JPS5842256B2 - 非晶質合金 - Google Patents

非晶質合金

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JPS5842256B2
JPS5842256B2 JP54163656A JP16365679A JPS5842256B2 JP S5842256 B2 JPS5842256 B2 JP S5842256B2 JP 54163656 A JP54163656 A JP 54163656A JP 16365679 A JP16365679 A JP 16365679A JP S5842256 B2 JPS5842256 B2 JP S5842256B2
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Description

【発明の詳細な説明】 この発明は新規な非晶質合金に関する。
今迄にもわずかな種類であるが無定形すなわち非晶質ま
たはガラス質合金は製造されてきた。
非晶質状態を得るためには、適当な組成を持つ合金溶融
体を急速に冷やすか、あるいは沈着技術を使用しなげれ
ばならない。
蒸着法、スパッタ法、電着または化学（無電気）メッキ
法を適当に用いて非晶質金属を製造できる。
これら既知技術、すなわち溶融体の急冷法によりあるい
は沈着法により非晶質金属を製造する場合は得られる非
晶質金属の形状は非常に制限される。
例えば非晶質金属を溶融体から得るには、溶融体の急冷
は室温もしくはそれ以下に保ったＣｕまたはＡＩなどの
金属板の上に溶融合金を薄層に広げることにより一般に
行なわれてきた。
溶融合金を典型的には約０．０５１ｍｍ（０，００２イ
ンチ）の厚さに広げるが（これについての詳細はＲ１Ｐ
ｒｅｄｅｃｋｉ 、 Ａ、Ｗ、 Ｍｕｌｌｅｎｄｏ
ｒｅとＮ、Ｊ。
ＧｒａｎｔによりＴｒａｎｓ 、 ＡＩＭＥ ２３３
．１５８１（１９６５）に、Ｒ，Ｃ，ＲｕｈｌによりＭ
ａｔ。
Ｓｃｉ、＆Ｅｎｇ、１．３１３（１９６７）に論じられ
ている。
）、これにより約り０６℃／秒の冷却速度が得られる。
溶融液体を金属板の上に薄層に広げて急冷を行なう方法
としては多くのものが提案されてきた。
これらの方法の代表例としては次のものがある。
（１） Ｔｒａｎｓ、 ＡＩＭＥ ２２７．３６２
（１９６３）に記載されているＰ、 Ｄｕｗｅｚ と
ＲｏＨｏＷｉｌｌｅｎｓのガン（ｇｕｎ ）法。
この場合、ガス衝撃波により、銅などの金属板の上に溶
融金属を滴下させる。
（２） Ｐ、Ｐｉｅｔｒｏｋｏｗｓｋｙ によりＲ
ｅｖ、 Ｓｃｉ、 Ｉ ｎ５ｔｒ・３４．４４５（１９
６３）に記載されているピストン・アンビル法。
この場合、２枚の金属板を高速でつき合わせ、その隙間
を落下する溶融金属のしずくを平らに伸ばして急冷する
。
（３） Ｒ，Ｐｏｎｄ、 Ｊｒ、 とＲ，Ｍａｄｄ
ｉｎ によりＴｒａｎｓ、 Ｍｅｔ、 Ｓｏｃ 、Ａ
ＩＭＥ ２４５．２４７５（１９６９）に記載されて
いるキャスティング法。
この場合、溶融金属流を、急速に回転している中空シリ
ンダーの一端の開口部の内表面に衝突させる。
（４） Ｈ，Ｓ、 Ｃｈｅｎ とＣ，ＥｌＭｉｌ
ｌｅｒによりＲｅｙ。
Ｓ ｃｉ 、 Ｉｎｓｔｒｕｍ、 ４１．１２３７（１
９７０）に記載されている回転ロール法。
この場合、溶融金属を高速で回転している一対の金属ロ
ールの間に噴出させる。
急冷法またはメッキ法により最も簡単に非晶質状態にす
ることのできる合金は遷移金属と非金属すなわち半金属
との混合物である。
岡々の場合これら合金は大体８０原子％の遷移金属と２
０原子％の非金属からなる。
非晶質状態にできたと今迄報告されているこのタイプの
合金の実例はＰｄ８４５ｉｔａ、 Ｐｄ７９５ｉ２１
、Ｐｄ７７．５Ｃｕ６Ｓ ｉ１６．５ｖＣＯ８０Ｐ２０
． Ａｕ７６、ｇＧｅ １３．６５ Ｓｌ ｇ、４５、
Ｎ１８ｌ−４Ｐ１３．６、Ｆｅ８０Ｐ１３Ｃ７、Ｎｌ
１５ Ｐｔ ６０Ｐ２５、Ｎｉ４２．５Ｐｄ４２．５Ｐ
Ｉ５． Ｆ’ｅ７５ｐ１５ｃｌＯ。
Ｍｎ７５Ｐ１５Ｃ１０，Ｎｉ３０Ｓ２０そしてＮｉ７８
Ｂ２２（数字は原子％を示す。
）である。非晶質状態を達成する、すなわち結晶化を避
けるのに必要な冷却速度および一度得た非晶質状態の安
定性は合金の組成に左右される。
これらの合金の中には他の物より優れたガラス形成体で
あるものがあり、これら“より優れた”合金は比較的低
い冷却速度で非晶質状態を得ることができ（実際上比較
的簡単に得ることができる。
）、あるいは同一方法で溶融体を冷やしても比較的厚い
ものができる。
一般に、非晶質状態を得ることができる既知非晶質組成
物を中心として同様の有用性を持った組成物がわずかで
はあるが存在する。
しかしながら合金を冷却するという技術以外には、一定
の処理条件下で確実に種々多数の合金より非晶質状態が
得られ、それゆえその合金が“より優れた”ガラス形成
体であることを予想できる実用的指針は知られていない
。
非晶質状態と結晶質状態は広範囲の配列規則性の有無に
よりそれぞれ区別される。
したがって合金はこれら二つの状態のいずれをとるかに
よりその配列状態が異なる。
この配列の相違はＸ線回折パターンの相違として反映す
る。
それゆえＸ線回折法が結晶質物質を非晶質物質から区別
するのに最も多く使用されている。
非晶質物質を回折計で追跡すると回折強度がゆっくりと
変化するのが示され、これは多（の点において液体に似
ており、一方結晶質物質の場合は回折強度がはるかに急
速に変化する。
また、原子配置により決まる物理特性は結晶状態と非晶
質状態ではその相違が特に顕著である。
二つの状態では機械的特性は完全に異なっており、例え
ばＰｄ８０Ｓｉ２０の０．０５ｍｍ（０，００２インチ
）厚の非晶質ストリップは比較的高い延性を示しかつ強
靭であり、充分強く曲げた時でも塑性変形するだろうが
、一方、同一組成を持った同様な結晶質ストリップはも
ろくかつ弱（、同一の曲げに対し破砕するだろう。
更に、二つの状態の磁性および電気特性は異なる。
充分高温に加熱すれば結晶熱の発生と共に準安定状態の
非晶質体は結晶体に転化するだろう。
更に、溶融金属をガラス状態にまで冷却することと、結
晶状態にまで冷却することとは著しく異なるということ
は心に留めるべきである。
液体をガラス状態にまで冷却する時は、その液体は溶融
熱を連続的に発生しながらある範囲内の温度で連続的に
固化する。
対照的に、結晶化は熱力学的−次転移であり、したがっ
て溶融熱および特定の温度と関連づけられる。
この発明の一つの目的は、簡単に冷やされ非晶質状態に
なり、高度の安定性を持ち、かつ望ましい物理特性を有
する新規な非晶質合金を提供することである。
他の目的および利点は以下の記載および実施例より明ら
かになる。
この発明で興味ある新規組成物はＦｅおよびＮｉから主
として構成される。
いくつかの組成物すなわちＦｅ７５ＰＩ５Ｃ００、Ｆｅ
８０Ｐ１３Ｃ７、Ｆｅ８０ Ｐ １３ Ｂ７、Ｃ０７３
Ｐ１５Ｂ＋２．Ｆｅ７６ ＢＩ７Ｃ７およびＮｉ７５Ｐ
１ｓＢｉ。
はその溶融物から非晶質状態に冷却されたとこれまでに
も報告されている。
しかし、Ｎ１−ＢおよびＦｅ −Ｐ合金については非晶
質になるとの報告はこれまでなかった。
ここに、本発明者らは、合金Ｆｅ３５Ｎｉ４５Ｐ１５Ｂ
６および類似組成な持った合金、例えば Ｆ Ｃ４４Ｎｉ３５ ＰＩ３ Ｂ７ Ｃ１、Ｆ Ｃ４０
Ｎ１４０ ｐ１４ Ｂ６およびＦｅ５（、Ｎｉ５．）Ｐ
、６ Ｂ６が優れたガラス形成性合金であることを発見
した。
炭素は所望により５原子％以下添加される成分である。
したがって、本発明者らは、 式： （式中ｄ、ｅ１ｆおよびｇはそれぞれ１５〜５５．３０
〜７０．１０〜２０．１〜１０の原子百分率を表わす。
但しｆとｇの和は１５〜２５であり、原子百分率の和は
１００である。
）で示され、所望により５原子質分率までの炭素を加え
た非晶質合金によって熱安定性のさらにすぐれたガラス
形成性合金が得られることを見い出した。
前記組成範囲内にあって本発明に係る合金は通常の冷却
手段で容易に非晶質化が可能である。
上に開示した合金は公知のＦ ｅ −Ｎ ｉ −Ｃｏ
ベース合金で可能と思われていた以上に終始一貫して
かつ簡単に非晶質状態に冷却できる。
そのうえこれら合金はより安定であり、そして加熱に際
しガラス転移を熱的に明示（比熱が突然上昇する）する
が、一方公知のＦｅ −Ｎｉ −Ｃｏ ベース合金は
このようなことはない。
ガラス転移を熱的に明示する非晶質合金は、明示しない
非晶質合金より簡単に非晶質状態が得られることは普通
である。
この発明の範囲内の組成物は、前記引例に記載されてい
る装置、ポンド（ｐｏｎｄ）＆マシン（Ｍａｄｄｉｎ
）の、あるいはケン（Ｃｈｅｎ ） ＆ミラー （Ｍｉ
ｌｌｅｒ ）の装置、あるいは原理の似ている他の技術
を使ってリボンまたはストリップの形で得ることができ
る。
更に、この発明の溶融金属を例えばシートとして噴出す
る時は類似冷却技術により一層幅広いス） ＩＪツブま
たはシートを得ることができる。
更に、粒径が約０．０１〜０．２５ｍｍ（０，０００４
〜ｏ、ｏｉｏインチ）である、これら非晶質金属の粉末
は、その溶融合金をこのサイズの小滴にし、それからこ
れら小滴を液体（例えば水、冷却塩水、または液体窒素
）中で冷却することにより作ることができる。
以上論じた合金は高純度要素から作られる。
しかしながら、これら合金の利用においてはそれらが、
少量の他元素が溶解している。
安価な市販材料から作られることが予想される。
したがってこの発明で考慮されている合金は他元素をわ
ずかに含有してもよく、これら他元素は市販品のＦｅま
たはＮｉ合全中に、例えば原料金属の供給源の結果とし
てかその後の添加中の出来事によりよく発見される。
これら元素の実例はＭｏ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆ
およびＣｕである。
これら非晶質合金は非常に望ましい物理特性を持つ。
例えば、様々な選択された組成物の場合、優れた耐食性
およびユニークな磁性の他に冷却状態で高引張強さ、お
よび高弾性限度を達成できる。
また多くの組成物が非晶質状態で著しく延性であること
が発見されている。
例えばあるものはその厚さより小さい曲率半径をこえて
曲げることができ、ハサミで切ることができる。
またこれら延性サンプルの場合、約２４６ｋｇ／ｍ４（
３５００００ｐｓｉ）までの引張強さはその冷却状態で
得られた。
したがって高引張強さを得るためにしばしば結晶形物質
に与えられる熱処理はこの発明の非晶質金属合金の場合
は省かれる。
この発明は以下の特定実施例により更に詳細に記述され
る。
しかしながら、例えこれら実施例にこの発明の範囲内の
好ましい特定操作変数および割合が詳細に記述されてい
ても、それらは例示目的で与えられているのであり、こ
の発明がそれらに限定されることがないことは理解され
たい。
記載されている部は特記ない限り原子％である。
実施例 １−４ 成分Ｆｅ、Ｎｉ、Ｐ、ＣおよびＢを生成混合物が第１表
に示す組成となるように量った。
このＦｅ、 Ｎｉ 、 Ｐ、 ＢおよびＣを４５０’Ｃ
（７）、中が空の密閉溶融シリカ管中で１日焼固し、そ
れから真空中１０５０℃で溶融した。
この合金を真空中１１００℃で再溶融して最終合金を得
た。
これを底に約０．３０５朋（０，０１２インチ）直径の
穴を持つ溶融シリカ管に入れ、１１００℃で溶融した。
約０．５６ ｋｇ／ｃｒｒｉ （８ｐｓｉ ）のガス圧
を管にかげ、溶融金属を穴から押し出し、この溶融合金
流を室温に保った、回転している一対のロール中に向け
た。
これについてはＣｈｅｎとＭｉｌｌｅｒによりＲｅｖ。
Ｓｃｉ、Ｉｎｓｔｒｕｍ、４１．１２３７（１９７０）
に記載されている。
ロールは共に直径約５０．８ｍｍ（２インチ）であり、
１５０ ｏ ｒｐｍで回転していた。
この冷却金属はＸ線回折測定によると完全に非晶質であ
り、曲げに対し柔軟であった。
Ｆｅ −ｐ−ｃのみを含む合金、例えばＦｅ８０Ｐ１５
Ｃ５、Ｆｅ７７ＰＩ６ｃ７ およびＦｅ７７Ｐ１５Ｃ１
０を同様に冷却したらもろく、かつＸ線回折により調べ
たら部分的に結晶性だった。
更にこれらの非晶質合金はガラス転移の熱的明示、すな
わち比熱の急速な上昇を示したが非晶質Ｆｅ −Ｐ−Ｃ
合金は示さなかった。
実施例 ５ 実施例１で得られた非晶質合金 Ｆｅ４ＯＮｉ４０Ｐ１４Ｂ６のガラス遷移温度を測定し
たところ約３９１℃であった。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 １ 式： （式中ｄは１５〜５５原千百分率であり、ｅは３０〜７
    ０原子百分率であり、 ｆは１０〜２０原子百分率であり、 ｇは１〜１０原子百分率である。 但し、ｆとｇの和は１５〜２５原子百分率であり、式中
    の原子百分率の和は１００である。 ）で示される組成を有する熱安定性非晶質合金。 ２式： （式中ｄは１５〜５５原子百分率であり、ｅは３０〜７
    ０原子百分率であり、 ｆは１０〜２０原子百分率であり、 ｇは１〜１０原子百分率であり、 ｈは５原子百分率以下である。 但し、ｆとｇの和は１５〜２５原子百分率であり、式中
    の原子百分率の和は１００である。 ）で示される組成を有する熱安定性非晶質合金。
JP54163656A 1972-12-26 1979-12-18 非晶質合金 Expired JPS5842256B2 (ja)

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