JP4094030B2 - 超高強度Ni基金属ガラス合金 - Google Patents
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Description
る。
なわち、ガラス形成能が非常に高い合金が1980年代にPd-Si-Cu合金で見出され
た。さらに、1990年になってから、実用的な合金組成でガラス形成能が非常に高い合
金が見出された。一般に、「アモルファス合金」では加熱によりガラス転移点に到達する
前に結晶化が進行してしまい、ガラス転移は実験的には観察できない。これに対して、「
金属ガラス」は加熱によって明瞭なガラス転移が観察され、結晶化温度までの過冷却液体
領域の温度範囲が数十Kにも達する。
ク状のアモルファス合金を作ることができるようになった。このようなアモルファス合金
が、特に、「金属ガラス」と呼ばれているのは、金属でありながら、酸化物ガラスのよう
に安定な非晶質で、高温で容易に塑性変形(粘性流動)できるためである。
きな、いわゆるバルクの金属鋳造体を銅金型鋳造等により溶湯から冷却凝固して製造でき
る特性を有するものである。また、過冷却液体状態に加熱すると合金の粘性が低下するた
めに閉塞鍛造などの方法により任意形状に塑性加工できる特性を有するものである。「金
属ガラス」は、これらの特性を有しない、従来のアモルファス合金薄帯やファイバーなど
の「アモルファス合金」とは本質的に異なる材料であり、各種工業製品の材料としての有
用性は非常に大きい。
、Ti,Zr,Hf,Nb,又はTaの1種以上)系Ni基金属ガラス合金(特許文献1)を
開発した。また、Ni−Nb系金属ガラス合金(特許文献2、3、非特許文献1)を開し
た。これらのNi−Nb系金属ガラス合金の圧縮試験結果を図7に示す。また、Ni−T
i−Zr系金属ガラス合金(特許文献4)を開発した。さらに、2003年に高いガラス
安定性及び非晶質形成能に優れたNi−Nb−Sn基金属ガラス合金が開発された(非特
許文献2)が、このNi基金属ガラス合金は非常に脆くて、優れた機械的性質と結晶化に
対する高い熱安定性を備えていると言えない。
属ガラス合金を製作できることを報告した(非特許文献3)。さらに、本発明者らは、
Ni−Ta−Ti−(Zr,Hf)系の室温で、圧縮強度が2800〜3180MPaの高
強度のNi基金属ガラス合金を開発した(特許文献5)。最近、直径5mmのNi−Cu
−Ti−Zr−Al金属ガラス合金が報告された(非特許文献4)が、圧縮強度(σf)
は2300〜2400MPa程度と小さい。
が大きく(すなわちガラス形成能が大きい)、かつ強度も大きいバルク金属ガラス合金の
製作は困難であった。そこで、本発明は、大きなガラス形成能と高強度を兼ね備えたNi
基金属ガラス合金を提供することを目的とする。
以上の過冷却液体領域△Txを示し、かつ従来にない高強度を有し、上述の課題を解決で
きるNi基金属ガラス合金が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわ
ち、本発明は、下記の組成式で示されるNi基金属ガラス合金である。
式:[(Ni1−xFex)0.75B0.25−aSia]100ーyNby(式中、
0.1≦x≦0.5,0.04≦a≦0.06、3.0≦y≦4.5(原子%)である)
度、Tgはガラス遷移温度)の式で表される過冷却液体の温度間隔が30K以上で、換算
ガラス化温度Tg/Tl(Tlは液相線温度)が0.54以上である。本発明のNi基金
属ガラス合金は、金型鋳造法により直径又は厚さ1.0mm以上で、非晶質相の体積比率
100%の棒材又は板材が得られる。
ス硬さ(荷重:0.98N、保持時間:15秒)が1000Hv以上であり、機械的性質に
優れている。また、本発明のNi基金属ガラス合金を用いて金型鋳造法によりガラス相の
体積分率が100%である高強度鋳造製品を製造することができる。さらに、この合金を
用いて、過冷却液体状態で塑性加工することによりガラス相の体積分率が100%である
高強度加工製品を製造することができる。
析を行うことにより得られるガラス遷移温度Tgと結晶化開始温度Txの温度間隔で定義
されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対する抵抗力、すなわち非晶質の安定
性及び加工性を示す数値である。本合金は40K以上の過冷却液体領域△Txを有する。
また、本明細書中の「換算ガラス化温度」とは、ガラス遷移温度(Tg)と毎分5Kの加
熱速度で示差熱量分析(DTA)を行うことにより得られる合金液相線温度(Tl)の比
で定義されるものである。「換算ガラス化温度」は非晶質形成能力を示す数値である。
属ガラス合金において、塊状試料で、室温で、3500MPaを超える圧縮強度を持つも
のが容易に得られた。この3500MPa以上という値はこれまでに報告されたNi基ガ
ラス合金のどれよりも大きい。
の強度は主に元素間の結合力によるものであることが知られている。FeとNiの原子番
号はそれぞれ26と28であり、核外電子の配置は、それぞれ、1s2 2s22p63s23p63d6 4s2と1
s2 2s22p63s23p63d8 4s2である。FeとNiの3dバンドにある電子は、それぞれ6と8であ
る。3dバンドには最大10個の電子が受け入れられる。つまり、Feの方はNiより、3dバ
ンドがまだ空いている。したがって、BとSiからの核外電子(s電子)はFe含有量の
増加によって、3dバンドに入りやすく、強いs−d混合結合が形成される。その結果、強
度はX=0.4程度まではFe含有量の増加に従って増加する。特に、[(Ni0.6F
e0.4)0.75B0.2Si0.05]96Nb4の組成の金属ガラス合金は383
6MPaという超高強度を示し、これは各種Ni基金属ガラス合金の中で最高の値である
。X=0.5を超えると脆化して塑性変形し難くなるので好ましくない。
共晶組成に位置するからと考えられる。Feの添加は図2に示すように合金組成を共晶点
に近づける。共晶組成付近では、液相線温度が低く、Tg/Tlが大きくなり、ガラス形
成能が向上する。
形成能を有し、金型鋳造法により厚さ1mm以上の板状材料又は直径1mm以上の棒状材
料を容易に作製することができる。また、高強度、高硬度を有する。これらのことから、
本発明は、優れた塑性加工性、優れた機械的性質を兼備した実用上有用なNi基金属ガラ
ス合金を提供することができる。
x)0.75B0.25−aSia]100ーyNby(式中、0.1≦x≦0.5,0
.04≦a≦0.06、3.0≦y≦4.5(原子%)である)で示される。この合金は
、Ni:ニッケル、Fe:鉄、B:ホウ素、Si:けい素、Nb:ニオブの5成分を基本
とする。
超高強度バルク金属ガラス合金の基となる元素である。これらの5種の元素の内、Niと
Feの合計含有量は、上記の式に基づく計算により約71.6〜72.8at%であり、N
iとFeの割合は、Ni、Fe元素の原子数の合計を1とするときのFeの原子数比を示
すxの値を0.1≦x≦0.5、より好ましくは、0.20≦x≦0.40とする。
減少し、ガラス形成能が低下し、機械的強度も十分ではない。xが0.5を超えると、脆
化して塑性加工性が劣化する。
元素であり、安定なアモルファス構造を得るために重要である。BとSiはともに含有さ
れる必要があり、一方が上記組成範囲から外れると、ガラス形成能が劣り、バルクガラス
合金の形成が困難である。本発明合金の組成では、B+Siの量が合計で約23.9〜2
4.3at%であり、共晶点に近い組成となる。
発明の合金組成においては、Nbは3.0原子%以上4.5原子%以下の範囲で添加する
。この範囲を外れて、Nbが3.0原子%未満であると過冷却液体の温度間隔ΔTxが消
滅するために好ましくなく、4.5原子%よりも大きくなるとガラス形成能が減少するた
めに好ましくない。
から凝固過程にかけて、結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が混在した組織になる
。また、この組成範囲から大きく離れると、ガラス相が得られず、結晶相となる。
3mmのガラス相100%の金属ガラス丸棒が作製できるが、同様な冷却速度で、回転水
中紡糸法により、直径0.55mmまでの細線、アトマイズ法により、直径0.6mmま
での粒子の金属ガラス合金を作製できる。
紡糸法、アトマイズ法などの種々の方法で冷却凝固させ、薄帯状、フィラメント状、粉粒
体状の非晶質固体を得ることができる。また、本発明のNi基金属ガラス合金は大きな非
晶質形成能を有するため、上述の公知の製造方法のみならず、冷却条件や製品肉厚などを
調整することによりガラス相の体積分率が100%である種々の形状のバルクの高強度鋳
造製品を製造することができる。
ラス合金製品を得ることもできる。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において溶融した後、溶融金属を0.5〜1.5kg・f/cm2
程度の噴出圧で銅製の金型内に充填凝固させることにより金属ガラス合金塊を得ることが
できる。更に、ダイカストキャスティング法及びスクイズキャスティング法などの製造方
法を適用することもできる。また、本発明の合金を用いて、過冷却液体状態でプレス、鍛
造、圧延などの塑性加工することによりガラス相の体積分率が100%である種々の形状
の高強度加工製品を製造することができる。
]96Nb4組成のガラス合金(式中、x=0、0.1、0.2、0.3、0.4)のD
SC曲線を示す。そして、試料のガラス遷移温度(Tg)、結晶化開始温度(Tx)を示差走
査熱量計(DSC)によって測定した。これらの値より過冷却液体領域(Tx−Tg)を算
出した。液相線温度(Tl)の測定は、示査熱分析(DTA)によって測定した。これら
の値より換算ガラス化温度(Tg/Tl)を算出した。
一定の値の795Kを維持しており、ΔTxは25K〜50Kの範囲である。加えて、x
=0.3及び0.4の合金の結晶化は大部分単一の発熱反応を経て生じることが分かる。
それゆえ、過冷却液体の結晶化に対する熱安定性は、Fe含有量の増加とともに増加する
ことが理解される。
Nb4合金はTm(融点)とTlがそれぞれ1275Kと1446Kであり、またTmと
Tlの間の最大の温度範囲が171Kであることが分かる。加えて、この合金は 幾つか
の吸熱ピークを示す。それゆえ、本合金の組成は共晶点から離れていることが示唆される
。NiをFeでx=0.1の値だけ置換することによって、TmとTlは1275Kから
1243Kへ、1446Kから1408Kへそれぞれ大きく低下し、DTA曲線は二つの
吸熱ピークを示し、本発明の合金の[(Ni0.9Fe0.1)B0.2Si0.05]
96Nb4合金がFeを含まない合金のそれよりも単純であることを示唆している。
32Kのほとんど一定の値を維持する。しかし、Feの添加がx=0.3の合金はわずか
に高い1237KのTmを示す。したがって、Fe含有量がx=0.2,0.3及び0.
4の合金は、共晶点に近く、約1232KのTmをもつことが理解される。他方、Tlは
1381Kから徐々に低下し、x=0.4のFe添加量の合金は、最低のTl=1348
Kを示し、Tm〜Tl間の温度間隔は118Kと最も小さくなる。
ピークに変化するのを見ることができる。 これらのすべての変化が、合金組成がFe含
有量の増加と共に共晶点に接近し、そして、x=0.4のFe含有量の合金組成はその他
の合金組成と比べて共晶点により近いことを意味する。
以下、本発明の実施例について説明する。表1に示す合金組成からなる材料(比較例1
、実施例1〜4)について、アーク溶解法により原料合金を溶製した。図6に、銅鋳型鋳
造法により棒状試料を作製するのに用いた装置を側面から見た概略構成を示す。
でアルゴン雰囲気中に1600K〜1800Kの温度で再溶融した後、銅金型鋳造法によ
って直径0.5〜3mm、長さ約40mmの棒状試料を作製した。鋳造は、溶融合金を先
端に小孔(孔径0.5〜4mm)を有する石英管3に充填し、高周波発生コイル4により
加熱溶融した。その後、その石英管3を垂直な孔5を鋳込み空間として設けた銅製鋳型6
の直上に設置した。
により石英管3の小孔2から噴出し、銅製鋳型6の孔に注入してそのまま放置して凝固さ
せて鋳造棒を得た。比較例1は、Feを含まない合金である。 ガラス質単相を形成する
臨界直径は実施例1(x=0.2)で1mm、実施例2(x=0.2)で2mm、実施例
3(x=0.3)で2.5mm、実施例4(x=0.4)で3mmであった。
直径を有する鋳造合金棒材のXRDパターンを示す。これらの全てのバルクの試料につい
て結晶のピークのないブロードなピークのみが見られ、3mmまでの直径範囲内でガラス
相の形成が示される。
体積比率(Vf−amo.)は、DSCを用いて結晶化の際の発熱量を完全非晶質化した
厚さ約20μmの薄帯との比較により評価した。表1に示すように、換算ガラス化温度(
Tg/Tl)とγパラメータ(Tx/(Tg+Tl))はそれぞれ0.541〜0.553及び
0.366〜0.380であった。
室温で圧縮試験を行い圧縮強度(σf)を測定した。また、ビッカース硬さHv(荷重、時
間はそれぞれ0.98N、15秒である)を測定した。
4s−1における圧縮試験の真応力―真歪曲線を示す。図4に示されるように、各合金棒
材は、同様の特徴、すなわち、約0.02の歪みまで弾性変形し、約0.001の小さい
塑性変形が続き、ついで最終破断する、という特徴を示す。ヤング率(E), 降伏強度(
σy), 圧縮強度(σf), 弾性伸び(εe) 及び塑性伸び(εp) はそれぞれ186GP
a,3778MPa,3836MPa,0.02及び0.001である。
す。写真に見られるように、破断面に脈状模様(ベインパターン;vein pattern)が発達
しており、破断中に破断部の粘性率が減少して液体状態が再現し、破断は滑るように進行
してある程度の塑性変形を示す。一方、脈状模様がない試料は、破断は一気に発生してし
まい、塑性変形を示さない。Fe基金属ガラス合金やCo基金属ガラス合金では、ほとん
ど塑性変形を示さずに破断する。
示す。比較例1の合金のHvは972であるが、実施例1〜4の合金はHv1053〜1
130の範囲内にある。実施例2〜4の金属ガラス合金の機械的性質は、それぞれΕ=1
72〜186GPa, σy=3598〜3778MPa、σf =3683〜3836MP
aである。
法の箔の作製が可能であり大型の部品の接合用のロウ材や、例えば、圧力センサ、トルク
センサ、マイクロモータ歯車などの小型化、高強度を必要とする構造材や機能材として特
に有用である。
Claims (6)
- 式:[(Ni1−xFex)0.75B0.25−aSia]100ーyNby(式中、
0.1≦x≦0.5,0.04≦a≦0.06、3.0≦y≦4.5(原子%)である)
で示される組成を有することを特徴とする超高強度Ni基金属ガラス合金。 - ΔTx=Tx−Tg(ただし、Txは結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度)の式で表
される過冷却液体の温度間隔が30K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tl(Tlは液相
線温度)が0.54以上であることを特徴とする請求項1記載の超高強度Ni基金属ガラ
ス合金。 - 厚さ又は直径2mm〜3mmの範囲でガラス相の体積分率が100%であることを特徴と
する請求項1記載の超高強度Ni基金属ガラス合金。 - 室温で、圧縮強度が3500MPa以上、ビッカース硬さ(荷重:0.98N、保持時間
:15秒)が1000Hv以上であることを特徴とする請求項1記載の超高強度Ni基金
属ガラス合金。 - 金型鋳造法により鋳造された請求項1ないし4のいずれかに記載の金属ガラス合金からな
るガラス相の体積分率が100%であることを特徴とする鋳造製品。 - 請求項1ないし4のいずれかに記載の金属ガラス合金を過冷却液体状態で塑性加工したガ
ラス相の体積分率が100%であることを特徴とする加工製品。
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Cited By (1)
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CN104827027A (zh) * | 2015-06-05 | 2015-08-12 | 哈尔滨工程大学 | 用于等离子熔覆的Ni-(Ta/Zr/Hf)-Re合金粉末的制备方法 |
Families Citing this family (21)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20140027186A (ko) | 2011-04-28 | 2014-03-06 | 고쿠리츠다이가쿠호진 도호쿠다이가쿠 | 금속 유리 나노 와이어의 제조 방법, 그 제조 방법에 의해 제조된 금속 유리 나노 와이어, 및 금속 유리 나노 와이어를 포함한 촉매 |
US20150047463A1 (en) | 2012-06-26 | 2015-02-19 | California Institute Of Technology | Systems and methods for implementing bulk metallic glass-based macroscale gears |
CN103060725A (zh) * | 2013-01-22 | 2013-04-24 | 上海交通大学 | 一种镍基非晶合金粉末和镍基非晶复合涂层及其制备方法 |
US20140342179A1 (en) | 2013-04-12 | 2014-11-20 | California Institute Of Technology | Systems and methods for shaping sheet materials that include metallic glass-based materials |
US10081136B2 (en) | 2013-07-15 | 2018-09-25 | California Institute Of Technology | Systems and methods for additive manufacturing processes that strategically buildup objects |
KR20160145668A (ko) * | 2014-04-09 | 2016-12-20 | 캘리포니아 인스티튜트 오브 테크놀로지 | 벌크 비정질 금속계 스트레인 웨이브 기어들 및 스트레인 웨이브 기어 컴포넌트들을 구현하기 위한 시스템들 및 방법들 |
US10487934B2 (en) | 2014-12-17 | 2019-11-26 | California Institute Of Technology | Systems and methods for implementing robust gearbox housings |
US10151377B2 (en) | 2015-03-05 | 2018-12-11 | California Institute Of Technology | Systems and methods for implementing tailored metallic glass-based strain wave gears and strain wave gear components |
US10174780B2 (en) | 2015-03-11 | 2019-01-08 | California Institute Of Technology | Systems and methods for structurally interrelating components using inserts made from metallic glass-based materials |
US10155412B2 (en) | 2015-03-12 | 2018-12-18 | California Institute Of Technology | Systems and methods for implementing flexible members including integrated tools made from metallic glass-based materials |
US10968527B2 (en) | 2015-11-12 | 2021-04-06 | California Institute Of Technology | Method for embedding inserts, fasteners and features into metal core truss panels |
DE112018001284T5 (de) | 2017-03-10 | 2019-11-28 | California Institute Of Technology | Verfahren zur herstellung von dehnwellengetriebe-flexsplines mittels additiver metallfertigung |
WO2018218077A1 (en) | 2017-05-24 | 2018-11-29 | California Institute Of Technology | Hypoeutectic amorphous metal-based materials for additive manufacturing |
EP3630392A4 (en) | 2017-05-26 | 2021-03-03 | California Institute of Technology | DENDRITE REINFORCED METAL MATRIX COMPOSITE MATERIALS ON TITANIUM BASE |
WO2018223117A2 (en) | 2017-06-02 | 2018-12-06 | California Institute Of Technology | High toughness metallic glass-based composites for additive manufacturing |
JP2019116971A (ja) * | 2019-01-25 | 2019-07-18 | カリフォルニア インスティチュート オブ テクノロジー | 波動歯車装置、円形スプライン、及び方法 |
US11859705B2 (en) | 2019-02-28 | 2024-01-02 | California Institute Of Technology | Rounded strain wave gear flexspline utilizing bulk metallic glass-based materials and methods of manufacture thereof |
US11680629B2 (en) | 2019-02-28 | 2023-06-20 | California Institute Of Technology | Low cost wave generators for metal strain wave gears and methods of manufacture thereof |
US11400613B2 (en) | 2019-03-01 | 2022-08-02 | California Institute Of Technology | Self-hammering cutting tool |
US11591906B2 (en) | 2019-03-07 | 2023-02-28 | California Institute Of Technology | Cutting tool with porous regions |
CN115652225A (zh) * | 2022-11-03 | 2023-01-31 | 新疆大学 | 一种具有室温大塑性的Ni基块体非晶合金及其制备方法 |
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN104827027A (zh) * | 2015-06-05 | 2015-08-12 | 哈尔滨工程大学 | 用于等离子熔覆的Ni-(Ta/Zr/Hf)-Re合金粉末的制备方法 |
CN104827027B (zh) * | 2015-06-05 | 2017-01-18 | 哈尔滨工程大学 | 用于等离子熔覆的Ni‑(Ta/Zr/Hf)‑Re合金粉末的制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
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