JP2008025020A - Manufacturing method of amorphous alloy bulk or composite alloy bulk composed of amorphous alloy and conventional crystal metal - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、線状又は板状或いはブロック状(異形部材を含む)の大型の非結晶合金である金属ガラス、ナノ結晶或いは準結晶合金バルク更にはこれら非結晶合金と鉄、銅、アルミニウム、ステンレスなどの一般金属材料との複合合金バルクを効率よく製造するための製造方法に関する。 The present invention relates to a metal glass, nanocrystal or quasicrystalline alloy bulk which is a large amorphous alloy in the form of a line, plate or block (including deformed members), and further to these amorphous alloys and iron, copper, aluminum and stainless steel. The present invention relates to a production method for efficiently producing a composite alloy bulk with a general metal material such as.
非結晶合金であるアモルファス金属や金属ガラス、ナノ結晶或いは準結晶合金は一般の結晶金属材料に比べ、高強度、低ヤング率、高耐食性、優れた磁気特性などを持ち、非常に有望な新材料であることが知られており、幅広い分野への応用が期待されている。 Amorphous metals, metallic glasses, nanocrystals or quasicrystalline alloys, which are amorphous alloys, have high strength, low Young's modulus, high corrosion resistance, and excellent magnetic properties compared to general crystalline metal materials. And is expected to be applied to a wide range of fields.
アモルファス金属の発見からの半世紀、この分野の基礎理論研究は極めて詳しく行われ、数多くの成果が発表されている。合金系の開発は、106K/ｓ(＝ケルビン/秒)の非常に速い冷却速度を必要とし、しかも箔しかできない初期段階におけるアモルファス金属から、現在までに0.033K/ｓ(＝ケルビン/秒)の臨界冷却速度でも生成できる金属ガラス(この場合、バルク生成可能)を実現し、実にその冷却速度は８桁（１億倍）も進歩している。 Half a century after the discovery of amorphous metal, basic theoretical research in this field has been carried out in great detail and numerous results have been announced. The development of the alloy system requires a very fast cooling rate of 10 6 K / s (= Kelvin / second), and from the early stage amorphous metal that can only be foil, 0.033 K / s (= Kelvin / second) to date ), Which can be produced even at the critical cooling rate (in this case, bulk production is possible), and the cooling rate has actually advanced by 8 digits (100 million times).
そして、金属ガラス液体(溶湯)からの金属ガラス部材作製技術は単ロール方式、双ロール方式、直接鋳造方式、液体鍛造方式、水中焼入れ、及び過冷却粘性流動（応力を加えたときのガラスのような粘性流動）を利用する二次加工などの方法が開発されている。ナノ結晶或いは準結晶合金も上記に準じて加工技術が開発されている。 And metal glass member production technology from metal glass liquid (molten metal) is single roll method, twin roll method, direct casting method, liquid forging method, quenching in water, and supercooled viscous flow (like glass when stress is applied) Have been developed such as secondary processing utilizing the viscous flow. Processing techniques for nanocrystals or quasicrystalline alloys have also been developed in accordance with the above.
金属ガラス合金では、原子が広範囲に無秩序に配列するようになっているが、そのように無秩序な配列にするためには溶湯から臨界冷却速度以上の一定な冷却速度で冷却することが必要であり、現在までに開発された多くの合金系の金属ガラス臨界生成速度は、102〜3 K/ｓ(＝ケルビン/秒)であることが知られている。なお、極く微細なナノ結晶構造或いは結晶とは言えないような準結晶組織（＝結晶ともアモルファスとも異なる第三の固体物質ともいうべき状態で、結晶を定義づける並進対称性は持たないが、原子配列に高い秩序性を有している）もこれと同様の冷却条件を満足する必要がある。 In metallic glass alloys, atoms are arranged in a disorderly manner over a wide range, but in order to make such a disordered arrangement, it is necessary to cool the molten metal at a constant cooling rate that is equal to or higher than the critical cooling rate. It is known that the critical glass metal production rate of many alloy systems developed so far is 102 to 3 K / s (= Kelvin / second). It should be noted that a quasi-crystalline structure that cannot be said to be a very fine nanocrystal structure or crystal (= a state that should be called a third solid material different from a crystal or an amorphous material, but has no translational symmetry that defines a crystal, It is necessary for the same cooling conditions to be satisfied even if the atomic arrangement has high order.
金属ガラス部材の作製方法として、現在では前述のように鋳造、液体鍛造が主流である。しかし、これらの製造方法において採用されている急冷凝固プロセスでは、大型の金属ガラスバルクを作製しようとすると、溶湯を長距離にわたって棒状に或いは広範囲に面状に形成されたキャビティに流さなければならず、溶湯がこのキャビティを流れている間に少しずつ冷却されて臨界冷却速度を満足させることができなかった。 Currently, casting and liquid forging are the mainstream methods for producing metallic glass members as described above. However, in the rapid solidification process employed in these manufacturing methods, when a large-sized metallic glass bulk is to be produced, the molten metal must be poured into a cavity formed in a bar shape or a wide area in a wide area over a long distance. The molten metal was cooled little by little while flowing through this cavity, and the critical cooling rate could not be satisfied.
そこで、大型の金属ガラスバルクを形成するために、摩擦圧接やレーザーによる接合などが試みられている（特許文献１〜３）。このような手法によれば、接合面とその近傍部分は所望の金属ガラス組成が得られたが、その部分から若干外れた部分では冷却速度が不足して結晶組織となり、いわゆる溶接でいう「２番」（熱影響により母材の組織が変化した部分）を形成し、この部分から破損しやすいという致命的欠陥を克服することができなかった。
換言すれば、従来の金属ガラス形成技術では、金属ガラスを始めとする非結晶合金のバルク生成において、小さなものは可能であるとしても前述のようなボリューム的限界がある。このため、今後の更なる発展のためにはより大容量の非結晶合金(金属ガラス他)の生成に途を開く必要があり、そうでない限り構造材料及び機能材料としての非結晶金属に対する要望に広く応えることは難しいというのが現状である。 In other words, the conventional metallic glass forming technique has a volume limit as described above even if a small one is possible in the bulk production of amorphous alloys including metallic glass. For this reason, it is necessary to open the way to the production of larger-capacity amorphous alloys (metal glass, etc.) for further development in the future, and to meet the demand for amorphous metals as structural materials and functional materials unless otherwise. Currently, it is difficult to respond widely.
以上からわかるように、如何にすれば現在の小型非結晶合金バルク(金属ガラスバルク或いはナノ結晶合金や準結晶合金バルク)を脱して大きいサイズの非結晶合金バルクを作製することが出来るようになるかが本発明の技術的課題である。 As can be seen from the above, it is possible to create a large amorphous alloy bulk by removing the current small amorphous alloy bulk (metal glass bulk or nanocrystalline alloy or quasicrystalline alloy bulk). Is the technical problem of the present invention.
請求項１は金属ガラス合金又はナノ結晶合金或いは準結晶合金などの同種非結晶合金材による大型非結晶合金バルクの製造方法に関し、「非結晶合金(4)である金属ガラス合金又はナノ結晶合金或いは準結晶合金のいずれか１を溶解し、２以上の注入口(2)から鋳型(1)内に非結晶合金(4)の溶湯を注入し、鋳型(1)内に形成されたキャビティ(3)内で非結晶合金(4)同士を溶融状態で接合すると共に非結晶合金(4)の臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する」ことを特徴とする。 Claim 1 relates to a method for producing a large amorphous alloy bulk using a homogeneous amorphous alloy material such as a metallic glass alloy, a nanocrystalline alloy, or a quasicrystalline alloy, wherein “a metallic glass alloy or nanocrystalline alloy which is an amorphous alloy (4) or Any one of the quasicrystalline alloys is melted, and a melt of the amorphous alloy (4) is injected into the mold (1) from two or more injection ports (2), and the cavity (3) formed in the mold (1) ), The amorphous alloys (4) are joined together in a molten state and cooled at a cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate of the amorphous alloy (4).
ここで注入される合金は同種のもので、金属ガラス合金のものは金属ガラス合金同士、ナノ結晶合金の場合にはナノ結晶合金同士、準結晶合金の場合には準結晶合金同士であって、その組成が同一の場合である。 The alloys injected here are of the same kind, those of metallic glass alloys are metallic glass alloys, in the case of nanocrystalline alloys, nanocrystalline alloys, in the case of quasicrystalline alloys, quasicrystalline alloys, This is the case when the composition is the same.
従来、結晶合金の鋳造における溶湯の注入口は１カ所であり、大型の鋳造品を作製する場合には、当該１カ所の注入口から一時に大量の溶湯を注入するか、または先に注入した溶湯が冷却されて固まった後に次の溶湯を順次注入することにより行われていた。しかし、一時に大量の溶湯を注入して大型の金属ガラスバルクを鋳造すると、臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却できない部分が生じて当該バルクの一部分に結晶が生じる場合がある。また、溶湯を順次注入すると、先後の金属ガラス合金が十分に接合しない場合や先後の金属ガラス合金の界面において冷却速度が遅くなり、結晶が生じる場合があった。 Conventionally, there is only one molten metal injection port in the casting of a crystal alloy. When a large-sized cast product is manufactured, a large amount of molten metal is injected at a time from the single injection port or injected first. This was performed by sequentially injecting the next molten metal after the molten metal was cooled and solidified. However, when a large-sized metallic glass bulk is cast by injecting a large amount of molten metal at a time, a portion that cannot be cooled at a cooling rate higher than the critical cooling rate is generated, and crystals may be generated in a part of the bulk. In addition, when the molten metal is sequentially injected, the preceding and following metallic glass alloys may not be sufficiently bonded, or the cooling rate may be reduced at the interface between the preceding and succeeding metallic glass alloys, resulting in crystals.
本発明では、同一種類の非結晶合金を「２以上の注入口から」キャビティ内に注入し、当該非結晶合金同士をキャビティ内において「溶融状態で接合する」とともに「当該非結晶合金の臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する」ことにより、大型の非結晶合金バルクを製造するようにしている。 In the present invention, an amorphous alloy of the same type is injected into a cavity “from two or more inlets”, and the amorphous alloys are “joined in a molten state” in the cavity and “critical cooling of the amorphous alloy” A large amorphous alloy bulk is manufactured by “cooling at a cooling rate higher than the speed”.
これにより、１の注入口から注入された非結晶合金の溶湯を流す距離を短くし、未だ溶融温度以上にある状態で他の注入口から注入された非結晶合金の溶湯と接触させ、その後、臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却することができるので、結晶が生じないようにして非結晶金属を接合させることができる。 This shortens the distance for flowing the molten amorphous alloy injected from one injection port, and in contact with the molten amorphous alloy injected from the other injection port in a state still above the melting temperature, Since the cooling can be performed at a cooling rate higher than the critical cooling rate, it is possible to join the amorphous metal without generating crystals.
請求項２は、金属ガラス合金又はナノ結晶合金或いは準結晶合金などの異種非結晶合金材による大型非結晶合金バルクの製造方法に関し、「非結晶合金(4)である金属ガラス合金又はナノ結晶合金或いは準結晶合金のいずれかを２以上溶解し、２以上の注入口(2)から鋳型(1)内に異種非結晶合金(4)の溶湯をそれぞれ注入し、鋳型(1)内に形成されたキャビティ(3)内で異種非結晶合金(4)同士を溶融状態で接合すると共に非結晶合金(4)の臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する」ことを特徴とする。 Claim 2 relates to a method for producing a large amorphous alloy bulk using a heterogeneous amorphous alloy material such as a metallic glass alloy, a nanocrystalline alloy, or a quasicrystalline alloy, wherein “a metallic glass alloy or nanocrystalline alloy that is an amorphous alloy (4)”. Alternatively, two or more of the quasicrystalline alloys are melted, and the melt of the different amorphous alloy (4) is injected into the mold (1) from the two or more inlets (2), and formed in the mold (1). In the cavity (3), the different amorphous alloys (4) are joined in a molten state and cooled at a cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate of the amorphous alloy (4).
この場合、接合されるのは異種合金であるから、金属ガラス合金同士、ナノ結晶合金同士、準結晶合金同士で組成の異なるものは勿論、金属ガラス合金−ナノ結晶合金、ナノ結晶合金−準結晶合金、準結晶合金−金属ガラス合金或いは金属ガラス合金−ナノ結晶合金−準結晶合金などの組み合わせが考えられる。 In this case, since it is a heterogeneous alloy to be joined, the metallic glass alloys, nanocrystalline alloys, quasicrystalline alloys have different compositions, as well as metallic glass alloys-nanocrystalline alloys, nanocrystalline alloys-quasicrystals. A combination of an alloy, a quasicrystalline alloy-metallic glass alloy, or a metallic glass alloy-nanocrystalline alloy-quasicrystalline alloy is conceivable.
請求項３は、非結晶合金材と一般の結晶溶解合金の組み合わせによる非結晶・結晶合金バルクの製造方法に関し、「非結晶合金である金属ガラス合金(4)又はナノ結晶合金或いは準結晶合金のいずれか１又は２以上及び１又は２以上の結晶金属(5)を個別に溶解し、１又は２以上の注入口(2)から個別に鋳型(1)内に非結晶合金(4)の溶湯を注入すると共に残る注入口(2)から鋳型(1)内に結晶金属(5)の溶湯を個別に注入し、鋳型(1)内に形成されたキャビティ(3)内で非結晶合金(4)と結晶金属(5)とを溶融状態で接合すると共に非結晶合金(4)の臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する」ことを特徴とする。 The third aspect of the present invention relates to a method for producing an amorphous / crystalline alloy bulk by combining an amorphous alloy material and a general crystal melting alloy, which is “a metallic glass alloy (4) which is an amorphous alloy, nanocrystalline alloy or quasicrystalline alloy”. Any one or two or more and one or two or more crystalline metals (5) are melted individually, and the melt of the amorphous alloy (4) is individually fed into the mold (1) from one or more inlets (2). The molten metal of the crystalline metal (5) is individually injected into the mold (1) from the remaining injection port (2), and the amorphous alloy (4) is formed in the cavity (3) formed in the mold (1). And the crystalline metal (5) are joined in a molten state and cooled at a cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate of the amorphous alloy (4).
この場合は、
(a)金属ガラス合金―結晶金属、ナノ結晶合金―結晶金属、準結晶合金−結晶金属の組み合わせ又はこれらと結晶金属による複合材料、
(b)金属ガラス合金―、結晶金属―、ナノ結晶合金―結晶金属による複合材料の組み合わせ、
(c)２種以上の金属ガラス合金(組成又は合金系が異なるもの)―１又は２以上の結晶金属、２種以上のナノ結晶合金(組成又は合金系が異なるもの)―１又は２以上の結晶金属、２種以上の準結晶合金(組成又は合金系が異なるもの)−１又は２以上の結晶金属による複合材料の組み合わせ、
(d)金属ガラス合金―ナノ結晶合金―１又は２以上の結晶金属、ナノ結晶合金―準結晶合金−１又は２以上の結晶金属、準結晶合金−金属ガラス合金―１又は２以上の結晶金属による複合材料の組み合わせ、
(e)金属ガラス合金―ナノ結晶合金―準結晶合金−１又は２以上の結晶金属というような組み合わせによる複合材料で、組み合わされる結晶合金それぞれの長所が更に発現し、その欠点が隠され或いは軽減されることになり、合金材の用途を大幅に拡大できるものとなる。
in this case,
(a) Metallic glass alloy-crystalline metal, nanocrystalline alloy-crystalline metal, quasicrystalline alloy-a combination of crystalline metal or a composite material of these and crystalline metal,
(b) Metallic glass alloy-, crystalline metal-, nanocrystalline alloy-combination of composite materials with crystalline metal,
(c) Two or more metal glass alloys (different in composition or alloy system) —one or more crystalline metals, two or more nanocrystalline alloys (different in composition or alloy system) —one or more A combination of crystalline metal, two or more quasicrystalline alloys (different in composition or alloy system) -1 or a composite material of two or more crystalline metals,
(d) Metallic glass alloy—nanocrystalline alloy—one or more crystalline metals, nanocrystalline alloy—quasicrystalline alloy—one or more crystalline metals, quasicrystalline alloy—metallic glass alloy—one or more crystalline metals Composite material combination,
(e) A composite material of a combination of metallic glass alloy-nanocrystalline alloy-quasicrystalline alloy-1 or two or more crystalline metals, and the advantages of each of the combined crystal alloys are further manifested, and the disadvantages are hidden or reduced. As a result, the application of the alloy material can be greatly expanded.
例えば、一般的に結晶合金は塑性を有しており、一方、非結晶合金は高強度、低ヤング率、および高耐食性を有している。したがって、結晶合金と非結晶合金とを組み合わせた複合材料であれば、塑性を有するとともに、高強度、低ヤング率、および高耐食性を有することになる。 For example, crystalline alloys generally have plasticity, while amorphous alloys have high strength, low Young's modulus, and high corrosion resistance. Therefore, a composite material in which a crystalline alloy and an amorphous alloy are combined has plasticity and high strength, low Young's modulus, and high corrosion resistance.
請求項４は請求項１〜３のいずれかに記載の非結晶合金バルク又は複合合金バルクの製造方法に関し、「非結晶合金(4)の溶湯を加圧して注入口(2)から鋳型(1)内に注入する」ことを特徴とするものある。 A fourth aspect of the present invention relates to a method for producing an amorphous alloy bulk or a composite alloy bulk according to any one of the first to third aspects, wherein “a molten metal of the amorphous alloy (4) is pressurized to form a mold (1 ). ”
本発明によれば、非結晶合金(4)の溶湯を加圧して注入口(2)から鋳型(1)内に注入するので溶湯のキャビティ内における流速が速くなり、溶湯の溶融金属をより広い範囲に広げることができる。 According to the present invention, the molten metal of the amorphous alloy (4) is pressurized and injected into the mold (1) from the injection port (2), so the flow rate in the cavity of the molten metal is increased, and the molten metal of the molten metal is wider. Can be extended to range.
請求項５は請求項１〜４のいずれかに記載の非結晶合金バルク又は複合合金バルクの製造方法に関し、「キャビティ(3)が棒状又は平板状或いは塊状であり、注入口(2)がキャビティ(3)に連通し且つ注入口(2)(2)間の長さが、鋳込み金属(4)(4)又は(4)(5)の溶融状態保持範囲である」ことを特徴とするもので、これにより、キャビティ(3)内で出合った溶湯同士が溶融状態で接触し、界面(K)で完全に接合して完全に一体化する。換言すれば、非結晶合金の接合はこの方法によってのみ可能となる。 Claim 5 relates to a method for producing an amorphous alloy bulk or a composite alloy bulk according to any one of claims 1 to 4, wherein “the cavity (3) is rod-shaped, plate-shaped, or massive, and the injection port (2) is a cavity. The length between the inlets (2) and (2) is in the molten state holding range of the cast metal (4) (4) or (4) (5) ". As a result, the molten metal that has come into contact with each other in the cavity (3) comes into contact with each other in a molten state, and is completely joined and completely integrated at the interface (K). In other words, the amorphous alloy can be joined only by this method.
請求項６は非結晶合金バルク又は複合合金バルクの製造方法の変形例で「バルク形成用のキャビティ(3)に対する注入口(2a)(2b)…の連通口が同一箇所に形成されている」ことを特徴とするもので、これにより、一つのバルク内に複数の合金が界面を介して混ざり合い、前述したように組み合される非結晶合金と結晶金属(合金も含む)との長所が更に発現し、その欠点が隠され或いは軽減されことになり、ブロック又は塊状合金材の用途を大幅に拡大できるものとなる。 Claim 6 is a modification of the method for producing an amorphous alloy bulk or a composite alloy bulk, “the communication ports of the inlets (2a), (2b)... To the bulk forming cavity (3) are formed at the same location”. As a result, a plurality of alloys are mixed together in one bulk via an interface, and the advantages of the amorphous alloy and the crystalline metal (including the alloy) combined as described above are further developed. However, the drawbacks are hidden or reduced, and the application of the block or massive alloy material can be greatly expanded.
以上のように本発明方法にあっては、溶融状態で同種或いは異種の非結晶合金を鋳型内において溶融温度以上にある状態で接合し、その後、臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却するので、従来の接合方法で避けることができなかった非結晶合金の接合界面とその近傍部分に近接する「２番」の発生を防止できる。これにより、非結晶合金では不可能と考えられていた完全な一体化大型バルクの形成が可能となった。また、結晶金属と接合することにより非結晶合金の欠点、例えば、脆性破壊性などを緩和させることができる。逆に、結晶金属の欠点、例えば強度不足や硬度不足を補うことも出来る。 As described above, in the method of the present invention, in the molten state, the same kind or different kinds of amorphous alloys are joined in the mold at a temperature equal to or higher than the melting temperature, and then cooled at a cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate. It is possible to prevent the occurrence of “No. 2” close to the joining interface of the amorphous alloy and the vicinity thereof, which could not be avoided by the conventional joining method. This allowed the formation of a fully integrated large bulk that was considered impossible with amorphous alloys. In addition, bonding with a crystalline metal can alleviate defects of an amorphous alloy, such as brittle fracture. Conversely, it is possible to make up for defects of crystalline metal, such as insufficient strength and insufficient hardness.
以下、本発明を図示実施例に従って詳述する。図１〜４に示すように、鋳型としての金型(1)は、熱伝導性に優れた金属材料、例えば銅が使用され、内部に必要な形状のキャビティ(3)が形成される。キャビティ(3)の形状は、断面円形太径直線状孔、断面異形太径直線状孔、矩形或いは円形又は異形平板、球、回転楕円形、異形ブロックその他用途に合わせて必要に応じた形状に形成される。なお、本明細書において組成は全てアトミック・パーセントで示される。 Hereinafter, the present invention will be described in detail according to illustrated embodiments. As shown in FIGS. 1-4, the metal mold | die (1) as a casting_mold | template uses the metal material excellent in thermal conductivity, for example, copper, and the cavity (3) of a required shape is formed inside. The shape of the cavity (3) is a circular cross section large diameter linear hole, cross section deformed large diameter linear hole, rectangular or circular or deformed flat plate, sphere, spheroid, deformed block, and other shapes according to needs. It is formed. In the present specification, all compositions are shown in atomic percent.
キャビティ(3)には、該キャビティ(3)に連通する複数個の注入口(2)[＝湯口]が形成されており、注入口(2)の間隔はそれぞれの注入口から注入された溶湯[溶融金属ガラス(4)、溶融ナノ結晶合金(4)、溶融準結晶合金(4)、一般結晶金属(5)(例；鉄、銅、アルミニウムやその合金)或いは合金(例；ステンレス合金)]が互いに液状を保った状態で出会う範囲内に形成されている。なお、注入時の溶湯の温度は、その合金等の融点＋１００〜３００℃であることが好適である。 In the cavity (3), a plurality of inlets (2) [= pouring gates] communicating with the cavity (3) are formed, and the intervals between the inlets (2) are the melts injected from the respective inlets. [Fused metal glass (4), molten nanocrystalline alloy (4), molten quasicrystalline alloy (4), general crystalline metal (5) (eg, iron, copper, aluminum and its alloys) or alloys (eg, stainless steel alloys) ] Are formed within a range where they meet each other in a liquid state. In addition, it is suitable for the temperature of the molten metal at the time of injection | pouring that it is melting | fusing point + 100-300 degreeC, such as the alloy.
本実施例は断面円形太径直線状孔或いは交差型又は塊状のキャビティ(3)で、その注入口(2)の数は両端で「２」であるが、当然、図４(a)のように「５」或いはそれ以上形成してもよい。また、溶湯(4a)(4b)…が界面(K)で接し、且つ臨界冷却速度で冷却される必要があるところから、注湯はほぼ同時に行われる。必要があれば、注湯時において溶湯は最大数百トン程度まで加圧される。また、溶湯がキャビティを流れる速度は、１ｍ／ｓ以上である。 This embodiment is a circular hole with a circular cross section or a cross-shaped or massive cavity (3), and the number of injection ports (2) is “2” at both ends, but naturally, as shown in FIG. “5” or more may be formed. In addition, since the molten metal (4a) (4b) is in contact with the interface (K) and needs to be cooled at a critical cooling rate, the pouring is performed almost simultaneously. If necessary, the molten metal is pressurized up to several hundred tons at the time of pouring. The speed at which the molten metal flows through the cavity is 1 m / s or more.
冷却手段(6)は、金型(1)が冷却され、鋳込まれた金属ガラス溶湯など非結晶合金の溶湯が臨界冷却速度以上の速度で冷却できるようなものであればどのようなものでもよいが、本実施例では、金型(1)内に穿設した冷却通水孔(図示せず)に１０〜２０Ｌ／ｍｉｎの冷却水を流す方法が採用されている。 The cooling means (6) may be any means as long as the mold (1) is cooled and the molten amorphous glass such as a molten metal glass can be cooled at a rate higher than the critical cooling rate. However, in this embodiment, a method of flowing 10 to 20 L / min of cooling water through a cooling water hole (not shown) drilled in the mold (1) is adopted.
金属ガラス等非結晶合金の溶湯の注入口(2)への注入方式としては、単なる自重による注入でもよいし、前述のような溶湯に圧力を加える加圧注入方式でもよい。加圧注入方式の場合、流入速度が高いため、注入口(2a)(2b)…(2n)の間隔を広くすることができる。 As a method of injecting the molten alloy of the amorphous alloy such as metal glass into the injection port (2), injection by mere self-weight or a pressure injection method in which pressure is applied to the molten metal as described above may be used. In the case of the pressure injection method, since the inflow speed is high, the interval between the injection ports (2a) (2b)... (2n) can be widened.
本発明に適用される金属ガラスは、
(1)元素の周期律表において隣接した族番号に属する３成分以上の多成分系からなる単相の固溶体を生成する事、
(2)構成元素の少なくとも２成分の原子寸法の比が３％以上である事、
(3)構成元素の混合熱が正の値、零あるいは僅かに負の値を持ち、原子間の結合性が互いに反発し合う状態にある事、というような「金属ガラス生成３条件」を満足させるもので、その組み合わせは、同種(組成が同じ)のものは言うに及ばず、異種(金属ガラス合金、ナノ結晶合金、準結晶合金で組成の異なるものや、金属ガラス合金―ナノ結晶合金、ナノ結晶合金―準結晶合金、準結晶合金―金属ガラス合金、金属ガラス合金―ナノ結晶合金―準結晶合金というような組み合わせ)でもよい。更には、これらに前記結晶金属を同時に鋳込んでもよい。異種の場合、溶湯は互いに入り混じるが界面(K)を作っており、界面(K)内では互いに混合することなくその組成が変化するようなことはない。これは冷却速度が十分速いため溶湯(4)(4)、(4a)(4b)又は(4)(5)同士が完全に混ざり合う前に凝固するからである。その結果、異種金属(4a)(4b)又は(4)(5)の接合は界面(K)において、前述のように非結晶合金同士(4)(4)又は(4a)(4b)或いは非結晶合金(4)と結晶金属(5)(合金も含む)の長所が更に発現し、その欠点が隠され或いは軽減されことになり、合金材の用途を大幅に拡大できるものとなる。
The metal glass applied to the present invention is
(1) generating a single-phase solid solution consisting of a multicomponent system of three or more components belonging to adjacent group numbers in the periodic table of elements;
(2) The ratio of atomic dimensions of at least two constituent elements is 3% or more,
(3) Satisfies the “3 metallic glass generation conditions” such that the heat of mixing of the constituent elements has a positive value, zero or a slightly negative value, and the bonds between atoms are repelling each other. The combination is not limited to the same type (same composition), but different types (metal glass alloys, nanocrystalline alloys, quasicrystalline alloys having different compositions, metallic glass alloys-nanocrystalline alloys, Nanocrystalline alloy-quasicrystalline alloy, quasicrystalline alloy-metallic glass alloy, metallic glass alloy-nanocrystalline alloy-quasicrystalline alloy, etc.) may be used. Furthermore, the crystalline metal may be cast into these simultaneously. In the case of different types, the molten metal enters and mixes with each other but forms an interface (K), and the composition does not change in the interface (K) without mixing with each other. This is because the cooling rate is sufficiently high so that the molten metal (4) (4), (4a) (4b) or (4) (5) is solidified before being completely mixed. As a result, the joining of dissimilar metals (4a) (4b) or (4) (5) at the interface (K), as described above, between the amorphous alloys (4) (4) or (4a) (4b) or non- The advantages of the crystalline alloy (4) and the crystalline metal (5) (including the alloy) are further developed, and the disadvantages are hidden or reduced, and the application of the alloy material can be greatly expanded.
本発明で使用した溶湯接合装置(A)の概略内部構造を図１に、使用した金型(1)を図２〜４に示す。金型(1)にはキャビティ(3)として断面円形太径直線棒孔または断面円形太径交差状棒孔或いは塊状の空洞と、その両端或いはそれに連通する注入口(2)が設けられている。図中、（21）はガス抜き孔で、溶湯を注入した時、溶湯が入り込んで円柱(L)を形成する。この部分は鋳造後に除去される。本溶湯接合装置(A)には注入口(2)に合わせて２基の高周波加熱コイル(8)(9)が設けられており、この高周波加熱コイル(8)(9)によって坩堝(10)(10)内の合金を溶解し、溶解した各々の合金を同時に金型(1)に注入して、所定のバルク(B)を形成する。 FIG. 1 shows the schematic internal structure of the molten metal joining apparatus (A) used in the present invention, and FIGS. 2 to 4 show the mold (1) used. The mold (1) is provided with a circular cross section large diameter straight rod hole or a cross section circular large diameter cross-shaped rod hole or a bulky cavity as a cavity (3), and both ends thereof or an injection port (2) communicating therewith. . In the figure, (21) is a vent hole, and when molten metal is injected, the molten metal enters to form a cylinder (L). This part is removed after casting. The molten metal joining apparatus (A) is provided with two high-frequency heating coils (8) and (9) corresponding to the injection port (2), and the high-frequency heating coils (8) and (9) are used to provide a crucible (10). (10) The alloys in (10) are melted, and the melted alloys are simultaneously injected into the mold (1) to form a predetermined bulk (B).
機械的性質の測定用の試料は図２(a)に示す直線型のキャビティ(3)を用いて作製した。一方、界面(K)における溶湯の流れ(図１２参照)を見るための試料は、図２(b)に示す金型(1)の交差型のキャビティ(3)を用いて作製した。また、塊状バルク形成のためには図３のような金型(1)を使用し、長い太径棒バルクを作製する場合は図４(a)、面積の広い板状バルク形成には同図(b)、異形バルク形成のためには同図(c)のような金型(1)を使用した。 A sample for measuring the mechanical properties was prepared using a linear cavity (3) shown in FIG. On the other hand, a sample for seeing the flow of the molten metal at the interface (K) (see FIG. 12) was produced using the intersecting cavity (3) of the mold (1) shown in FIG. 2 (b). 3 is used to form a bulky bulk, and FIG. 4A is used to produce a long thick bar bulk. FIG. (b) A mold (1) as shown in (c) of FIG.
使用合金には大きい金属ガラス生成能を有するZr55Cu30Al10Ni5、Cu42Zr42Al8Ag8及びTi41.5Cu42.5Ni7.5Hf5Zr2.5Si1の組成のものを選定し、アーク溶解炉を用いてアルゴンガス中でインゴットを作製し、これを前記溶湯接合装置(A)で溶解し、金型(1)における２カ所の注入口(2)(2)に対して同時に鋳込んだ。本実施例では鋳込みと同時に２カ所の注入口(2)(2)に窒素ガスを吹き込んで溶湯を加圧した。勿論、自重により鋳込みを行うことも可能である。 Alloys with a composition of Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5 , Cu 42 Zr 42 Al 8 Ag 8 and Ti 41.5 Cu 42.5 Ni 7.5 Hf 5 Zr 2.5 Si 1 with large metal glass forming ability are selected and arc An ingot is produced in argon gas using a melting furnace, melted by the molten metal joining device (A), and simultaneously cast into the two inlets (2) and (2) in the mold (1). It is. In this example, simultaneously with casting, the molten metal was pressurized by blowing nitrogen gas into the two inlets (2) and (2). Of course, it is possible to cast by its own weight.
作製した試料(太径棒状バルク)の相の同定はX線回折法により行った(図６)。熱的性質は、示差熱分析装置（DSC）を用いて調べた（図７(a)）。機械的性質はインストロン型試験機により測定し（図７(b)）、硬さはマイクロビッカース（Hv）を用いて調査した（図８(a)）。破断面の観察は走査電子顕微鏡（SEM）を用いて行った（図８(b)）。組織評価は、0.5％HF酸で腐食させた試料を光学顕微鏡を用いて観察して行った（図９）。 The phase of the prepared sample (large-diameter bar-shaped bulk) was identified by the X-ray diffraction method (FIG. 6). The thermal properties were examined using a differential thermal analyzer (DSC) (FIG. 7 (a)). The mechanical properties were measured with an Instron type testing machine (FIG. 7 (b)), and the hardness was investigated using micro Vickers (Hv) (FIG. 8 (a)). The fracture surface was observed using a scanning electron microscope (SEM) (FIG. 8 (b)). The structure evaluation was performed by observing a sample corroded with 0.5% HF acid using an optical microscope (FIG. 9).
前述のように溶湯接合装置(A)にセットした金型(1)を使用して２つの注入口(2)(2)から同種金属ガラス溶湯(4)(4)、異種金属ガラス溶湯(4a)(4b)を鋳込み、それぞれの試料を作製し、その接合部分の構造、機械的性質及び破断面の特徴について調べた。 Using the mold (1) set in the molten metal joining device (A) as described above, the same kind of molten metal glass (4) (4), dissimilar metal glass melt (4a) from the two inlets (2) (2) ) (4b) was cast to prepare each sample, and the structure, mechanical properties and fracture surface characteristics of the joint were investigated.
（１） 同種金属の溶湯接合
２つの注入口(2)から金属ガラス形成能を有するZr55Cu30Al10Ni5合金試料を用いて、直径φ3×150ｍｍのバルク試料を作製した。
(a)同バルク試料の界面(K)のそれぞれの相の同定をXRD（X線回折装置）で分析した(図６)。同定試料１〜１４番は図５(a)に示す図の引出線の範囲内の部分を１４ピースに切り出したものであり、これら試料について相の同定を行った。同定の結果、Ｘ線回折グラフにおいて鋭いピークが見られないことから、これら試料には結晶部分が存在せず試料１〜１４番すべてが金属ガラス相を生成したことが判断できる。
(b)DSC（示差熱分析装置）を用いて接合部分合金の熱分析を行った結果を図７(a)に示す。すべての試料(５＃〜１０＃)のTg、Txは、図７(a)に示すように同じであり、これによって、完全に接合されたと判断できる。
(c)接合された太径棒状バルク金属ガラス試料の圧縮強度をインストロン装置で測定した結果を図７(b)に示す。殆どは1600〜1700MPaとなり、従来の直接鋳造法で作製したバルク金属ガラス材と同レベルの機械的性質を有していることが分かった。また、切断面の硬度を測定した結果、図８(a)に示すように、切断面は断面図全体に亘ってHv500〜515の均一な硬さをもつことを確認した。この結果からも完全に接合していることが推測できる。
(1) Molten metal joining of the same kind of metal Using a Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5 alloy sample having the ability to form a metallic glass from two inlets (2), a bulk sample having a diameter of 3 × 150 mm was prepared.
(a) Identification of each phase of the interface (K) of the bulk sample was analyzed by XRD (X-ray diffractometer) (FIG. 6). Identification samples Nos. 1 to 14 were obtained by cutting out a portion within the range of the leader line in the diagram shown in FIG. 5A into 14 pieces, and phase identification was performed on these samples. As a result of the identification, since no sharp peak is observed in the X-ray diffraction graph, it can be determined that these samples have no crystal portion and all the samples 1 to 14 have produced a metallic glass phase.
(b) The result of thermal analysis of the joint part alloy using DSC (differential thermal analyzer) is shown in FIG. 7 (a). Tg and Tx of all the samples (5 # to 10 #) are the same as shown in FIG. 7 (a), so that it can be determined that they are completely joined.
(c) The result of measuring the compressive strength of the joined large rod-shaped bulk metallic glass sample with an Instron device is shown in FIG. 7 (b). Most of them were 1600 to 1700 MPa, and it was found that they had the same mechanical properties as the bulk metallic glass material produced by the conventional direct casting method. Further, as a result of measuring the hardness of the cut surface, as shown in FIG. 8A, it was confirmed that the cut surface had a uniform hardness of Hv500 to 515 over the entire sectional view. From this result, it can be inferred that they are completely joined.
また、界面(K)の接合状況を観察するため、0.5％HF酸でバルク金属ガラス試料を腐食して、光学顕微鏡を用いて湯境(＝両金属ガラス合金の界面(K))の部分を調査した。その結果は図９に示すように組織が均一に薄く変色し、湯境(ただし、原子レベルで両者が混合しているということではない。この点は異種合金の接合で明確にする)が現れず、完全に接合されていることが観察できた。圧縮した試料の破断面はSEM（走査電子顕微鏡）により観察した。界面(K)は、図８(b)に示すように、すべて典型的な金属ガラスの脈状破断模様を呈している。 In addition, in order to observe the bonding state of the interface (K), the bulk metallic glass sample is corroded with 0.5% HF acid, and the part of the hot water (= interface (K) of both metallic glass alloys) is removed using an optical microscope. investigated. As a result, as shown in FIG. 9, the structure is uniformly and thinly discolored, and a hot water boundary (however, both are not mixed at the atomic level. This point is clarified by the joining of dissimilar alloys) appears. In other words, it was observed that they were completely joined. The fracture surface of the compressed sample was observed by SEM (scanning electron microscope). As shown in FIG. 8 (b), the interface (K) has a typical metallic glass vein-like fracture pattern.
この結果により、溶湯接合は、複数の注入口から注入した非結晶金属が接触混合する際に融点以上の温度を持ち、接触混合の瞬間でも流動性を保持することができれば、充分な原子拡散エネルギーを持ち、水のように合流して一体となることが分かる。ただし、界面(K)を作り互いに原子レベルで混合されるようなことはない。この点は異種複合合金の場合でも同じである。 As a result of this, if the molten metal has a temperature higher than the melting point when the amorphous metal injected from a plurality of inlets contacts and mixes and can maintain fluidity even at the moment of contact mixing, sufficient atomic diffusion energy can be obtained. It can be seen that they merge together like water. However, the interface (K) is not formed and mixed at the atomic level. This is the same even in the case of dissimilar composite alloys.
次に注入口(2)の間隔であるが、溶湯は金型(1)のキャビティ(3)内を流れると、溶湯の走る距離によって温度変化(即ち、急速に温度低下する)が表れるので、界面(K)の温度は金属ガラス等非結晶合金の接合に関して非常に重要な因子である。また、溶湯が長距離を走って界面(K)に届くまでに凝固すると、もはや接合できなくなる。また、金型(1)を流れている液体金属の先端部分が半溶融状態であっても接合面では充分に原子結合ができず、空洞や隙間のような明確な湯境を発生し、接合部分の機械的性質が著しく低下する。従って、接合面のところでは、融点以上の温度（融点＋１５０℃であることが好適である）を保持する必要があり、液体金属の出湯温度、鋳込みの速度、溶湯走行距離、金型(1)の温度などをコントロールする必要がある。換言すれば、これらを適切にコントロールすれば、注入口(2)間の幅を適切な幅(界面(K)で溶融状態を保っていること)にすることになる。この点は異種複合合金の場合でも同じである。 Next, it is the interval of the inlet (2), but when the molten metal flows in the cavity (3) of the mold (1), a temperature change (that is, the temperature rapidly decreases) appears depending on the distance the molten metal travels, The temperature of the interface (K) is a very important factor for joining amorphous alloys such as metallic glass. Further, when the molten metal is solidified by running a long distance and reaching the interface (K), it can no longer be joined. In addition, even if the tip of the liquid metal flowing through the mold (1) is in a semi-molten state, the bonding surface cannot sufficiently bond atoms, and a clear hot water boundary such as a cavity or a gap is generated. The mechanical properties of the part are significantly reduced. Therefore, it is necessary to maintain a temperature equal to or higher than the melting point (preferably a melting point + 150 ° C.) at the joining surface, and the liquid metal pouring temperature, casting speed, molten metal travel distance, mold (1) It is necessary to control the temperature of the machine. In other words, if these are appropriately controlled, the width between the injection ports (2) is set to an appropriate width (a molten state is maintained at the interface (K)). This is the same even in the case of dissimilar composite alloys.
以上の結果から、従来の一つの注入口(2)で一定の面積や体積の金属ガラスバルク等非結晶合金バルクしか作製できない製法から、多数個の注入口(2)を用意して同時に鋳込むという溶湯接合方法を採用することにより、理論上、寸法無制限の同種バルク金属ガラス製品を作製することが可能になった。換言すれば、この方法を利用して、図４(a)に示すように多数の注入口(2a)(2b)…(2n)を設けることで、数メートルのバルク金属ガラス太径棒材を簡単に作製することができるようになる。同様に同図(b)のように板材や、同図(c)のように複雑形状の製品、図３のような塊状バルクもすべて容易に作製することができるようになった。 Based on the above results, a number of inlets (2) are prepared and cast simultaneously from a manufacturing method in which only a single amorphous alloy bulk such as a metallic glass bulk with a certain area and volume can be produced with a single inlet (2). By adopting the molten metal joining method, it has become possible to produce a bulk metal glass product of the same type that is theoretically unlimited in size. In other words, using this method, a large number of bulk metal glass rods of several meters can be obtained by providing a large number of inlets (2a), (2b)... (2n) as shown in FIG. It can be easily manufactured. Similarly, a plate material as shown in FIG. 3B, a product having a complicated shape as shown in FIG. 3C, and a bulk as shown in FIG. 3 can all be easily produced.
（２） 異種金属の溶湯接合
次に異種金属ガラス同士の接合について説明する。異種金属ガラス同士の接合に使用される合金の組成はZr55Cu30Al10Ni5、Cu42Zr42Al8Ag8、及びTi41.5Cu42.5Ni7.5Hf5Zr2.5Si１である。外観的には完全に接合されたように見えることが確認された(図１０の上３本参照。なお、下３本は同種金属である。)。
(2) Molten metal joining of dissimilar metals Next, joining of dissimilar metal glasses will be described. The composition of the alloy used for joining dissimilar metallic glass to each other is Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5 , Cu 42 Zr 42 Al 8 Ag 8, and Ti 41.5 Cu 42.5 Ni 7.5 Hf 5 Zr 2.5 Si 1. It was confirmed in appearance that it seemed to be completely joined (see the top three in FIG. 10; the bottom three are the same type of metal).
(a)Zr55Cu30Al10Ni5、およびCu42Zr42Al8Ag8といった異種合金を用いて作製した太径棒状バルクの接合部分の試料を前述と同じように６ピース切り出し、ＸＲＤを用いて相の同定を行った。その結果を図１１（ａ）に示す。試料AはCu42Zr42Al8Ag8金属ガラスであり、試料BはZr55Al10Ni5Cu30金属ガラスである。B１試料(No.6：図１１(a)の最上段に記載されたグラフ)のX線のピーク中心は約2θ＝42°であり、単一のZr55Cu30Al10Ni5金属ガラスのピーク位置と一致する。また、反対側のA1試料(No.1：図１１（ａ）の最下段に記載されたグラフ)はX線のピーク中心が約2θ＝40°であり、Cu42Zr42Al8Ag8金属ガラスのピーク位置とほぼ一致する。中間部分の試料AB１、AB11、BA1はいずれも金属ガラスになっており、X線のピーク中心はA1試料とB1試料との間において単調に変化している。 (a) Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5, and Cu 42 Zr 42 Al cut 6 pieces of the sample of the joint portion of the produced thick径棒shaped bulk like above using 8 different alloy such as Ag 8, the XRD Phase identification. The result is shown in FIG. Sample A is Cu 42 Zr 42 Al 8 Ag 8 metallic glass, and Sample B is Zr 55 Al 10 Ni 5 Cu 30 metallic glass. The peak center of the X-ray of the sample B1 (No. 6: the graph described at the top of FIG. 11 (a)) is about 2θ = 42 °, and the single Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5 metallic glass It matches the peak position. In addition, the A1 sample on the opposite side (No. 1: the graph described in the bottom of FIG. 11A) has an X-ray peak center of about 2θ = 40 °, and Cu 42 Zr 42 Al 8 Ag 8 metal It almost coincides with the peak position of the glass. Samples AB1, AB11, BA1 in the middle part are all made of metallic glass, and the peak center of the X-ray changes monotonically between the A1 sample and the B1 sample.
図１１(b)に示したDSCはX線に対応する試料の熱分析の結果である。中間に接合した試料のTg、Tx及びΔTxの変化は、X線のピークの位置変化の結果と極めて一致しており、異種金属ガラスでも完全に溶湯接合できていることを確認した。 The DSC shown in FIG. 11 (b) is the result of thermal analysis of the sample corresponding to X-rays. The changes in Tg, Tx, and ΔTx of the samples joined in the middle are in good agreement with the results of changes in the position of the X-ray peak, and it was confirmed that even a dissimilar metal glass could be completely melted.
また、溶湯接合を行ったZr55Al10Ni5Cu30、Zr42Cu42Al8Ag8及びTi41.5Cu42.5Ni7.5Hf5Zr2.5Si1金属ガラスの腐食速度の差を利用して接合状態を調べた。図１２はその内のZr55Al10Ni5Cu30とZr42Cu42Al8Ag8交差型バルク金属ガラスを0.5％HF酸の中で腐食し、光学用顕微鏡組織により溶湯金属の流れ様子、いわゆる接合状況を示す交差型キャビティ(3)で作製した試料の縦断面のエッチング写真である。写真ではA合金Zr55Cu30Al10Ni5が先一歩に流れ込み、B合金Cu42Zr42Al8Ag8はA合金が未凝固(＝溶融状態)のうちに突入し、合流地点で衝突して渦流のような模様を形成していることが観察される。この模様により、A,Bバルク金属ガラス合金が単純に混合するだけで両者は界面を形成し、前述のＸ線回折の結果によりすべて非結晶状態になっているといえるので、原子は長距離拡散を行っていないこと、つまり、原子レベルで混合されていないことが観察された。 Also, using the difference in the corrosion rate of Zr 55 Al 10 Ni 5 Cu 30 , Zr 42 Cu 42 Al 8 Ag 8 and Ti 41.5 Cu 42.5 Ni 7.5 Hf 5 Zr 2.5 Si 1 metallic glass after molten metal bonding, I investigated. Fig. 12 shows Zr 55 Al 10 Ni 5 Cu 30 and Zr 42 Cu 42 Al 8 Ag 8 cross-type bulk metallic glass corroded in 0.5% HF acid, and the flow of molten metal by optical microstructure. It is the etching photograph of the longitudinal cross-section of the sample produced by the cross type | mold cavity (3) which shows what is called a joining condition. In the photograph, A alloy Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5 flows into the first step, and B alloy Cu 42 Zr 42 Al 8 Ag 8 enters the A alloy in an unsolidified (= molten state) and collides at the junction. It is observed that a vortex-like pattern is formed. Because of this pattern, the A and B bulk metallic glass alloys are simply mixed together to form an interface, and it can be said that all of them are in an amorphous state according to the result of the X-ray diffraction described above. It was observed that no mixing was performed, that is, no mixing at the atomic level.
また、B合金（Cu42Zr42Al8Ag8）とC合金（Ti41.5Cu42.5Ni7.5Hf5Zr2.5Si１）の接合部分の模様を観察した結果を図１３に示す。これは直線型金型で作製した太径棒状試料であるので、接合部分の模様は通常単純な針型を呈する。接合部分の模様、即ち異種合金の混合状態によって機械的性質などの物性値が変わるので、接合の模様に影響している異種合金の出湯温度、注入の圧力、溶湯流れの速度などの因子のコントロールは非常に重要である。なお、この状態は同種非結晶金属の場合でも同様である。 Further, the results of observing the pattern of the joint portion of the B alloy (Cu 42 Zr 42 Al 8 Ag 8) and C alloys (Ti 41.5 Cu 42.5 Ni 7.5 Hf 5 Zr 2.5 Si 1) in FIG. 13. Since this is a large-diameter bar-shaped sample produced with a linear mold, the pattern of the joint portion usually exhibits a simple needle shape. Because the physical properties such as mechanical properties change depending on the joint pattern, that is, the mixed state of different alloys, control of factors such as tapping temperature of different alloys, injection pressure, and melt flow speed affecting the joining pattern Is very important. This state is the same even in the case of the same kind of amorphous metal.
なお、圧縮試験の結果は図示していないが、同種非結晶金属と同様に、A合金側の強度は1500〜1700MPa以上であり、B合金側の強度は1700〜1900MPaであった。これらは単一合金系のバルク金属ガラスと同レベルである。また、接合部の強度が1500MPa以上であり、かつ塑性変形が２％以上あるものが見られた。これは、Zr55Cu30Al10Ni5単体の圧縮塑性変形から約１％上昇している。このことはA,B金属ガラスの相乗効果であることを示唆している。 Although the results of the compression test are not shown, the strength on the A alloy side is 1500 to 1700 MPa or more and the strength on the B alloy side is 1700 to 1900 MPa, as in the case of the same kind of amorphous metal. These are the same level as single-alloy bulk metal glasses. Moreover, the strength of the joint was 1500 MPa or more and the plastic deformation was 2% or more. This is increased by about 1% from the Zr 55 Cu 30 Al 10 Ni 5 single compressive plastic deformation. This suggests a synergistic effect of A and B metallic glasses.
また、接合部分の破断面の写真を図１４に示す。同図からは、金属ガラスの典型的な脈状の破断面を呈していることがわかる。また、２の異種金属のため、破断面の破断方向は各自の中心軸に対して４５度で破断した特徴が見出された。おそらくこのメカニズムで圧縮塑性が2％の増大に貢献しているものと推察される。 Moreover, the photograph of the torn surface of a junction part is shown in FIG. From the figure, it can be seen that a typical vein-shaped fracture surface of metallic glass is exhibited. Further, due to the two dissimilar metals, it was found that the fracture direction of the fracture surface was fractured at 45 degrees with respect to the central axis of each. Presumably, this mechanism contributes to a 2% increase in compression plasticity.
また、ナノ結晶と準結晶も金属ガラスと同様の性質を有するので同じ条件でバルク生成が可能である。 In addition, since nanocrystals and quasicrystals have the same properties as metallic glass, they can be produced in bulk under the same conditions.
(1) 鋳型（金型）
(2) 注入口
(3) キャビティ
(4) 非結晶合金
(5) 結晶合金
(1) Mold (mold)
(2) Inlet
(3) Cavity
(4) Amorphous alloy
(5) Crystal alloy
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