及びけい素
の少（とも一つであり、そしてｒは約４０〜６０原子％
の範囲にあり、Ｓは約２０〜４０原子％の範囲にありｔ
は約１５〜２５原子％の範囲にある。
好ましい組成はｒが約４５〜５５原子％、Ｓが約２５〜
３５原子％、ｔが約１８〜２２原子％の範囲にある組成
である。
３５原子％、ｔが約１８〜２２原子％の範囲にある組成
である。
金属−半金属組成物の結晶化温度は約８００°〜９７５
℃の範囲にあり硬度は約１０００〜１４００ＤＰＨの範
囲にある。
℃の範囲にあり硬度は約１０００〜１４００ＤＰＨの範
囲にある。
この様な金属ガラスは、金属−半金属であれ金属−金属
であれ、高温（約５００°〜６００℃）における耐熱用
途に特に有用である。
であれ、高温（約５００°〜６００℃）における耐熱用
途に特に有用である。
可能性ある用途としてはこれらの材料の成る種の高温電
解槽における電極として及び複合建造材料における惣化
繊維としての使用がある。
解槽における電極として及び複合建造材料における惣化
繊維としての使用がある。
Ａ、金属−半金属組成物
種々の金属−半金属系中の最も液体急冷したガラス状組
成物は約４２５°〜５５０℃の結晶化温度を示していた
。
成物は約４２５°〜５５０℃の結晶化温度を示していた
。
本発明によれば一般式ＲｒＭ８Ｘｔにより代表される組
成物は約８００゜〜９７５℃の範囲の結晶化温度をもつ
。
成物は約８００゜〜９７５℃の範囲の結晶化温度をもつ
。
式中Ｒは耐火金属Ｍｏ１Ｗ、Ｔａ、Ｎｂの少くとも一つ
であり、Ｍは金属Ｎｉ、Ｃｒ１Ｆｅ１Ｖ、ＡＩ、Ｃ。
であり、Ｍは金属Ｎｉ、Ｃｒ１Ｆｅ１Ｖ、ＡＩ、Ｃ。
の少（も一つであり、Ｘは半金属Ｐ、Ｂ、Ｃ。
Ｓｉの少くも一つである。
上記のすべての金属の純度は正常な商業的実施で見出さ
れるものである。
れるものである。
Ｍｏ基礎の組成物に対しては非晶質合金は少（とも約２
５原子％のＮｉ５Ｃｒ、Ｆｅ、Ｖ又はＡＩを含む系にお
いて見出される。
５原子％のＮｉ５Ｃｒ、Ｆｅ、Ｖ又はＡＩを含む系にお
いて見出される。
代表的な組成は原子％でＭｏ５２ＣｒｌＯＦｅｌＯＮｉ
３Ｐ１２Ｂ８及びＭｏ４０Ｃｒ２５Ｆｅ１５Ｂ８Ｃ７Ｓ
ｉ５である。
３Ｐ１２Ｂ８及びＭｏ４０Ｃｒ２５Ｆｅ１５Ｂ８Ｃ７Ｓ
ｉ５である。
この様な非晶質合金、即ちガラスは示差熱解析（ＤＴＡ
）検査で明かにされる様に高い熱安定性を保持する。
）検査で明かにされる様に高い熱安定性を保持する。
最高結晶化に対する温度Ｔｃはガラス試料をゆるやかに
加熱して特殊な温度（結晶化温度）で過剰の熱が発生す
るか否か或は特殊な温度範囲（ガラス転移温度）を越え
ると過剰の熱が吸収されるか否かに注目することにより
ＤＴＡから正確に決定することができる。
加熱して特殊な温度（結晶化温度）で過剰の熱が発生す
るか否か或は特殊な温度範囲（ガラス転移温度）を越え
ると過剰の熱が吸収されるか否かに注目することにより
ＤＴＡから正確に決定することができる。
一般的にいって、あまりよく限定されないガラス転移温
度は最低の即ち第１の結晶化最高点Ｔｅｌより約５０°
以内下にあると考えられ、そして慣用の様にそれ以上の
温度では粘度が約１０１３〜１０１４ポイズの範囲にな
る温度範囲を包括する。
度は最低の即ち第１の結晶化最高点Ｔｅｌより約５０°
以内下にあると考えられ、そして慣用の様にそれ以上の
温度では粘度が約１０１３〜１０１４ポイズの範囲にな
る温度範囲を包括する。
約２５〜３２原子％のＮｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ａｌ（１種で
も合同でも）に加え約１２原子％のＰ、約８原子％のＢ
をもつ種々のＭＯ基礎のガラスは約８００°〜９００℃
の範囲で結晶化する。
も合同でも）に加え約１２原子％のＰ、約８原子％のＢ
をもつ種々のＭＯ基礎のガラスは約８００°〜９００℃
の範囲で結晶化する。
ＰをＣで或はＳｉを８原子％までのＣで置換えるとＴ。
は約４０°〜５０℃だけ上昇する。Ｍｏを部分的にＷで
置換することにより更に熱的安定が達成される。
置換することにより更に熱的安定が達成される。
約８〜２０原子％のＷを含む合金は約９００〜９５０℃
の範囲の結晶化温度をもつ。
の範囲の結晶化温度をもつ。
高いＴｇガラス形成組成物がＷ基礎の合金にも在る。
代表的にはこれらの合金は約１５〜２５原子％のＭＯ，
約２５原子％のＦｅ１Ｎｉ及びＣｒ１並びに約２０原子
％のＰ、Ｂ、Ｃ及びＳｉを含有する。
約２５原子％のＦｅ１Ｎｉ及びＣｒ１並びに約２０原子
％のＰ、Ｂ、Ｃ及びＳｉを含有する。
これらの合金ガラスは著しく安定で９５０°を越える温
度で結晶化する。
度で結晶化する。
例えば一つのガラス組成物
Ｗ４ｏＭｏ１５Ｃｒ１５Ｆｅ５Ｎｔ５Ｐ６Ｂ６Ｃ５Ｓｉ
１３はＤＴＡの追跡で２個の結晶化頂点９６０°及び９
８０℃を示す。
１３はＤＴＡの追跡で２個の結晶化頂点９６０°及び９
８０℃を示す。
然しＭｏ含量が４０原子％まで増加するにつれてそれは
益々ガラスを形成するのに困難になる。
益々ガラスを形成するのに困難になる。
ガラスは溶融物を約１０５〜ｂ
合で冷却することによって形成される。
平板急冷の箔や急冷連結リボン、針金等を造るためには
当技術で周知の様に種々の方法が利用できる９前記の様
な高いＴｇ性質を示すガラスはまた高！結晶性または部
分的結晶性試料ニ比べ高い延性と高い耐蝕性を示す。
当技術で周知の様に種々の方法が利用できる９前記の様
な高いＴｇ性質を示すガラスはまた高！結晶性または部
分的結晶性試料ニ比べ高い延性と高い耐蝕性を示す。
その上これらの非晶質合金はかなり高い硬度値をもつ。
代表的にいえばＭｏ−及びＷ−基礎のガラスについての
硬度は約１０００〜１４００ＤＰＨの範囲である。
硬度は約１０００〜１４００ＤＰＨの範囲である。
これは実質的のＦｅまたはＦｅ−Ｎｉを含むが耐火性金
属は何ら実質的な量を含まない金属−半金属組成の非晶
質合金に匹敵するものである。
属は何ら実質的な量を含まない金属−半金属組成の非晶
質合金に匹敵するものである。
これら後者の合金に対しては硬度は通常的６００〜７５
０ＤＰＨである。
０ＤＰＨである。
第１図に示したのはＲ−Ｍ−Ｘ系の三元組成図であり、
ここにＲはＭｏ１Ｗ、Ｔａ及び／又はＭｂ、ＭはＮｉ１
Ｃｒ、Ｆｅ１Ｖ、ＡＩ及び／又はＣｏ、ＸはＰ、、Ｂ、
Ｃ及び／又はＳｉである。
ここにＲはＭｏ１Ｗ、Ｔａ及び／又はＭｂ、ＭはＮｉ１
Ｃｒ、Ｆｅ１Ｖ、ＡＩ及び／又はＣｏ、ＸはＰ、、Ｂ、
Ｃ及び／又はＳｉである。
ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ａで示した多角形区域はガラ
ス形成区域を包囲しそれはまた高Ｔｇ及び高硬度をもつ
組成を包含する。
ス形成区域を包囲しそれはまた高Ｔｇ及び高硬度をもつ
組成を包含する。
この組成範囲の外側は実質程度の難定形性を得ないか又
は有利な性質が許容できない程に減少するかである。
は有利な性質が許容できない程に減少するかである。
この多角形区域の組成境界は次の如く記載される、即ち
ｒは約４０〜６０原子％の範囲にあり、Ｓは約２０〜４
０原子％０范囲にあり、ｔは約１５〜２５原子％の範囲
にある。
ｒは約４０〜６０原子％の範囲にあり、Ｓは約２０〜４
０原子％０范囲にあり、ｔは約１５〜２５原子％の範囲
にある。
Ｔｇ及び硬度の最高値＆場ｇ−ｈで表わされる組成で形
成され、即ちそこではｒは約４５〜５５原子％、Ｓは約
２５〜３５原子％、ｔは約１８〜２２原子％（もつと特
定的にはｔは約２０原子％）の範囲にある。
成され、即ちそこではｒは約４５〜５５原子％、Ｓは約
２５〜３５原子％、ｔは約１８〜２２原子％（もつと特
定的にはｔは約２０原子％）の範囲にある。
従って後者の組成範囲が好適なものである。
最大の利益はＲがＭｏ及び／又はＷでＭがＮｉ。
Ｆｅ及び／又はＣｒである組成に対し得られる。
処施例
八、金属−半金属組成物
高温度反応性合金の溶融および液体急冷用の空気電弧−
平板装置を使った。
平板装置を使った。
この装置は従来の電弧溶融ボタン式炉を不活性雰囲気下
での合金の「坏ンマーと金敷」型平板急冷ができるよう
に改造したものであるが、これは４インチの拡散ポンプ
系に連結した不銹鋼基を包含する。
での合金の「坏ンマーと金敷」型平板急冷ができるよう
に改造したものであるが、これは４インチの拡散ポンプ
系に連結した不銹鋼基を包含する。
急冷は、その室の床上に平面状の水冷された銅製炉床と
溶融合金上に構えた空気駆動の銅塊製ハンマーとを備え
ることにより遂行される。
溶融合金上に構えた空気駆動の銅塊製ハンマーとを備え
ることにより遂行される。
慣用の様に電弧溶融は室の頂部を貫通して挿入されたタ
ングステンの先端を備えた銅製軸を負にバイアスしかつ
室の底を正にバイアスすることにより完遂される。
ングステンの先端を備えた銅製軸を負にバイアスしかつ
室の底を正にバイアスすることにより完遂される。
Ｐな含有する合金は粉成分を焼結し次いで電弧溶融して
均一化することにより造られた。
均一化することにより造られた。
すべての他の合金は成分元素の反復電弧溶融により直接
造られた。
造られた。
唯一個の合金ボタン（約２００ｍｇ）が再溶融されそれ
から溶融池の直上に置かれたハンマーで厚さ約０．００
４インチの箔に「衝撃−急冷」された。
から溶融池の直上に置かれたハンマーで厚さ約０．００
４インチの箔に「衝撃−急冷」された。
この方法で得られた冷却速度は約１０５〜ｂ
箔はＸ線廻折とＤＴＡで無定彩度が試験された。
ハンマーの直下の衝撃急冷された箔は固化後可塑性変形
を受けているかも知れない。
を受けているかも知れない。
然しｌンマーからはみ出した溶融物から形成された一部
の箔は変形されてなく従って硬度その他関連試験のため
に適した。
の箔は変形されてなく従って硬度その他関連試験のため
に適した。
硬度は対向面間に１３６°の角度を含む底面正方形の角
錐形のダイヤモンドよりなるビッカース形圧子を使って
ダイヤモンド角錐法によって測定した。
錐形のダイヤモンドよりなるビッカース形圧子を使って
ダイヤモンド角錐法によって測定した。
種々の金属−半金属組成物についての結晶化温度および
硬度値を第１表に示す。
硬度値を第１表に示す。
第１図は金属−半金属系Ｒ−Ｍ−Ｘの原子％で表わした
三元組成図で、ここにＲは元素Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｔｂの
１またはそれ以上、Ｍは元素Ｎｉ１ＣｒｓＦｅｓＶｓＡ
ｌ、Ｃｏの１またはそれ以上、Ｘは元素Ｐ、Ｂ、Ｃ，Ｓ
ｉの１またはそれ以上である。
三元組成図で、ここにＲは元素Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｔｂの
１またはそれ以上、Ｍは元素Ｎｉ１ＣｒｓＦｅｓＶｓＡ
ｌ、Ｃｏの１またはそれ以上、Ｘは元素Ｐ、Ｂ、Ｃ，Ｓ
ｉの１またはそれ以上である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １式 ％式％ （ただし、Ｒは、モリブデン、タングステンおよびニオ
ブからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素であり
、Ｍはニッケル、クロム、鉄、およびアルミニウムから
なる群より選ばれる少な（とも１つの元素であり、Ｘは
燐、はう素、炭素およびけい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、ｒは４０〜６０原子％で
あり、Ｓは２０〜４０原子％であり、ｔは１５〜２５原
子％であり、ｒとＳとｔの合計は１００である。 ）で表わされる組成を有し、かつ８００℃〜９７５℃の
範囲内の結晶化温度と１０００〜１４００ＤＰＨ（ダイ
ヤモンド角錐硬度）の範囲内の硬度を有することを特徴
とする、少なくとも５０％が非晶質であり、高い結晶化
温度および高い硬度を有する非晶質金属合金。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US49545874A | 1974-08-07 | 1974-08-07 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5120011A JPS5120011A (ja) | 1976-02-17 |
| JPS5811500B2 true JPS5811500B2 (ja) | 1983-03-03 |
Family
ID=23968714
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7714675A Expired JPS5811500B2 (ja) | 1974-08-07 | 1975-06-24 | 高い結晶化温度と高い硬度値をもつ非晶質金属合金 |
| JP19070082A Expired JPS6028899B2 (ja) | 1974-08-07 | 1982-10-29 | 高い結晶化温度および高い硬度を有する非晶質金属合金 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19070082A Expired JPS6028899B2 (ja) | 1974-08-07 | 1982-10-29 | 高い結晶化温度および高い硬度を有する非晶質金属合金 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (2) | JPS5811500B2 (ja) |
| CA (1) | CA1048815A (ja) |
| DE (1) | DE2534379C2 (ja) |
| FR (1) | FR2281434A1 (ja) |
| GB (1) | GB1476589A (ja) |
| IT (1) | IT1046075B (ja) |
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| WO1991014013A1 (fr) * | 1990-03-15 | 1991-09-19 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Alliage d'aluminium et de chrome et production de cet alliage |
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