JPS6234817B2 - - Google Patents

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JPS6234817B2
JPS6234817B2 JP58124100A JP12410083A JPS6234817B2 JP S6234817 B2 JPS6234817 B2 JP S6234817B2 JP 58124100 A JP58124100 A JP 58124100A JP 12410083 A JP12410083 A JP 12410083A JP S6234817 B2 JPS6234817 B2 JP S6234817B2
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JP
Japan
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alloy
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ultra
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producing
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JP58124100A
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JPS6017028A (ja
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Hiroshi Kimura
Takeshi Masumoto
Masayoshi Hasegawa
Koichi Mukasa
Teruhiro Makino
Tadashi Sasaki
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Original Assignee
ARUPUSU DENKI KK
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Publication of JPS6234817B2 publication Critical patent/JPS6234817B2/ja
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/20—Measures not previously mentioned for influencing the grain structure or texture; Selection of compositions therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0637—Accessories therefor
    • B22D11/064—Accessories therefor for supplying molten metal

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  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、超急冷合金マトリツクス中に、第２
相粒子を分散させ超急冷合金と第２相粒子それぞ
れの機能特性を相補した新規な複合材料である第
２相粒子分散型超急冷合金の製造方法に関する。
近年、金属材料に要求される機能、性能はより
厳格で多岐にわたるようになつてきている。この
要求に応える方法の１つとして材料の複合化が検
討されている。
複合材料として現在さかんに検討されているも
のに、第２相粒子と金属合金相の組合せによる粒
子分散複合材料がある。たとえば摺動材料として
のCu―Ｃ，Fe―BNなど、超硬合金としてのWC
―Co，WC―TiC―Coなどである。これらはいず
れも粉末治金法により作成されているため材料自
体多孔質になりやすく、材料形状にも大きな制約
がある。粉末治金法によれば第２相粒子の３次元
的均一分散が得られるが、その複合材料中に孔が
存在しがちであるという欠点がある。又このよう
な孔がほとんど存在しない溶製法においては、逆
に第２相粒子が溶融金属中に均一に分散せず多く
の場合表面に浮上し分離して、２層に分かれた材
料ができ、機械的応力に弱くなつてしまうこの欠
点を解決するため各種の方法などが検討されてい
るが、十分ではなかつた。従つて従来の製法によ
つて得られた複合材料は機械的応力に対してもろ
い欠点を有していた。
一方、近年、非晶質合金あるいは一部の結晶質
合金の薄帯を製作する方法として、液体急冷法が
盛んに研究されている。この方法によつて得られ
た超急冷合金は機械強度や磁気的に優れた性質を
示し、各方面での実用化が検討されている。とこ
ろで今後より広い分野での実用化を実現するため
には、前述したように材料に要求される機能、性
質はさらに多岐にわたるようになる。これらの要
求を満足する有効な方法として、超急冷合金薄帯
中に第２相粒子を分散して、機能、性質の複合化
を図ることが考えられる。
本発明はこのような点に鑑みなされたもので、
その目的とするところは、多岐にわたつて優れた
機能、性質を兼ね備える第２相粒子分散型超急冷
合金の製造方法を提供するにある。
この目的を達成するため、本発明は、非晶質、
結晶質、又はそれらの混合相からなる超急冷合金
マトリツクス中に、第２相粒子を少なくとも１種
３次元的に均一分散させてなる第２相粒子分散型
超急冷合金の製造方法において、前記超急冷合金
マトリツクスを構成する合金母材を加熱溶融した
のち、その合金母材が擬固する前に、不活性ガス
からなる噴射媒体とともに前記第２相粒子を前記
合金母材に対して噴射分散せしめ、その後冷却し
て第２相粒子を含有したインゴツトをつくり、こ
のインゴツトを第２相粒子が溶解しない程度に再
溶融したのち超急冷擬固させて、超急冷合金マト
リツクス中に第２相粒子を３次元的に均一に分散
させたことを特徴とするものである。
第１図および第２図は本発明に係る第２相粒子
分散型超急冷合金の製造方法を説明するための原
理説明図で、第１図はインゴツトを作る工程を説
明するための図、第２図はそのインゴツトを溶融
して超急冷合金のリボンを作る工程を説明するた
めの図である。
第１図において、超急冷合金マトリツクスを構
成する合金母材１は、高周波溶解炉２によつて溶
融され、それがインゴツトの鋳型３に注入され
る。一方、第２相粒子４はプラズマ溶射用給粉器
５により、鋳型３に注入される途中の溶融合金母
材１に対して強制的に噴射添加され、そのまま冷
却擬固されて第２相粒子４を均一に分散保持した
インゴツトが得られる。第２相粒子４の噴射分散
には、ボンベ６中に充填されているアルゴンガス
などの不活性ガスからなる噴射媒体が用いられ
る。
噴射分散時における合金母材１の変質を避ける
ためには、噴射媒体としてアルゴンなどの不活性
ガスが好ましい。第２相粒子４を供給する給粉器
としては、常に均一に第２相粒子４が供給できる
こと、噴射圧などの噴射条件が比較的簡単に調整
できること、ならびにノズルの耐熱性が優れてい
ることなどからプラズマ溶射用給粉器が好適であ
る。
超急冷法には、リボン状の合金を作成するため
の単ロール法、双ロール法ならびに遠心法などが
あり、またワイヤー状の合金を作成するための水
流中紡糸法、回転液中紡糸法ならびにガラス被覆
紡糸法などがある。これらの超急冷法は合金組成
の選択あるいは急冷速度などの急冷条件を制御す
ることにより、非晶質相、非平衡結晶質層などの
平衡状態図にない準安定物質、あるいは平衡結晶
質相などが得られる。
第２図は、双ロール法による超急冷合金の製造
工程を示している。下端に小孔を有する石英ガラ
ス製の耐熱管７中に、前述の第２相粒子を均一分
散させたインゴツト８が入れられ、管内がアルゴ
ンガスなどの不活性ガス９で十分に置換される。
耐熱管７の外周に高周波溶解炉１０が設置されて
おり、インゴツト８がこの溶解炉１０によつて第
２相粒子ば溶解しない程度に再溶融される。その
後ピストン１１を操作させて耐熱管７の下端ノズ
ル部を高速回転している２つのロール１２，１２
の接合部に可能な限り接近させ、耐熱管７内のガ
ス圧を急激に増加させる。再溶融したインゴツト
８は圧力上昇により、徐々にノズル部から一様な
連続噴流としてロール１２，１２の接合部に供給
される。ロール１２，１２は高速で回転している
とともに常に圧接されているから、噴出されると
瞬時に超急冷擬固されて、連続したリボン１３が
得られる。
第３図はこのリボン１３の拡大断面図で、非晶
質、結晶質、又はそれらの混合相からなる超急冷
合金マトリツクス１４中に、第２相粒子４が３次
元的に均一分散されている。リボン１３の厚さお
よび幅は、ロール１２の周速度ならびに圧接力、
溶融物の温度ならびに噴出速度などを可変するこ
とによつて調整できる。
第２図を用いて説明した双ロール法は、得られ
るリボン１３の厚さが均一で、表面粗さが小さ
く、しかも比較的厚手のものも容易に得られるな
どの利点を有している。一方、溶融合金母材を高
速回転している１つのロール周面に噴出し、超急
冷固化させて、第２相粒子分散型超急冷合金を得
る単ロール法では、比較的幅広で薄膜状のものが
得られ易いという利点を有している。
なお、前述の例ではノズル（小孔）を有する耐
熱管７を用いたが、耐熱管の下部の形状を扁平形
にして、スリツト状の噴出開口部を設けたもので
もよい。
本発明において合金母材としては、例えばコバ
ルトを主成分とするコバルト―鉄合金などのコバ
ルト系合金、鉄を主成分とする鉄―ケイ素―ホウ
素合金や鉄―モリブデン合金などの鉄系合金、ニ
ツケルを主成分とするニツケル―ケイ素―ホウ素
合金などのニツケル系合金、あるいは銅―ジルコ
ニウム合金、ジルコニウム―ニオブ合金などの各
種系の合金が用いられる。
本発明において第２相粒子としては、例えば
Ｃ，WC，TiC，NbCなどの炭素または炭化物、
NbN，TaNなどの窒化物、MgO，ZrO2，Y2O3，
WO3，ThO2，Al2O，Fe2O3，ZnO，SiO2などの
酸化物、BNなどのホウ化物、SiCなどのシリケイ
ト、Ti，Fe，Mo，Ｗなどの金属などが用いられ
る。
本発明者らは、超急冷合金マトリツクスを構成
する合金母材のインゴツトを作る際、あるいはそ
のインゴツトを液体急冷のために再溶融する際
に、噴射分散法を用いず第２相粒子を溶融状態の
合金母材中に添加し、しかるのち超急冷して合金
マトリツクス中に第２相粒子を３次元的に分散し
たものが、諸種の優れた特性を有することを見出
した。
ところがこの方法では、用いられる第２相粒子
の種類や分散し得る量に制限がある。特に第２相
粒子が金属酸化物の場合は、鉄、コバルトならび
にニツケルなどの金属溶融体に対する濡れ性が悪
く、極めて少量しか分散せず、又、表面層のみに
分散しがちで、３次元的に分散しない。従つて耐
摩耗性などの機械的性質やその他の性質の向上、
改善には限度がある。
この点本発明のように合金母材のインゴツトを
作る際、噴射分散法を用いて第２相粒子を溶融状
態の合金母材中に強制的に添加、分散せしめるこ
とにより、合金母材に対する濡れ性の悪い第２相
粒子でも３次元的に均一に分散され、材料の性
質、機能の向上に大きく関与する。
次に本発明の実施例について説明する。
実例例 １ （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.5（WC）0.5 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99（WC）1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）97（WC）3 （Co70.5Fe4.5Si15B10）95（WC）5 （Co70.5Fe4.5Si15B10）90（WC）10 なる第２相粒子分散型超急冷合金を双ロール法に
より作成した。上記の組成式中左（ ）中に超急
冷合金の組成を示し、それの各元素右下の数字は
原子％を示し、組成式中右（ ）中に第２相粒子
構成物を示す。両（ ）の右下の数字はそれぞれ
の体積％を表わしている。他の実施例もこれと同
じ表示方法を用いる。
次に具体的な作成手順について説明する。まず
所望の超急冷合金の組成を得るべく構成金属
Co，Fe，Si，ＢをCo420.9ｇ，Fe25.5ｇ，Si42.7
ｇ，B11.0ｇとなるようにそれぞれ秤量し、これ
らを真空高周波溶解炉２（第１図参照）で互に溶
融せしめて、溶融状態の合金母材１をつくる。こ
の合金母材１は、溶融後に鋳型３に注入される。
一方、平均粒径が１μｍのWC微粉末（第２相
粒子４が予めプラズマ溶射用給粉器５に充填され
ており、ボンベ６からの高圧アルゴンガスによつ
て、前記合金母材１の鋳型注入流に向けて噴射さ
れる。なお、WC微粉末の噴射量は、合金母材１
に対して前述の組成式に示される体積％になるよ
うに給粉器５によつて調整される。なお、鋳型３
に注入されるきの合金母材１の温度は、それの溶
融状態を保ち、しかも第２相粒子であるWC微粉
末は溶融しない温度、すなわち約1200℃になるよ
うに調整されている。溶融状態にある合金母材１
の鋳型注入流に向けて強制的に噴射されたWC微
粉末は、合金母材１中で塊とならず個々に微細化
した状態で分散され、しかも相互の粒子間隔が短
い、このように粗大化するとなく、微細化した状
態で分散されたWC微粉末は合金母材１中での浮
上速度が遅く、従つて合金母材１が鋳型３中で凝
固するときに偏析するようなことがなく、分散状
態が安定している。このようなことから、WC微
粉末が均一分散したCo―Fe―Si―Ｂ系合金から
なるインゴツト８を得る。
次にこのインゴツト８は第２図に示すように石
英ガラス製の耐熱管７の中に入れられ、管内をア
ルゴンガス９で十分置換し、その後高周波溶解炉
１０でインゴツト８を溶融する。このときもWC
微粉末が溶解しない程度、すなわち1200℃に保持
される。次にピストン１１を作動させて耐熱管７
の下端ノズル部を高速回転している２つのローラ
１２，１２の接合部に可能な限り接近させ、耐熱
管７内のアルゴンガス圧を急激に高め、徐々にノ
ズル部から一様な連続噴流としてロール１２，１
２の接合部に供給される。ロール１２，１２は高
速回転しているとともに常に圧接されており、噴
出されると瞬時に超急冷凝固されて幅４mm、厚さ
30μｍ、長さ５ｍのリボン１３を得た。
このリボンの表面ならびに厚さ方向の切断面を
走査型電子顕微鏡で観察したところ、WC微粉末
が超急冷合金マトリツクス中に短い粒子間隔で、
WC微粉末が互に集合して阻大化することなく
個々に微粒子のまま均一に分散しており、孔が全
く存在していない。このことからWC微粉末は合
金マトリツクス中において３次元的に均一に分散
していることが確認できた。またこの超急冷合金
マトリツクス合金は、Ｘ線回折により、非晶質で
あることを確認した。
この実施例１によつて得られた。
（Co70.5Fe4.5Si15B10）99（WC）1、の材料と、噴
射分散法を用いないで第２相粒子を超急冷合金マ
トリツクス合金に３次元的に分散せしめた同一組
成の材料とをそれぞれコア材として用いて、磁気
ヘツドを組立てる。これら各磁気ヘツドを試験温
度20℃、湿度50％の条件下で市販磁気テープによ
る走行試験を行ない、その結果を第４図に示す。
図中の直線Ａは本発明の実施例に係る材料を用い
たもの、直線Ｂは噴射分散法を適用しない材料を
用いたものの特性線で、この図から本発明の実施
例に係るものは耐摩耗性に優れていることが分か
る。
実施例 ２ （Ni78Si10B12）97（WC）3 （Ni78Si10B12）92（WC）8 （Ni78Si10B12）82（WC）18 なる第２相粒子分散型超急冷合金を単ロール法で
作成した。
次に具体的な作成手順について説明する。ま
ず、所望の超急冷合金の組成を得るべき構成金属
Ni，Si，ＢをNi459ｇ、Si28ｇ、B13ｇとなるよ
うにそれぞれ秤量し、これらを真空高周波溶解炉
２で溶融して合金母材１をつくり、しかるのち鋳
型３に注入される。
この合金母材１の注入流に対し、プラズマ溶射
用給粉器５から平均粒径１μｍのWC微粉末（第
２相粒子４）が高圧アルゴンガスとともに噴射さ
れ、その後冷却してWC微粉末を均一分散したNi
―Si―Ｂ系合金のインゴツト８をつくる。WC微
粉末を噴射分散せしめるときの前記組成からなる
合金母材１の温度が約1150℃になるように調整し
ておけば、添加されたWC微粉末は合金母材１中
に溶解せず、微粒子状のまま均一分散される。な
お、合金母材１に対するWC微粉末の添加量は、
前記組成式に応じて給粉器５で調整される。
１つのロールの真上に配置された石英ガラス製
の耐熱管に前記インゴツトが入れられ、管内はア
ルゴンガスによつて十分置換される。ついで耐熱
管の外周に設けられた真空高周波溶解炉によつて
約1150℃に加熱保持され、合金母材１のみが再溶
融される。しかるのち耐熱管内のアルゴンガス圧
が急激に高められ、耐熱管の下部に設けられたス
リツト状の開口からWC微粉末を含んだ溶融合金
母材１が、2000rpmで回転しているロール上に噴
出される。噴出されると瞬時に超急冷凝固されて
幅４mm、厚さ30μｍ、長さ５ｍのリボンを得た。
このリボンの表面ならびに厚さ方向の切断面を
走査型電子顕微鏡で観察したところ、前記第１実
施例と同様にWC微粉末が超急冷合金マトリツク
ス中に短い粒子間隔で、WC微粉末が互に集合し
て粗大化することなく個々に微粒子のまま均一に
分散しており、孔が全く存在していない。このこ
とからWC微粉末が合金マトリツクス中において
３次元的に均一に分散していることが確認でき
た。また、この超急冷合金マトリツクスは、Ｘ線
回折により、非晶質であることを確認した。この
新しい複合材料である第２相粒子分散型超急冷合
金は、次に示す優れた機械的性質を有する。すな
わち、WC体積率が増すにつれて降伏応力、ヤン
グ率は増大した。この２つの機械的性質は下記(1)
式、(2)式に示すような単純な複合則に従つた。
Ｅ＝Ｅn（１−Ｖf）＋ＥpＶf ……(1) σ＝σym｛１＋Ｖf（Ｅp／Ｅn−１）｝……(2) (1)，(2)式中Ｅ，Ｅn，Ｅpはそれぞれ複合材料、
超急冷合金マトリツクス、第２相粒子のヤング
率、σｙ，σymはそれぞれ複合材料、超急冷合
金マトリツクスの降伏応力、Ｖfは第２相粒子の
体積率である。
第５図は、WC体積率（Ｖf）が増すにつれて(1)
式に従つて複合材のヤング率（Ｅ）が増すことを
示した特性図である。この特性図はＥp（第２相
粒子のヤング率）が68.000Kg／mm2の場合のWC体
積率（Vf）の変化に対する複合材料のヤング率
（Ｅ）とＥ／Emの変化を示している。また引張
試験により本実施例合金の破断した面を観察する
と、２つの破断面上に各々が対応する位置にWC
粒子の破壊した部分が見られたことから、非晶質
超急冷合金マトリツクスとWC粒子界面におい
て、クラツクの発生、伝播が生じるのではなく、
マトリツクスが破断した後にWC粒子が最終荷重
支持域になつていることが確認できた。このこと
は非晶質超急冷合金マトリツクスとWC粒子界面
の強度が非常に大きいことを示している。
さらに好ましいことは、本実施例合金は強度と
あわせて高い靭性を兼ね備えていることである。
すなわち本実施例合金においては、WC体積率が
約20％まで完全密着曲げが可能であつた。
実施例 ３ （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.9（WO3）0.1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.7（WO3）0.3 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.5（WO3）0.5 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99（WO3）1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）97（WO3）3 なる第２相粒子分散型超急冷合金を前記第２実施
例とほぼ同様に単ロール法によつて作成した。
実施例 ４ （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.9（ZrO2）0.1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.7（ZrO2）0.3 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.5（ZrO2）0.5 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99（ZrO2）1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）97（ZrO2）3 なる第２相粒子分散型超急冷合金を前記第２実例
とほぼ同様に単ロール法によつて作成した。
実施例 ５ （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.9（Y2O3）0.1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.7（Y2O3）0.3 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99.5（Y2O3）0.5 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99（Y2O3）1 （Co70.5Fe4.5Si15B10）97（Y2O3）3 なる第２相粒子分散型超急冷合金を前記第２実施
例とほぼ同様に単ロール法によつて作成した。
実施例 ６ （Ni78Si10B12）90（ThO2）10 （Ni78Si10B12）80（ThO2）20 なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全
く同様の方法で作成した。ThO2粒子の平均粒径
は２μｍであつた。作成された第２相粒子分散型
超急冷合金は幅４mm、厚さ30μｍ、長さ５ｍであ
つた。走査型電子顕微鏡観察により、ThO2粒子
が超急冷合金マトリツクス中に３次元的に均一分
散し、孔もなく、又超急冷合金マトリツクスはＸ
線回析により非晶質相であることを確認した。本
実施例合金においても前記実施例と同様に非晶質
超急冷合金マトリツクスと第２相粒子のそれぞれ
の特性が有機的に複合され、すなわちそれぞれの
機械的性質が相補され、高強度、高靭性を兼ね備
えた複合材料が得られた。また本実施例合金にお
いても実施例２に示したのと同様に降伏応力、ヤ
ング率は単純な複合則に従うことが確認された。
実施例 ７ （Fe75Si10B15）95（TiC）5 （Fe75Si10B15）90（TiC）10 なる第２相粒子分散型超急冷合金を周知の回転液
中紡糸法によりワイヤー状に作成した。なお、イ
ンゴツトは前記第１実施例と同様の手順で作成
し、超急冷凝固時の冷媒液としては水を使用し、
回転ドラムの回転速度は1000rpm、アルゴンガス
噴出速度は回転ドラムの回転速度の約0.6〜0.9倍
であつた。TiC粒子の平均粒径は１μｍであつ
た。走査型電子顕微鏡観察により、TiC粒子が超
急冷合金マトリツクス中に３次元的に均一分散
し、孔もなく、超急冷合金マトリツクスはＸ線回
析により非晶質相であることを確認した。本実施
例合金の形状はワイヤー状であり直径150μｍ、
長さ4mであつた。本実施例合金においても前記
実施例と同様に良好な機械的性質が得られ、特に
降伏強度が大きく現有最高強度のピアノ線をはる
かにしのぐ500Kg／mm2が得られた。また降伏応
力、ヤング率は実施例２に示した単純な複合則に
従つた。
実施例 ８ （Ni78Si10B12）90（BN）10 （Ni78Si10B12）80（BN）20 なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全
く同様の方法で作成した。BN粒子の平均粒径は
１μｍであつた。作成された第２相粒子分散型超
急冷合金は幅約４mm、厚さ約30μｍ、長さ３ｍの
リボ状であつた。走査型電子顕微鏡観察により、
BN粒子が超急冷合金マトリツクス中に３次元的
に均一分散し、孔もなく、又超急冷合金マトリツ
クスはＸ線回析により非晶質相であることを確認
した。本実施例合金においても実施例２と同様に
非晶質超急冷合金マトリツクスと第２相粒子のそ
れぞれの特性が有機的に複合され、すなわちそれ
ぞれの機械的性質が相補され高強度、高靭性を兼
ね備えた複合材料が得られた。また本実施例合金
においても実施例２に示したのと同様に降伏応
力、ヤング率は単純な複合則に従うことが確認さ
れた。
実施例 ９ （Cu60Zr40）90（SiC）10 （Cu60Zr40）70（SiC）30 なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全
く同様の方法で作成した。なおSiC粒子の平均粒
径は３μｍであつた。作成された第２相粒子分散
型超急冷合金は、幅４mm、厚さ30μｍ、長さ３ｍ
のリボン状であつた。本実施例においても走査型
電子顕微鏡観察によりSiC粒子が均一に３次元的
に超急冷合金マトリツクス中に分散し、孔もな
く、又、超急冷合金マトリツクスはＸ線回析によ
り非晶質相であることを確認した。本実施例合金
の超急冷合金マトリツクスは実施例１〜４の場合
と異なり、半金属を含まないいわゆる金属―金属
系非晶質合金であり、この種のマトリツクスと粒
子との第２相粒子分散型超急冷合金も作成できる
ことがわかる。本実施例合金においても実施例２
と同様に従来のCu60Zr40非晶質合金よりも、降伏
応力、引張強さが向上した。
実施例 10 （Fe82B18）99（Fe）1 （Fe82B18）98（Fe）2 なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全
く同様の方法にて作成した。Fe粒子の平均粒径
は５μｍであつた。本実施例においも走査型電子
顕微鏡観察によりFe粒子は均一に３次元的に分
散していることを確認した。又、超急冷合金マト
リツクスは、インバー合金である。Fe―Ｂ基非
晶質合金としては高い飽和磁束密度をもちトラン
ス用の材料としての応用が期待されている。トラ
ンス材として要求される磁気特性は高い飽和磁
束密度、低い鉄損、高い透磁率、低い磁
歪、少ない磁気劣化などである。現在非晶質ト
ランス材料が珪素鋼板より有利である点は、上記
特性のうち及びを備えているからである。他
の点については今後の問題として残されている。
本実施例ではFe粒子を体積含有率で１％あた
り複合することにより、マトリツクス非晶質合金
よりも３％高い飽和磁束密度が得られた。
実施例 11 （Zr45Nb40Si15）80（NbN）20 なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全
く同様の方法で作成した。NbN粉末の平均粒径は
３μｍであつた。
本実施例合金の走査型電子顕微鏡による組成像
観察から、NbN粒子が超急冷合金マトリツクス中
に３次元的に均一に分散し、孔もなく、超急冷合
金マトリツクスはＸ線回析により非晶質相である
ことを確認した。
実施例 12 （Co70.5Fe4.5Si15B10）99（Ｃ）１ （Co70.5Fe4.5Si15B10）95（Ｃ）５ （Co70.5Fe4.5Si15B10）90（Ｃ）10 なる第２相粒子分散型超急冷合金を実施例２と全
く同様の方法で作成した。Ｃ粒子の平均粒径は１
μｍであつた。作成された第２相粒子分散型超急
冷合金は幅４mm、厚さ30μｍ、長さ４ｍのリボン
状であつた。このリボンの走査型顕微鏡観察によ
り、Ｃ粒子は超急冷合金マトリツクス中に３次元
的に均一分散し、また孔もなく緻密で、超急冷合
金マトリツクスはＸ線回析により非晶質であるこ
とを確認した。
次に結晶質超急冷合金と第２相粒子とからなる
第２相粒子分散型超急冷合金の例をあげる。
実施例 13 実施例２と同様の方法で非平衡オーステナイト
相であるFe89.4Mo9C1.6にNbC粒子を分散させた
第２相粒子分散型超急冷合金を作成した。すなわ
ち （Fe39.4Mo9C1.6）98（NbC）2 （Fe39.4Mo9C1.6）95（NbC）5 （Fe39.4Mo9C1.6）90（NbC）10 なる合金である。得られた合金の走査型顕微鏡に
よる組成像観察からNbC粒子は超急冷合金マトリ
ツクス中に３次元的に均一分散しており、孔もな
く、また超急冷合金マトリツクスは超微細結晶粒
の組織をもつ非平衡γ―オーステナイト単相であ
ることが確認された。この超急冷合金マトリツク
スを構成している非平衡γ―オーステナイト相は
結晶質合金であるため、非晶質合金よりも熱的安
定性が高く、結晶質合金としては高強度、高靭性
であるが非晶質合金より劣り、その強度は100〜
150Kg／mm2程度で非晶質合金の約半分である。本
実施例合金においてはNbC体積率を５％、あるい
は10％とした場合強度は200〜300Kg／mm2と高く鉄
基非晶質合金に匹適する。さらにマトリツクスと
してγ―オーステナイトをもつので非晶質金属よ
り高い熱安定性を有していた。
超急冷合金マトリツクス中に第２相粒子を分散
させる方法として、前記超急冷合金マトリツクス
を構成する溶融状態の合金母材に第２相粒子を添
加することも考えられる。この方法において第２
相粒子を合金中に均一分散させるためには、合金
母材の噴出口近傍で第２相粒子を噴射させること
になるが、これでは特にノズル部の構造が複雑に
なるという欠点を有している。
本発明は前述のような構成になつており、超急
冷合金を構成する合金母材のインゴツトを作成す
る段階で予め第２相粒子が添加されるから、第２
相粒子の添加が容易で、超急冷合金の製造装置が
複雑になるようなことはない。
また、第２相粒子は溶融後の合金母材に対して
強制的に噴射されるから、合金母材中では粒子が
互に集合して粗大化することなく個々に微細状態
で分散される。そのため合金母材中での浮上速度
が遅いから、偏析することがなく、分散状態が極
めて均一で、しかも粒子間隔が短い。このような
ことから、機械的強度などにおいて優れた性質を
有する第２相粒子分散型超急冷合金を提供するこ
とができる。
【図面の簡単な説明】
第１図および第２図は本発明の実施例に係る第
２相粒子分散型超急冷合金の製造方法を説明する
ための原理図、第３図は製造された第２相粒子分
散型超急冷合金リボンの拡大断面図、第４図は耐
摩耗性を示す特性図、第５図は本発明の実施例に
係る第２相粒子分散型超急冷合金のWC添加率に
対する複合材料のヤング率推移を示す特性図であ
る。 １……合金母材、４……第２相粒子、８……イ
ンゴツト、１３……リボン、１４……超急冷合金
マトリツクス。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 １ 非晶質、結晶質、又はそれらの混合相からな
    る超急冷合金マトリツクス中に、第２相粒子を少
    なくとも１種３次元的に均一に分散させてなる第
    ２相粒子分散型超急冷合金の製造方法において、
    前記超急冷合金マトリツクスを構成する合金母材
    を加熱溶融したのち、その合金母材が擬固する前
    に、不活性ガスからなる噴射媒体とともに前記第
    ２相粒子を前記合金母材に対して噴射分散せし
    め、その後冷却して第２相粒子を含有したインゴ
    ツトをつくり、このインゴツトを第２相粒子が溶
    解しない程度に再溶融したのち超急冷擬固させ
    て、超急冷合金マトリツクス中に第２相粒子を３
    次元的に均一に分散させたことを特徴とする第２
    相粒子分散型超急冷合金の製造方法。 ２ 前記超急冷合金マトリツクスがコバルトを主
    成分とするコバルト系非晶質合金であることを特
    徴とする特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子
    分散型超急冷合金の製造方法。 ３ 前記超急冷合金マトリツクスが鉄を主成分と
    する鉄系非晶質合金であることを特徴とする特許
    請求の範囲第１項記載の第２相粒子分散型超急冷
    合金の製造方法。 ４ 前記超急冷合金マトリツクスがニツケルを主
    成分とするニツケル系非晶質合金であることを特
    徴とする特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子
    分散型超急冷合金の製造方法。 ５ 前記第２相粒子が炭素または炭化物であるこ
    とを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の第２
    相粒子分散型超急冷合金の製造方法。 ６ 前記第２相粒子が炭化タングステンであるこ
    とを特徴とする特許請求の範囲第５項記載の第２
    相粒子分散型超急冷合金の製造方法。 ７ 前記第２相粒子が窒化物であることを特徴と
    する特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子分散
    型超急冷合金の製造方法。 ８ 前記第２相粒子が酸化物であることを特徴と
    する特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子分散
    型超急冷合金の製造方法。 ９ 前記第２相粒子がホウ化物であることを特徴
    とする特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子分
    散型超急冷合金の製造方法。 １０ 前記第２相粒子がシリケイトであることを
    特徴とする特許請求の範囲第１項記載の第２相粒
    子分散型超急冷合金の製造方法。 １１ 前記第２相粒子が金属であることを特徴と
    する特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子分散
    型超急冷合金の製造方法。 １２ 前記不活性ガスがアルゴンであることを特
    徴とする特許請求の範囲第１項記載の第２相粒子
    分散型超急冷合金の製造方法。 １３ 前記インゴツトの再溶融物が、高速回転し
    ている２つのロールの接合面に噴出されて超急冷
    凝固されることを特徴とする特許請求の範囲第１
    項記載の第２相粒子分散型超急冷合金の製造方
    法。 １４ 前記インゴツトの再溶融物が、高速回転し
    ている１つのロールの周面に噴出されて超急冷凝
    固されることを特徴とする特許請求の範囲第１項
    記載の第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法。
JP58124100A 1983-07-09 1983-07-09 第２相粒子分散型超急冷合金の製造方法 Granted JPS6017028A (ja)

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07300B2 (ja) * 1985-09-17 1995-01-11 三菱マテリアル株式会社 大径シリコン単結晶インゴット用スライス切断刃
JPH01191754A (ja) * 1988-01-25 1989-08-01 Takeshi Masumoto 窒化物粒子含有非晶質合金の製造法
DE19605398A1 (de) * 1996-02-14 1997-08-21 Wielage Bernhard Prof Dr Ing Herstellen von Verbundwerkstoffen durch Bandgießen bzw. Gießwalzen
DE102007033980B3 (de) * 2007-07-19 2008-09-25 Eads Deutschland Gmbh Verfahren zur Erfassung einer Werkstoffschädigung

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3479093A (en) * 1967-04-27 1969-11-18 Blackstone Corp Inoculation feeders
DE1758186A1 (de) * 1968-04-19 1971-01-14 Dr Heinrich Willter Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung dispersionsgeharteter Legierungen aus der Schmelze
JPS5947341A (ja) * 1982-09-08 1984-03-17 Alps Electric Co Ltd 耐摩耗性磁性材料
JPS5947352A (ja) * 1982-09-08 1984-03-17 Alps Electric Co Ltd 第２相粒子分散型超急冷合金

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