JP2001049407A - 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金 - Google Patents
高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度・高耐蝕性のバルクアモルファス合金
を形成可能なＮｉ基アモルファス合金の開発。 【構成】 式：Ｎｉ80-w-x-yＮｂw Ｃｒx Ｍｏy Ｐ20-z
Ｂz ［ただし、式中のｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子比率であ
り、０．１≦ｗ≦１０，０≦ｘ≦２０，０≦ｙ≦１５，
４≦ｚ≦６］で示される組成を有する高強度・高耐蝕性
Ｎｉ基アモルファス合金。特に、０．１≦ｗ≦１０，４
≦ｘ≦１８，３≦ｙ≦１２，４≦ｚ≦６で示される組成
は、過冷却液体領域ΔＴｘが５０Ｋ以上であり、銅鋳型
鋳造などにより高強度・高耐蝕性Ｎｉ基バルクアモルフ
ァス合金が得られる。
を形成可能なＮｉ基アモルファス合金の開発。 【構成】 式：Ｎｉ80-w-x-yＮｂw Ｃｒx Ｍｏy Ｐ20-z
Ｂz ［ただし、式中のｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子比率であ
り、０．１≦ｗ≦１０，０≦ｘ≦２０，０≦ｙ≦１５，
４≦ｚ≦６］で示される組成を有する高強度・高耐蝕性
Ｎｉ基アモルファス合金。特に、０．１≦ｗ≦１０，４
≦ｘ≦１８，３≦ｙ≦１２，４≦ｚ≦６で示される組成
は、過冷却液体領域ΔＴｘが５０Ｋ以上であり、銅鋳型
鋳造などにより高強度・高耐蝕性Ｎｉ基バルクアモルフ
ァス合金が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度・高耐蝕性
および非晶質形成能に優れたＮｉ基アモルファス合金、
特に、Ｎｉ基バルクアモルファス合金に関するものであ
る。
および非晶質形成能に優れたＮｉ基アモルファス合金、
特に、Ｎｉ基バルクアモルファス合金に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】最近、結晶化に対する過冷却液体の優れ
た安定性によって、厚みが数ｍｍを上回るバルクアモル
ファス合金の形成を可能にすることが認識され、過冷却
液体領域の幅が広いアモルファス合金が非常に注目され
ている。５０Ｋを超える広い温度範囲の過冷却液体領域
が、Ｍｇ系、ランタニド（Ｌｎ）系、Ｚｒ系、Ｆｅ系、
Ｐｄ−Ｃｕ系、Ｃｏ系、またはＴｉ系合金など種々のア
モルファス合金で得られることが報告されている。
た安定性によって、厚みが数ｍｍを上回るバルクアモル
ファス合金の形成を可能にすることが認識され、過冷却
液体領域の幅が広いアモルファス合金が非常に注目され
ている。５０Ｋを超える広い温度範囲の過冷却液体領域
が、Ｍｇ系、ランタニド（Ｌｎ）系、Ｚｒ系、Ｆｅ系、
Ｐｄ−Ｃｕ系、Ｃｏ系、またはＴｉ系合金など種々のア
モルファス合金で得られることが報告されている。
【０００３】Ｌｎ系およびＭｇ系では直径が１０ｍｍま
で、Ｚｒ系では３０ｍｍまで、Ｐｄ−Ｃｕ系では７５ｍ
ｍまで、Ｆｅ系およびＴｉ系では６ｍｍまでのバルクア
モルファス合金が製造されている。重要なのは、これら
のバルクアモルファス合金は、下記の３つの経験則に従
う元素から構成されるということである。（１）４元素
以上からなる多元合金系、（２）主たる３元素相互の間
で約１２％を超える大きな原子寸法比、および（３）該
３元素の間の適切な負の混合熱。
で、Ｚｒ系では３０ｍｍまで、Ｐｄ−Ｃｕ系では７５ｍ
ｍまで、Ｆｅ系およびＴｉ系では６ｍｍまでのバルクア
モルファス合金が製造されている。重要なのは、これら
のバルクアモルファス合金は、下記の３つの経験則に従
う元素から構成されるということである。（１）４元素
以上からなる多元合金系、（２）主たる３元素相互の間
で約１２％を超える大きな原子寸法比、および（３）該
３元素の間の適切な負の混合熱。
【０００４】この経験則に従って、Ｆｅ系、Ｃｏ系、お
よびＴｉ系バルクアモルファス合金がここ５年の間に開
発されてきた。例えば、特開平１１−７１６０２号公報
には、ΔＴｘが６０Ｋ以上であり、式（Ｆｅ1-a-b Ｃｏ
a Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx Ｂ y Ｔz ［ただし、０≦ａ≦
０．２９，０≦ｂ≦０．４３，５原子％≦ｘ≦２０原子
％、１０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原
子％であり、Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔ
ｉ，Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素、Ｔは、
Ｃｒ，Ｗ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，Ｉｒ，Ｐｔ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｐのうちの１種又は２種以上の元
素である］で示される合金粉末を焼結して微細な凹凸部
を有する部品の製造方法が開示されている。しかし、過
冷却液体領域の温度幅が５０Ｋを超えるＮｉ基アモルフ
ァス合金の形成については何等報告されていない。
よびＴｉ系バルクアモルファス合金がここ５年の間に開
発されてきた。例えば、特開平１１−７１６０２号公報
には、ΔＴｘが６０Ｋ以上であり、式（Ｆｅ1-a-b Ｃｏ
a Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx Ｂ y Ｔz ［ただし、０≦ａ≦
０．２９，０≦ｂ≦０．４３，５原子％≦ｘ≦２０原子
％、１０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原
子％であり、Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔ
ｉ，Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素、Ｔは、
Ｃｒ，Ｗ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，Ｉｒ，Ｐｔ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｐのうちの１種又は２種以上の元
素である］で示される合金粉末を焼結して微細な凹凸部
を有する部品の製造方法が開示されている。しかし、過
冷却液体領域の温度幅が５０Ｋを超えるＮｉ基アモルフ
ァス合金の形成については何等報告されていない。
【０００５】ごく最近、上記の３つの経験則を満足する
新しい合金系の研究において、４９Ｋという比較的広い
過冷却液体領域が、Ｎｉ−Ｍ−Ｐ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，Ｎｂ）３元合金で得られることが見出された(A.Ino
ue,Metall.Mater.Trans.,A29,1779-1793,1998)。また、
本発明者らは、最近、３０Ｋ以上の過冷却液体領域と８
００Ｋ以上のガラス遷移温度を兼備した、アモルファス
相を体積百分率で５０％以上含む高強度・高耐蝕性Ｎｉ
基アモルファス合金を発明し、特許出願した（特願平１
１−１６３０４５号）。
新しい合金系の研究において、４９Ｋという比較的広い
過冷却液体領域が、Ｎｉ−Ｍ−Ｐ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，Ｎｂ）３元合金で得られることが見出された(A.Ino
ue,Metall.Mater.Trans.,A29,1779-1793,1998)。また、
本発明者らは、最近、３０Ｋ以上の過冷却液体領域と８
００Ｋ以上のガラス遷移温度を兼備した、アモルファス
相を体積百分率で５０％以上含む高強度・高耐蝕性Ｎｉ
基アモルファス合金を発明し、特許出願した（特願平１
１−１６３０４５号）。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｉ系アモルファス合
金は、他のアモルファス合金に比べて高い結晶化温度を
示すため、高耐熱性を有する新しいタイプのアモルファ
ス合金として高強度、高耐蝕性を要する構造材料、化学
材料等の分野への応用が期待されている。しかしなが
ら、Ｎｉ−半金属系アモルファス合金は、アモルファス
形成能が小さいために、得られるアモルファス合金形状
が薄帯状、フィラメント状、粉粒体状に限られており、
一般的な工業材料へ応用できる寸法を有しているとは言
えなかった。
金は、他のアモルファス合金に比べて高い結晶化温度を
示すため、高耐熱性を有する新しいタイプのアモルファ
ス合金として高強度、高耐蝕性を要する構造材料、化学
材料等の分野への応用が期待されている。しかしなが
ら、Ｎｉ−半金属系アモルファス合金は、アモルファス
形成能が小さいために、得られるアモルファス合金形状
が薄帯状、フィラメント状、粉粒体状に限られており、
一般的な工業材料へ応用できる寸法を有しているとは言
えなかった。
【０００７】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
Ｎｉ−Ｎｂ−Ｐ系合金組成をＮｉ−Ｎｂ−（Ｃｒ，Ｍ
ｏ）−Ｐ−Ｂ系へ変更することにより、原子寸法比をよ
り連続的に変化させ、かつ負の混合熱を増大させること
により３つの経験則の満足度を高めることを試みた。そ
の結果、Ｎｉ−Ｎｂ−Ｐ系にＢの添加によりアモルファ
ス合金が得られ、特に、Ｎｉ−Ｎｂ−Ｐ系にＣｒ，Ｍ
ｏ，およびＢの同時添加が過冷却液体領域を５０Ｋ以上
にし、過冷却液体領域の最大値は６４Ｋに達することを
見出し、本発明を完成するに至った。
Ｎｉ−Ｎｂ−Ｐ系合金組成をＮｉ−Ｎｂ−（Ｃｒ，Ｍ
ｏ）−Ｐ−Ｂ系へ変更することにより、原子寸法比をよ
り連続的に変化させ、かつ負の混合熱を増大させること
により３つの経験則の満足度を高めることを試みた。そ
の結果、Ｎｉ−Ｎｂ−Ｐ系にＢの添加によりアモルファ
ス合金が得られ、特に、Ｎｉ−Ｎｂ−Ｐ系にＣｒ，Ｍ
ｏ，およびＢの同時添加が過冷却液体領域を５０Ｋ以上
にし、過冷却液体領域の最大値は６４Ｋに達することを
見出し、本発明を完成するに至った。
【０００８】すなわち、本発明は、式：Ｎｉ80-w-x-yＮ
ｂw Ｃｒx Ｍｏy Ｐ20-zＢz ［ただし、式中のｗ，ｘ，
ｙ，ｚは原子比率であり、０．１≦ｗ≦１０，０≦ｘ≦
２０，０≦ｙ≦１５，４≦ｚ≦６］で示される組成を有
する高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金を提供す
るものである。また、本発明は、式：Ｎｉ80-w-x-yＮｂ
w Ｃｒx Ｍｏy Ｐ20-zＢz ［ただし、式中のｗ，ｘ，
ｙ，ｚは原子比率であり、０．１≦ｗ≦１０，４≦ｘ≦
１８，３≦ｙ≦１２，４≦ｚ≦６］で示される組成を有
する高強度・高耐蝕性Ｎｉ基バルクアモルファス合金を
提供するものである。ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ、より好
ましくは、３≦ｗ≦７，５≦ｘ≦１５，５≦ｙ≦１０で
ある。さらに、本発明は、特に、過冷却液体領域が５０
Ｋ以上であることを特徴とする上記の高強度・高耐蝕性
Ｎｉ基バルクアモルファス合金を提供するものである。
ｂw Ｃｒx Ｍｏy Ｐ20-zＢz ［ただし、式中のｗ，ｘ，
ｙ，ｚは原子比率であり、０．１≦ｗ≦１０，０≦ｘ≦
２０，０≦ｙ≦１５，４≦ｚ≦６］で示される組成を有
する高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金を提供す
るものである。また、本発明は、式：Ｎｉ80-w-x-yＮｂ
w Ｃｒx Ｍｏy Ｐ20-zＢz ［ただし、式中のｗ，ｘ，
ｙ，ｚは原子比率であり、０．１≦ｗ≦１０，４≦ｘ≦
１８，３≦ｙ≦１２，４≦ｚ≦６］で示される組成を有
する高強度・高耐蝕性Ｎｉ基バルクアモルファス合金を
提供するものである。ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ、より好
ましくは、３≦ｗ≦７，５≦ｘ≦１５，５≦ｙ≦１０で
ある。さらに、本発明は、特に、過冷却液体領域が５０
Ｋ以上であることを特徴とする上記の高強度・高耐蝕性
Ｎｉ基バルクアモルファス合金を提供するものである。
【０００９】なお、本明細書中の「過冷却液体領域」と
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度Ｔｇと結晶化温度Ｔｘ
の差ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）で定義される。「過冷却液
体領域」ΔＴｘの値は、加工性を示す数値である。
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度Ｔｇと結晶化温度Ｔｘ
の差ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）で定義される。「過冷却液
体領域」ΔＴｘの値は、加工性を示す数値である。
【００１０】図１は、Ｎｉ75-x-yＮｂ5 Ｃｒx Ｍｏy Ｐ
16Ｂ4 アモルファス合金のΔＴｘの組成依存性を示す。
この図は、下記の図２および図３に示されるＤＳＣ曲線
に基づき求めたものである。５０Ｋを超える大きなΔＴ
ｘが４〜１８原子％Ｃｒおよび３〜１２原子％Ｍｏの組
成範囲で得られる。より好ましい範囲は５〜１５原子％
Ｃｒおよび５〜１０原子％Ｍｏの組成範囲である。ま
た、ΔＴｘの値は、Ｐ／Ｂが４（１６％Ｐ／４％Ｂ）か
ら２．３（１４％Ｐ／６％Ｂ）の組成範囲ではほとんど
変わらない。
16Ｂ4 アモルファス合金のΔＴｘの組成依存性を示す。
この図は、下記の図２および図３に示されるＤＳＣ曲線
に基づき求めたものである。５０Ｋを超える大きなΔＴ
ｘが４〜１８原子％Ｃｒおよび３〜１２原子％Ｍｏの組
成範囲で得られる。より好ましい範囲は５〜１５原子％
Ｃｒおよび５〜１０原子％Ｍｏの組成範囲である。ま
た、ΔＴｘの値は、Ｐ／Ｂが４（１６％Ｐ／４％Ｂ）か
ら２．３（１４％Ｐ／６％Ｂ）の組成範囲ではほとんど
変わらない。
【００１１】メルトスピンしたＮｉ80-w-x-yＮｂw Ｃｒ
x Ｍｏy Ｐ20-zＢz ［ただし、０．１≦ｗ≦１０，０≦
ｘ≦２０，０≦ｙ≦１５，４≦ｚ≦６］合金は、全組成
範囲で結晶性を示さず、アモルファス相の形成を確認し
た。さらに、ΔＴｘが５０Ｋを超える上記の限定された
組成範囲では銅鋳型鋳造法によりバルクアモルファス合
金を容易に形成できることを確かめた。Ｎｂの０．１〜
１０原子％の添加はＮｉ合金のガラス形成能を感知でき
るほどは低下させない。この範囲外では、ガラス形成能
が乏しい。より好ましい、Ｎｂの含有量は３〜７原子％
である。
x Ｍｏy Ｐ20-zＢz ［ただし、０．１≦ｗ≦１０，０≦
ｘ≦２０，０≦ｙ≦１５，４≦ｚ≦６］合金は、全組成
範囲で結晶性を示さず、アモルファス相の形成を確認し
た。さらに、ΔＴｘが５０Ｋを超える上記の限定された
組成範囲では銅鋳型鋳造法によりバルクアモルファス合
金を容易に形成できることを確かめた。Ｎｂの０．１〜
１０原子％の添加はＮｉ合金のガラス形成能を感知でき
るほどは低下させない。この範囲外では、ガラス形成能
が乏しい。より好ましい、Ｎｂの含有量は３〜７原子％
である。
【００１２】図２は、式：Ｎｉ75-x-yＮｂ5 Ｃｒx Ｍｏ
y Ｐ20-zＢz において、Ｂの原子％ｚ＝４、Ｃｒの原子
％ｘ＝１５、すなわち、Ｎｉ60-yＮｂ5 Ｃｒ15Ｍｏy Ｐ
16Ｂ 4 の組成の合金をメルトスピンしたアモルファス合
金のＤＳＣ曲線を示す。Ｍｏの原子％ｙを０原子％、５
原子％、１０原子％とした各合金は、矢印で示す温度の
ガラス遷移、続いて過冷却液体領域、次いで結晶化を示
した。
y Ｐ20-zＢz において、Ｂの原子％ｚ＝４、Ｃｒの原子
％ｘ＝１５、すなわち、Ｎｉ60-yＮｂ5 Ｃｒ15Ｍｏy Ｐ
16Ｂ 4 の組成の合金をメルトスピンしたアモルファス合
金のＤＳＣ曲線を示す。Ｍｏの原子％ｙを０原子％、５
原子％、１０原子％とした各合金は、矢印で示す温度の
ガラス遷移、続いて過冷却液体領域、次いで結晶化を示
した。
【００１３】ＴｇとＴｘは、Ｍｏ含有量の増加に伴い、
７００Ｋから７４５Ｋおよび７４７Ｋから７８７Ｋの範
囲でそれぞれ増加する。しかしながら、ＴｇおよびＴｘ
の間の差によって規定される過冷却液体領域の温度間隔
は、Ｍｏが０原子％（ｙ＝０）では４５Ｋであり、Ｍｏ
が５原子％（ｙ＝５）で最大の５５Ｋを示し、次いで、
Ｍｏが１０原子％（ｙ＝１０）では４０Ｋに低下する。
Ｍｏが１５原子％（ｙ＝１５）では、明瞭な過冷却液体
領域は観察されない。
７００Ｋから７４５Ｋおよび７４７Ｋから７８７Ｋの範
囲でそれぞれ増加する。しかしながら、ＴｇおよびＴｘ
の間の差によって規定される過冷却液体領域の温度間隔
は、Ｍｏが０原子％（ｙ＝０）では４５Ｋであり、Ｍｏ
が５原子％（ｙ＝５）で最大の５５Ｋを示し、次いで、
Ｍｏが１０原子％（ｙ＝１０）では４０Ｋに低下する。
Ｍｏが１５原子％（ｙ＝１５）では、明瞭な過冷却液体
領域は観察されない。
【００１４】図３に示すように、Ｃｒの原子％ｘを０、
５、１０、１５、２０とした各合金のＤＳＣ曲線に見ら
れるように、ｘ＝０〜２０の全ての合金が、明瞭なガラ
ス遷移と過冷却液体領域を示す。
５、１０、１５、２０とした各合金のＤＳＣ曲線に見ら
れるように、ｘ＝０〜２０の全ての合金が、明瞭なガラ
ス遷移と過冷却液体領域を示す。
【００１５】ΔＴｘは，５原子％のＣｒの添加によっ
て、４６Ｋから５５Ｋへ増大し、１５原子％までのＣｒ
の濃度範囲ではほぼ一定で、次いでＣｒ含有量が２０原
子％へ増大すると著しく減少する。０〜１５原子％のＣ
ｒ濃度範囲では、ＴｇとＴｘに大きな変化はない。
て、４６Ｋから５５Ｋへ増大し、１５原子％までのＣｒ
の濃度範囲ではほぼ一定で、次いでＣｒ含有量が２０原
子％へ増大すると著しく減少する。０〜１５原子％のＣ
ｒ濃度範囲では、ＴｇとＴｘに大きな変化はない。
【００１６】本発明のＮｉ基合金は、４種以上の元素か
らなる多成分系である。原子寸法は、Ｎｂ＞Ｍｏ＞Ｃｒ
＞Ｎｉ＞Ｐ＞Ｂの順で規則的に小さくなり、主成分元素
の原子寸法比はＮｂ／Ｎｉで１．１４、Ｎｉ／Ｐで１．
１５、Ｐ／Ｂで１．２１である。さらに、成分元素の全
ての原子対は負の混合熱をもつ。結論として、本発明の
Ｎｉ基合金は３つの経験則を満たす。
らなる多成分系である。原子寸法は、Ｎｂ＞Ｍｏ＞Ｃｒ
＞Ｎｉ＞Ｐ＞Ｂの順で規則的に小さくなり、主成分元素
の原子寸法比はＮｂ／Ｎｉで１．１４、Ｎｉ／Ｐで１．
１５、Ｐ／Ｂで１．２１である。さらに、成分元素の全
ての原子対は負の混合熱をもつ。結論として、本発明の
Ｎｉ基合金は３つの経験則を満たす。
【００１７】本発明のＮｉ基バルクアモルファス合金の
ガラス遷移温度（Ｔｇ）および過冷却液体領域ΔＴｘ
（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は、Ｐが１６原子％、Ｂが４原子％の
合金でそれぞれ７０３Ｋおよび５０Ｋであり、Ｐが１４
原子％、Ｂが６原子％の合金でそれぞれ７０１Ｋおよび
６１Ｋである。結晶化は、Ｎｉ，Ｎｉ3 Ｐ，Ｎｉ3 Ｂ，
Ｎｉ6 Ｍｏ2 Ｐ3 ，Ｃｒ3 ＰおよびＣｒ0.75Ｎｉ0.25Ｐ
の６つの結晶相がほぼ同時に析出する一段発熱反応によ
り生じる。６つの結晶相が同時に析出する結晶化反応の
ための長範囲な原子再配列の必要性が、本発明のＮｉ基
合金の大きなガラス形成能、すなわち過冷却液体の高い
安定性の原因であると推察される。バルクおよびリボン
状アモルファス合金間での熱的安定性の差は見られな
い。
ガラス遷移温度（Ｔｇ）および過冷却液体領域ΔＴｘ
（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は、Ｐが１６原子％、Ｂが４原子％の
合金でそれぞれ７０３Ｋおよび５０Ｋであり、Ｐが１４
原子％、Ｂが６原子％の合金でそれぞれ７０１Ｋおよび
６１Ｋである。結晶化は、Ｎｉ，Ｎｉ3 Ｐ，Ｎｉ3 Ｂ，
Ｎｉ6 Ｍｏ2 Ｐ3 ，Ｃｒ3 ＰおよびＣｒ0.75Ｎｉ0.25Ｐ
の６つの結晶相がほぼ同時に析出する一段発熱反応によ
り生じる。６つの結晶相が同時に析出する結晶化反応の
ための長範囲な原子再配列の必要性が、本発明のＮｉ基
合金の大きなガラス形成能、すなわち過冷却液体の高い
安定性の原因であると推察される。バルクおよびリボン
状アモルファス合金間での熱的安定性の差は見られな
い。
【００１８】本発明のＮｉ基バルクアモルファス合金
は、例えば、Ｎｉ65Ｎｂ5 Ｃｒ5 Ｍｏ 5 Ｐ14Ｂ6 合金
で、２７６０ＭＰａの高い引張破壊強度（σｆ），１０
３ＧＰａのヤング率（Ｅ）、２．８％の破断伸び（ε
ｆ）および８８０のビッカース硬さ（Ｈｖ）を示す。降
伏伸び（εｙ）〜９．８Ｈｖ／３Ｅおよびεｆ＝σｆ／
Ｅの比は、対応する単ロールアモルファスリボンの値と
ほぼ同じである。
は、例えば、Ｎｉ65Ｎｂ5 Ｃｒ5 Ｍｏ 5 Ｐ14Ｂ6 合金
で、２７６０ＭＰａの高い引張破壊強度（σｆ），１０
３ＧＰａのヤング率（Ｅ）、２．８％の破断伸び（ε
ｆ）および８８０のビッカース硬さ（Ｈｖ）を示す。降
伏伸び（εｙ）〜９．８Ｈｖ／３Ｅおよびεｆ＝σｆ／
Ｅの比は、対応する単ロールアモルファスリボンの値と
ほぼ同じである。
【００１９】本発明のＮｉ基アモルファス合金は、公知
のアモルファス合金と同様、溶融状態から公知の片ロー
ル法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法等の
種々の方法で冷却固化させ、薄帯状、フィラメント状、
粉粒体状のアモルファス固体を得ることができる。ま
た、本発明のＮｉ基アモルファス合金は、大幅にアモル
ファス形成能が改善されているため、上述の公知の製造
方法のみならず、好ましくは、溶融合金を金型に充填鋳
造することにより任意の形状のバルクアモルファス合金
を得ることができる。
のアモルファス合金と同様、溶融状態から公知の片ロー
ル法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法等の
種々の方法で冷却固化させ、薄帯状、フィラメント状、
粉粒体状のアモルファス固体を得ることができる。ま
た、本発明のＮｉ基アモルファス合金は、大幅にアモル
ファス形成能が改善されているため、上述の公知の製造
方法のみならず、好ましくは、溶融合金を金型に充填鋳
造することにより任意の形状のバルクアモルファス合金
を得ることができる。
【００２０】例えば、代表的な金型鋳造法においては、
合金を石英管中でアルゴン雰囲気中で溶融した後、溶融
合金を噴出圧０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 で銅製の金型
内に充填凝固させることによりバルクアモルファス合金
塊を得ることができる。さらには、アーク溶解法、石英
管水焼き入れ法、ダイカストキャスティング法およびス
クイズキャスティング法等の製造方法を適宜用いること
もできる。
合金を石英管中でアルゴン雰囲気中で溶融した後、溶融
合金を噴出圧０．５〜３．０ｋｇ／ｃｍ2 で銅製の金型
内に充填凝固させることによりバルクアモルファス合金
塊を得ることができる。さらには、アーク溶解法、石英
管水焼き入れ法、ダイカストキャスティング法およびス
クイズキャスティング法等の製造方法を適宜用いること
もできる。
【００２１】本発明の合金は、例えば、強度と耐摩耗性
が要求される小型精密機器の部品および耐蝕性が要求さ
れる配管等に適する特性を有している。粉末形態で得ら
れた本発明の合金粉末あるいは粉末状以外の形態で得ら
れた合金を粉末化したものを成型用型に充填し、焼結す
る方法により特定の形状の部品を製造することもでき
る。
が要求される小型精密機器の部品および耐蝕性が要求さ
れる配管等に適する特性を有している。粉末形態で得ら
れた本発明の合金粉末あるいは粉末状以外の形態で得ら
れた合金を粉末化したものを成型用型に充填し、焼結す
る方法により特定の形状の部品を製造することもでき
る。
【００２２】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 実施例１〜４ Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏの純金属、Ｎｉ−Ｐプレアロイおよび
純結晶Ｂの混合物をＡｒ雰囲気中でアーク溶解すること
により下記の組成のＮｉ基合金のプレアロイインゴット
を調製した。 実施例１・・・Ｎｉ65Ｎｂ5 Ｃｒ5 Ｍｏ5 Ｐ16Ｂ4 実施例２・・・Ｎｉ65Ｎｂ5 Ｃｒ5 Ｍｏ5 Ｐ14Ｂ6 実施例３・・・Ｎｉ55Ｎｂ5 Ｃｒ15Ｍｏ5 Ｐ16Ｂ4 プレアロイインゴットから円柱材を銅鋳型鋳造法により
製造した。銅鋳型の内部空隙は、長さは約４５ｍｍで一
定であり、直径は１．０ｍｍまたは１．５ｍｍとした。
純結晶Ｂの混合物をＡｒ雰囲気中でアーク溶解すること
により下記の組成のＮｉ基合金のプレアロイインゴット
を調製した。 実施例１・・・Ｎｉ65Ｎｂ5 Ｃｒ5 Ｍｏ5 Ｐ16Ｂ4 実施例２・・・Ｎｉ65Ｎｂ5 Ｃｒ5 Ｍｏ5 Ｐ14Ｂ6 実施例３・・・Ｎｉ55Ｎｂ5 Ｃｒ15Ｍｏ5 Ｐ16Ｂ4 プレアロイインゴットから円柱材を銅鋳型鋳造法により
製造した。銅鋳型の内部空隙は、長さは約４５ｍｍで一
定であり、直径は１．０ｍｍまたは１．５ｍｍとした。
【００２３】また、実施例４、実施例５として、実施例
１、実施例２とそれぞれ同じ組成のプレアロイインゴッ
トをメルトスピンしてリボンを作成した。アモルファス
構造は、Ｘ線回折法および光学顕微鏡により観察した。
熱的安定性は、０．６７Ｋ／ｓの加熱速度で示差走査熱
量分析を用いて評価した。結晶化した構造は、Ｘ線回折
法および透過電子顕微鏡によって観察した。機械的性質
は室温で４．４×１０-4ｓ-1の歪み速度でインストロン
型試験機を用いて測定した。破断面は走査電子顕微鏡で
観察した。
１、実施例２とそれぞれ同じ組成のプレアロイインゴッ
トをメルトスピンしてリボンを作成した。アモルファス
構造は、Ｘ線回折法および光学顕微鏡により観察した。
熱的安定性は、０．６７Ｋ／ｓの加熱速度で示差走査熱
量分析を用いて評価した。結晶化した構造は、Ｘ線回折
法および透過電子顕微鏡によって観察した。機械的性質
は室温で４．４×１０-4ｓ-1の歪み速度でインストロン
型試験機を用いて測定した。破断面は走査電子顕微鏡で
観察した。
【００２４】図４の（ａ）は、実施例１の円柱材（直径
１ｍｍ、長さ４５ｍｍ）、同じく（ｂ）は実施例２の円
柱材（直径１ｍｍ、長さ４５ｍｍ）の形状と外観を示
す。円柱材は良好な金属光沢を有している。結晶相の析
出に基づく表面のでこぼこはもちろん、ガスの混入に基
づく空隙も円柱材の外面に見られない。
１ｍｍ、長さ４５ｍｍ）、同じく（ｂ）は実施例２の円
柱材（直径１ｍｍ、長さ４５ｍｍ）の形状と外観を示
す。円柱材は良好な金属光沢を有している。結晶相の析
出に基づく表面のでこぼこはもちろん、ガスの混入に基
づく空隙も円柱材の外面に見られない。
【００２５】図５は、実施例１、実施例２、実施例３の
各円柱材のＸ線回折パターンを示す。実施例１、実施例
２のＣｒを５原子％含有する合金は、結晶のピークのな
い広いピークから明らかなようにアモルファス相のみか
らなり、一方、実施例３のＣｒを１５原子％含有する合
金は、アモルファス相と結晶相とからなる。
各円柱材のＸ線回折パターンを示す。実施例１、実施例
２のＣｒを５原子％含有する合金は、結晶のピークのな
い広いピークから明らかなようにアモルファス相のみか
らなり、一方、実施例３のＣｒを１５原子％含有する合
金は、アモルファス相と結晶相とからなる。
【００２６】図６は、実施例１および実施例２の円柱材
のＤＳＣ曲線を示す。これらのバルクアモルファス合金
は、ガラス遷移、次いで過冷却液体領域、そして結晶化
の一連の相遷移を示す。８７０Ｋから８９０Ｋの範囲に
発熱の小さなピークが見られるが、結晶化は過冷却液体
領域からの鋭い単一の発熱ピークを通して生じる。
のＤＳＣ曲線を示す。これらのバルクアモルファス合金
は、ガラス遷移、次いで過冷却液体領域、そして結晶化
の一連の相遷移を示す。８７０Ｋから８９０Ｋの範囲に
発熱の小さなピークが見られるが、結晶化は過冷却液体
領域からの鋭い単一の発熱ピークを通して生じる。
【００２７】図７は、実施例２の円柱材で直径１．５ｍ
ｍ（イ）および１．０ｍｍ（ロ）および実施例４のメル
トスピンした合金リボンのＸ線回折パターンを示す。
（イ）の円柱材は、アモルファス、Ｎｉ，Ｎｉ3 Ｂ，Ｎ
ｉ8 Ｍｏ2 Ｐ3 およびＣｒ0.75Ｎｉ0.25Ｐ相の混合構造
からなっているが、これらの結晶相の合計体積分率は小
さい。
ｍ（イ）および１．０ｍｍ（ロ）および実施例４のメル
トスピンした合金リボンのＸ線回折パターンを示す。
（イ）の円柱材は、アモルファス、Ｎｉ，Ｎｉ3 Ｂ，Ｎ
ｉ8 Ｍｏ2 Ｐ3 およびＣｒ0.75Ｎｉ0.25Ｐ相の混合構造
からなっているが、これらの結晶相の合計体積分率は小
さい。
【００２８】図８は、実施例２の（イ）、（ロ）の円柱
材および実施例４のリボン材のＤＳＣ曲線を示す。円柱
材は、明瞭なガラス遷移と、その後の過冷却液体領域、
次いで結晶化を示す。しかしながら、Ｔｇ，Ｔｘ，およ
びΔＴｘは、リボン材よりは小さい。第１段階発熱反応
のための結晶化熱の変化から、実施例２の（イ）の円柱
材の結晶相の体積分率は約１４％であると算出された。
材および実施例４のリボン材のＤＳＣ曲線を示す。円柱
材は、明瞭なガラス遷移と、その後の過冷却液体領域、
次いで結晶化を示す。しかしながら、Ｔｇ，Ｔｘ，およ
びΔＴｘは、リボン材よりは小さい。第１段階発熱反応
のための結晶化熱の変化から、実施例２の（イ）の円柱
材の結晶相の体積分率は約１４％であると算出された。
【００２９】図９に、実施例２の円柱材とメルトスピン
したリボン材の典型的な引張応力−歪曲線を示す。引張
破断強度（σｆ）、ヤング率（Ｅ）、および弾性伸（ε
ｆ）を含む全伸は、実施例２の円柱材では、それぞれ、
２７６０ＭＰａ，１０３ＧＰａ，および２．８％、リボ
ン材では、それぞれ、２７２０ＭＰａ，１０２ＧＰａ，
および２．８％であり、機械的性質については明瞭な差
はないことを示している。円柱材のビッカース硬さは、
Ｈｖ８８０であり、ゆえに９．８Ｈｖ／３Ｅおよびσｆ
／Ｅはそれぞれ、０．０２８２と０．０２６２である。
これらの比は、良好な延性をもつ他のアモルファス合金
のこれまでの値とほぼ同様である。
したリボン材の典型的な引張応力−歪曲線を示す。引張
破断強度（σｆ）、ヤング率（Ｅ）、および弾性伸（ε
ｆ）を含む全伸は、実施例２の円柱材では、それぞれ、
２７６０ＭＰａ，１０３ＧＰａ，および２．８％、リボ
ン材では、それぞれ、２７２０ＭＰａ，１０２ＧＰａ，
および２．８％であり、機械的性質については明瞭な差
はないことを示している。円柱材のビッカース硬さは、
Ｈｖ８８０であり、ゆえに９．８Ｈｖ／３Ｅおよびσｆ
／Ｅはそれぞれ、０．０２８２と０．０２６２である。
これらの比は、良好な延性をもつ他のアモルファス合金
のこれまでの値とほぼ同様である。
【００３０】表１にまとめたように、Ｂを４原子％含有
する円柱材でも同様な良好な機械的性質、すなわち、２
６９０ＭＰａの引張破断強度σｆ、９５ＧＰａのヤング
率Ｅおよび２．８％の弾性伸εｆが得られた。
する円柱材でも同様な良好な機械的性質、すなわち、２
６９０ＭＰａの引張破断強度σｆ、９５ＧＰａのヤング
率Ｅおよび２．８％の弾性伸εｆが得られた。
【００３１】
【表１】
【００３２】表１にまとめたように、本発明のＮｉ基バ
ルクアモルファス合金は、Ｎｉ−Ｓｉ−ＢおよびＮｉ−
Ｐ−Ｂ系の他のＮｉ基アモルファス合金リボンおよび他
の通常のＮｉ基結晶合金と比較して、Ｎｂ，Ｃｒ，およ
びＭｏの溶解によって、σｆ、Ｅ、およびＨｖが他のＮ
ｉ基アモルファス合金よりも大きな値を示した。σｆと
ＨｖはＮｉ基結晶合金（モネルメタル）のそれらよりも
約４倍大きいことが特筆される。
ルクアモルファス合金は、Ｎｉ−Ｓｉ−ＢおよびＮｉ−
Ｐ−Ｂ系の他のＮｉ基アモルファス合金リボンおよび他
の通常のＮｉ基結晶合金と比較して、Ｎｂ，Ｃｒ，およ
びＭｏの溶解によって、σｆ、Ｅ、およびＨｖが他のＮ
ｉ基アモルファス合金よりも大きな値を示した。σｆと
ＨｖはＮｉ基結晶合金（モネルメタル）のそれらよりも
約４倍大きいことが特筆される。
【００３３】図１０は、実施例２の円柱材の引張破断面
を示す光学顕微鏡写真である。この写真により実証して
いるように、ほぼ全破断面領域は引張荷重の方向に対し
て約４５度に傾いており、破断が剪断破断モードによっ
て起こることを明らかに示している。さらに、破断面
は、よく広がった木目パターンからなる。引張破断モー
ドの特徴は、Ｌａ基合金、Ｚｒ基合金、およびＰｄ基合
金のような延性を有するアモルファス合金と同様であ
る。破断モードから証明されるとおりＮｉ基バルクアモ
ルファス合金の良好な延性は、単一軸引張応力条件にお
いてさえ、メルトスピンしたアモルファスリボンと同様
な良好な機械的性質を与える。
を示す光学顕微鏡写真である。この写真により実証して
いるように、ほぼ全破断面領域は引張荷重の方向に対し
て約４５度に傾いており、破断が剪断破断モードによっ
て起こることを明らかに示している。さらに、破断面
は、よく広がった木目パターンからなる。引張破断モー
ドの特徴は、Ｌａ基合金、Ｚｒ基合金、およびＰｄ基合
金のような延性を有するアモルファス合金と同様であ
る。破断モードから証明されるとおりＮｉ基バルクアモ
ルファス合金の良好な延性は、単一軸引張応力条件にお
いてさえ、メルトスピンしたアモルファスリボンと同様
な良好な機械的性質を与える。
【００３４】図１１は、実施例１〜５の合金と比較のた
めのステンレス鋼ＳＵＳ３０４とＳＵＳ３０６を大気中
で２９８Ｋの１Ｍ塩酸溶液中で測定した定電位分極曲線
である。各実施例のＮｉ基アモルファス合金は、１Ｍ塩
酸溶液中でいずれも不働態化している。また、１０００
ｍＶの高電位まで分極しても孔食が発生しない優れた耐
蝕性を示していることが明らかである。
めのステンレス鋼ＳＵＳ３０４とＳＵＳ３０６を大気中
で２９８Ｋの１Ｍ塩酸溶液中で測定した定電位分極曲線
である。各実施例のＮｉ基アモルファス合金は、１Ｍ塩
酸溶液中でいずれも不働態化している。また、１０００
ｍＶの高電位まで分極しても孔食が発生しない優れた耐
蝕性を示していることが明らかである。
【００３５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明は、バルク
アモルファス合金を形成できる高強度・高耐蝕性をもつ
新規なＮｉ基アモルファス合金を提供するものであり、
Ｎｉ基アモルファス合金の構造材料、化学材料等の分野
への実用化に寄与するところ大である。
アモルファス合金を形成できる高強度・高耐蝕性をもつ
新規なＮｉ基アモルファス合金を提供するものであり、
Ｎｉ基アモルファス合金の構造材料、化学材料等の分野
への実用化に寄与するところ大である。
【図１】Ｎｉ75-x-yＮｂ5 Ｃｒx Ｍｏy Ｐ16Ｂ4 アモル
ファス合金のΔＴｘの組成依存性を示す組成図である。
ファス合金のΔＴｘの組成依存性を示す組成図である。
【図２】Ｎｉ60-yＮｂ5 Ｃｒ15Ｍｏy Ｐ16Ｂ4 （ｙ＝
０，５，１０，１５）の組成の合金をメルトスピンした
アモルファス合金のＤＳＣ曲線図である。
０，５，１０，１５）の組成の合金をメルトスピンした
アモルファス合金のＤＳＣ曲線図である。
【図３】Ｎｉ70-xＮｂ5 Ｃｒx Ｍｏ5 Ｐ16Ｂ4 （ｘ＝
０，５，１０，１５，２０）の組成の合金をメルトスピ
ンしたアモルファス合金のＤＳＣ曲線図である。
０，５，１０，１５，２０）の組成の合金をメルトスピ
ンしたアモルファス合金のＤＳＣ曲線図である。
【図４】（ａ）は、実施例１の円柱材、（ｂ）は、実施
例２の円柱材の形状と外観を示す図面代用写真である。
例２の円柱材の形状と外観を示す図面代用写真である。
【図５】実施例１、実施例２、実施例３の各円柱材のＸ
線回折パターン図である。
線回折パターン図である。
【図６】実施例１および実施例２の円柱材のＤＳＣ曲線
図である。
図である。
【図７】実施例２の円柱材で直径１．５ｍｍ（イ）およ
び１．０ｍｍ（ロ）および実施例４のメルトスピンした
合金リボンのＸ線回折パターン図である。
び１．０ｍｍ（ロ）および実施例４のメルトスピンした
合金リボンのＸ線回折パターン図である。
【図８】実施例２の（イ）、（ロ）の円柱材および実施
例４のリボン材のＤＳＣ曲線図である。
例４のリボン材のＤＳＣ曲線図である。
【図９】実施例２の円柱材とメルトスピンしたリボン材
の引張応力−歪曲線図である。
の引張応力−歪曲線図である。
【図１０】実施例２の円柱材の引張破断面を示す図面代
用光学顕微鏡写真である。
用光学顕微鏡写真である。
【図１１】実施例１〜５の合金と比較のためのステンレ
ス鋼ＳＵＳ３０４とＳＵＳ３０６の１Ｍ塩酸溶液中で測
定した定電位分極曲線図である。
ス鋼ＳＵＳ３０４とＳＵＳ３０６の１Ｍ塩酸溶液中で測
定した定電位分極曲線図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 式：Ｎｉ80-w-x-yＮｂw Ｃｒx Ｍｏy Ｐ
20-zＢz ［ただし、式中のｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子比率で
あり、０．１≦ｗ≦１０，０≦ｘ≦２０，０≦ｙ≦１
５，４≦ｚ≦６］で示される組成を有する高強度・高耐
蝕性Ｎｉ基アモルファス合金。 - 【請求項２】 式：Ｎｉ80-w-x-yＮｂw Ｃｒx Ｍｏy Ｐ
20-zＢz ［ただし、式中のｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子比率で
あり、０．１≦ｗ≦１０，４≦ｘ≦１８，３≦ｙ≦１
２，４≦ｚ≦６］で示される組成を有する高強度・高耐
蝕性Ｎｉ基バルクアモルファス合金。 - 【請求項３】 過冷却液体領域ΔＴｘが５０Ｋ以上であ
ることを特徴とする請求項２記載の高強度・高耐蝕性Ｎ
ｉ基バルクアモルファス合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23095199A JP3891736B2 (ja) | 1999-08-17 | 1999-08-17 | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23095199A JP3891736B2 (ja) | 1999-08-17 | 1999-08-17 | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001049407A true JP2001049407A (ja) | 2001-02-20 |
| JP3891736B2 JP3891736B2 (ja) | 2007-03-14 |
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ID=16915884
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|---|---|---|---|
| JP23095199A Expired - Fee Related JP3891736B2 (ja) | 1999-08-17 | 1999-08-17 | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金 |
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|---|---|
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| US9534283B2 (en) | 2013-01-07 | 2017-01-03 | Glassimental Technology, Inc. | Bulk nickel—silicon—boron glasses bearing iron |
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| JP2017074622A (ja) * | 2016-10-06 | 2017-04-20 | クルーシブル インテレクチュアル プロパティ エルエルシーＣｒｕｃｉｂｌｅ Ｉｎｔｅｌｌｅｃｔｕａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｙ Ｌｌｃ | スカルトラッピングのための方法及びシステム |
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| US9863025B2 (en) | 2013-08-16 | 2018-01-09 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing manganese, niobium and tantalum |
| US9920400B2 (en) | 2013-12-09 | 2018-03-20 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-based glasses bearing chromium, niobium, phosphorus and silicon |
| US9957596B2 (en) | 2013-12-23 | 2018-05-01 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-iron-based, nickel-cobalt-based and nickel-copper based glasses bearing chromium, niobium, phosphorus and boron |
| US10000834B2 (en) | 2014-02-25 | 2018-06-19 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-chromium-phosphorus glasses bearing niobium and boron exhibiting high strength and/or high thermal stability of the supercooled liquid |
| US10287663B2 (en) | 2014-08-12 | 2019-05-14 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-silicon glasses bearing manganese |
| US10458008B2 (en) | 2017-04-27 | 2019-10-29 | Glassimetal Technology, Inc. | Zirconium-cobalt-nickel-aluminum glasses with high glass forming ability and high reflectivity |
| US11371108B2 (en) | 2019-02-14 | 2022-06-28 | Glassimetal Technology, Inc. | Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability |
| US11377720B2 (en) | 2012-09-17 | 2022-07-05 | Glassimetal Technology Inc. | Bulk nickel-silicon-boron glasses bearing chromium |
| CN115572849A (zh) * | 2022-09-05 | 2023-01-06 | 华南理工大学 | 一种超细晶镍钛基合金及其制备方法与应用 |
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-
1999
- 1999-08-17 JP JP23095199A patent/JP3891736B2/ja not_active Expired - Fee Related
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