JPS601371B2 - 非晶質合金の製造方法 - Google Patents
非晶質合金の製造方法Info
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- JPS601371B2 JPS601371B2 JP49082740A JP8274074A JPS601371B2 JP S601371 B2 JPS601371 B2 JP S601371B2 JP 49082740 A JP49082740 A JP 49082740A JP 8274074 A JP8274074 A JP 8274074A JP S601371 B2 JPS601371 B2 JP S601371B2
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- Japan
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- alloy
- iron
- amorphous
- boron
- melting point
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Description
【発明の詳細な説明】
最近繊維強化あるいは積層複合材料が進歩しつ）あり、
その素材としての金属繊維及び箔については高品質化と
安価な提供が強く要望されている。
その素材としての金属繊維及び箔については高品質化と
安価な提供が強く要望されている。
金属は一般に強度、鞠性などの面ですぐれた材料である
が、繊維または箔状にすることは多くの工程を必要とし
多額の製造費用を要する。
が、繊維または箔状にすることは多くの工程を必要とし
多額の製造費用を要する。
たとえば金属ひげ結晶は高い強度を有する理想的な繊維
材料であるが、溶液からの析出、還元、蒸気の凝集など
化学反応や相変化によって作られるために高価であり、
また量産も困難である。また金属細線たとえばピアノ線
は袷間伸線と中間鱗鎚をくりかえす工程をとるため価格
は極めて高い。金属箔についても同様である。そこで溶
融金属から直接金属繊維や金属箔を作る手法がこれらの
安価な製造手段として研究されてきた。
材料であるが、溶液からの析出、還元、蒸気の凝集など
化学反応や相変化によって作られるために高価であり、
また量産も困難である。また金属細線たとえばピアノ線
は袷間伸線と中間鱗鎚をくりかえす工程をとるため価格
は極めて高い。金属箔についても同様である。そこで溶
融金属から直接金属繊維や金属箔を作る手法がこれらの
安価な製造手段として研究されてきた。
しかし従来の手法によって製造された金属繊維や箔は強
度及び延靭性の点で極めて不十分であった。ところが最
近にいたり、鉄またはニッケルに十数％のリンと数％の
炭素あるいはさらに数％のクロムを含有させた合金を溶
融状態から熱伝導のよい金属導体上に吹きつけて急冷凝
固させ、非晶質化することによって強度、延靭‘性とも
にすぐれた材料が得られることが見出された。しかしな
がらこのような非晶質状態を得ることは成分系、及び冷
却条件に多分に依存し、従来発表されている成分系は経
験的に上記の範囲に限られていた。そこで本発明者らは
非晶質状態を得るための成分系及び製造条件について広
範囲な研究を行った結果、法則的な条件範囲を見出した
。
度及び延靭性の点で極めて不十分であった。ところが最
近にいたり、鉄またはニッケルに十数％のリンと数％の
炭素あるいはさらに数％のクロムを含有させた合金を溶
融状態から熱伝導のよい金属導体上に吹きつけて急冷凝
固させ、非晶質化することによって強度、延靭‘性とも
にすぐれた材料が得られることが見出された。しかしな
がらこのような非晶質状態を得ることは成分系、及び冷
却条件に多分に依存し、従来発表されている成分系は経
験的に上記の範囲に限られていた。そこで本発明者らは
非晶質状態を得るための成分系及び製造条件について広
範囲な研究を行った結果、法則的な条件範囲を見出した
。
すなわち本発明者はさきに基本成分系としてベースを鉄
、コバルト、ニッケルの周期律表第８族遷移元素のいず
れかあるいはこれらの混合成分とし、これに半金属元素
の１種または２種以上を添加することが有効であること
を見出したが、さらに注意深い研究の結果半金属元素と
周期律表上で隣接している窒素、アルミニウムも非晶賞
状態をつくる上で半金属元素と類似の効果を持つことを
明らかにしたものである。本発明者らはこれらの元素の
添加量は合金全体の融点がその合金を構成する第８族元
素のうち特に鉄と、添加された窒素、アルミニウム半金
属元素のいずれかとの二元合金の共晶温度のうち、もっ
とも高い温度からプラス１５０午０以内、のぞましくは
プラス１００ｏ０以内になるようにすることが有効なこ
とを見出した。さらに冷却条件についてみれば合金を溶
融状態から毎秒１び℃以上の速さで急冷することが必要
なことを見出した。このようにして得られた非晶質構造
を持つ金属繊維または箔は、従来の結晶質の凝固ま）金
属繊維あるいは箔とくらべて格段にすぐれた強度と延籾
性を有する。
、コバルト、ニッケルの周期律表第８族遷移元素のいず
れかあるいはこれらの混合成分とし、これに半金属元素
の１種または２種以上を添加することが有効であること
を見出したが、さらに注意深い研究の結果半金属元素と
周期律表上で隣接している窒素、アルミニウムも非晶賞
状態をつくる上で半金属元素と類似の効果を持つことを
明らかにしたものである。本発明者らはこれらの元素の
添加量は合金全体の融点がその合金を構成する第８族元
素のうち特に鉄と、添加された窒素、アルミニウム半金
属元素のいずれかとの二元合金の共晶温度のうち、もっ
とも高い温度からプラス１５０午０以内、のぞましくは
プラス１００ｏ０以内になるようにすることが有効なこ
とを見出した。さらに冷却条件についてみれば合金を溶
融状態から毎秒１び℃以上の速さで急冷することが必要
なことを見出した。このようにして得られた非晶質構造
を持つ金属繊維または箔は、従来の結晶質の凝固ま）金
属繊維あるいは箔とくらべて格段にすぐれた強度と延籾
性を有する。
なおこ）で非晶質構造とは通常のＸ線回折では金属結晶
に特有な回折線が認められない状態をいう。
に特有な回折線が認められない状態をいう。
また半金属元素とはほう素、炭素、けし、素、りん、を
指す。本発明において第８族遷移元素としては鉄〜 コ
バルト、ニッケルの３元素を対象としたが他の第８族元
素も同様の効果を持ち得るであろうことは容易に考えら
れる。また成分として不可避不純物がふくまれてし、て
も差支えないことはいうまでもない。上記の成分の組合
せが非晶質金属合金をつくり易い理論的根拠は現在明ら
かではない。
指す。本発明において第８族遷移元素としては鉄〜 コ
バルト、ニッケルの３元素を対象としたが他の第８族元
素も同様の効果を持ち得るであろうことは容易に考えら
れる。また成分として不可避不純物がふくまれてし、て
も差支えないことはいうまでもない。上記の成分の組合
せが非晶質金属合金をつくり易い理論的根拠は現在明ら
かではない。
本発明は非晶質構造形成傾向と添加元素の種類及び冷却
速度との関係を系統的に実験した結果得られたものであ
る。すなわち本発明者らの研究によって添加元素の種類
について周期律表上の規則性が明らかになった。本発明
の要点の一つは第８族遷移元素と半金属元素に隣接する
元素と半金属元素とを粗合せることにある。従来鉄、ニ
ッケルあるいはパラジウムをベースとした非晶質金属が
発表されているが、本発明者はベースになる鉄を他元素
でおきかえる一連の研究の結果、ニッケルのみならずコ
バルトで置換しても非晶質金属が得られるが、第８族か
らはずれたマンガン、銅による置換は非晶質になりにく
いことを見出したものである。一方、これらのベース成
分と組合される元素としては、従来りん十数％、炭素数
％の同時添加が知られていた。しかし本発明者らはこれ
らについても広範囲な研究を行ない、半金属元素のほか
に、周期律表上でこれに隣接する窒素、アルミニウムの
添加もまた広範囲に有効なことを見出したものである。
さらにこれらの添加量については従来の研究では鉄ある
いはニッケル以外の添加元素は、それらの総量が約２０
原子％に限られていて、成分設計上の規則的な指針は得
られていなかった。
速度との関係を系統的に実験した結果得られたものであ
る。すなわち本発明者らの研究によって添加元素の種類
について周期律表上の規則性が明らかになった。本発明
の要点の一つは第８族遷移元素と半金属元素に隣接する
元素と半金属元素とを粗合せることにある。従来鉄、ニ
ッケルあるいはパラジウムをベースとした非晶質金属が
発表されているが、本発明者はベースになる鉄を他元素
でおきかえる一連の研究の結果、ニッケルのみならずコ
バルトで置換しても非晶質金属が得られるが、第８族か
らはずれたマンガン、銅による置換は非晶質になりにく
いことを見出したものである。一方、これらのベース成
分と組合される元素としては、従来りん十数％、炭素数
％の同時添加が知られていた。しかし本発明者らはこれ
らについても広範囲な研究を行ない、半金属元素のほか
に、周期律表上でこれに隣接する窒素、アルミニウムの
添加もまた広範囲に有効なことを見出したものである。
さらにこれらの添加量については従来の研究では鉄ある
いはニッケル以外の添加元素は、それらの総量が約２０
原子％に限られていて、成分設計上の規則的な指針は得
られていなかった。
そこで本発明者らは広範囲な実験をつみ重ねた結果、合
金の融点が一つの基準となり、かつそれは第８族元素、
特に鉄と添加される窒素、アルミニウムあるいは前記の
ほう素、炭素、りん、および、マナし、素等の半金属元
素のいずれかとの二元合金の共晶温度との関係で定めら
れることを明らかにした。すなわち前に述べたように、
合金の融点をある程度以上低くすることが必要で、それ
は第８族元素特に鉄と、添加される窒素、アルミニウム
のいずれかあるいは前記の半金属元素のいずれかとの二
九合金の共晶温度のもっとも高いものよりプラス１５０
ｏｏ以下、のぞましくは１００００以下になるように成
分を調整することが有効であることを見出した。もちろ
んこのように合金成分を調整しても、冷却速度によって
は非晶質金属を得ることは不可能であって、溶融状態か
ら十分速く凝固、冷却することが必要である。
金の融点が一つの基準となり、かつそれは第８族元素、
特に鉄と添加される窒素、アルミニウムあるいは前記の
ほう素、炭素、りん、および、マナし、素等の半金属元
素のいずれかとの二元合金の共晶温度との関係で定めら
れることを明らかにした。すなわち前に述べたように、
合金の融点をある程度以上低くすることが必要で、それ
は第８族元素特に鉄と、添加される窒素、アルミニウム
のいずれかあるいは前記の半金属元素のいずれかとの二
九合金の共晶温度のもっとも高いものよりプラス１５０
ｏｏ以下、のぞましくは１００００以下になるように成
分を調整することが有効であることを見出した。もちろ
んこのように合金成分を調整しても、冷却速度によって
は非晶質金属を得ることは不可能であって、溶融状態か
ら十分速く凝固、冷却することが必要である。
急袷が必要な領域は第一には凝固時であるが、凝固後高
温状態に長く保持される時は原子拡散によって結晶化す
るので凝固後も十分な冷却速度をとることが必要である
。厳密には凝固時と凝固後とで必要な冷却速度が異なる
ことが考えられるが、実際に分離して制御することは困
難である。本発明者らは冷却速度を種々変えた実験と理
論的な予想から、結晶化を停止する約３０００Ｃまでを
１ぴ℃／秒以上の速さで冷却することが必要であること
を見出した。このようにして得られた非晶質合金は通常
の結晶質の急袷凝固合金と〈らべてすぐれた強度および
延靭性を備えていて、用途としてはワイヤーロープ「ス
チールコード、繊維強化複合材料素材、コンクリート強
化素材、フィルター、メッシュ・防震防音材などがある
。
温状態に長く保持される時は原子拡散によって結晶化す
るので凝固後も十分な冷却速度をとることが必要である
。厳密には凝固時と凝固後とで必要な冷却速度が異なる
ことが考えられるが、実際に分離して制御することは困
難である。本発明者らは冷却速度を種々変えた実験と理
論的な予想から、結晶化を停止する約３０００Ｃまでを
１ぴ℃／秒以上の速さで冷却することが必要であること
を見出した。このようにして得られた非晶質合金は通常
の結晶質の急袷凝固合金と〈らべてすぐれた強度および
延靭性を備えていて、用途としてはワイヤーロープ「ス
チールコード、繊維強化複合材料素材、コンクリート強
化素材、フィルター、メッシュ・防震防音材などがある
。
本発明は、非晶質合金を設計するに際して、従来の限定
された経験から脱した法則性を見出したものできわめて
有意義なものである。実施例 １ 鉄にりん１１原子％、炭素８原子％、アルミニウム５原
子％を添加した合金は１０９０こ○の融点を有している
。
された経験から脱した法則性を見出したものできわめて
有意義なものである。実施例 １ 鉄にりん１１原子％、炭素８原子％、アルミニウム５原
子％を添加した合金は１０９０こ○の融点を有している
。
鉄とりん、鉄と炭素、鉄とアルミニウムの２元系の共晶
温度のうち、もっとも高いものは鉄とアルミニウム系の
１１６５℃であって、上記合金の融点は共晶温度よりも
低い（第２図参照）。この合金をｌｘｌび℃／秒の速さ
で溶融状態から急冷すると非晶質状態が得られた。この
合金の硬度はＨｖ６６０で鉄とりん、炭素の３元系非晶
質合金よりも加工性にとんでいる。実施例 ２ 鉄にほう素１０原子％、けし、素８原子％、窒素０．１
原子％を添加した合金は１２２０ｏｏの融点を有してい
る。
温度のうち、もっとも高いものは鉄とアルミニウム系の
１１６５℃であって、上記合金の融点は共晶温度よりも
低い（第２図参照）。この合金をｌｘｌび℃／秒の速さ
で溶融状態から急冷すると非晶質状態が得られた。この
合金の硬度はＨｖ６６０で鉄とりん、炭素の３元系非晶
質合金よりも加工性にとんでいる。実施例 ２ 鉄にほう素１０原子％、けし、素８原子％、窒素０．１
原子％を添加した合金は１２２０ｏｏの融点を有してい
る。
鉄とほう素、鉄とげい素、鉄と窒素の各２元素共晶温度
のうちもっとも高いものは鉄とげし、素の１２００００
であって、本発明の上記合金の融点は、前記鉄とけし、
素の共晶温度よりも２０ｑ○高いだけである。この合金
を５×１び℃／秒の速さで溶融状態から急冷すると非晶
質繊維が得られた。この合金の硬度はＨｖ１２００で鉄
−ほう素一けし、素の３元合金より硬かった。実施例
３ 鉄にほう素１３原子％、けし、素４原子％、すず１原子
％を添加した合金は１１６０ｏ○の融点を有している。
のうちもっとも高いものは鉄とげし、素の１２００００
であって、本発明の上記合金の融点は、前記鉄とけし、
素の共晶温度よりも２０ｑ○高いだけである。この合金
を５×１び℃／秒の速さで溶融状態から急冷すると非晶
質繊維が得られた。この合金の硬度はＨｖ１２００で鉄
−ほう素一けし、素の３元合金より硬かった。実施例
３ 鉄にほう素１３原子％、けし、素４原子％、すず１原子
％を添加した合金は１１６０ｏ○の融点を有している。
鉄とほう素、鉄とげし、素、鉄とすずの各２元系共晶温
度のうち、もっとも高いものは鉄とげし、素の１２００
００であって本発明の上記合金の融点はこれより低い。
この合金を５×１『℃／秒の速さで熔融状態から急袷す
ると非晶質繊維が得られた。この合金の硬度はＨｖ１２
００で鉄−ほう素−けし、素の３元合金より硬かった。
実施例 ４鉄にほう素１虹扇子％、けし、素４原子％、
コバルト６原子％、窒素０．１原子％を添加した合金は
、１１７０℃の融点を有している。
度のうち、もっとも高いものは鉄とげし、素の１２００
００であって本発明の上記合金の融点はこれより低い。
この合金を５×１『℃／秒の速さで熔融状態から急袷す
ると非晶質繊維が得られた。この合金の硬度はＨｖ１２
００で鉄−ほう素−けし、素の３元合金より硬かった。
実施例 ４鉄にほう素１虹扇子％、けし、素４原子％、
コバルト６原子％、窒素０．１原子％を添加した合金は
、１１７０℃の融点を有している。
主成分である鉄とほう素、鉄とけし、素、鉄と窒素の各
二元系共晶温度のうち、もっとも高いのは鉄とげい素の
１２００ｏｏであって、本発明の合金はこれより低い。
この合金を５×１び℃／秒の速さで溶融状態から急冷す
ると非晶質繊維が得られた。この合金の硬度は、Ｈｖｌ
１５０で鉄−ほう素一けし、素の３元合金より硬く耐食
性もすぐれていた。実施例 ５ 実施例５の合金組成のうちコバルトに代えてニッケルを
同じく６原子％添加した合金は、同じく１１７０℃の融
点を有している。
二元系共晶温度のうち、もっとも高いのは鉄とげい素の
１２００ｏｏであって、本発明の合金はこれより低い。
この合金を５×１び℃／秒の速さで溶融状態から急冷す
ると非晶質繊維が得られた。この合金の硬度は、Ｈｖｌ
１５０で鉄−ほう素一けし、素の３元合金より硬く耐食
性もすぐれていた。実施例 ５ 実施例５の合金組成のうちコバルトに代えてニッケルを
同じく６原子％添加した合金は、同じく１１７０℃の融
点を有している。
この合金を５×１『℃／秒の速さで溶融状態から急冷す
ると非晶質繊維が得られた。この合金の硬度は、Ｈｖｌ
ｌｏｏで鉄一ほう素−けし、素の３元合金より硬く、耐
食性もすぐれていた。
ると非晶質繊維が得られた。この合金の硬度は、Ｈｖｌ
ｌｏｏで鉄一ほう素−けし、素の３元合金より硬く、耐
食性もすぐれていた。
第１図は本発明方法により製造した鉄−１１原子％Ｐ−
８原子％Ｃ−５原子％ＡＩ非晶質合金の×線回折写真で
非晶質状態を示す写真である。 第２図は鉄−アルミニウム２元合金の状態図である。鉄
−１１原子％Ｐ−８原子％Ｃ一５原子％山合金の融点１
０９０℃は、鉄とアルミニウムの２元系の共晶温度１１
６５ｏ０より１５０ｏｏ高い１３１５ｏｏ以下（斜線部
分）にあることを示す。３′図多Ｚ図
８原子％Ｃ−５原子％ＡＩ非晶質合金の×線回折写真で
非晶質状態を示す写真である。 第２図は鉄−アルミニウム２元合金の状態図である。鉄
−１１原子％Ｐ−８原子％Ｃ一５原子％山合金の融点１
０９０℃は、鉄とアルミニウムの２元系の共晶温度１１
６５ｏ０より１５０ｏｏ高い１３１５ｏｏ以下（斜線部
分）にあることを示す。３′図多Ｚ図
Claims (1)
- １ 鉄、コバルトおよびニツケルの一種または二種以上
に、窒素およびアルミニウムの一種または二種と、ほう
素、炭素、りん、けい素の二種以上を、その合金の融点
が、合金を構成する鉄、コバルト、ニツケルの一種また
は二種以上と、添加された上記元素のいずれかとの二元
系の共晶温度のうち、もつとも高い温度からプラス１５
０℃以内になるように含有させ、溶融状態から３００℃
までの温度範囲を１０＾５℃／秒以上の冷却速度で急冷
凝固させることを特徴とする非晶質合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP49082740A JPS601371B2 (ja) | 1974-07-20 | 1974-07-20 | 非晶質合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP49082740A JPS601371B2 (ja) | 1974-07-20 | 1974-07-20 | 非晶質合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5112306A JPS5112306A (en) | 1976-01-30 |
| JPS601371B2 true JPS601371B2 (ja) | 1985-01-14 |
Family
ID=13782801
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP49082740A Expired JPS601371B2 (ja) | 1974-07-20 | 1974-07-20 | 非晶質合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS601371B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4231816A (en) * | 1977-12-30 | 1980-11-04 | International Business Machines Corporation | Amorphous metallic and nitrogen containing alloy films |
-
1974
- 1974-07-20 JP JP49082740A patent/JPS601371B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5112306A (en) | 1976-01-30 |
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